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：
本发明涉及作为主要在汽车、电力等产业领域中使用的部件适当的加工性优良的 高强度热镀锌钢板及其制造方法。
背景技术：
近年来，从保护地球环境的观点出发，提高汽车的燃料消耗率成为重要的课题。随 之，正在积极进行通过车体材料的高强度化而实现薄壁化、从而使车体本身轻量化的研究。 但是，钢板的高强度化导致延展性降低、即成形加工性降低。因此，目前期待开发同时具有 高强度和高加工性的材料。另外，最近对于汽车而言提高耐腐蚀性的要求也高涨，正在大量进行实施热镀锌 后的高张力钢板的开发。针对这样的要求，到目前为止开发有铁素体、马氏体双相钢(DP钢)和利用残留 奥氏体的相变诱发塑性的TRIP钢等各种复合组织型高强度热镀锌钢板。例如，在专利文献1中提出了一种成形性良好的高强度合金化热镀锌钢板，以质 量％计含有C :0. 05 — 0. 15%,Si :0. 3 1. 5%、Mn :1. 5 2. 8%、P 0. 03% 以下、S 0. 02% 以下、Al 0. 005 0. 5%、N 0. 0060%以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，另外，满足 (Mn% )/(C% )彡15并且(Si%)/(C%)彡4，铁素体相中以体积率计含有3 20%的马 氏体相和残留奥氏体相。即，专利文献1是为了得到通过添加大量的Si来确保残留、从 而实现高延展性的加工性优良的合金化热镀锌钢板的技术。但是，这些DP钢和TRIP钢虽然拉伸特性优良，但存在扩孔性差的问题。扩孔性是 显示将加工孔部扩张而进行凸缘成形时的加工性的指标，与拉伸特性同是高强度钢板所要 求的重要特性。在专利文献2中，作为拉伸凸缘性优良的热镀锌钢板的制造方法，公开了以下技 术在退火、均勻加热后到热镀锌浴期间，强冷却至Ms点以下，对由此生成的马氏体进行再 加热，形成回火马氏体，使扩孔性提高。但是，通过使马氏体成为回火马氏体，虽然扩孔性提 高，但存在EL低的问题。另外，作为深拉深性和拉伸凸缘性优良的高张力热镀锌钢板，在专利文献3中，公 开了以下技术控制C、V以及Nb的含量和退火温度，使再结晶退火前的固溶C量降低，使 {111}再结晶集合组织发展，实现高r值，退火时使V以及Nb系碳化物溶解，使C在奥氏体 中富集，在其后的冷却过程中生成马氏体相。但是，拉伸强度为约600MPa，拉伸强度与伸长 率的平衡(TSXEL)为约19000MPa· %，不能说得到了充分的强度和延展性。专利文献1 日本特开平11-279691号公报专利文献2 日本特开平2-93340号公报专利文献3 日本特开2004-2409号公报

发明内容
如上所述，通过专利文献1 3中记载的热镀锌钢板，不能得到延展性和拉伸凸缘 性优良的高强度热镀锌钢板。本发明鉴于这样的情况，目的在于提供具有590MPa以上的TS、并且延展性和拉伸 凸缘性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。本发明人为了实现上述课题，制造延展性和拉伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢 板，从钢板的组成以及微观组织的观点出发，反复进行了深入的研究。其结果可知，通过适当调节合金元素，在退火过程中从均勻加热温度开始冷却时， 使用由钢的线膨胀系数求得的、从奥氏体向马氏体相变的开始温度(以下，有时也称为Ms 点或者仅称为Ms)，强冷却至(Ms-IO(TC) (Ms-200°C)的温度区域，进行使奥氏体的一部 分相变为马氏体的部分淬火，之后再加热，实施镀敷处理，由此，能够具有以面积率计20% 以上的铁素体相、10%以下(包括0%)的马氏体相和10%以上且60%以下的回火马氏体， 具有以体积率计3%以上且10%以下的残留奥氏体相，并且，残留奥氏体的平均结晶粒径 为2. Ομπι以下，通过形成这样的组织，可以实现高的延展性和拉伸凸缘性。通常，残留奥氏体存在时，由于残留奥氏体的TRIP效果，延展性提高。但是，由于 变形的附加，残留奥氏体发生相变，生成的马氏体变得非常硬，可知其结果是，与作为主相 的铁素体的硬度差变大，拉伸凸缘性降低。相对于此，在本发明中，通过规定成分以及组织构成，可以同时实现高延展性和高 拉伸凸缘性，即使残留奥氏体存在，也能够得到高拉伸凸缘性。关于即使残留奥氏体存在也 能够得到高拉伸凸缘性的详细理由，尚不明确，但可以认为是由于残留奥氏体的微细化和 得到回火马氏体的复合组织。另外，除了上述发现之外，还发现使残留奥氏体中的平均固溶C量为以上时， 得到稳定的残留奥氏体，由此不仅延展性而且深拉深性也提高。本发明是基于上述发现而进行的，其主旨如下所述。[1] 一种加工性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，成分组成以质量％计含有 C 0. 05 0. 3%,Si 0. 01 2. 5%,Mn 0. 5 3. 5%,P 0. 003 0. 100% 以下、S 0. 02% 以下、Al :0.010 1.5%，Si和Al的添加量总计为0. 5 2. 5%，余量由铁及不可避免的 杂质构成，组织以面积率计具有20%以上的铁素体相、10%以下且包括0%的马氏体相和 10%以上且60%以下的回火马氏体相，以体积率计具有3%以上且10%以下的残留奥氏体 相，并且，残留奥氏体相的平均结晶粒径为2. 0 μ m以下。[2]如[1]所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述残留奥氏体 相中的平均固溶C浓度为以上。[3]如[1]或[2]所述的加工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. 005 2. 00%、Mo 0. 005 2. 00%、V 0. 005 2. 00%, Ni 0. 005 2. 00%, Cu 0. 005 2. 00%中的 1 种或 2 种以上元素。[4]如[1] [3]中任一项所述的加工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. 01 0. 20%, Nb 0. 01 0. 20%中的1种或 2种元素。[5]如[1] [4]中任一项所述的加工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B 0. 0002 0. 005%。[6]如[1] [5]中任一项所述的加工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Ca 0. 001 0. 005%,REM 0. 001 0. 005%中的1 种或2种元素。[7]如[1] [6]中任一项所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于， 镀锌为合金化镀锌。[8] 一种加工性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对具有[1] [6]中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧，接着进行连续退火，此时，使500°C A1相 变点的温度区域的平均加热速度为10°C/秒以上，加热至750 900°C，接着，保持10秒以 上后，以10°C /秒以上的平均冷却速度从750°C冷却至(Ms点-100°C ) (Ms点_200°C ) 的温度区域，再加热至350 600°C并保持10 600秒后，实施镀锌。[9] 一种加工性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对具有[1] [6]中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧、冷轧，接着进行连续退火，此时，使500°C 八1相变点的温度区域的平均加热速度为10°C /秒以上，加热至750 900°C，接着，保 持10秒以上后，以10°C /秒以上的平均冷却速度从750°C冷却至(Ms点-100°C ) (Ms 点_200°C )的温度区域，再加热至350 600°C并保持10 600秒后，实施镀锌。[10]如[8]或[9]所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在 于，所述再加热至350 600°C后的保持时间，为通过下述式(1)求得的时间t 600秒的 范围，t (秒)=2. 5 X 1(Γ5/Εχρ (-80400/8. 31/(Τ+273)) — (1)式中，T为再加热温度，单位为。C。[11]如[8] [10]中任一项所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法， 其特征在于，在实施热镀锌后，再进行镀锌层的合金化处理。另外，在本说明书中，表示钢成分的％全部为质量％。另外，本发明中，“高强度热 镀锌钢板”是指拉伸强度TS为590MPa以上的热镀锌钢板。根据本发明，能得到具有590MPa以上的TS、并且延展性、拉伸凸缘性和深拉深性优 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应用于例如汽车结构部件，可以 同时实现汽车的轻量化和冲撞稳定性的提高，实现有助于汽车车体的高性能化的优良效果。
具体实施例方式以下，详细说明本发明。1)成分组成C :0· 05 0.3%C使奥氏体稳定而容易生成铁素体以外的相，因而是用于提高钢板强度并使组织 复合化而提高TS与EL的平衡的必要元素。如果C量不足0. 05%，则即使实现制造条件的 最优化，也难以确保铁素体以外的相，TS与EL的平衡降低。另一方面，如果C量超过0.3%， 则焊接部以及热影响部的硬化显著，焊接部的机械特性变差。由此，C量设定为0.05%以上 且0.3%以下。优选为0.08%以上且0. 15%以下。Si :0· 01 2. 5%
Si是对钢的强化有效的元素。另外，是铁素体生成元素，由于促进C向奥氏体相 中富集以及抑制碳化物的生成，因此，具有促进残留奥氏体生成的作用。为了得到如上的效 果，Si量需要设定为0.01%以上。但是，由于过量添加使延展性和表面性状、焊接性变差， 因此，上限为2. 5%以下。优选为0. 7%以上且2.0%以下。Mn :0· 5 3. 5%Mn是对钢的强化有效的元素，促进回火马氏体相等低温相变相的生成。Mn量在 0. 5%以上时，确认了这样的作用。但是，Mn量超过3. 5%而过量添加时，由第二相百分率的 过量增加和固溶强化引起的铁素体延展性变差变得显著，成形性降低。因此，Mn量设定为 0.5%以上且3. 5%以下。优选为1.5%以上且3.0%以下。P :0· 003 0. 100%P是对钢的强化有效的元素，在0. 003%以上时得到该效果。但是，超过0. 100%而 过量添加时，由于晶界偏析而引起脆化，使耐冲击性变差。因此，P量设定为0.003%以上且 0. 100% 以下。S:0.02% 以下S形成MnS等夹杂物，成为耐冲击特性变差和沿着焊接部金属流的裂纹产生的原 因，因此含量越低越好，但从制造成本方面考虑，设定为0. 02 %以下。Al 0. 010 1. 5%,Si+Al 0. 5 2. 5%Al作为脱氧剂起作用，是对于钢的洁净度有效的元素，优选在脱氧工序中添加。为 了得到这样的效果，需要使Al量为0. 010%以上。另一方面，如果大量添加，则连铸时产生 钢坯裂纹的危险性增高，使制造性降低。因此，Al量的上限设定为1. 5%。另外，Al与Si同样是铁素体相生成元素，由于促进C向奥氏体相中富集以及抑制 碳化物的生成，因此，具有促进残留奥氏体相生成的作用。这样的效果在Al和Si的添加量 总计低于0.5%时不充分，得不到充分的延展性。另一方面，在Al和Si的添加量总计超过 2. 5%时，钢板中的夹杂物增加，使延展性变差。因此，Al和Si的添加量总计设定为2. 5% 以下。在本发明中，N设定在不阻碍加工性等作用效果的范围内，可以允许含有0.01% 以下。余量由Fe及不可避免的杂质构成。其中，除了这些成分元素，可以根据需要添加以下的合金元素。选自Cr :0· 005 2. 00%、Mo :0· 005 2. 00%、V 0. 005 2. 00%、Ni :0· 005 2. 00%, Cu 0. 005 2. 00%中的1种或2种以上Cr、Mo、V、Ni、Cu在从退火温度开始的冷却时抑制珠光体相的生成，促进低温相变 相生成，对钢的强化有效。该效果能通过含有0. 005%以上的Cr、Mo、V、Ni、Cu中的至少一 种而得到。但是，在Cr、Mo、V、Ni、Cu各成分超过2. 00%时，该效果饱和，成为成本上升的原 因。因此，添加时，Cr、Mo、V、Ni、Cu量分别设定为0. 005%以上且2. 00%以下。选自Ti 0. 01 0. 20%, Nb 0. 01 0. 20% 中的 1 种或 2 种Ti、Nb形成碳氮化物而使钢通过析出强化，因而具有高强度化的作用。在含量分 别为0.01%以上时确认了这样的效果。另一方面，如果Ti、Nb的含量分别超过0.20%，则 过度高强度化，延展性降低。因此，添加时，Ti、Nb分别设定为0. 01%以上且0. 20%以下。
B :0· 0002 0. 005%B具有抑制从奥氏体相晶界生成铁素体而使强度上升的作用。在含量为0.0002% 以上时得到该效果。另一方面，如果B量超过0. 005%,则该效果饱和，成为成本上升的原 因。因此，添加时，B量设定为0. 0002%以上且0. 005%以下。选自Ca 0. 001 0. 005%,REM 0. 001 0. 005%中的 1 种或 2 种 Ca、REM均具有 通过控制硫化物的形态而改善加工性的效果，根据需要，可以含有0. 001%以上的Ca、REM 中的1种或2种。但是，过量添加可能给洁净度带来不利影响，因此分别设定为0.005%以 下。2)微观组织铁素体相的面积率为20%以上铁素体相的面积率低于20%时，TS与EL的平衡降低，因此，设定为20%以上，优 选50%以上。马氏体相的面积率为0 10%马氏体相对钢的高强度化有效，但面积率超过10%而过量存在时，λ (扩孔率)显 著降低。因此，马氏体相的面积率设为10%以下。即使完全不含有马氏体相即面积率为0% 时，也不会对本发明的效果产生影响。回火马氏体相的面积率为10 60%回火马氏体相对钢的强化有效。另外，这些相与马氏体相相比，对扩孔性的不良影 响小、且无扩孔性的显著降低，是能够确保强度的有效相。回火马氏体相的面积率低于10% 时，难以确保这样的强度。另一方面，超过60%时，TS与EL的平衡降低。由此，回火马氏体 相的面积率设定为10%以上且60%以下。残留奥氏体相的体积率3 10%、残留奥氏体相的平均结晶粒径为2.0μπι以下、 优选残留奥氏体相中的平均固溶C浓度为以上残留奥氏体相不仅有助于钢的强化，而且对提高钢的TS与EL的平衡有效。体积 率为3%以上时得到这样的效果。另外，残留奥氏体相通过加工而相变为马氏体，使扩孔性 降低，但通过使其平均结晶粒径为2. 0 μ m以下以及使体积率为10%以下，能进一步抑制扩 孔性的显著降低。因此，残留奥氏体相的体积率设定为3%以上且10%以下，残留奥氏体相 的平均结晶粒径设为2. Ομπι以下。另外，通过增加残留奥氏体相中的平均固溶C浓度，深拉深性提高。残留奥氏体相 中的平均固溶C浓度为以上时，这样的效果变得显著。另外，作为铁素体相、马氏体相、回火马氏体相、残留奥氏体相以外的相，可以包含 珠光体相和贝氏体相，但只要满足上述微观组织构成，则能够实现本发明的目的。其中，从 确保延展性和扩孔性的观点出发，优选珠光体相为3 %以下。另外，本发明中的铁素体相、马氏体相以及回火马氏体相的面积率，是各相的面积 占观察面积的比例。上述各面积率，可以在研磨与钢板的轧制方向平行的板厚截面之后， 用3%的硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，使用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求得。另外，残留奥氏体相的体积率，是板厚1/4面中fee铁 的(200)、(220)、(311)面的X射线衍射积分强度相对于bcc铁的(200)、(211)、(220)面 的X射线衍射积分强度的比例。
通过TEM (透射电子显微镜)观察薄膜，利用图像解析求出任意选择的奥氏体的面 积，将近似正方形时的1边的长度作为该粒子的结晶粒径，10个粒子的平均值为残留奥氏 体相平均粒径。残留奥氏体相中的平均固溶C浓度])，可以将使用CoKa射线由fee铁 的衍射面(220)求出的晶格常数a(A)和[Mn% ],[A1%]代入下述式(2)进行计算而求得。a = 3. 578+0. 033 [C γ % ] +0. 00095 [Mn % ] +0. 0056 [Al % ]——(2)其中，[Cy % ]为残留奥氏体相中的平均固溶C浓度，[Mn% ]、[Al% ]分别表示 MruAl的含量(质量％ )。3)制造条件本发明的高强度热镀锌钢板，可以通过如下方法制造对具有上述成分组成的钢 坯进行热轧后直接实施连续退火，或者再进行冷轧后实施连续退火，此时，使50(TC A1相 变点的温度区域的平均加热速度为10°C/秒以上，加热至750 900°C，接着，保持10秒以 上后，以10°C /秒以上的平均冷却速度从750°C冷却至(Ms点-100°C ) (Ms点_200°C )的 温度区域，再加热至350 600°C并保持10 600秒后，实施镀锌。优选上述加热至350 600°C后的保持时间为通过下述式(1)求得的时间t 600秒的范围。t (秒)=2. 5 X 1(Γ5/Εχρ (-80400/8. 31/(Τ+273)) — (1)式中，T为再加热温度CC )。以下，详细进行说明。将调节为上述成分组成的钢利用转炉等进行熔炼，通过连铸法等制成钢坯。使用 的钢坯，为了防止成分的宏观偏析而优选通过连铸法制造，也可以通过铸锭法、薄钢坯铸造 法制造。另外，在制造钢坯后，除了暂时冷却至室温后再次进行加热的现有方法之外，还可 以应用不冷却至室温而直接以热钢坯的状态插入到加热炉中、或者进行略微的保热之后直 接进行轧制的直送轧制/直接轧制等节能工艺。钢坯加热温度1100°C以上(优选条件)钢坯加热温度在能量方面优选低温加热，但加热温度低于1100°C时，出现碳化物 不能充分地固溶、或由轧制载荷增大引起的热轧时产生故障的危险增大等问题。另外，由于 氧化损失随着氧化重量的增加而增大等，因此钢坯加热温度优选设定为1300°c以下。另外，从即使降低钢坯加热温度也能防止热轧时的故障的观点出发，也可以活用 加热薄钢片的所谓薄钢片加热器。终轧结束温度=A3点以上(优选条件)终轧结束温度低于A3点时，在轧制中生成α和Y，在钢板上容易生成带状组织， 这样的带状组织在冷轧后或退火后也残留，在材料特性方面有时成为产生各向异性或使加 工性降低的原因。因此，终轧结束温度优选设定为A3相变点以上。卷取温度450°C 700°C (优选条件)卷取温度低于450°C时，难以控制卷取温度，容易产生温度不均，结果有时出现冷 轧性降低等问题。另外，卷取温度超过700°C时，有时引起在钢基表层产生脱碳等问题。因 此，卷取温度优选设定为450°C 700°C的范围。另外，在本发明的热轧工序中，为了降低热轧时的轧制载荷，也可以对终轧的一部 分或全部进行润滑轧制。从钢板形状的均勻化、材质的均勻化的观点出发，进行润滑轧制也是有效的。另外，润滑轧制时的摩擦系数优选设定为0.25 0. 10的范围。另外，优选设定 为使彼此相邻的薄钢片之间接合、并连续地进行终轧的连续轧制工序。从热轧的操作稳定 性观点考虑，优选应用连续轧制工艺。接着，对热轧板直接实施连续退火、或者再进行冷轧后实施连续退火。在进行冷轧 的情况下，优选通过酸洗除去热轧钢板表面的氧化锈皮，之后用于冷轧，制成预定板厚的冷 轧钢板。在此，酸洗条件和冷轧条件没有特别的限定，根据常规方法即可。冷轧的轧制率优 选设定为40%以上。连续退火条件使500°C A1相变点的温度区域中的平均加热速度为10°C /秒以 上，加热至750 900°C在作为本发明钢的再结晶温度区域的500°C A1相变点的温度区域中，将平均加 热速度设为10°c /秒以上，由此加热升温时的再结晶受到抑制，对于在A1相变点以上生成 的Y的微细化、进而对于退火冷却后的残留奥氏体相的微细化有效。平均加热速度低于 10°C/秒时，加热升温时发生α的再结晶，导入到α中的变形被释放，不能实现充分的微 细化。优选的平均加热速度为20°C /秒以上。750 900°C下保持10秒以上保持温度低于750°C或者保持时间少于10秒时，退火时的奥氏体相的生成变得不 充分，退火冷却后不能确保充分量的低温相变相。另一方面，加热温度超过900°C时，在加热 时生成的奥氏体相变粗大，退火后的残留奥氏体相也变粗大。保持时间的上限没有特别的 规定，但保持600秒以上时，效果饱和，而且成本随之上升，因此保持时间优选少于600秒。以10°C /秒以上的平均冷却速度从750°C冷却至(Ms点_100°C ) (Ms点_200°C ) 的温度区域平均冷却速度低于10°C /秒时，生成珠光体，TS与EL的平衡以及扩孔性降低。平 均冷却速度的上限没有特别的规定，但平均冷却速度过快时，钢板形状变差，或难以控制冷 却到达温度，因此，优选设定为200°C /秒以下。冷却到达温度条件在本发明中是最重要的条件之一。冷却停止时，奥氏体相的一 部分相变为马氏体，剩余部分为未相变的奥氏体相。之后再加热，进行镀敷/合金化处理 后，冷却至室温，由此，马氏体相变为回火马氏体相，未相变奥氏体相变为残留奥氏体相或 者马氏体相。从退火开始的冷却到达温度越低、从Ms点(Ms点奥氏体的马氏体相变开始 的温度)开始的过冷度越大，冷却中生成的马氏体量越增加，未相变奥氏体量越减少，因此 通过控制冷却到达温度，能够决定最终的马氏体相、残留奥氏体相和回火马氏体相的面积 率。由此，在本发明中，Ms点与冷却停止温度之差即过冷度很重要，使用Ms点作为控制冷 却温度的指标。冷却到达温度为高于(Ms点-100°C)的温度时，冷却停止时的马氏体相 变不充分，未相变奥氏体量增多，最终的马氏体相或者残留奥氏体相过量生成，使扩孔性降 低。另一方面，冷却到达温度低于(Ms点-200°C)时，冷却中奥氏体相几乎全相变为马氏 体，未相变奥氏体量减少，不能得到3%以上的残留奥氏体相。因此，冷却到达温度设定为 (Ms 点-100°C ) (Ms 点-200°C )的范围。另外，Ms点可以通过测定从退火开始冷却时钢板的体积变化、并由其线膨胀系数 的变化求得。再加热至350 600°C并保持10 600秒(优选通过下述式(1)求得的时间t 600秒的范围)后，实施热镀锌处理t (秒)=2. 5 X 10_5/Exp (-80400/8. 31/ (T+273)) — (1)式中，T为再加热温度(°C )。在冷却至(Ms点-100°C ) (Ms点-200°C )的温度区域之后，再加热至350 6000C的温度区域并保持10秒以上且600秒以下，由此，对上述冷却时生成的马氏体相进行 回火，得到回火马氏体相，扩孔性提高。另外，冷却时没有相变成马氏体的未相变奥氏体相 变得稳定，最终得到3%以上的残留奥氏体相，延展性提高。对于由保持加热引起的未相变 奥氏体相的稳定化的详细机理尚不明确，但可以认为发生C向未相变奥氏体的富集，使奥 氏体相稳定。加热温度低于350°C时，马氏体相的回火以及奥氏体相的稳定化不充分，扩孔 性以及延展性降低。另一方面，加热温度超过600°C时，冷却停止时的未相变奥氏体相相变 为珠光体，最终不能得到3%以上的残留奥氏体相。因此，再加热温度设定为350°C以上且 600°C以下。保持时间少于10秒时，奥氏体相的稳定化不充分。另一方面，超过600秒时， 冷却停止时的未相变奥氏体相相变为贝氏体，最终不能得到3%以上的残留奥氏体相。因 此，再加热温度设定为350°C以上且600°C以下，在该温度区域的保持时间设定为10秒以上 且600秒以下。另外，通过将保持时间设定为通过上述式(1)求得的时间t秒以上，能得到 平均固溶C浓度为1 %以上的残留奥氏体，因此，优选保持时间为t 600秒。制造热镀锌钢板(GI)时，在溶解Al量为0.12 0.22%的镀浴(浴温440 500°C)中浸入钢板来进行镀敷处理，制造合金化热镀锌钢板(GA)时，在溶解Al量为 0. 08 0. 18%的镀浴(浴温440 500°C )中浸入钢板来进行镀敷处理，通过气体擦拭等 来调节附着量。合金化热镀锌钢板的处理，在调节附着量之后，加热至450 600°C并保持 1 30秒。另外，对于热镀锌处理后的钢板(包括合金化热镀锌钢板)，为了形状矫正、调节 表面粗糙度等，也可以增加表面光轧。另外，也可以实施树脂或者油脂涂布、各种涂装等处理。实施例将具有表1所示的成分组成、余量由铁及不可避免的杂质构成的钢利用转炉进行 熔炼，通过连铸法制成钢坯。将所得的钢坯热轧至板厚3. 0mm。在热轧的条件为终轧温度 900°C、轧制后的冷却速度10°C /秒、卷取温度60°C下进行。接着，将热轧钢板酸洗，然后冷 轧至板厚1. 2mm，制造冷轧钢板。另外，对于一部分热轧至板厚2. 3mm的钢板，进行酸洗后用 于退火用。接着，对于如上得到的冷轧钢板或热轧板，利用连续热镀锌线，在表2所示的条 件下进行退火，在460°C下实施热镀锌，之后在520°C下进行合金化处理，并以平均冷却速 度10°C/秒进行冷却。另外，对于一部分钢板，制造未进行合金化处理的热镀锌钢板。镀敷 附着量单面为35 45g/m2。
对于如上得到的热镀锌钢板，考察了截面微观组织、拉伸特性、扩孔性以及深拉深 性。将所得结果示于表3。 另外，钢板的截面微观组织，利用3%的硝酸乙醇溶液(3%硝酸+乙醇)使组织显 现出来，通过扫描电子显微镜观察深度方向板厚1/4的位置，使用拍摄的组织照片，进行图 像分析处理，使铁素体相的百分率定量(另外，图像分析处理可以使用市售的图像处理软 件)。马氏体相的面积率、回火马氏体相的面积率，根据组织的致密度拍摄1000 3000 倍适当倍率的SEM照片，用图像处理软件进行定量。残留奥氏体相的体积率，通过将钢板研 磨至板厚方向的1/4面，由该板厚1/4面的衍射X射线强度求得。入射X射线使用MoKa射 线，对于残留奥氏体相的{111}、{200}、{220}、{311}面和铁素体相的{110}、{200}、{211} 面的峰的积分强度的全部组合，求出强度比，将它们的平均值作为残留奥氏体相的体积率。残留奥氏体相的平均结晶粒径，使用透射电子显微镜求出任意选择的粒子的残留 奥氏体的面积，将换算为正方形时的1边的长度作为该粒子的结晶粒径，对10个粒子进行 求值，将其平均值作为该钢的残留奥氏体相的平均结晶粒径。残留奥氏体相中的平均固溶C浓度([CY % ])，可以将使用CoKa射线由fcc铁 的衍射面(220)求出的晶格常数a(A)和[Mn% ]、[A1% ]代入下述式(2)进行计算而求得。a = 3. 578+0. 033 [C γ % ] +0. 00095 [Mn % ] +0. 0056 [Al % ]——(2)其中，[CY 为残留奥氏体相中的平均固溶C浓度，[Mn% ]、[Al% ]分别表示 MruAl的含量(质量％ )。另外，拉伸特性，是使用以拉伸方向为与钢板的轧制方向成直角的方向的方式裁 取的JIS5号试验片，进行基于JISZ2241的拉伸试验，测定YS (屈服应力)、TS (拉伸强度)、 EL(伸长率)，求出屈服比(YS/TS)和由强度与伸长率的乘积(TSXEL)表示的强度与伸长 率平衡的值。另外，扩孔率(λ)通过进行基于日本钢铁联盟标准JFST1001的扩孔试验来测定。深拉深性通过由史威福杯试验(Swift cup test)得到的极限拉深比(LDR)进行 评价。试验中使用直径为33πιπιΦ的圆筒冲头，使用冲头圆角曲率半径以及冲模圆角曲率半 径均为5mm的模具。样品使用对圆形坯料进行切削加工后的坯料，在防皱压板压力3ton、 成形速度Imm/秒下进行试验。根据镀层状态等表面的滑动状态发生改变，因此，为了使表 面的滑动状态不影响试验，在样品与冲模之间设置铁氟龙片(Telfon sheet)，在高润滑条 件下进行试验。使坯料直径以Imm间距变化，将未断裂而深冲出的坯料直径D与冲头直径 d之比(D/d)作为LDR。

由表3可知，本发明例的钢板，TS与EL的平衡(TSXEL)为21000MPa · %以上，λ 为70%以上，显示出优良的强度、延展性以及拉伸凸缘性。
另外，残留奥氏体相中的平均固溶C浓度为以上的钢，也显示出LDR为2. 09以 上和优良的深拉深性。另一方面，脱离本发明范围的比较例的钢板，TS与EL的平衡(TSXEL)低于 2IOOOMPa · %和/或λ低于70%，强度、延展性以及拉伸凸缘性的任意一个变差。
权利要求
一种加工性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，成分组成以质量％计含有C0.05～0.3％、Si0.01～2.5％、Mn0.5～3.5％、P0.003～0.100％以下、S0.02％以下和Al0.010～1.5％，Si和Al的添加量总计为0.5～2.5％，余量由铁及不可避免的杂质构成，组织以面积率计具有20％以上的铁素体相、10％以下且包括0％的马氏体相和10％以上且60％以下的回火马氏体相，以体积率计具有3％以上且10％以下的残留奥氏体相，并且，残留奥氏体相的平均结晶粒径为2.0μm以下。
2.如权利要求1所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述残留奥氏 体相中的平均固溶C浓度为以上。
3.如权利要求1或2所述的加工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. 005 2. 00%,Mo 0. 005 2. 00%,V 0. 005 2. 00%, Ni 0. 005 2. 00%, Cu 0. 005 2. 00%中的1种或2种以上元素。
4.如权利要求1 3中任一项所述的加工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. 01 0. 20%, Nb 0. 01 0. 20%中的1种或 2种元素。
5.如权利要求1 4中任一项所述的加工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B 0. 0002 0. 005%。
6.如权利要求1 5中任一项所述的加工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Ca 0. 001 0. 005%,REM 0. 001 0. 005%中的1 种或2种元素。
7.如权利要求1 6中任一项所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，镀 锌为合金化镀锌。
8.—种加工性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对具有权利要求 1 6中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧，接着进行连续退火，此时，使500°C A1相 变点的温度区域的平均加热速度为10°C/秒以上，加热至750 900°C，接着，保持10秒以 上后，以10°C /秒以上的平均冷却速度从750°C冷却至(Ms点-100°C ) (Ms点_200°C ) 的温度区域，再加热至350 600°C并保持10 600秒后，实施镀锌。
9.一种加工性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对具有权利要 求1 6中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧、冷轧，接着进行连续退火，此时，使 500°C 变点的温度区域的平均加热速度为10°C/秒以上，加热至750 900°C，接着， 保持10秒以上后，以10°C /秒以上的平均冷却速度从750°C冷却至(Ms点-100°C ) (Ms 点_200°C )的温度区域，再加热至350 600°C并保持10 600秒后，实施镀锌。
10.如权利要求8或9所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在 于，所述再加热至350 600°C后的保持时间，为通过下述式(1)求得的时间t 600秒的 范围，t (秒)=2. 5 X 1(Γ5/Εχρ (-80400/8. 31/(Τ+273)) — (1)式中，T为再加热温度，单位为。C。
11.如权利要求8 10中任一项所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法， 其特征在于，在实施热镀锌后，再进行镀锌层的合金化处理。
全文摘要
本发明提供具有590MPa以上的TS、并且延展性和拉伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。成分组成以质量％计含有C0.05～0.3％、Si0.01～2.5％、Mn0.5～3.5％、P0.003～0.100％以下、S0.02％以下和Al0.010～1.5％，Si和Al的添加量总计为0.5～2.5％，余量由铁及不可避免的杂质构成，组织以面积率计具有20％以上的铁素体相、10％以下且包括0％的马氏体相和10％以上且60％以下的回火马氏体相，以体积率计具有3％以上且10％以下的残留奥氏体相，并且，残留奥氏体相的平均结晶粒径为2.0μm以下。另外，优选上述残留奥氏体中的平均固溶C浓度为1％以上。
文档编号C22C38/06GK101932744SQ20098010371
公开日2010年12月29日 申请日期2009年1月19日 优先权日2008年1月31日
发明者中垣内达也, 川崎由康, 松冈才二, 金子真次郎, 铃木善继 申请人:杰富意钢铁株式会社