钢板、镀敷钢板和它们的制造方法

钢板、镀敷钢板和它们的制造方法
【专利摘要】本发明的钢板以质量％计，含有C：0.020％～0.080％、Si：0.01％～0.10％、Mn：0.80％～1.80％、Al：超过0.10％且低于0.40％，还含有合计为0.030％～0.100％的下述元素的两者：Nb：0.005％～0.095％、Ti：0.005％～0.095％，金属组织包含铁素体、贝氏体和其他的相，所述铁素体的面积率为80％～95％，所述贝氏体的面积率为5％～20％，所述其他的相的分数合计低于3％，抗拉强度为590MPa以上，作为疲劳强度相对于所述抗拉强度的疲劳强度比为0.45以上。
【专利说明】钢板、镀敷钢板和它们的制造方法

【技术领域】
[0001] 本发明涉及适合于汽车用钢板的用途、特别是适合于行驶部件的、疲劳特性、延展 性和扩孔性优良，进而冲击特性也优异的高强度钢板、镀敷钢板和它们的制造方法。
[0002] 本申请基于2012年2月17日在日本申请的专利申请2012-032591号要求优先权， 将其内容援引于本说明书中。

【背景技术】
[0003] 近年，汽车厂家中，为了应对2012年的欧洲的C02排放管制强化、2015年的日本燃 费管制强化、和欧洲的冲击管制强化等，以车身轻量化所带来的燃油效率提高和冲击安全 性提高为目的，正在快速推进使用钢材的高强度化。这样的高强度钢板被称为「高强度钢 (high tension)」，主要是抗拉强度为440?590MPa，进一步最近超过590MPa的薄钢板的订 单量有年年增加的倾向。
[0004] 其中，底盘架等的行驶部件，从其适用部位的观点来看，要求优异的疲劳特性，此 夕卜，从其部件形状的观点来看，要求优异的延展性和扩孔性。另一方面，行驶部件的主流通 常是板厚较厚的2. 0mm以上的热轧钢板，但现状是为了确保刚性，通过选定厚实的材料来 保证品质，与车身部件等相比，轻薄化的应对不够。因此，在推进行驶部件的轻薄化时，腐蚀 减薄余量变少，因此预想从现行的热轧钢板向防锈性高的热浸镀锌钢板的适用的动向会进 展下去。
[0005] -般地，如果疲劳强度除以抗拉强度得到的疲劳强度比为0. 45以上，则疲劳特性 被视为良好。另外，如果抗拉强度和总伸长率的积为17000MPa· %以上，则视为延展性良 好，抗拉强度为590MPa级的情况下如果扩孔率为80%以上，则视为扩孔性良好。另外，如果 屈服强度除以抗拉强度得到的屈服比为〇. 80以上，则视为耐冲击特性良好。
[0006] -般地，如果抗拉强度增加，则屈服强度也增加，因此延展性降低，进而延伸凸缘 成形性受损。以往，含有铁素体和马氏体的2相的双相（Dual Phase，DP)钢的情况下，虽 然延展性优异，但变得容易出现因在软质相的铁素体和硬质相的马氏体的界面附近的局部 的应变集中而导致的微裂纹的发生和发展，所以认为是对扩孔性不利的显微组织形态。因 此，要提高扩孔性，考虑显微组织间的硬度差越小越有利，认为具有像铁素体或贝氏体单相 钢那样的均一组织的钢板有优势，但另一方面因为延展性降低，所以以往使延展性和扩孔 性兼具是困难的。
[0007] 另一方面，一般地有抗拉强度上升则疲劳强度也上升的倾向，但成为更高强度的 材料则疲劳强度比下降。再者，疲劳强度比，是用钢板的疲劳强度除以抗拉强度求得的。钢 材的疲劳强度，一般是钢板最表层越硬化越提高，所以要得到优异的疲劳特性，钢板最表层 的硬化变得重要。
[0008] 截至目前为止，作为兼具扩孔性和延展性的高强度钢板，例如专利文献1中提出 了积极地添加了 A1，且积极添加了 Nb、Ti和V这样的碳氮化物形成元素的钢板。但是，专 利文献1中提出的钢板，需要大量地添加 A1到0. 4%以上，存在不仅需要较多合金成本，还 使焊接性劣化的课题。另外，没有涉及疲劳特性的记述，对于成为耐冲击特性的指标的屈服 比也没有公开。
[0009] 另外，专利文献2和3中，提出了积极地添加了 Nb和Ti的扩孔性优异的高强度钢 板。但是，专利文献2和3中提出的钢板，积极地添加了 Si，所以有镀敷润湿性差的课题。 另外，没有涉及疲劳特性的记述，对于成为耐冲击特性的指标的屈服比也没有公开。
[0010] 另外，专利文献4中，提出了积极地添加了 Nb和Ti的兼具疲劳特性和扩孔性的钢 板。但是，专利文献4中提出的钢板，以IF钢为基础，有抗拉强度为590MPa以上的高强度 化困难的课题。另外，对于成为耐冲击特性的指标的屈服比没有公开。
[0011] 另外，专利文献5中，提出了通过控制钢中的夹杂物来兼具疲劳特性和扩孔性的 高强度钢板。但是，专利文献5中提出的钢板，必须添加 La或Ce这样的稀有金属，不仅需 要较多合金成本，对于成为耐冲击特性的指标的屈服比也没有公开。
[0012] 另外，专利文献6中，提出了积极地添加了 Nb、Ti、Mo和V这样的碳氮化物形成 元素的扩孔性优异的钢板。但是，专利文献6中提出的钢板，铁素体的维氏硬度必须是 0. 3XTS+10以上。因为在本发明中设想的抗拉强度是590MPa级，所以铁素体的维氏硬度需 要至少是187Hv以上，设想需要添加大量的合金化元素（特别是C、Nb或Ti等的碳氮化物 形成元素，Si等的铁素体稳定化元素），使铁素体变硬，所以不仅需要较多合金成本，对于 成为耐冲击特性的指标的屈服比也没有公开。
[0013] 在先技术文献
[0014] 专利文献1:日本国特开2004-204326号公报
[0015] 专利文献2:日本国特开2004-225109号公报
[0016] 专利文献3:日本国特开2006-152341号公报
[0017] 专利文献4:日本国特开平7-090483号公报
[0018] 专利文献5:日本国特开2009-299136号公报
[0019] 专利文献6:日本国特开2006-161111号公报


【发明内容】

[0020] 本发明的课题是稳定而不损害生产率地提供疲劳特性、延展性和扩孔性、进而冲 击特性也优异的高强度钢板、镀敷钢板。
[0021] 本发明是为解决抗拉强度是590MPa以上的高强度钢板、镀敷钢板的疲劳特性的 提高及延展性-扩孔性平衡的提高这一课题，进行了研讨而得到的见解。即，通过积极地添 加合金元素量、特别是A1，进行Nb和Ti的添加量的最佳化，来使显微组织适宜化，且在退 火工序中，加热到最高加热温度后，冷却到适宜温度并保持，由此严密地控制铁素体中的渗 碳体的形态。并且，是基于下述见解而完成的，即通过退火后实施适当的表皮光轧使表层硬 化，由此可以制造具有与以往相比优异的疲劳特性、延展性和扩孔性，进一步具有优异的冲 击特性的钢板，其要旨如下。再者，作为本技术的对象的钢板在抗拉强度上本来没有上限， 但现实中抗拉强度超过980MPa较难。
[0022] (1)本发明的第一方式涉及的钢板，以质量％计，含有C:0. 020 %?0.080 %、 51:0.01%?0.10%、]?11:0.80%?1.80%、六1:超过0.10%且低于0.40%，并限制为 Ρ:0· 0100%以下、S:0. 0150%以下、Ν:0· 0100%以下，还含有合计为0· 030%?0· 100%的 下述元素的两者，Nb:0. 005%?0. 095%、Ti:0. 005%?0. 095%，余量由铁和不可避免的 杂质构成，金属组织包含铁素体、贝氏体和其他的相，上述其他的相，包含珠光体、残余奥氏 体和马氏体，上述铁素体的面积率为80%?95%，上述贝氏体的面积率为5%?20%，上 述其他的相的分数的合计低于3%，上述铁素体中的渗碳体的当量圆直径为0. 003 μ m? 0. 300 μ m，上述铁素体中的上述渗碳体的个数密度为0. 02个/ μ m2?0. 10个/ μ m2,抗拉 强度为590MPa以上，作为疲劳强度相对于上述抗拉强度的疲劳强度比为0. 45以上。
[0023] (2)根据上述⑴所述的钢板，也可以以质量％计，还含有Mo:0. 005%?1.000%、 W:0. 005 % ?1. 000 %、ν:0· 005 % ?1. 000 %、Β:0· 0005 % ?0· 0100 %、Ni:0. 05 % ? 1. 50%、Cu:0. 05%?1. 50%、Cr:0. 05%?1. 50%中的 1 种或 2 种以上。
[0024] (3)本发明的第二方式涉及的镀敷钢板，也可以在上述⑴或⑵所述的钢板的表 面设置有镀层。
[0025] (4)本发明的第三方式涉及的钢板的制造方法，也可以将热轧钢板酸洗后，升温至 600°C?Ac/C的温度范围内，将所述热轧钢板的温度在所述温度范围内的滞留时间设为10 秒?200秒而进行退火后，冷却到350°C?550°C，将所述热轧钢板的温度在350°C?550°C 的温度范围内的滞留时间保持为10秒?500秒后进行冷却，所述热轧钢板是在对具有上述 ⑴或（2)所记载的化学成分的钢片热轧时，加热至1150°C以上，在Ar 3°C以上的温度下完 成终轧，在400°C?600°C的温度区域卷取而成的。这里，Ar3°C和Ac/C是由以下的1式和 2式求得的Ar 3相变温度和ACl相变温度。
[0026] Ar3 = 910-325 X [C]+33X [Si]+287 X [P]+40X [Al]-92 ([Μη]+ [Mo]+ [Cu])-46 X (
[Cr] + [Ni]) · · · (1式）
[0027] ACl = 761. 3+212 [C]-45. 8 [Mn]+16. 7 [Si] · · · (2 式）
[0028] 其中，附带□的元素表示各元素的以质量％计的含量。
[0029] (5)根据上述⑷所述的钢板的制造方法，也可以对上述钢板实施伸长率为 0.4%?2.0%的表皮光轧。
[0030] (6)本发明的第四方式涉及的镀敷钢板的制造方法，也可以在上述⑷或（5)所记 载的退火后，冷却并保持之后，接着实施镀敷后进行冷却。
[0031] (7)根据上述（6)所述的镀敷钢板的制造方法，也可以实施上述镀敷后，在 450°C?600°C的温度范围进行10秒以上的热处理后冷却。
[0032] 根据本发明，能够提供抗拉强度为590MPa以上，屈服比高，疲劳特性和延展性-扩 孔性平衡优异，而且具有优异的冲击特性的高强度钢板、镀敷钢板，在产业上的贡献尤为显 著。进一步，本发明能够减少汽车用行驶部件的板厚，发挥对汽车车身的轻量化等的贡献大 这一尤为显著的效果。

【专利附图】

【附图说明】
[0033] 图1是表示碳氮化物平均当量圆直径、抗拉强度和总伸长率的积的关系的说明 图。
[0034] 图2是表示碳氮化物平均当量圆直径和扩孔率λ的关系的说明图。
[0035] 图3是表示碳氮化物平均当量圆直径和屈服比的关系的说明图。
[0036] 图4是表示碳氮化物平均当量圆直径和疲劳强度比的关系的说明图。
[0037] 图5是表示退火后的保持温度和铁素体中的渗碳体当量圆直径的关系的说明图。
[0038] 图6是表示退火后的保持温度和铁素体中的渗碳体个数密度的关系的说明图。
[0039] 图7是表示铁素体中的渗碳体当量圆直径和扩孔率λ的关系的说明图。
[0040] 图8是表示铁素体中的渗碳体个数密度和扩孔率λ的关系的说明图。

【具体实施方式】
[0041] 以下，对本发明进行详细说明。
[0042] 首先，对于本发明中钢成分的限定理由进行说明。
[0043] C是有助于抗拉强度和屈服强度的上升的元素，根据作为目标的强度级别添加适 量。另外，对于要得到贝氏体也有效。C量如果低于0.020%，则得到目标的抗拉强度和屈 服强度变得困难，所以下限设定为〇. 020%。另一方面，C量超过0. 080%，则导致延展性、扩 孔性、焊接性的劣化，所以上限设定为0. 080%。另外，要稳定地确保抗拉强度和屈服强度， C的下限也可以设定为0. 030%或0. 040%，C的上限也可以设定为0. 070%或0. 060%。
[0044] Si是脱氧元素，Si量的下限没有规定，但低于0. 01%时制造成本变高，所以优选 下限设定为〇.〇1 %。Si是铁素体稳定化元素。另外，Si有时会产生在实施热浸镀锌时的 镀敷润湿性降低和因合金化反应延迟造成的生产率降低的问题。因此，Si量的上限设定 为0. 10%。另外，要减少镀敷润湿性降低和生产率降低的问题，Si的下限也可以设定为 0· 020%、0· 030%或 0· 040%，Si 的上限也可以设定为 0· 090%、0· 080%或 0· 070%。
[0045] Μη作为有助于固溶强化的元素有增加强度的作用，而且对得到贝氏体也有效。 因此，Μη有必要含有0.80%以上。另一方面，Μη量超过1.80%，则导致扩孔性和焊接性 的劣化，所以设定1.80%为上限。另外，为了稳定地得到贝氏体，Μη的下限也可以设定为 0. 90%、1. 00%或 1. 10%，Μη 的上限也可以设定为 1. 70%、1. 60%或 1. 50%。
[0046] Ρ是杂质，偏析于晶界，因此导致钢板的韧性的降低和焊接性的劣化。此外，热浸 镀锌时合金化反应变得极慢，生产率降低。从这些观点来看，Ρ量的上限设定为〇. 0100%。 下限虽不特别限定，但因为Ρ是廉价地提高强度的元素，所以优选Ρ量为0. 0050%以上。为 了进一步提高韧性和焊接性，Ρ的上限也可以限制为0. 0090%或0. 0080%。
[0047] S是杂质，其含量超过0. 0150%，则诱发热裂纹，使加工性劣化，所以S量的上限设 定为0. 0150 %。下限虽不特别限定，但S从脱硫成本的观点来看，S量优选设定为0. 0010 % 以上。为了进一步减少热裂纹，S的上限也可以限制为0. 0100%或0. 0050%。
[0048] Α1是本发明中极为重要的元素。Α1与Si同样是铁素体稳定化元素，但不会降低 镀敷润湿性，是用于通过促进铁素体的生成来确保延展性的重要元素。为了得到其效果，A1 量有必要含有超过0. 10%。另外，即使过度添加 A1，不仅上述效果饱和，导致过剩的合金成 本的增加，还使焊接性劣化，所以其上限设定为0. 40%。另外，为了稳定地确保延展性，A1 的下限也可以设定为0. 15%、0. 20%或0. 25%，A1的上限也可以设定为0. 35%或0. 30%。
[0049] N为杂质，N量超过0.0100%，则韧性和延展性的劣化、钢片的裂纹产生变得显 著。再者，因为N与C同样地对抗拉强度和屈服强度的上升有效，所以也可以将上限设定为 0.0100 %积极地添加。
[0050] 此外，Nb和Ti在本发明中是极为重要的元素。这些元素形成碳氮化物，在制作提 高屈服强度，冲击特性优异的钢板时变得很有必要。这些元素各自析出强化不同，但通过 Nb、Ti的双方的合计含有0. 030%以上，如图1所示，抗拉强度TS和总伸长率El的积优异， 且可以得到590MPa以上的抗拉强度，进一步如图2所示，可以得到优异的扩孔性（扩孔率 入）。进一步如图3和4所示，也可以得到作为冲击特性的指标的屈服比为0. 80以上，作为 疲劳特性的指标的疲劳强度比为〇. 45以上。虽然希望疲劳强度比高，但是实际上超过0. 60 很难，所以0. 60为实际上的上限。再者，Nb和Ti通过复合添加来得到比单独添加的情况 更微细的碳氮化物，为了增加析出强度，复合添加这些元素变得重要。另外，Nb、Ti的双方 的合计的上限设定为0. 100%，是因为即使再多地添加，析出强化也有极限，不仅无法实质 地得到强度提高，还会如图1和2所示延展性和扩孔性降低。另外，为了稳定地确保抗拉强 度和总伸长率的积、扩孔性、屈服比、疲劳强度，Nb、Ti的双方的合计的下限也可以设定为 0. 032%、0. 035%或0. 040%，Nb、Ti的双方的合计的上限也可以设定为0. 080%、0. 060% 或 0· 050%。
[0051] Nb、Ti各自的下限设定为0.005%，是因为如果低于这个值，则碳氮化物的形成 少，提高屈服强度的效果不容易体现出来，而且无法得到更加微细的碳氮化物。另外，扩孔 性也降低。各自的上限根据Nb、Ti双方的合计上限而定。
[0052] Mo、W和V都是形成碳氮化物的元素，根据需要可以添加1种或2种以上。为了得 到强度提高的效果，优选分别将Mo:0. 005%以上、W:0. 005%以上、V:0. 005%以上设定为下 限进行添加。另一方面，过剩地添加会导致合金成本的增加，因此优选设定各自的上限为 Mo:l. 000% 以下、W:l. 000% 以下、V:l. 000% 以下。
[0053] B、Ni、Cu和Cr都是提高淬火性的元素，根据需要可以添加1种或2种以上。为 了得到强度提高的效果，优选分别将B: 0· 0005 %以上、Ni : 0· 05 %以上、Cu: 0· 05 %以上、 Cr:0. 05%以上设定为下限进行添加。另一方面，过剩地添加会导致合金成本的增加，因此 优选设定各自的上限为B:0. 0100%以下、Ni:l. 50%以下、Cu:l. 50%以下、Cr:l. 50%以下。
[0054] 含有以上化学成分的高强度钢板，以铁为主成分的余量在不损害本发明的特性的 范围，也可以含有因制造过程等不可避免地混入的杂质。
[0055] 接着，对于制造方法的限定理由进行说明。
[0056] 将具有上述成分组成的钢片加热到1150°C以上的温度。钢片可以是利用连铸设备 制造刚结束后的板坯，也可以利用电炉制造的。规定为1150°C以上的理由，是为了在钢材 中充分分解熔解碳氮化物形成元素和碳。由此，抗拉强度、抗拉强度和总伸长率的积、屈服 比、疲劳强度比变得良好。为了使析出碳氮化物熔解，优选设定为1200°C以上。但是，加热 温度超过1280°C在生成成本上不合适，所以优选以此为上限。
[0057] 热轧中的终轧温度，如果低于Ar3相变温度，则出现在表层的碳氮化物的析出和/ 或粒径的粗大化，为了防止因表层强度的降低变得显著而引起的疲劳特性的劣化，将此设 定为下限。终轧温度的上限虽无特别设定，但实质上1050°C左右为上限。
[0058] 这里，Ar3°C是由以下的1式求得的Ar3相变温度。
[0059] Ar3 = 910-325 X [C]+33X [Si]+287 X [P]+40X [Al]-92 ([Μη]+ [Mo]+ [Cu])-46 X (
[Cr] + [Ni]) · · · (1式）
[0060] 其中，附带□的元素，表示各元素的以质量％计的含量。
[0061] 终轧后的卷取温度，在本发明中是极为重要的制造条件。本发明中，通过将卷取温 度设定为600°C以下，抑制在热轧钢板的阶段的碳氮化物的析出很重要，通过至此为止的历 程不会损害本发明的特性。卷取温度超过600°C，会发生在热轧钢板的碳氮化物的析出，无 法充分得到退火后的析出强化，抗拉强度、屈服比、疲劳特性劣化，所以以此为上限。此外， 通过将卷取温度设定为600°C以下，可以得到贝氏体，因此对强度提高也有效。另外，卷取温 度低于400°C，则无法充分得到铁素体，导致延展性的降低，抗拉强度和总伸长率的积降低， 扩孔性也降低，所以以此为下限。
[0062] 本发明的钢板是以热轧钢板为母材的钢板，其后，采用常法酸洗，不实施通过串联 式轧制机等的冷轧而进行退火。但是，为了避免连续退火设备通过板时的蛇行等，以形状改 善为目的在退火前实施调质轧制（压下率〇、4?10%左右）的轧制也无妨。
[0063] 为了控制加热温度和加热时间，退火优选通过连续退火设备进行。退火时的最高 加热温度是本发明中极为重要的制造条件。最高加热温度的下限设定为600°C，上限设定 为ACl相变温度。最高加热温度低于600°C的情况下，退火中的碳氮化物的析出不充分，抗 拉强度和屈服强度降低，此外会导致疲劳强度的降低。另一方面，最高加热温度变得超过 ACl相变温度，则会发生碳氮化物的粗大化和从铁素体到奥氏体的相变，无法得到充分的析 出强化，所以以此为上限。
[0064] 这里，Ac/C是由以下的2式求得的ACl相变温度。
[0065] ACl = 761. 3+212 [C]-45. 8 [Μη]+16. 7 [Si] · · · (2 式）
[0066] 其中，附带□的元素表示各元素的以质量％计的含量。
[0067] 退火时在最高加热温度时的滞留时间是本发明中极为重要的制造条件。在 600°C?ACl相变温度的温度范围的钢板的滞留时间设定为10?200秒。这是因为钢板在 最高加热温度的滞留时间少于10秒，则碳氮化物的析出变得不充分，无法得到充分的析出 强化，导致抗拉强度和屈服强度降低，还导致疲劳强度的降低。另一方面，钢板在最高加热 温度的滞留时间变长，则不仅导致生产率降低，而且导致碳氮化物的粗大化，无法得到充分 的析出强化，导致抗拉强度和屈服强度的降低，还导致疲劳强度的降低，所以以200秒为上 限。
[0068] 在上述退火后冷却至350?550°C，钢板的温度在上述温度范围内的滞留时间保 持为10?500秒。在上述温度范围的保持在本发明中极为重要，通过在上述退火后保持在 350?550°C，可以尽可能地使微细的铁素体中的渗碳体析出，由此提高扩孔性。保持温度 超过550°C，则如图5所示，铁素体中的渗碳体粗大化，如图6所示，铁素体中的渗碳体个数 密度也增加，如图7和8所示，扩孔性劣化，所以上限设定为550°C。另外，即使保持温度低 于350°C，使铁素体中的渗碳体微细析出的效果也微弱，所以下限设定为350°C。另外，上述 温度范围内的滞留时间变得超过500秒，则铁素体中的渗碳体粗大化，个数密度也增加，扩 孔性劣化，所以上限设定为500秒。另外，上述温度范围内的滞留时间变得低于10秒，则无 法充分得到使铁素体中的渗碳体微细析出的效果，所以下限设定为10秒。上述的保持后， 将钢板冷却到常温。
[0069] 另外，退火后的冷却速度，通过采用水等冷介质的喷吹、送风、喷雾等的强制冷却 来适当控制即可。
[0070] 退火后的冷却后，实施热浸镀锌或合金化热浸镀锌的情况下，锌镀层的组成无特 别限定，在211以外根据需要添加？631、111、0、1%、？13、311、附等也无妨。再者，镀敷也可 以在与退火不同的工序中进行，但从生产率的观点来看，优选通过连续进行退火和冷却、镀 敷的、连续退火-热浸镀锌生产线来进行。不进行后述的合金化处理的情况，镀敷后将钢板 冷却到常温。
[0071] 进行合金化处理的情况下，优选在后述的镀敷后，在450?600°C的温度范围进 行，其后将钢板冷却至常温。这是因为低于450°C时，合金化不充分进行，另外，超过600°C 时，合金化过度进行，镀层脆化，有时诱发通过压制等的加工使镀层剥离等的问题。合金化 处理的时间低于10秒，则由于有时合金化不充分进行，所以优选设定为10秒以上。另外， 合金化处理的时间的上限虽无特定规定，但是从生产效率的观点来看，优选设定为100秒 以内。
[0072] 另外，从生产率的观点来看，优选在连续退火-热浸镀锌生产线连续设置合金化 处理炉，从而连续进行退火、冷却、镀敷和合金化处理、冷却。
[0073] 镀层虽在实施例上例示性地示出热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层，但是也包括电 镀锌层。
[0074] 表皮光轧在本发明中是极为重要的。表皮光轧不仅为了矫正形状和确保表面形 状，而且有通过使表层硬化来提高疲劳特性的效果，所以优选在伸长率〇. 4?2. 0%的范围 进行。表皮光轧的伸长率的下限设定为0.4%的理由，是因为如果低于0.4%，则无法得到 充分的表面粗度的改善和只在表层的加工硬化，疲劳特性不改善，所以以此为下限。另一方 面，进行超过2. 0%的表皮光轧，则钢板过于加工硬化而轧制成形性劣化，所以以此为上限。 [0075] 接着，对于金属组织进行说明。
[0076] 根据本发明得到的钢板的显微组织，主要包括铁素体和贝氏体。铁素体的面积 率低于80%，则贝氏体增加，无法得到充分的延展性，所以设定铁素体的面积率的下限为 80%以上。铁素体的面积率超过95%，则抗拉强度降低，所以将铁素体的面积率的上限设定 为95%以下。但是，铁素体中的渗碳体不作为面积换算。
[0077] 贝氏体有助于高强度化，另一方面如果过剩地存在则会导致延展性的降低，所以 下限设为5%，上限设定为20%。
[0078] 另外，作为其他的相，有珠光体、残余奥氏体和马氏体，它们的分数（面积率或体 积率）的合计为3%以上，则屈服强度降低，使屈服比上升至0. 80以上变得困难，所以珠光 体、残余奥氏体和马氏体的分数的合计设定为低于3%。
[0079] 显微组织，将与轧制方向平行的板厚截面作为观察面制取试料，研磨观察面，进行 硝酸酒精溶液蚀刻，并根据需要进行Lepera试剂蚀刻，通过光学显微镜观察即可。再者， 显微组织观察，对于从钢板的任意位置制取的样品，对板厚方向的1/4部以1000倍拍摄了 300X300 μ m的范围。可以通过对由光学显微镜得到的显微组织照片二值化为白和黑来进 行图像解析，将珠光体、贝氏体或马氏体中的任意1种或2种以上的面积率的合计量，作为 铁素体以外的相的面积率求得。残余奥氏体，虽然在光学显微镜下与马氏体的区别困难，但 可以通过X射线衍射法进行残余奥氏体的体积率的测定。再者，由显微组织求得的面积率 与体积率相同。
[0080] 铁素体中的渗碳体的形态在本发明中极为重要。铁素体中的渗碳体的当量圆直径 超过0.300 μ m，则变成扩孔试验时的裂纹起点的可能性变高，扩孔性劣化，所以上限设定为 0. 300 μ m。由于测定精度的状况，下限设定为0. 003 μ m。另外，上述当量圆直径的铁素体中 的渗碳体的个数密度超过〇. 10个/ μ m2,则铁素体中的渗碳体有可能变成扩孔试验时的裂 纹起点，所以扩孔性会劣化，因此上限设定为0. 10个/μ m2。将铁素体中的渗碳体的个数密 度设定为〇. 02个/ μ m2较困难，所以下限设定为0. 02个/ μ m2。再者，铁素体中的渗碳体 的当量圆直径和个数密度，对于从钢板的任意位置制取的样品，从板厚方向的1/4部抽出 作成复制品试料，采用透射型电子显微镜（TEM)，用10000倍观察在10X10 μ m的范围的铁 素体中的渗碳体，由100视场的观察结果确定。计数方法随机地选择100视场。
[0081] 各机械特性的试验方法如下所示。从制造后的钢板，将宽度方向（称为TD方向） 作为纵向，制取Jis Z 2201的5号抗拉试验片，依据JIS Z 2241，评价了 TD方向的抗拉特 性。另外，对于疲劳强度，依据JIS Z 2275,采用Schenck式平面弯曲疲劳试验机进行评价。 此时的应力负荷，采用双振，试验的振动频率是30Hz。再者，疲劳强度比根据上述的说明，是 将通过平面弯曲疲劳试验得到的1〇 7周期下的疲劳强度除以通过上述抗拉试验测定的抗拉 强度得到的值。另外，扩孔性依据日本钢铁联盟标准JFST1001进行了评价。将得到的各钢 板切成lOOmmX 100mm后，间隙为板厚的12%，打出直径10mm的孔后，采用内径为75mm的冲 模，在抑制为88. 2kN的折叠压力的状态下，用60°圆锥的冲头压入孔，测定龟裂发生临界 时的孔直径，由下式（3式）求得临界扩孔率[%]，由该临界扩孔率评价了扩孔性。
[0082] 临界扩孔率 λ [% ] = {(Df-DQ)/DQ}X100 · · · (3 式）
[0083] 这里，Df是龟裂发生时的孔径[mm]、D。是初期孔径[mm]。另外，镀敷密接性的评 价，依据Jis Η 0401，根据弯曲试验用目视评价了弯曲部分的镀敷皮膜的表面状态。
[0084] 实施例
[0085] 熔炼具有如表1所示的组成的钢，将铸造得到的钢片，以表2-1、表2-2所示的条 件，进行了钢板的制造。再者，表1的[一]，意指成分的分析值低于检测临界。另外，表1也 表示了 Ar3[°C ]和AcJO ]的计算值。
[0086] 从制造后的钢板，将宽度方向（称为TD方向）作为纵向，制取JIS Z 2201的5号 抗拉试验片，依据JIS Z 2241，评价了 TD方向的抗拉特性。另外，对于疲劳强度，依据JIS Z 2275,采用Schenck式平面弯曲疲劳试验机进行评价。此时的应力负荷，采用双振，试验 的振动频率是30Hz。再者，疲劳强度比根据上述的说明，是将通过平面弯曲疲劳试验得到的 1〇 7周期下的疲劳强度除以通过上述抗拉试验测定的抗拉强度得到的值。另外，扩孔性依据 日本钢铁联盟标准JFST1001进行了评价。将得到的各钢板切成lOOmmX 100mm后，间隙为 板厚的12%，打出直径10_的孔后，采用内径为75_的冲模，在抑制为88. 2kN的折叠压力 的状态下，用60°圆锥的冲头压入孔，测定龟裂发生临界时的孔直径，由下式（3式）求得临 界扩孔率[%]，由该临界扩孔率评价了扩孔性。
[0087] 临界扩孔率 λ [% ] = {(Df-D〇)/D。} X100 · · · (3 式）
[0088] 这里，Df是龟裂发生时的孔径[mm]、D。是初期孔径[mm]。另外，镀敷密接性的评 价，依据JIS Η 0401，根据弯曲试验用目视评价弯曲部分的镀敷皮膜的表面状态。
[0089] 钢板的板厚截面的显微组织观察，用上述的方法观察，贝氏体的面积率，作为铁素 体和其他的相以外的相的合计求得。
[0090] 结果示于表3-1、表3-2。再者，本发明中，作为疲劳特性的指标的疲劳强度比为 0.45以上，则评价为良好。另外，作为延展性的指标的抗拉强度TS[MPa]和总伸长率El[%] 的积，即TSXEl[MPa · % ]为17000[MPa · % ]以上，则评价为良好。另外，作为扩孔性的 指标的扩孔率λ [%]为80%以上，则评价为良好。另外，作为冲击特性的指标的屈服比为 0.80以上，则评价为良好。
[0091] 其结果，如表3-1、表3-2所示，通过将具有本发明的化学成分的钢在适当的条件 下进行热轧和退火，能够得到疲劳强度和冲击特性优异，延展性-扩孔性平衡优异的高强 度钢板、热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板。
[0092] 另一方面，钢No. M，由于C量多，延展性和扩孔性降低。
[0093] 另外，钢No. N，由于C量少，贝氏体的面积率变少，抗拉强度降低，屈服比、抗拉强 度与总伸长率的积降低。
[0094] 另外，钢No. 0,由于Si量多，贝氏体的面积率变少，抗拉强度降低，抗拉强度与总 伸长率的积降低。
[0095] 另外，钢No. P，由于Μη量少，贝氏体的面积率变少，抗拉强度降低，抗拉强度与总 伸长率的积降低。
[0096] 另外，钢No. Q，由于Μη量多，贝氏体的面积率变多，抗拉强度提高延展性降低，抗 拉强度与总伸长率的积降低，扩孔性也降低。
[0097] 另外，钢No. R，由于Α1量少，贝氏体的面积率变多，延展性降低，抗拉强度与总伸 长率的积降低，扩孔性也降低。
[0098] 另外，钢No. S，由于A1量多，贝氏体的面积率变少，抗拉强度降低，抗拉强度与总 伸长率的积降低。
[0099] 另外，钢No. T，由于Ti+Nb量少，抗拉强度降低，屈服比、抗拉强度与总伸长率的积 降低，疲劳强度和扩孔性也降低。
[0100] 另外，钢No. U，由于Ti量少，屈服比和扩孔性降低。
[0101] 另外，钢No. V，由于Ti量多，延展性降低，抗拉强度与总伸长率的积降低，扩孔性 也降低。
[0102] 另外，钢No. W，由于Nb量少，屈服比和扩孔性降低。
[0103] 另外，钢No. X，由于Nb量多，延展性降低，抗拉强度与总伸长率的积降低，扩孔性 也降低。
[0104] 另外，钢No. Y，由于Nb量没有添加，抗拉强度、屈服比和疲劳强度比降低。
[0105] 另外，钢No. Z，由于Ti+Nb量多，延展性降低，抗拉强度与总伸长率的积降低，扩孔 性也降低。
[0106] 另外，钢No. AA，由于Ti+Nb量多，延展性降低，抗拉强度与总伸长率的积降低，扩 孔性也降低。
[0107] 另外，制造 No. 3,由于热轧时的加热温度低，碳氮化物的析出强化少，抗拉强度降 低，抗拉强度与总伸长率的积降低，屈服比和疲劳强度也降低。
[0108] 另外，制造 No. 6,由于退火工序中的最高加热温度后，冷却后的保持温度低，铁素 体中的渗碳体粗大化，所以扩孔性降低。
[0109] 另外，制造 No. 9,由于退火工序中的最高加热温度后，冷却后的滞留时间短，所以 铁素体中的渗碳体粗大化，扩孔性降低。
[0110] 另外，制造 No. 12,热轧时的终轧温度低，钢板表层部软化，由此疲劳强度降低。
[0111] 另外，制造 No. 15,由于卷取温度高，碳氮化物的析出强化少，抗拉强度、屈服比和 疲劳强度比降低。
[0112] 另外，制造 No. 18,卷取温度低，贝氏体的面积率增加，延展性降低，抗拉强度与总 伸长率的积降低，扩孔性也降低。
[0113] 另外，制造 No. 21，由于退火时的最高加热温度高，碳氮化物的析出强化少，抗拉强 度、屈服比和疲劳强度比降低。
[0114] 另外，制造 No. 24,由于退火时的最高加热温度低，碳氮化物的析出强化少，抗拉强 度、屈服比和疲劳强度比降低。
[0115] 另外，制造 No. 27,由于在退火时的最高加热温度下的滞留时间短，碳氮化物的析 出强化少，抗拉强度、屈服比和疲劳强度比降低。
[0116] 另外，制造 No. 30,由于在退火时的最高加热温度下的滞留时间长，碳氮化物的析 出强化少，抗拉强度、屈服比和疲劳强度比降低。
[0117] 另外，制造 No. 31，由于在最高加热温度保持，冷却后的保持温度高，铁素体中的渗 碳体粗大化，个数密度也增加，所以扩孔性降低。
[0118] 另外，制造 No. 34,由于卷取温度高，铁素体变得过大，抗拉强度降低。
[0119] 另外，制造 No. 35,由于在最高加热温度保持，冷却后的等温滞留时间长，渗碳体粗 大化，个数密度也增加，所以扩孔性降低。
[0120] 另外，制造 No. 38,由于卷取温度低，出现大量的析出物，扩孔率低。
[0121]

【权利要求】
1. 一种钢板，其特征在于，以质量％计，含有 C :0. 020%?0. 080%、 Si :0· 01%?0· 10%、 Μη :0. 80%?1. 80%、 Α1 :超过0. 10%且低于0.40%，并限制为 Ρ :0. 0100% 以下、 S :0. 0150% 以下、 Ν :0. 0100%以下，还含有合计为0. 030%?0. 100%的下述元素的两者， Nb:0.005%? 0.095%、 Ti :0. 005%?0. 095%， 余量由铁和不可避免的杂质构成， 金属组织包含铁素体、贝氏体和其他的相， 所述其他的相，包含珠光体、残余奥氏体和马氏体， 所述铁素体的面积率为80%?95%， 所述贝氏体的面积率为5%?20%， 所述其他的相的分数的合计低于3%， 所述铁素体中的渗碳体的当量圆直径为〇. 003 μ m?0. 300 μ m， 所述铁素体中的所述渗碳体的个数密度为〇. 02个/ μ m2?0. 10个/ μ m2,抗拉强度为 590MPa 以上， 作为疲劳强度相对于所述抗拉强度的疲劳强度比为〇. 45以上。
2. 根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，以质量％计，还含有 Mo :0. 005%?1. 000%、 W :0. 005%?1. 000%、 V :0. 005%?1. 000%、 B :0· 0005%?0· 0100%、 Ni :0. 05%?1. 50%、 Cu :0. 05%?1. 50%、 Cr :0.05%?1.50%中的1种或2种以上。
3. -种镀敷钢板，其特征在于，在权利要求1或2所述的钢板的表面设置有镀层。
4. 一种钢板的制造方法，其特征在于，将热轧钢板酸洗后，升温至600°C?ACl°C的温 度范围内，将所述热轧钢板的温度在所述温度范围内的滞留时间设为10秒?200秒而进行 退火后，冷却到350°C?550°C，将所述热轧钢板的温度在350°C?550°C的温度范围内的滞 留时间保持为10秒?500秒后进行冷却，所述热轧钢板是在对具有权利要求1或2所记载 的化学成分的钢片热轧时，加热至1150°C以上，在Ar 3°C以上的温度下完成终轧，在400°C? 600°C的温度区域卷取而成的， 这里，Ar3°C和ACl°C是由以下的1式和2式求得的Ar3相变温度和A Cl相变温度， Ar3 = 910-325 X [C]+33X [Si]+287 X [P]+40X [Al]-92 ([Μη]+ [Mo]+ [Cu])-46 X ([Cr] + [Ni]) · · · (1式） ACl = 761. 3+212 [C]-45. 8 [Mn]+16. 7 [Si] · · · (2 式） 其中，附带□的元素表示各元素的以质量％计的含量。
5. 根据权利要求4所述的钢板的制造方法，其特征在于，对所述钢板实施伸长率为 0.4%?2.0%的表皮光轧。
6. -种镀敷钢板的制造方法，其特征在于，在权利要求4所记载的退火后，冷却并保持 之后，接着实施镀敷后进行冷却。
7. -种镀敷钢板的制造方法，其特征在于，在权利要求5所记载的退火后，冷却并保持 之后，接着实施镀敷后进行冷却。
8. 根据权利要求6或7所述的镀敷钢板的制造方法，其特征在于，实施所述镀敷后，在 450°C?600°C的温度范围进行10秒以上的热处理后冷却。
【文档编号】C21D9/46GK104114731SQ201380009034
【公开日】2014年10月22日 申请日期:2013年2月7日 优先权日:2012年2月17日
【发明者】田中博之, 林邦夫, 小川登志男, 后藤贡一, 中野和昭 申请人:新日铁住金株式会社