高强度钢板及其制造方法

高强度钢板及其制造方法
【专利摘要】本发明提供一种适用于汽车部件用坯材的、屈服强度(YS)为780MPa以上、拉伸强度(TS)为1180MPa以上且点焊性、延展性和弯曲加工性优异的高强度钢板及其制造方法。一种高强度钢板，将C量设为0.15％以下，将铁素体的面积率设为8～45％，将马氏体的面积率设为55～85％，并且将仅与铁素体邻接的马氏体在全部组织中所占的比例设为15％以下，将铁素体和马氏体的平均结晶粒径设为10μm以下，将存在于距离钢板表面20μm的深度～距离钢板表面100μm深度的范围的铁素体中的结晶粒径为10μm以上的铁素体的面积率设为小于5％。
【专利说明】
高强度钢板及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明涉及适于作为汽车用钢板的用途的点焊性、延展性以及弯曲加工性优异的 高强度钢板及其制造方法。
【背景技术】
[0002] 从地球环境保护的观点考虑，为了降低CO2排出量，在维持汽车车体的强度的同 时，实现其轻量化而改善汽车的燃料消耗，这在汽车行业始终是重要的课题。
[0003] 在维持汽车车体的强度的同时实现其轻量化的方面，有效的是利用成为汽车部件 用坯材的钢板的高强度化将钢板薄壁化。另一方面，汽车部件大多是通过冲压加工、翻边加 工等而成型。因此，对于可用作汽车部件用坯材的高强度钢板，不仅要求具有所希望的强 度，还要求优异的成型性。
[0004] 近年来，作为汽车车体的骨架用坯材，1180MPa超级高强度钢板的应用正逐步扩 大。在这样的高强度钢板成型时，大多实施弯曲加工，要求高强度钢板具有优异的弯曲加工 性。另外，为了确保碰撞等时的乘客的安全，要求这样的骨架用坯材抗变形性强，即具有高 的屈服强度。关于这些课题的解决，在高强度钢板为热浸镀锌钢板的情况下，难易程度尤其 高。针对这样的要求，例如专利文献1中公开了涉及屈服强度高、弯曲加工性优异的IlSOMPa 级钢板的技术。
[0005] 然而，在专利文献1所记载的技术中，11SOMPa级钢板中所含的C量高，为0.16 %以 上。因此，专利文献1的1180MPa级钢板不能说充分具有作为汽车用钢板的重要的点焊性。
[0006] 专利文献2中公开了涉及将钢板中的C量抑制在0.15质量％以下的高强度钢板的 技术。专利文献2中记载的高强度钢板虽然点焊性和弯曲加工性良好，但屈服强度低，小于 780MPa，关于屈服强度，没有进行任何改善的研究。
[0007] 现有技术文献
[0008] 专利文献
[0009] 专利文献1:日本特开2012-237042号公报 [0010] 专利文献2:日本特开2011-132602号公报

【发明内容】

[0011] 本发明的目的在于有利地解决上述现有技术具有的问题，提供一种适合作为汽车 部件用坯材的、屈服强度(YS)为780MPa以上、拉伸强度(TS)为1180MPa以上且点焊性、延展 性以及弯曲加工性优异的高强度钢板及其制造方法。
[0012] 本发明人等为了实现上述课题，制造确保780MPa以上的YS和1180MPa以上的TS且 点焊性、延展性以及弯曲加工性优异的高强度钢板，从钢板的成分组成、组织以及制造方法 的观点出发，进行了反复深入研究。其结果，发现通过将C量设为0.15%质量以下，将铁素体 的面积率设为8~45%，将马氏体的面积率设为55~85%，且将仅与铁素体邻接的马氏体在 全部组织中所占的比例设为15%以下，将铁素体和马氏体的平均结晶粒径设为ΙΟμπι以下， 将存在于距离钢板表面20μπι的深度~距离钢板表面100μπι深度的范围的铁素体中结晶粒径 为ΙΟμπι以上的铁素体的面积率设为小于5%，能够得到具有780MPa以上的YS、1180MPa以上 的TS、优异的点焊性、延展性以及弯曲加工性的高强度钢板。更具体而言，本发明提供以下 技术方案。
[0013] (1)-种点焊性、延展性以及弯曲加工性优异的高强度钢板，具有如下的成分组 成，以质量％计，含有 C:0.05 ~0.15%、Si:0.01~1.00%、Mn:1.5~4.0%、P:0.100%WT、 S:0.02%WT、Al:0.01~0.50%、Cr:0.010~2.000%、Nb :0.005~0.100%、Ti:0.005~ 0.100%、B:0.0005~0.0050%，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，下述式（I)表示的K 为3.0以上;并具有如下组织，即，在与钢板表面垂直的截面的板厚1/4位置的组织观察中， 以面积率计，含有铁素体:8~45%、马氏体:55~85%，并且仅与铁素体邻接的马氏体在全 部组织中所占的比例为15%以下，铁素体和马氏体的平均结晶粒径为ΙΟμπι以下，并且存在 于距离钢板表面20μπι的深度~距离钢板表面100μπι深度的范围的铁素体中结晶粒径为ΙΟμπι 以上的铁素体的面积率小于5%。
[0014] K = -0.4X[Si]+1.0X[Mn]+1.3X[Cr]+200X[B]式（I)
[0015]式（I)中，[Si]为Si的含量[质量％ ]，[Μη]为Mn的含量[质量％ ]，[Cr]为Cr的含量 [质量％]，[B]为B的含量[质量％]。
[0016] (2)根据（1)所述的点焊性、延展性以及弯曲加工性优异的高强度钢板，以质量％ 计，进一步含有选自Mo:0.005~2.000%、V:0.005~2.000%、Ni :0.005~2.000% 以及Cu: 0.005~2.000%中的至少一种元素。
[0017] (3)根据（1)或⑵所述的点焊性、延展性以及弯曲加工性优异的高强度钢板，以质 量％计，进一步含有选自Ca:0.001~0.005%和REM:0.001~0.005%中的至少一种元素。
[0018] (4)根据（1)~（3)中任一项所述的点焊性、延展性以及弯曲加工性优异的高强度 钢板，上述高强度钢板为高强度冷乳钢板。
[0019] (5)根据（1)~(4)中任一项所述的点焊性、延展性以及弯曲加工性优异的高强度 钢板，在钢板的表面进一步具有热浸镀锌被膜。
[0020] (6)根据(5)所述的点焊性、延展性以及弯曲加工性优异的高强度钢板，上述热浸 镀锌被膜为合金化热浸镀锌被膜。
[0021] (7)-种点焊性、延展性以及弯曲加工性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在 于，具有如下工序:热乳工序，对具有（1)~(3)中任一项所述的成分的钢坯进行热乳时，在 精乳结束后，以使在600°C~700°C的滞留时间的总计成为10秒以下的方式进行冷却，冷却 后，以400°C以上且小于600°C的温度卷取;冷乳工序，在上述热乳工序后以超过20 %的压下 率对热乳板进行冷乳;退火工序，在上述冷乳工序后将冷乳板以5°C/s以上的平均加热速度 加热直至680 °C以上的范围的任意温度即加热到达温度，接着，用500秒以下加热直至720 °C ~820°C的范围的任意温度即退火温度，在该温度保持10秒~1000秒；以及，冷却工序，将上 述退火工序后的冷乳板以3°C/s以上的平均冷却速度冷却直至450°C~550°C的范围的任意 温度即冷却停止温度，在该温度保持1000秒以下。
[0022] (8)根据（7)所述的点焊性、延展性以及弯曲加工性优异的高强度钢板的制造方 法，其特征在于，在上述冷却工序后进一步具有实施热浸镀锌处理的镀锌工序。
[0023] (9)根据（8)所述的点焊性、延展性以及弯曲加工性优异的高强度钢板的制造方 法，在上述镀锌工序后，进一步具有实施合金化处理的合金化工序。
[0024] 根据本发明，能够得到YS:780MPa以上、TS:1180MPa以上且点焊性、延展性以及弯 曲加工性优异的高强度钢板。另外，本发明的高强度钢板可以为高强度冷乳钢板、高强度热 浸镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板。这些可被优选用作汽车部件用坯材。
【具体实施方式】
[0025] 以下，对本发明的实施方式进行说明。应予说明，本发明不限定于以下的实施方 式。
[0026] 对本发明的高强度钢板(本说明书中，有时称为"钢板"）进行说明。
[0027]本发明的高强度钢板具有如下组成，即以质量％计，含有C:0.05~0.15%、Si: 0.01~1.00%、Mn:1.5~4.0%、P:0.100%WT、S:0.02%WT、Al :0.01~0.50%、Cr: 0.010~2.000%、恥：0.005~0.100%、11:0.005~0.100%、8 :0.0005~0.0050%，剩余部 分由Fe和不可避免的杂质构成，以特定的式（I)表示的K为3.0以上。以下，对成分组成进行 说明。应予说明，％是指质量％。
[0028] C:0.05 ~0.15%
[0029] C是为了生成马氏体而使TS上升所必需的元素。如果C量小于0.05%，则马氏体的 强度低、TS达不到1180MPa以上。另一方面，如果C量超过0.15 %，则弯曲加工性、点焊性变 差。因此，C量为0.05~0.15%，优选为0.06~0.12%。
[0030] Si:0.01 ~1.00%
[0031] Si是对将钢固溶强化而使TS上升有效的元素。为了得到这样的效果，必须将Si量 设为0.01 %以上。另一方面，如果Si量超过1.00%，则导致镀覆性、点焊性变差。因此，Si量 为0.01~1.00%，优选为0.01~0.80%，更优选为0.01~0.60%。
[0032] Μη:1·5 ~4.0%
[0033] Mn是将钢固溶强化而使TS上升或者抑制铁素体相变、贝氏体相变并使马氏体生成 而使YS、TS上升的元素。为了得到这样的效果，必须使Mn量为1.5%以上。另一方面，如果Mn 量超过4.0%，则夹杂物的增加变得显著，成为钢的清洁度、耐冲击性降低的原因。因此，Mn 量为1.5~4.0%，优选为1.8~3.5%，更优选为2.0~3.0%。
[0034] Ρ:〇·1〇〇% 以下
[0035] P由于晶界偏析而使弯曲加工性降低，并使点焊性变差。因此，优选P量尽可能减 少。从制造成本的方面等考虑，P量只要为0.100%以下即可。下限没有特别规定，但如果要 使P量小于0.001 %，则导致生产效率的降低，因此优选P量为0.001 %以上。
[0036] s:0.02% 以下
[0037] S以MnS等夹杂物的形式存在，使点焊性变差。因此，优选S量尽可能减少。从制造成 本方面考虑，S量只要为0.02 %以下即可。下限没有特别规定，但如果要使S量小于 0.0005 %，则导致生产效率的降低，因此优选S量为0.0005 %以上。
[0038] Al:0.01 ~0.50%
[0039] Al作为脱氧剂发挥作用，优选在脱氧工序中添加。为了得到这样的效果，必须使Al 量为0.01 %以上。另一方面，如果Al量超过0.50 %，则连续铸造时的钢坯破裂的危险性增 高。因此，将Al量设为0.01~0.50%。
[0040] Cr:0.010 ~2.000%
[0041] Cr是抑制铁素体相变、贝氏体相变并使马氏体生成而使YS、TS上升的元素。为了得 到这样的效果，必须使Cr量为0.010%以上。另一方面，如果Cr量超过2.000%，则其效果没 有进一步提高而饱和，并且，制造成本上升。因此，Cr量为0.010~2.000%，优选为0.010~ 1.500%，更优选为0.010~1.000%。
[0042] Nb:0.005 ~0.100%
[0043] Nb是对在退火时抑制铁素体的再结晶而将晶粒微细化有效的元素。为了得到这样 的效果，必须使Nb量为0.005%以上。另一方面，如果Nb量超过0.100%，则其效果饱和而没 有进一步提高，并且，制造成本上升。因此，Nb量为0.005~0.100 %，优选为0.010~ 0.080%，更优选为0.010~0.060%。
[0044] Ti:0.005 ~0.100%
[0045] Ti是对在退火时抑制铁素体的再结晶而将晶粒微细化有效的元素。为了得到这样 的效果，必须使Ti量为0.005%以上。另一方面，如果Ti量超过0.100%，则其效果没有进一 步提高而饱和，并且，制造成本上升。因此，Ti量为0.005~0.100%，优选为0.010~ 0.080%，更优选为0.010~0.060%。
[0046] Β:0·0005 ~0.0050%
[0047] B是对抑制来自晶界的铁素体和贝氏体的核生成、得到马氏体有效的元素。为了充 分得到这样的效果，必须使B量为0.0005%以上。另一方面，如果B量超过0.0050%，则其效 果没有进一步提高而饱和，并且，制造成本上升。因此，B量为0.0005~0.0050 %，优选为 0 · 0015~0 · 0050 %，更优选为0 · 0020~0 · 0050 %。
[0048] Κ> 3.0
[0049] K 由 K = -0.4X[Si]+1.0X[Mn]+1.3X[Cr]+200X[B]表示。K 作为用于保持组织为 马氏体的连接、使仅与铁素体邻接的马氏体在全部组织中所占的比例为15%以下的指标， 是以经验得到的式子。如果K小于3.0,则仅与铁素体邻接的马氏体增大而使弯曲加工性变 差。因此，K为3.0以上，优选为3.2以上。应予说明，式(I)中，[Si]为Si的含量[质量％ ]，[Μη] 为Mn的含量[质量％ ]，[Cr]为Cr的含量[质量％ ]，[Β]为B的含量[质量％ ]。
[0050] Fe和不可避免的杂质
[0051]剩余部分是Fe和不可避免的杂质。以上是高强度钢板的必要成分。本发明中，钢板 可以含有以下任意成分。
[0052]选自Mo :0.005~2.000%、V: 0.005~2.000%、Ni :0.005~2 · 000%、Cu:0.005~ 2.000%中的至少1种
[0053] Mo、V、Ni、Cu是使马氏体等低温相变相生成而有助于高强度化的元素。为了得到这 样的效果，必须使选自Mo、V、Ni、Cu中的至少1种元素的含量为0.005%以上。另一方面，如果 Mo、V、Ni、Cu中任一种的含量超过2.000%，则其效果没有增高而饱和，并且，制造成本上升。 因此，]?〇、￥、附、(：11的含量各自为0.005~2.000%。
[0054] 选自 Ca:0.001 ~0.005%、1^]\1:0.001~0.005%中的至少1种
[0055] Ca、REM均是对通过硫化物的形态控制而改善加工性有效的元素。为了得到这样的 效果，必须使选自Ca、REM中的至少1种元素的含量为0.001%以上。另一方面，如果0 &、1^中 的任一种的含量超过0.005%，则对钢的清洁度带来负面影响而可能使特性降低。因此，将 Ca、REM的含量设为O. OOl % ~0.005%。
[0056]接着，对本发明的钢板的组织进行说明。本发明中，钢板的组织（有时称为"微组 织"）在与钢板表面垂直的截面的板厚1/4位置的组织观察中，以面积率计，含有铁素体:8~ 45 %、马氏体:55~85 %，并且仅与铁素体邻接的马氏体在全部组织中所占的比例为15 %以 下，铁素体以及马氏体的平均结晶粒径为IOym以下，并且存在于距离钢板表面20μπι的深度 ~距离钢板表面100μπι深度的范围的铁素体中结晶粒径为ΙΟμπι以上的铁素体的面积率小于 5%。各自的限定理由分别如下。
[0057] 铁素体的面积率:8~45 %
[0058] 如果铁素体的面积率小于8%，则延展性降低，弯曲加工性也降低。另一方面，如果 铁素体的面积率超过45%，则难以使YS为780MPa以上，并且难以使TS为1180MPa以上。因此， 铁素体的面积率为8~45%，优选为15~40%，更优选为20~40%。
[0059] 马氏体的面积率:55~85 %
[0060] 如果马氏体的面积率小于55%，则难以使YS为780MPa以上，并且难以使TS为 1180MPa以上。另一方面，如果马氏体的面积率超过85 %，则延展性降低，弯曲加工性也降 低。因此，马氏体的面积率为55~85%，优选为60~80%，更优选为60~75%。
[0061 ]仅与铁素体邻接的马氏体在全部组织中所占的比例：15%以下
[0062] 在以马氏体为主体的组织中，仅与铁素体邻接的孤立的马氏体导致弯曲加工性变 差。该机理还不明确，但可推测由于应力分配的不均匀而导致容易在马氏体与铁素体的界 面产生微观裂纹等。如果仅与铁素体邻接的马氏体的比例超过15%，则得不到充分的弯曲 加工性。因此，仅与铁素体邻接的马氏体之比例为15%以下，优选为10%以下，更优选为5% 以下。
[0063] 铁素体和马氏体的平均结晶粒径:10μπι以下
[0064] 本发明中，重要的是铁素体和马氏体均为微细的。通过使他们均为微细的，从而使 延展性和弯曲加工性提高。如果铁素体、马氏体中的任一种的平均结晶粒径超过10Μ1，则延 展性和弯曲加工性降低。因此，铁素体和马氏体的平均结晶粒径为IOM以下，优选为8μπι以 下，更优选为5μηι以下，进一步优选为3μηι以下。
[0065]存在于距离钢板表面20μπι的深度~距离钢板表面100μπι深度的范围的铁素体中结 晶粒径为IOwii以上的铁素体的面积率:小于5 %
[0066] 如果存在于距离钢板表面20μπι的深度~距离钢板表面100μπι深度的范围（以下，有 时称为"表层部"）的铁素体中结晶粒径为IOym以上的铁素体的面积率为5 %以上，则弯曲加 工性变差。该机理还不明确，但认为如本发明所述，在由均匀微细颗粒构成的组织中，粗粒 的混杂使应力分配变得不均匀，因此弯曲加工性变差。特别是，在龟裂的产生和伸展发生的 表层部，该影响显著。这样，如果在表层部存在5%以上的结晶粒径为ΙΟμπι以上的铁素体，则 导致弯曲加工性变差。因此，使存在于表层部的铁素体中结晶粒径为IOMi以上的铁素体的 面积率小于5 %。应予说明，"距离钢板表面20μπι"和"距离钢板表面100μπι"的"钢板表面"是 指钢板的表面本身，在高强度钢板为高强度冷乳钢板的情况下是指冷乳钢板的表面，在高 强度钢板为高强度热浸镀锌钢板的情况下是指热浸镀锌钢板的表面。在高强度合金化热浸 镀锌钢板的情况下也同样。
[0067]应予说明，作为铁素体、马氏体以外的相，有时还包含贝氏体、珠光体、残留奥氏 体。由于这些相不利于YS、弯曲加工性的改善，所以，这些相的面积率总计小于20%，优选小 于15%，更优选小于8%。
[0068] 上述面积率是指，各相面积在观察面积所占的比例。各相的面积率是通过以下方 法导出的。对与钢板表面垂直的截面研磨后，用3%硝酸酒精使其腐蚀，用SEM(扫描式电子 显微镜）以1500倍的倍率对板厚1/4的位置进行3个视野拍摄，使用Media Cybernetics公司 制的Image-Pro,根据得到的图像数据，将3个视野的平均面积率作为各相的面积率。在上述 图像数据中，可作如下区别:铁素体为黑色，马氏体为白色。
[0069] 另外，铁素体和马氏体的平均结晶粒径为以如下方法导出的结晶粒径，即，对于求 得面积率的上述图像数据，将视野内的铁素体和马氏体的面积的合计除以铁素体和马氏体 的个数而求得平均面积，将其1/2次幂作为平均结晶粒径。
[0070] 本发明的高强度钢板可以是高强度冷乳钢板，另外，也可以是在钢板的表面具有 热浸镀锌被膜的高强度热浸镀锌钢板、在钢板的表面具有合金化热浸镀锌被膜的高强度合 金化热浸镀锌钢板。
[0071 ]热浸镀锌被膜和合金化热浸镀锌被膜
[0072]热浸镀锌被膜是含有Zn作为主体的层。合金化热浸镀锌被膜是含有利用合金化反 应使钢中的Fe在镀锌中扩散而成的Fe-Zn合金作为主体的层。
[0073]热浸镀锌被膜和合金化热浸镀锌被膜中，除Zn以外，在不损害本发明的效果的范 围内，还可以含有Fe、Al、Sb、Pb、Bi、Mg、Ca、Be、Ti、Cu、Ni、Co、Cr、Mn、P、B、Sn、Zr、Hf、Sr、V、 Se、REM〇
[0074] 高强度钢板的制造方法
[0075] 以下，关于本发明的高强度钢板的制造方法，对优选的制造方法、优选的制造条件 进行说明。本发明的高强度钢板的优选的制造方法具有热乳工序、冷乳工序、退火工序、冷 却工序，根据需要，可以进一步具有镀锌工序、合金化工序。以下，对这些各工序进行说明。
[0076] 热乳工序
[0077]热乳工序是指，对钢坯进行精乳，在精乳结束后，以在600~700 °C的滞留时间的总 计为10秒以下的方式进行冷却，冷却后，以400 °C以上且小于600 °C的温度进行卷取的工序。
[0078] 首先，对热乳工序中使用的钢坯的制造进行说明。制造具有上述钢板的成分组成 的钢坯。为了防止宏观偏析，钢坯优选用连续铸造法制造。应予说明，用除了连续铸造法以 外的方法也能够制造钢坯，可以采用铸锭法、薄钢坯铸造法等其它方法。在为铸锭法的情况 下，可以对钢进行熔炼后，实施开坯乳制而制造钢坯。
[0079] 接着，对上述钢坯进行热乳。为了对钢坯进行热乳，可以将钢坯暂时冷却至室温， 其后再加热而进行热乳，也可以不将钢坯冷却至室温而装入加热炉并进行热乳。或者，也可 使用进行稍许的保温后立即进行热乳的节能工艺。在对钢坯进行加热的情况下，为了使碳 化物熔化，或为了防止乳制载荷的增加，优选加热至ll〇〇°C以上。另外，为了防止氧化烧损 的增加，优选将钢坯的加热温度设为1300 °C以下。
[0080] 对钢坯进行热乳时，从在降低钢坯的加热温度的同时防止乳制时的问题产生的观 点考虑，可以对粗乳制后的粗棒进行加热。另外，可使用将粗棒彼此接合并连续进行精乳的 所谓连续乳制工序。
[0081] 精乳有使各向异性增大而降低冷乳?退火后的加工性的情况。因此，优选在Ar3相 变点以上的精乳温度下进行精乳。另外，为了降低乳制载荷、使形状?材质均匀化，优选在 精乳的全部道次或部分道次下进行摩擦系数为0.10~0.25的润滑乳制。
[0082]本发明中，有效的是调整上述精乳后的条件。具体而言，在精乳结束后以使在600 ~700°C的滞留时间的总计成为10秒以下的方式进行冷却，并在冷却后以400 °C以上且小于 600 °C的温度进行卷取。各条件的优选理由如下。
[0083]精乳后，如果600~700°C时的滞留时间超过10秒，则生成B碳化物等含有B的化合 物，钢中的固溶B降低，退火时的B的效果减退，从而得不到本发明的组织。因此，在600~700 °C的滞留时间的总计为10秒以下，优选为8秒以下。
[0084] 如果卷取温度为600°C以上，则生成B碳化物等含有B的化合物，钢中的固溶B降低， 退火时的B的效果减退而得不到本发明的组织。另一方面，如果卷取温度小于400°C，则钢板 的形状差。因此，卷取温度设为400 °C以上且小于600 °C。
[0085] 另外，卷取后的热乳板优选通过酸洗等除去氧化皮后用于下述冷乳工序。
[0086] 冷乳工序
[0087]冷乳工序是指，以超过20%的压下率对热乳工序后的热乳板进行冷乳的工序。如 果压下率为20%以下，则退火时，钢板的表面侧与内部侧的应变容易产生差别，导致结晶粒 径的不均匀，因此得不到本发明的组织。因此，冷乳的压下率超过20%，优选为30%以上。应 予说明，上限没有特别规定，但从形状的稳定性等观点考虑，优选为90%以下左右。
[0088] 退火工序
[0089] 退火工序是指如下工序，即，在冷乳工序后以5°C/s以上的平均加热速度，将冷乳 板加热直至680 °C以上的范围的任意温度即加热到达温度，接着，用500秒以下加热直至720 ~820°C的范围的任意温度即退火温度，在该温度保持10~1000秒。各条件的优选理由如 下。
[0090] 如果直至680°C以上的范围的任意温度即加热到达温度的平均加热速度小于5°C/ s，则铁素体粒粗大化而得不到本发明的微组织。因此，平均加热速度设为5°C/s以上。上限 没有特别规定，但从生产稳定性的观点考虑，优选为500°C/s以下。
[0091] 如果平均加热速度以5°C/s以上进行加热时的加热到达温度小于680 °C，则铁素体 颗粒粗大化而得不到本发明的微组织。因此，平均加热速度以5°C/s以上进行加热时的加热 到达温度为680 °C以上的范围的任意温度，优选为700 °C以上的范围的任意温度。加热到达 温度的上限如果达到退火温度以上，则温度控制变得困难，因此，从生产率的观点考虑，实 质上小于退火温度。
[0092] 将720~820°C的范围的任意温度设定为退火温度，从上述加热到达温度进一步加 热直至退火温度。本发明中，在500秒以内进行直至退火温度的加热（从上述加热到达温度 到退火温度的加热时间）。如果加热所需时间超过500秒，则颗粒粗大化而得不到本发明的 微组织。因此，直至上述退火温度的加热时间为500秒以下，优选为300秒以下。
[0093] 另外，如果退火温度小于720°C，则奥氏体的生成变得不充分，得不到本发明的微 组织。另一方面，如果超过820°C，则奥氏体中的碳变得稀薄，在其后的冷却或保持的过程中 过量生成铁素体、贝氏体，因此，得不到本发明的微组织。因此，退火温度为720~820°C的范 围的任意温度，优选为740~810 °C的范围的任意温度。
[0094] 另外，如果退火温度时的保持时间小于10秒，则奥氏体的生成变得不充分，得不到 本发明的微组织。另一方面，如果上述保持时间超过1000秒，则奥氏体粒变粗大，得不到本 发明的微组织。因此，退火温度时的保持时间为10~1000秒，优选为30~500秒。
[0095] 冷却工序
[0096]冷却工序是指，将退火工序后的冷乳板以3°C/s以上的平均冷却速度冷却直至450 ~550°C的范围的任意温度即冷却停止温度，在该温度下保持1000秒以下的工序。各条件的 优选理由如下。
[0097]如果平均冷却速度小于3°C/s，则在冷却中或保持中过量生成铁素体、贝氏体而得 不到本发明的微组织。因此，平均冷却速度为3°C/s以上，优选为5°C/s以上。平均冷却速度 的上限没有特别限定，从减少蛇行等生产阻碍重要因素的观点考虑，优选为l〇〇°C/s以下。 [0098]另外，如果冷却停止温度小于450°C，则贝氏体过量生成而得不到本发明的微观组 织。另一方面，如果超过550°C，则铁素体过量生成而得不到本发明的微观组织。因此，冷却 停止温度设为450~550 °C的范围的任意温度。
[0099]如果冷却后的保持时间超过1000秒，则贝氏体过量生成而得不到本发明的微组 织。因此，保持时间为1000秒以下，优选为500秒以下。另外，保持时间的下限没有特别规定， 但从用于进行后续的镀覆浴浸渍的温度控制的观点考虑，优选为10秒以上。
[0100] 镀锌工序
[0101 ]镀锌工序是指对冷却工序后的冷乳板实施镀锌处理的工序。优选将如上得到的钢 板浸渍于440°c~500°C的镀锌浴中，其后，通过气体擦拭等调整镀覆附着量而进行镀锌处 理。应予说明，镀锌处理中，优选使用Al量为0.08~0.18%的镀锌浴。
[0102] 合金化处理
[0103] 本发明的高强度热浸镀锌钢板中的镀覆可以为合金化热浸镀锌。该情况下，本发 明的高强度热浸镀锌用具有热乳工序、冷乳工序、退火工序、冷却工序、镀锌工序、合金化工 序的方法制造。热乳工序、冷乳工序、退火工序、冷却工序、镀锌工序如上所述，省略说明。
[0104] 合金化工序中进行的合金化处理中，优选在460°C~580°C的温度区域，将高强度 热浸镀锌钢板保持1秒~40秒并进行合金化。
[0105] 其它处理
[0106] 对实施了冷却工序、镀锌工序、或者进一步实施了合金化处理后的钢板以形状矫 正、表面粗度的调整等为目的进行调质乳制。另外，可以在冷却工序后、镀锌工序后或合金 化处理后，实施树脂、油脂涂覆等各种涂装处理。
[0107] 实施例
[0108] 利用真空熔炼炉对表1所示的成分组成的钢进行熔炼，开坯乳制，制成钢坯(表1 中，N为不可避免的杂质）。将这些钢坯加热至1200 °C后，进行粗乳、精乳后卷取，制作热乳板 (热乳条件为表2、3所述）。接着，冷乳直至厚度1.4mm来制造冷乳板(压下率为表2、3所述）。 然后，将该冷乳板供于退火。退火是模拟连续退火生产线和连续热浸镀锌生产线，在实验室 中以表2、3所示的条件进行，制作冷乳钢板、热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板(镀覆为合 金化热浸镀锌的钢板）1~45。热浸镀锌钢板在460 °C的镀覆浴中浸渍，使附着量35~45g/m2 的镀层形成于表面后，以冷却速度l〇°C/秒进行冷却，由此制成。另外，合金化热浸镀锌钢板 在镀覆形成后以530°C进行合金化处理，以冷却速度10°C/秒进行冷却而制成。然后，对得到 的钢板实施压下率〇. 3%的平整乳制。
[0109] 对钢板1~45进行微组织的确认。关于各相的面积率，对与钢板表面垂直的截面研 磨后，用3%硝酸酒精使其腐蚀，用SEM(扫描式电子显微镜）以1500倍的倍率对板厚1/4的位 置进行3个视野拍摄，使用Media Cybernetics公司制的Image-Pro，根据得到的图像数据， 求得各相的面积率，将3个视野的平均面积率作为各相的面积率。另外，铁素体和马氏体的 平均结晶粒径可利用如下方法导出，即，关于求得面积率的上述图像数据，通过将视野内的 铁素体和马氏体的面积的合计除以铁素体和马氏体的个数而求得平均面积，将其1/2次幂 作为平均结晶粒径。将结果示于表4、5。
[0110] 关于钢板1~45,根据以下的试验方法，求得拉伸特性、弯曲特性以及点焊性。
[0111] <拉伸试验〉
[0112]在与乳制方向成直角的方向采集JIS5号拉伸试验片(JIS Z2201)，进行基于应变 速度为l(T3/s的JIS Z 2241的规定的拉伸试验，求得YS、TS以及UEL(均匀伸长率）JS设为 0.2%耐力。
[0113] <弯曲试验>
[0114] 采集将与乳制方向平行的方向设为弯曲试验轴向的宽度为35mm、长度为IOOmm的 长条形的试验片，进行弯曲试验。以行程速度为l〇mm/ S、压痕载荷为lOton、按压保持时间5 秒、弯曲半径R为1.5mm的条件进行90° V弯曲试验，用10倍的放大镜观察弯曲顶点的脊线部， 将能看到Imm以上的龟裂的情况判定为差，将龟裂小于Imm的情况判定为良好。
[0115] <点焊试验>
[0116] 试验条件为：电极:DR6mm-40R、加压力:4802N(490kgf)、初始加压时间：30个循环/ 60Hz、通电时间：17个循环/60Hz、保持时间：1个循环/60Hz。试验电流对同一编号的钢板以 0.2kA间距变化直至4.6~10.0 kA，另外，从10.0 kA以0.5kA间距变化直至进行熔敷。各试验 片供于十字拉伸试验、焊接部的熔核直径的测定。电阻点焊接头的十字拉伸试验基于JIS Z3137的规定进行。熔核直径基于JIS Z 3139的记载，如下实施。对于与板表面垂直的截面， 将电阻点焊后的对称圆状的芯棒用适当的方法在通过焊接点的大致中心的截面切成两半。 对切截面进行研磨、腐蚀后，通过基于光学显微镜观察的截面组织观察，测定熔核直径。这 里，将除去塑性金属环区的熔融区域的最大直径作为熔核直径。在熔核直径为4t 1/2(mm)(t: 钢板的板厚）以上的焊接材料中进行十字拉伸试验时，将母材断裂的情况判定为优，将熔核 断裂的情况判定为差。将以上结果示于表4、5。
[0117] 表1




[0127] 本发明中，可确认YS为780MPa以上，TS为1180MPa以上，TSXUEL为6000MPa · %以 上且弯曲加工性良好，且有优异的点焊性。
[0128] 因此，根据本发明例，能够得到点焊性、延展性以及弯曲加工性优异的高强度钢 板，起到有助于汽车的轻量化、大大有助于汽车车体的高性能化这样的优异的效果。
[0129] 产业上的可利用性
[0130] 根据本发明，能够得到YS为780MPa以上、TS为1180MPa以上、TS X UEL为 6000Mpa · %以上且弯曲加工性良好、且点焊性优异的高强度钢板。将本发明的高强度钢板 用于汽车用部件用途时，有助于汽车的轻量化、大大有助于汽车车体的高性能化。
【主权项】
1. 一种高强度钢板，具有如下的成分组成，以质量％计，含有c: 0.05~0.15 %、Si : 0.01 ~1.00%、Mn:1.5~4.0%、P:0.100%WT、S:0.02%WT、Al :0.01~0.50%、Cr:0.010~ 2.000%、Nb:0.005~0.100%、Ti :0.005~0.100%、Β:0·0005~0.0050%，剩余部分由Fe和 不可避免的杂质构成，下述式(I)表示的K为3.0以上， 所述钢板具有如下组织，即，在与钢板表面垂直的截面的板厚1/4位置的组织观察中， 以面积率计，含有铁素体:8~45%、马氏体:55~85%，并且仅与铁素体邻接的马氏体在全 部组织中所占的比例为15%以下，铁素体和马氏体的平均结晶粒径为ΙΟμπι以下，并且存在 于距离钢板表面20μπι的深度~距离钢板表面100μπι深度的范围的铁素体中结晶粒径为ΙΟμπι 以上的铁素体的面积率小于5%， K = -0.4X[Si]+1.0X[Mn]+1.3X[Cr]+200X[B]式（I) 式（I)中，[Si]为Si的含量[质量％ ]，[Μη]为Μη的含量[质量％ ]，[Cr]为Cr的含量[质 量％]，[B]为B的含量[质量％]。2. 根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，以质量％计，进一步含有选自Mo:0.005~ 2·000%、V:0.005~2.000%、Ni:0·005~2.000% 以及Cu:0.005~2.000% 中的至少一种元 素。3. 根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，以质量％计，进一步含有选自Ca: 0.001 ~0.005%和REM:0.001~0.005%中的至少一种元素。4. 根据权利要求1~3中任一项所述的高强度钢板，其中，所述高强度钢板为高强度冷 乳钢板。5. 根据权利要求1~4中任一项所述的高强度钢板，其中，在钢板的表面进一步具有热 浸镀锌被膜。6. 根据权利要求5所述的高强度钢板，其中，所述热浸镀锌被膜为合金化热浸镀锌被 膜。7. -种高强度钢板的制造方法，其特征在于，具有如下工序： 热乳工序，对具有权利要求1~3中任一项所述的成分的钢坯进行热乳时，在精乳结束 后，以使在600°C~700°C的滞留时间的总计成为10秒以下的方式进行冷却，冷却后，以400 °C以上且小于600°C的温度进行卷取； 冷乳工序，在所述热乳工序后将热乳板以超过20 %的压下率进行冷乳； 退火工序，在所述冷乳工序后将冷乳板以5°C/s以上的平均加热速度加热直至680°C以 上的范围的任意温度即加热到达温度，接着，用500秒以下加热直至720 °C~820 °C的范围的 任意温度即退火温度，在该温度保持10秒~1000秒；以及 冷却工序，将所述退火工序后的冷乳板以3°C/s以上的平均冷却速度冷却直至450°C~ 550 °C的范围的任意温度即冷却停止温度，在该温度保持1000秒以下。8. 根据权利要求7所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述冷却工序后进一 步具有实施热浸镀锌处理的镀锌工序。9. 根据权利要求8所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述镀锌工序后，进一步具 有实施合金化处理的合金化工序。
【文档编号】C21D9/46GK105829564SQ201480069326
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2014年11月27日
【发明人】长谷川宽, 金子真次郎, 牧水洋, 牧水洋一, 铃木善继
【申请人】杰富意钢铁株式会社