專利名稱：加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及適合用作汽車、電氣等產(chǎn)業(yè)領(lǐng)域中所使用的部件的、加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
近年來，從地球環(huán)境保護的觀點出發(fā)，提高汽車的燃油效率已成為重要的課題。與此相伴，通過車身材料的高強度化來謀求薄壁化，從而使車身本身輕量化的研究變得活躍起來。然而，鋼板的高強度化會導(dǎo)致延展性降低，即成形加工性降低。因此，目前期望開發(fā)出同時具有高強度和高加工性的材料。此外，在將高強度鋼板成形加工為汽車部件那樣復(fù)雜的形狀時，在突出部位、延伸凸緣部位產(chǎn)生裂紋、頸縮成為較大問題。因此，還需要能夠克服產(chǎn)生裂紋、頸縮的問題的、兼具高延展性和高擴孔性的高強度鋼板。對于提高高強度鋼板的成形性而言，目前已開發(fā)出鐵素體-馬氏體雙相鋼 (Dual-Phase鋼)和利用了殘余奧氏體相的相變誘發(fā)塑性(Transformation Induced Plasticity)的TRIP鋼等各種復(fù)合組織型高強度熱鍍鋅鋼板。例如，專利文獻1、2中提出了延展性優(yōu)良的鋼板，其通過規(guī)定化學(xué)成分，規(guī)定殘余奧氏體相和馬氏體相的體積率、以及其制造方法來實現(xiàn)。此外，專利文獻3提出了延展性優(yōu)良的鋼板，其通過規(guī)定化學(xué)成分，并且規(guī)定其特殊的制造方法來實現(xiàn)。此外，專利文獻4提出了延展性優(yōu)良的鋼板，其通過規(guī)定化學(xué)成分，規(guī)定鐵素體相、貝氏體相和殘余奧氏體相的體積率來實現(xiàn)?，F(xiàn)有技術(shù)文獻專利文獻專利文獻1 日本特開平11-279691號公報專利文獻2 日本特開2001-140022號公報專利文獻3 日本特開平04-(^6744號公報專利文獻4 日本特開2007-182625號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問題但是，在專利文獻1 4中，其主要目的在于通過利用殘余奧氏體相的相變誘發(fā)塑性來改善延展性，因而并沒有考慮擴孔性。因此，開發(fā)兼具高延展性和高擴孔性的高強度熱鍍鋅鋼板成為了課題。鑒于上述情況，本發(fā)明的目的在于，提供具有高強度(590MPa以上的拉伸強度 TS)、并且加工性(高延展性和高擴孔性)優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。用于解決問題的方法本發(fā)明人為了得到具有高強度(590MPa以上的拉伸強度TS)、并且加工性(延展性和擴孔性)優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，反復(fù)進行了深入研究，結(jié)果得到以下見解。通過特意添加Si，由于鐵素體相的加工硬化性能改善，因此可以改善延展性；由于鐵素體相的固溶強化，因此可以確保強度；并且，由于與第二相的硬度差縮小，因此可以改善擴孔性。此外，通過有效利用貝氏體相變，由于穩(wěn)定確保了殘余奧氏體相，因此可以改善延展性，并且，由于作為中間硬度相的貝氏體相的形成，縮小了軟質(zhì)鐵素體相與硬質(zhì)馬氏體相或殘余奧氏體相的硬度差，因此可以改善擴孔性。而且，如果硬質(zhì)馬氏體相大量存在于最終組織中，則在軟質(zhì)鐵素體相的異相界面產(chǎn)生較大硬度差，因而擴孔性降低，因此，通過使最終相變?yōu)轳R氏體相的未相變奧氏體相的一部分珠光體化，形成由鐵素體相、貝氏體相、 珠光體相、馬氏體相、殘余奧氏體相構(gòu)成的組織，能夠在維持高延展性的狀態(tài)下，進一步改善擴孔性。而且，通過適當控制各相的面積率，對于拉伸強度TS為590MPa以上的各強度水平的鋼板來說，可以兼具高延展性和高擴孔性。本發(fā)明基于以上的見解而完成，具有以下的特征。[1] 一種加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，成分組成為，以質(zhì)量％計， 含有C :0. 04%以上且0. 15%以下、Si 0. 7%以上且2. 3%以下、Mn :0. 8%以上且2. 2%以下、P :0. 以下、S :0. 01%以下、Al 0. 以下、N :0. 008%以下，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；組織為，以面積率計，具有70%以上的鐵素體相、2%以上且10%以下的貝氏體相和0%以上且12%以下的珠光體相，以體積率計，具有1 %以上且8%以下的殘余奧氏體相，并且，鐵素體的平均結(jié)晶粒徑為18μπι以下，殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑為2μπι以下。[2]如上述[1]所述的加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以面積率計，還具有以上且5%以下的馬氏體相。[3]如上述[1]或[2]所述的加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計，還含有選自Cr 0. 05%以上且1. 2%以下、V :0. 005%以上且1. 0% 以下、Mo 0. 005%以上且0. 5%以下中的至少1種元素。[4]如上述[1] [3]中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計，還含有選自Ti :0. 01%以上且0. 以下、Nb :0. 01%以上且 0. 以下、B 0. 0003% 以上且 0. 0050% 以下、Ni :0. 05% 以上且 2.0% 以下、Cu :0. 05% 以上且2.0%以下中的至少1種元素。[5]如上述[1] [4]中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計，還含有選自Ca 0. 001%以上且0. 005%以下、REM :0. 001% 以上且0. 005%以下中的至少1種元素。[6]如上述[1] [5]中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板，其特征在于，鍍鋅層為合金化鍍鋅層。[7] 一種加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，對具有上述 [1]、[3]、[4]、[5]中任一項所述的成分組成的鋼坯進行熱軋、酸洗、冷軋后，以8°C /秒以上的平均加熱速度加熱至650°C以上的溫度范圍，在750 900°C的溫度范圍內(nèi)保持15 600 秒，然后，以3 80°C /秒的平均冷卻速度冷卻至300 550°C的溫度范圍，在上述300 550°C的溫度范圍內(nèi)保持10 200秒，然后，實施熱鍍鋅。[8] 一種加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，對具有上述 [1]、[3]、[4]、[5]中任一項所述的成分組成的鋼坯進行熱軋、酸洗后，以8°C /秒以上的平均加熱速度加熱至650°C以上的溫度范圍，在750 900°C的溫度范圍內(nèi)保持15 600秒， 然后，以3 80°C /秒的平均冷卻速度冷卻至300 550°C的溫度范圍，在上述300 550°C 的溫度范圍內(nèi)保持10 200秒，然后，實施熱鍍鋅。[9]如上述[7]或[8]所述的加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，實施熱鍍鋅之后，在520 600°C的溫度范圍內(nèi)實施鍍鋅層的合金化處理。另外，在本說明書中，表示鋼的成分的％，均為質(zhì)量％。此外，在本發(fā)明中，“高強度熱鍍鋅鋼板”是指拉伸強度TS為590MPa以上的熱鍍鋅鋼板。此外，在本發(fā)明中，無論是否實施合金化處理，都將通過熱鍍鋅方法在鋼板上進行鍍鋅后的鋼板總稱為熱鍍鋅鋼板。即，本發(fā)明中的熱鍍鋅鋼板包括未實施合金化處理的熱鍍鋅鋼板、以及實施合金化處理的合金化熱鍍鋅鋼板。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，可以得到具有高強度(590MPa以上的拉伸強度TS)、并且加工性(高延展性和高擴孔性)優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板。例如，通過將本發(fā)明的高強度熱鍍鋅鋼板應(yīng)用于汽車結(jié)構(gòu)部件，可以實現(xiàn)由車身輕量化帶來的燃油效率的改善，產(chǎn)業(yè)上的利用價值非常大。
具體實施例方式以下，對本發(fā)明進行詳細說明。通常，已知就軟質(zhì)鐵素體相與硬質(zhì)馬氏體相的雙相結(jié)構(gòu)來說，雖然可以確保延展性，但由于鐵素體相與馬氏體相的硬度差較大，因此無法得到充分的擴孔性。因此，通過以鐵素體相作為主相，以含有碳化物的貝氏體相作為第二相，可以實現(xiàn)縮小硬度差，從而確保擴孔性。但是，此時存在無法確保充分的延展性的問題。因此，本發(fā)明人進一步對殘余奧氏體相的有效利用和珠光體相的有效利用進行了研究，著眼于由鐵素體相、貝氏體相、珠光體相、馬氏體相和殘余奧氏體相構(gòu)成的復(fù)合組織情況下特性改善的可能性，詳細地進行了研其結(jié)果是，為了改善鐵素體相的固溶強化和鐵素體相的加工硬化性能而特意添加 Si，通過形成鐵素體相、貝氏體相、珠光體相、馬氏體相和殘余奧氏體相的復(fù)合組織，使異相之間的硬度差降低，而且通過優(yōu)化該復(fù)合組織的面積，可以兼具高延展性和高擴孔性。以上是完成本發(fā)明的技術(shù)特征。而且，本發(fā)明的特征在于，成分組成為，以質(zhì)量％計，含有C 0. 04%以上且0. 15% 以下、Si 0. 7%以上且2. 3%以下、Mn :0. 8%以上且2. 2%以下、P :0. 以下、S :0. 01% 以下、Al 0. 以下、N :0. 008%以下，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；組織為，以面積率計，具有70%以上的鐵素體相、2%以上且10%以下的貝氏體相和0%以上且12%以下的珠光體相，以體積率計，具有以上且8%以下的殘余奧氏體相，并且，鐵素體的平均結(jié)晶粒徑為18 μ m以下，殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑為2 μ m以下。(1)首先，對成分組成進行說明。C :0.04% 以上且 0. 15% 以下C是奧氏體生成元素，是在使組織復(fù)合化，改善強度與延展性的平衡中有效的元素。如果C量小于0.04%，則難以確保必要的殘余γ量和貝氏體面積率。另一方面，如果
5C量超過0.15%而過量添加，則硬質(zhì)馬氏體相的面積率超過5 %，擴孔性降低。此外，焊接部和熱影響部的硬化顯著，焊接部的機械特性變差。因此，使C為0.04%以上且0. 15%以下。 優(yōu)選為0. 05%以上且0. 13%以下。Si :0· 7% 以上且 2. 3% 以下Si是鐵素體生成元素，而且還是對固溶強化有效的元素。而且，為了改善強度與延展性的平衡，并且確保鐵素體相的強度，需要添加0. 7%以上。此外，為了穩(wěn)定確保殘余奧氏體，必須添加0. 7%以上。然而，Si的過量添加會引起因紅銹等的產(chǎn)生而導(dǎo)致的表面性狀變差、以及鍍層附著/密合性變差。因此，使Si為0.7%以上且2. 3%以下。優(yōu)選為1.0%以上且1.8%以下。Mn :0· 8% 以上且 2. 2% 以下Mn是對鋼的強化有效的元素。而且，是使奧氏體穩(wěn)定化的元素，也是在調(diào)節(jié)第二相的比率中必需的元素。為此，需要添加0.8%以上的Mn。另一方面，如果過量添加而超過 2. 2%，則第二相比率變得過大，難以確保鐵素體面積率。此外，近年來Mn的合金成本高漲， 因此成為成本增加的主要原因。因此，使Mn為0.8%以上且2. 2%以下。優(yōu)選為1.0%以上且2.0%以下。P :0.1% 以下P是對鋼的強化有效的元素，如果過量添加而超過0. 1%，則引起由晶界偏析而導(dǎo)致的脆化，使耐沖擊性變差。此外，如果超過0.則使合金化速度大幅延遲。因此，使P為 0. 以下。S :0.01% 以下S形成MnS等夾雜物，成為耐沖擊性變差或沿焊接部的金屬流線的裂紋的原因，因此最好盡可能減少，但從制造成本的方面出發(fā)使S為0. 01%以下。Al :0.1% 以下Al在用于鋼的脫氧而被添加時，如果小于0.01%則MruSi等粗大的氧化物在鋼中大量分散，從而材質(zhì)劣化，因此優(yōu)選使添加量為0. 01 %以上。但是，如果Al量超過0. 1 %， 則導(dǎo)致表面性狀的劣化。因此，使Al量為0. 1 %以下，優(yōu)選為0.01% 0. 1%。N :0.008% 以下N是使鋼的耐時效性大幅變差的元素，優(yōu)選越少越好，如果超過0.08%則耐時效性的變差變得顯著。因此，使N為0.008%以下。余量為!^e及不可避免的雜質(zhì)。但是，在上述成分元素的基礎(chǔ)上，還可以根據(jù)需要添加以下的合金元素。選自Cr 0. 05% 以上且 1. 2% 以下、V :0. 005% 以上且 1. 0% 以下、Mo :0. 005% 以上且0. 5%以下中的至少1種Cr、V、Mo具有在從退火溫度開始的冷卻時抑制珠光體的生成的作用，因此可以根據(jù)需要進行添加。其效果在Cr 0. 05%以上、V 0. 005%以上、Mo :0. 005%以上時能夠得到。 但是，若各自過量添加而使Cr超過1.2%、V超過1.0%、Mo超過0. 5%時，則第二相比率變得過大，有可能引起擴孔性的降低等。而且，還成為成本增加的主要原因。因此，在添加這些元素的情況下，使它們的量各自為Cr :1. 2%以下、V :1.0%以下、Mo :0. 5%以下。而且，還可以含有下述的Ti、Nb、B、Ni、Cu中的1種以上的元素。
Ti 0. 01% 以上且 0. 1 % 以下、Nb 0. 01% 以上且 0. 1 % 以下Ti、Nb對鋼的析出強化有效，在各自含量為0.01%以上時能夠得到該效果，且只要在本發(fā)明所規(guī)定的范圍內(nèi)則可以用于鋼的強化。但是，如果各自超過0. 則加工性及形狀固定性降低。此外，成為成本增加的主要原因。因此，在添加Ti、Nb的情況下，使其添加量滿足Ti為0. 01%以上且0. 1 %以下、Nb為0.01%以上且0. 以下。B 0. 0003 % 以上且 0. 0050 % 以下由于B具有抑制來自奧氏體晶界的鐵素體的生成/生長的作用，因此可以根據(jù)需要進行添加。其效果在添加量為0.0003%以上時能夠得到。但是，如果超過0.0050%則加工性降低。此外，成為成本增加的主要原因。因此，添加B時，使其為0.0003%以上且 0. 0050% 以下。Ni 0. 05% 以上且 2. 0% 以下、Cu :0. 05% 以上且 2. 0% 以下Ni、Cu是對鋼的強化有效的元素，只要在本發(fā)明所規(guī)定的范圍內(nèi)則可以用于鋼的強化。此外，由于促進內(nèi)部氧化，使鍍層密合性提高。為了得到這些效果，需要使其含量各自為0.05%以上。另一方面，如果添加Ni、Cu均超過2.0%，則會使鋼板的加工性降低。并且，成為成本增加的主要原因。因此，添加Ni、Cu時，使其添加量各自為0. 05%以上且2. 0% 以下。選自Ca 0. 001%以上且0. 005%以下、REM :0. 001%以上且0. 005%以下中的至少 1種Ca及REM是用于使硫化物的形狀球狀化，從而改善硫化物對擴孔性的不良影響的有效的元素。為了得到該效果，需要使其含量各自為0.01%以上。但是，過量添加引起夾雜物等的增加，從而引起表面和內(nèi)部缺陷等。因此，添加Ca、REM時，使其添加量分別為 0. 001%以上且0. 005%以下。(2)下面，對顯微組織進行說明。鐵素體相的面積率70%以上為了確保良好的延展性，需要使鐵素體相以面積率計為70%以上。貝氏體相的面積率2%以上且10%以下為了確保良好的擴孔性，必須使貝氏體相以面積率計為2%以上。另一方面，為了確保良好的延展性，使貝氏體相為10%以下。另外，這里所說的貝氏體相的面積率是指貝氏體鐵素體相(位錯密度高的鐵素體)占觀察面積的面積比例。珠光體相的面積率0%以上且12%以下珠光體相的面積率超過12%時，無法確保必要的殘余奧氏體量，從而延展性降低。 因此，為了確保良好的延展性，必須使珠光體相以面積率計為12%以下。另一方面，為了確保良好的擴孔性，優(yōu)選縮小軟質(zhì)鐵素體與硬質(zhì)馬氏體的硬度差的中間硬度的珠光體為2% 以上。因此，優(yōu)選為2%以上且10%以下。殘余奧氏體相的體積率以上且8%以下為了確保良好的延展性，必須使殘余奧氏體相的體積率為以上。此外，殘余奧氏體相的體積率超過8%時，擴孔加工時殘余奧氏體相發(fā)生相變，生成的硬質(zhì)馬氏體相增加，擴孔性降低。因此，為了確保良好的擴孔性，必須使殘余奧氏體相以體積率計為8%以下。優(yōu)選為2%以上且6%以下。
鐵素體的平均結(jié)晶粒徑18 μ m以下為了確保所希望的強度，需要使鐵素體的平均結(jié)晶粒徑為18 μ m以下。此外，當鐵素體的平均結(jié)晶粒徑超過18 μ m時，大量存在于鐵素體晶界的第二相的分散狀態(tài)局部地變密集，無法得到第二相均勻分散的組織，可能導(dǎo)致擴孔性降低。殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑2 μ m以下為了確保良好的擴孔性，需要使殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑為2μπι以下。馬氏體相的面積率以上且5%以下為了確保所希望的強度，需要使馬氏體相以面積率計為以上。此外，為了確保良好的擴孔性，需要使硬質(zhì)馬氏體相的面積率為5%以下。另外，除了鐵素體相、珠光體相、貝氏體相、殘余奧氏體相、馬氏體相之外，還可能生成回火馬氏體相、回火貝氏體相和滲碳體等碳化物，但只要上述鐵素體相、珠光體相和貝氏體相的面積率、以及殘余奧氏體相的體積率、鐵素體和殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑滿足上述條件，就可以實現(xiàn)本發(fā)明的目的。此外，本發(fā)明中的鐵素體相、貝氏體相(貝氏體鐵素體相)、珠光體相和馬氏體相的面積率是指各相占觀察面積的面積比例。(3)下面，對制造條件進行說明。本發(fā)明的高強度熱鍍鋅鋼板可以通過如下方法進行制造對具有適合上述成分組成范圍的成分組成的鋼坯進行熱軋、酸洗、冷軋后，以8°C /秒以上的平均加熱速度加熱至 6500C以上的溫度范圍，在750 900°C的溫度范圍內(nèi)保持15 600秒，然后，以3 80°C / 秒的平均冷卻速度冷卻至300 550°C的溫度范圍，在該300 550°C的溫度范圍內(nèi)保持 10 200秒，然后，實施熱鍍鋅，并根據(jù)需要在520 600°C的溫度范圍內(nèi)實施鍍鋅層的合金化處理。此外，上述是鍍層的基底鋼板為冷軋鋼板的情況，而鍍層的基底鋼板也可以為上述進行熱軋、酸洗后的鋼板。以下，進行詳細說明。對于具有上述成分組成的鋼，通過通常公知的工序進行熔煉后，通過開坯或連鑄制成鋼坯，再通過熱軋制成熱軋卷材。進行熱軋時，其條件不受特別限制，但優(yōu)選將鋼坯加熱至1100 1300°C，使終軋溫度為850°C以上來實施熱軋，并且在400 750°C下卷取成鋼帶。當卷取溫度超過750°C時，熱軋板中的碳化物粗大化，這種粗大化的碳化物不會在熱軋、酸洗后或冷軋后的短時間退火時的均熱處理中熔化，因此有時無法得到必要的強度。然后，通過通常公知的方法進行酸洗、脫脂等預(yù)處理后，根據(jù)需要實施冷軋。進行冷軋時，其條件不受特別限制，但優(yōu)選以30%以上的冷軋率實施冷軋。這是因為如果冷軋率低，則無法促進鐵素體的再結(jié)晶，未再結(jié)晶鐵素體殘留，從而延展性和擴孔性可能降低。以8°C /秒以上的平均加熱速度加熱至650°C以上的溫度范圍當進行加熱的溫度范圍低于650°C或者平均加熱速度小于8°C /秒時，退火中無法生成微細且均勻分散的奧氏體相，在最終組織中形成第二相局部集中存在的組織，難以確保良好的擴孔性。此外，當平均加熱速度小于8°C /秒時，需要比通常情況下更長的加熱爐，引起伴隨巨大的能量消耗的成本增加和生產(chǎn)效率的降低。此外，優(yōu)選使用DFF(直接加熱爐，Direct Fired Furnace)作為加熱爐。這是因為，通過利用DFF進行快速加熱，形成內(nèi)部氧化層，防止Si、Mn等氧化物在鋼板最表層富集，從而確保良好的鍍覆性。在750 900°C的溫度范圍內(nèi)保持15 600秒在本發(fā)明中，為了進行退火，在750 900°C的溫度范圍內(nèi)、具體而言在奧氏體單相區(qū)、或奧氏體相和鐵素體相的雙相區(qū)內(nèi)保持15 600秒。在退火溫度低于750°C或退火時間小于15秒的情況下，有時鋼板中的硬質(zhì)滲碳體未充分熔解，鐵素體的再結(jié)晶未完成， 并且難以確保作為目標的殘余奧氏體相的體積率，從而延展性降低。另一方面，當退火溫度高于900°C或退火時間超過600秒時，退火中奧氏體粗大化，冷卻剛停止后，第二相的大部分成為C含量低的未相變奧氏體。因此，在之后的300 550°C的溫度范圍內(nèi)保持10 200 秒的工序中發(fā)生貝氏體相變，含有碳化物的貝氏體大量生成，幾乎無法確保馬氏體相、殘余奧氏體相，因此變得難以確保所希望的強度和良好的延展性。此外，可能引起伴隨巨大的能源消耗的成本增加。以3 80°C /s的平均冷卻速度冷卻至300 550°C的溫度范圍當平均冷卻速度小于3°C /秒時，冷卻中第二相的大部分發(fā)生珠光體化或滲碳體化，最終幾乎無法確保殘余奧氏體相，從而延展性降低。當平均冷卻速度超過80°C /秒時， 鐵素體生成不充分，無法得到所希望的鐵素體面積率，從而延展性降低。特別是，在熱鍍鋅后沒有實施合金化處理的情況下，從得到所希望的組織的觀點出發(fā)，該平均冷卻速度的上限優(yōu)選為15°C /秒。此外，當冷卻停止溫度低于300°C時，無法促進貝氏體相變，成為幾乎不存在貝氏體相、殘余奧氏體相的組織，因此無法得到所希望的延展性。當冷卻停止溫度高于550°C時，大部分的未相變奧氏體發(fā)生滲碳體化或珠光體化，難以得到作為目標的貝氏體相的面積率和殘余奧氏體相的體積率，延展性降低。在300 550°C的溫度范圍保持10 200s保持溫度低于300°C或高于550°C時、或者保持時間小于IOs時，無法促進貝氏體相變，成為幾乎不存在貝氏體相、殘余奧氏體相的組織，因此無法得到所希望的延展性。此外，當保持時間超過200秒時，由于過度促進了貝氏體相變，第二相的大部分成為貝氏體相和滲碳體。因此，最終組織成為幾乎不含有馬氏體的組織，因此難以確保所希望的強度。之后，將鋼板浸入通常浴溫的鍍浴中進行熱鍍鋅，通過氣體擦拭等調(diào)節(jié)附著量。在520 600°C的溫度范圍內(nèi)實施鍍鋅層的合金化處理以提高實際使用時的防銹能力為目的，在表面實施熱鍍鋅。此時，為了確保沖壓成形性、點焊性和涂料密合性，因而經(jīng)常使用在鍍覆后實施熱處理從而使鋼板的狗向鍍層中擴散的合金化熱鍍鋅。在上述溫度范圍內(nèi)實施鍍鋅層的合金化處理，是本發(fā)明的重要的必要條件之一。通過促進貝氏體相變而生成的固溶C量多的未相變奧氏體，即使通過合金化處理加熱至上述溫度范圍，發(fā)生珠光體相變(或滲碳體化)的量仍少，作為穩(wěn)定的殘余奧氏體相大量殘留，與此相對，固溶C量少的未相變奧氏體被加熱至上述溫度范圍時，其大半發(fā)生珠光體相變(或滲碳體化)。合金化處理溫度高于600°c時，最終組織成為鐵素體相、珠光體相、貝氏體相占大部分、且?guī)缀醪淮嬖跉堄鄪W氏體相、馬氏體相的組織，難以確保所希望的強度和良好的延展性。此外，合金化處理溫度低于520°C時，固溶C量少的未相變奧氏體相發(fā)生珠光體化的量少，最終相變?yōu)轳R氏體。即，最終組織由鐵素體相、貝氏體相、殘余奧氏體相和5%以上的馬氏體相構(gòu)成，上述的軟質(zhì)鐵素體相與硬質(zhì)馬氏體相的硬度差大的異相界面大幅增加，因此擴孔性降低。因此，為了使最終組織的硬質(zhì)馬氏體相降低，在520 600°C的高的溫度范圍內(nèi)進行合金化處理，使最終組織構(gòu)成成為鐵素體相、珠光體相、貝氏體相、殘余奧氏體相以及5%以下的少量的馬氏體相，由此可以確保良好的延展性，并且進一步改善擴孔性。當合金化處理的溫度低于520°C時，馬氏體相的面積率超過5%，上述硬質(zhì)馬氏體相與軟質(zhì)鐵素體相鄰接，因此異相間產(chǎn)生大的硬度差，擴孔性降低。并且，熱鍍鋅層的附著性變差。當合金化處理溫度高于600°C時，大部分未相變奧氏體發(fā)生滲碳體化或珠光體化， 結(jié)果無法確保所希望的殘余奧氏體量，延展性降低。另外，關(guān)于合金化處理的溫度范圍，為了兼具良好的延展性和擴孔性，更優(yōu)選為540 590°C的范圍。另外，在本發(fā)明的制造方法的一系列的熱處理中，保持溫度只要在上述溫度范圍內(nèi)則不需要保持恒定，此外，冷卻速度在冷卻中發(fā)生變化的情況下，只要在規(guī)定的范圍內(nèi)， 則不會損害本發(fā)明的主旨。此外，只要滿足熱歷史，則鋼板可以通過任何設(shè)備來實施熱處理。而且，為了在熱處理后進行形狀矯正，對本發(fā)明的鋼板進行表面光軋也包含在本發(fā)明的范圍內(nèi)。另外，在本發(fā)明中，假定為通過通常的煉鋼、鑄造、熱軋各工序來制造鋼原材的情況，但也可以是通過例如薄壁鑄造等省略一部分或全部熱軋工序來進行制造的情況。實施例1使用轉(zhuǎn)爐對具有表1所示成分、余量由！^和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼進行熔煉， 通過連鑄法制成鋼坯。將所得鋼坯加熱至120(TC，然后，在870 920°C的終軋溫度下進行熱軋，直至板厚為3. 2mm，在520°C下進行卷取。然后，將所得熱軋板酸洗后，實施冷軋，制造冷軋鋼板。然后，通過連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線，在表2所示的制造條件下，對如上得到的冷軋鋼板進行退火處理，并且實施熱鍍鋅處理，然后，進一步實施增加了 520 600°C的熱處理的合金化熱鍍鋅處理，由此得到合金化熱鍍鋅鋼板。對于部分鋼板，制造未實施鍍層的合金化處理的熱鍍鋅鋼板。此外，使用轉(zhuǎn)爐對具有表1中A、J、B、K、L、M、N、0、P所示成分組成、余量由狗及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼進行熔煉，通過連鑄法制成鋼坯。將所得的鋼坯加熱至1200°C，然后，在870 920°C的終軋溫度下進行熱軋，直至預(yù)定的板厚，并且在520°C下進行卷取。然后，通過連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線，在表3所示的制造條件下，進行退火處理，并且實施熱鍍鋅處理，然后，進一步實施增加了 520 600°C的熱處理的合金化熱鍍鋅處理，由此得到合金化熱鍍鋅鋼板。對于部分鋼板，制造未實施鍍層的合金化處理的熱鍍鋅鋼板。另外，分別進行熱軋，使表3中的No. 39、40、43、44、45、49、54為板厚2. 6mm,使 No. 41、46、47、50、53 為板厚 2. 3mm,使 No. 42,48 為板厚 2. Omm,使 No. 51 為板厚 2. 4mm,使 No. 52 為板厚 1. 9mm。
權(quán)利要求
1.一種加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，成分組成為，以質(zhì)量％計，含有 C 0. 04%以上且0. 15%以下、Si :0. 7%以上且2. 3%以下、Mn :0. 8%以上且2. 2%以下、P 0. 以下、S :0. 01%以下、Al 0. 以下、N :0. 008%以下，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；組織為，以面積率計，具有70%以上的鐵素體相、2%以上且10%以下的貝氏體相和0% 以上且12%以下的珠光體相，以體積率計，具有1 %以上且8%以下的殘余奧氏體相，并且， 鐵素體的平均結(jié)晶粒徑為ISym以下，殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑為2μπι以下。
2.如權(quán)利要求1所述的加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以面積率計，還具有以上且5%以下的馬氏體相。
3.如權(quán)利要求1或2所述的加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計，還含有選自Cr 0. 05%以上且1. 2%以下、V :0. 005%以上且1. 0%以下、 Mo 0. 005%以上且0. 5%以下中的至少1種元素。
4.如權(quán)利要求1 3中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于， 作為成分組成，以質(zhì)量％計，還含有選自Ti :0. 01%以上且0. 以下、Nb :0. 01%以上且 0. 以下、B 0. 0003% 以上且 0. 0050% 以下、Ni :0. 05% 以上且 2. 0% 以下、Cu :0. 05% 以上且2. 0%以下中的至少1種元素。
5.如權(quán)利要求1 4中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計，還含有選自Ca 0. 001%以上且0. 005%以下、REM :0. 001%以上且0. 005%以下中的至少1種元素。
6.如權(quán)利要求1 5中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板，其特征在于，鍍鋅層為合金化鍍鋅層。
7.—種加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，對具有權(quán)利要求1、 3、4、5中任一項所述的成分組成的鋼坯進行熱軋、酸洗、冷軋后，以8°C /秒以上的平均加熱速度加熱至650°C以上的溫度范圍，在750 900°C的溫度范圍內(nèi)保持15 600秒，然后， 以3 80°C /秒的平均冷卻速度冷卻至300 550°C的溫度范圍，在所述300 550°C的溫度范圍內(nèi)保持10 200秒，然后實施熱鍍鋅。
8.—種加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，對具有權(quán)利要求1、 3、4、5中任一項所述的成分組成的鋼坯進行熱軋、酸洗后，以8°C /秒以上的平均加熱速度加熱至650°C以上的溫度范圍，在750 900°C的溫度范圍內(nèi)保持15 600秒，然后，以3 800C /秒的平均冷卻速度冷卻至300 550°C的溫度范圍，在所述300 550°C的溫度范圍內(nèi)保持10 200秒，然后實施熱鍍鋅。
9.如權(quán)利要求7或8所述的加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于， 實施熱鍍鋅之后，在520 600°C的溫度范圍內(nèi)實施鍍鋅層的合金化處理。
全文摘要
提供具有590MPa以上的拉伸強度TS、并且加工性(延展性和擴孔性)優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。一種加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，成分組成為，以質(zhì)量％計，含有C0.04％以上且0.15％以下、Si0.7％以上且2.3％以下、Mn0.8％以上且2.2％以下、P0.1％以下、S0.01％以下、Al0.1％以下、N0.008％以下，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；組織為，以面積率計，具有70％以上的鐵素體相、2％以上且10％以下的貝氏體相和0％以上且12％以下的珠光體相，以體積率計，具有1％以上且8％以下的殘余奧氏體相，并且，鐵素體的平均結(jié)晶粒徑為18μm以下，殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑為2μm以下。
文檔編號C21D9/46GK102333901SQ20108000945
公開日2012年1月25日 申請日期2010年2月19日 優(yōu)先權(quán)日2009年2月25日
發(fā)明者中垣內(nèi)達也, 川崎由康, 松岡才二, 金子真次郎, 長瀧康伸 申請人:杰富意鋼鐵株式會社