專利名稱：加工性優(yōu)異的高屈服比高強度的熔融鍍鋅鋼板和合金化熔融鍍鋅鋼板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及加工性優(yōu)異的高屈服比高強度的熔融鍍鋅鋼板和合金化熔融鍍鋅鋼板(以下有時用鍍敷鋼板代表。)，特別涉及在不便加工性降低的情況下屈服比提高的拉伸強度為980MPa以上的高強度鍍敷鋼板。本發(fā)明的鍍敷鋼板，例如，適合用于要求高加工性，同時要求高屈服強度的汽車用結(jié)構(gòu)部件(例如立柱、車架的縱梁、加強類等車身骨架部件；保險杠、車門護欄、薄板部件、車輪部件等強度部件)、家電用部件等。
背景技術(shù)：
近年來，由于有關(guān)地球環(huán)境問題的意識提高，對于各汽車制造商，為了改善燃料費 進行了車體的輕質(zhì)化。此外，從乘客的安全性的觀點出發(fā)，強化汽車的碰撞安全標準，也要求部件對于沖擊的耐久性。因此，對于最近的汽車，高強度鋼板的使用分率進ー步上升，對于其中要求防銹性的車體骨架部件、加強部件，積極地應(yīng)用了高強度的熔融鍍鋅鋼板或合金化熔融鍍鋅鋼板。隨著高強度鋼板的用途擴大，要求的特性也提高，對于難成型部件，進一步強烈要求母材的加工性的改善。作為同時具有強度和加工性的鋼板，有以具有高伸長率的鐵素體和發(fā)揮高強度的馬氏體為主體的復(fù)合組織鋼板(以下有時稱為DP鋼板)。此外，作為兼具高加工性和高屈服比的高強度鋼板，例如專利文獻I中公開了通過使鐵素體的平均結(jié)晶粒徑為5.0μπι以下，使硬質(zhì)第2相的平均粒徑為5. O μ m以下，從而具有780MPa以上的強度，同時伸長率優(yōu)異，并且屈服比為60 80%的高張カ熔融鍍鋅鋼板。對于該文獻中公開的技術(shù)，添加Ti、Nb的析出強化元素，實現(xiàn)了析出強化和組織微細化強化，但Ti、Nb的大量添加是必要的，因此從成本的觀點出發(fā)有問題。對于車體骨架用的高強度熔融鍍鋅鋼板，要求加工性，同時要求碰撞時的能量吸收能力，要求以低成本制造屈服強度即屈服比高的鋼板的技木。但是，上述DP鋼板顯示低屈服比，并沒有同時具有高屈服比和高加工性。此外，專利文獻I中示出了兼具高屈服比和加工性的鋼板，但在制造成本方面存在問題。因此，希望實現(xiàn)能夠以低成本制造顯示高屈服比并且優(yōu)異的加工性的高強度鍍敷鋼板的技木。現(xiàn)有技術(shù)文獻專利文獻專利文獻I :特開2006-52445號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明要解決的課題本發(fā)明著眼于上述的實際情況而完成，其目的在于提供拉伸強度為980MPa以上、顯示高屈服比并且加工性(詳細地說，指TS-EL平衡、進而TS-λ平衡)優(yōu)異的熔融鍍鋅鋼板和合金化熔融鍍鋅鋼板。
用于解決課題的手段能夠解決上述課題的本發(fā)明涉及的鍍敷鋼板是拉伸強度為980MPa以上的加工性優(yōu)異的高屈服比高強度鍍敷鋼板，其為在鋼板的表面具有熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層的鍍敷鋼板，具有如下的特征滿足c :0. 12 O. 3% (質(zhì)量％的含義。對于化學(xué)成分組成以下％都同為質(zhì)量％ )、Si 0. 1%以下(不包括0% )、Mn :2· O 3. 5%, P 0. 05%以下(不包括0% )、S 0. 05%以下(不包括0% )、Al 0. 005 O. 1%和N 0. 015%以下(不包括0% )，余量為鐵和不可避免的雜質(zhì)，金屬組織以貝氏體為母相組織，以相對于全部組織的比例計，滿足鐵素體的面積率3 20%和馬氏體的面積率10 35%，。本發(fā)明的優(yōu)選的實施方式中，上述鍍敷鋼板還含有選自Cr :1.0%以下(不包括0% ),Mo :1.0%以下(不包括0% )和B :0.01%以下(不包括0% )中的I種以上的元素。還含有Ti :0.3%以下(不包括0% )和/或V :0.3%以下(不包括0% )也是優(yōu)選的實施方式。 發(fā)明的效果本發(fā)明涉及的高強度鍍敷鋼板，以貝氏體為母相組織，適當(dāng)?shù)乜刂谱鳛榈?相組織的鐵素體和馬氏體的分率，因此拉伸強度為980MPa以上，顯示高屈服比(特別地，65%以上)，并且加工性優(yōu)異。本說明書中，所謂上述“加工性優(yōu)異”，意味著拉伸強度980MPa以上的情況下，TSEL平衡(進而TS-λ平衡)優(yōu)異。具體地，是指在上述的高強度范圍中，滿足[拉伸強度(TS MPa) X伸長率(EL % )/100]彡130。上述TSXEL/100優(yōu)選為140以上。進而，在上述的高強度范圍中，優(yōu)選為[拉伸強度(TS MPa) X擴孔率(λ : % )/100]彡210，上述TSX λ /100更優(yōu)選為220以上。


圖I為表示制造本發(fā)明的鋼板時的加熱曲線的簡要圖。圖2為表示制造本發(fā)明的鋼板時的加熱曲線的變形例的簡要圖。圖3為表示制造本發(fā)明的鋼板時的加熱曲線的另外的變形例的簡要圖。圖4為表示實施例中得到的鋼板的組織分率的圖。圖5為表示實施例中得到的鋼板的機械特性的圖。
具體實施例方式如上所述，作為兼具強度和加工性的鋼板，可列舉以鐵素體和馬氏體為主體的DP鋼板，該DP鋼板，由于在馬氏體相變時在鐵素體中導(dǎo)入可動位移(mobile dislocation),因此成為了低屈服比。因此，本發(fā)明人以如下內(nèi)容作為基本的思想以貝氏體為母相組織(主相)，與以往的DP鋼板相比對產(chǎn)生可動位移的馬氏體與導(dǎo)入可動位移的鐵素體的各自的分率進行控制，從而實現(xiàn)高屈服比。不過，通過貝氏體的導(dǎo)入，鐵素體相對減少，由此伸長率容易下降，而且由于馬氏體相對地減少，因此強度變得容易下降。進而，即使貝氏體為主相，如果馬氏體、鐵素體的分率比較多，有時實現(xiàn)高屈服比困難。因此為了能夠?qū)崿F(xiàn)高強度、高屈服比和高加工性的全部的特性，以貝氏體為主相，而且對鐵素體和馬氏體的各分率進行了深入研究，結(jié)果對于這些組織的分率發(fā)現(xiàn)了最佳范圍，完成了本發(fā)明。以下對于上述組織分率的范圍及其設(shè)定理由進行詳述。
[鐵素體分率3 20面積％]鐵素體作為有助于伸長率特性的提高的組織是重要的，為了確保伸長率特性，使相對于全部組織的鐵素體分率為3面積％以上。優(yōu)選為5面積％以上。另一方面，為了確保貝氏體組織并實現(xiàn)高屈服比，有必要將鐵素體分率控制在20面積％以下。優(yōu)選為18面積％以下。[馬氏體分率10 35面積％]馬氏體是對于確保高強度必要的組織，本發(fā)明中，使相對于全部組織的馬氏體分率為10面積％以上。優(yōu)選為15面積％以上。另一方面，為 了確保貝氏體組織，實現(xiàn)高屈服t匕，有必要將馬氏體分率控制在35面積％以下。優(yōu)選為30面積％以下。[母相組織貝氏體]如上所述，本發(fā)明的鋼板以貝氏體為母相組織(主相)。本發(fā)明中的“母相組織”，是指在全部組織中所占的比例最多的組織。僅由貝氏體、鐵素體和馬氏體這3相構(gòu)成的情況下，根據(jù)上述鐵素體分率和馬氏體分率的上限值，貝氏體分率成為45面積％以上，貝氏體組織成為“母相組織”。需要說明的是，本發(fā)明中，在制造過程中生成的殘留奧氏體包含在該馬氏體中。本發(fā)明的鋼板，可只由貝氏體、鐵素體和馬氏體這3相構(gòu)成，但在不阻礙本發(fā)明的作用的限度內(nèi)，可含例如制造過程等中不可避免地生成的組織。作為這樣的組織，可列舉例如珠光體等，相對于全部組織的上述組織的分率，以合計表示，優(yōu)選為5面積％以下。上述組織的鑒定和分率的測定可采用后述的實施例中所示的方法進行。為了充分發(fā)揮形成上述組織所產(chǎn)生的優(yōu)異的特性(高強度、高屈服比和高加工性)，也發(fā)揮作為鍍敷鋼板的其他的特性(例如鍍敷密合性、焊接性)，有必要如下所述控制鋼板的化學(xué)成分組成。以下對化學(xué)成分組成詳述。[C :0· 12 O. 3% ]C是除了提高淬火性以外，有助于貝氏體、馬氏體的硬質(zhì)化，為了確保鋼板的強度所必需的元素。如果C量不足，不僅鐵素體大量生成，而且貝氏體、馬氏體也軟質(zhì)化，因此實現(xiàn)高屈服比、高強度變得困難。因此，本發(fā)明中，將C量規(guī)定為O. 12%以上。優(yōu)選為O. 13%以上，更優(yōu)選為O. 14%以上。另一方面，如果過剩地含C，則焊接性降低，因此C量為O. 3%以下。優(yōu)選為O. 26%以下，更優(yōu)選為O. 23%以下。[Si :0· I % 以下(不含 0% )]Si是對于鐵素體的固溶強化有效的元素，也是使鍍敷密合性下降的元素，因此本發(fā)明中極力地使其少為宜。因此，Si量為O. 1%以下。優(yōu)選為O. 07%以下，更優(yōu)選為O. 05%以下，進一步優(yōu)選為O. 03%以下。[Mn :2. O 3. 5% ]Mn是提高淬火性，有助于確保高強度的元素。如果Mn量不足，淬火性變得不充分，鐵素體大量生成，實現(xiàn)高強度、高屈服比變得困難。因此，本發(fā)明中，含有2.0%以上的Mn。優(yōu)選的Mn量為2. 3%以上。另一方面，如果過剩地含有Mn，強度-伸長率平衡容易降低、焊接性變得容易降低，因此Mn量為3. 5%以下，優(yōu)選為3. 2%以下。[P :0· 05 % 以下(不含 O % )]P是對于鐵素體的固溶強化有效的元素，也是使鍍敷密合性降低的元素，因此在本發(fā)明中極力地使其少為宜。因此，使P量為O. 05%以下。優(yōu)選為O. 03%以下。[S :0.05% 以下(不含 0% )]S是不可避免的雜質(zhì)元素，從確保加工性、焊接性的觀點出發(fā)，極力地使其少為宜，因此使其為O. 05%以下。優(yōu)選為O. 02%以下，更優(yōu)選為O. 01%以下。[Al :0· 005 O. 1% ]Al是具有脫氧作用的元素，使其為O. 005%以上。優(yōu)選為O. 01%以上，更優(yōu)選為0.02%以上。但是，即使過剩地添加，其效果也飽和，因此使Al量的上限為O. I %。優(yōu)選為O. 08%以下，更優(yōu)選為O. 06%以下。[N :0· 015% 以下(不含 0% )]
N為不可避免的雜質(zhì)元素，如果大量地含有，存在使韌性、伸長率劣化的傾向，因此使N量的上限為0.015%。優(yōu)選為O. 01%以下，更優(yōu)選為O. 005%以下。本發(fā)明中使用的鋼的基本成分如上所述，余量為鐵和不可避免的雜質(zhì)。作為因原料、資材、制造設(shè)備等的狀況而帶入的上述不可避免的雜質(zhì)，除了上述S、N以外，還可列舉O、雜質(zhì)元素(Sn、Zn、Pb、As、Sb、Bi 等)等。本發(fā)明中使用的鋼，根據(jù)需要可還含有以下的任意元素。[從Cr:1.0%以下(不含0% )、Mo :1· 0%以下(不含O %)、和B :0. 01 %以下(不含0%)中選擇的I種以上的元素]Cr、Mo、B均為提高淬火性，有助于確保高強度的元素。為了發(fā)揮這樣的效果，含Cr的情形下，優(yōu)選含有O. 04%以上，含Mo的情形下，優(yōu)選含有O. 04%以上，含B的情形下，優(yōu)選含有O. 0010%以上。但是，如果過剩地含有Cr、Mo，則伸長率劣化，因此優(yōu)選使各自的上限為I. 0%以下。更優(yōu)選地，含Cr的情形下，為O. 50%以下，含Mo的情形下，為O. 50%以下。此外，過剩地含有B的情形下，不僅其效果飽和，而且伸長率劣化，因此B量的上限優(yōu)選為O. 01%，更優(yōu)選為O. 005% ο[Ti :0.3%以下(不含0% )和/或V :0.3%以下(不含0% )]Ti、V為通過碳氮化物的析出、組織的微細化而有助于確保高強度的元素。為了充分地發(fā)揮這樣的效果，含Ti的情形下，優(yōu)選含有O. 01 %以上，含V的情形下，優(yōu)選含有
O.01 %以上。但是，即使過剩地含有任一種元素，僅僅是上述效果飽和，因此優(yōu)選使各自的上限為O. 3%。更優(yōu)選地，含Ti的情況下，為O. 20%以下，含V的情況下，為O. 20%以下。為了制造本發(fā)明的熔融鍍鋅鋼板，特別地，以滿足下述的條件的方式進行冷軋后的退火是有效的。以下參照圖I對退火工序詳述。需要說明的是，對于本發(fā)明的熔融鍍鋅鋼板(GI)、合金化熔融鍍鋅鋼板(GA)，在該圖I中所示的工序中，在低溫保持工序中途、或者低溫保持工序與三次冷卻工序之間、或者三次冷卻工序的中途等，在這些工序(或工序間)附加了常規(guī)方法的鍍敷工序，或者還附加了常規(guī)方法的合金化工序。[Ac3點 (Ac3點+150°C )的溫度范圍(均熱溫度Tl)中5 200秒(均熱時間tl)均熱]將滿足上述的成分組成的冷軋鋼板加熱，在Ac3點 (Ac3點+150°C )的溫度范圍(均熱溫度Tl)中均熱5 200秒(均熱時間tl)。如果均熱溫度Tl低于Ac3點，奧氏體相變變得不充分，鐵素體大量殘存，確保所需的組織變得困難。此外，由于容易在鐵素體中殘存加工變形，因此難以獲得優(yōu)異的伸長率特性。均熱溫度Tl優(yōu)選為(Ac3A+10°C)以上。另一方面，如果均熱溫度Tl高于(Ac3點+150°C )，促進奧氏體的粒生長，組織粗大化，強度-伸長率平衡降低，因此不優(yōu)選。均熱溫度Tl優(yōu)選為(Ac3點+100°C )以下。均熱時間tl為5 200秒。如果小于5秒，奧氏體相變變得不充分，鐵素體大量殘存，確保所需的組織變得困難。此外，鐵素體中殘存加工變形的情況下，難以獲得優(yōu)異的伸長率特性。優(yōu)選為20秒以上。另一方面，如果均熱時間tl過長，則促進奧氏體的粒生長，如上所述組織粗大化，強度-伸長率平衡容易下降。因此，均熱時間tl為200秒以下。優(yōu)選為120秒以下。需要說明的是，均熱溫度Tl不必為恒定溫度，在從室溫的升溫中，只要在Ac3點 (Ac3A+150°C)的溫度范圍(Tl)的均熱時間(tl)確保5 200秒即可。因此，除了例如如圖2的(a)中所示，一氣地升溫到最高到達溫度后，在該溫度下保持的方式以外，在本發(fā) 明中也包含如圖2的(b)中所示，到達Ac3點 (Ac3點+150°C )溫度范圍后，在該溫度范圍內(nèi)進一步升溫，或者如圖2的(c)中所示，從不到Tl的溫度到最高到達溫度升溫的期間，在均熱溫度Tl的均熱時間tl確保5 200秒的方式。需要說明的是，上述圖I中的從室溫到均熱溫度Tl的平均加熱速度HR并無特別限定，例如可為I 100°C /秒。[從Tl到380 460°C的溫度范圍(T2)的平均冷卻速度(CRl):3 30°C /秒]為了滿足上述鐵素體分率，使從Tl到380 460°C的溫度范圍(T2)的平均冷卻速度(CRl)為3 30°C /秒是有效的。如果平均冷卻速度CRl高于30°C /秒，確保3%以上的鐵素體變得困難，因此伸長率特性的確保變得困難。平均冷卻速度CRl優(yōu)選為25°C /秒以下。另一方面，如果平均冷卻速度CRl低于3°C /秒，鐵素體相變進行，將鐵素體分率控制在20%以內(nèi)變得困難，因此難以確保高屈服比變得困難。平均冷卻速度CRl優(yōu)選為5°C /秒以上。從Tl到380 460°C的溫度范圍(T2)的冷卻，可分為多階段，這種情況下，如果從Tl到380 460°C的溫度范圍(T2)的平均冷卻速度在3 30°C /秒的范圍內(nèi)，對于各階段的冷卻速度并無特別限定。例如如后述的實施例中所示，為2階段冷卻，也可改變從Tl到中間溫度(例如500 700°C )的一次冷卻速度(CRll)與從中間溫度到380 460°C的溫度范圍(T2)的二次冷卻速度(CR12)。[380 460°C的溫度范圍(低溫保持溫度T2)中20 300秒(低溫保持時間t2)加熱]以上述平均冷卻速度(CRl)冷卻到低溫保持溫度T2后，在該380 460°C的溫度范圍(低溫保持溫度T2)確保20 300秒(低溫保持時間t2)。即使不到380°C的溫度下貝氏體相變也發(fā)生，但是制造GI、GA的情況下，會過剩地使鍍浴的溫度降低，擔(dān)心生產(chǎn)率的降低。在超過460°C的溫度下，難以發(fā)生貝氏體相變，不能確保以貝氏體為主相的所需的組織。通過在容易產(chǎn)生貝氏體相變的380 460°C的溫度下保持，能夠確保以貝氏體為主相的所需的組織。低溫保持溫度T2優(yōu)選為390°C以上，更優(yōu)選為400°C以上。此外，低溫保持時間t2為20 300秒。如果低溫保持時間t2低于20秒，沒有充分地發(fā)生貝氏體相變，因此得到所需的組織變得困難。優(yōu)選為25秒以上。另一方面，即使使低溫保持時間t2超過300秒，貝氏體相變也不進行到該程度之上，生產(chǎn)率下降，因此使低溫保持時間t2的上限為300秒。優(yōu)選為200秒以下，更優(yōu)選為120秒以下。低溫保持溫度T2不必為恒定溫度，從均熱溫度Tl的冷卻時，確保380 460°C的溫度范圍的加熱時間為20 300秒即可。因此，可采用例如如圖3的(a)中所示，一氣地從均熱溫度Tl冷卻到低溫保持溫度T2后，在該溫度下保持的方式。也可如圖3的(b)中所示，到達低溫保持溫度T2后，進而在該溫度范圍冷卻。此外，也可如圖3的(c)中所示，從高于460°C的溫度冷卻到低溫保持溫度T2的期間，確保在380 460°C的溫度范圍內(nèi)的時間為20 300秒。此外，可如圖3的(d)中所示，在380 460°C的溫度范圍內(nèi)升溫。這樣，通過控制低溫保持溫度T2和低溫保持時間t2，從而控制貝氏體分率。需要說明的是，制造熔融鍍鋅鋼板(GI)的情況下，可列舉經(jīng)過低溫保持工序后，例如浸潰于鍍浴(溫度約430 50(TC)實施熔融鍍鋅，然后三次冷卻。此外，制造合金化熔融鍍鋅鋼板(GA)的情況下，可列舉上述熔融鍍鋅后，加熱到500 750°C左右的溫度后，進行合金化后再三次冷卻。 此外，在低溫保持工序的中途可實施鍍敷處理、合金化處理，但是這種情況下，在鍍敷處理、合金化處理的前后實施的380 460°C下的保持時間的合計必須滿足20 300秒。此外，三次冷卻中途可實施鍍敷處理、合金化處理。需要說明的是，圖I中的從380 460°C的溫度范圍(T2)到室溫的平均冷卻速度CR2并無特別限定，可為例如I 100°C /秒。需要說明的是，鐵素體和貝氏體相變后殘存的奧氏體成為馬氏體，因此通過控制鐵素體分率和貝氏體分率，從而能夠控制馬氏體分率。對于上述以外的制造條件，可按照常規(guī)方法進行，并無特別限定，例如對于熱軋，例如可以是完成壓延溫度=Ac3點以上、卷取溫度400 700°C。熱軋后可列舉根據(jù)需要進行酸洗，例如進行冷軋率35 80%的冷軋。此外，熔融鍍鋅、合金化熔融鍍鋅中的除了上述的加熱條件的鍍敷、合金化的條件也能夠采用通常采用的條件。實施例以下列舉實施例對本發(fā)明更具體地說明，本發(fā)明當(dāng)然不受下述實施例的限制，在可適合前·后述的主旨的范圍內(nèi)適當(dāng)?shù)丶右愿淖儊韺嵤┮伯?dāng)然可以，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。[實施例I]按照通常的熔煉方法將表I中所示的化學(xué)組成的扁坯鋼(板厚25_)熔煉、鑄造而制作后，熱軋(完成壓延溫度為880°C，卷取溫度為560°C )到2. 4mm厚。接下來對得到的熱軋鋼板進行酸洗后，冷軋(冷軋率50% )到I. 2mm厚。接下來，在表2中所示的退火條件下，在實驗室中進行模擬了鍍敷連續(xù)退火生產(chǎn)線的退火處理。
權(quán)利要求
1.一種鍍敷鋼板，其是拉伸強度為980MPa以上的加工性優(yōu)異的高屈服比高強度的鍍敷鋼板，其特征在于，是在鋼板的表面具有熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層的鍍敷鋼板，滿足 C :0. 12 O. 3%，％表示質(zhì)量％，對于化學(xué)成分組成以下相同； Si :0. 1%以下且不含0% ；Mn 2. O 3. 5% ; P :0. 05%以下且不含0% ； S :0. 05%以下且不含0% ；Al 0. 005 ~ O. 1% ;和N:0.015%以下且不含0% ； 余量為鐵和不可避免的雜質(zhì)； 金屬組織以貝氏體為母相組織； 以相對于全部組織的比例計，滿足鐵素體的面積率3 20 %、和馬氏體的面積率10 35%。
2.如權(quán)利要求I中所述的鍍敷鋼板，還包含從 Cr :1. 0%以下且不含0%、 Mo :1. 0%以下且不含0%、和 B :0. 01%以下且不含0% 中選擇的I種以上的元素。
3.如權(quán)利要求I中所述的鍍敷鋼板，還包含 Ti :0. 3%以下且不含0%、和/或 V :0. 3%以下且不含0%。
全文摘要
一種拉伸強度為980MPa以上的加工性優(yōu)異的高屈服比高強度鍍鋅鋼板或者合金化熔融鍍鋅鋼板，其特征在于，C0.12～0.3％，％表示質(zhì)量％的含義、Si0.1％以下(不含0％)、Mn2.0～3.5％、P0.05％以下(不含0％)、S0.05％以下(不含0％)、Al0.005～0.1％、和N0.015％以下(不含0％)，余量為鐵和不可避免的雜質(zhì)，金屬組織以貝氏體為母相組織，以相對于全部組織的比例計，滿足鐵素體的面積率3～20％、和馬氏體的面積率10～35％。
文檔編號C22C38/00GK102844454SQ201180016239
公開日2012年12月26日 申請日期2011年3月30日 優(yōu)先權(quán)日2010年3月31日
發(fā)明者濱田和幸, 淺井達也 申請人:株式會社神戶制鋼所