成形性优良的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法

专利名称：成形性优良的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及主要适合汽车部件用的成形性优良的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法。
背景技术：
对于汽车的横梁或纵梁等部件，一直在研究与近年来的低燃耗轻量化的动向对应的轻量化。在材料方面，从即使薄壁化也可确保强度及冲撞安全性的观点出发，在推进钢板的高强度化。可是，材料的成形性伴随着强度的上升而劣化，因此要实现上述部件的轻量化，需要制造满足成形性和高强度双方的钢板。作为使成形性和高强度两立的钢板，专利文献I中公开了有效利用残留奥氏体，采用相变诱导塑性来提高延展性的技术，即所谓残留奥氏体钢。可是为了使残留奥氏体残存，需要通过增大双相区退火后的冷却速度，防止铁素体相变或珠光体相变，通过添加Si或Al抑制渗碳体的析出。要提高冷却速度，需要冷却速度高的连续退火线，高Si的添加多有损镀敷性，高Al的添加多有损铸造性。专利文献2、专利文献3中公开了具有含有铁素体和马氏体的低温相变相的复合组织的所谓Dual Phase钢(双相钢，以下称为DP钢)，已被广泛采用。DP钢尽管比不上残留奥氏体钢，但显示出充分的强度延展性平衡，因而一直用于形状比较复杂的车体部件。而且DP钢的强度与近年来的车体轻量化的动向对应地增加。例如专利文献4或专利文献5中，公开了通过添加碳化物形成元素即Nb、Ti等元素，有效利用退火中的再结晶抑制或析出强化，确保抗拉强度在780MPa以上的技术。此外，在专利文献6、专利文献7中，公开了虽因是复合组织钢而使拉伸凸缘成形性(expansion flange forming)—般在低位,但通过控制母相即铁素体与低温相变相的硬度差可改善拉伸凸缘成形性的技术。在这些发明中，硬度以维氏硬度进行测定。可是，在是抗拉强度为780MPa以上的DP钢板时，显微组织的粒径小，不能按维氏硬度进行评价。因而，专利文献8中公开了按采用近年来开发的被称为“纳米压痕”的技术测定的纳米硬度来评价特性的技术。在该技术中，根据铁素体分率来规定铁素体与低温相变相的硬度比，由此来改善弯曲特性。现有技术文献专利文献专利文献I :日本特开平6-145788号公报专利文献2 :日本特开平10-147838号公报专利文献3 :日本特开2002-363695号公报专利文献4 :日本特开2009-144225号公报专利文献5 :日本特开2002-363685号公报专利文献6 :日本特开2009-191360号公报、
专利文献7 日本特开2009-167475号公报专利文献8 :日本特开2009-167 467号公报专利文献9 :日本特开2010-65316号公报

发明内容
发明要解决的问题在制造有效利用了微合金元素的DP钢时，Ti或Nb等的微合金碳化物的析出行为影响材质。也就是说，受钢板制造条件、特别是退火条件的影响，有时材质变动。此时的材质变动主要出现在屈服强度和拉伸凸缘成形性。在屈服强度变动的情况下，有冲压成形后的回弹发生行为变化、车体部件的尺寸精度下降的问题。因此，发生部件不良，需要离线进行矫正。在拉伸凸缘成形性变动的情况下，有在冲压成形时在通过冲割而产生的剪切加工部发生裂纹的问题。以往，作为微合金而大多采用的元素为Nb。Nb即使在固溶状态也通过Solutedragging (溶质拖曳)效应使铁素体的晶粒生长或再结晶延迟,通过未再结晶铁素体或细粒化有助于强度强化。另外在作为碳化物析出的情况下，有通过析出强化使强度上升的效果。基于这些理由，为提高强度而采用Nb。此外,如果在其中添加B,则Nb的Solute dragging (溶质拖曳)效应提高,强度提高的效果增大。可是，在添加Nb、进而添加Nb及B时再结晶延迟的效果或抑制晶粒生长的效果显著，因而需要高的退火温度。因此在连续退火中的一般温度范围即720°C 800°C的范围中再结晶没有完成，抗拉强度等材质对退火温度的依赖性增大。此外，专利文献8中公开的通过限制铁素体相与低温相变相的纳米硬度比来改善弯曲性的技术只规定了平均硬度比。因此，即使在低温相变相中存在硬度高的相时，有时也包含在与周围的平均值中。在存在如此的硬度高的低温相变相的情况下，成为拉伸凸缘成形性变动的要因，而且还成为拉伸特性变动的原因，成为问题。专利文献9中公开了 TS-EL、TS-A (拉伸凸缘成形性的评价尺度)平衡良好的钢板，是以铁素体为主相、以贝氏体及马氏体的低温相变相作为第二相的复合组织钢板。其公开了通过积极地添加Ti、Nb，控制第二相的构成比率，来适当地进行母相组织的硬度控制。可是，在此种情况下，需要Ac3温度以上的退火温度，因而对退火温度的依赖性大。如以上所述，材质不因制造条件而变动对于DP钢来说是重要的要件。特别是，一直要求在生产性高的退火条件下、例如在连续退火中的一般温度范围即720°C 800°C的范围、或最高也为Ac3温度以下的退火中也不发生材质变动的DP钢。用于解决课题的手段为解决上述问题，发明者们进行了锐意研究，结果发现，通过添加使再结晶及晶粒生长延迟的效果比Nb小的、可在连续退火中的一般温度范围即720°C 800°C的范围下再结晶的Ti，并限制Nb或B的添加量，能够抑制材质变动。也就是说，发现了 即使不加热至Ac3温度，而在720°C以上且在850°C或Ac3温度中的任一个较低的温度以下的温度范围(以下称为易退火温度区)进行退火，也能够抑制材质变动，同时得到规定的特性。此外，另外还发现通过使退火时的加热速度和冷却模式最佳化，能够对铁素体相率、低温相变相的粒径、铁素体相与低温相变相的纳米硬度的平均值的比和低温相变相的硬度的变动进行控制。基于这些见识，发现了能够制造材质变动小的高强度热浸镀锌钢板，以至完成本发明。作为本发明的要旨的部分如下。[I] 一种高强度热浸镀锌钢板，其特征在于作为钢的成分，以质量％计，含有C 0. 05 0. l%、Si 0. I I. 0%,Mn :2. 0 2. 5%,Al :0. 02 0. l%,Ti :0. 01 0. 05%,Cr :0. I 1.0%、Sn :0. 0010 0. I %，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；作为显微组织， 铁素体相分率为70 90%、剩余部分为含有马氏体的低温相变相；低温相变相的平均粒径为0. I I ii m ;铁素体相与低温相变相的平均纳米硬度比为I. 5 3. 0 ;低温相变相的纳米硬度在测定点的80%以上处于铁素体相的平均纳米硬度的I 5倍之内。[2] 一种高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于在将具有上述[I]所述的钢成分的板坯加热至1000 1350°C后，在精轧温度Ar3以上热轧后，在600°C以下卷取，实施酸洗，以轧制率30 70%进行冷轧，然后在进行将720°C以上、且850°C或Ac3温度中的任一个较低的温度以下的温度作为退火温度的热处理时，在至少从600°C到退火温度为止的温度范围以0. 5°C /秒以上6°C /秒以下的加热速度进行加热，在退火温度下保持10秒以上，然后在至少从退火温度到650°C为止的温度范围以5°C /秒以上的冷却速度进行冷却，进而在至少从600°C到500°C为止的温度范围以3°C /秒以下的冷却速度进行冷却，然后实施热浸镀锌或合金化热浸镀锌。之所以将退火温度规定为850°C或Ac3温度以下，是因为如果超过这些温度地进行加热，则钢板强度急剧下降，退火工序中的板材穿炉性恶化。发明效果根据本发明，能够提供一种在连续退火工序中即使在一般的退火温度即720°C以上且在850°C或Ac3温度中的任一个较低的温度以下的温度范围(易退火温度区)进行退火，材质变动也小、成形性良好、具有规定特性的高强度热浸镀锌钢板。特别是在780MPa以上的高强度热浸镀锌钢板中具有显著的效果。


图I是表示添加Ti的钢、添加Nb的钢及添加Nb及B的钢的再结晶率与退火温度的关系的曲线图。图2是实施例中求低温相变相的面积率时所用的表示钢板组织的显微镜照片。
具体实施例方式
以下对本发明的基本的想法进行说明。本发明的钢板的特征在于将碳化物形成元素的添加限定为Ti，不添加以往多用的Nb，而且限制对再结晶影响较大的B的添加量。此外本发明的钢板的制造方法的特征在于通过使退火时的加热速度和退火后的冷却速度最佳化，对铁素体相率、低温相变相的粒径、铁素体相与低温相变相的纳米硬度的平均值的比和低温相变相的硬度的变动进行控制。
发现由此能够制造材质变动小的高强度热浸镀锌钢板。首先，以下示出在将有助于铁素体的再结晶或析出强化的碳化物形成元素限定为Ti的同时，限制含有其它碳化物形成元素的理由。 Nb是对抑制再结晶和强化析出有效的元素。热轧时的析出行为在很大程度上依赖于卷取温度。此外，即使在退火工序的加热时微细析出的情况下，使再结晶延迟的效果也大，因而认为退过火的钢板的材质在很大程度上依赖于退火温度。作为其它碳化物形成元素而使用的V、W、Mo、Zr也同样，而且碳化物析出对热轧中的卷取温度的依赖性、对退火工序的加热速度的依赖性及对退火温度的依赖性分别不同，因而成为材质变动的要因。Ti与Nb相比,其Solute dragging效应导致的使再结晶及晶粒生长延迟的效果或碳化物导致的析出强化的效果小。因此，在通过一般的连续退火而容易制造的温度范围即720°C 800°C的范围，抗拉强度等材质对退火温度的依赖性减小。图I中示出其概念图。如图I所示，作为添加Ti的钢，认为再结晶在铁素体区的温度下开始，如果形成铁素体和奥氏体的双相区，则再结晶因相变的奥氏体而延迟。然后温度一上升则再结晶就完成。由此，添加Ti的钢与添加Nb的钢或添加Nb及B的钢相比，能够在比较低的低温下得到稳定的再结晶状态。也就是说，认为可减小材质变动。基于上述理由将碳化物形成元素只限定为Ti。此外，B在退火后的冷却时使铁素体相变或珠光体相变延迟。因此，对于得到复合组织是有效果的元素。可是，因抑制相变的效果大而使热轧后的钢板变硬，有时冷轧困难。此外，如图I的添加Nb及B的钢的例子中所示，由于易退火温度区中的再结晶被抑制，需要提高退火温度。因此，限制了 B的添加量。图I中一并示出了添加Nb及B的钢的使再结晶延迟的概念图。对于控制Ti在退火工序的加热中的微细析出，限制Ti的添加量和热轧条件、特别是限制卷取温度是有效的。再通过退火工序中的加热来限制加热速度，能够抑制再结晶的延迟,减小材质变动。Ti在热轧加热时主要作为数量相当于N添加量的TiN析出。残存的Ti在卷取时作为TiC析出，因此为了抑制微细析出而限制卷取温度。认为热轧时没有形成析出物的Ti、即固溶Ti在退火工序的加热时作为TiC而微细析出，或以固溶Ti的原状存在，从而抑制再结晶及晶粒生长。接着对低温相变相的控制进行说明。对低温相变相的粒径及低温相变相与铁素体相的纳米硬度比、以及它们的变动范围进行了控制。在DP钢中抗拉强度受低温相变相的强度的影响较大。也就是说，在低温相变相的硬度高时抗拉强度提高。因此，低温相变相的硬度的变动成为抗拉强度变动的要因。低温相变相的硬度依赖于退火时的奥氏体中的碳浓度。此外如果碳量变动，则相变膨胀率也变动，对导入给附近的铁素体的可动位错量产生影响。因此通过限制低温相变相与铁素体相的硬度比及其变动范围，能够抑制屈服强度的变动。低温相变相与铁素体相的硬度比还影响拉伸凸缘成形性。在DP钢中从低温相变相的附近发生空隙，成为裂纹的起点。在低温相变相与铁素体相的硬度比大的情况下，即使应变小也容易发生空隙。从其拉伸凸缘成形性的观点出发，希望硬度比小。
但是，在硬度比过小的情况下，低温相变相发生相变时的体积膨胀小，因而导入铁素体中的可动位错量也少。在此种情况下，不能实现DP钢的特征即低屈服比。低温相变相的硬度依赖于奥氏体中的碳浓度。如果碳在奥氏体中的分配过度不均匀，则低温相变相的硬度的变动增大，随之屈服强度或拉伸凸缘成形性的变动也增大。因此，控制低温相变相的硬度的变动幅度对于控制材质变动是重要的。希望低温相变相的粒径微细，且大多是分散的。其理由是因拉伸凸缘成形时的空隙不发生在局部，因而是有利的，而且通过微细分散使得可动位错向铁素体中的导入变得均匀。低温相变相的硬度比及其变动范围、粒径能够通过退火工序中的加热速度及冷却速度进行控制。以下示出其考虑方法。
首先对加热速度进行说明。在退火的加热工序中，铁碳化物的熔化和铁素体的回复、再结晶在600°C附近以上发生，在700°C附近的Acl相变点以上则发生从铁素体向奥氏体的相变。通过降低加热速度可促进铁碳化物的熔化，可谋求碳分布的均匀化。如果发生从铁素体向奥氏体的相变，则可抑制铁素体的再结晶。因此，通过限制从600°C到退火温度为止的温度区域的加热速度，能够控制再结晶率。通过退火温度来决定铁素体和奥氏体的分率，碳等在奥氏体中浓化。此外通过限制加热速度和Ti添加量及热轧中的卷取温度，可控制铁素体的再结晶，可将铁素体与低温相变相的硬度比保持在适当的范围。接着在退火后的冷却中，对从退火温度到650°C为止的温度范围比较快地进行冷却，使相变的核生成点增多，使低温相变相微细化。然后，通过对600°C 500°C的温度范围比较慢地进行冷却，能够减小通过铁素体相变而分配的奥氏体中的碳量的变动。接着，对具体的限制条件的理由进行说明。首先对化学成分的限制进行说明。再有，只要不特别说明，“ ％ ”就意味是质量％。C C是可提高钢板强度的元素。可是，如果低于0. 05%则以马氏体为主相的低温相变相的硬度降低，因而难以确保780MPa以上的抗拉强度。另一方面，如果超过0. 1%则难确保点焊性。因此，将其范围限定在0.05 0.1%。为了确实地得到其效果，下限值优选为0. 06%,更优选为0. 07%，如可能最好为0.075%。此外，上限值优选为0. 095%，如可能最好为0. 09%。Si =Si是强化元素，对于提高钢板的强度是有效的。但是，如果低于0. 1%则延伸率劣化导致的成形性下降变得显著，此外如果超过1%则镀敷的润湿性下降。所以，将Si含量限制在0. I 1.0%的范围。为了确实地得到其效果，下限值优选为0.25%，更优选为0. 3 %，如可能最好为0. 4 %。此外，上限值优选为0.8%，如可能更优选为0.6%，最好为0. 5%。在具有纯辐射管式加热炉的连续热浸镀锌线中，最适合规定为0. 4 0. 5%。Mn =Mn是强化元素，对于提高钢板强度是有效的。但是，如果低于2. 0%则难以得到780MPa以上的抗拉强度。相反如果增多则助长与P、S的共偏析，导致弯曲性及延伸扩孔性的显著劣化，因而将2. 5%作为上限。为了确实地得到其效果，下限值优选为2. 1%，更优选为2.2%。上限值优选为2.4%，更优选为2.3%。Ti =Ti是通过抑制铁素体晶粒生长导致细粒强化及位错强化而有助于提高钢板强度的重要元素。通过使主相即铁素体硬质化，使以强化相即马氏体为主体的低温相变相与铁素体相的硬度差降低，可提高弯曲性及扩孔性。这些效果在Ti低于0. 01%时是得不到的，因而将下限值规定为0 . 01%。另一方面，如果含有超过0.05%，则碳氮化物的析出增多，成形性劣化，因而将上限值规定为0.05%。为了确实地得到其效果，下限值优选为0.015%，更优选为0.02 %。上限值优选为0. 04%，更优选为0. 03%。在将抗拉强度规定为780MPa以上，减小屈服强度的变动的情况下，最好将下限值限制在0. 02%，将上限值限制在0. 03%。Cr :Cr是强化元素，而且对于提高淬火性也是重要的，是奥氏体形成元素，因此对于在低温下确保奥氏体分率是必需的元素。在低于0. 1%时得不到这些效果，因而将下限值规定为0. I %。相反，如果含有超过I %则强度过度地增加，因而将上限值规定为I %。优选为0. 2 0. 8%，更优选为0. 3 0. 7%。Al A1促进铁素体的形成，提高延展性，因此也可以添加。此外，也可作为脱氧材料使用。其效果在低于0.02%时发挥不出来，因而将下限规定为0.02%。但是，过剩的添加则形成Al系的粗大夹杂物，成为表面缺陷或扩孔性劣化的原因。因而将Al添加量的上限规定为0.1%。优选为0. 04 0. 09 %，更优选为0. 05 0. 08 %。P :P有向钢板的板厚中央部偏析的倾向，使焊接部脆化。因此越少越好，当然最好没有。如果超过0. 03%，则焊接部的脆化显著，因而将其适当的范围限定在0. 03%以下。P的下限值没有特别的限定，但要使其低于0. 0001质量％，在经济上是不利的，因此优选将此值作为下限值。也就是说，将作为不可避免的杂质而容许的含量规定为0. 03%以下。S S对焊接性以及铸造时及热轧时的制造性产生不良影响。因此越少越好，当然最好没有。因而，将其上限值规定为0.01质量％以下。S的下限值没有特别的限定，但要使其低于0. 0001%，在经济上是不利的，因此优选将此值作为下限值。也就是说，将作为不可避免的杂质而容许的含量规定为0. 01 %以下。N N形成粗大的氮化物，使弯曲性或扩孔性劣化，因此需要抑制添加量，当然最好没有。这是因为如果N超过0. 01 %，此倾向变得显著，因此将N含量的范围规定为0. 01 %以下。加之，成为焊接时发生气孔的原因，因此最好少一些。下限没有特别的限定，虽可发挥本发明的效果，但要将N含量规定为低于0. 0005%，则导致制造成本的大幅度增加，因此这为实质的下限。也就是说，将作为不可避免的杂质而容许的含量规定为0.01%以下。Nb =Nb是通过抑制再结晶的效果、铁素体细粒化以及析出强化对铁素体相的强化有效的元素。可是在热轧时的轧制中以及卷取工序或退火工序的加热中作为NbC析出，影响析出强化及抑制再结晶，即使是固溶Nb的原状,也因Solute dragging效应而影响抑制再结晶，因而对强度的影响大，因此容易受制造工序的影响，成为材质变动的要因，不希望添加。因而在本发明中不积极添加。即使存在也希望将其含量限制在0.0010%以下。该限制是因为即使在本来不添加的情况下，也要考虑到因利用废钢铁而含有该元素的情况，最好将含量管理在限制范围以下。也就是说，将作为不可避免的杂质而容许的含量规定为
0.0010% 以下。V、W、Mo、Zr :这些碳化物形成元素与Ti、Nb相比较,具有不易形成析出物的特征。如果添加这些元素则每种元素的析出行为不同，碳化物析出对卷取温度的依赖性、退火工序中对加热速度的依赖性或对退火温度的依赖性发生变化，因此成为材质变动的要因。因此不希望添加。因而在本发明中不积极添加V、W、Mo、Zr。即使存在也希望将各自的含量限制在0.0010%以下。该限制是因为即使在本来不添加的情况下，也要考虑到因利用废钢铁而含有该元素的情况，最好将含量管理在限制范围以下。也就是说，将各个元素作为不可避免的杂质而容许的含量规定为0. 0010%以下。B B是使淬火性增加、同时对于抑制再结晶也具有效果的元素。可是，通过添加B使得热轧钢板的强度提高，冷轧性降低。此外为了抑制铁素体的再结晶，需要提高退火温度，希望不添加。因而在本发明中不积极添加。即使存在也希望将其含量限制在0.0001%以下。该限制是因为即使在本来不添加的情况下，也要考虑到因利用废钢铁而含有该元素的情况，最好将含量管理在限制范围以下。也就是说，将作为不可避免的杂质而容许的含量规定为0. 0001%以下。Sn =Sn具有在热浸镀锌时提高镀敷密着性，并且促进合金化的效果。其效果在低于0. 0010%时发挥不出来，因此将下限规定为0. 0010%。此外，如果过度地添加则使板坯的热加工性降低，因此将其上限规定为0. 1%以下。为了确实得到其效果，优选将下限值规定为0. 002%，将上限值规定为0. 03%。而且更优选将下限值规定为0. 005%，将上限值规定为0. 01%。作为其它元素，为了控制硫化物形态也可以添加Ca或REM。此外，作为不可避免的杂质有时含有Ni、Cu等元素，但只要其含有不影响本发明的特性也可以含有。关于这些元素的含量，作为目标对于各个元素希望在0. 05%以下。接着对显微组织的限定理由进行说明。铁素体相分率为70 90%，剩余部分为含有马氏体的低温相变相。通过形成该比率，可确保780MPa以上的抗拉强度和规定的延展性。在铁素体相分率低于70%时不能确保铁素体提供的延展性。如果铁素体相分率超过90%则因低温相变相减少而使抗拉强度低于780MPa。铁素体相分率优选为75 88%，更优选为80 85%。之所以在低温相变相中含有马氏体，是因为通过马氏体相变可向铁素体相中导入可动位错，使屈服点降低，能够确保屈服比在0. 7以下。低温相变相最好微细且大量分散。因为由此不仅使拉伸凸缘成形性良好，而且可动位错向铁素体相中的导入也均匀。可是如果低温相变相的平均粒径低于0. Iy m，则可动位错向铁素体中的导入量小，屈服比超过0. 7。因此将低温相变相的平均粒径的下限规定为
0.1umo此外，在低温相变相的平均粒径过大时，拉伸凸缘成形性劣化，因而将其上限规定为I y m。为了确实得到上述效果，低温相变相的平均粒径更优选为0. 4 0. 8 ii m的范围，进一步优选为0. 5 0. 7 ii m。再有，关于铁素体相分率或低温相变相的粒径的测定方法，能够基于后述的实施例中的[低温相变相的平均粒径]一项中所述的Lepera法进行测定。最好使铁素体相与低温相变相的平均纳米硬度比(以低温相变相的平均纳米硬度/铁素体相的平均纳米硬度来定义。纳米硬度在距离钢板表面为板厚的I / 4左右的深度位置进行测定)在I. 5 3. O。如果硬度比超过3.0，则拉伸凸缘成形性劣化。此外在硬度比低于I. 5时，碳向低温相变相的浓缩不充分，马氏体相变的体积膨胀导致的可动位错向铁素体中的导入不充分。因此，不能确保作为DP钢的特征的低屈服比。平均纳米硬度比 的下限更优选为I. 7，进一步优选为I. 9。此外，平均纳米硬度比的上限更优选为2. 8，进一步优选为2. 5。
所谓纳米硬度，是采用JIS Z 2255中规定的三角锥形压头的超微小负荷硬度，其测定载荷为lmN。纳米硬度有时因测定加重而变动。在本发明钢的情况下，关于测定加重，根据低温相变相的粒径与压痕的关系，ImN为最佳，由按该载荷测定的值来规定。平均纳米硬度从最低30点以上的测定结果求出，最好为100点左右。关于以往的复合组织钢，上述专利文献6、专利文献7中公开了维氏硬度的硬度比的结果。可是，如本发明所述，关于微细组织间的纳米硬度比对拉伸凸缘成形性的影响没有任何公开。在维氏硬度时，在将压头卸载后根据其压痕的尺寸进行测定，但在纳米硬度时，通过负荷状态下的压头的侵入深度求出硬度。因此，其特征是看不到维氏硬度的测定中产生的弹性回复导致的变形。也就是说，纳米硬度和维氏硬度的测定方法明显不同。因此，可以说首次弄清楚了在微细组织的复合组织钢中，铁素体相与低温相变相的纳米硬度比对拉伸凸缘成形性的影响。 这里，得知如果在低温相变相的纳米硬度测定点的80%以上，其纳米硬度在铁素体相的平均纳米硬度的I 5倍的范围内，则拉伸凸缘成形性不会劣化。换句话讲，如果在低温相变相的纳米硬度测定点的20%以上，其纳米硬度超过铁素体相的平均纳米硬度的5倍，则导入该低温相变相附近的铁素体中的可动位错的密度提高，屈服强度的变动增大。因而规定为在低温相变相的纳米硬度测定点的80%以上，其纳米硬度为铁素体相的平均纳米硬度的5倍以下。此外，当低温相变相的纳米硬度测定点的20%以上低于铁素体相的平均纳米硬度的I倍时，在该低温相变相附近，马氏体相变中的体积膨胀减少，导入铁素体中的可动位错减小。在此种情况下，屈服强度的变动也增大。因而，规定为在低温相变相的纳米硬度的测定点的80%以上，其纳米硬度为铁素体相的平均纳米硬度的I倍以上。在将抗拉强度规定为780MPa以上、减小屈服强度的变动时，可以规定为90%以上。希望优选规定为92%以上。再有，低温相变相的纳米硬度测定希望在至少10点以上进行，如可能希望在20点以上进行。接着对拉伸特性的限制进行说明。之所以将屈服比规定为0. 7以下，是因为在形成上述成分和显微组织时成为DP钢，是显示作为DP钢的特征即低屈服比的条件。在对按同一成分铸造的10块板坯在易退火温度区进行退火的上述[2]的条件下制造热浸镀锌钢板，将10块钢板的屈服强度的最大值与最小值的差定义为屈服强度的变动。在采用上述[I]的化学成分和显微组织时，此值最好为60MPa以下。关于抗拉强度，通过形成上述[I]所述的化学成分和上述的显微组织，能够得到780MPa以上的抗拉强度。热浸镀锌可以是通常的热浸镀锌，也可以是合金化热浸镀锌。上述[I]所述的热浸镀锌钢板只要其化学成分和显微组织的特征在上述[I]所示的范围，用怎样的制造方法制造都可以。可是，如果采用上述[2]所述的制造方法，则容易制造。以下对其制造方法进行说明。首先，对热轧的条件进行说明。将板坯加热温度规定为1000 1350°C。这是因为在低于1000°C时轧制载荷高，且由于到精轧之前的温度下降而不能确保规定的精轧温度。此外是因为在超过1350°C时，大量产生氧化铁皮，成为鳞皮疤的原因。
之所以将精轧温度规定为Ar3以上，是因为在将精轧温度规定为比此温度低的温度时，轧制中发生相变，轧制载荷变动大，成为轧废的原因。此外，在产生相变的地方，粒径变得粗大，冷轧退火后的显微组织不均匀，成为材质变动的原因。之所以将卷取温度规定为600°C以下，是因为通过规定为该温度以下，碳化物形成元素即Ti以固溶状态原状残存，有助于组织微细化及位错强化。此外还具有热轧板强度在卷长度方向的材质变动减小、冷轧时的板厚变动也减小的效果。另外，在超过600°C的卷取温度时生成粗大的碳化物，退火中碳化物难 以向奥氏体熔化，因此纳米硬度比下降，不能实现本发明钢的低屈服比。将冷轧的总轧制率(以下将冷轧的总轧制率简称为轧制率。)规定为30 70%，将每I道次的压下率规定为30%以下。在轧制率低于30%时，退火后的组织变得粗大，不能确保上述[I]所示的对低温相变相的粒径的限制，因此将下限规定为30%。此外，在轧制率超过70%时，再结晶的驱动力增大，促进再结晶，因此难以确保未再结晶铁素体，使强度下降，因此将上限规定为70%。此外，在每I道次的压下率超过30%时，稀稀拉拉地形成强固的剪切带，剪切带附近的应变增大，因此钢板内的应变分布不均匀。因退火时应变高的区域的铁素体粒径减小而使钢板内部的组织的均匀性降低。另外，粒径小的铁素体由于晶粒生长的驱动力高，所以其大小较强地受退火温度的影响，制造时的屈服强度的变动增大。因而，只要将每I道次的压下率规定为30%以下，就能够抑制生成强固的剪切带，可使钢板内的应变的蓄积均匀化。每I道次的压下率优选为25%以下，更优选为20%以下，进一步优选为15%以下，如此可使应变的蓄积更加均匀化。退火优选在连续热浸镀锌线中进行。下面就对此时的温度控制的限制进行说明。关于加热速度，可以在至少从600°C到后述的退火温度为止的温度范围规定为平均加热速度0. 5 6°C /秒,最好规定为0. 5 4°C /秒。作为平均加热速度，采用从退火温度减去600°C所得到的值除以从600°C到退火温度为止所用的时间(=(退火温度一6000C) / (从600°C到退火温度为止的所需时间))。在平均加热速度高的情况下，铁碳化物熔化的时间不足，钢板中的碳的分布不均匀。此外铁素体的再结晶也不充分，因而强度过大，强度延展性平衡降低。因而，将其上限的加热速度规定为6°C /秒、希望规定为4°C /秒。此外在加热速度低于0. 5°C /秒时，因铁素体的晶粒生长进展而不能期待细粒强化的效果，强度不足，此外过度地需要退火线长度，因此是不经济的，所以将下限规定为0.5°C /秒。关于退火，规定为在退火温度720V以上且在850°C或Ac3温度中较低的一方的温度以下的温度范围、希望在740以上且在800 °C或Ac3温度中较低的一方的温度以下的温度范围中保持IOs以上。在退火温度低于720°C时，奥氏体量不充分，抗拉强度低于780MPa，此外以马氏体为主相的低温相变相的硬度也增高，不能满足上述[I]的范围。因此，将下限规定为720°C。此外通过将退火温度的下限规定为740°C可确保充分的奥氏体分率，强度延展性平衡及拉伸凸缘成形性良好。另一方面，过度的高温加热不仅导致成本上升，在经济上不优选，而且诱发高温板材穿炉时的板形变差，或使辊的寿命降低的故障，因此将最高加热温度的上限规定为850°C或Ac3温度中较低的一方的温度。此外在退火温度超过850°C时，产生于钢板表面的氧化物被炉底辊拾起，有时它们在钢板上产生擦伤，发生凹痕疤。此外，在本发明中，通过添加Ti，即使在比Ac3温度低的低温下也能够再结晶，因而不需要提高到Ac3以上的温度(参照图I)。因而，希望将退火温度的上限规定为850°C或Ac3温度中较低的一方的温度，更希望规定为800°C或Ac3温度中较低的一方的温度。关于该温度区的热处理时间，为了熔化铁碳化物，需要10秒以上的热处理。在比该时间短时，不仅低温相变相的硬度变动增大，而且其粒径也过度地微细。另一方面，如果热处理时间超过600秒则导致成本上升，因此经济上是不优选的。关于冷却条件，规定为在至少从退火温度到650°C为止的温度范围以冷却速度50C /秒以上、希望以TC /秒以上进行冷却，在至少从600°C到500°C为止的温度范围以冷却速度3°c /秒以下、希望以2V /秒以下进行冷却。首先，通过加快从退火温度到650°C为止的温度范围的冷却速度，可抑制650°C以上的铁素体相变。推测通过使铁素体过冷,铁素体相变的核生成点增多,铁素体微细化,残存于其晶界的奥氏体的粒径也被微细化。如果将该冷却速度规定为低于5°C /秒，则在高温下产生铁素体相变，其结果是，不能满足上述[I]所示的对低温相变相的平均粒径的限制，拉伸凸缘性劣化。因此将下限规定为5°C /秒。通过将该冷却速度规定为7V /秒，能够稳定地得到微细化的低温相变相，因此希望将冷却速度规定为7V /秒以上。此外，之所以将从600°C到500°C为止的温度范围中的冷却速度规定为相对地低速，是因为可促进在该温度区产生的铁素体相变，使浓缩在奥氏体中的碳量均匀化。在该温度范围的平均冷却速度超过3°C /秒时，低温相变相的纳米硬度相对于铁素体的平均纳米硬度的比例不能满足上述[I]中的限制范围，因此将其上限规定为3°C /秒。希望在规定为20C /秒时，低温相变相的纳米硬度的变动减小，屈服强度的变动也减小。在按上述条件进行了冷却后，穿过热浸镀锌液，通过气体摩擦接触调整单位面积重量。根据情况，在其后通过合金化炉，进行使基底金属向镀锌层扩散的合金化处理。合金化炉的温度可根据生产线速度进行调整，只要选择合金化完成的温度就可以，该温度通常为460 600°C的范围。在460°C以下时合金化速度慢，生产性差。此外如果超过600°C则产生铁素体-珠光体相变,使特性恶化。然后，经由光整冷轧轧制及张力平整机等形状矫正工序，完成制品。光整冷轧的压下率优选0. I I. 5%的范围。在低于0. 1%时效果小，而且也难控制，因此其成为下限。如果超过I. 5%则生产性显著下降，因此将此作为上限。光整冷轧最好在线进行，但也可以离线进行。此外，可以只一次进行目标压下率的光整冷轧，也可以分几次进行。此外，也可以进行修整等。退火炉的形式可以使用NOF-RF形式或纯辐射管式炉形式等中的任一形式。此外，为了控制镀敷性也可以调整露点或气氛成分等。此外，也可以在连续热浸镀锌线前为改善镀敷性而实施电镀Ni等。此外，镀后为了赋予耐蚀性等特性也可以实施各种后处理。实施例接着，通过实施例对本发明进行详细说明。(实施例I)、
作为具有表I所示的化学成分的板坯采用符号A AQ，在表2所示的板坯加热温度、精轧温度下进行热轧，在通过水冷带水冷后，在表2所示的温度下进行卷取处理。精轧温度都在Ar3点以上。在将热轧板酸洗后进行冷轧，形成冷轧板。热轧板厚度、冷轧率及冷轧板厚度见表2。然后，用连续合金化热浸镀锌设备，实施热处理和热浸镀锌处理。关于实施热浸镀锌的钢板，按表2所示的从600°C到退火温度为止的平均加热速度、退火温度和保持时间、从退火温度到650°C为止的平均冷却速度、从600°C到500°C为止的平均冷却速度进行板材穿炉。在穿过镀锌液后直到室温为止都以10°C /秒的冷却速度冷却到室温，然后以0. 3%的压下率进行光整冷轧。此外，对按同一条件制造的冷轧钢板在同一条件下进行退火，在钢板穿过镀锌液后，使钢板穿过合金化炉，如此进行合金化处理。合金化处理温度根据生产线速度选择460°C 600°C的范围内的温度。在合金化处理后，直到室温为止都以10°C /秒的冷却速度冷却到室温，然后以0. 3 %的压下率进行光整冷轧。作为单位面积重量，两面都大约为50g / m2。对得到的热浸镀锌钢板进行拉伸试验，测定YS (屈服强度)、TS (抗拉强度)、El(延伸率)。再有，利用0. 2%补偿法(off-set method)测定了屈服强度。关于拉伸试验,从
1.4mm厚的钢板中在与轧制方向成直角的方向采取JIS 5号试验片，评价拉伸特性。根据这些测定值，对以下的各特性进行了评价，其结果见表2。[抗拉强度(应力)(TS)]关于抗拉强度，将780MPa以上时表示为〇，将低于780MPa时表示为X，结果见表2。[屈服比]关于屈服比，将0.7以下时表示为〇，将超过0.7时表示为X，结果见表2。只要在0.7以上就可以。[强度延展性平衡]求出强度延展性平衡(TSXE1 [MPa %])作为冲压成形性的指标，结果见表2。以下示出凡例。只要在14000以上就可以。◎ 16000 以上、〇15000以上且低于16000、A =14000 以上且低于 15000、X :低于 14000。[屈服强度的变动]接着，为了评价屈服强度的变动，使退火温度变化，制造了热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板。也就是说，对以下两种情况进行了试验，即将按同一成分铸造的板坯在同一热轧条件、冷轧条件制作成原板，在退火工序中使加热和冷却条件相同，使退火温度在720 800°C的范围内变动，在板穿过镀液后，在直到室温为止都以10°C /秒的冷却速度冷却到室温以后，以0. 3%的压下率进行光整冷轧的情况；和在实施了合金化处理后，在直到室温为止都以10°C /秒的冷却速度冷却到室温以后，以0. 3%的压下率进行光整冷轧的情 况。对这些钢板的拉伸特性进行了评价。此时，对720 730°C、730 740°C、740 750°C、750 760°C、760 770°C、770 780°C、780 790°C、790 800°C 中的各个范围，测定了
2点以上。希望最好为3点以上的测定数据。在本实施例中，采用多卷，各自使退火温度变化地进行了测定。也可以采用一卷，使退火温度变化地进行测定。以下示出屈服强度的变动的凡例。只要在60MPa以下就可以◎:将退火温度的范围规定为720 800°C时的屈服强度的最大值与最小值的差在40MPa以下、〇将退火温度的范围规定为720 800°C时的屈服强度的最大值与最小值的差超过40MPa且在60MPa以下、X :将退火温度的范围规定为720 800°C时的屈服强度的最大值与最小值的差超过60MPa的情况。其结果见表2。[低温相变相的平均粒径]关于显微组织，在研磨了板厚断面以后，利用L印era法进行腐蚀，以1000倍的倍率用金属显微镜进行了观察。在Lepera腐蚀中使软质的铁素体相着色，使硬质的低温相变相仍以白色残存。由此求出铁素体相的分率及低温相变相的平均粒径。关于平均粒径，采用长度为I. 5 的正方形的格子，通过点计数求出低温相变相的面积率。图2中示出该组织照片和格子。计算的点的数量为200点。此外，计算按点计数求出面积率的区域中所含的低温相变相的个数，从面积率和个数计算晶粒为圆形时的平均直径。其结果见表2。[强度扩孔平衡]强度扩孔平衡通过拉伸凸缘成形性进行了评价。关于拉伸凸缘成形性，通过钢铁联盟标准JFS T1001-1996中所示的扩孔试验，采用扩孔值\进行了评价。在此种情况下也求出强度-扩孔值平衡(TSX X [MPa- %])，作为拉伸凸缘成形性的指标，结果见表2。以下示出凡例。只要在20000以上就可以。◎ 24000 以上、〇22000以上且低于24000、A =20000 以上且低于 22000、X :低于 20000。[纳米硬度的变动]关于纳米硬度，按照JIS Z 2255中规定的超微小负荷硬度方法进行了测定，将其测定载荷规定为lmN。就平均纳米硬度进行了 100点的测定。关于铁素体硬度、低温相变相硬度，都在切断钢板研磨了该板厚断面后，通过电解腐蚀显现显微组织，通过SPM像的观察判别了铁素体相和低温相变相，测定了纳米硬度。关于低温相变相的纳米硬度的变动，根据低温相变相包含在铁素体相的平均硬度的I 5倍的范围内的比例进行了判定，其结果见表2。以下示出凡例。只要在80%以上就可以。◎ :100 %、〇90%以上且低于100%、A :80%以上且低于90%、X :低于 80%。[点焊性]
点焊性按以下条件进行了评价。电极(圆顶型):顶端直径emmet、加压力4. 3kN、焊接电流喷溅发生临前的电流(CE)kA及(CE + I. 5)kA、焊接时间15个循环、保持时间10个循环。焊接后，按照JIS Z 3137进行十字拉伸试验。将焊接电流为(CE) kA的焊接进行10次，将其中的最低值规定为CTS(CE)。与此相对应，将焊接电流为喷溅发生区域即(CE +
I.5) kA的焊接进行10次时的CTS的最低值规定为CTS (CE + I. 5)。通过这些值的比(=CTS (CE+1.5)/CTS (CE))按以下进行了评价。只要在0.7以上就可以。0:0. 8 以上、A :0. 7以上且低于0.8、X :低于 0.7。[镀敷性][合金化反应性]镀敷性、合金化反应分别按以下进行了评价。表示镀敷性的凡例如下。〇无镀不上、A :镀不上有一些、X :镀不上有多处。表示合金化反应性的凡例如下。〇表面外观无合金化不均、A :表面外观有一些合金化不均、X :表面外观有多处合金化不均。上述结果见表2。只要哪个都不为X就无问题。由汇总结果的表2得知本发明的所有钢板的成形性、焊接性、镀敷性都优良，材质变动小。(实施例2)作为具有表I所示的化学成分的板坯采用符号AR BA，与实施例I同样地按表2所示的制造条件制造合金化热浸镀锌钢板。再有，热轧时的精轧温度都为Ar3点以上。通过该实验研究了添加Sn对镀锌合金化的影响。作为评价方法，通过没有添加Sn的实验号码44、49，求出采用连续热浸镀锌线，在按表2所示的退火条件穿炉以后，穿过镀锌液，合金化充分产生的最低温度。然后，进行实验号码45 48、50 53，探索合金化充分产生的最低温度，求出与通过实验号码44、49求出的最低温度的差。其结果一并示于表2中。由此得知通过添加Sn可促进合金化。但是，在将Sn添加量规定为限制范围以上的实验号码48、53中，在热轧板发生疤痕。此外，还进行了实施例I中进行的其它评价，评价结果见表2所示。由此得知本发明的所有钢板的成形性、焊接性、镀敷性都优良，材质变动小。(实施例3)作为具有表I所不的化学成分的板还米用符号A、C、H,与实施例I同样地按表2所示的制造条件制造了热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板，进行与实施例I同样的评价。再有，热轧时的精轧温度都在Ar3点以上。通过该实验研究了钢板制造条件的影响。评价结果见表2。由此得知本发明的所有钢板的成形性、焊接性、镀敷性都优良，材质变动小。
权利要求
1.一种高强度热浸镀锌钢板，其特征在于 作为钢的成分，以质量％计含有，C :0· 05 O. 1%、Si 0. I I. 0%,Mn 2. O 2. 5%、Al 0. 02 O. 1%、Ti :0. 01 O. 05%,Cr 0. I I. 0%,Sn :0. 0010 ~ O. 1%, 剩余部分包含Fe及不可避免的杂质； 作为显微组织，铁素体相分率为70 90%、剩余部分为含有马氏体的低温相变相； 低温相变相的平均粒径为O. I I μ m ; 铁素体相与低温相变相的平均纳米硬度比为I. 5 3. O ; 低温相变相的纳米硬度在测定点的80%以上处于铁素体相的平均纳米硬度的I 5倍之内。
2.一种高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于在将具有权利要求I所述的钢成分的板坯加热至1000 1350°C后，在精轧温度Ar3以上热轧后，在600°C以下卷取，实施酸洗，以轧制率30 70%进行冷轧，然后在进行将720V以上且850°C或Ac3温度中的任一个较低的温度以下的温度作为退火温度的热处理时，在至少从600°C到退火温度为止的温度范围以O. 5°C /秒以上且6°C /秒以下的加热速度进行加热，在退火温度下保持10秒以上，然后在至少从退火温度到650°C为止的温度范围以5°C /秒以上的冷却速度进行冷却，进而在至少从600°C到500°C为止的温度范围以3°C /秒以下的冷却速度进行冷却，然后实施热浸镀锌或合金化热浸镀锌。
全文摘要
本发明提供一种制造时的材质变动小、成形性优良的高强度热浸镀锌钢板。通过取代添加Nb或B而控制Ti添加量，即使在连续退火工序中在一般的退火温度即720℃以上且在800℃或Ac3温度中的任一个较低的温度以下的温度范围即易退火温度区进行退火，也能够得到使再结晶、晶粒生长延迟的效果。此外，通过控制轧制及热处理条件，在铁素体和低温相变相的复合组织钢中，能够对铁素体相率、低温相变相的粒径、铁素体相与低温相变相的纳米硬度的平均值的比和低温相变相的硬度的变动进行控制，得到材质变动小、成形性优良的高强度热浸镀锌钢板。
文档编号C21D9/46GK102639738SQ201180004821
公开日2012年8月15日 申请日期2011年3月31日 优先权日2010年3月31日
发明者广渡淳, 楠见和久, 江口晴彦, 竹田健悟, 藤井慎太郎 申请人:新日本制铁株式会社