低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板及其製造方法

2023-05-13 06:33:21 3

低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板及其製造方法
【專利摘要】一種拉伸強度340MPa以上且低於540MPa、耐二次加工脆性及縫焊部低溫韌性及耐蝕性優異、可應用於燃料箱的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板，其是在冷軋鋼板的表面形成有熱浸鍍層的高強度鋼板，所述冷軋鋼板按質量％計含有C：0.0005～0.0050％、Si：0.30％以下、Mn：0.70～3.00％、P：0.05％以下、Ti：0.01～0.05％、Nb：0.01～0.04％、B：0.0005～0.0030％、S：0.01％以下、Al：0.01～0.30％、N：0.0005～0.010％、餘量Fe和不可避免的雜質，[Ti]代表Ti含量(％)、[B]代表B含量(％)、[P]代表P含量(％)，由下述式(A)定義的TB*為0.03～0.06，[B]和[P]滿足下述式(B)。TB*＝(0.11-[Ti])/(ln([B]×10000))…(A)[P]≤10×[B]+0.03…(B)。
【專利說明】低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板及其製造方法
【技術領域】
[0001]本發明涉及應用於汽車和家電等領域的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板及其製造方法，尤其是涉及低溫韌性和耐蝕性優異、適合為汽車的燃料箱的衝壓加工用熱浸鍍高強度及其製造方法。
【背景技術】
[0002]近年來，對於汽車用鋼板，為了通過減輕車體重量來改進耗油率，推動高強度化。對於燃料箱用鋼板，同樣地由於箱體的輕量化和車體設計的複雜化以及燃料箱的收納設置場所的關係，燃料箱形狀走向複雜化，要求 燃料箱用鋼板有優異的成形性和高強度。
[0003]為了應對兼顧優異的成形性和高強度的要求，在極低碳鋼中添加有Ti和Nb之類的碳氮化物形成元素的IF (無縫、Interstitial Free)鋼中進一步添加P、Si和Mn等固溶強化元素，從而開發了高強度IF鋼。
[0004]然而，將現有的高強度鋼板用於燃料箱時，具有合掌狀縫焊部的低溫下的拉伸強度低的問題。即，即便將鋼板高強度化，仍存在焊接接頭強度並非高到與鋼板的高強度化相稱的問題。
[0005]燃料箱是將上下2個杯狀的部件在凸緣部分縫焊而製造的，燃料箱的縫焊部如圖6所示為合掌狀形狀(指凸緣之間以合掌叩拜的形狀焊接的形狀。以下記作「合掌狀縫焊部」或「合掌狀焊接部」)，尤其是高強度鋼板的情況下，與普通的冷軋鋼板相比，應力容易集中在焊接部，結果有韌性降低、拉伸強度降低的傾向。
[0006]另外，IF鋼將C和N等以Nb或Ti的碳化物或氮化物形式固定，因此晶界變得非常純，成形後存在容易因晶界破壞而發生二次加工低溫脆化的問題。尤其是高強度IF鋼的情況下，存在下述問題:晶粒內被固溶強化元素強化、相對的晶界強度的降低變得顯著、促進二次加工低溫脆化。
[0007]這些情況構成了對作為重要安保部件的燃料箱，尤其在低溫地區由於衝撞而受到衝擊時的燃料箱的耐破壞性的擔憂。
[0008]另外，燃料箱方面迄今提出了使用在鋼板表面實施了 Pb-Sn合金、Al-Si合金、Sn-Zn合金或Zn-Al合金鍍敷的各種合金鍍敷鋼板，但要求鋼板通過熱浸鍍來被覆這些合金鍍層時具有良好的鍍敷特性。
[0009]針對這些課題，關於二次加工脆化，提出了一些避免其發生的方法(例如參照專利文獻I和2)。專利文獻I中提出了如下技術:為了避免晶界偏析導致的二次加工脆化，在添加Ti的IF鋼中儘可能減低P，相應地大量添加Mn和Si，獲得耐二次加工脆性優異的高張力鋼板。
[0010]專利文獻2中提出了如下技術:在極低碳鋼板中除了添加Ti和Nb以外還添加B，使晶界強度提升，提高耐二次加工脆性。專利文獻2中記載的技術中，為了提高耐二次加工脆性以及防止奧氏體晶粒的再結晶延遲所伴隨的熱軋時的負荷增大，將B量優化。[0011]另外，為了改善焊接性，提出了一些方案(例如參照專利文獻3~5和非專利文獻I)。
[0012]專利文獻3中記載的技術是在退火時將添加了 Ti和/或Nb的極低碳鋼板滲碳，在表層形成馬氏體和貝氏體的組織，改善點焊性。專利文獻4中記載的技術是在極低碳鋼中添加Cu，擴大焊接時的熱影響部，提高點焊接頭的強度。 [0013]專利文獻5中記載的技術是利用Mg氧化物和/或Mg硫化物的釘扎效應，將焊接部和熱影響部的組織細粒化，防止疲勞強度劣化的技術。非專利文獻I中公開了在厚鋼板中使TiN微細分散而改善焊接部熱影響部的韌性的技術。
[0014]另外，提出了一些改善高強度鋼板的熱浸鍍敷性的技術(例如參照專利文獻6和7)。
[0015]專利文獻6中記載的熱浸鍍鋅高強度冷軋鋼板中，將阻礙熱浸鍍敷性的S限制在0.03質量％以下、將P限制在0.01~0.12質量％，作為強化元素添加Mn和Cr。專利文獻7中記載的高張力合金化鍍鋅鋼板中，規定Si和Mn的相互關係，改善合金Zn熱浸鍍敷性。
[0016]公開了為了改善耐二次加工脆性而添加B並優化了 Mn-P的添加平衡的、強度和耐二次加工脆性優異的鋼板(例如參照專利文獻8)。另外，為了改善耐二次加工脆性，還公開了添加B、Ti和Nb的技術(例如參照專利文獻9)。
[0017]此外，公開了改善燃料箱特有的合掌狀焊接部的拉伸強度的技術(例如參照專利文獻10)、有關深拉用或衝壓加工用高強度鋼板的技術(例如參照專利文獻11~15)。
[0018]現有技術文獻
[0019]專利文獻
[0020]專利文獻1:日本特開平05-59491號公報
[0021]專利文獻2:日本特開平06-57373號公報
[0022]專利文獻3:日本特開平07-188777號公報
[0023]專利文獻4:日本特開平08-291364號公報
[0024]專利文獻5:日本特開2001-288534號公報
[0025]專利文獻6:日本特開平05-255807號公報
[0026]專利文獻7:日本特開平07-278745號公報
[0027]專利文獻8:日本特開2000-192188號公報
[0028]專利文獻9:日本特開平06-256900號公報
[0029]專利文獻10:日本特開2007-119808號公報
[0030]專利文獻11:日本特開2007-169739號公報
[0031]專利文獻12:日本特開2007-169738號公報
[0032]專利文獻13:日本特開2007-277713號公報
[0033]專利文獻14:日本特開2007-277714號公報
[0034]專利文獻15:日本特表2008-126945號公報
[0035]非專利文獻
[0036]非專利文獻1:鐵和鋼(鉄i鋼)第65號(1979)第8號1232頁
【發明內容】
[0037]發明要解決的問題
[0038]然而，上述現有技術具有以下問題。用專利文獻I和2記載的方法製造的鋼板的加工性良好，但尤其在如複雜化的燃料箱形狀的加工條件之類的嚴格條件下進行衝壓加工時，具有耐二次加工脆性不充分、以及焊接接頭的合掌狀焊接部的強度低的問題。
[0039]關於專利文獻3記載的在退火中實施滲碳的方法，實際的製造設備中由於通板速度、氣氛氣體組成和溫度不恆定，滲碳量變化，因此具有難以穩定地製造鋼板的問題。
[0040]專利文獻4記載的方法中具有因為添加Cu而產生表面缺陷、成品率降低的問題。專利文獻5和非專利文獻I記載的方法存在的問題是，對於焊接後的冷卻速度較慢的電弧焊等有效，但對於冷卻速度快的縫焊等無效。
[0041]另外，專利文獻5和非專利文獻I記載的厚鋼板的成分與燃料箱用的薄鋼板不同，此外焊接部的形狀也不同，因此不能直接應用於燃料箱。專利文獻6和7記載的鋼板的熱浸鍍鋅性良好，但具有焊接性和耐二次加工脆性不充分的問題。
[0042]專利文獻8記載的鋼板為了確保強度而大量含有P，並且P與B的平衡從低溫韌性的觀點來看不是最適的，因此具有沒有獲得充分的低溫韌性的缺點。
[0043]專利文獻9記載的技術從提高成形性的觀點出發而使用大量的Ti，因此不能充分確保焊接部的強度、韌性，另外即使Ti的添加量是適當的，但由於Nb少，因此具有不能充分確保加工性的問題。
[0044]專利文獻10記載的使用雷射焊接的技術難以應用於燃料箱的縫焊。另外，專利文獻10沒有公開通過改善母材特性來改善焊接部特性的技術。專利文獻11和12記載的改善母材特性的技術中，母材的耐蝕性和加工性低，而且因焊接條件而具有合掌狀縫焊部的韌性低的問題。
[0045]專利文獻13和14記載的技術因焊接條件而具有合掌狀縫焊部的韌性低的問題。此外，專利文獻13記載的技術還具有導致加工性降低的問題。
[0046]專利文獻15記載的技術由於鋼板中含有的Si量較多，因此具有在鋼板表面牢固地生成氧化皮層的傾向，為了除去該氧化皮層，大多需要嚴格控制脫脂及酸洗處理的條件、用強磨削用刷子實施表面磨削處理，按照常法的脫脂及酸洗條件具有難以穩定地製造具有優異的耐蝕性的熱浸鍍鋼板的問題。
[0047]如上所述，現有認識存在提高耐二次加工脆性的認識、在厚鋼板領域中改善焊接部的韌性的認識。然而，在燃料箱的製造工序中具有加工工序(例如衝壓)和熱影響工序(例如縫焊)，因此重要的不僅是母材的特性、加工後的特性，熱影響後的特性也是重要的。
[0048]即，將高強度鋼板用於燃料箱時，韌性通常降低，因此耐二次加工脆性和焊接部韌性成為重要的特性，此外，由於在鋼板表面實施鍍敷，因此鍍敷性、耐蝕性也成為重要的特性。
[0049]然而，現有技術中沒有使高強度鋼板的下述所有性質得到改善的技術:衝壓成形性優異，以及優異的低溫下的耐二次加工脆性和合掌狀縫焊部韌性，優異的鍍敷性、耐蝕性。
[0050]本發明是基於上述問題而做出的，其課題是提供具有340MPa以上且低於540MPa的拉伸強度、可應用 於汽車領域、尤其是燃料箱的衝壓成形性、低溫下優異的耐二次加工脆性和優異的合掌狀焊接部韌性、以及優異的耐蝕性的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板及其製造方法。
[0051]用於解決問題的方案
[0052]本發明是為了解決上述問題，研究了 T1、B、P和Al對燃料箱特有的合掌狀焊接部的韌性和耐二次加工脆性的影響以及Si對耐蝕性的影響，根據該結果而做出，其要旨如下所述。
[0053](I) 一種低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板，其特徵在於，其是在冷軋鋼板的表面具有熱浸鍍層的高強度鋼板，
[0054]上述冷軋鋼板按質量％計含有C:0.0005~0.0050 %、S1:0.30%以下、Mn:0.70 ~3.00 %、P:0.05 % 以下、Ti:0.01 ~0.05 %、Nb:0.01 ~0.04 %、B:0.0005 ~0.0030%, S:0.01% 以下、Al:0.01 ~0.30%、以及 N:0.0005 ~0.010%，餘量由 Fe 和不
可避免的雜質組成，
[0055 ][Ti]代表Ti含量(％ )、[B]代表B含量(％ )、[P]代表P含量(％ )，由下述式定義的TB*為0.03~0.06，且[B]和[P]滿足下述式〈B〉。
[0056]TB* = (0.11-[Ti])/(In ([B] X10000))
[0057][P]≤ IOX [B]+0.03〈B〉
[0058](2)根據上述(I)所述的低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板，其特徵在於，所述冷軋鋼板按質量％計進一步含有:Cu:0.005~l%、Ni:0.005~1%、Cr:0.005~1%、以及Mo:0.0005~I %中的一種或兩種以上。
[0059](3)根據上述(I)或(2)所述的低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板，其特徵在於，所述熱浸鍍層含有1.0~8.8質量％的Zn、餘量Sn和不可避免的雜質，鍍層附著量為單面10~150g/m2。
[0060](4)根據上述(I)~(3)的任一項所述的低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板，其特徵在於，採用拉深比1.9對所述高強度鋼板進行加工後的耐二次加工脆性溫度為-50°C以下。
[0061](5)根據上述(I)~(4)的任一項所述的低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板，其特徵在於，所述高強度鋼板的合掌狀縫焊部的延性-脆性轉變溫度為-40°C以下。
[0062](6) 一種低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板的製造方法，其特徵在於，其是製造上述(I)~(5)的任一項所述的低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板的製造方法，該製造方法具有:
[0063]將具有與上述(I)或⑵所述的冷軋鋼板的成分組成相同的成分組成的鋼水連鑄而獲得板坯的工序；
[0064]將上述板坯在1050~1245°C下加熱5小時以內，然後在Ar3~910°C的最終溫度下結束熱軋，製成熱軋鋼板，此後在750°C以下的溫度下卷取，獲得熱軋卷材的工序；
[0065]將上述熱軋鋼板按50%以上的冷軋率冷軋而製成冷軋鋼板，此後獲得冷軋卷材的工序；以及
[0066]將上述冷軋鋼板在再結晶溫度以上的溫度下退火，此後實施熱浸鍍的工序。
[0067](7)根據上述(6)所述的低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板的製造方法，其特徵在於，所述實施熱浸鍍的工序中，實施鍍層含有1.0~8.8質量％的Zn、餘量Sn和不可避免的雜質且鍍層附著量為單面10~150g/m2的熱浸鍍。
[0068] (8)根據上述(6)或(7)所述的低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板的製造方法，其特徵在於，所述實施熱浸鍍的工序中，在實施熱浸鍍之前實施Fe-Ni的預鍍。
_9] 發明的效果
[0070]根據本發明，可以提供具有340MPa以上且低於540MPa的拉伸強度、可應用於汽車領域、尤其是燃料箱的衝壓成形性、低溫下優異的耐二次加工脆性和合掌狀焊接部韌性、以及優異的耐蝕性的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0071]圖1所示為退火後的基體鋼板表面的狀態和該表面上殘留的複合氧化物的光譜圖。(a)示出了基體鋼板表面的掃描電子顯微鏡(SEM)照片，(b)示出了位於(a)中所示的箭頭的前端的基體鋼板表面上殘留的複合氧化物的能量色散型X射線(EDX)分析結果。
[0072]圖2所示為熱軋後經過酸洗後的基體鋼板表面的狀態以及該表面上殘留的氧化物的光譜圖。(a)示出了基體鋼板表面的掃描電子顯微鏡(SEM)照片，(b)示出了位於(a)中所示的箭頭的前端的基體鋼板表面上殘留的複合氧化物的能量色散型X射線(EDX)分析結果。
[0073]圖3所 示為脫脂、酸洗後即將鍍敷前的基體鋼板表面的狀態以及該表面上殘留的複合氧化物的光譜圖。(a)示出了基體鋼板表面的掃描電子顯微鏡(SEM)照片，(b)示出了位於(a)中所示的箭頭的前端的基體鋼板表面上殘留的複合氧化物的能量色散型X射線(EDX)分析結果。
[0074]圖4所示為「鋼板的Si含量」和「脫脂、酸洗後即將鍍敷前的鋼板表面上殘留的氧化物的面積分數」的關係圖。
[0075]圖5所示為「氧化物的面積分數」和「SST鐵鏽發生率」的關係圖。
[0076]圖6所示為具有合掌狀縫焊部的試驗片的截面圖。
[0077]圖7所示為Ti量和B量對合掌狀縫焊部的延性-脆性轉變溫度的影響圖。
[0078]圖8所示為在模擬的熱處理試驗後對焊接熱影響部施加衝擊而破壞時的斷裂面的一個例子的圖。(a)示出了斷裂面的SEM照片，(b)示出了(a)中由四方形包圍的部分的放大SEM照片。
[0079]圖9所示為評價耐二次加工脆性的試驗方法圖。
[0080]圖10所示為P量和B量對耐二次加工脆性的影響圖。
【具體實施方式】
[0081]本發明對解決「獲得具有優異的衝壓成形性、低溫下優異的耐二次加工脆性和合掌狀焊接部韌性、以及優異的耐蝕性的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板」這一現有技術難以解決的課題的方法進行了深入研究。
[0082]結果發現，通過將T1、B、P、Al和Si的各量規定在特定範圍，可以實現具有340MPa以上且低於540MPa的拉伸強度、可應用於汽車領域、尤其是燃料箱的衝壓成形性、低溫下優異的耐二次加工脆性和合掌狀焊接部韌性、以及優異的耐蝕性的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板。
[0083]本發明的低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板(以下有時稱為「本發明鋼板」)是根據上述認識而獲得的，其特徵在於，其是在冷軋鋼板的表面具有熱浸鍍層的高強度鋼板，上述冷軋鋼板按質量％計含有C:0.0005~0.0050%,S1:0.30%以下、Mn:0.70 ~3.00%, P:0.05% 以下、Ti:0.01 ~0.05%, Nb:0.01 ~0.04%, B:0.0005 ~0.0030%, S:0.01% 以下、Al:0.01 ~0.30%、以及 N:0.0005 ~0.010%，餘量由 Fe 和不可避免的雜質組成，[Ti]代表Ti含量(％ )、[B]代表B含量(％ )、[P]代表P含量(％ )時，由下述式定義的TB*為0.03~0.06，且[B]和[P]滿足下述式〈B〉。
[0084]TB* = (0.11-[Ti])/(In ([B] X10000))
[0085][P]≤ IOX [B]+0.03〈B〉
[0086]首先，說明限定本發明鋼板的成分組成的理由。以下，成分組成中所示的％是指質量％。
[0087]C:0.0005 ~0.0050%
[0088]C與Nb和Ti鍵合而形成碳化物，是有助於提高強度的重要元素。即使C量少，也能用其他強化方法補償強度，但低於0.0005%時，難以確保強度，另外由於制鋼時脫碳成本升高，因此將下限設定為0.0005%。優選為0.0010%以上。
[0089]另一方面，C含量超過0.0050%時，即使添加用於固定C的Ti和Nb，加工性也降低，並且合掌狀縫焊部的韌性降低，因此將上限設定為0.0050%。要求有極高的加工性和焊接部的韌性時，優選將C含量設定為0.0030%以下。
[0090]S1:0.30% 以下
[0091]Si是有助於固溶強化、提高強度的元素，本發明人實施在比實際的燃料箱的環境更嚴格的環境下進行的鹽水噴霧試驗(SST)，根據其結果設定Si的上限。
[0092]本發明人根據鹽水噴霧試驗(SST)的結果，深入研究了鋼板表面上發生鐵鏽的機理。結果認識到在鋼板表面存在「微小的氧化物」，推測該「微小的氧化物」在即將鍍敷前的脫脂、酸洗後仍殘留在被推測為使耐蝕性劣化的微小鍍敷缺陷的內部。
[0093]其中，在圖3中示出了脫脂、酸洗後即將鍍敷前的基體鋼板表面的狀態以及該表面上殘留的複合氧化物的光譜。圖3的(a)示出了基體鋼板表面的掃描電子顯微鏡(SEM)照片，圖3的(b)示出了位於圖3的(a)中所示的箭頭的前端的基體鋼板表面上殘留的複合氧化物的能量色散型X射線(EDX)分析結果。圖3的(a)的基體鋼板表面上殘留的複合氧化物的大小約2 μ m左右。
[0094]另外，圖1示出了對圖3的基體鋼板實施脫脂、酸洗之前的處理階段即退火後的基體鋼板表面的狀態和該表面上殘留的複合氧化物的光譜。圖1的(a)示出了基體鋼板表面的掃描電子顯微鏡(SEM)照片，圖1的(b)示出了位於圖1的(a)中所示的箭頭的前端的基體鋼板表面上殘留的複合氧化物的能量色散型X射線(EDX)分析結果。
[0095]作為比較，圖2示出了進行對圖1的基體鋼板實施的退火之前的處理階段即熱軋後經過酸洗後的基體鋼板表面的狀態和該表面上殘留的氧化物的光譜。圖2的(a)示出了基體鋼板表面的掃描電子顯微鏡(SEM)照片，圖2的(b)示出了位於圖2的(a)中所示的箭頭的前端的基體鋼板表面上殘留的複合氧化物的能量色散型X射線(EDX)分析結果。
[0096]在鍍敷前實施脫脂、酸洗仍有微小的氧化物殘留的原因是不明確的，採用CAPL(連續退火設備)進行退火後的鋼板表面上如圖1所示殘留有含有Si和Mn的複合氧化物。作為比較，圖2中示出了熱軋後經過酸洗後的鋼板表面上殘留的氧化物，該氧化物僅是Si的氧化物。
[0097]這樣，採用CAPL(連續退火裝置)退火後的鋼板表面上殘留的氧化物受氣氛的影響而是複雜的。因此，即使對鋼板表面實施脫脂、酸洗，也不能從鋼板表面上完全除去氧化物，微小的氧化物會有殘留。
[0098]本發明人進一步深入研究，結果判明，鋼板表面上殘留的氧化物的面積分數若為整個表面的3%以下，各個氧化物的尺寸變得微小，對該表面狀態的基體鋼板表面實施熱浸鍍，結果使得表面缺陷減少，作為熱浸鍍鋼板的耐蝕性顯著提高。而且判明，為了使氧化物的面積分數為3%以下，需要使Si為0.3%以下。
[0099]接著，本發明人調查了「鋼板的Si含量」與「脫脂、酸洗後即將鍍敷前的鋼板表面上殘留的氧化物的面積分數」的關係以及「氧化物的面積分數」與「SST鐵鏽發生率」的關
系O
[0100]圖4示出了「鋼板的Si含量」與「脫脂、酸洗後即將鍍敷前的鋼板表面上殘留的氧化物的面積分數」的關係。圖5示出了「氧化物的面積分數」與「SST鐵鏽發生率」的關係。其中，圖4和圖5中使用的鋼板的成分組成含有C:0.0005~0.0050%,S1:1.5%以下、Mn:0.70 ~3.00%, P:0.05% 以下、Ti:0.01 ~0.05%, Nb:0.01 ~0.04%, B:0.0005 ~0.0030%,S:0.01% 以下、Al:0.01 ~0.30% 以及 N:0.0005 ~0.010%，餘量為 Fe 和不可避免的雜質。 [0101]從圖4可以看出，如果「鋼板的Si含量」為0.30%以下，則可以將「脫脂、酸洗後即將鍍敷前的鋼板表面上殘留的氧化物的面積分數」維持在3%以下。而且，從圖5可以看出，如果上述「氧化物的面積分數」為3%以下，則可以將「SST鐵鏽發生率」維持在低於10%。即，通過將「鋼板的Si含量」設定為0.30%以下，熱浸鍍鋼板表面的耐蝕性顯著提高。
[0102]根據以上認識，Si的上限設定為0.30%，優選為0.25%以下。如果Si為0.25%以下，則可以將上述「氧化物的面積分數」減低至2%以下(參照圖4)，可以將「SST鐵鏽發生率」減低至低於6% (參照圖5)。Si的上限更優選為0.20%以下。
[0103]通過將Si設定為0.30%以下，即使不進行對熱浸鍍鋅鋼板通常實施的使用強磨削用刷子的磨削，也可除去基體鋼板表面上生成的氧化皮(氧化物)，耐蝕性提高。由於生物燃料腐蝕性強，因此Si為0.30%以下的熱浸鍍鋅鋼板適合作為生物燃料用罐用的鋼板。另外，Si的下限從固溶強化帶來的強度提高和加工性提高的觀點出發優選為0.01%、更優選為0.02%。
[0104]Mn:0.70 ~3.00%
[0105]Mn與Si同樣是通過固溶強化和/或組織的微細化而有助於提高強度的元素，對於提高以改進耐二次加工脆性、焊接部韌性和熱浸鍍敷性為目的的本發明鋼板的強度來說是重要的元素。
[0106]Mn含量低於0.70%時，得不到強度提高效果，而想要通過添加其他元素來補償強度提高效果時，耐二次加工脆性、焊接部韌性和熱浸鍍敷性(鍍層與鋼板表面的潤溼性)沒有達成目標，因此將Mn含量的下限設定為0.70%、優選設定為1.00%以上。如果Mn含量為1.00 %以上，即使將熱軋最終溫度降低到910°C以下，也能控制鋼板的組織，結果可以提高低溫韌性。
[0107]另一方面，Mn含量超過3.00%時，作為深拉性指標的r值的面內各向異性增大，衝壓成形性受損，並且鋼板表面上生成Mn氧化物，熱浸鍍敷性受損，因此將上限設定為3.00%、優選設定為2.50%以下。
[0108]P:0.05% 以下
[0109]P是加工性的劣化少、通過固溶強化而有助於提高強度的元素，但也是在晶界偏析使耐二次加工脆性劣化、並且在焊接部發生凝固偏析使合掌狀縫焊部的韌性劣化的元素。
[0110]另外，P是因直到熱浸鍍時為止的熱歷程而在鋼板表面偏析使熱浸鍍敷性劣化的元素。P含量超過0.05%時，發生這些偏析，因此將上限設定為0.05%、優選設定為0.04%以下、更優選設定為0.035%以下。
[0111]P含量的下限沒必要特別規定，但P含量減低至低於0.005%時，精煉成本增高，因此P含量優選為0.005%以上。另外，從確保強度的觀點來看，P含量優選為0.02%以上。
[0112]T1:0.01 ~0.05%
[0113]Ti與C和N的親和力強，在凝固時或熱軋時形成碳氮化物，減少鋼中固溶的C和N，是有助於提高加工性的元素。Ti含量低於0.01%時，不能獲得添加效果，因此將Ti含量的下限設定為0.01 %、優選設定為0.015%以上。
[0114]另一方面，Ti含 量超過0.05%時，焊接接頭的焊接部的韌性、即合掌狀縫焊部的韌性劣化，因此將上限設定為0.05%、優選設定為0.04%以下。
[0115]Nb:0.01 ~0.04%
[0116]Nb與Ti同樣地與C和N的親和力強，在凝固時或熱軋時形成碳氮化物，減少鋼中固溶的C和N，是有助於提高加工性的元素。Nb含量低於0.01%時，不能獲得添加效果，因此將Nb含量的下限設定為0.01 %、優選設定為0.02%以上。
[0117]另一方面，Nb含量超過0.04%時，再結晶溫度增高，需要高溫退火，並且焊接接頭的焊接部的韌性、即合掌狀縫焊部的韌性劣化，因此將Nb含量的上限設定為0.04%、優選設定為0.035%以下。
[0118]B:0.0005 ~0.0030%
[0119]B是在晶界偏析而有助於提高晶界強度、提高耐二次加工脆性的元素。B含量低於0.0005%時，不能獲得添加效果，因此將B含量的下限設定為0.0005%、優選設定為0.0008%以上、更優選設定為0.0010%以上。
[0120]另一方面，B含量超過0.0030%時，焊接時在Y晶界偏析而抑制鐵素體相變，焊接部和熱影響部的組織成為低溫相變生成組織，焊接部和熱影響部硬質化且韌性劣化，結果合掌狀縫焊部的韌性劣化，因此將B含量的上限設定為0.0030%。
[0121]另外，大量添加B時，也抑制熱軋時的鐵素體相變，成為低溫相變生成組織的高強度的熱軋鋼板，冷軋時的負荷增高，因此從這一點考慮將B含量的上限設定為0.0030%。
[0122]此外，B含量超過0.0030%時，再結晶溫度增高，需要高溫下的退火，製造成本上升，並且作為深拉性指標的r值的面內各向異性增大，衝壓成形性劣化，因此從這一點考慮將B含量的上限設定為0.0030%、優選設定為0.0025%以下。
[0123]S:0.01% 以下
[0124]S是不可避免地混入的雜質，與Mn和Ti鍵合形成析出物，使加工性劣化，因此限制在0.01%以下，優選設定為0.005%以下。S含量的下限包括0%，但S含量減低至低於0.0001%時，製造成本增高，因此S含量優選為0.0001%以上、更優選為0.001%以上。
[0125]Al:0.01 ~0.30%
[0126]Al是在鋼的精煉時作為脫氧劑使用的元素，Al含量過多時，也是使焊接部的低溫韌性和耐二次加工脆性變差的元素，因此在本發明中，限制Al含量是重要的。Al含量低於0.01%時，得不到脫氧效果，因此將Al含量的下限設定為0.01%、優選設定為0.03%以上。另一方面，超過0.30%時，合掌狀縫焊部的韌性降低，另外加工性降低，因此將Al含量的上限設定為0.30%、優選為0.20%以下、更優選低於0.10%、最適宜為0.075%以下。
[0127]N:0.0005 ~0.010%
[0128]N是在鋼的精煉時不可避免地混入的元素，與T1、Al和Nb形成氮化物，不對加工性產生不良影響，但使焊接部的韌性劣化，因此限制在0.010%以下，優選設定為0.007%以下。另一方面，N含量減低至0.0005%時，製造成本增高，因此將N含量的下限設定為
0.0005%、優選設定為0.0010%以上。
[0129]TB*:0.03 ~0.06
[0130]TB* = (0.11-[Ti])/(In ([B] X10000))
[0131]本發明人發現，將影響合掌狀縫焊部的韌性的Ti的含量表示為[Ti]，同樣地將B的含量表示為[B]，由上述式定義的TB* (合掌狀縫焊部的強度指標)變小時，合掌狀縫焊部的拉伸強度降低。
[0132]TB*低於0.03%時，低溫下的拉伸強度顯著降低。這是因為低溫韌性降低而容易發生脆性破壞。
[0133]以下說明本發明人獲得該認識的試驗。
[0134]用真空熔化爐將組成在C:0.0005~0.0050 %、S1:0.30 %以下、Mn:0.70~3.00%, P:0.05% 以下、Ti:0.09% 以下、Nb:0.01 ~0.04%, B:0.03% 以下、S:0.01% 以下、Al:0.01~0.30%、N:0.0005~0.010%的範圍內變化的鋼熔煉。
[0135]將熔煉的鋼在1200°C下加熱I小時之後，供於熱軋，在最終溫度880~910°C下結束熱軋，製成厚度3.7mm的熱軋板。將該熱軋板酸洗之後供於冷軋，製成厚度1.2mm的冷軋板。對該冷軋板實施800°C、60秒的退火，此後實施lg/m2的Fe-Ni鍍敷，接著採用熔劑法實施Sn-Zn鍍敷。
[0136]Fe-Ni鍍浴使用在Ni鍍敷的瓦特浴(Watts bath)中添加了 100g/L硫酸鐵的鍍浴。用輥塗布作為熔劑(flux)的ZnCl2-NH4Cl水溶液。鍍敷在含有7wt% Zn的Sn-Zn鍍浴中進行。浴溫設定為280°C，鍍敷後通過氣體吹拂(gas wiping)來調整鍍層附著量。
[0137]此外，對熱浸鍍後的鋼板實施Cr3+主體的處理，製成熱浸鍍鋼板。使用該熱浸鍍鋼板，評價合掌狀縫焊部的韌性。評價如下進行。
[0138]如圖6所示，使經過彎曲加工的熱浸鍍鋼板la、Ib彼此合掌狀對置進行縫焊，製作具有焊接部2 (合掌狀縫焊部)的試驗片。用夾具將熱浸鍍鋼板la、lb的水平部固定，在各種溫度下以200_/分鐘的速度拉伸(剝離試驗)，斷裂後調查斷裂面。將斷裂面中脆性斷面與延性斷面各為50%的溫度作為延性-脆性轉變溫度(V )。
[0139]圖7中橫軸為B量(ppm)、縱軸為Ti量(％ )，示出了 Ti量和B量對合掌狀縫焊部的延性-脆性轉變溫度的影響。延性-脆性轉變溫度優選是以相當於使用汽車的寒冷地區的最低氣溫(_40°C )為上限的溫度範圍、即優選為_40°C以下，更優選為-50°C以下。
[0140]如圖7所示，如果由下述式定義的TB*為0.03以上，則可以使延性-脆性轉變溫度為_40°C以下，如果為0.035以上，則可以為-50°C以下。
[0141]TB* = (0.11-[Ti])/(In ([B] X10000))
[0142]根據以上試驗結果，可以推斷如下。
[0143](i)Ti量多的情況下，TiN生成並成為破壞的起點。圖8示出了製造Ti量超過
0.05%的0.1 %、其他成分在本發明範圍內的冷軋鋼板，對於該鋼板在模擬了焊接的熱處理試驗後施加衝擊而破壞時的斷裂面的一個例子(圖8的(a)示出了破壞時的斷裂面，圖8的(b)示出了在圖8的(a)中由四方形包圍的部分的放大斷裂面)，Ti量多的情況下，認為2~3 μ m左右的TiN生成並成為破壞的起點。
[0144](ii)B量多時，焊接部及熱影響部的硬度升高，或者硬化區域擴大，拉伸力作用於合掌狀縫焊部(參照圖6)時，合掌狀縫焊部不容易變形。因此，認為應力部分集中而局部升高，韌性下降。
[0145]認為這些⑴與(ii)的影響重疊，因而即使Ti和B的含量在上述範圍內，如果低於TB*的下限值(0.03)時，低溫韌性也劣化。
[0146]根據以上的試驗結果和推斷，將TB*設定為0.03以上。優選為0.035以上。TB*的上限從Ti量和B量的 範圍考慮為0.06。
[0147][P]≤ IOX [B]+0.03
[0148]本發明人認識到控制P含量([P])和B含量([B])使得維持由下述式〈B〉規定的關係時，耐二次加工脆性提聞。
[0149][P]≤ IOX [B]+0.03〈B〉
[0150]以下說明獲得該認識的試驗及其結果。
[0151]本發明人用真空熔化爐將組成在C:0.0005~0.0050%, S1:0.30%以下、Mn:
0.70 ~3.00%, P:0.09% 以下、Ti:0.01 ~0.05% 以下、Nb:0.01 ~0.04%, B:0.0030%以下、S:0.01%以下、Al:0.01~0.30%、N:0.0005~0.010%的範圍內變化的鋼熔煉。
[0152]將熔煉的鋼在1200°C下加熱I小時之後，供於熱軋，在最終溫度880~910°C下結束熱軋，製成厚度3.7mm的熱軋板。將該熱軋板酸洗後供於冷軋，製成厚度1.2mm的冷軋板。對該冷軋板實施800°C、60秒的退火，此後實施lg/m2的Fe-Ni鍍敷，接著採用熔劑法實施Sn-Zn鍍敷。
[0153]Fe-Ni鍍浴使用在Ni鍍敷的瓦特浴中添加了 100g/L硫酸鐵的鍍浴。用輥塗布作為熔劑的ZnCl2-NH4Cl水溶液。鍍敷在含有7wt% Zn的Sn-Zn鍍浴中進行。浴溫設定為280°C，鍍敷後通過氣體吹拂來調整鍍層附著量。
[0154]此外，對熱浸鍍後的鋼板實施Cr3+主體的處理，製成熱浸鍍鋼板。使用該熱浸鍍鋼板，調查耐二次加工脆性溫度。調查如下進行。
[0155]從熱浸鍍鋼板獲取直徑95mm的還料，用外徑50mm的衝頭進行拉深比1.9的圓筒拉伸，製作拉深杯。圖9中示出了評價耐二次加工脆性的試驗方法。如圖9所示，將拉深杯3倒置在底角30°的圓錐臺4上，在各種溫度條件下使重量5kg的砝碼5從高度Im的位置下落，調查拉深杯沒有發生破裂的最低的溫度(耐二次加工脆性溫度)。
[0156]其結果以P量(％ )和B量(ppm)對耐二次加工脆性的影響的形式示於圖10。燃料箱用鋼板的加工通常在相當於1.9以下的拉深比下進行，因此採用拉深比1.9成形加工後的耐二次加工脆性溫度優選是以相當於使用汽車的寒冷地區的最低氣溫(_40°C)為上限的溫度範圍、即優選為_40°C以下，進一步優選為-50°C以下。
[0157]如圖10所示，如果P量(％ ) ([P])和B量(％ ) ([B])滿足下述式〈B〉，則可以使採用拉深比1.9進行成形加工後的耐二次加工脆性溫度為-50°C以下。
[0158][P]≤ IOX [B]+0.03〈B〉
[0159]Cu:0.0 05 ~l%、N1:0.005 ~l%、Cr:0.005 ~1%、Μο:0.0005 ~1%中的一種
或兩種以上
[0160]本發明人通過在上述基本組成的基礎上進一步添加Cu、N1、Cr和Mo，從而得到可以確保拉伸強度且降低屈服強度(YP)、確保加工性的認識。因此，在本發明中根據需要適當含有 Cu、N1、Cr 和 Mo。
[0161]Cu、Ni和Cr的含量優選設定為能夠獲得添加效果的0.005%以上，均更優選設定為0.01 %以上。Mo含量設定為能夠獲得添加效果的0.0005%以上，優選設定為0.001 %以上。
[0162]另一方面，Cu、N1、Cr和Mo的含量超過I %時,導致耐二次加工脆性、合掌狀縫焊部的韌性降低，同時合金成本升高，因此將Cu、N1、Cr和Mo的含量設定為1%以下、均優選設定為0.5%以下，更優選的是，Cu和Mo的含量均設定為0.25%以下、Ni和Cr的含量均設定為0.4%以下。
[0163]其中，本發明鋼板的餘量為Fe和不可避免的雜質。
[0164]本發明鋼板由於具有上述成分組成而具有340MPa以上且低於540MPa的拉伸強度和可應用於汽車領域、尤其是燃料箱的衝壓成形性，此外低溫韌性優異。因此，採用本發明鋼板，可以通過汽車的車體重量減輕來改善耗油率，尤其是可以實現燃料箱的輕量化和複雜化。該效果在工業上是極大的效果。
[0165]接著，說明本發明鋼板的製造方法。
[0166]將調整了各元素的量而為上述成分組成的原料投入到轉爐或電爐中，進行真空脫氣處理，製造板坯。將該板坯在1050~1245°C下加熱5小時以內，在最終溫度Ar3~910°C下結束熱軋而製成熱軋鋼板，此後在卷取溫度750°C以下卷取，獲得熱軋卷材。
[0167]為了確保軋制溫度，板坯的加熱溫度需要為1050°C以上，為了抑制構成韌性降低的主要原因的粗大TiN的生成、且為了抑制奧氏體晶粒的粗大化以及為了抑制加熱成本，設定為1245°C以下，加熱時間設定為5小時以下。
[0168]尤其，粗大的TiN與合掌狀縫焊部的韌性降低有關，因此TB*的限制以及加熱條件是重要的條件。專利文獻13和14中記載的技術是改善母材特性的技術，但會因加熱條件、TB*條件使合掌狀縫焊部的韌性降低。
[0169]熱軋的最終溫度低於Ar3時，鋼板的加工性受損，因此最終溫度設定為Ar3以上。通過使熱軋的最終溫度為910°C以下，可以控制鋼板組織、提高低溫韌性。此外，熱軋後的卷取溫度超過750°C時，冷軋、退火後的鋼板的強度降低，因此卷取溫度設定為750°C以下。
[0170]將由上述方法製作的熱軋鋼板根據需要除氧化皮之後，按50%以上的軋制率進行冷軋，獲得規定板厚的冷軋鋼板。軋制率低於50 %時，退火後的鋼板的強度降低且深拉加工性劣化。另外，軋制率優選為65~80%，採用該軋制率可以獲得強度和深拉加工性更優異的熱浸鍍鋼板。
[0171]此後，將冷軋鋼板在再結晶溫度以上的溫度下退火。退火溫度低於再結晶溫度時，未發育出良好的織構，深拉加工性劣化。優選是「再結晶溫度+20°C」以上。另一方面，退火溫度增高時，鋼板的強度下降，因此退火溫度設定為850°C以下、優選設定為840°C以下、更優選設定為830°C以下。
[0172]為了抑制退火時的氧化，退火優選在氮氣中混入20%以下的氫氣、露點為-60~(TC的氣氛中進行。還考慮到操作負荷時，更優選是在氮氣中混入2~8%的氫氣、露點為-50~-10°C的氣氛。
[0173]對冷軋鋼板的表面實施熱浸鍍，製成熱浸鍍鋼板。熱浸鍍可以在退火後的冷卻途中進行，或者也可以在退火後進行再加熱而實施。
[0174]熱浸鍍鋼板可列舉出在鋼板表面形成有Zn、Zn合金、A1、A1合金、Sn-Zn等的熱浸鍍層的鋼板，在重視耐蝕性的情況下，優選是含有1.0~8.8質量％的Zn、餘量Sn和不可避免的雜質且鍍層附著量為單面10~150g/m2的Sn-Zn熱浸鍍鋼板。
[0175]熱浸鍍層的 成分組成根據燃料箱的內表面與外表面的耐蝕性的平衡來限定。燃料箱的外表面需要完美的防鏽能力，因此在成形後實施塗裝。塗裝厚度決定防鏽能力，鋼板利用熱浸鍍層的防蝕能力而防止鐵鏽的發生。在塗裝不充分的部位，熱浸鍍層的防蝕能力是極其重要的。
[0176]在Sn基鍍層中添加Zn，降低鍍層的電位，賦予犧牲防蝕能力。因此，優選在鍍層中添加1.0質量％以上的Zn，更優選添加3.0質量％以上的Zn。
[0177]然而,超過Sn-Zn 二元共晶點的8.8質量％地添加Zn時,熔點升高,促進Zn晶體的粗大化，另外促進鍍層下層的金屬間化合物層(所謂的合金層)的過剩生長，因此Zn設定為8.8質量％以下、優選設定為8.0質量％以下。
[0178]Sn-Zn鍍層的附著量優選為單面10~150g/m2。上述附著量低於單面10g/m2時，不能確保良好的耐蝕性，而上述附著量超過150g/m2時，鍍敷成本升高，而且層厚變得不均一，鍍層呈現斑紋(缺陷)，另外焊接性降低。因此，Sn-Zn鍍層的附著量優選設定為單面10~150g/m2，更優選設定為單面20~130g/m2。
[0179]為了提高Sn-Zn鍍層的鍍敷性，在鍍敷之前優選實施Fe-Ni的預鍍。Fe-Ni的預鍍對於提高Sn-Zn鍍層的潤溼性且將初晶Sn微細化而提高耐蝕性是有效的。
[0180]Fe-Ni的預鍍在將致使鍍敷性(鍍層與鋼板的潤溼性)劣化的Si ,Mn有效用於高強度化方面是重要的技術，也是本發明的特徵之一。另外，Fe-Ni預鍍對於Sn-Zn鍍層以外的Zn、Zn合金、Al、Al合金等的熱浸鍍層的情況也發揮提高鍍層的潤溼性的效果。
[0181]Fe-Ni的預鍍中，單面的附著量從鍍層的潤溼性的觀點來看優選為0.2g/m2以上，Ni的比例從將初晶Sn微細化的觀點來看優選為10~70質量％。
[0182]由上述方法製造的本發明的熱浸鍍鋼板根據需要可以在熱浸鍍層的表面進一步施加電鍍層。
[0183]實施例
[0184]以下根據發明例和比較例來說明本發明鋼板的可實施性和效果，發明例I~20是為了確認本發明的可實施性和效果而採用的例子，本發明不限於這些發明例I~20。只要不脫離本發明的要旨、達成本發明的目的，本發明可以採用各種條件。[0185](實施例)
[0186]熔煉表1和表2 (表1續)所不的成分組成的鋼板還，按表3所不的溫度和時間加熱板坯之後，在表3所示的最終溫度下結束熱軋，在表3所示的卷取溫度下卷取，獲得厚度
3.6mm的熱軋板。其中，表1和表2所示的成分組成的餘量是Fe和不可避免的雜質。表1和表2中的下劃線表示在本發明的範圍外。
[0187][表1]
[0188]
【權利要求】
1.一種低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板，其特徵在於，其是在冷軋鋼板的表面具有熱浸鍍層的高強度鋼板， 上述冷軋鋼板按質量％計含有C:0.0005~0.0050%, S1:0.30%以下、Mn:0.70~.3.00%,P:0.05% 以下、Ti:0.01 ~0.05%,Nb:0.01 ~0.04%,B:0.0005 ~0.0030%,S:.0.01%以下、Al:0.01~0.30%、以及N:0.0005~0.010%，餘量由Fe和不可避免的雜質組成， [Ti]代表Ti含量(％ )、[B]代表B含量(％ )、[P]代表P含量(％ )，由下述式定義的TB*為0.03~0.06，且[B]和[P]滿足下述式〈B〉。
TB* = (0.11-[Ti])/(In ([B] X10000))
[P]≤ IOX [B]+0.03〈B〉
2.根據權利要求1所述的低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板，其特徵在於，所述冷軋鋼板按質量％計進一步含有Cu:0.005~1%、N1:0.005~l%、Cr:0.005~1%、以及Mo:0.0005~I %中的一種或兩種以上。
3.根據權利要求1或2所述的低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板，其特徵在於，所述熱浸鍍層含有1.0~8.8質量％的Zn、餘量Sn和不可避免的雜質，鍍層附著量為單面10~150g/m2。
4.根據權利要求1~3的任一項所述的低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板，其特徵 在於，採用拉深比1.9對所述高強度鋼板進行加工後的耐二次加工脆性溫度為-50°C以下。
5.根據權利要求1~4的任一項所述的低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板，其特徵在於，所述高強度鋼板的合掌狀縫焊部的延性-脆性轉變溫度為_40°C以下。
6.一種低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板的製造方法，其特徵在於，其是製造權利要求1~5的任一項所述的低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板的製造方法，該製造方法具有: 將具有與權利要求1或2所述的冷軋鋼板的成分組成相同的成分組成的鋼水連鑄而獲得板坯的工序； 將上述板坯在1050~1245°C下加熱5小時以內，然後在Ar3~910°C的最終溫度下結束熱軋，製成熱軋鋼板，此後在750°C以下的溫度下卷取，獲得熱軋卷材的工序； 將上述熱軋鋼板按50%以上的冷軋率冷軋而製成冷軋鋼板，此後獲得冷軋卷材的工序；以及 將上述冷軋鋼板在再結晶溫度以上的溫度下退火，此後實施熱浸鍍的工序。
7.根據權利要求6所述的低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板的製造方法，其特徵在於，所述實施熱浸鍍的工序中，實施鍍層含有1.0~8.8質量％的Zn、餘量Sn和不可避免的雜質且鍍層附著量為單面10~150g/m2的熱浸鍍。
8.根據權利要求6或7所述的低溫韌性和耐蝕性優異的衝壓加工用熱浸鍍高強度鋼板的製造方法，其特徵在於，所述實施熱浸鍍的工序中，在實施熱浸鍍之前實施Fe-Ni的預鍍。
【文檔編號】C22C19/03GK104011243SQ201280064349
【公開日】2014年8月27日 申請日期:2012年12月18日 優先權日:2011年12月27日
【發明者】佐藤寬哲 申請人:新日鐵住金株式會社