加工性和點焊性優良的高強度熱鍍鋅鋼板及其製造方法

2023-08-07 01:55:46 1

專利名稱：加工性和點焊性優良的高強度熱鍍鋅鋼板及其製造方法
技術領域：
本發明涉及適合作為在汽車、電氣等產業領域使用的部件的、加工性和點焊性優良的高強度熱鍍鋅鋼板及其製造方法。
背景技術：
近年來，從保護地球環境的觀點出發，提高汽車的燃料效率已成為重要的課題。隨之而來，通過車身材料的高強度化來實現薄壁化、並且欲使車身本身輕量化的動向日益活躍。但是，鋼板的高強度化會導致延展性的降低，即導致成形加工性的降低。因此，現狀是期望開發兼具高強度和高加工性的材料。
另外，在將高強度鋼板成形加工成汽車部件之類的複雜形狀時，在脹形部位和延伸凸緣部位產生裂紋和頸縮成為嚴重的問題。因此，還需要能夠克服產生裂紋和頸縮的問題的、兼顧高延展性和高擴孔性的高強度鋼板。對於高強度鋼板的成形性提高，迄今為止已開發了鐵素體-馬氏體雙相鋼(Dual-Phase鋼)、利用殘餘奧氏體的相變誘發塑性(Transformation InducedPlasticity)的TRIP鋼等各種複合組織型高強度熱鍍鋅鋼板。例如，在專利文獻I中，提出了通過規定化學成分並規定殘餘奧氏體和馬氏體的體積率以及其製造方法而得到的延展性優良的鋼板。另外，在專利文獻2中，提出了通過規定化學成分並規定其特殊的製造方法而得到的延展性優良的鋼板。在專利文獻3中，提出了通過規定化學成分並規定鐵素體、貝氏體鐵素體和殘餘奧氏體的體積率而得到的延展性優良的鋼板。但是，在專利文獻f 3的技術中，由於以提高高強度薄鋼板的延展性為主要目的，因此，對於延伸凸緣性(擴孔性)未進行充分考慮，因此，存在衝壓成形中的部件形狀的適用範圍受到限定的問題。而且，為了實現期望的強度和加工性，需要添加大量的合金元素，因而存在如下傾嚮導致以點焊部的熔融部的硬質化、焊接熱影響部(HAZ部)的軟化、熔融部凝固時的脆化等為主要原因的焊接部強度的降低。另一方面，對於點焊性而言，例如，在專利文獻4中，提出了通過組織控制和Mo的微量添加來改善點焊性的高強度冷軋鋼板，在專利文獻5中，提出了通過添加析出強化元素而兼顧加工性和點焊性的鋼板，在專利文獻6中，提出了通過降低複合組織鋼板中Si、P的添加量來改善點焊性的鋼板。在專利文獻4中，提出了通過添加Mo來抑制點焊時的裂紋和空孔等焊接缺陷的技術，但僅進行了拉伸剪切強度的研究，而對高強度材料中容易成為問題的十字拉伸強度(延性比)未進行充分研究。在專利文獻5中，提出了如下技術利用碳化物和氮化物使鐵素體析出強化而確保強度，抑制C、Si、Mn的添加量，以在進行鏨子檢查時在熔核內不產生裂紋，但是，即使能夠應對實施焊接時的檢查，但並未考慮到實際應用上的點焊部強度。在專利文獻6中，僅研究了汙潰的產生和拉伸試驗的斷裂形態，不僅沒有考慮到實際應用上的點焊部強度，而且限定於熱軋工藝中的製造。現有技術文獻專利文獻專利文獻I :日本特開2001-140022號公報專利文獻2 :日本特開平4-26744號公報專利文獻3 :日本特開2007-182625號公報專利文獻4 :日本特開2001-152287號公報專利文獻5 :日本特開2002-80931號公報專利文獻6 :日本特開2001-279377號公報

發明內容
發明所要解決的問題鑑於上述情況，本發明的目的在於提供具有高強度(540MPa以上的拉伸強度TS)、且加工性(高延展性和高擴孔性)和點焊性優良的高強度熱鍍鋅鋼板及其製造方法。首先，對作為該發明的根據的實驗事實進行說明。將具有以質量％計在C為0. 04 0. 16%、Si為0. Tl. 3%、Mn為I. 5 I. 6%、P為
0.01 0. 02%、S 為 0. 002 0. 003%、Al 為 0. 02 0. 03%、N 為 0. 0025 0. 0035% 的範圍內主要使C添加量、Si添加量進行各種變化而得到的成分組成的鋼以實驗室規模進行熔煉，將得到的鋼水加熱到1200°c後，在870°C的終軋溫度下進行熱軋，直至板厚3. 2mm,在520°C的爐中保持I小時，然後進行爐冷。酸洗後，實施冷軋，使板厚達到I. 4mm，製造冷軋鋼板。接著，在825°C下進行120秒的退火處理，在冷卻到520°C後持續保持60秒。接著，將得到的冷軋鋼板浸潰到熱鍍鋅浴中實施鍍覆，然後，在550°C下施加15秒的合金化處理，從而製作熱鍍鋅鋼板。對於所得到的鋼板，在使截面熔核直徑達到5. Omm的焊接條件下實施兩片重疊的點焊，測定剪切拉伸強度和十字拉伸強度，從而評價延性比(十字拉伸強度/剪切拉伸強度)。點焊的實施和評價依據日本焊接協會(JWES)標準的WES7301來進行。結果發現，如圖I所示，C添加量與Si添加量之積在0. 20以下的範圍時顯示出高延性比,從而顯著提高點焊性。為了得到具有高強度(540MPa以上的拉伸強度TS)、且加工性(高延展性和高擴孔性)和點焊性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，本發明人進一步反覆進行了深入研究，結果發現以下的內容。將C、Si、Mn的添加量控制在優化範圍內，並且適當地調節鐵素體相的百分率(面積率)和第二相的組織形態，而且將C添加量與Si添加量之積控制在特定的範圍內，由此，能夠在不損害點焊性的情況下實現高強度和加工性(延展性和擴孔性)的提高。
本發明基於以上見解而完成，其主旨如下。(I) 一種加工性和點焊性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特徵在於，作為成分組成，以質量％計，含有c :0. 04%以上且0. 10%以下、Si :0. 7%以上且2. 3%以下、Mn :0. 8%以上且2. 0%以下、P :0. 03%以下、S :0. 003%以下、Al :0. 1%以下、N :0. 008%以下，且滿足[c%] X [Si%] ^ 0. 20( [C%]、[Si%]表示C、Si的含量(質量%))，餘量由鐵及不可避免的雜質構成，作為組織，以面積率計，具有75%以上的鐵素體相、1%以上的貝氏體鐵素體相和1%以上且10%以下的珠光體相，而且馬氏體相的面積率低於5%，並且，滿足馬氏體面積率/ (貝氏體鐵素體面積率十珠光體面積率)< 0. 6。(2)如⑴所述的加工性和點焊性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特徵在於，作為成分組成，以質量％計還含有選自Cr :0. 05%以上且I. 0%以下、V :0. 005%以上且0. 5%以下、Mo :0. 005% 以上且 0. 5% 以下、B :0. 0003% 以上且 0. 0050% 以下、Ni :0. 05% 以上且 I. 0% 以下、Cu :0. 05%以上且I. 0%以下中的至少一種元素。(3)如⑴或⑵所述的加工性和點焊性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特徵在於，作為成分組成，以質量％計還含有選自Ti :0. 01%以上且0. 1%以下、Nb :0. 01%以上且0. 1%以下中的至少一種元素。
(4)如(1) (3)中任一項所述的加工性和點焊性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特徵在於，作為成分組成，以質量％計還含有選自Ta :0. 001%以上且0. 010%以下、Sn :0. 002%以上且0. 2%以下中的至少一種元素。(5)如(1) (4)中任一項所述的加工性和點焊性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特徵在於，作為成分組成，以質量％計還含有Sb :0. 002%以上且0. 2%以下。(6) 一種加工性和點焊性優良的高強度熱鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於，對具有ar(5)中任一項所述的成分組成的鋼坯進行熱軋、酸洗，並根據需要進行冷軋，然後，以5°C /s以上的平均加熱速度加熱至650°C以上的溫度範圍，在75(T900°C的溫度範圍內保持15 600s，冷卻後，在45(T550°C的溫度範圍內保持l(T200s，接著，在實施熱鍍鋅後，在50(T60(TC的溫度範圍內在滿足下式的條件下實施鋅鍍層的合金化處理， OK exp [200/ (400-T) ] X In (t)彡 I. 0其中，T :平均保持溫度(°C ), t :保持時間(S)。發明效果根據本發明，能夠製造具有高強度(540MPa以上的拉伸強度TS)、且加工性(高延展性和高擴孔性)和點焊性優良的高強度熱鍍鋅鋼板。通過將本發明的高強度熱鍍鋅鋼板應用於例如汽車的結構構件，能夠進一步確保乘務人員的安全性、利用大幅度的車身輕量化而改善燃料效率。


圖I是表示延性比與C添加量與Si添加量之積的關係的圖。
具體實施例方式下面，對本發明的詳細情況進行說明。需要說明的是，表示成分元素的含量的「％」在沒有特別說明的情況下表示「質量％」。I)成分組成C :0. 04% 以上且 0. 10% 以下C是對鋼進行強化時的重要元素，也是具有高固溶強化能力並且為了在利用組織強化時調節其面積率和硬度而必不可少的元素。在C量低於0. 04%時，難以得到需要的強化能力。另一方面，在C量超過0. 10%時，焊接性變差，並且馬氏體等低溫相變相顯著硬化而導致成形性、尤其是擴孔性降低。因此，使C量為0. 04、. 10%。Si :0. 7% 以上且 2. 3% 以下
Si在促進鐵素體生成的同時，提高鐵素體相的加工硬化能力而提高延展性。另外，Si是對固溶強化有效的元素，對提高強度有效。為了得到這些效果，需要添加0. 7%以上。但是，超過2. 3%的Si的過量添加會引起表面性狀的劣化和鍍層密合性的降低。因此，使Si為0. 7%以上且2. 3%以下。優選為I. 2%以上且I. 8%以下。[C%] X [Si%] ( 0. 20在本發明中，複合控制C和Si的添加量是極其重要的。C和Si都具有如下作用使點焊時的熔融部的硬度上升，促進熔融部與母材部之間的應力集中而使焊接部強度降低。尤其是在複合添加這兩種元素時，該效果協同性地發揮作用，在超過某特定的值時，焊接部強度極端降低。因此，使C添加量(%)與Si添加量(%)之積為0. 20以下。Mn :0. 8% 以上且 2. 0% 以下Mn是對鋼的強化有效的元素。另外，Mn是使奧氏體穩定的元素，並且是調節第二相的百分率必需的元素。因此，需要添加0.8%以上的Mn。另一方面，在超過2.0%而過量 添加時，第二相中的馬氏體面積率增加，從而難以確保材質穩定性。另外，近年來，Mn的合金成本急劇上漲，因此，還是導致成本增加的主要原因。因此，使Mn為0. 8%以上且2. 0%以下。優選為I. 0%以上且I. 8%以下。P :0. 03% 以下P是對鋼的強化有效的元素，但超過0. 03%而過量添加時，由於晶界偏析而引起脆化，從而使耐衝擊性變差，並且，使焊接時的凝固裂紋變得嚴重，從而使焊接強度降低。因此，使P為0. 03%以下。優選為0. 02%以下，更優選為0. 01%以下。S :0. 003% 以下S在晶界偏析而在熱加工時使鋼脆化，並且，以硫化物的形式存在而使局部變形能力降低。進而，使焊接時的凝固裂紋變得嚴重，從而使焊接強度降低。因此，使S為0.003%以下。優選為0. 002%以下，更優選為0. 001%以下。Al :0. 1% 以下Al為鐵素體生成元素，是對控制製造時的鐵素體生成量有效的元素。但是，Al的過量添加會使煉鋼時的鋼坯質量變差。因此，使Al為0. 1%以下。N :0. 008% 以下N是使鋼的耐時效性最大程度地劣化的元素，越少越優選，在超過0. 008%時，耐時效性的劣化變得顯著。因此，使N為0. 008%以下。餘量為Fe及不可避免的雜質。但是，在上述成分元素的基礎上，可以根據需要添加選自以下的元素中的至少一種。Cr :0. 05% 以上且 I. 0% 以下、V :0. 005% 以上且 0. 5% 以下、Mo :0. 005% 以上且 0. 5%以下、B :0. 0003%以上且0. 0050%以下、Ni :0. 05%以上且I. 0%以下、Cu :0. 05%以上且I. 0%以下Cr、V、Mo具有使強度與延展性的平衡提高的作用，因此，可以根據需要進行添加。其效果在Cr :0. 05%以上、V :0. 005%以上、Mo :0. 005%以上時得到。但是，在分別超過Cr I. 0%、V :0. 5%、Mo :0. 5%而過量添加時，第二相百分率變得過大，從而擔心產生顯著的強度升高等。另外，還成為成本增加的主要原因。因此，在添加這些元素的情況下，使它們的量分別為Cr :0. 05%以上且I. 0%以下、V :0. 005%以上且0. 5%以下、Mo :0. 005%以上且0. 5%以下。B具有抑制鐵素體在奧氏體晶界生成和生長的作用，因此，可以根據需要進行添力口。其效果在0.0003%以上時得到。但是，在超過0.0050%時，加工性降低。另外，還成為成本增加的主要原因。因此，在添加B的情況下，使其為0. 0003%以上且0. 0050%以下。Ni、Cu是對鋼的強化有效的元素，只要在本發明規定的範圍內則可以用於鋼的強化。另外，促進內部氧化而使鍍層密合性提高。為了得到這些效果，需要分別為0. 05%以上。另一方面，在Ni、Cu均超過I. 0%而添加時，鋼板的加工性降低。另外，還成為成本增加的主要原因。因此，在添加Ni、Cu的情況下，使其添加量分別為0. 05%以上且I. 0%以下。可以進一步含有下述的Ti、Nb中的一種以上的元素。Ti :0. 01% 以上且 0. 1% 以下、Nb :0. 01% 以上且 0. 1% 以下Ti,Nb對鋼的析出強化有效，其效果分別在0. 01%以上時得到，只要在在本發明規定的範圍內則可以用於鋼的強化。但是，在分別超過0. 1%時，加工性和形狀凍結性降低。另夕卜,還成為成本增加的主要原因。因此,在添加Ti、Nb的情況下，使Ti的添加量為0.01%以上且0. 1%以下，使Nb的添加量為0. 01%以上且0. 1%以下。可以進一步含有下述的Ta、Sn中的一種以上的元素。Ta :0. OOTO. 010%、Sn :0. 002 0. 2%Ta與Ti、Nb相同，不僅形成合金碳化物、合金碳氮化物而有助於高強度化，而且在Nb碳化物、Nb碳氮化物中部分固溶，形成(Nb、Ta) (C、N)這樣的複合析出物，由此，具有顯著抑制析出物的粗大化、使析出強化對強度的貢獻達到穩定的效果。因此，在添加Ta的情況下，優選使其含量為0. 001%以上。但是，在過量添加的情況下，不但上述的析出物穩定化效果達到飽和，而且合金成本升高，因此，在添加Ta的情況下，優選使其含量為0. 010%以下。從抑制鋼板表面的氮化、氧化、或因氧化而產生的鋼板表層的數十微米區域的脫碳的觀點出發，可以添加Sn。通過抑制這種氮化和氧化，防止鋼板表面的馬氏體的生成量減少，從而改善疲勞特性和耐時效性。從抑制氮化和氧化的觀點出發，在添加Sn的情況下，優選使其含量為0. 002%以上，在超過0. 2%時，會導致韌性的降低，因此，優選使其含量為0. 2%以下。可以進一步含有下述的Sb。Sb 0. 002 0. 2%Sb也與Sn同樣，從抑制鋼板表面的氮化、氧化、或因氧化而產生的鋼板表層的數十微米區域的脫碳的觀點出發，可以進行添加。通過抑制這種氮化和氧化，防止鋼板表面的馬氏體的生成量減少，從而改善疲勞特性和耐時效性。從抑制氮化和氧化的觀點出發，在添加Sb的情況下，優選使其含量為0. 002%以上，在超過0. 2%時，會導致韌性的降低，因此，優選使其含量為0. 2%以下。2)接下來，對顯微組織進行說明。鐵素體相的面積率75%以上為了確保良好的延展性，需要鐵素體相以面積率計為75%以上。貝氏體鐵素體相的面積率1%以上為了確保良好的擴孔性，S卩，為了緩和軟質鐵素體與硬質馬氏體的硬度差，需要貝氏體鐵素體相的面積率為1%以上。
珠光體相的面積率1%以上且10%以下為了確保良好的擴孔性，需要珠光體相的面積率為1%以上。從提高強度-延展性平衡的觀點出發，使珠光體相的面積率為10%以下。馬氏體相的面積率低於5%為了確保良好的材質穩定性，需要對拉伸特性(TS、EL)產生較大影響的馬氏體相的面積率低於5%。馬氏體面積率/ (貝氏體鐵素體面積率+珠光體面積率)< 0. 6為了確保良好的材質穩定性，需要使第二相的相構成滿足如下條件減少成為材質不均的主要原因的馬氏體的量，並增加比馬氏體軟質的貝氏體鐵素體和珠光體的量，即，馬氏體面積率/ (貝氏體鐵素體面積率+珠光體面積率)< 0. 6。、需要說明的是，除鐵素體、貝氏體鐵素體、珠光體、馬氏體之外，有時還生成殘餘奧氏體、回火馬氏體、滲碳體等碳化物，但只要滿足上述的鐵素體、貝氏體鐵素體、珠光體、馬氏體的面積率，就能夠實現本發明的目的。另外，本發明中的鐵素體、貝氏體鐵素體、珠光體、馬氏體的面積率是指各相在觀察面積中所佔的面積比例。3)接下來，對製造條件進行說明。本發明的高強度熱鍍鋅鋼板可以通過如下方法來製造對具有適合於上述的成分組成範圍的成分組成的鋼坯進行熱軋、酸洗，並根據需要進行冷軋，以5°C /s以上的平均加熱速度加熱至650°C以上的溫度範圍，在75(T900°C的溫度範圍內保持15 600s，冷卻後，在450^550 0C的溫度範圍內保持l(T200s，接著，在實施熱鍍鋅後，在50(T600 °C的溫度範圍內在滿足下式的條件下實施鋅鍍層的合金化處理，0. 45 ( exp [200/ (400-T) ] X In (t)彡 I. 0其中，T :平均保持溫度(°C ), t :保持時間(S)。在此，exp (X)、In (X)分別表示X的指數函數、自然對數。將具有上述成分組成的鋼通過通常公知的工序進行熔煉，然後，經過開坯或連鑄製成鋼坯，經過熱軋製成熱卷板。在進行熱軋時，優選將鋼坯加熱到110(Tl300°C，在850°C以上的終軋溫度下實施熱軋，在40(T65(TC下卷取成鋼帶。在卷取溫度超過650°C的情況下，熱軋板中的碳化物粗大化，這種粗大化的碳化物在退火時的均熱中不能完全熔化，因此，有時無法得到需要的強度。然後，通過通常公知的方法進行酸洗、脫脂等預處理，然後根據需要實施冷軋。在進行冷軋時，不需要特別地限定其條件，優選以30%以上的冷軋的軋制率實施冷軋。在冷軋的軋制率低時，鐵素體的再結晶無法得到促進而使未再結晶鐵素體殘留，從而有時使延展性和擴孔性降低。以5°C /s以上的平均加熱速度加熱至650°C以上的溫度範圍在至650°C以上的溫度範圍為止的平均加熱速度低於5°C /s的情況下，在退火中不能生成微細且均勻分散的奧氏體相，在最終組織中形成第二相局部集中存在的組織，從而難以確保良好的擴孔性。另外，需要比通常的爐長的爐，伴隨大量的能量消耗而引起成本增加和生產效率惡化。作為加熱爐，優選使用DFF (直火加熱爐，Direct Fired Furnace)。這是因為，通過利用DFF進行急速加熱，使內部氧化層形成，防止Si、Mn等的氧化物在鋼板最表層富集，從而確保良好的鍍覆性。
在75(T900°C的溫度範圍內保持15 600s在75(T900°C的溫度範圍內進行15飛OOs的退火(保持)，具體而言，在奧氏體單相區或奧氏體和鐵素體的雙相區進行15飛OOs的退火(保持)。在退火溫度低於750°C的情況下或保持(退火)時間低於15s的情況下，鋼板中的硬質滲碳體有時不能充分熔化，或者鐵素體的再結晶有時不能結束，從而使延展性和擴孔性降低。另一方面，在退火溫度超過900°C的情況下，奧氏體晶粒的生長變得顯著，由於冷卻後的保持中產生的貝氏體相變而難以穩定地確保貝氏體鐵素體，從而使擴孔性降低。另外，在保持(退火)時間超過600s的情況下，奧氏體粗大化，難以確保期望的強度，另外，有時伴隨大量的能量消耗而引起成本增加。在45(T550°C的溫度範圍內保持l(T200s在保持溫度超過550°C的情況下或保持時間低於IOs的情況下，不能促進貝氏體相變，從而幾乎得不到貝氏體鐵素體，因此，無法得到期望的擴孔性。另外，在保持溫度低於450°C或保持時間超過200s的情況下，第二相的大部分形成因促進貝氏體相變而生成的固 溶碳量多的奧氏體和貝氏體鐵素體，無法得到期望的珠光體面積率，並且，硬質馬氏體的面積率增加，從而無法得到良好的擴孔性和材質穩定性。然後，將鋼板浸入到通常浴溫的鍍浴中進行熱鍍鋅，並通過氣體擦拭等調節附著量。進而，在以下的條件下進行鋅鍍層的合金化處理。在50(T600°C的溫度範圍內在T :平均保持溫度(°C )、t :保持時間(S)滿足下式的條件下進行鋅鍍層的合金化處理，0. 45 ( exp [200/ (400-T) ] X In (t)彡 I. O。在exp [200/(400-T)] Xln (t)低於0. 45的情況下，在最終組織中存在大量馬氏體，並且上述硬質馬氏體與軟質鐵素體鄰接，因此，在不同相之間產生較大的硬度差，從而使擴孔性降低，並且損害材質穩定性。另外，熱鍍鋅層的合金化不足。在eXp[200/(400-T)] X In(t)超過I. 0時，未相變奧氏體幾乎都相變為滲碳體或珠光體，結果，無法得到期望的強度與延展性的平衡。需要說明的是，在本發明的製造方法中的一系列熱處理中，只要在上述的溫度範圍內則不需要使保持溫度固定，另外，即使在加熱中加熱速度發生變化的情況下，只要在規定的範圍內就不會損害本發明的主旨。另外，只要滿足熱歷程，則鋼板可以利用任何設備來實施熱處理。而且，為了進行形狀矯正而在熱處理後對本發明的鋼板進行表面光軋也包括在本發明的範圍內。需要說明的是，在本發明中，假定了將鋼材料經過通常的煉鋼、鑄造、熱軋各工序而進行製造的情況，但也可以是通過例如薄板坯鑄造等省略熱軋工序的一部分或全部而進行製造的情況。實施例將具有表I所示的成分組成且餘量由Fe及不可避免的雜質構成的鋼利用轉爐進行熔煉，通過連鑄法製成鋼坯。將得到的鋼坯加熱到1200°C後，在87(T920°C的終軋溫度下進行熱軋，直至板厚3. 5mm，在520°C下進行卷取。接著，對所得到的熱軋板進行酸洗，然後，以表2所示的軋制率實施冷軋，製造冷軋鋼板。一部分未實施冷軋。接著，將通過上述得到的冷軋鋼板或熱軋鋼板(酸洗後)通過連續熱鍍鋅線在表2所示的製造條件下進行退火、熱鍍鋅、合金化的處理，製造熱鍍鋅鋼板。將鍍層附著量調節至每單面為35 45g/m2。
所得到的熱鍍鋅鋼板的鐵素體、貝氏體鐵素體、珠光體、馬氏體的面積率通過如下方法測定對與鋼板的軋制方向平行的板厚截面進行研磨，然後，用3%硝酸乙醇溶液進行腐蝕，使用SEM(掃描電子顯微鏡)以2000倍的倍率觀察10個視野，使用MediaCybernetics公司的Image-Pro進行圖像處理。需要說明的是，殘餘奧氏體的體積率為使用Mo-Ka射線源而得到的板厚1/4面的fee鐵的{200}、{220}、{311}面的X射線衍射積分強度相對於bcc鐵的{200}、{211}、{220}面的X射線衍射積分強度的比例。使用將拉伸方向設定為與鋼板的軋制方向成直角的方向的JIS5號試驗片，依據日本工業標準(JIS Z2241)進行拉伸試驗，測定TS (拉伸強度)和EL(總伸長率)。本發明中，在TSXEL彡19000MPa %的情況下，判定為延展性良好。擴孔試驗依據日本鋼鐵聯盟標準(JFST1001)進行。在鋼板上衝裁出直徑為IOmm的孔，然後，在將周圍壓緊的狀態下將60°圓錐的衝頭壓入孔內，測定裂紋產生極限的孔直徑。由下式求出擴孔率\ (%)，對擴孔性(延伸凸緣性)進行評價。 極限擴孔率入(%)= ((Df-D0)/D0} XlOODf為裂紋產生時的孔徑(mm)，D0為初始孔徑(mm)。在本發明中，將入^70(%)的情況判定為良好。點焊及其評價依據日本焊接協會標準(WES7301)實施。在截面熔核直徑達到5. Omm的焊接條件下實施鋼板的兩片重疊的點焊，測定剪切拉伸強度和十字拉伸強度，從而評價延性比(十字拉伸強度/剪切拉伸強度)。在本發明中，將延性比>0.5的情況判定為良好。將評價結果示於表3中。
權利要求
1.一種加工性和點焊性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特徵在於，作為成分組成，以質量％計，含有c :0. 04%以上且0. 10%以下、Si :0. 7%以上且2. 3%以下、Mn :0. 8%以上且2. 0%以下、P :0. 03%以下、S :0. 003%以下、Al :0. 1%以下、N :0. 008%以下，且滿足[c%] X [Si%] ^ 0. 20( [C%]、[Si%]表示C、Si的含量(質量%))，餘量由鐵及不可避免的雜質構成，作為組織，以面積率計，具有75%以上的鐵素體相、1%以上的貝氏體鐵素體相和1%以上且10%以下的珠光體相，而且馬氏體相的面積率低於5%，並且，滿足馬氏體面積率/ (貝氏體鐵素體面積率十珠光體面積率)< 0. 6。
2.如權利要求I所述的加工性和點焊性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特徵在於，作為成分組成，以質量％計還含有選自Cr :0. 05%以上且I. 0%以下、V :0. 005%以上且0. 5%以下、Mo :0. 005% 以上且 0. 5% 以下、B :0. 0003% 以上且 0. 0050% 以下、Ni :0. 05% 以上且 I. 0%以下、Cu :0. 05%以上且I. 0%以下中的至少一種元素。
3.如權利要求I或2所述的加工性和點焊性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特徵在於，作為成分組成，以質量％計還含有選自Ti :0. 01%以上且0. 1%以下、Nb :0. 01%以上且0. 1%以下中的至少一種元素。
4.如權利要求廣3中任一項所述的加工性和點焊性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特徵在於，作為成分組成，以質量％計還含有選自Ta :0. 001%以上且0. 010%以下、Sn :0. 002%以 上且0. 2%以下中的至少一種元素。
5.如權利要求r4中任一項所述的加工性和點焊性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特徵在於，作為成分組成，以質量％計還含有Sb :0. 002%以上且0. 2%以下。
6.一種加工性和點焊性優良的高強度熱鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於，對具有權利要求1飛中任一項所述的成分組成的鋼坯進行熱軋、酸洗，並根據需要進行冷軋，然後，以5°C /s以上的平均加熱速度加熱至650°C以上的溫度範圍，在75(T900°C的溫度範圍內保持15 600s，冷卻後，在45(T550°C的溫度範圍內保持l(T200s，接著，在實施熱鍍鋅後，在50(T60(TC的溫度範圍內在滿足下式的條件下實施鋅鍍層的合金化處理，0. 45 ( exp [200/ (400-T) ] X In (t)彡 I. 0 其中，T :平均保持溫度(°C )，t :保持時間(s)。
全文摘要
本發明提供具有540MPa以上的拉伸強度TS、且加工性(高延展性和高擴孔性)和點焊性優良的高強度熱鍍鋅鋼板及其製造方法。本發明的熱鍍鋅鋼板，作為成分組成，以質量%計，含有C0.04%以上且0.10%以下、Si0.7%以上且2.3%以下、Mn0.8%以上且2.0%以下、P0.03%以下、S0.003%以下、Al0.1%以下、N0.008%以下，且滿足[C%]×[Si%]≤0.20(式中[C%]、[Si%]表示C、Si的含量(質量%))，餘量由鐵及不可避免的雜質構成，作為組織，以面積率計，具有75%以上的鐵素體相、1%以上的貝氏體鐵素體相和1%以上且10%以下的珠光體相，而且馬氏體相的面積率低於5%，並且，滿足馬氏體面積率/(貝氏體鐵素體面積率＋珠光體面積率)≤0.6。
文檔編號C23C2/28GK102712978SQ201180006873
公開日2012年10月3日 申請日期2011年1月18日 優先權日2010年1月22日
發明者中垣內達也, 川崎由康, 金子真次郎, 長瀧康伸 申請人:傑富意鋼鐵株式會社