專利名稱：成形性和耐沖擊性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及主要適于汽車的結(jié)構(gòu)構(gòu)件的成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板、特別是涉及具有980MPa以上的拉伸強(qiáng)度TS、并且擴(kuò)孔性等成形性和以高速變形時(shí)的沖擊吸收性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
近年來，為了確保撞擊時(shí)的乘客的安全性和利用車身輕量化來改善燃油效率，正在積極進(jìn)行TS (拉伸強(qiáng)度)為980MPa以上、板厚較薄的高強(qiáng)度鋼板在汽車結(jié)構(gòu)構(gòu)件中的應(yīng)用。但是，通常，鋼板的高強(qiáng)度化與鋼板的擴(kuò)孔性等的降低有關(guān)，因此，期待兼具有高強(qiáng)度和優(yōu)良的成形性的鋼板。另外，由于伴隨鋼板的高強(qiáng)度化的延展性的降低，撞擊時(shí)的塑性變形能力受到損害，因此，引起能量吸收量的減少，因而，期待高速變形時(shí)的能量吸收能力的提聞。針對(duì)這樣的要求，例如，專利文獻(xiàn)I中提出了 TS為SOOMPa以上的成形性以及鍍層密合性優(yōu)良的高強(qiáng)度合金化熱鍍鋅鋼板，其中，在鋼板表層上具有合金化鋅鍍層，所述鋼板以質(zhì)量 % 計(jì)含有 C 0. 04 O. 1%、Si 0. 4 2. 0%、Mn : I. 5 3. 0%、B 0. 0005 O. 005%、P 彡 O. 1%、
4N〈Ti ( O. 05%,Nb ( O. 1%，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，合金化熱鍍鋅層中的Fe%為5 25%，并且鋼板的組織為鐵素體相與馬氏體相的混合組織。專利文獻(xiàn)2中提出了成形性良好的高強(qiáng)度合金化熱鍍鋅鋼板，其中，以質(zhì)量％計(jì)，含有 C 0. 05 O. 15%、Si 0. 3 I. 5%、Mn 1. 5 2. 8%、P 0. 03% 以下，S 0. 02% 以下，Al :O. 005^0. 5%、N :0. 0060%以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，還滿足(Mn%)/(C%)彡15并且(Si%)/(C%) >4，在鐵素體相中以體積率計(jì)含有:Γ20%的馬氏體相和殘留奧氏體相。專利文獻(xiàn)3中提出了擴(kuò)孔性優(yōu)良的低屈服比的高強(qiáng)度冷軋鋼板和高強(qiáng)度鍍覆鋼板，以質(zhì)量 % 計(jì)，含有 C 0. 04 O. 14%、Si 0. 4 2. 2%、Mn 1. 2 2. 4%、P 0. 02% 以下，S 0. 01%以下，Al 0. 002 O. 5%、Ti :0. 005 O. 1%、N :0. 006% 以下，還滿足(Ti%)/(S%)彡 5，余量由 Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，馬氏體相與殘留奧氏體相的體積率的合計(jì)為6%以上，并且在將馬氏體相、殘留奧氏體相以及貝氏體相的硬質(zhì)相組織的體積率設(shè)定為α %時(shí)，α ( 50000X {(Ti%)/48+(Nb%)/93+(Mo%)/96+(V%)/51}。專利文獻(xiàn)4中提出了成形時(shí)的鍍層密合性以及延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，在鋼板的表面上具有鍍層，其中，所述鋼板以質(zhì)量％計(jì)含有C :0. 00Γ0. 3%、Si :0. 0Γ2. 5%、Mn :0. 01 3%、Al :0. 001 4%，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，所述鍍層以質(zhì)量％計(jì)含有Al :0. 00Γ0. 5%、Mn 0. OOf 2%，余量由Zn及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，所述熱鍍鋅鋼板中，鋼的Si含有率X質(zhì)量％、鋼的Mn含有率Y質(zhì)量％、鋼的Al含有率Ζ質(zhì)量％、鍍層的Al含有率A質(zhì)量％、鍍層的Mn含有率Β質(zhì)量％，滿足O彡3- (Χ+Υ/10+Ζ/3)-12. 5 X (A-B)，鋼板的顯微組織，由以體積率計(jì)70、7%、且平均粒徑為20 μπι以下的鐵素體主相、和作為第二相的以體積率計(jì)3 30%的奧氏體相和/或馬氏體相由構(gòu)成，第二相的平均粒徑為10 μ m以下?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)I :日本特開平9-13147號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2 :日本特開平11-279691號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)3 :日本特開2002-69574號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)4 :日本特開2003-55751號(hào)公報(bào)

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問題
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但是，就專利文獻(xiàn)f 4所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板和高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板而言，在希望得到980MPa以上的TS時(shí)，不一定能夠得到優(yōu)良的擴(kuò)孔性等成形性。另外，對(duì)于撞擊時(shí)的能量吸收能力也未作任何考慮。本發(fā)明的目的在于，提供具有980MPa以上的TS、并且擴(kuò)孔性等成形性良好、并且高速變形時(shí)的能量吸收能力(耐沖擊性)優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。用于解決問題的方法本發(fā)明人對(duì)具有980MPa以上的TS、顯示良好的延展性和擴(kuò)孔性、并且撞擊時(shí)的能量吸收能力優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板反復(fù)進(jìn)行了深入的研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)如下要點(diǎn)。i)在以滿足特定的關(guān)系的方式使成分組成適當(dāng)化的基礎(chǔ)上，以30%以上的面積率單獨(dú)含有回火馬氏體相或者以總計(jì)30%以上的面積率含有回火馬氏體相與貝氏體相這兩種，并且使回火馬氏體相的最接近間距為 ο μ m以下，由此，能夠?qū)崿F(xiàn)980MPa以上的TS、良好的延展性和擴(kuò)孔性以及優(yōu)良的能量吸收能力。ii)這樣的顯微組織，通過如下步驟得到，即以5°C/秒以上的平均加熱速度加熱至Ac1相變點(diǎn)以上的溫度范圍后，以低于5°C /秒的平均加熱速度加熱至(Ac3-50)°C以上，接著，在(Ac3-50) V以上且(Ac3 + 50) V以下的溫度范圍內(nèi)均熱30 500秒，以3 30°C /秒的平均冷卻速度一次冷卻至600°C以下的溫度范圍，接著，實(shí)施熱鍍鋅后，在200°C ^400°C的溫度范圍以達(dá)到15°C /秒以下的平均冷卻速度的方式進(jìn)行二次冷卻。本發(fā)明基于上述見解，解決上述問題的本發(fā)明的手段如下。[I] 一種成形性和耐沖擊性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，成分組成為，以質(zhì)量 ％ 計(jì)，含有 C 0. 03 O. 13%、Si 1. 0 2· 0%、Mn 2. 4 3. 5%、P 0. 001 O. 05%、S O. 000Γ0. 01%, Al 0. ΟΟΓΟ. 1%、Ν :0. 0005 O. 01%,B :0. 0003 0. 01%，并且 C、Mn、B 的含量滿足下式(I)，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，組織為，以面積率計(jì)含有回火馬氏體相和貝氏體相總計(jì)30%以上(無貝氏體相時(shí)以面積率計(jì)含有回火馬氏體相30%以上)，并且回火馬氏體相的最接近間距為10 μπι以下，(%Mn) + 1000Χ (%B) ^ 35 X (%C)…(I)。[2]如[I]所述的成形性和耐沖擊性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述回火馬氏體相的平均粒徑為2. Ομ 以上。[3]如[I]或[2]所述的成形性和耐沖擊性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量%計(jì)，還含有選自Ti :0. 0005 0. 1%、Nb :0. 0005 0. 05%中的至少
一種元素。[4]如[1] [3]中任一項(xiàng)所述的成形性和耐沖擊性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計(jì)，還含有選自Cr :0. ΟΓ . 0%、Mo :0. ΟΓΙ. 0%、Ni O. 01 2. 0%、Cu 0. 01 2. 0%中的至少一種元素。[5]如[1Γ[4]中任一項(xiàng)所述的成形性和耐沖擊性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計(jì)，還含有Ca :0. ΟΟΓΟ. 005%。[6]如[1Γ[5[中任一項(xiàng)所述的成形性和耐沖擊性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板為高強(qiáng)度合金化熱鍍鋅鋼板。[7] 一種成形性和耐沖擊性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，將具有[1]、[3Γ[5]中任一項(xiàng)所述的成分組成的鋼板以5°C /秒以上的平均加熱速度加熱至Ac1相變點(diǎn)以上的溫度范圍后，以低于5°C /秒的平均加熱速度加熱至(Ac3-50) V以上，接著，在(Ac3-50) V以上且(Ac3 + 50) V以下的溫度范圍內(nèi)均熱30 500秒，以3 30°C /秒的平均冷卻速度一次冷卻至600°C以下的溫度范圍，接著，實(shí)施熱鍍鋅后，在200°C 400°C的 溫度范圍內(nèi)以達(dá)到15°C /秒以下的平均冷卻速度的方式進(jìn)行二次冷卻。[8]如[7]所述的成形性和耐沖擊性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在所述一次冷卻后、實(shí)施所述熱鍍鋅前，在30(T550°C的溫度范圍內(nèi)保持2(Γ150秒。[9]如[7]或[8]所述的成形性和耐沖擊性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在實(shí)施所述熱鍍鋅后、所述二次冷卻前，在45(T600°C的溫度范圍內(nèi)實(shí)施鋅鍍層的合金化處理。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，能夠制造具有980MPa以上的TS、并且擴(kuò)孔性等成形性良好、并且高速變形時(shí)的能量吸收能力優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板。通過將本發(fā)明的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板在汽車結(jié)構(gòu)構(gòu)件中應(yīng)用，能夠?qū)崿F(xiàn)更進(jìn)一步確保乘客的安全性以及由大幅的車身輕量化而帶來的燃油效率的改善。
具體實(shí)施例方式以下，對(duì)本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)說明。需要說明的是，表示成分元素的含量的“％”只要沒有特別說明，則是指“質(zhì)量％”。I)成分組成C 0. 03 O. 13%C是對(duì)鋼進(jìn)行強(qiáng)化方面非常重要的元素，具有高固溶強(qiáng)化能力，并且在利用由馬氏體相引起的組織強(qiáng)化時(shí)，是用于調(diào)節(jié)其面積率和硬度不可欠缺的元素。C量低于O. 03%時(shí)，難以得到必要的面積率的馬氏體相，并且馬氏體相不會(huì)發(fā)生硬質(zhì)化，因此，無法得到充分的強(qiáng)度。另一方面，C量超過O. 13%時(shí)，焊接性變差的同時(shí)，馬氏體相顯著硬化，并且抑制自回火作用，導(dǎo)致成形性、特別是擴(kuò)孔性的降低。因此，使C量為O. 03、. 13%。Si 1. 0^2. 0%Si是在本發(fā)明中極重要的元素，退火時(shí)，促進(jìn)鐵素體相變，并且將固溶C從鐵素體相向奧氏體相中排出，使鐵素體相潔凈化，提高延展性的同時(shí)，使奧氏體相穩(wěn)定化，因此，即使在難以進(jìn)行快速冷卻的連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線中進(jìn)行退火的情況下也生成馬氏體相，使復(fù)合組織化變?nèi)菀?。另外，Si使鐵素體相固溶強(qiáng)化，降低鐵素體相與馬氏體相的硬度差，抑制在其界面上的裂紋的生成，改善局部變形能力，有助于擴(kuò)孔性的提高。另外，在鐵素體相中固溶的Si，促進(jìn)加工硬化，提高延展性，并且改善在應(yīng)變集中的部位的應(yīng)變傳播性，使擴(kuò)孔性提高的同時(shí)，抑制高速變形時(shí)的局部的破壞。為了得到這樣的效果，需要使Si量為1.0%以上。另一方面，Si量超過2.0%時(shí)，效果飽和，并且表面性狀產(chǎn)生非常大的問題。因此，使Si量為I. 0 2· 0%。Mn 2. 4 3. 5%Mn對(duì)于防止鋼的熱脆化以及確保強(qiáng)度有效，并且使淬透性提高，使復(fù)合組織化變?nèi)菀?。而且，在退火時(shí)使未相變奧氏體相的比例增加，使其C濃度減少，使退火時(shí)的冷卻過程和熱鍍鋅處理后的冷卻過程中生成的馬氏體相的自回火容易發(fā)生，降低最終組織中的馬氏體相的硬度，抑制局部變形，大大有助于擴(kuò)孔性的提高。另外，Mn的添加使相變點(diǎn)降低，促進(jìn)加熱時(shí)向奧氏體的逆相變，使馬氏體相致密地分散。為了得到這樣的效果，需要使Mn量為2. 4%以上。另一方面，Mn量超過3. 5%時(shí)，顯著生成偏析層，導(dǎo)致成形性的劣化。因此， 使Mn量為2. 4 3. 5%οP 0. ΟΟΓΟ. 05%P是能夠根據(jù)期望的強(qiáng)度來添加的元素，另外，由于促進(jìn)鐵素體相變，因此是對(duì)復(fù)合組織化也有效的元素。為了得到這樣的效果，需要使P量為O.001%以上。另一方面，P量超過O. 05%時(shí)，導(dǎo)致焊接性的劣化，并且在對(duì)鍍鋅層進(jìn)行合金化處理的情況下，使合金化速度降低，損害鍍鋅層的品質(zhì)。因此，使P量為O. 00Γ0. 05%。S 0. ΟΟΟΓΟ. 01%S在晶界發(fā)生偏析，在熱加工時(shí)使鋼脆化，并且以硫化物的形式存在，使局部變形能力降低，因此，需要使其量為0. 01%以下，優(yōu)選使其為0. 003%以下，更優(yōu)選使其為0. 001%以下。但是，從生產(chǎn)技術(shù)上的制約出發(fā)，需要使S量為0.0001%以上。因此，使S量為0. 000Γ0. 01%、優(yōu)選使其為 0. 000Γ0. 003%、更優(yōu)選使其為 0. οοοΓο. 001%。Al 0. 00Γ0. 1%Al是對(duì)生成鐵素體相、提高強(qiáng)度-延展性平衡有效的元素。為了得到這樣的效果，需要使Al量為0.001%以上。另一方面，Al量超過0. 1%時(shí)，導(dǎo)致表面性狀的劣化。因此，使 Al 量為 0. 00Γ0. 1%。N 0. 0005 0. 01%N是使鋼的耐時(shí)效性劣化的元素。特別是N量超過0. 01%時(shí)，耐時(shí)效性的劣化變顯著。其量越少越優(yōu)選，從生產(chǎn)技術(shù)上的制約出發(fā)，需要使N量為0.0005%以上。因此，使N 量為 0. 0005 0. 01%。B 0. 0003 0. 01%B使淬透性提高，并且使復(fù)合組織化變?nèi)菀住２⑶?，抑制冷卻時(shí)的鐵素體和珠光體等的擴(kuò)散相變，使未相變奧氏體相的比例增加，使其C濃度減少，使退火時(shí)的冷卻過程和熱鍍鋅處理后的冷卻過程中生成的馬氏體相的自回火容易發(fā)生，降低最終組織中的馬氏體相的硬度，抑制局部變形，大大有助于擴(kuò)孔性的提高。為了得到這樣的效果，需要使B量為0.0003%以上。另一方面，B量超過0.01%時(shí)，導(dǎo)致延展性的降低。因此，使B量為0. 0003、. 01%。(%Mn) + 1000Χ (%B) ^ 35 X (%C)
回火馬氏體相主要是在熱鍍鋅后的二次冷卻的過程中通過與馬氏體相變同時(shí)發(fā)生回火的自回火而生成的，為了高效地產(chǎn)生回火馬氏體相，未相變奧氏體中的C濃度越小越優(yōu)選，以使Ms點(diǎn)上升。貝氏體相在均熱后的一次冷卻或者接著進(jìn)行的保持過程中生成，但為了高效地產(chǎn)生貝氏體相，C濃度越小越優(yōu)選，以使未相變奧氏體不穩(wěn)定。因此，為了以預(yù)定的百分率得到回火馬氏體相和貝氏體相，需要調(diào)節(jié)退火時(shí)的未相變奧氏體量和其中的C濃度。未相變奧氏體量可以通過用成分元素控制相變點(diǎn)來調(diào)節(jié)，但特別而言需要對(duì)影響大的Mn和B的添加量進(jìn)行嚴(yán)格控制。未相變奧氏體中的C濃度，除了依賴于向鋼中的添加量之外，由于C兀素具有在均熱時(shí)在未相變奧氏體中分配的傾向，因此，強(qiáng)烈依賴于未相變奧氏體量?？紤]到這些，為了在上述成分組成的范圍內(nèi)以預(yù)定的百分率得到回火馬氏體相和貝氏體相，需要將Mn、B、C的添加量控制在經(jīng)驗(yàn)性求得的下式的范圍內(nèi)。(%Mn) + 1000X (%B) ^ 35 X (%C)余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)，但由于以下的原因，優(yōu)選含有選自Ti : O. 0005 O. 1%、Nb 0. 0005 O. 05% 中的至少一種元素、選自 Cr 0. 01 I. 0%、Mo 0. 01 I. 0%、Ni 0. 01 2. 0%、Cu 0. 01 2. 0% 中的至少一種元素、Ca 0. 001 O. 005%。Ti 0. 0005 O. 1%Ti與C、S、N形成析出物，有效地有助于強(qiáng)度以及韌性的提高。另外，通過析出強(qiáng)化使鋼強(qiáng)化，因此，可以根據(jù)期望的強(qiáng)度添加。另外，在Ti與B同時(shí)含有的情況下，使N以TiN的形式析出，因此，抑制BN的析出，有效地顯示上述B的效果。為了得到這樣的效果，需要使Ti量為0.0005%以上。另一方面，Ti量超過O. 1%時(shí)，析出強(qiáng)化過度地進(jìn)行，導(dǎo)致延展性的降低。因此，使Ti量為O. 0005 O. 1%。Nb 0. 0005 O. 05%Nb由于通過析出強(qiáng)化而使鋼強(qiáng)化，因此，可以根據(jù)期望的強(qiáng)度添加。為了得到這樣的效果，需要添加Nb量O. 0005%以上。Nb量超過O. 05%時(shí)，析出強(qiáng)化過度地進(jìn)行，導(dǎo)致延展性的降低。因此，使Nb量為O. 0005 O. 05%。Cr 0. ΟΓ . 0%, Mo :0· θΓ . 0%、Ni :0· 0Γ2. 0%、Cu :0· 0Γ2. 0%Cr、Mo、Ni、Cu不僅作為固溶強(qiáng)化元素發(fā)揮作用，而且在退火時(shí)的冷卻過程中，使奧氏體相穩(wěn)定化，從而使復(fù)合組織化變?nèi)菀?。為了得到這樣的效果，需要使Cr量、Mo量、Ni量、Cu量分別為O. 01%以上。另一方面，Cr量超過I. 0%、Mo量超過I. 0%、Ni量超過2. 0%、Cu量超過2. 0%時(shí)，鍍覆性、成形性、點(diǎn)焊性變差。因此，使Cr量為O. ΟΓ . 0%、Μο量為O. θΓ . 0%、Ni 量為 O. OI 2. 0%、Cu 量為 O. OI 2. 0%。Ca 0. ΟΟΓΟ. 005%Ca使S以CaS的形式析出，抑制促進(jìn)裂紋的產(chǎn)生和傳播的MnS的生成，從而具有使擴(kuò)孔性提高的效果。為了得到這樣的效果，需要使Ca量為0.001%以上。另一方面，Ca量超過0. 005%時(shí)，該效果飽和。因此，使Ca量為0. 00Γ0. 005%。2)顯微組織回火馬氏體相與貝氏體相的總面積率(無貝氏體相時(shí)回火馬氏體相的面積率)30%以上在顯微組織中，為了實(shí)現(xiàn)980MPa以上的強(qiáng)度，含有馬氏體相。為了提高擴(kuò)孔性這樣的局部變形能力，并且提高高速變形時(shí)的應(yīng)變傳播性，馬氏體相需要含有比較軟質(zhì)的回火后的馬氏體相。即使將回火馬氏體的一部分置換成貝氏體也能夠同樣地得到上述效果。為了有效地發(fā)揮這些效果，需要使回火馬氏體相與貝氏體相在組織整體中所占的的總面積率為30%以上(無貝氏體相時(shí)使回火馬氏體相的面積率為30%以上)。馬氏體相也可以含有未回火的馬氏體相。需要說明的是，在含有回火馬氏體相和貝氏體相二者的情況下，從確保強(qiáng)度的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選回火馬氏體相在組織整體中所占的的比例為10%以上。在此所謂的未回火的馬氏體相，是與相變前的奧氏體相具有相同的化學(xué)組成的、具有使c過飽和地固溶的體心立方結(jié)構(gòu)的組織，是具有板條、方塊體(〃 ^ 'y卜)、塊等微觀結(jié)構(gòu)的高位錯(cuò)密度的硬質(zhì)相?；鼗瘃R氏體相是過飽和的固溶c從馬氏體相中以碳化物的形式析出的、保持母相的微觀結(jié)構(gòu)的位錯(cuò)密度高的鐵素體相。另外，回火馬氏體相無需根據(jù)用于得到其的熱歷史、例如淬火-回火或自回火等特別進(jìn)行區(qū)別。回火馬氏體相的最接近間距10μπι以下
即使回火馬氏體滿足上述面積率、但粗大并且疏散地分布的情況下，在與它們鄰接的異相的界面處的裂紋傳播容易進(jìn)行，特別是使高速變形下的延展性降低，不能得到充分的能量吸收能力。在回火馬氏體微小并且密集地分布的情況下，各回火馬氏體晶粒成為裂紋傳播的阻力，特別是使高速變形下的延展性上升，從而使能量吸收能力提高。為了充分地得到該效果，需要使回火馬氏體相的最接近間距為10 μπι以下?；鼗瘃R氏體相的平均粒徑2. Ομ 以上回火馬氏體相的粒徑過度微小時(shí)，局部的裂紋發(fā)生的起點(diǎn)成為高密度，從而容易使局部變形能力降低，因此，優(yōu)選使其平均粒徑為2. O μ m以上。需要說明的是，上述相以外的相優(yōu)選主要為鐵素體相。除此以外，即使包含殘留奧氏體相、珠光體相，也不會(huì)損害本發(fā)明的效果。在此，各相的面積率是各相的面積在觀察視野面積中所占的比例。在本發(fā)明這樣的鋼板中，由于在三維上組織均勻，因此，可以視為與體積率為相同值。關(guān)于這樣的各相的面積率、最接近間距和回火馬氏體相的平均粒徑，研磨鋼板的與軋制方向平行的板厚截面后，用3%硝酸乙醇腐蝕，通過SEM(掃描電子顯微鏡)以2000倍的倍率觀察10個(gè)視野，使用市售的圖像處理軟件(例如Media Cybernetics公司的Image-Pro)求出。對(duì)于未回火的馬氏體相與回火馬氏體相的辨別，可以通過硝酸乙醇腐蝕后的表面形態(tài)進(jìn)行。即，未回火的馬氏體相呈現(xiàn)平滑的表面，回火馬氏體相晶粒內(nèi)觀察到由腐蝕產(chǎn)生的結(jié)構(gòu)(凹凸)。通過該方法以晶粒單位鑒定未回火的馬氏體相與回火馬氏體相。具體而言，由通過SEM拍攝的顯微組織照片，鑒定回火馬氏體相和貝氏體相的相，通過圖像處理軟件，對(duì)各相分別進(jìn)行二值化處理，求出各個(gè)相的面積率。另外，關(guān)于回火馬氏體相的平均粒徑，導(dǎo)出各個(gè)晶粒的圓當(dāng)量直徑，求出它們的平均值?；鼗瘃R氏體相的最接近間距可以如下求出通過用回火馬氏體相的面積率除以各個(gè)回火馬氏體晶粒的面積率，求出單位體積的回火馬氏體晶粒的個(gè)數(shù)，計(jì)算回火馬氏體的每一個(gè)晶粒所占的平均的占有面積，取其立方根。即，通過下述式計(jì)算。Ltm= (dM/2) X (4 ii/3f)1/3Ltm :最接近間距
dM :回火馬氏體平均粒徑f:回火馬氏體面積率3)制造條件本發(fā)明的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，如上所述，例如通過如下方法制造，即將具有上述成分組成的鋼板以5°C /秒以上的平均加熱速度加熱至Ac1相變點(diǎn)以上的溫度范圍后，以低于5°C /秒的平均加熱速度加熱至(Ac3-50) V以上，接著，在(Ac3-50) V (Ac3 + 50) °〇的溫度范圍內(nèi)均熱3(Γ500秒，以3 30°C /秒的平均冷卻速度一次冷卻至600°C以下的溫度范圍，在此條件下退火后，實(shí)施熱鍍鋅，在200°C 400°C的溫度范圍內(nèi)以15°C /秒以下的平均冷卻速度進(jìn)行二次冷卻。
退火時(shí)的加熱條件I :以5°C /秒以上的平均加熱速度加熱至AcJg變點(diǎn)以上的溫度范圍通過以5°C /秒以上的平均加熱速度加熱至Acl相變點(diǎn)以上的溫度范圍，能夠抑制回復(fù)和再結(jié)晶鐵素體相的生成，同時(shí)引起奧氏體相變，因此，奧氏體相的比例增加，最終容易得到馬氏體相的預(yù)定的面積率。另外，由于能夠使馬氏體相均勻地分散，因此，能夠降低回火馬氏體相的最接近間距。其結(jié)果，能夠確保必要的強(qiáng)度，提高擴(kuò)孔性，同時(shí)提高高速變形下的吸收能量。在直到Ac1相變點(diǎn)的平均加熱速度低于5°C /秒的情況下和加熱溫度不足Ac1相變點(diǎn)的情況下，顯著進(jìn)行回復(fù)、再結(jié)晶，難以實(shí)現(xiàn)必要的回火馬氏體以及貝氏體的面積率和預(yù)定的回火馬氏體相的最接近間距。退火時(shí)的加熱條件2 以低于5°C /秒的平均加熱速度加熱至(Ac3_50) V以上為了實(shí)現(xiàn)預(yù)定的馬氏體相的面積率和粒徑，需要從加熱開始在均熱中使奧氏體相生長至適當(dāng)?shù)某叽?。但是，在高溫范圍?nèi)的平均加熱速度大的情況下，奧氏體相微小地分散，因此，各奧氏體相無法生長，難以在最終組織中以預(yù)定的面積率得到回火馬氏體相。因此，使向(Ac3-50)°C以上的高溫范圍的平均加熱速度低于5°C /秒。在加熱溫度低的情況下，即使降低加熱速度，未相變奧氏體也不會(huì)生長，因此，不能得到預(yù)定的回火馬氏體的面積率。因此，使加熱溫度為(Ac3-50)°C以上。退火時(shí)的均熱條件在(Ac3_50) °C以上且(Ac3 + 50) °〇以下的溫度范圍內(nèi)均熱30 500秒通過均熱時(shí)提高奧氏體相的比例，奧氏體相中的C量降低，Ms點(diǎn)上升，得到熱鍍鋅處理后的冷卻過程中的自回火效果，并且即使由于回火而馬氏體相的硬度降低，也能夠達(dá)到充分的強(qiáng)度，從而能夠得到980MPa以上的TS、優(yōu)良的擴(kuò)孔性以及高的高速變形時(shí)的吸收能量。但是，均熱溫度超過(Ac3+ 50) °C時(shí)，未相變奧氏體的結(jié)晶粒徑變粗大，不能滿足預(yù)定的最接近間距。另外，均熱時(shí)間不到30秒的情況下，未相變奧氏體不會(huì)充分生長，因此，不能得到預(yù)定的馬氏體相的面積率和粒徑。另一方面，均熱時(shí)間超過500秒的情況下，效果飽和，并且阻礙生產(chǎn)率。退火時(shí)的冷卻條件從均熱溫度開始以3 30°C /秒的平均冷卻速度冷卻(一次冷卻)至600°C以下的溫度范圍均熱后，需要從均熱溫度開始以3 30°C /秒的平均冷卻速度冷卻至600°C以下的溫度范圍(冷卻停止溫度)，這是由于，平均冷卻速度低于3°C/秒時(shí)，在冷卻中進(jìn)行鐵素體相變，得不到充分的面積率的未相變奧氏體相，此外，進(jìn)行C向未相變奧氏體相中的稠化，難以得到自回火效果，從而難以在最終組織中以規(guī)定的面積率和最接近間距得到回火馬氏體相，導(dǎo)致擴(kuò)孔性的降低和高速變形時(shí)的能量吸收能力的降低。平均冷卻速度超過30°C /秒時(shí)，抑制鐵素體相變的效果飽和，并且用一般的生產(chǎn)設(shè)備難以實(shí)現(xiàn)。另外，使冷卻停止溫度為600°C以下是由于，超過600°C時(shí)，冷卻中的鐵素體相的生成顯著，難以以預(yù)定的面積率得到回火馬氏體相和貝氏體相。退火后，在通常的條件下進(jìn)行熱鍍鋅處理，但之前，優(yōu)選進(jìn)行如下的熱處理。退火后的熱處理?xiàng)l件在30(T550°C的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行2(Tl50秒熱處理退火后，通過在30(T55(TC的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行2(Γ150秒熱處理，進(jìn)一步促進(jìn)由自回火引起的馬氏體相的硬度的降低，或通過出現(xiàn)貝氏體相，而更有效地降低各相之間的硬度差，從而能夠?qū)崿F(xiàn)擴(kuò)孔性以及高速變形時(shí)的能量吸收能力的進(jìn)一步改善。熱處理溫度低 于300°C的情況下、或熱處理時(shí)間低于20秒的情況下，這樣的效果小。另一方面，熱處理溫度超過550°C的情況下，進(jìn)行鐵素體相和珠光體相的相變，或C的稠化過量，阻礙馬氏體的自回火，因此，難以在最終組織中得到預(yù)定的回火馬氏體百分率。熱處理時(shí)間超過150秒的情況下，該效果飽和，并且阻礙生產(chǎn)率。熱鍍鋅后的冷卻條件在2000C ^400oC的溫度范圍內(nèi)以達(dá)到15°C /秒以下的平均冷卻速度的方式進(jìn)行冷卻(二次冷卻)實(shí)施熱鍍鋅后，需要在200°C 40(TC的溫度范圍內(nèi)以達(dá)到15°C /秒以下的平均冷卻速度的方式進(jìn)行二次冷卻，這是為了確保在發(fā)生自回火的溫度范圍內(nèi)的滯留時(shí)間。在超過400°C的溫度下，馬氏體相變并不充分發(fā)生，在低于200°C的溫度下元素的擴(kuò)散并不進(jìn)行，因此，即使使平均冷卻速度為15°C/秒以下，自回火也不能充分地進(jìn)行。另一方面，平均冷卻速度超過15°C /秒的情況下，即使發(fā)生馬氏體相變，也無法確保充分進(jìn)行自回火所需要的時(shí)間。另外，在實(shí)施鍍鋅層的合金化處理的情況下，在退火后不論是否進(jìn)行上述300^5500C的溫度范圍內(nèi)的熱處理，在實(shí)施熱鍍鋅處理后、二次冷卻前，均能夠在45(T600°C的溫度范圍內(nèi)對(duì)鋅鍍層實(shí)施合金化處理。通過在45(T600°C的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行合金化處理，鍍層中的Fe濃度達(dá)到8 12%，鍍層的密合性和涂裝后的耐腐蝕性提高。低于450°C時(shí)，合金化沒有充分地進(jìn)行，導(dǎo)致犧牲防腐蝕作用的降低和滑動(dòng)性的降低，超過600°C時(shí)，合金化過度進(jìn)行，粉化性降低。另外，大量生成鐵素體相和珠光體相等，無法實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度化。其他的制造方法的條件沒有特別限定，優(yōu)選在以下的條件下進(jìn)行。用于本發(fā)明的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的退火前的鋼板，通過將具有上述成分組成的鋼坯熱軋后，冷軋至期望的板厚來制造。另外，從生產(chǎn)率的觀點(diǎn)出發(fā)，高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板優(yōu)選通過能夠進(jìn)行熱鍍鋅前的退火、熱處理、熱鍍鋅、鍍鋅層的合金化處理等一系列的處理的連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線制造。對(duì)于鋼坯而言，為了防止宏觀偏析，優(yōu)選通過連鑄法制造，也可以通過鑄錠法、薄板坯鑄造法制造。對(duì)鋼坯進(jìn)行熱軋時(shí)，再加熱鋼坯，但為了防止軋制載荷的增大，優(yōu)選使加熱溫度為1150°C以上。另外，為了防止氧化皮損失的增大和燃料單位消耗量的增加，優(yōu)選使加熱溫度的上限為1300°C。熱軋通過粗軋和精軋進(jìn)行，但為了防止冷軋、退火后的成形性的降低，精軋優(yōu)選在Ar3相變點(diǎn)以上的精軋溫度下進(jìn)行。另外，為了防止由晶粒的粗大化引起的組織的不均勻和氧化皮缺陷的發(fā)生，優(yōu)選使精軋溫度為950°C以下。從防止氧化皮缺陷和確保良好的形狀性的觀點(diǎn)出發(fā)，熱軋后的鋼板優(yōu)選在50(T650°C的卷取溫度下卷取。對(duì)于卷取后的鋼板而言，在通過酸洗等除去氧化皮后，為了高效地生成多邊形鐵素體相，優(yōu)選以軋制率40%以上進(jìn)行冷軋。
熱鍍鋅中優(yōu)選使用含有O. 1(Γ0. 20%的Al量的鍍鋅浴。另外，鍍覆后，為了調(diào)節(jié)鍍層的單位面積克重，可以進(jìn)行擦拭。實(shí)施例將表I所示的成分組成的鋼No. Al通過真空熔爐進(jìn)行熔煉，通過開坯軋制形成薄板坯。將這些薄板坯加熱至1200°C后，在85(T920°C (Ar3相變點(diǎn)以上)的精軋溫度下進(jìn)行熱軋，進(jìn)行600°C的卷取處理。接著，酸洗后，以軋制率50%冷軋至表2所示的板厚，用紅外加熱爐在表2所示的退火條件下退火后，實(shí)施一次冷卻，對(duì)于一部分鋼板，在表2所示的條件下實(shí)施熱處理后，在含有O. 13%的Al的475 V的鍍鋅浴中浸潰3秒，形成附著量45g/m2的鍍鋅層，在表2所示的溫度下進(jìn)行合金化處理，接著，在200°C 400°C的溫度范圍內(nèi)以達(dá)到表2所示的平均冷卻速度的方式實(shí)施二次冷卻，制作鍍鋅鋼板No.廣23。需要說明的是，如表2所示，對(duì)一部分鍍鋅鋼板沒有進(jìn)行合金化處理。表I(質(zhì)量％)
權(quán)利要求
1.一種成形性和耐沖擊性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，成分組成為，以質(zhì)量 ％ 計(jì)，含有 C 0. 03 O. 13%、Si 1. 0 2· 0%、Mn 2. 4 3. 5%、P 0. 001 O. 05%、S O.000Γ0. 01%、Al 0. ΟΟΓΟ. 1%、Ν :0. 0005 0. 01%、B :0. 0003 0. 01%，并且 C、Mn、B 的含量滿足下式(I)，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，組織為，以面積率計(jì)含有回火馬氏體相和貝氏體相總計(jì)30%以上，無貝氏體相時(shí)以面積率計(jì)含有回火馬氏體相30%以上，并且回火馬氏體相的最接近間距為10 μ m以下，(%Mn) + 1000X (%B) ^ 35 X (%C)…(I)。
2.如權(quán)利要求I所述的成形性和耐沖擊性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述回火馬氏體相的平均粒徑為2. Ομ 以上。
3.如權(quán)利要求I或2所述的成形性和耐沖擊性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計(jì)，還含有選自Ti :0. 0005、. l%、Nb 0. 0005、. 05%中的至少一種 元素。
4.如權(quán)利要求廣3中任一項(xiàng)所述的成形性和耐沖擊性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計(jì)，還含有選自Cr :0. ΟΓ . 0%、Mo :0. θΓ . 0%、Ni 0.01 2. 0%、Cu 0. 01 2. 0%中的至少一種元素。
5.如權(quán)利要求Γ4中任一項(xiàng)所述的成形性和耐沖擊性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計(jì)，還含有Ca :0. 00Γ0. 005%。
6.如權(quán)利要求Γ5中任一項(xiàng)所述的成形性和耐沖擊性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板為高強(qiáng)度合金化熱鍍鋅鋼板。
7.一種成形性和耐沖擊性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，將具有權(quán)利要求1、3飛中任一項(xiàng)所述的成分組成的鋼板以5°C /秒以上的平均加熱速度加熱至Ac1相變點(diǎn)以上的溫度范圍后，以低于5°C /秒的平均加熱速度加熱至(Ac3-50) V以上，接著，在(Ac3-50) V以上且(Ac3 + 50) V以下的溫度范圍內(nèi)均熱30 500秒，以3 30°C /秒的平均冷卻速度一次冷卻至600°C以下的溫度范圍，接著，實(shí)施熱鍍鋅后，在200°C 400°C的溫度范圍內(nèi)以達(dá)到15°C /秒以下的平均冷卻速度的方式進(jìn)行二次冷卻。
8.如權(quán)利要求7所述的成形性和耐沖擊性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在所述一次冷卻后、實(shí)施所述熱鍍鋅前，在30(T550°C的溫度范圍內(nèi)保持2(Γ150秒。
9.如權(quán)利要求7或8所述的成形性和耐沖擊性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在實(shí)施所述熱鍍鋅后、所述二次冷卻前，在45(T600°C的溫度范圍內(nèi)實(shí)施鋅鍍層的合金化處理。
全文摘要
本發(fā)明提供TS為980MPa以上、擴(kuò)孔性等成形性良好、并且高速變形時(shí)的能量吸收能力優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。一種高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，成分組成為，以質(zhì)量%計(jì)，含有C0.03~0.13%、Si1.0~2.0%、Mn2.4~3.5%、P0.001~0.05%、S0.0001~0.01%、Al0.001~0.1%、N0.0005~0.01%、B0.0003~0.01%，并且C、Mn、B的含量滿足下式(1)，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，組織為，以面積率計(jì)含有回火馬氏體相和貝氏體相總計(jì)30%以上，無貝氏體相時(shí)以面積率計(jì)含有回火馬氏體相30%以上，并且回火馬氏體相的最接近間距為10μm以下。(%Mn)＋1000×(%B)≥35×(%C)…(1)。
文檔編號(hào)C22C38/06GK102859018SQ20118001941
公開日2013年1月2日 申請(qǐng)日期2011年4月11日 優(yōu)先權(quán)日2010年4月16日
發(fā)明者金子真次郎, 中垣內(nèi)達(dá)也, 長谷川寬, 長瀧康伸 申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社