专利名称：加工性优异的高强度钢板的制作方法
技术领域：
本发明涉及高强度钢板，特别涉及熔融镀锌高强度钢板和合金化熔融镀锌高强度钢板为母材(原材)的高强度钢板。
背景技术：
作为汽车的框架构件承担着吸收碰撞时的能量作用的骨架件(member)和支柱等的结构构件，从提高安全性的观点出发，或者从作为环境问题对策而以提高燃油效率为目的的车体的轻量化的观点出发，均要求高强度化。另外对结构构件，也要求防锈性的提高，在高强度钢板的表面施加了熔融锌镀敷的熔融镀锌高强度钢板、和经熔融镀锌后又进行了合金化的熔融镀锌高强度钢板被作为结构构件而使用。
那么对于这样的结构构件的原材，除了强度和防锈性以外，因为需成形加工成希望的结构构件的形状，所以还要求其加工性(延伸)。不过若提高钢板的强度，则加工性劣化，因此就要求强度和加工性的并存(强度-延伸平衡的提高)。
作为使熔融镀锌钢板高强度化时提高加工性的技术，在特公昭62-40405号公报中，记载了可以使钢板的金属组织成为在铁素体基材中含有以马氏体为主的低温相变生成相的混合组织。但是该文献中公开的钢板的强度为600MPa左右，需要进一步高强度化。
另一方面在特开平9-13147号公报中，记载了提高了成型性的强度800MPa以上的高张力合金化熔融镀锌钢板。在该文献中记载，除了对钢板进行高强度化，为了使钢板的金属组织成为铁素体·马氏体二相组织，而添加Si为0.4％以上。但是其并未关注Si和强度-延伸平衡的关系，因而强度-延伸平衡劣化。
发明内容
本发明鉴于这种情况而进行，其目的在于，提供一种能够使高强度钢板的加工性(特别是延伸)提高、强度-延伸平衡优异的高强度钢板。
本发明者们为了钢板的强度和加工性(特别是延伸)的并存而反复锐意研究。其结果发现，提高Si含量，同时根据其他的合金元素量来适当地控制Si含量，即可完成本发明。
即，所谓能够解决上述课题的本发明的高强度钢板，是如下的高强度钢板以质量％计，含有C0.03～0.2％、Si0.5～2.5％、Mn1～3.0％、Cr0.01～0.5％、Mo0.01～0.5％、Al0.02～0.15％、Ti0.15％以下、Nb0.15％以下、及V0.15％以下，金属组织由铁素体和低温相变生成相构成，铁素体分率为10％以上、90％以下，低温相变生成相的分率为10％以上、90％以下，所述Si量满足下式(1)。
α-4.1≤[Si]≤α-2.4…(1)其中，α＝6.9×([C]+[Mn]/6+[Cr]/5+[Mo]/4+[Ti]/15+[Nb]/17+[V]/14)1/2式中，[]表示钢板中所含各元素的量(质量％)。
求得上述的α的公式的形成和常数值是基于实验结果而统计性求得的。
还有，由于各元素的含量的组合，由(1)式求得的Si含量范围和Si0.5～2.5％可以有不吻合的情况。这样的各元素的含量的组合，即使各元素的含量均在上述范围内，也属于本发明的范围之外。
本发明的高强度钢板，也可以含有从Ti0.01～0.15％、Nb0.01～0.15％和V0.01～0.15％以下所构成的群中选择的至少1种。
本发明的高强度钢板，作为其他的元素，还可以含有B0.0005～0.01％、Ca0.0005～0.01％、Cu0.0005～0.5％、Ni0.0005～0.5％等。
可以在本发明的高强度钢板的表面，形成熔融锌镀层和合金化熔融锌镀层。
上述高强度钢板的金属组织，由铁素体和低温相变生成相的混合组织构成，占据该低温相变生成相的中间阶段相变组织的面积比优选在0.3以下。
根据本发明，能够通过提高Si含量而使钢板高强度化，而且通过根据其他合金元素来适当地控制Si含量，也能够提高钢板的加工性(特别是延伸)。
图1是表示“[Si]-α”的值与TS×E1的关系的图。
具体实施例方式
本发明的高强度钢板含有Si0.5～2.5％。Si固溶强化能大，是能够在提高强度方面发挥作用的元素。另外，若Si含量增加，则铁素体分率增大，并且低温相变生成相中贝氏体相变受到抑制，易于得到马氏体组织。因此，钢板的金属组织成为铁素体和马氏体的复合组织，能够达成高强度化和良好的延伸(加工性)。Si为0.5％以上，优选为0.6％以上，更优选为0.7％以上。但是若含有过量，则在热轧时发生Si氧化皮，使钢板的表面性状劣化，而且也会使钢板的化学转化处理和镀敷附着性降低，从而发生不镀。另外若Si变得过量，则很难在退火时得到奥氏体相，所以铁素体和马氏体的混合组织难以生成。因此，Si为2.5％以下，优选为2.3％以下，更优选为2.1％以下。
本发明的高强度钢板含有Si在0.5～2.5％的范围，但是在本发明中，重要的是根据Si以外的合金元素的含量中对低温相变生成相带来影响的合金元素的含量来控制Si含量。本发明者们制作化学成分不同的各种钢板，就钢板的化学成分和机械特性(即强度-延伸平衡)的关系反复研究之后判明，如果钢中所含的Si含量和对低温相变生成相造成影响的合金元素的含量的平衡控制得适当，则能够使钢板的机械的特性提高。
所谓低温相变生成相，意思是(a)马氏体、和(b)由“钢的贝氏体照片集-1”(荒木等，日本铁钢协会，1992年，P.1-2)定义的马氏体和铁素体的中间阶段相变组织(这里是指在马氏体和铁素体以外生成的组织，例如贝氏体和准珠光体)相结合的组织。
所谓对低温相变生成相造成影响的合金元素，有C、Mn、Cr、Mo、Ti、Nb、V，钢中的Si含量需要满足下式(1)。
α-4.1≤[Si]≤α-2.4…(1)其中，α＝6.9×([C]+[Mn]/6+[Cr]/5+[Mo]/4+[Ti]/15+[Nb]/17+[V]/14)1/2式中，[]表示钢板中所含各元素的量(质量％)。还有，在求得下述α的式中，未含有的元素(不可避免的杂质水平的元素)的量以0计算。
上述C、Mn、Cr及Mo是对低温相变生成相的生成造成影响的元素，但是若相对于C、Mn、Cr及Mo含量Si含量少，则Si的添加效果发挥不出来，另一方面，若Si含量多，则Si的添加效果饱和，任何一种情况均显示出机械的特性(强度-延伸平衡)劣化的倾向。
另外，上述Ti、Nb和V即使在低温相变生成相之中也抑制中间阶段相变组织的生成，是对使马氏体成生方面起作用的元素，但是，若相对于Ti、Nb和V的含量Si含量少，则Si的添加效果发挥不出来，另一方面，若Si含量多，则Si的添加效果饱和，任何一种情况均显示出机械的特性(强度-延伸平衡)劣化的倾向。
这些由后述的实施例所示的图1表明。图1表示从钢中的Si含量减去了α值的值与机械的特性(强度-延伸平衡)的关系，如该图1所表明，如果将“Si-α”控制在-4.1～-2.4的范围，则能够达到17000MPa％以上。
上式(1)的下限优选为下述(1a)式，更优选为下述(1b)式。另一方面，上式(1)的上限优选为下述(1c)式，更优选为下述(1d)式。
α-4.0≤[Si] …(1a)α-3.65≤[Si] …(1b)[Si]≤α-2.55 …(1c)[Si]≤α-2.60 …(1d)本发明的钢板以满足上式(1)的范围，作为基本元素含有C、Mn、Cr、Mo及Al。各元素的适当的范围及其限定理由如下。
C0.03～0.2％C是用于确保590MPa以上的强度所需要的元素。另外C对低温相变生成相的生成量及其形态施加影响，是使延伸提高的元素。因此，C为0.03％以上，优选为0.04％以上，更优选为0.05％以上。但是若C过多，则有焊接性降低的倾向。因此C为0.2％以下，优选为0.18％以下，更优选为0.17％以下。
Mn1～3.0％Mn是使均热处理下的奥氏体稳定，并且使奥氏体中的固溶C量变化而对冷却过程中生成的低温相变生成相的强度产生影响的元素。另外Mn作为固溶强化元素而发挥作用，使铁素体强化。因此Mn为1％以上，优选为1.4％以上，更优选为1.6％以上。但是若Mn过量，则不仅熔炼变得困难，而且给延伸和焊接性带来不良影响。因此，Mn为3.0％以下，优选为2.7％以下，更优选为2.5％以下。
Cr0.01～0.5％Cr是提高钢板的淬火性，促进低温相变生成相之中马氏体生成的元素，在钢板的高强度化方面有效地发挥着作用。因此Cr为0.01％以上，优选为0.03％以上，更优选为0.05％以上。但是使Cr过量含有其效果也是饱和，而成本提高。因此Cr为0.5％以下，优选为0.4％以下，更优选为0.35％以下。
Mo0.01～0.5％Mo是与上述Cr有着同样作用的元素。因此Mo为0.01％以上，优选为0.02％以上，更优选为0.03％以上。但是使Mo过量含有其效果也是饱和，而成本提高。因此Mo为0.5％以下，优选为0.45％以下，更优选为0.40％以下。
Al0.02～0.15％Al是为了脱氧而含有的元素。因此Al为0.02％以上，优选为0.04％以上，更优选为0.05％以上。但是若其过多，则氧化物系夹杂物量增大，钢板的表面性状恶化。因此Al为0.15％以下，优选为0.13％以下，更优选为0.11％以下。
本发明的钢板的余量是Fe及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质可列举例如P、S、N、夹入元素(tramp element)等。P、S和N的优选范围如下。
若P过量，则有焊接性劣化的倾向。因此P0.03％以下为优选，更优选为0.025％以下，进一步优选0.023％以下。
若S过量，则硫化物系夹杂物增大，有钢板的强度劣化的倾向。因此S在0.01％以下为优选，更优选为0.007％以下，进一步优选为0.005％以下。
N是使氮化物在钢中析出而使钢强化的元素，但是若N过量地存在，则氮化物大量析出，反而有可能引起延伸的劣化。因此优选N为0.01％以下，更优选为0.008％以下，进一步优选为0.0070％以下。
本发明的钢板，除上述基本元素以外，还可以根据需要，作为其他元素而含有(a)从Ti、Nb和V构成的群中选择的至少1种元素；(b)B；(c)Ca；(d)Cu及/或Ni等。含有这些元素时的优选范围及其限定理由如下。
从Ti0.01～0.15％、Nb0.01～0.15％、V0.01～0.15％构成的群中选择的至少1种元素Ti、Nb和V均是抑制中间阶段相变组织生成的元素。
特别是Ti在钢中形成碳化物和氮化物等的析出物使钢强化的元素。另外，Ti使晶粒微细化，在提高屈服强度方面有效地发挥着作用。但是若使Ti过量地含有，则碳化物在晶界大量析出，局部延伸降低。因此Ti为0.15％以下，优选为0.13％以下，更优选为0.1％以下。关于Ti的下限没有特别限定，但为了有效地发挥如上效果，优选含有Ti为0.01％以上，更优选为0.015％以上，进一步优选为0.02％以上。还有，Ti也具有在钢中固溶而在冷却过程抑制中间阶段相变组织的生成，提高钢板的伸展延性平衡的效果。为了有效地发挥如上效果，优选以满足下式(3)的方式含有。更优选满足下式(3a)式。
＞3.43×[N]…(3)[Ti]≥4×[N](3a)其中，[]表示各元素的含量。
Nb和V是使晶粒微细化的元素，提高强度而不会损害韧性。这些元素与上述Ti一样，也具有在钢中固溶而在冷却过程抑制中间阶段相变组织的生成，提高钢板的伸展延性平衡的效果。但是过量地含有其效果也是饱和，只会提高成本。因此Nb为0.15％以下，优选为0.13％以下，更优选为0.1％以下，V为0.15％以下，优选为0.13％以下，更优选为0.1％以下。为了发挥如上效果，优选含有Nb为0.01％以上，更优选为0.02％以上，进一步优选为0.03％以上，优选含有V为0.01％以上，更优选为0.02％以上，进一步优选为0.03％以上。
Ti、Nb和V可以各自单独含有，也可以多个组合含有。在含有两种元素时，合计在0.3％以下即可，含有三处元素时，合计在0.45％以下即可。
(b)B0.0005～0.01％B是提高淬火性的元素，使钢板的强度提高。另外通过与Mo一起含有，能够让轧制后的加速冷却时的淬火性得到控制，使钢板的强度-韧性平衡最佳化。但是，B对中间阶段相变组织的生成几乎没有影响，对上述的最佳Si量没有影响。但是若过量地含有，则钢板的韧性劣化，因此优选B在0.01％以下。更优选为0.05％以下。为了有效地发挥如上效果，优选B为0.0005％以上。
(c)Ca0.0005～0.01％Ca使钢中硫化物的形态球状化，是使加工性提高的元素。但是其含有超过0.01％效果也是饱和，从经济角度是一种浪费。因此Ca优选在0.01％以下，更优选为0.005％以下。为了有效地发挥如上效果，优选Ca为0.0005％以上。
(d)Cu0.0005～0.5％及/或Ni0.0005～0.5％Cu和Ni均是固溶强化元素，是具有使钢板的强度提高作用的元素。另外，也是使钢板的耐腐蚀性提高的元素。但是含有Cu超过0.5％，含有Ni超过0.5％其效果也是饱和，只会使成本提高。因此，Cu优选为0.5％以下，更优选为0.4％以下，进一步优选为0.3％以下。Ni优选为0.5％以下，更优选为0.4％以下，进一步优选为0.3％以下。Cu和Ni可以分别单独或一起含有。为了有效地发挥如上效果，优选Cu或Ni为0.0005％以上。还有，Cu和Ni是促进低温相变生成相之中马氏体生成的元素，但是如果Cu和Ni在上述范围内，则其效果轻微，因此对上述的最佳Si量没有影响。
本发明的钢板，有将化学成分进行特定的特征，也可以在钢板的表面，形成例如熔融锌镀层和合金化熔融锌镀层。
钢板的金属组织由铁素体和低温相变生成相的混合组织构成即可。
占据金属组织的铁素体和低温相变生成相各自的分率(面积率)未特别限定，根据钢板所要求的强度和延伸的平衡确定即可。即，若铁素体分率变高，则强度降低，相反则呈延伸提高的倾向，若低温相变生成相的分率变高，则强度提高，相反则呈现出延伸降低的倾向。因此，铁素体分率优选为90％以下10％以上，更优选为80％以下20％以上，进一步优选为70％以下30％以上。低温相变生成相的分率优选为90％以下10％以上，更优选为80％以下20％以上，进一步优选为70％以下30％以上。
本发明的高强度钢板，低温相变生成相中所占的中间阶段相变组织的面积比(中间阶段相变组织的面积率/低温相变生成相的面积率，以下称为Sc值)优选为0.3以下。由于中间阶段相变组织的生成被抑制，硬质的马氏体组织变多，尤其能够提高加工性(延伸)。其结果能够进一步使机械的特性(强度-延伸平衡)提高。Sc值更优选为0.28以下，进一步优选为0.27以下。
钢板的金属组织可以采用扫瞄型电子显微镜(SEM)，以倍率3000倍观察板厚的中央部。
本发明的高强度钢板，因为抗拉强度(TS)达到590～1270MPa左右，并且强度和延伸的平衡良好(TS×E1为16000MPa％以上)，所以能够优选用作例如汽车的框架构件(例如骨架件和支柱等)这种承担着吸收碰撞时能量这一作用的汽车用构件的原材。
本发明的高强度钢板完全满足上述规定的成分·组织的必要条件，其制造条件没有特别限定，例如可以采用下述所示的条件。
可以将具有上述成分组成的钢坯进行热轧，在700℃以下卷绕后，根据需要进行酸洗，接着冷轧，然后采用退火线或连续式熔融镀锌线以Acl点以的温度做均热处理后，以1℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。
热轧可以遵循常规方法进行，但为了确保终轧温度，另外为了防止奥氏体粒的粗大化，加热温度可以设为1000～1300℃左右。热轧的终轧温度为不会使妨碍加工性的集合组织形成的800～950℃，终轧后，至卷绕开始温度的平均冷却速度为了抑制珠光体的生成而可以设为30～120℃/秒即可。
卷绕温度可以为700℃以下。若超过该温度，则在钢板表面形成的氧化皮变厚，酸洗性劣化。还有，卷绕温度的下限没有特别限定，但若是过低，则低温相变生成相过量地生成，钢板变得过硬而使冷轧性降低。因此，卷绕温度的下限优选为250℃，更优选为400℃。
热轧后根据需要遵循常规方法酸洗后进行冷轧。压下率优选为15％以上。因为压下率低于15％，就必须在热轧工序中减薄钢板的板厚，若是其在热轧工序中减薄，则钢板长度变长，所以在酸洗方面花费时间，生产效率降低。
冷轧后可以使用连续退火线或连续式熔融镀锌线，将钢板加热保持在Acl点以上的铁素体-奥氏体二相域、或奥氏体单相域，进行均热处理。
均热处理温度可以为Acl点以上，但是为了使加热时的金属组织成为铁素体和奥氏体的混合组织，确实地使马氏体生成而提高加工性，优选以高出Acl点50℃以上的较高温度进行均热处理。具体来说就是为780℃左右以上。均热处理温度的上限没有特别规定，但是从防止奥氏体粒的粗大化的观点出发为900℃以下。
均热处理时的保持时间也没有特别限定，例如可以为10秒左右以上。
均热处理后，如果使到常温的平均冷却速度为1℃/秒以上进行冷却，则能够获得高强度钢板(冷轧钢板)。当平均冷却速度低于1℃/秒时，则冷却中有珠光体组织生成，其作为最终组织残留而成为使加工性(延伸)劣化的原因。平均冷却速度优选为5℃/秒以上。平均冷却速度的上限没有特别限定，但是若考虑钢板的温度易于控制和设备成本，则优选为50℃/秒左右。
为了制造在上述高强度钢板的表面形成熔融镀锌的熔融镀锌高强度钢板，可以采用连续式熔融镀锌线以上述条件进行均热处理后，以1℃/秒以上的平均冷却速度冷却到镀液温度(400～500℃，优选440～470℃)，然后实施熔融锌镀敷。平均冷却速度低于1℃/秒时，在冷却中有珠光体组织生成，其作为最终组织残留而成为加工性(延伸)劣化的原因。平均冷却速度优选为5℃/秒以上。平均冷却速度的上限没有特别限定，但是若出于钢板温度易于控制和设备成本的考虑，则可以在50℃/秒左右。
镀液的组成未被特别限定，可采用公知的熔融锌镀液。还有，镀液中的Al含量优选为0.05～0.2％。Al是在控制熔融锌镀层的合金化速度上起作用的元素，若在含有Al的熔融锌镀液中浸渍钢板，则在钢板的表面(即钢板与熔融锌镀层的界面)形成Fe-Al金属层，能够防止钢板与锌立即合金化。可是若Al低于0.05％，则由于Fe-Al合金层过薄，所以若将钢板浸渍于镀液中，则钢板和锌的合金化容易即刻进行。因此在合金化处理工序中，在合金化达到镀敷表面结束之前，Γ相大大成长，耐粉化性(耐镀层剥离性)降低。Al含量更优选为0.07％以上。但是若Al含量超过0.2％，则由于Fe-Al合金层变得过厚，所以在合金化处理工序中会妨碍Fe与Zn的合金化，熔融锌镀层的合金化延迟。因此为了进行合金化，而要使合金化线变长，或需要另外进行高温下的合金化处理。Al含量更优选为0.18％以下。
熔融锌镀敷后，以1℃/秒以上的平均冷却速度冷却到常温，使钢板中的奥氏体相变成马氏体，从而能够得到以铁素体和马氏体为主体的混合组织。当冷却速度低于1℃/秒时，马氏本难以生成，而有可能生成珠光体和中间阶段相变组织。平均冷却速度优选为10℃/秒以上。
为了制造在上述高强度钢板的表面形成合金化熔融镀锌的合金化熔融镀锌高强度钢板，只要以上述条件进行熔融锌镀敷后加热至400～750℃左右(优选为500～600℃左右)进行合金化处理即可。进行合金化处理时的加热机构没有特别限定，可以利用惯用的各种方法(例如气体加热和感应加热器加热等)。
合金化处理后，以1℃/秒以上的平均冷却速度冷却到常温，从而能够得到以铁素体和马氏体为主体的混合组织。
为了让高强度钢板的低温相变生成相中所占的中间阶段相变组织的面积比(Sc值)处于0.3以下，高强度钢板为冷轧钢板的情况是，均热处理后，冷却到常温时，使钢板的温度从500℃到通过300℃的温度域的时间在120秒以下，如此冷却即可。熔融镀锌钢板的情况是，熔融锌镀敷后，在冷却到常温时，使钢板的温度从500℃到通过300℃的温度域的时间在120秒以下，如此冷却即可。合金化熔融镀锌钢板的情况也一样，在合金化处理前后，在冷却到常温时，使钢板的温度从500℃到通过300℃的温度域的时间在120秒以下，如此冷却即可。通过使上述温度域的时间为120秒以下，能够抑制中间阶段相变组织的生成。
实施例以下根据实施例更详细地说明本发明，下述实施例没有限定本发明的性质，可以在符合前、后述宗旨的范围内适当地变更实施，这些均包含于本发明的技术范围。
将表1或表2所示的化学成分组成(余量为Fe和不可避免的杂质)的钢用转炉熔炼，对其连续铸造得到钢坯。将得到的钢坯加热到1250℃并保持，使最终温度为900℃，压下率为99％进行热轧至厚度2.4mm，接着以50℃/秒的平均冷却速度冷却之后，以480℃卷绕，得到热轧钢板。将得到的热轧钢板酸洗后，以压下率约50％冷轧至厚度1.2mm，得到冷轧钢板。
根据表1或表2所示的钢板的化学成分，运用上式(1)计算Si含量的范围。下述表1或表2显示结果。另外，下述表1或表2还一并显示从钢中所含的Si含量(质量％)中减去上述α值的值(“[Si]-α”。其中[Si]表示钢中的Si含量。)。
对得到的冷轧钢板用退火线或连续式熔融镀锌线实施下述的处理，得到均热处理的冷轧钢板、熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板。
下述表3所示的No.1～6是进行了均热处理的冷轧钢板，用退火线将上述冷轧钢板加热到830℃，并在该温度保持30秒进行均热处理，之后以15℃/秒的平均冷却速度冷却至常温。
下述表3所示的No.7～11和No.14是熔融镀锌钢板，用连续式熔融镀锌线将上述冷轧钢板加热到830℃，并在该温度保持30秒进行均热处理，之后以15℃/秒的平均冷却速度冷却至镀液温度，将其浸渍于镀液中3秒，在冷轧钢板的表面形成熔融锌镀层。镀液使用Al含量为0.13％的熔融锌镀液，镀液温度为450～470℃。镀敷后，以10℃/秒的平均冷却速度冷却至常温。
下述表3所示的No.12～13也是熔融镀锌钢板，不过，是在与上述No.7相同的条件下在冷轧钢板的表面形成熔融锌镀层后，将从镀液温度到300℃的温度域的平均冷却速度设为30℃/秒，以10℃/秒的平均冷却速度从300℃冷却至常温。
下述表4所示的No.15～24和No.28～36是合金化熔融镀锌钢板，在与上述No.7相同的条件下在冷轧钢板的表面形成熔融锌镀层后，加热至540～560℃，并在该温度下保持10秒钟左右以进行合金化处理，在冷轧钢板的表面形成合金化熔融锌镀层。合金化处理后，以10℃/秒的平均冷却速度冷却至常温。
下述表4所示的No.25～27也是合金化熔融镀锌钢板，不过，其在与上述No.15相同的条件下使熔融锌镀层合金化后，将从500℃到300℃的温度域的平均冷却速度设为30℃/秒，以10℃/秒的平均冷却速度从300℃冷却至常温。
接着，对于得到的均热处理后的冷轧钢板、熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板，使用扫瞄型电子显微镜(SEM)以倍率3000倍观察母材钢板的板厚中央部的金属组织，分别测定铁素体和低温相变生成相(中间阶段相变组织和马氏体)的面积率。测定结果在下述表3或表4中显示。另外，计算低温相变生成相中所占的中间阶段相变组织的面积比(Sc值)，表3或表4中显示结果。
另外，从得到的均热处理后的冷轧钢板、熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板，切下JIS5号试验片进行拉伸试验，以测定抗拉强度(TS)和延伸(E1)。下述表3或表4显示结果。还有，TS在590MPa以上、低于1270MPa的范围为合格，脱离该范围的为不合格。
另外，计算TS×E1，评价强度-延伸平衡。结果在下述表2或表3中显示。还有，强度为590MPa级(590MPa以上、低于780MPa)的钢板延伸(E1)为28％以上的为合格，强度为780MPa级(780MPa以上、低于980MPa)的钢板延伸(E1)为20％以上的为合格，强度为980MPa级(980MPa以上、低于1180MPa)的钢板延伸(E1)为15％以上的为合格，强度为1180MPa级(1180MPa以上、低于1270MPa)的钢板延伸(E1)为9％以上的为合格。
另外，图1表示的是表1或表2所示的“[Si]-α”的值与表3或表4所示的TS×E1的关系。图1中□表示使用钢种A1～A20的示例(No.1～5、No.7～11、No.15～24)的结果，▲表示使用钢板C1～C6(No.14、No.33～36)的示例的结果。另外，■表示使用钢种A9～10、A17、A19～20的、将冷却速度最佳化的示例，即以不使中间阶段相变组织生成的方式来加速冷却速度的示例(No.12～13、No.25～27)的结果。
另外，对于得到的熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板，通过目视观察其有无不镀的发生，并评价镀敷性。下述表3和表4显示结果。
表1
表2
表3
表4
由表1～4所表明，可知任一种钢板均由铁素体和低温相变生成相的混合组织构成。特别是表4的No.20(钢种A16)和No.34(钢种C4)，是除Si以外的化学成分大体相同的例子，若对其进行比较，则No.34因为Si含量少，所以低温相变生成相中所占的中间阶段相变组织分率变高，相对于此，No.20因为Si含量多，所以低温相变生成相中所占的中间阶段相变组织分率变低。因此，虽然强度等级处于大体相同的水平，但是延伸产生差异，No.20的机械特性(强度-延伸平衡)优异。
另一方面，表4的No.28～32是化学成分脱离本发明规定的范围的例子，强度-延伸平衡差。特别是No.28(钢种B1)是C量少的例子，不能确保充分的强度。No.29(钢种B2)是Si量多的例子，铁素体分率变得过高，无法得到充分的强度。另外，在钢板的表面有Si氧化皮发生而表面性状劣化，镀敷性降低。No.30(钢种B3)是Mn量少的例子，因为固溶量减少，所以强度低。另外，因为低温相变生成相的一部分作为中间阶段相变组织而生成，所以延伸(E1)降低。No.31(钢种B4)是Mn量多的例子，虽然强度高，但是延伸差。No.32(钢种B5)是Ti量多的例子，虽然强度充分，但是碳化物在晶界上大量析出，局部延伸显著降低。
如图1所表明可知，如果适当控制钢中所含的Si含量和对低温相变生成相造成影响的合金元素的含量的平衡，则能够使钢板的机械特性(强度-延伸平衡)提高。特别是，从表3所示的No.12～13和表4所示的No.25～27的结果(图1中的■)可知，通过降低低温相变生成相中所占的中间阶段相变组织分率，能够尤其提高延伸，能够进一步使钢板的机械特性(强度-延伸平衡)提高。
另一方面，若钢中所含的Si含量与对低温相变生成相造成影响的合金元素的平衡变差，“[Si]-α”值脱离-4.1～-2.4的范围，则强度-延伸平衡变差。例如，No.20(钢种A16)、No.33(钢种C3)和No.34(钢种C4)是除Si以外的化学成分大体相同的例子，但是随着Si增量而机械特性(强度-延伸平衡)增大，Si量被适当控制的No.20，显示出非常优异的强度-延伸平衡。
权利要求
1.一种高强度钢板，其特征在于，以质量％计，含有C0.03～0.2％、Si0.5～2.5％、Mn1～3.0％、Cr0.01～0.5％、Mo0.01～0.5％、Al0.02～0.15％、Ti0.15％以下、Nb0.15％以下、及V0.15％以下，所述钢板的金属组织由铁素体和低温相变生成相构成，铁素体分率为10％以上但在90％以下，低温相变生成相的分率为10％以上但在90％以下，所述Si量满足下式(1)，α-4.1≤[Si]≤α-2.4…(1)其中，α＝6.9×([C]+[Mn]/6+[Cr]/5+[Mo]/4+[Ti]/15+[Nb]/17+[V]/14)1/2式中，[]表示钢板中所含的各元素的质量百分比含量。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，含有从Ti0.01～0.15％、Nb0.01～0.15％和V0.01～0.15％以下所构成的群中选择的至少1种。
3.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，还含有B0.0005～0.01％。
4.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Ca0.0005～0.01％。
5.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Cu0.0005～0.5％和Ni0.0005～0.5％中的至少一个。
6.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，在所述高强度钢板的表面形成有熔融锌镀层。
7.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，在所述高强度钢板的表面形成有合金化熔融锌镀层。
8.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，所述高强度钢板的金属组织由铁素体和低温相变生成相的混合组织构成，所述低温相变生成相中所占的中间阶段相变组织的面积比Sc为0.3以下。
全文摘要
本发明的高强度钢板，以质量％计，含有C0.03～0.2％、Si0.5～2.5％、Mn1～3.0％、Cr0.01～0.5％、Mo0.01～0.5％、Al0.02～0.15％、Ti0.15％以下、Nb0.15％以下、及V0.15％以下，余量是Fe和不可避免的杂质，且所述Si量满足下式(1)。α－4.1≤[Si]≤α－2.4…(1)其中，α＝6.9×([C]+[Mn]/6+[Cr]/5+[Mo]/4+[Ti]/15+[Nb]/17+[V]/14)
文档编号C22C38/44GK101024868SQ20071000203
公开日2007年8月29日 申请日期2007年1月18日 优先权日2006年2月23日
发明者二村裕一, 山本胜大, 三浦正明 申请人:株式会社神户制钢所