加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法

专利名称：加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及适合作为要求优良的加工性(延伸凸缘性)和耐腐蚀性的、汽车部件的强度构件等用途的高强度热镀锌钢板及其制造方法。
背景技术：
近年来，从保护地球环境的观点出发，提高汽车的燃料效率已成为重要的课题。因此，对所使用的材料进行高强度化、实现构件的薄壁化、从而使车身本身轻量化的动向活跃。作为所使用的材料，特别要求拉伸强度为540MPa以上的高强度钢板。但是，钢板的高强度化会导致加工性降低，因此，期望具有优良的加工性的高强度钢板，特别是对于薄壁的钢板(薄钢板)而言该期望高。对于上述期望，提出了具有由铁素体相和马氏体相构成的双相组织的双相钢板(DP钢板)、具有含有铁素体相和马氏体相并且含有贝氏体相的复合组织的钢板等各种复合组织钢板。例如，专利文献I中记载了一种局部延展性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，将含有 C 0. 08 O. 30%、Si 0. Γ2. 5%、Mn 0. 5 2. 5%、P 0. 01 O. 15% 的组成的冷轧钢板在Acl点以上的温度下进行再结晶退火，然后，强制空冷至Art点至600°C范围的温度范围后，以100°C /秒以上的冷却速度进行急冷，制成由铁素体相和低温相变生成相构成的复合组织，然后，以满足通过预定的关系式求出的、低温相变生成相硬度Hv(L)相对于铁素体硬度Ην(α)的比HV(L)/HV(a)为I. 5 3. 5的方式在35(T600°C的范围的温度下进行过时效处理。对于专利文献I中记载的技术而言，提高淬火开始温度并提高低温相变生成相的体积率，然后，在35(T600°C下进行过时效处理，使C在铁素体中析出并且使低温相变生成相软化，减小Hv (L) /Hv(a),从而改善局部延伸性。但是，专利文献I中记载的技术存在如下问题需要能够在再结晶退火后进行急速冷却(淬火)的连续退火设备，并且为了抑制由高温下的过时效处理引起的急剧的强度降低而需要添加大量合金元素。另外，专利文献2中记载了一种耐腐蚀性优良的低屈服比高张力热轧钢板的制造方法，其中，对含有 C 0. 02 O. 25%,Si 2. 0% 以下、Mn 1. 6 3· 5%、P :0. 03 O. 20%,S 0. 02% 以下、Cu :0. 05 2. 0%、sol. Al :0. 005 O. 100%、N :0. 008%以下的钢坯进行热轧而制成热轧卷，
酸洗后，在连续退火生产线中在72(T950 0C的温度下对该热轧卷进行退火。根据专利文献2中记载的技术，能够制造维持低屈服比、高延展性和良好的扩孔性并且耐腐蚀性优良的、具有复合组织的高张力热轧钢板。对于专利文献2中记载的技术而言，需要复合添加大量的P、Cu，但是，Cu的大量含有会使热加工性降低，另外，P的大量含有会使钢脆化。另外，P在钢中发生偏析的倾向强，该偏析的P除了使钢板的延伸凸缘性降低以外，还存在会引起焊接部脆化的问题。另外，P的大量含有会使镀覆性降低。另外，专利文献3中记载了一种强度-延伸凸缘性的平衡优良的高强度冷轧钢板，其中，具有含有 C 0. 03 O. 17%、Si 1. 0% 以下、Mn 0. 3 2. 0%、P 0. 010% 以下、S 0. 010% 以下、Al :0. 005、. 06%且满足C (%) > (3/40) XMn的组成以及由以贝氏体或珠光体为主的第二相和铁素体相构成的组织，并且满足(第二相的维氏硬度)/(铁素体相的维氏硬度)低于I. 6。专利文献3中记载的高强度冷轧钢板通过如下方法得到对具有上述组成的钢(钢坯)进行热轧后，在650°C以下的温度下进行卷取，酸洗后，进行冷轧，接着，在A1点以上且(4点+50°0以下的温度下进行均热，然后，进行以20°C/秒以下的速度缓冷至75(T650°C的范围之间的温度T1、接着以20°C /秒以上的速度从T1冷却至500°C的退火处理，接着，在500^250 0C的温度下进行过时效处理。但是，对于专利文献3中记载的高强度冷轧钢板而言，虽然延 伸凸缘性优良，但在540MPa以上的高强度的情况下，存在如下问题伸长率低于26%，从而无法确保充分达到能够维持期望的优良的加工性的程度的伸长率。另外，汽车部件多数情况下暴露于腐蚀环境中，在要求上述的高强度化、加工性提高的基础上，大多还要求耐腐蚀性，因而在上述用途中，期望加工性优良的高强度热镀锌钢板。对于上述期望，例如，专利文献4中记载了一种高张力合金化热镀锌钢板的制造方法，其中，将含有C :0. 05 O. 15%,Mn :0. 8 I. 6%、Si :0. 3 I. 5%、余量由Fe和不可避免的杂质构成且作为杂质的S为O. 02%以下的钢坯加热至1280°C以上，通过终轧温度为880°C以上的热轧制成热轧板，在75(T900°C的温度范围内对该热轧板进行退火，在退火后的冷却过程中将其浸溃到热镀锌浴中，接着在52(T640°C下进行合金化处理。现有技术文献专利文献专利文献I :日本特开昭63-293121号公报专利文献2 :日本特开平05-112832号公报专利文献3 :日本特开平10-60593号公报专利文献4 日本特开平04-141566号公报

发明内容
发明所要解决的问题但是，专利文献4记载的发明中，需要将钢坯的加热温度设定为1280°C以上的高温，晶粒过于粗大化，即使实施热轧，热轧板组织也粗大，从而在退火后难以形成微细的钢板组织，另外，产生大量的氧化皮损耗而使成品率降低，使消耗能量增大，并且还存在产生缺陷的危险性增大的问题。另外，作为对象的板厚也较厚，达到2. 6_，尚未弄清楚是否能够通过专利文献4中记载的发明来制造薄壁的加工性优良的高强度镀覆钢板。本发明的目的在于解决上述现有技术的问题，并且提供板厚为约I. OmnT约I. 8mm的薄壁的加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。需要说明的是，在此所称的“高强度”是指具有拉伸强度TS为540MPa以上、优选590MPa以上的强度的情况，另外，“加工性优良”是指伸长率El为30%以上(使用JIS5号试验片的情况下)且根据日本钢铁联盟标准JFST 1001-1996进行的扩孔试验中的扩孔率λ为80%以上的情况。用于解决问题的方法
为了达到上述目的，本发明人首先对组成和显微组织给作为基板使用的钢板的强度和加工性带来的影响进行了深入的研究。结果得到如下见解通过对将合金元素量调节至适当范围的热轧板在不实施冷轧的条件下实施加热到适当的双相温度范围的退火处理和适当的冷却处理，能够形成即使为薄壁也以铁素体相为主相并且使第二相以微细的珠光体为主体的组织，由此，能够确保期望的高强度，并且能够确保加工性大幅提高且兼具期望的伸长率和期望的扩孔率的、薄壁的加工性优良的高强度钢板。对于通过对热轧板在省略冷轧的条件下直接实施适当的退火处理而使加工性大幅提高的详细机制，到目前为止尚未明确，但本发明人认为如下。在对热轧板实施加热至双相温度范围的退火处理而不实施冷轧的情况下，在退火加热时仅发生α — Y相变，而不会重新发生再结晶。这种情况下，在C浓度高的部位处仅优先发生α — Y相变，从而能够得到更均匀的组织，并且扩散速度快的C在退火处理时再分配为α和Υ直到达到平衡组成。因此认为，膜状渗碳体在晶界处的析出受到抑制，特别是对延伸凸缘性的提高产生有利作用。另一方面，在对热轧板实施冷轧后实施退火处理的·情况下，在退火加热时竞争性地发生再结晶和α — Y相变，因此，容易形成不均匀的组织，从而难以期待加工性大幅提闻。该高强度钢板适合作为高强度热镀锌钢板的基板，本发明基于上述见解并进一步进行研究而完成。即，本发明的主旨如下所述。(I) 一种加工性优良的高强度热镀锌钢板，在作为基板的钢板表面具有热镀锌层，其特征在于，使上述钢板为如下的高强度钢板具有以质量％ 计含有 C 0. 08 O. 15%、Si 0. 5 I. 5%,Mn 0. 5 I. 5%、Ρ :0. 1% 以下、S :0. 01%以下、Al :0. 0Γ0. 1%、N :0. 005%以下且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成；以及由作为主相的铁素体相和至少含有珠光体的第二相构成的组织，以相对于组织整体的面积率计，上述铁素体相为75 90%，上述珠光体为1(Γ25%，且该珠光体的平均粒径为5 μ m以下，并且上述珠光体以相对于上述第二相的总面积的面积率计为70%以上。(2)如(I)所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量％计还含有选自Cr :0. 05 O. 5%、V :0. 005 O. 2%、Mo :0. 005 O. 2%中的一种或两种以上。(3)如(I)或(2)所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量％计还含有选自Ti :0. 01 O. 1%, Nb :0. 01 O. 1%中的一种或两种。(4)如(1Γ(3)中任一项所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量％计还含有B :0. 0003 O. 0050%。(5)如(1Γ(4)中任一项所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ni :0. 05 O. 5%、Cu :0. 05 O. 5%中的一种或两种。(6)如(1Γ(5)中任一项所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ca :0. 001 O. 005%、REM :0. 001 O. 005%中的一种或两种。(7)如(1Γ(6)中任一项所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，上述热镀锌层为合金化热镀锌层。(8) 一种加工性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，连续实施如下工序而制成在表面具有热镀锌层的热镀锌钢板，所述工序为热轧工序，对钢原材实施热轧而制成热轧板；连续退火工序，对上述热轧板实施酸洗后，在连续热镀锌生产线中对该热轧板实施退火处理和在该退火后冷却至浸入热镀锌浴中为止的温度的冷却处理；以及热镀锌处理工序，在该连续退火工序后，将该热轧板浸溃到热镀锌浴中来进行在该热轧板表面形成热镀锌层的热镀锌处理，所述制造方法的特征在于，使上述钢原材为具有以质量％计含有C :0. 08、. 15%、Si 0. 5 I. 5%,Mn 0. 5 I. 5%、P :0. 1% 以下、S 0. 01% 以下、Al 0. 01 O. 1%、N :0. 005% 以下且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成的钢原材，使上述退火处理为在Aca相变点至Ae3相变点的第一温度范围内保持5 400秒的退火处理，使上述冷却处理为在上述退火处理后以50C /秒以上的平均冷却速度从上述第一温度范围冷却至700°C、并且将在从700°C至浸入热镀锌浴中为止的温度的第二温度范围内的停留时间设定为15 400秒的冷却处理。 (9)如(8)所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，上述热轧工序为如下工序将上述钢原材加热至110(T1280°C的范围的温度后，进行将热轧结束温度设定为87(T950°C的热轧而制成热轧板，在该热轧结束后，将卷取温度设定为35(T720°C来对该热轧板进行卷取。(10)如⑶或(9)所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将在上述第二温度范围中70(T550°C的温度范围内的冷却时间设定为10秒以上。(11)如(8广(10)中任一项所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在上述热镀锌处理工序后接着实施进行上述热镀锌层的合金化处理的合金化处理工序。(12)如(8) (11)中任一项所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计还含有选自Cr :0. 05 O. 5%、V :0. 005 O. 2%、Mo :0. 005 O. 2%中的一种或两种以上。(13)如(8广(12)中任一项所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量％计还含有选自Ti :0. ΟΓΟ. 1%、Nb :0. οΓο. 1%中的一种或两种。(14)如(8广(13)中任一项所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量％计还含有B :0. 0003、. 0050%。(15)如(8广(14)中任一项所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量％计还含有选自Ni :0. 05、. 5%、Cu :0. 05、. 5%中的一种或两种。(16)如(8广(15)中任一项所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量％计还含有选自Ca :0. ΟΟΓΟ. 005%、REM :0. 00Γ0. 005%中的一种或两种。发明效果根据本发明，能够容易且廉价地制造兼具拉伸强度TS为540MPa以上的高强度、El为30%以上的伸长率和λ为80%以上的延伸凸缘性的加工性优良的高强度热镀锌钢板，从而在产业上发挥显著的效果。另外，本发明还具有如下效果能够省略冷轧，从而能够大大有助于降低制造成本、提高生产率等。另外，特别是在将本发明的钢板应用于汽车车身部件时，能够对汽车车身的轻量化做出较大贡献。
具体实施例方式首先，对作为本发明热镀锌钢板的基板的钢板的组成限定理由进行说明。以下，在没有特别说明的情况下质量％简记为％。C :0. 08 0. 15%C是有助于增加钢板强度并且对于使组织形成为由铁素体相和铁素体相以外的第二相构成的复合组织发挥有效作用的元素，在本发明中，为了确保期望的拉伸强度为540MPa以上的高强度，需要含有0. 08%以上。另一方面，含量超过0. 15%时，使点焊性降低，并且使延展性等加工性降低。因此，C限定为0. 08^0. 15%的范围。另外，优选为0. 1(T0. 15%。Si 0. 5 I. 5% Si是固溶在钢中而对铁素体的强化发挥有效作用并且也有助于提高延展性的元素，为了确保期望的拉伸强度为540MPa以上的高强度，需要含有0. 5%以上。另一方面，含量超过I. 5%而过量时，促进红氧化皮等的产生而使钢板的表面性状降低，并且使化学转化处理性降低，从而存在导致镀层密合性降低、使涂装后的耐腐蚀性变差的倾向。另外，Si含量过量时，伴有电阻焊时电阻的增加，从而阻碍电阻焊性。因此，Si限定为0.5 1.5%的范围。另外，优选为0. 7 I. 2%。Mn :0. 5 I. 5%Mn是有助于增加钢板强度并且对复合组织的形成发挥有效作用的元素，为了得到这种效果，需要含有0. 5%以上。另一方面，含量超过I. 5%时，容易在退火时的冷却过程中形成马氏体相，从而导致加工性、特别是延伸凸缘性降低。因此，Mn限定为0. 5^1. 5%的范围。另外，优选为0. 7 I. 5%。P :0. 1% 以下P是具有固溶在钢中而使钢板强度增加的作用的元素，但在晶界处偏析的倾向强，使晶界的结合力降低而导致加工性降低。另外，P的大量含有不仅使镀覆性、化学转化处理性降低，而且给钢板的表面质量带来不利影响。这种P的不利影响在其含量超过0. 1%时变得显著。因此，P限定为0.1%以下。另外，为了避免这种P的不利影响，优选使P为0.1%以下且尽量降低，但过度的降低会导致制造成本升高，因此，优选使P为约0. 001%以上。另夕卜，优选为0. 03%以下。S :0. 01% 以下S在钢中主要形成MnS等硫化物(夹杂物)，从而使钢板的加工性、特别是局部延伸性降低。另外，硫化物(夹杂物)的存在也会使焊接性降低。这种S的不利影响在其含量超过0.01%时变得显著。因此，S限定为0.01%以下。另外，为了避免这种S的不利影响，优选使S为0. 01%以下且尽量降低，但过度的降低会导致制造成本升高，因此，优选使S为约0. 0001%以上。Al :0. 01 0. 1%Al是作为脱氧剂发挥作用且用于提高钢板洁净度所需的元素，并且对提高碳化物形成元素的成品率发挥有效作用。为了得到这种效果，需要含有0.01%以上。含量低于0. 01%时，成为延迟断裂起点的Si系夹杂物的除去变得不充分，从而使产生延迟断裂的危险性增加。另一方面，即使含量超过0. 1%，上述效果也饱和，无法期待与含量相称的效果而在经济方面变得不利，并且使加工性降低而使产生表面缺陷的倾向增大。因此，Al限定为O. οΓο. 1%的范围。另外，优选为O. οΓο. 05%。N 0. 005% 以下N在本发明中本质上作为有害的元素，从而期望尽量降低，但可以容许至O. 005%。因此，N限定为O. 005%以下。另外，N的过度降低会导致制造成本升高，因此，优选使N为约O. 0001% 以上。上述成分为基本成分，在基本成分的基础上，还可以根据需要选择含有选自Cr 0. 05 O. 5%、V 0. 005 O. 2%、Mo 0. 005 O. 2%中的一种或两种以上、和/或选自Ti O. 01 O. 1%、Nb :0. 01 O. 1%中的一种或两种、和/或B :0. 0003 O. 0050%、和/或选自Ni 0. 05 O. 5%、Cu 0. 05 O. 5 % 中的一种或两种、和 / 或选自 Ca 0. 001 O. 005%、REM O. ΟΟΓΟ. 005%中的一种或两种。选自Cr 0. 05 0. 5%、V 0. 005 0. 2%、Mo 0. 005 0. 2% 中的一种或两种以上Cr、V、Mo均为使钢板强度增加、有助于形成复合组织的元素，根据需要选择含有一种或两种以上。为了得到这种效果，优选分别含有Cr :0. 05%以上、V :0. 005%以上、Mo 0. 005%以上。另一方面，含量分别超过Cr :0. 5%、V :0. 2%、Mo :0. 2%而过量时，在退火处理后的冷却处理中，难以生成期望量的珠光体，无法确保期望的复合组织，使延伸凸缘性降低，从而使加工性降低。因此，含有时，优选分别限定为Cr :0. 05 0. 5%、V :0. 005 0. 2%、Mo 0. 005 O· 2%的范围。选自Ti 0. ΟΓΟ. 1%, Nb :0· θΓθ. 1% 中的一种或两种Ti、Nb均为通过析出强化使钢板强度增加的元素，可以根据需要选择含有一种或两种。为了得到这种效果，优选分别含有Ti :0. 01%以上、Nb :0. 01%以上，但含量分别超过Ti :0. l%、Nb 0. 1%而过量时，会使加工性、形状冻结性降低。因此，含有时，优选分别限定为Ti 0. θΓθ. 1%, Nb 0. θΓθ. 1% 的范围。B 0. 0003 0. 0050%B是具有在奥氏体晶界处偏析而抑制铁素体在晶界的生成、生长的作用的元素，可以根据需要含有。为了得到这种效果，优选含有0. 0003%以上，但含量超过0. 0050%时，会使加工性降低。因此，含有时，优选将B限定为0. 0003、. 0050%的范围。另外，为了得到上述B的效果，需要抑制BN的生成，因而优选与Ti同时含有。选自Ni 0. 05 0. 5%、Cu 0. 05 0. 5%中的一种或两种Ni、Cu均为具有使钢板强度增加的作用并且具有促进内部氧化而提高镀层密合性的作用的元素，可以根据需要选择含有。为了得到这种效果，优选分别含有Ni :0. 05%以上、Cu :0. 05%以上，但含量分别超过Ni :0. 5%、Cu :0. 5%而过量时，在退火处理后的冷却处理中，难以生成期望量的珠光体，无法确保期望的复合组织，使延伸凸缘性降低，从而使加工性降低。因此，含有时，优选限定为Ni :0. 05 0. 5%、Cu 0. 05 0. 5%的范围。选自Ca 0. 00Γ0. 005%、REM :0· 00Γ0. 005% 中的一种或两种Ca、REM均为有助于控制硫化物的形态的元素，具有使硫化物的形状为球形、从而抑制硫化物给加工性、特别是延伸凸缘性带来的不利影响的作用。为了得到这种效果，优选分别含有Ca :0. 001%以上、REM :0. 001%以上，但含量分别超过Ca :0. 005%、REM :0. 005%而过量时，会导致夹杂物的增加，从而导致表面缺陷和内部缺陷的多发。因此，含有时，优选限定为 Ca 0. 00Γ0. 005%、REM :0· 00Γ0. 005% 的范围。
除上述成分以外的余量由Fe和不可避免的杂质构成。本发明钢板在具有上述组成的同时，具有由作为主相的铁素体相和至少含有珠光体的第二相构成的组织。对于本发明钢板而言，使作为主相的铁素体相的面积率以相对于组织整体的面积率计为75、0%。铁素体相的面积率低于75%时，无法确保期望的伸长率、期望的扩孔率，从而使加工性降低。另一方面，铁素体相的面积率超过90%时，第二相的面积率降低，从而无法确保期望的高强度。因此，将作为主相的铁素体相的面积率限定为75、0%的范围。另外，优选的铁素体相的面积率为80、0%。 另外，对于本发明钢板而言，第二相至少含有珠光体。使珠光体的面积率以相对于组织整体的面积率计为1(Γ25%。珠光体的面积率低于10%时，无法确保期望的扩孔率，使延伸凸缘性降低，从而使加工性降低。另一方面，珠光体的面积率增多而超过25%时，铁素体相与珠光体的界面增加，在加工时容易生成空隙，使延伸凸缘性降低，从而使加工性降低。另外，使珠光体为平均粒径5 μ m以下的微细晶粒。珠光体的平均粒径超过5 μ m而变得粗大时，在钢板加工时，应力集中在珠光体晶粒(界面)而生成微空隙，因此使延伸凸缘性降低，从而使加工性降低。基于上述情况，将珠光体的平均粒径限定为5μπ 以下。另夕卜，优选为4. Oym以下。将本发明钢板组织中的第二相设定为至少含有珠光体且珠光体以相对于第二相的总面积的面积率计为70%以上的、以珠光体为主体的相。珠光体以相对于第二相的总面积的面积率计低于70%时，硬质的马氏体相、贝氏体相或残余Y变得过多，从而使加工性容易降低。因此，珠光体以相对于第二相的总面积的面积率计限定为70%以上。另外，优选为75 100%。第二相中除了含有珠光体以外，还可以含有贝氏体、马氏体、残余奥氏体(残余Y)等，特别是，贝氏体、马氏体为硬质相，并且残余Y在加工时发生相变而相变为马氏体，从而分别使加工性降低。因此，期望这些贝氏体、马氏体和残余奥氏体尽量少，优选使其以相对于组织整体的面积率计合计为5%以下。另外，更优选合计为3%以下。接下来，对本发明热镀锌钢板的优选的制造方法进行说明。将具有上述组成的钢原材作为起始材料。钢原材的制造方法无需特别限定，从生产率的观点出发，优选通过转炉、电炉等常用的熔炼方法对上述组成的钢水进行熔炼并通过连铸法等常用的铸造方法制成钢坯等钢原材。另外，也可以使用铸锭-开坯轧制法、薄板坯铸造法等。对具有上述组成的钢原材实施热轧工序，制成热轧板。优选使热轧工序为下述工序将钢原材加热至110(Tl280°C的范围的温度后，进行将热轧结束温度设定为87(T950°C的热轧而制成热轧板，在热轧结束后，将卷取温度设定为35(T720°C来对该热轧板进行卷取。钢原材的加热温度低于1100°C时，变形电阻变得过高，轧制载荷变得过大，从而有时难以进行热轧。另一方面，超过1280°C时，晶粒过于粗大化，即使实施热轧也难以确保期望的微细的钢板组织。因此，优选将用于热轧的加热温度设定为110(Tl28(rC的范围的温度。更优选低于1280°C。另外，热轧结束温度低于870°C时，在轧制中生成铁素体(α)和奥氏体(Y)，从而在钢板中容易生成带状组织。该带状组织在退火后也残留，有时会成为使所得到的钢板特性产生各向异性或者使加工性降低的原因。另一方面，热轧结束温度超过950°C时，热轧板组织变得粗大，即使在退火后有时也得不到期望的组织。因此，优选将热轧结束温度设定为87(T950°C。另外，热轧结束后的卷取温度低于350°C时，生成贝氏体铁素体、贝氏体、马氏体等，容易成为硬质且非整粒的热轧组织，即使在之后的退火处理中，也延续热轧组织而容易成为非整粒组织，有时无法确保期望的加工性。另一方面，在超过720°C这样的高温下，难以在钢板的整个长度方向和宽度方向上确保均匀的机械特性。因此，优选将卷取温度设定为35(T720°C的范围的温度。另外，更优选为50(T680°C。接着，为了除去生成在钢板表面的氧化皮，通过常规方法对经由热轧工序得到的热轧板实施酸洗，然后在不实施冷轧的条件下直接对热轧板连续实施如下工序在连续热镀锌生产线中进行退火处理和之后的冷却处理的连续退火工序；以及在该连续退火工序后
将该热轧板浸溃到热镀锌浴中来进行在该热轧板表面形成热镀锌层的热镀锌处理的热镀锌处理工序。使退火处理为在Acl相变点至Ae3相变点的第一温度范围内保持5 400秒的处理。退火处理的第一温度范围的温度(加热温度)低于Aca相变点或者在第一温度范围内的保持时间(退火时间)少于5秒时，热轧板中的碳化物不充分溶解，或者不发生a — Y相变或a — Y相变不充分，因此，在之后的冷却处理中无法确保期望的复合组织，从而无法得到具有满足期望的伸长率、扩孔率的延展性、延伸凸缘性的钢板。另一方面，退火处理的加热温度增高而超过Ae3相变点时，奥氏体晶粒的粗大化变得显著，通过之后的冷却处理产生的组织发生粗大化，有时会使加工性降低。另外，在第一温度范围内的保持时间(退火时间)超过400秒时，处理时间变长，消耗能量巨大，从而导致制造成本升高。基于上述情况，将退火处理限定为在Acl相变点至Ac3相变点的第一温度范围内保持5 400秒的处理。需要说明的是，各钢板的Acl相变点使用通过下式⑴计算而得到的值，Ae3相变点使用通过下式(2)计算而得到的值。另外，在式中的元素中存在未含有的元素的情况下，该元素以零进行计算。Acl 相变点(°C )=723+29. ISi-lO. 7Mn_16. 9Ni+16. 9Cr+6. 38ff+290As— (I)Ac3 相变点 CC )=910-203 V C+44. 7Si-30Mn+700P+400Al_15. 2Ni-llCr-20Cu+31. 5Mo+104V+400Ti+13. lff+120As …(2)在此，C、Si、Mn、Ni、Cr、W、As、C、P、Al、Cu、Mo、V、Ti为各元素的含量(质量 ％)。另外，使退火处理后的冷却处理为以5°C /秒以上的平均冷却速度从上述第一温度范围冷却至700°C、并且将在从700°C至浸入热镀锌浴中为止的温度的范围即第二温度范围内的停留时间设定为15 400秒的处理。从第一温度范围至700°C的平均冷却速度低于5°C /秒时，铁素体的生成量过度增加，无法得到期望的复合组织，从而使加工性降低，并且有时无法确保期望的拉伸强度(540MPa以上)。因此，将从第一温度范围至700°C的冷却速度限定在平均为5°C /秒以上。另外，优选为20°C /秒以下，更优选为5 15°C /秒。另外，从700 V至浸入热镀锌浴中为止的温度的范围即第二温度范围内的停留时间是对于第二相中含有的珠光体的形成重要的因素。在此，“停留时间”是指停留在上述第二温度范围内的时间，包括在该第二温度范围的特定温度下保持的情况、以特定的冷却速度在该第二温度范围内进行冷却的情况以及以这些情况的混合模式进行冷却的情况。在第二温度范围内的停留时间少于15秒时，不发生珠光体相变，或者珠光体的生成量变得不充分，因此无法确保期望的复合组织。另一方面，在第二温度范围内的停留时间延长而超过400秒时，生产率降低。因此，在第二温度范围内的停留时间限定为15 400秒的范围。另外，优选为150秒以下。更优选为100秒以下。另外，为了确保期望的珠光体量，优选将在第二温度范围中70(T550°C的温度范围内的冷却时间设定为10秒以上，即，将在70(T55(TC的温度范围内的冷却速度设定在平均为15°C /秒以下。在70(T550°C的温度范围内的冷却时间少于10秒时，珠光体的生成变得不充分，无法得到期望的复合组织，有时无法确保期望的加工性。
在实施上述的冷却处理后，对热轧板实施热镀锌处理工序。在热镀锌处理工序中，实施将热轧板浸溃到通常保持在450°C附近的温度的热镀锌浴中、从而在热轧板表面形成期望厚度的热镀锌层的热镀锌处理。热镀锌处理的条件根据期望的热镀锌层厚度使用常用的条件即可，无需特别限定。另外，热镀锌浴的浴温优选设定为420 520°C。低于420 V时，锌发生凝固，超过520°C时，镀覆性降低。另外，可以根据需要在热镀锌处理工序后接着实施对通过热镀锌处理形成的热镀锌层进行合金化的合金化处理工序。合金化处理优选设定为加热至48(T550°C的温度范围的处理。偏离上述温度范围时，无法实现期望的合金化。以下，基于实施例更具体地对本发明进行说明。另外，本发明不限定于这些实施例。实施例对表I所示组成的钢水进行熔炼，通过常规方法制成钢原材。在表2所示的加热温度、热轧结束温度下对这些钢原材进行热轧，制成I. 6_厚的热轧板，热轧结束后，在表2所示的卷取温度下卷取成卷状。然后，实施酸洗。另外，对于一部分热轧板(板厚3. 2mm),在酸洗后进一步实施轧制率为50%的冷轧而制成I. 6mm厚的冷轧板，将其作为比较例。对所得到的热轧板或冷轧板进一步实施连续退火工序，所述连续退火工序中，进行在表2所示的条件下加热至第一温度范围的温度并保持的退火处理以及以表2所示的平均冷却速度从第一温度范围的温度冷却至700°C、再在第二温度范围中的70(T55(TC内以表2所示的冷却速度(冷却时间)进行冷却、并且将从700°C至浸溃到热镀锌浴中为止的温度的范围即第二温度范围的停留时间设定为表2所示的停留时间的冷却处理。另外，表2所示的各钢板的相变点为使用上式(I)、(2)计算而得到的值。对经由上述连续退火工序得到的热轧板实施浸溃到热镀锌浴(浴温460°C )中而形成热镀锌层的热镀锌处理工序，制成热镀锌板。对于一部分热镀锌板，进一步实施加热至500°C进行热镀锌层的合金化的合金化处理工序，制成合金化热镀锌板。另外，在热镀锌处理工序或合金化处理工序后，对热镀锌板或合金化热镀锌板实施伸长率为O. 5%的表面光车L。从所得到的热镀锌板或合金化热镀锌板上裁取试验片，实施组织观察、拉伸试验、扩孔试验。试验方法如下所述。
(I)组织观察从所得到的热镀锌板或合金化热镀锌板上裁取组织观察用试验片，对与轧制方向平行的截面(L截面)进行研磨，用硝酸乙醇溶液进行腐蚀，利用扫描电子显微镜(倍率3000倍)对三个以上的视野进行组织观察并拍照，测定组织的种类、各相相对于组织整体的面积率，进而计算出第二相总面积相对于组织整体的面积率。另外，还计算出第二相中含有的珠光体的平均结晶粒径。另外，关于珠光体的平均结晶粒径，测定各珠光体晶粒的面积，由该面积计算出圆等效直径，对所得到的各晶粒的圆等效直径进行算术平均，将所得平均值作为珠光体晶粒的平均结晶粒径。另外，测定的珠光体的粒数为20个以上。另外，还计算出珠光体相对于第二相总面积的面积率。(2)拉伸试验
以使拉伸方向与轧制直角方向一致的方式从所得到的热镀锌板或合金化热镀锌板上裁取JIS5号试验片，根据JIS Z 2241的规定实施拉伸试验，求出拉伸特性(屈服点YP、拉伸强度TS、伸长率E1)。(3)扩孔试验从所得到的热镀锌板或合金化热镀锌板上裁取IOOmm见方的扩孔试验片。然后，根据日本钢铁联盟标准JFST 1001-1996的规定实施扩孔试验，求出扩孔率\ (%)。将所得到的结果示于表3中。
权利要求
1.ー种加工性优良的高强度热镀锌钢板，在作为基板的钢板表面具有热镀锌层，其特征在于，使所述钢板为如下的高强度钢板具有以质量 % 计含有 C :0. 08 0. 15%、Si :0. 5 I. 5%、Mn :0. 5 I. 5%、P :0. 1% 以下、S 0.01%以下、Al :0. oro. 1%、N :0. 005%以下且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成；以及由作为主相的铁素体相和至少含有珠光体的第二相构成的组织， 以相对于组织整体的面积率计，所述铁素体相为75 90%，所述珠光体为1(T25%，且该珠光体的平均粒径为5 以下，并且所述珠光体以相对于所述第二相的总面积的面积率计为70%以上。
2.如权利要求I所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计还含有选自Cr :0. 05 0. 5%、V :0. 005 0. 2%、Mo :0. 005 0. 2%中的ー种或两种以上。
3.如权利要求I或2所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计还含有选自Ti :0. 01 0. 1%, Nb :0. 01 0. 1%中的ー种或两种。
4.如权利要求广3中任一项所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计还含有B :0. 0003 0. 0050%。
5.如权利要求r4中任一项所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ni :0. 05 0. 5%、Cu :0. 05 0. 5%中的ー种或两种。
6.如权利要求1飞中任一项所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ca :0. 001 0. 005%、REM :0. 001 0. 005%中的ー种或两种。
7.如权利要求re中任一项所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述热镀锌层为合金化热镀锌层。
8.—种加工性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，连续实施如下エ序而制成在表面具有热镀锌层的热镀锌钢板，所述エ序为热轧エ序，对钢原材实施热轧而制成热轧板；连续退火エ序，对所述热轧板实施酸洗后，在连续热镀锌生产线中对该热轧板实施退火处理和在该退火后冷却至浸入热镀锌浴中为止的温度的冷却处理；以及热镀锌处理工序，在该连续退火エ序后，将该热轧板浸溃到热镀锌浴中来进行在该热轧板表面形成热镀锌层的热镀锌处理， 所述制造方法的特征在于，使所述钢原材为具有以质量％计含有c :0. 08、. 15%、Si 0.5 I. 5%、Mn :0. 5 I. 5%、P :0. 1% 以下、S :0. 01% 以下、Al :0. 01 0. 1%、N :0. 005% 以下且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成的钢原材，使所述退火处理为在Acl相变点至Ae3相变点的第一温度范围内保持5 400秒的退火处理，使所述冷却处理为在所述退火处理后以50C /秒以上的平均冷却速度从所述第一温度范围冷却至700°C、并且将在从700°C至浸入热镀锌浴中为止的温度的第二温度范围内的停留时间设定为15 400秒的冷却处理。
9.如权利要求8所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述热轧エ序为如下エ序将所述钢原材加热至110(Tl28(rC的范围的温度后，进行将热轧结束温度设定为87(T950°C的热轧而制成热轧板，在该热轧结束后，将卷取温度设定为35(T720°C来对该热轧板进行卷取。
10.如权利要求8或9所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将在所述第ニ温度范围中70(T550°C的温度范围内的冷却时间设定为10秒以上。
11.如权利要求8 10中任一项所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在所述热镀锌处理工序后接着实施进行所述热镀锌层的合金化处理的合金化处理工序。
12.如权利要求8 11中任一项所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计还含有选自Cr :0. 05 0. 5%、V :0. 005 0. 2%、Mo :0. 005 0. 2%中的ー种或两种以上。
13.如权利要求8 12中任一项所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计还含有选自Ti :0. oro. 1%、Nb :0. oro. 1%中的一种或两种。
14.如权利要求8 13中任一项所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计还含有B :0. 0003、. 0050%。
15.如权利要求8 14中任一项所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计还含有选自Ni :0. 05^0. 5%、Cu :0. 05^0. 5%中的一种或两种。
16.如权利要求8 15中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计还含有选自Ca :0. OOfO. 005%、REM :0. OOTO. 005%中的一种或两种。
全文摘要
本发明提供薄壁的加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。实施对以质量%计含有C0.08～0.15%、Si0.5～1.5%、Mn0.5～1.5%、Al0.01～0.1%、N0.005%以下的组成的钢原材进行热轧而制成热轧板的热轧工序，对所述热轧板实施酸洗后，在省略冷轧的条件下对该热轧板实施在连续热镀锌生产线中在Ac1相变点至Ac3相变点的第一温度范围内保持5～400秒的退火处理和以5℃/秒以上的平均冷却速度从第一温度范围冷却至700℃、并且将在从700℃至浸入热镀锌浴中为止的第二温度范围的停留时间设定为15～400秒的冷却处理，然后进行热镀锌处理。由此，能够得到由以相对于组织整体的面积率计为75～90%的铁素体相和含有10～25%的珠光体的第二相构成的组织，从而得到兼具TS为540MPa以上的高强度和优良的延伸凸缘性的加工性优良的高强度热镀锌钢板。另外，珠光体以相对于组织整体的面积率计占70%以上，且珠光体的平均粒径为5μm以下。
文档编号C22C38/54GK102959116SQ201180031849
公开日2013年3月6日 申请日期2011年6月29日 优先权日2010年6月29日
发明者河村健二, 川边英尚, 濑户一洋 申请人:杰富意钢铁株式会社