CN104169452B - 冷加工性、模压淬火性和表面性状优异的冲压成形用熔融镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
提供一种具有优异的冷加工性，并且即使没有专用设备也没有不镀等缺陷的表面性状优异，即使在低速冷却下，在淬火后也能够确保1370MPa以上的强度的冲压成形用熔融镀锌钢板，和用于制造这样的冲压成形用熔融镀锌钢板的有用的方法。本发明的冲压成形用熔融镀锌钢板，是在基底钢板表面形成有熔融镀锌层的冲压成形用熔融镀锌钢板，所述基底钢板具有规定的化学成分组成，是由平均长宽比为4.0以下的等轴状铁素体、与平均最大粒径为2.0μm以下的渗碳体和/或珠光体构成的组织。
Description
技术领域
本发明涉及用于汽车零件的结构构件这样的需要强度和耐腐蚀性的冲压成形品所使用的熔融镀锌钢板及其制造方法，特别是涉及冷加工性、模压淬火性和表面性状优异的冲压成形用熔融镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
作为由地球环境问题引发的汽车的燃油效率提高的对策之一，车体的轻量化推进，需要使汽车所使用的钢板尽可能高强度化同时制品化。作为制造这样的高强度零件的技术，采用通过将钢板(坯体)加热到奥氏体区域后，一边以冲压成形模具成型一边急冷，从而得到高强度零件的技术在扩大。在此技术中，作为大体分类，有如下工艺法：(1)将坯体加热至奥氏体区域后，热态下进行模具成形，直接在模具内进行急冷的直接工艺法；(2)不加热坯体而是进行冷成形，加热所得到的成形品之后，再以模具进行急冷的间接工艺法。
在上述直接工艺法中，需要将加热至900℃以上的奥氏体区域的坯体，经一次冲压成形而成为最终形状，因此零件形状受到制约。另外，为了设定尺寸精度需要的定位用的孔，需要在成形后实施钻孔，但需要在淬火后的高强度的状态进行钻孔加工，因此要适用比剪切加工成本高的激光切割等的工艺法。
另一方面，在间接工艺法中，因为需要分别实施冷加工和模压淬火，所以模具数量增加，但通过应用冷加工性优异的钢板，相比直接工艺法来说，具有能够确保复杂的零件形状这样的优点。
在上述间接工艺法中，从零件耐腐蚀性和防止零件加热中的钢板的氧化皮生成的观点出发，作为冲压成形用钢板，适用熔融镀锌钢板。适用于间接工艺法的熔融镀锌钢板，多适用于复杂形状的零件，要求延伸率大，延伸率凸缘成形性良好。另外还需要在冲压成形时，没有镀层的剥离和粉化这样的问题，另外还没有不镀等的表面缺陷。
作为这样的技术，例如专利文献1～3中，公开有一种使用镀锌钢板，用于在淬火后确保高强度的零件的制造方法。在这些技术中，作为所使用的钢板的化学成分组成，为了确保零件强度而添加有各种合金元素(例如，Si、Cr、Mn、Ti、B等)。但是，这些添加元素，在连续熔融镀锌线的熔融锌釜浸渍前的原板表面(钢板表面)形成氧化物，使钢板表面发生不镀。
作为其对策，应用的技术是进行先使钢板表面氧化而生成铁系的氧化物之后再还原的氧化-还原法，然后再进行镀覆处理的技术。但是，为了实施这样的技术，需要以专用的设备严密地控制氧化条件和还原条件，对其加以管理。如果对其管理不当，则即使应用氧化-还原法，也会在镀覆前的原板表层部分性地残留上述合金元素的氧化物，成为不镀发生的原因。另外，在零件成形后的加热时镀锌与基体铁反应，进行合金化，但若在基体铁表层残留氧化物，则成为合金化速度发生偏差的原因。
上述的零件加热时的合金化速度的偏差，通过表面发射率的偏差而成为加热温度偏差的原因。另外，加热温度的偏差将引起表层的锌氧化物的生成量的偏差，锌氧化物生成量的偏差将引起涂膜密接性和焊接性的偏差。
此外，水淬火(冷却速度：数100℃/秒)和在以强化了冷却能力的特殊模具进行淬火时，因为冷却速度非常高，所以可以得到高强度，但若像间接工艺法这样零件形状复杂，则整体上仍得不到充分的冷却速度，需要一定以上的合金添加。
为了冷加工性的确保和防止熔融镀锌不良，合金元素尽量少的方法有利，但为了确保复杂形状下仍稳定的模压淬火后的零件强度，需要添加一定的合金元素，这就需要使二者兼顾的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特表2007-505211号公报
专利文献2：日本特表2007-500285号公报
专利文献3：日本特开2004-323944号公报
发明内容
本发明鉴于上述情况而完成，其目的在于，提供一种具有优异的冷加工性，并且即使进行没有用于应用氧化-还原法的专用设备的通常的还原法，也没有不镀等的缺陷，表面性状优异，且即使进入模具之后的平均冷却速度为低速冷却，在模压淬火后仍能够确保1370MPa以上的高强度的模压淬火性优异的冲压成形用熔融镀锌钢板，和用于制造这种冲压成形用熔融镀锌钢板的有用的方法。
能够达成上述目的的所谓本发明的冲压成形用熔融镀锌钢板，是在基底钢板表面形成有熔融镀锌层的冲压成形用熔融镀锌钢板，其在如下点具有要旨：所述基底钢板，分别含有
C：0.20～0.24％(“质量％”的意味，关于化学成分组成下同)、
Si：0.1％以下(不含0％)、
Mn：1.20～1.5％、
P：0.02％以下(不含0％)、
S：0.002％以下(不含0％)、
Cr：0.21～0.5％、
Ti：0.02～0.05％、
sol.Al：0.02～0.06％和
B：0.001～0.005％、
余量由和不可避免的杂质构成，
并且其组织由平均长宽比为4.0以下的等轴状铁素体、和平均最大粒径为20μm以下的渗碳体和/或珠光体构成。
另一方面，本发明方法在如下点具有要旨：将具有上述这样的化学成分组成的钢板坯加热至1150～1300℃后，使最终温度为850～950℃而进行热轧，在550～700℃的温度范围卷取，其后使压下率为30～70％而进行冷轧，退火最高温度为700～800℃，在700～800℃下的保持时间：10秒以上且600秒以下，且以满足下述(1)式的条件进行退火，再冷却至500℃以下而进行熔融镀锌。
15000≤[(T/100)3.5]×t≤100000…(1)
其中，T：退火最高温度(℃)，t：700～800℃下的保持时间(秒)
发明的效果
根据本发明，通过严密地规定基底钢板的化学成分组成，并且使基底钢板的组织成为由平均长宽比为4.0以下的等轴状铁素体、和平均最大粒径为20μm以下的渗碳体和/或珠光体构成的组织，能够实现具有优异的冷加工性，并且表面性状优异，即使是低速冷却也能够在模压淬火后确保1370MPa以上的高强度(即，模压淬火性优异)的冲压成形用熔融镀锌钢板。
附图说明
图1是表示试验No.14的钢板(发明例)的显微组织的图纸代用光学显微镜照片。
图2是表示试验No.20的钢板(比较例)的显微组织的图纸代用光学显微镜照片。
具体实施方式
本发明者们为了实现优选适用于例如前述的间接工艺法的冲压成形用熔融镀锌钢板，即全面兼备冷加工性(延伸率和延伸凸缘性)，在比以往低的冷却速度(例如，进入模具后，大致从Ac3点至200℃的温度范围的平均冷却速度为20～100℃/s左右)下的模压淬火性，和防止不镀等的缺陷以及防止零件热处理后的耐腐蚀性偏差的钢板，从各种角度进行研究。其结果发现，(i)在狭窄的范围严密地规定基底钢板的化学成分组成，特别是将Si含量抑制在0.1％以下的低水平，即使不应用氧化-还原法，也能够防止不镀的发生；此外(ii)使组织成为由等轴状铁素体、与微细渗碳体和微细珠光体等构成的组织，则能够实现适合上述目的的冲压成形用熔融镀锌钢板，从而完成了本发明。
在本发明的冲压成形用熔融镀锌钢板中，需要适当地控制基底钢板的化学成分组成和组织(在模具的淬火前的显微组织)。这些要件的范围设定理由如下。
[C：0.20～0.24％]
C在确保模具冷却后的冲压成形品(零件)的强度上是必要的元素。为此，C含量需要为0.20％以上。但是，若C含量过剩，则招致焊接性和冷加工性的降低，因此需要为0.24％以下。C含量的优选的下限为0.21％以上，优选的上限为0.23％以下。
[Si：0.1％以下(不含0％)]
通过将基底钢板中的Si含量控制在0.1％以下，即使不应用氧化-还原法(没有用于氧化-还原的专用的设备，采用通常的还原法)，也不会发生不镀。即，若Si含量超过0.1％，则在还原退火下，Si在镀覆前的基底钢板表面形成氧化皮膜，因为在氧化皮膜部分不会附着熔融镀锌，所以成为不镀的原因。另外，即使是不会使不镀生成的轻度的氧化物，也会成为在零件加热时的炉内进行的合金化反应的偏差的原因，由此成为表面发射率的偏差，而且成为温度偏差的原因。若是淬火前的零件的加热温度像这样发生偏差，则成为零件强度的偏差的原因。
此外，基底钢板中的Si，在加热时向熔融镀锌表层扩散，在最表层生成Si系的氧化物。在这样的状态下对涂装性有影响时，需要通过喷丸等除去，但该除去花费时间，因此成为零件的生产率降低的原因。如本发明这样，通过使用将Si含量控制在0.1％以下的基底钢板，能够确保良好的外观，也不会发生关于上述这样的热处理时的问题。Si含量优选为0.08％以下，更优选为0.05％以下。Si含量的下限没有特别限定，例如为0.01％以上，特别是也可以在0.02％以上。
[Mn：1.20～1.5％]
Mn是用于确保金属模冷却时的零件强度所需要的元素。本发明的基底钢板中，为了发挥这样的效果，重要的是Mn含量为1.20％。但是，若Mn含量过剩，则组织成为带状组织，除了难以确保等轴状铁素体以外，钢板的Ac3相变点也降低，在熔融镀锌线的退火中，容易生成奥氏体。若奥氏体生成，则在其后的冷却过程，容易生成贝氏体和马氏体，冷加工性将降低。另外若Mn与Si相比，则其影响小，但会使不镀生成。从这一观点出发，Mn含量需要在1.5％以下。Mn含量的优选的下限为1.22％以上，特别优选在1.24％以上，优选的上限在1.40％以下，特别优选在1.30％以下。
[P：0.02％以下(不含0％)]
P是使淬火后的零件的焊接性和低温脆性恶化的元素，因此其含量需要抑制在0.02％以下。优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下。
[S：0.002％以下(不含0％)]
S生成MnS等的夹杂物，除了在冷加工时、零件碰撞时的变形中容易使龟裂发生以外，还使焊接性降低，因此优选尽可能少的方法。从这一观点出发，S含量需要抑制在0.002％以下。优选为0.0015％以下，更优选为0.0010％以下。
[Cr：0.21～0.5％]
Cr在将模压淬火→冷却时的零件强度确保在1370MPa以上方面是必要的元素。特别是在减少了Si含量的基底钢板中，为了确保强度，重要的是使Cr含有0.21％以上。但是，若Cr含量过剩，则由于熔融镀锌线上的贝氏体、马氏体的生成，导致冷加工性降低，因此需要为0.5％以下。另外，若与Si相比，则其影响小，但也会使不镀发生。Cr含量的优选的下限为0.23％以上，优选的上限为0.40％以下，特别优选在0.30％以下。
[Ti：0.02～0.05％]
Ti是用于确保1370MPa以上的零件强度所需要的元素。若B与N结合而生成氮化物，则淬火性降低，因此具有预先将固溶氮素(N)作为TiN加以固定的效果。为了发挥这样的效果，Ti含量需要为0.02％以上。但是，若Ti含量过剩，则在熔融镀锌线上，退火中的再结晶受到抑制，等轴状铁素体无法生成，冷加工性降低，因此需要为0.05％以下。Ti含量的优选的下限为0.03％以上，优选的上限は0.04％以下。
[sol.Al：0.02～0.06％]
sol.Al发挥作为脱氧剂的效果。为此需要使之含有0.02％以上。但是，若超过0.06％而过剩地使之含有，则夹杂物过剩地生成，使冷加工性降低。sol.Al含量的优选的下限为0.030％以上，优选的上限为0.050％以下。
[B：0.001～0.005％]
B在淬火性提高上具有效果，在用于由模具冷却来确保零件强度上是很必要的元素。为了发挥这样的效果，B含量需要为0.001％以上。优选为0.0020％以上(更优选为0.0025％以上)。但是，即使B含量过剩，其效果也是饱和，因此需要为0.005％以下。优选为0.0045％以下(更优选为0.0040％以下)。
本发明中使用的基底钢板的化学成分组成如上述，余量是铁和不可避免的杂质(例如，N、O、Sb、Sn等)。
本发明中使用的基底钢板的显微组织(模压淬火前的显微组织)，是母相为等轴状铁素体，在该铁素体晶内或铁素体晶界，分散有平均最大粒径为20μm以下的渗碳体、珠光体(以下，有称为“微细渗碳体”、“微细珠光体”的情况)的组织。通过完成再结晶，能够降低钢板强度，确保一定的延伸率，但为了使延伸率和延伸凸缘性均实现高水平，需要不仅仅只是完成再结晶，而是要成为上述的组织。
[等轴状铁素体]
为了赋予高冷加工性，铁素体需要为等轴状铁素体。所谓“等轴状”，意思是轧制方向铁素体粒径与板厚方向铁素体粒径的比(轧制方向粒径/板厚方向粒径：以下称为“长宽比”)的平均(以下，称为平均长宽比)为4.0以下。若铁素体的平均长宽比超过4.0，则延伸率和延伸凸缘性均降低。即，所谓上述长宽比超过4.0，意味着成为铁素体沿轧制方向伸展的组织，在这样的组织中，除了无法达成良好的延伸率以外，延伸凸缘性也降低，冷加工性降低。作为冷加工性降低原因之一，除了存在再结晶未完成的晶粒以外，还推测为，即使再结晶完成，与等轴状组织相比沿轧制方向伸长的铁素体，加工应变的传播性不均匀，加工硬化性低。铁素体的平均长宽比，尽可能越接近1越好，优选为3.5以下，更优选为3.0以下，特别优选为2.5以下。最优选为1附近。
[微细渗碳体和/或微细珠光体]
如上述，在本发明所用的基底钢板中，在上述铁素体的晶内或晶界存在渗碳体和珠光体，但为了确保良好的冷加工性，需要使渗碳体的长径(最大直径)的平均值(平均最大粒径)处于20μm以下。若平均最大粒径超过20μm，则冷加工时成为龟裂的起点，延伸率和延伸凸缘性降低。根据后述的本发明钢板的制造方法，并非珠光体而是渗碳体容易生成，但存在珠光体时，与渗碳体同样，珠光体的平均最大粒径需要在20μm以下。渗碳体和/或珠光体的平均最大粒径均优选为15μm以下，更优选为10μm以下，特别优选为5μm以下。
在此，上述渗碳体不包括在贝氏体中析出的碳化物、和在回火马氏体中生成的这种使钢强化这样的极其微细的渗碳体。从这一观点出发，渗碳体的平均最大粒径的优选的下限为0.5μm以上，更优选为1μm以上。
本发明的基底钢板中，等轴状铁素体是主相，需要由珠光体、渗碳体构成。在此所谓“主相”，意思是在全部组织中所占的上述的等轴状铁素体占有的比率(面积率)为50％以上。优选为60％以上，95％以下。
在本发明中，也可以只由上述的等轴状铁素体与微细渗碳体和/或微细珠光体构成(合计100％)，但在不损害本发明的作用的范围内，也可以含有其他的组织(贝氏体、马氏体、残留奥氏体等)。其中，若贝氏体和马氏体混入，则延伸率和延伸凸缘性降低。因此，在全部组织中所占的上述其他的组织，优选合计抑制在5面积％以下。
还有，本发明钢板的显微组织(除了构成本发明钢板的铁素体，与渗碳体和/或珠光体之外，还会在制造上混入的贝氏体和马氏体等其他的组织)的鉴别，能够由以下的方法进行。
首先，例如提取大小20×20(mm)的钢板试样，观察板厚的1/4的位置的各显微组织。
上述组织之中珠光体和渗碳体，用苦味酸腐蚀后，以扫描型电子显微镜(SEM)鉴别组织，测量晶粒的长径(最大直径)。测量时，以能够精确测量各晶粒的长径的方式，适宜选择SEM的倍率进行观察。在后述的实施例中，以SEM倍率3000倍任意测量200个，求得其平均值。
另一方面，铁素体能够用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀后，以能够观察铁素体晶界的方式用SEM或光学显微镜鉴别组织，通过切断法或图像分析法，分别测量铁素体的板厚方向的粒径和轧制方向的粒径，求得铁素体的平均长宽比。采用切断法和图像分析法任意一种时，均优选以倍率1000倍求得5个视野的平均。在后述的实施例中，以SEM鉴别组织后，通过切断法求得上述5个视野的平均。
此外，贝氏体和马氏体，能够用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀后，由SEM鉴别组织，通过图像分析法和点计算法求得。在后述的实施例中，以SEM倍率1000倍观察5个视野，进行图像分析，求得其平均。或者，也可以在SEM观察时，先以比1000倍高的倍率鉴别贝氏体和马氏体晶粒，之后再如上述这样以SEM倍率1000倍对5个视野进行图像分析。
为了制造本发明的基底钢板，也需要严密控制其制造条件。为了形成上述这样的组织，需要使用具有上述这样的化学成分组成的钢板坯，加热至1150～1300℃后，使最终温度为850～950℃而进行热轧，在550～700℃的温度范围卷取，其后以压下率：30～70％冷轧，以退火最高温度为700～800℃、700～800℃下的保持时间：10秒以上且600秒以下、且满足下述(1)式的条件进行退火，再冷却至500℃以下而进行熔融镀锌。规定此各要件的理由如下述。
15000≤[(T/100)3.5]×t≤100000…(1)
其中，T：退火最高温度(℃)，t：700～800℃下的保持时间(秒)
[板坯加热温度：1150～1300℃]
若板坯加热温度低，则热轧时的荷重过大，因此需要为1150℃以上。但是，若板坯加热温度超过1300℃，则得不到熔融镀锌后作为目标的等轴状铁素体。这被认为是热轧时的显微组织成为混合晶粒组织造成的影响。另外，氧化皮的生成多，成品率降低。板坯加热温度优选为1180℃以上、1250℃以下。
[热轧的最终温度：850～950℃]
若热轧的最终温度比850℃低，则热轧后的组织不均匀，熔融镀锌后得不到作为目标的等轴状铁素体。最终温度优选为880℃以上。但是，若最终温度超过950℃，则氧化皮引起的表面瑕疵容易发生。另外，也带来镀覆后的外观不良，因此需要为950℃以下。最终温度优选为920℃以下。
[卷取温度：550～700℃]
卷取温度低于550℃时，热轧后的强度变高，其后的冷轧困难。优选为570℃以上。但是，若卷取温度超过700℃，则生成带状的珠光体，其后即使实施冷轧和退火，珠光体的微细化也困难。卷取温度优选为670℃以下(更优选为650℃以下)。
[压下率(冷轧率)：30～70％]
压下率低于30％时，再结晶的进行不足，得不到等轴状铁素体。另外，热轧后的珠光体的***不足，得不到微细渗碳体和微细珠光体组织。压下率优选为40％以上。压下率的上限，根据冷轧机的设备能力，为70％以下。还有，所谓上述“压下率”，是由下述(2)式求得的冷轧率。
压下率(％)＝[(冷轧前的钢板厚度-冷轧后的钢板厚度)/冷轧前的钢板厚度]×100…(2)
[退火最高温度：700℃～800℃]
熔融镀锌线的退火最高温度(退火设定温度)的下限需要为700℃以上。若该温度低于700℃，则再结晶无法充分进行，轧制组织残留，得不到良好的冷加工性。另外，镀覆前的钢板表面的还原调整不足，因此外观不良发生。另一方面，若退火最高温度超过800℃，则不论退火时间、奥氏体都会过剩地生成，在其后的冷却过程中，显微组织中混入贝氏体或马氏体，强度上升，冷加工性降低。退火最高温度优选为730℃以上且780℃以下。
[700～800℃下的保持时间：10秒～600秒]
在700～800℃的温度范围保持的时间(保持时间)，意思是经由(通过)该温度范围的时间的合计。具体来说，如后述的实施例，意思是从700℃加热至退火最高温度时的加热时间(升温时间)，和从退火最高温度冷却至700℃时的冷却时间都包含在内的合计时间。在本发明中，使上述保持时间处于10秒～600秒的范围。该保持时间低于10秒时，再结晶无法充分进行，轧制组织残留，得不到良好的冷加工性。另外，镀覆前的表面的还原调整不足，因此发生外观不良。另一方面，若上述保持时间过长，则需要使退火炉巨大，因此使其上限为600秒以下。保持时间优选为50秒以上且500秒以下。
[退火最高温度，与700～800℃下的保持时间的关系式(所述(1)式)]
如上述这样使退火最高温度范围为700℃以上，700～800℃下的保持时间为10秒以上，由此再结晶完成，但仅仅如此未必能够得到期望的等轴铁素体+(微细珠光体和/或微细珠光体)的组织。退火最高温度T(℃)和700～800℃下的保持时间t(秒)所规定的值[[(T/100)3.5]×t：以下称为“A值”]控制为15000以上(优选为30000以上)，由此能够得到等轴状铁素体与微细珠光体和/或微细渗碳体的组织[参照后述的表5的No.18(只有A值偏离的例子)]。
另一方面，若退火最高温度为700℃以上，700～800℃下的保持时间为长时间，则奥氏体生成，冷却后成为贝氏体和马氏体等的低温相变生成物，钢板强度上升，延伸率(EL)和延伸凸缘性(λ)降低。特别是若上述A值过大，则仍然得不到期望的组织，冷加工性降低(参照后述的表5的No.16)。从这一观点出发，上述A值[[(T/100)3.5]×t]需要为100000以下(优选为80000以下)。
关于上述退火时的气氛没有特别限定，但优选全部在还原性气氛中进行退火。所谓该还原性气氛，是不会形成铁氧化物的程度的条件。其能够通过控制(空/燃)比和露点来加以控制。例如有这样的情况，在含有Si比0.1％多的钢板中，在氧化性的气氛中使铁氧化物在表层生成后，进行还原，从而实现抑制不镀，但在本发明中，因为将Si抑制在低水平，并且适当调整Cr和Mn的含量，所以没这个必要。即，本发明中不需要应用氧化-还原法，而是可以用通常的还原法进行制造，不需要特殊设备。
进行了上述这样的退火后，进行冷却。冷却时，为了减少贝氏体和马氏体的生成，优选对于退火最高温度至600℃的温度范围，例如在5秒以上(更优选为10秒以上)、60秒以下(更优选为45秒以下)的范围进行冷却。
其中，冷却后至浸入镀浴中，需要预先冷却到500℃以下。若向镀浴的浸入温度(即，镀覆开始温度)比500℃高，则镀浴温度上升而招致镀覆外观不良。另外若向镀浴的浸入板温高，则即使不实施合金化处理，镀层的合金化也会进行，但如果冷却至500℃以下，则对其有防止效果。上述镀覆开始温度优选为480℃以下，350℃以下。
还有，向镀浴浸入时的温度(即，冷却停止温度)，优选处于350℃以上。若冷却至比350℃低的温度，则有可能生成马氏体相，冷加工性降低。更优选为400℃以上。
如上述这样得到的基底钢板，之后进行熔融镀锌。由此，能够得到在基底钢板的表面实施有熔融镀锌的熔融镀锌钢板。这时的熔融镀锌层，如以下详述，优选镀覆附着量为50～90g/m2左右，镀层中铁浓度为5％以下。
首先，关于镀覆附着量，为了确保作为零件使用时的耐腐蚀性而优选为50g/m2以上。更优选为60g/m2以上。镀覆附着量的上限，从不使焊接性降低这一观点出发，优选为90g/m2以下，更优选为80g/m2以下。
另外，熔融镀锌层中的铁浓度，根据以下的理由，优选为5％以下。在冷加工后的零件加热时，合金化进行，但在基底钢板的阶段，若合金化已经进行，则零件中合金化过剩地进行，耐腐蚀性会降低。另外，若熔融镀锌层中的铁浓度过高，则冷加工时容易发生被称为粉化的镀层粉化的加工不良。特别是镀覆附着量为60g/m2以上时，若实施合金化处理，则铁的扩散无法充分达到镀覆表层，在基底铁与镀层的界面铁浓度高，容易发生粉化。从这一观点出发，优选熔融镀锌层中的铁浓度为5％以下，更优选为4％以下。
如上述这样得到的熔融镀锌钢板，冷却到常温后，也可以根据需要，为了去除屈服伸长率而实施调质轧制。
在本发明的冲压成形用熔融镀锌钢板中，将基底钢板中的添加元素(化学成分组成)限定在狭窄的范围内之后，成为规定的显微组织，从而能够得到良好冷加工性(延伸率和延伸凸缘性)。其中延伸凸缘性能够由扩孔试验(扩孔率λ)进行评价。具体来说，本发明的冲压成形用熔融镀锌钢板满足下述的特性。
[冷加工性]
延伸率(总延伸率EL)：18％以上(优选为23％以上，更优选为25％以上)
延伸凸缘性(扩孔率λ)：40％以上(优选为45％以上，更优选为55％以上)。
[表面性状]
此外，本发明的冲压成形用熔融镀锌钢板表面性状也优异。具体来说，即使没有用于应用氧化-还原法的专用设备，只是应用通常的还原法，也能够防止不镀等的缺陷。
[模压淬火性]
此外，本发明的冲压成形用熔融镀锌钢板的模压淬火性也优异。具体来说，放入模具后，大致从Ac3点至200℃的温度范围的平均冷却速度即使是20～100℃/s左右的低速冷却，也能够在模压淬火后确保1370MPa以上的高强度。
这样的本发明的镀覆钢板，因为强度也稳定在一定范围内，所以尺寸精度也良好。冲切和钻孔加工所需要的加工力也稳定，因此也能够作为热加工用使用。
以下，通过实施例更具体地展示本发明的效果，但下述实施例不限定本发明，依据前、后述的宗旨进行设计变更的均包含在本发明的技术的范围内。
实施例
[实施例1]
熔炼具有下述表1所示的化学成分组成的钢材(钢种A～D、G)后，以下述的条件实施热轧，酸洗除去表层的氧化皮，再进行冷轧(冷轧至板厚1.5mm)后，用热处理模拟装置实施连续熔融镀锌线上的热处理条件。在本实施例中，实际不进行镀覆处理，因此不进行镀覆后的表面性状的判定。
[热轧条件]
加热温度：1200℃
最终温度：890℃
卷取温度：600℃
最终板厚：3.0mm(冷轧率：50％)
[连续退火模拟装置]
以热处理模拟装置再现连续熔融镀锌线的热处理条件。在规定温度域(退火最高温度T：下述表2)以10℃/秒加热后，进行规定时间保持(退火最高温度T下的保持时间)。加热中的气氛为还原性气氛(非氧化性气氛)。其后，以30秒冷却从退火最高温度T至600℃的温度范围，以15℃/秒的平均冷却速度对于600℃至460℃进行冷却，保持30秒后，冷却至室温。这时的热处理条件(退火条件)，与700～800℃下的保持时间t和A值{[(T/100)3.5]×t}一起显示在下述表2中。还有，表2所示的700～800℃下的保持时间t，是包括从700℃加热至退火最高温度T时的加热时间(升温时间)，和从退火最高温度T冷却至低于700℃时的冷却时间的时间(在下述表5也相同)。
[表1]
*余量：铁和不可避免的杂质
[表2]
对于所得到的试验片，观察基底钢板的显微组织，并且以下述的方法实施拉伸试验和扩孔试验，调查机械的特性(屈服点YP，抗拉强度TS，总延伸率EL，扩孔率λ)。另外，对于在下述的条件下进行了淬火(热处理试验)后的强度(抗拉强度TS)也进行调查。
[显微组织观察]
采集大小20×20(mm)的钢板试样，以如下方式观察存在于板厚的1/4部的各显微组织。
对珠光体和渗碳体以苦味酸进行腐蚀后，用SEM(倍率3000倍)分别对其测量任意的200个长径(最大直径)。计算各自的平均值，作为珠光体和渗碳体的平均最大粒径。
铁素体是以硝酸乙醇腐蚀液腐蚀后，用SEM(倍率1000倍)鉴别组织，通过切断法测量铁素体的板厚方向的粒径(长径)和轧制方向的粒径(短径)，求得其比(长宽比)。上述测量合计在5个视野进行，将其平均作为平均长宽比。
关于贝氏体和马氏体的面积率，以硝酸乙醇腐蚀液腐蚀后，用SEM(倍率1000倍)对5个视野观察而进行图像分析，求其平均。
[拉伸试验]
提取JIS5号拉伸试验片，通过拉伸试验，沿着与轧制方向垂直的方向拉伸，测量机械的特性(屈服点YP，抗拉强度TS，总延伸率EL)。冷加工性的合格标准为总延伸率EL：18％以上。
[扩孔试验]
依据日本铁钢联盟规格JFST1001实施扩孔试验。冷加工性的合格标准为扩孔率λ：40％以上。
[热处理试验]
为了评价热处理后(淬火后)的强度，以下述的条件对于规定尺寸(250mm×140mm)的小试验板(切板)进行热处理。即，以保持在炉温900℃的加热炉，对于切板加热5分钟，以约4分钟使板温到达900℃。经过5分钟后，从加热炉取出切板，立即用模具夹住冷却。这时的冷却速度，在900℃至200℃的温度范围，平均冷却速度是20℃/秒。到达常温后，采集拉伸试验片，测量抗拉强度TS。淬火后的抗拉强度TS的合格标准是1370MPa以上，满足这一要件的评价为模压淬火性优异。
这些结果显示在下述表3中。还有，在表3中，所谓其他组织比率，意思是铁素体与渗碳体和/或珠光体以外的组织。另外，其他的组织比率为“0”的，意思是铁素体与渗碳体和/或珠光体的合计面积率为100％(在下述表6中也相同)。
[表3]
根据这些结果能够进行以下考察。
首先，钢种A是满足本发明所规定的化学成分组成的钢材，可知实施规定的热处理条件，能够得到优异的冷加工性(延伸率和延伸凸缘性)，和优异的模压淬火性(淬火后的高抗拉强度TS)(试验No.1、2)。
但是，即便使用相同的钢种A，在退火最高温度T较高、上述A值大的试验No.3中，仍有贝氏体和马氏体大量生成，得不到期望的微细渗碳体/微细珠光体。表3中，所谓“渗碳体或珠光体的平均最大粒径”一栏为“-”，意思是得不到这些组织。其结果是得不到良好的冷加工性(延伸率和延伸凸缘性)。
钢种B是Si和Al的含量多，Mn和B的含量不足的例子，如表2所示，即使适当控制退火条件，淬火后的抗拉强度TS仍不足(试验No.4)。表3中，所谓“扩孔率λ”一栏为“-”，意思是未进行试验。
钢种C是Si含量多，Ti含量不足的例子。由于Ti量的不足而不能固定N，因此B与N结合，淬火后的抗拉强度TS不足(试验No.5)。
钢种D是C含量不足，Si含量多的例子，淬火后的抗拉强度TS不足(试验No.6)。
钢种G是Mn含量多的例子，如表2所示，即使适当控制退火条件，贝氏体和马氏体仍大量生成，得不到期望的微细渗碳体/微细珠光体。其结果是延伸率降低。
[实施例2]
使用具有下述表4的化学成分组成的钢材(钢种E、F)，通过连续铸造制造板坯，在下述的条件下实施热轧，酸洗去除表层的氧化皮，再冷轧(冷轧至板厚1.5mm)后，以连续熔融镀锌线实施规定的热处理(退火条件)，实施熔融镀锌。
[表4]
*余量：铁和不可避免的杂质
[热轧条件]
加热温度：1220℃
最终温度：870℃
卷取温度：600℃
最终厚：3.0mm(冷轧率50％)
[熔融镀锌线]
以加热速度：15℃/秒加热至规定温度域(退火最高温度T：下述表5)后，进行规定时间保持(退火最高温度T下的保持时间)。加热中的气氛为还原性气氛[非氧化性气氛(氮素+氢的混合气氛)]。其后，以20秒对于从退火最高温度T至600℃的温度范围进行冷却，再以20℃/秒的平均冷却速度从600℃冷却至460℃，以460℃的温度进行等温保持后，浸渍在镀浴中。镀浴中的Al浓度为0.2％，镀覆附着量(涂布量)的目标值为70g/m2。不实施合金化处理。所形成的镀层中的铁浓度为1％以下。这时的热处理条件(退火条件)，与700～800℃下的保持时间t，和A值{[(T/100)3.5]×t}一起显示在下述表5中。
[表5]
对于所得到的试验片，与实施例1同样地实施基底钢板的显微组织的观察、拉伸试验和扩孔试验，调查机械特性(屈服点YP，抗拉强度TS，总延伸率EL，扩孔率λ)。另外，与实施例1同样对于进行了淬火(热处理试验)之后的强度(抗拉强度TS)也进行调查。此外，根据下述的方法评价镀覆外观。
[镀覆外观评价方法]
在镀覆线的输出侧检查台上，目视观察有无镀覆不良。这时，钢板长度每200m的表面缺陷为0时评价为良好(○)，表面缺陷有1～4个时评价为稍微不良(△)，表面缺陷有5个以上时评价为不良(×)。
这些结果显示在下述表6。
[表6]
由这些结果，能够进行如下考察。首先，试验No.10～15是使用本发明所规定的钢种E，以规定的热处理条件制造的实施例，能够得到优异的冷加工性(延伸率和延伸凸缘性)，和优异的模压淬火性(淬火后的高抗拉强度TS)，镀覆外观(表面性状)也良好。
相对于此，试验No.8、9、16～20，是不满足本发明所规定的要件的比较例，特性均劣化。
首先，试验No.8、9，使用了本发明所规定的钢种E，但退火最高温度T比本发明所规定的温度低(因此，A值为0)。因此，得不到期望的组织(等轴状铁素体与微细渗碳体/微细珠光体)，冷加工性(延伸率和延伸凸缘性)不充分。还有，在上述例中，渗碳体几乎未生成。另外，退火中的表面的还原不充分，因此零星确认到有微少的不镀部，得不到良好的镀覆外观(表面性状)。
试验No.16也使用了本发明所规定的钢种E，但A值大，因此退火中生成大量的奥氏体，在其后的冷却过程生成贝氏体和马氏体。其结果是，淬火前的抗拉强度TS高，冷加工性(延伸率和延伸凸缘性)降低。
试验No.17是也使用了本发明所规定的钢种E，但700～800℃下的保持时间t不足，A值也小的例子。因此，铁素体的平均长宽比超过4.0，另外渗碳体/珠光体的平均最大粒径超过20μm，因此冷加工性(延伸率和延伸凸缘性)降低。还有，在上述例中，渗碳体几乎未生成。
试验No.18使用了本发明所规定的钢种E，退火最高温度T和700～800℃下的保持时间t也在本发明所规定的范围内，但A值小，低于15000。因此，铁素体的平均长宽比超过4.0，冷加工性(延伸率和延伸凸缘性)降低。
试验No.19、20是使用了Si含量比本发明所规定的量多的钢种F的例子。因此，可确保淬火后的抗拉强度TS，但直径1～3mm左右的不镀零星地发生，镀覆外观为极差的状态。
为了参考，试验No.14的钢板(发明例)的显微组织显示在图1(图纸代用光学显微镜照片)(照片的横幅均为80μm)。另外，试验No.20的钢板(比较例)的显微组织显示在图2(图面代用光学显微镜照片)。
本申请基于2012年3月30日申请的日本专利申请第2012-83009号主张优先权的利益。2012年3月30日申请的日本国专利申请第2012-83009号的说明书的全部内容，在本申请中用于参考而援引。
Claims (2)
1.一种冷加工性、模压淬火性和表面性状优异的冲压成形用熔融镀锌钢板，其是在基底钢板表面形成有熔融镀锌层的冲压成形用熔融镀锌钢板，其特征在于，所述基底钢板以质量％分别含有如下化学成分组成：即
C：0.20～0.24％、
Si：0.1％以下且不含0％、
Mn：1.20～1.5％、
P：0.02％以下且不含0％、
S：0.002％以下且不含0％、
Cr：0.21～0.5％、
Ti：0.02～0.05％、
sol.Al：0.02～0.06％和
B：0.001～0.005％；
余量由铁和不可避免的杂质构成，
并且所述基底钢板的组织由平均长宽比为4.0以下的等轴状铁素体、与平均最大粒径为20μm以下的渗碳体和/或珠光体构成，其中，所述长宽比是指轧制方向铁素体粒径与板厚方向铁素体粒径的比。
2.一种冷加工性、模压淬火性和表面性状优异的冲压成形用熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1所述的化学成分组成的钢板坯，加热至1150～1300℃后，使最终温度为850～950℃而进行热轧，在550～700℃的温度范围卷取，其后以压下率：30～70％实施冷轧，以退火最高温度：700～800℃、700～800℃下的保持时间：10秒以上且600秒以下、且满足下述(1)式条件进行退火，再冷却至500℃以下进行熔融镀锌，
15000≤[(T/100)3.5]×t≤100000…(1)
其中，T：退火最高温度，单位为℃；t：700～800℃下的保持时间，单位为秒。
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Legal Events
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| PB01 | Publication | ||
| C10 | Entry into substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| C14 | Grant of patent or utility model | ||
| GR01 | Patent grant |