专利名称：成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及主要适于汽车的结构构件的成形性优良的高强度热镀锌钢板、特别是涉及具有980MPa以上的拉伸强度TS、并且扩孔性等成形性和以高速变形时的冲击吸收性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。
背景技术：
近年来，为了确保撞击时的乘客的安全性和利用车身轻量化来改善燃油效率，正在积极进行TS (拉伸强度)为980MPa以上、板厚较薄的高强度钢板在汽车结构构件中的应用。但是，通常，钢板的高强度化与钢板的扩孔性等的降低有关，因此，期待兼具有高强度和优良的成形性的钢板。另外，由于伴随钢板的高强度化的延展性的降低，撞击时的塑性变形能力受到损害，因此，引起能量吸收量的减少，因而，期待高速变形时的能量吸收能力的提闻。针对这样的要求，例如，专利文献I中提出了 TS为SOOMPa以上的成形性以及镀层密合性优良的高强度合金化热镀锌钢板，其中，在钢板表层上具有合金化锌镀层，所述钢板以质量 % 计含有 C 0. 04 O. 1%、Si 0. 4 2. 0%、Mn : I. 5 3. 0%、B 0. 0005 O. 005%、P 彡 O. 1%、
4N〈Ti ( O. 05%,Nb ( O. 1%，余量由Fe及不可避免的杂质构成，合金化热镀锌层中的Fe%为5 25%，并且钢板的组织为铁素体相与马氏体相的混合组织。专利文献2中提出了成形性良好的高强度合金化热镀锌钢板，其中，以质量％计，含有 C 0. 05 O. 15%、Si 0. 3 I. 5%、Mn 1. 5 2. 8%、P 0. 03% 以下，S 0. 02% 以下，Al :O. 005^0. 5%、N :0. 0060%以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，还满足(Mn%)/(C%)彡15并且(Si%)/(C%) >4，在铁素体相中以体积率计含有:Γ20%的马氏体相和残留奥氏体相。专利文献3中提出了扩孔性优良的低屈服比的高强度冷轧钢板和高强度镀覆钢板，以质量 % 计，含有 C 0. 04 O. 14%、Si 0. 4 2. 2%、Mn 1. 2 2. 4%、P 0. 02% 以下，S 0. 01%以下，Al 0. 002 O. 5%、Ti :0. 005 O. 1%、N :0. 006% 以下，还满足(Ti%)/(S%)彡 5，余量由 Fe及不可避免的杂质构成，马氏体相与残留奥氏体相的体积率的合计为6%以上，并且在将马氏体相、残留奥氏体相以及贝氏体相的硬质相组织的体积率设定为α %时，α ( 50000X {(Ti%)/48+(Nb%)/93+(Mo%)/96+(V%)/51}。专利文献4中提出了成形时的镀层密合性以及延展性优良的高强度热镀锌钢板，在钢板的表面上具有镀层，其中，所述钢板以质量％计含有C :0. 00Γ0. 3%、Si :0. 0Γ2. 5%、Mn :0. 01 3%、Al :0. 001 4%，余量由Fe及不可避免的杂质构成，所述镀层以质量％计含有Al :0. 00Γ0. 5%、Mn 0. OOf 2%，余量由Zn及不可避免的杂质构成，所述热镀锌钢板中，钢的Si含有率X质量％、钢的Mn含有率Y质量％、钢的Al含有率Ζ质量％、镀层的Al含有率A质量％、镀层的Mn含有率Β质量％，满足O彡3- (Χ+Υ/10+Ζ/3)-12. 5 X (A-B)，钢板的显微组织，由以体积率计70、7%、且平均粒径为20 μπι以下的铁素体主相、和作为第二相的以体积率计3 30%的奥氏体相和/或马氏体相由构成，第二相的平均粒径为10 μ m以下。现有技术文献
专利文献专利文献I :日本特开平9-13147号公报专利文献2 :日本特开平11-279691号公报专利文献3 :日本特开2002-69574号公报专利文献4 :日本特开2003-55751号公报
发明内容
发明所要解决的问题
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但是，就专利文献f 4所述的高强度冷轧钢板和高强度热镀锌钢板而言，在希望得到980MPa以上的TS时，不一定能够得到优良的扩孔性等成形性。另外，对于撞击时的能量吸收能力也未作任何考虑。本发明的目的在于，提供具有980MPa以上的TS、并且扩孔性等成形性良好、并且高速变形时的能量吸收能力(耐冲击性)优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。用于解决问题的方法本发明人对具有980MPa以上的TS、显示良好的延展性和扩孔性、并且撞击时的能量吸收能力优良的高强度热镀锌钢板反复进行了深入的研究，结果发现如下要点。i)在以满足特定的关系的方式使成分组成适当化的基础上，以30%以上的面积率单独含有回火马氏体相或者以总计30%以上的面积率含有回火马氏体相与贝氏体相这两种，并且使回火马氏体相的最接近间距为 ο μ m以下，由此，能够实现980MPa以上的TS、良好的延展性和扩孔性以及优良的能量吸收能力。ii)这样的显微组织，通过如下步骤得到，即以5°C/秒以上的平均加热速度加热至Ac1相变点以上的温度范围后，以低于5°C /秒的平均加热速度加热至(Ac3-50)°C以上，接着，在(Ac3-50) V以上且(Ac3 + 50) V以下的温度范围内均热30 500秒，以3 30°C /秒的平均冷却速度一次冷却至600°C以下的温度范围，接着，实施热镀锌后，在200°C ^400°C的温度范围以达到15°C /秒以下的平均冷却速度的方式进行二次冷却。本发明基于上述见解，解决上述问题的本发明的手段如下。[I] 一种成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，成分组成为，以质量 ％ 计，含有 C 0. 03 O. 13%、Si 1. 0 2· 0%、Mn 2. 4 3. 5%、P 0. 001 O. 05%、S O. 000Γ0. 01%, Al 0. ΟΟΓΟ. 1%、Ν :0. 0005 O. 01%,B :0. 0003 0. 01%，并且 C、Mn、B 的含量满足下式(I)，余量由Fe及不可避免的杂质构成，组织为，以面积率计含有回火马氏体相和贝氏体相总计30%以上(无贝氏体相时以面积率计含有回火马氏体相30%以上)，并且回火马氏体相的最接近间距为10 μπι以下，(%Mn) + 1000Χ (%B) ^ 35 X (%C)…(I)。[2]如[I]所述的成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述回火马氏体相的平均粒径为2. Ομ 以上。[3]如[I]或[2]所述的成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量%计，还含有选自Ti :0. 0005 0. 1%、Nb :0. 0005 0. 05%中的至少
一种元素。[4]如[1] [3]中任一项所述的成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计，还含有选自Cr :0. ΟΓ . 0%、Mo :0. ΟΓΙ. 0%、Ni O. 01 2. 0%、Cu 0. 01 2. 0%中的至少一种元素。[5]如[1Γ[4]中任一项所述的成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计，还含有Ca :0. ΟΟΓΟ. 005%。[6]如[1Γ[5[中任一项所述的成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，高强度热镀锌钢板为高强度合金化热镀锌钢板。[7] 一种成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将具有[1]、[3Γ[5]中任一项所述的成分组成的钢板以5°C /秒以上的平均加热速度加热至Ac1相变点以上的温度范围后，以低于5°C /秒的平均加热速度加热至(Ac3-50) V以上，接着，在(Ac3-50) V以上且(Ac3 + 50) V以下的温度范围内均热30 500秒，以3 30°C /秒的平均冷却速度一次冷却至600°C以下的温度范围，接着，实施热镀锌后，在200°C 400°C的 温度范围内以达到15°C /秒以下的平均冷却速度的方式进行二次冷却。[8]如[7]所述的成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在所述一次冷却后、实施所述热镀锌前，在30(T550°C的温度范围内保持2(Γ150秒。[9]如[7]或[8]所述的成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在实施所述热镀锌后、所述二次冷却前，在45(T600°C的温度范围内实施锌镀层的合金化处理。发明效果根据本发明，能够制造具有980MPa以上的TS、并且扩孔性等成形性良好、并且高速变形时的能量吸收能力优良的高强度热镀锌钢板。通过将本发明的高强度热镀锌钢板在汽车结构构件中应用，能够实现更进一步确保乘客的安全性以及由大幅的车身轻量化而带来的燃油效率的改善。
具体实施例方式以下，对本发明进行详细说明。需要说明的是，表示成分元素的含量的“％”只要没有特别说明，则是指“质量％”。I)成分组成C 0. 03 O. 13%C是对钢进行强化方面非常重要的元素，具有高固溶强化能力，并且在利用由马氏体相引起的组织强化时，是用于调节其面积率和硬度不可欠缺的元素。C量低于O. 03%时，难以得到必要的面积率的马氏体相，并且马氏体相不会发生硬质化，因此，无法得到充分的强度。另一方面，C量超过O. 13%时，焊接性变差的同时，马氏体相显著硬化，并且抑制自回火作用，导致成形性、特别是扩孔性的降低。因此，使C量为O. 03、. 13%。Si 1. 0^2. 0%Si是在本发明中极重要的元素，退火时，促进铁素体相变，并且将固溶C从铁素体相向奥氏体相中排出，使铁素体相洁净化，提高延展性的同时，使奥氏体相稳定化，因此，即使在难以进行快速冷却的连续热镀锌生产线中进行退火的情况下也生成马氏体相，使复合组织化变容易。另外，Si使铁素体相固溶强化，降低铁素体相与马氏体相的硬度差，抑制在其界面上的裂纹的生成，改善局部变形能力，有助于扩孔性的提高。另外，在铁素体相中固溶的Si，促进加工硬化，提高延展性，并且改善在应变集中的部位的应变传播性，使扩孔性提高的同时，抑制高速变形时的局部的破坏。为了得到这样的效果，需要使Si量为1.0%以上。另一方面，Si量超过2.0%时，效果饱和，并且表面性状产生非常大的问题。因此，使Si量为I. 0 2· 0%。Mn 2. 4 3. 5%Mn对于防止钢的热脆化以及确保强度有效，并且使淬透性提高，使复合组织化变容易。而且，在退火时使未相变奥氏体相的比例增加，使其C浓度减少，使退火时的冷却过程和热镀锌处理后的冷却过程中生成的马氏体相的自回火容易发生，降低最终组织中的马氏体相的硬度，抑制局部变形，大大有助于扩孔性的提高。另外，Mn的添加使相变点降低，促进加热时向奥氏体的逆相变，使马氏体相致密地分散。为了得到这样的效果，需要使Mn量为2. 4%以上。另一方面，Mn量超过3. 5%时，显著生成偏析层，导致成形性的劣化。因此， 使Mn量为2. 4 3. 5%οP 0. ΟΟΓΟ. 05%P是能够根据期望的强度来添加的元素，另外，由于促进铁素体相变，因此是对复合组织化也有效的元素。为了得到这样的效果，需要使P量为O.001%以上。另一方面，P量超过O. 05%时，导致焊接性的劣化，并且在对镀锌层进行合金化处理的情况下，使合金化速度降低，损害镀锌层的品质。因此，使P量为O. 00Γ0. 05%。S 0. ΟΟΟΓΟ. 01%S在晶界发生偏析，在热加工时使钢脆化，并且以硫化物的形式存在，使局部变形能力降低，因此，需要使其量为0. 01%以下，优选使其为0. 003%以下，更优选使其为0. 001%以下。但是，从生产技术上的制约出发，需要使S量为0.0001%以上。因此，使S量为0. 000Γ0. 01%、优选使其为 0. 000Γ0. 003%、更优选使其为 0. οοοΓο. 001%。Al 0. 00Γ0. 1%Al是对生成铁素体相、提高强度-延展性平衡有效的元素。为了得到这样的效果，需要使Al量为0.001%以上。另一方面，Al量超过0. 1%时，导致表面性状的劣化。因此，使 Al 量为 0. 00Γ0. 1%。N 0. 0005 0. 01%N是使钢的耐时效性劣化的元素。特别是N量超过0. 01%时，耐时效性的劣化变显著。其量越少越优选，从生产技术上的制约出发，需要使N量为0.0005%以上。因此，使N 量为 0. 0005 0. 01%。B 0. 0003 0. 01%B使淬透性提高，并且使复合组织化变容易。并且，抑制冷却时的铁素体和珠光体等的扩散相变，使未相变奥氏体相的比例增加，使其C浓度减少，使退火时的冷却过程和热镀锌处理后的冷却过程中生成的马氏体相的自回火容易发生，降低最终组织中的马氏体相的硬度，抑制局部变形，大大有助于扩孔性的提高。为了得到这样的效果，需要使B量为0.0003%以上。另一方面，B量超过0.01%时，导致延展性的降低。因此，使B量为0. 0003、. 01%。(%Mn) + 1000Χ (%B) ^ 35 X (%C)
回火马氏体相主要是在热镀锌后的二次冷却的过程中通过与马氏体相变同时发生回火的自回火而生成的，为了高效地产生回火马氏体相，未相变奥氏体中的C浓度越小越优选，以使Ms点上升。贝氏体相在均热后的一次冷却或者接着进行的保持过程中生成，但为了高效地产生贝氏体相，C浓度越小越优选，以使未相变奥氏体不稳定。因此，为了以预定的百分率得到回火马氏体相和贝氏体相，需要调节退火时的未相变奥氏体量和其中的C浓度。未相变奥氏体量可以通过用成分元素控制相变点来调节，但特别而言需要对影响大的Mn和B的添加量进行严格控制。未相变奥氏体中的C浓度，除了依赖于向钢中的添加量之外，由于C兀素具有在均热时在未相变奥氏体中分配的倾向，因此，强烈依赖于未相变奥氏体量。考虑到这些，为了在上述成分组成的范围内以预定的百分率得到回火马氏体相和贝氏体相，需要将Mn、B、C的添加量控制在经验性求得的下式的范围内。(%Mn) + 1000X (%B) ^ 35 X (%C)余量为Fe及不可避免的杂质，但由于以下的原因，优选含有选自Ti : O. 0005 O. 1%、Nb 0. 0005 O. 05% 中的至少一种元素、选自 Cr 0. 01 I. 0%、Mo 0. 01 I. 0%、Ni 0. 01 2. 0%、Cu 0. 01 2. 0% 中的至少一种元素、Ca 0. 001 O. 005%。Ti 0. 0005 O. 1%Ti与C、S、N形成析出物，有效地有助于强度以及韧性的提高。另外，通过析出强化使钢强化，因此，可以根据期望的强度添加。另外，在Ti与B同时含有的情况下，使N以TiN的形式析出，因此，抑制BN的析出，有效地显示上述B的效果。为了得到这样的效果，需要使Ti量为0.0005%以上。另一方面，Ti量超过O. 1%时，析出强化过度地进行，导致延展性的降低。因此，使Ti量为O. 0005 O. 1%。Nb 0. 0005 O. 05%Nb由于通过析出强化而使钢强化，因此，可以根据期望的强度添加。为了得到这样的效果，需要添加Nb量O. 0005%以上。Nb量超过O. 05%时，析出强化过度地进行，导致延展性的降低。因此，使Nb量为O. 0005 O. 05%。Cr 0. ΟΓ . 0%, Mo :0· θΓ . 0%、Ni :0· 0Γ2. 0%、Cu :0· 0Γ2. 0%Cr、Mo、Ni、Cu不仅作为固溶强化元素发挥作用，而且在退火时的冷却过程中，使奥氏体相稳定化，从而使复合组织化变容易。为了得到这样的效果，需要使Cr量、Mo量、Ni量、Cu量分别为O. 01%以上。另一方面，Cr量超过I. 0%、Mo量超过I. 0%、Ni量超过2. 0%、Cu量超过2. 0%时，镀覆性、成形性、点焊性变差。因此，使Cr量为O. ΟΓ . 0%、Μο量为O. θΓ . 0%、Ni 量为 O. OI 2. 0%、Cu 量为 O. OI 2. 0%。Ca 0. ΟΟΓΟ. 005%Ca使S以CaS的形式析出，抑制促进裂纹的产生和传播的MnS的生成，从而具有使扩孔性提高的效果。为了得到这样的效果，需要使Ca量为0.001%以上。另一方面，Ca量超过0. 005%时，该效果饱和。因此，使Ca量为0. 00Γ0. 005%。2)显微组织回火马氏体相与贝氏体相的总面积率(无贝氏体相时回火马氏体相的面积率)30%以上在显微组织中，为了实现980MPa以上的强度，含有马氏体相。为了提高扩孔性这样的局部变形能力，并且提高高速变形时的应变传播性，马氏体相需要含有比较软质的回火后的马氏体相。即使将回火马氏体的一部分置换成贝氏体也能够同样地得到上述效果。为了有效地发挥这些效果，需要使回火马氏体相与贝氏体相在组织整体中所占的的总面积率为30%以上(无贝氏体相时使回火马氏体相的面积率为30%以上)。马氏体相也可以含有未回火的马氏体相。需要说明的是，在含有回火马氏体相和贝氏体相二者的情况下，从确保强度的观点出发，优选回火马氏体相在组织整体中所占的的比例为10%以上。在此所谓的未回火的马氏体相，是与相变前的奥氏体相具有相同的化学组成的、具有使c过饱和地固溶的体心立方结构的组织，是具有板条、方块体(〃 ^ 'y卜)、块等微观结构的高位错密度的硬质相。回火马氏体相是过饱和的固溶c从马氏体相中以碳化物的形式析出的、保持母相的微观结构的位错密度高的铁素体相。另外，回火马氏体相无需根据用于得到其的热历史、例如淬火-回火或自回火等特别进行区别。回火马氏体相的最接近间距10μπι以下
即使回火马氏体满足上述面积率、但粗大并且疏散地分布的情况下，在与它们邻接的异相的界面处的裂纹传播容易进行，特别是使高速变形下的延展性降低，不能得到充分的能量吸收能力。在回火马氏体微小并且密集地分布的情况下，各回火马氏体晶粒成为裂纹传播的阻力，特别是使高速变形下的延展性上升，从而使能量吸收能力提高。为了充分地得到该效果，需要使回火马氏体相的最接近间距为10 μπι以下。回火马氏体相的平均粒径2. Ομ 以上回火马氏体相的粒径过度微小时，局部的裂纹发生的起点成为高密度，从而容易使局部变形能力降低，因此，优选使其平均粒径为2. O μ m以上。需要说明的是，上述相以外的相优选主要为铁素体相。除此以外，即使包含残留奥氏体相、珠光体相，也不会损害本发明的效果。在此，各相的面积率是各相的面积在观察视野面积中所占的比例。在本发明这样的钢板中，由于在三维上组织均匀，因此，可以视为与体积率为相同值。关于这样的各相的面积率、最接近间距和回火马氏体相的平均粒径，研磨钢板的与轧制方向平行的板厚截面后，用3%硝酸乙醇腐蚀，通过SEM(扫描电子显微镜)以2000倍的倍率观察10个视野，使用市售的图像处理软件(例如Media Cybernetics公司的Image-Pro)求出。对于未回火的马氏体相与回火马氏体相的辨别，可以通过硝酸乙醇腐蚀后的表面形态进行。即，未回火的马氏体相呈现平滑的表面，回火马氏体相晶粒内观察到由腐蚀产生的结构(凹凸)。通过该方法以晶粒单位鉴定未回火的马氏体相与回火马氏体相。具体而言，由通过SEM拍摄的显微组织照片，鉴定回火马氏体相和贝氏体相的相，通过图像处理软件，对各相分别进行二值化处理，求出各个相的面积率。另外，关于回火马氏体相的平均粒径，导出各个晶粒的圆当量直径，求出它们的平均值。回火马氏体相的最接近间距可以如下求出通过用回火马氏体相的面积率除以各个回火马氏体晶粒的面积率，求出单位体积的回火马氏体晶粒的个数，计算回火马氏体的每一个晶粒所占的平均的占有面积，取其立方根。即，通过下述式计算。Ltm= (dM/2) X (4 ii/3f)1/3Ltm :最接近间距
dM :回火马氏体平均粒径f:回火马氏体面积率3)制造条件本发明的高强度热镀锌钢板，如上所述，例如通过如下方法制造，即将具有上述成分组成的钢板以5°C /秒以上的平均加热速度加热至Ac1相变点以上的温度范围后，以低于5°C /秒的平均加热速度加热至(Ac3-50) V以上，接着，在(Ac3-50) V (Ac3 + 50) °〇的温度范围内均热3(Γ500秒，以3 30°C /秒的平均冷却速度一次冷却至600°C以下的温度范围，在此条件下退火后，实施热镀锌，在200°C 400°C的温度范围内以15°C /秒以下的平均冷却速度进行二次冷却。
退火时的加热条件I :以5°C /秒以上的平均加热速度加热至AcJg变点以上的温度范围通过以5°C /秒以上的平均加热速度加热至Acl相变点以上的温度范围，能够抑制回复和再结晶铁素体相的生成，同时引起奥氏体相变，因此，奥氏体相的比例增加，最终容易得到马氏体相的预定的面积率。另外，由于能够使马氏体相均匀地分散，因此，能够降低回火马氏体相的最接近间距。其结果，能够确保必要的强度，提高扩孔性，同时提高高速变形下的吸收能量。在直到Ac1相变点的平均加热速度低于5°C /秒的情况下和加热温度不足Ac1相变点的情况下，显著进行回复、再结晶，难以实现必要的回火马氏体以及贝氏体的面积率和预定的回火马氏体相的最接近间距。退火时的加热条件2 以低于5°C /秒的平均加热速度加热至(Ac3_50) V以上为了实现预定的马氏体相的面积率和粒径，需要从加热开始在均热中使奥氏体相生长至适当的尺寸。但是，在高温范围内的平均加热速度大的情况下，奥氏体相微小地分散，因此，各奥氏体相无法生长，难以在最终组织中以预定的面积率得到回火马氏体相。因此，使向(Ac3-50)°C以上的高温范围的平均加热速度低于5°C /秒。在加热温度低的情况下，即使降低加热速度，未相变奥氏体也不会生长，因此，不能得到预定的回火马氏体的面积率。因此，使加热温度为(Ac3-50)°C以上。退火时的均热条件在(Ac3_50) °C以上且(Ac3 + 50) °〇以下的温度范围内均热30 500秒通过均热时提高奥氏体相的比例，奥氏体相中的C量降低，Ms点上升，得到热镀锌处理后的冷却过程中的自回火效果，并且即使由于回火而马氏体相的硬度降低，也能够达到充分的强度，从而能够得到980MPa以上的TS、优良的扩孔性以及高的高速变形时的吸收能量。但是，均热温度超过(Ac3+ 50) °C时，未相变奥氏体的结晶粒径变粗大，不能满足预定的最接近间距。另外，均热时间不到30秒的情况下，未相变奥氏体不会充分生长，因此，不能得到预定的马氏体相的面积率和粒径。另一方面，均热时间超过500秒的情况下，效果饱和，并且阻碍生产率。退火时的冷却条件从均热温度开始以3 30°C /秒的平均冷却速度冷却(一次冷却)至600°C以下的温度范围均热后，需要从均热温度开始以3 30°C /秒的平均冷却速度冷却至600°C以下的温度范围(冷却停止温度)，这是由于，平均冷却速度低于3°C/秒时，在冷却中进行铁素体相变，得不到充分的面积率的未相变奥氏体相，此外，进行C向未相变奥氏体相中的稠化，难以得到自回火效果，从而难以在最终组织中以规定的面积率和最接近间距得到回火马氏体相，导致扩孔性的降低和高速变形时的能量吸收能力的降低。平均冷却速度超过30°C /秒时，抑制铁素体相变的效果饱和，并且用一般的生产设备难以实现。另外，使冷却停止温度为600°C以下是由于，超过600°C时，冷却中的铁素体相的生成显著，难以以预定的面积率得到回火马氏体相和贝氏体相。退火后，在通常的条件下进行热镀锌处理，但之前，优选进行如下的热处理。退火后的热处理条件在30(T550°C的温度范围内进行2(Tl50秒热处理退火后，通过在30(T55(TC的温度范围内进行2(Γ150秒热处理，进一步促进由自回火引起的马氏体相的硬度的降低，或通过出现贝氏体相，而更有效地降低各相之间的硬度差，从而能够实现扩孔性以及高速变形时的能量吸收能力的进一步改善。热处理温度低 于300°C的情况下、或热处理时间低于20秒的情况下，这样的效果小。另一方面，热处理温度超过550°C的情况下，进行铁素体相和珠光体相的相变，或C的稠化过量，阻碍马氏体的自回火，因此，难以在最终组织中得到预定的回火马氏体百分率。热处理时间超过150秒的情况下，该效果饱和，并且阻碍生产率。热镀锌后的冷却条件在2000C ^400oC的温度范围内以达到15°C /秒以下的平均冷却速度的方式进行冷却(二次冷却)实施热镀锌后，需要在200°C 40(TC的温度范围内以达到15°C /秒以下的平均冷却速度的方式进行二次冷却，这是为了确保在发生自回火的温度范围内的滞留时间。在超过400°C的温度下，马氏体相变并不充分发生，在低于200°C的温度下元素的扩散并不进行，因此，即使使平均冷却速度为15°C/秒以下，自回火也不能充分地进行。另一方面，平均冷却速度超过15°C /秒的情况下，即使发生马氏体相变，也无法确保充分进行自回火所需要的时间。另外，在实施镀锌层的合金化处理的情况下，在退火后不论是否进行上述300^5500C的温度范围内的热处理，在实施热镀锌处理后、二次冷却前，均能够在45(T600°C的温度范围内对锌镀层实施合金化处理。通过在45(T600°C的温度范围内进行合金化处理，镀层中的Fe浓度达到8 12%，镀层的密合性和涂装后的耐腐蚀性提高。低于450°C时，合金化没有充分地进行，导致牺牲防腐蚀作用的降低和滑动性的降低，超过600°C时，合金化过度进行，粉化性降低。另外，大量生成铁素体相和珠光体相等，无法实现高强度化。其他的制造方法的条件没有特别限定，优选在以下的条件下进行。用于本发明的高强度热镀锌钢板的退火前的钢板，通过将具有上述成分组成的钢坯热轧后，冷轧至期望的板厚来制造。另外，从生产率的观点出发，高强度热镀锌钢板优选通过能够进行热镀锌前的退火、热处理、热镀锌、镀锌层的合金化处理等一系列的处理的连续热镀锌生产线制造。对于钢坯而言，为了防止宏观偏析，优选通过连铸法制造，也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法制造。对钢坯进行热轧时，再加热钢坯，但为了防止轧制载荷的增大，优选使加热温度为1150°C以上。另外，为了防止氧化皮损失的增大和燃料单位消耗量的增加，优选使加热温度的上限为1300°C。热轧通过粗轧和精轧进行，但为了防止冷轧、退火后的成形性的降低，精轧优选在Ar3相变点以上的精轧温度下进行。另外，为了防止由晶粒的粗大化引起的组织的不均匀和氧化皮缺陷的发生，优选使精轧温度为950°C以下。从防止氧化皮缺陷和确保良好的形状性的观点出发，热轧后的钢板优选在50(T650°C的卷取温度下卷取。对于卷取后的钢板而言，在通过酸洗等除去氧化皮后，为了高效地生成多边形铁素体相，优选以轧制率40%以上进行冷轧。
热镀锌中优选使用含有O. 1(Γ0. 20%的Al量的镀锌浴。另外，镀覆后，为了调节镀层的单位面积克重，可以进行擦拭。实施例将表I所示的成分组成的钢No. Al通过真空熔炉进行熔炼，通过开坯轧制形成薄板坯。将这些薄板坯加热至1200°C后，在85(T920°C (Ar3相变点以上)的精轧温度下进行热轧，进行600°C的卷取处理。接着，酸洗后，以轧制率50%冷轧至表2所示的板厚，用红外加热炉在表2所示的退火条件下退火后，实施一次冷却，对于一部分钢板，在表2所示的条件下实施热处理后，在含有O. 13%的Al的475 V的镀锌浴中浸溃3秒，形成附着量45g/m2的镀锌层，在表2所示的温度下进行合金化处理，接着，在200°C 400°C的温度范围内以达到表2所示的平均冷却速度的方式实施二次冷却，制作镀锌钢板No.广23。需要说明的是，如表2所示，对一部分镀锌钢板没有进行合金化处理。表I(质量％)
权利要求
1.一种成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，成分组成为，以质量 ％ 计，含有 C 0. 03 O. 13%、Si 1. 0 2· 0%、Mn 2. 4 3. 5%、P 0. 001 O. 05%、S O.000Γ0. 01%、Al 0. ΟΟΓΟ. 1%、Ν :0. 0005 0. 01%、B :0. 0003 0. 01%，并且 C、Mn、B 的含量满足下式(I)，余量由Fe及不可避免的杂质构成，组织为，以面积率计含有回火马氏体相和贝氏体相总计30%以上，无贝氏体相时以面积率计含有回火马氏体相30%以上，并且回火马氏体相的最接近间距为10 μ m以下，(%Mn) + 1000X (%B) ^ 35 X (%C)…(I)。
2.如权利要求I所述的成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述回火马氏体相的平均粒径为2. Ομ 以上。
3.如权利要求I或2所述的成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计，还含有选自Ti :0. 0005、. l%、Nb 0. 0005、. 05%中的至少一种 元素。
4.如权利要求广3中任一项所述的成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计，还含有选自Cr :0. ΟΓ . 0%、Mo :0. θΓ . 0%、Ni 0.01 2. 0%、Cu 0. 01 2. 0%中的至少一种元素。
5.如权利要求Γ4中任一项所述的成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计，还含有Ca :0. 00Γ0. 005%。
6.如权利要求Γ5中任一项所述的成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，高强度热镀锌钢板为高强度合金化热镀锌钢板。
7.一种成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1、3飞中任一项所述的成分组成的钢板以5°C /秒以上的平均加热速度加热至Ac1相变点以上的温度范围后，以低于5°C /秒的平均加热速度加热至(Ac3-50) V以上，接着，在(Ac3-50) V以上且(Ac3 + 50) V以下的温度范围内均热30 500秒，以3 30°C /秒的平均冷却速度一次冷却至600°C以下的温度范围，接着，实施热镀锌后，在200°C 400°C的温度范围内以达到15°C /秒以下的平均冷却速度的方式进行二次冷却。
8.如权利要求7所述的成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在所述一次冷却后、实施所述热镀锌前，在30(T550°C的温度范围内保持2(Γ150秒。
9.如权利要求7或8所述的成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在实施所述热镀锌后、所述二次冷却前，在45(T600°C的温度范围内实施锌镀层的合金化处理。
全文摘要
本发明提供TS为980MPa以上、扩孔性等成形性良好、并且高速变形时的能量吸收能力优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。一种高强度热镀锌钢板，其特征在于，成分组成为，以质量%计，含有C0.03~0.13%、Si1.0~2.0%、Mn2.4~3.5%、P0.001~0.05%、S0.0001~0.01%、Al0.001~0.1%、N0.0005~0.01%、B0.0003~0.01%，并且C、Mn、B的含量满足下式(1)，余量由Fe及不可避免的杂质构成，组织为，以面积率计含有回火马氏体相和贝氏体相总计30%以上，无贝氏体相时以面积率计含有回火马氏体相30%以上，并且回火马氏体相的最接近间距为10μm以下。(%Mn)＋1000×(%B)≥35×(%C)…(1)。
文档编号C22C38/06GK102859018SQ20118001941
公开日2013年1月2日 申请日期2011年4月11日 优先权日2010年4月16日
发明者金子真次郎, 中垣内达也, 长谷川宽, 长泷康伸 申请人:杰富意钢铁株式会社