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CN102227511B - 成形性优良的高强度冷轧钢板、高强度热镀锌钢板及它们的制造方法 - Google Patents

成形性优良的高强度冷轧钢板、高强度热镀锌钢板及它们的制造方法 Download PDF

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CN102227511B
CN102227511B CN200980147671.8A CN200980147671A CN102227511B CN 102227511 B CN102227511 B CN 102227511B CN 200980147671 A CN200980147671 A CN 200980147671A CN 102227511 B CN102227511 B CN 102227511B
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中垣内达也
松冈才二
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Abstract

本发明提供具有1180MPa以上的TS、且扩孔性和弯曲性等成形性优良的高强度冷轧钢板、高强度热镀锌钢板及它们的制造方法。一种成形性优良的高强度冷轧钢板，其具有如下成分组成，以质量％计，含有C：0.05～0.3％、Si：0.5～2.5％、Mn：1.5～3.5％、P：0.001～0.05％、S：0.0001～0.01％、Al：0.001～0.1％、N：0.0005～0.01％、Cr：1.5％以下且包括0％，满足式(1)和式(2)，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且，具有如下显微组织，含有铁素体相和马氏体相，所述马氏体相在组织整体中所占的面积率为30％以上，(马氏体相所占的面积)/(铁素体相所占的面积)大于0.45且小于1.5，所述马氏体相的平均粒径为2μm以上。[C]1/2×([Mn]+0.6×[Cr])≥1-0.12×[Si]…(1)；550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]≥340…(2)。在此，C*＝[C]/(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)。

Description

成形性优良的高强度冷轧钢板、高强度热镀锌钢板及它们的制造方法
技术领域
本发明涉及主要适用于汽车的结构部件的成形性优良的高强度冷轧钢板和高强度热镀锌钢板，特别是具有1180MPa以上的拉伸强度TS、且扩孔性和弯曲性等成形性优良的高强度冷轧钢板和高强度热镀锌钢板及它们的制造方法。
背景技术
近年来，为了确保碰撞时乘员的安全和通过车身轻量化来改善燃料效率，正在积极研究TS为780MPa以上、板厚薄的高强度钢板在汽车结构部件方面的应用。特别是，最近也正在研究具有1180MPa级以上的TS的强度极高的高强度钢板的应用。
但是，通常钢板的高强度化导致钢板的扩孔性、弯曲性等的降低，因此期望兼具高强度和优良的成形性的高强度冷轧钢板、和赋予其耐腐蚀性的高强度热镀锌钢板。
为了应对上述要求，例如，专利文献1中提出了TS为800MPa以上的成形性和镀敷密合性优良的高强度合金化热镀锌钢板，其中，在钢板表层具有合金化镀锌层，合金化热镀锌层中的Fe％为5～25％，且钢板的组织为铁素体相和马氏体相的混合组织，上述钢板以质量％计，含有C：0.04～0.1％、Si：0.4～2.0％、Mn：1.5～3.0％、B：0.0005～0.005％、P≤0.1％、4N＜Ti≤0.05％、Nb≤0.1％，余量由Fe及不可避免的杂质构成。专利文献2中提出了成形性良好的高强度合金化热镀锌钢板，其以质量％计，含有C：0.05～0.15％、Si：0.3～1.5％、Mn：1.5～2.8％、P：0.03％以下、S：0.02％以下、Al：0.005～0.5％、N：0.0060％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，而且满足(Mn％)/(C％)≥15且(Si％)/(C％)≥4，铁素体相中以体积率计含有3～20％的马氏体相和残留奥氏体相。专利文献3中提出了扩孔性优良的低屈服比的高强度冷轧钢板和高强度镀敷钢板，其以质量％计，含有C：0.04～0.14％、Si：0.4～2.2％、Mn：1.2～2.4％、P：0.02％以下、S：0.01％以下、Al：0.002～0.5％、Ti：0.005～0.1％、N：0.006％以下，而且满足(Ti％)/(S％)≥5，余量由Fe及不可避免的杂质构成，马氏体相和残留奥氏体相的体积率总计为6％以上，且将马氏体相、残留奥氏体相和贝氏体相的硬质相组织的体积率设为α％时，α≤50000×{(Ti％)/48+(Nb％)/93+(Mo％)/96+(V％)/51}。专利文献4中公开了成形时的镀敷密合性和延展性优良的高强度热镀锌钢板，其为在钢板表面具有以质量％计含有Al：0.001～0.5％、Mn：0.001～2％、且余量由Zn及不可避免的杂质构成的镀层的热镀锌钢板，钢的Si含有率为X质量％、钢的Mn含有率为Y质量％、钢的Al含有率为Z质量％、镀层的Al含有率为A质量％、镀层的Mn含有率为B质量％时，满足0≤3-(X+Y/10+Z/3)-12.5×(A-B)，钢板的显微组织，以体积率计具有70～97％的铁素体主相，其平均粒径为20μm以下，第二相以体积率计由3～30％的奥氏体相和/或马氏体相构成，第二相的平均粒径为10μm以下，其中，上述钢板以质量％计含有C：0.001～0.3％、Si：0.01～2.5％、Mn：0.01～3％、Al：0.001～4％，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
专利文献1：日本特开平9-13147号公报
专利文献2：日本特开平11-279691号公报
专利文献3：日本特开2002-69574号公报
专利文献4：日本特开2003-55751号公报
非专利文献1：日本金属学会会报“まてりあ”，第46卷、第4号(2007)p.251-258
发明内容
但是，专利文献1～4所记载的高强度冷轧钢板或高强度热镀锌钢板，如果要得到1180MPa以上的TS，则不一定能得到优良的扩孔性和弯曲性。
本发明的目的在于，提供具有1180MPa以上的TS、且扩孔性和弯曲性等成形性优良的高强度冷轧钢板、高强度热镀锌钢板及它们的制造方法。
本发明人对具有1180MPa以上的TS、且扩孔性和弯曲性优良的高强度冷轧钢板和高强度热镀锌钢板进行了专心研究，得到以下见解。
i)对成分组成进行优化使其满足特定的关系，并且形成含有铁素体相和马氏体相、马氏体相在组织整体中所占的面积率为30％以上、(马氏体相所占的面积)/(铁素体相所占的面积)大于0.45且小于1.5、马氏体相的平均粒径为2μm以上的显微组织，由此，能够实现1180MPa以上的TS及优良的扩孔性和弯曲性。
ii)上述显微组织如下得到：以5℃/秒以上的平均加热速度加热至Ac1相变点以上的温度范围，然后加热至由成分组成确定的特定温度范围，在Ac3相变点以下的温度范围内均热30～500秒，在以3～30℃/秒的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度范围的条件下进行退火，或者在相同条件下实施至均热后，在以3～30℃/秒的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度范围的条件下进行退火，然后实施热镀锌处理。
本发明基于上述见解完成，提供一种成形性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于，具有如下成分组成，以质量％计，含有C：0.05～0.3％、Si：0.5～2.5％、Mn：1.5～3.5％、P：0.001～0.05％、S：0.0001～0.01％、Al：0.001～0.1％、N：0.0005～0.01％、Cr：1.5％以下且包括0％，满足下述式(1)和式(2)，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且，具有如下的显微组织，含有铁素体相和马氏体相，所述马氏体相在组织整体中所占的面积率为30％以上，(所述马氏体相所占的面积)/(所述铁素体相所占的面积)大于0.45且小于1.5，所述马氏体相的平均粒径为2μm以上，
[C]1/2×([Mn]+0.6×[Cr])≥1-0.12×[Si]…(1)
550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]≥340…(2)
在此，C*＝[C]/(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)，[M]表示元素M的质量％含量，Cr含量为0％时[Cr]＝0。
在本发明的高强度冷轧钢板中，优选(马氏体相的硬度)/(铁素体相的硬度)为2.5以下。或者，优选粒径为1μm以下的马氏体相在马氏体相整体中所占的面积率为30％以下。
此外，在本发明的高强度热镀锌钢板中，优选以质量％计，Cr：0.01～1.5％。优选以质量％计，含有Ti：0.0005～0.1％、B：0.0003～0.003％中的至少一种元素。优选以质量％计，含有Nb：0.0005～0.05％。优选以质量％计，含有Ca：0.001～0.005％。优选以质量％计，含有选自Mo：0.01～1.0％、Ni：0.01～2.0％、Cu：0.01～2.0％中的至少一种元素。在此，含有Mo、Ni、Cu时，需要满足下述式(3)来代替上述的式(2)，
550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]-10×[Mo]-17×[Ni]-10×[Cu]≥340…(3)
在此，C*＝[C]/(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)，[M]表示元素M的质量％含量，Cr含量为0％时[Cr]＝0。
本发明的高强度冷轧钢板例如可以通过如下方法制造：将具有上述成分组成的钢板以5℃/秒以上的平均加热速度加热至Ac1相变点以上的温度范围，之后，以小于5℃/秒的平均加热速度加热至(Ac3相变点-T1×T2)℃以上的温度范围，然后在Ac3相变点以下的温度范围内均热30～500秒，在以3～30℃/秒的平均冷却速度冷却至600℃以下的冷却停止温度的条件下进行退火。
在此，T1＝160+19×[Si]-42×[Cr]，T2＝0.26+0.03×[Si]+0.07×[Cr]，[M]表示元素M的质量％含量，Cr含量为0％时[Cr]＝0。
在本发明的高强度冷轧钢板的制造方法中，在退火后、冷却至室温之前，可以在300～500℃的温度范围内进行20～150s的热处理。
本发明还提供一种成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，具有如下成分组成，以质量％计，含有C：0.05～0.3％、Si：0.5～2.5％、Mn：1.5～3.5％、P：0.001～0.05％、S：0.0001～0.01％、Al：0.001～0.1％、N：0.0005～0.01％、Cr：1.5％以下且包括0％，满足上述式(1)和式(2)，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且，具有如下显微组织，含有铁素体相和马氏体相，所述马氏体相在组织整体中所占的面积率为30％以上，(所述马氏体相所占的面积)/(所述铁素体相所占的面积)大于0.45且小于1.5，所述马氏体相的平均粒径为2μm以上。
在本发明的高强度热镀锌钢板中，优选(马氏体相的硬度)/(铁素体相的硬度)为2.5以下。粒径为1μm以下的马氏体相在马氏体相整体中所占的面积率为30％以下。
此外，在本发明的高强度热镀锌钢板中，优选以质量％计，Cr：0.01～1.5％。优选以质量％计，含有Ti：0.0005～0.1％、B：0.0003～0.003％中的至少一种元素。优选以质量％计，含有Nb：0.0005～0.05％。优选以质量％计，含有Ca：0.001～0.005％。优选以质量％计，含有选自Mo：0.01～1.0％、Ni：0.01～2.0％、Cu：0.01～2.0％中的至少一种元素。在此，含有Mo、Ni、Cu时，需要满足上述式(3)来代替上述的式(2)。
在本发明的高强度热镀锌钢板中，可以使镀锌层为合金化镀锌层。
本发明的高强度热镀锌钢板例如可以通过如下方法制造：将具有上述成分组成的钢板以5℃/秒以上的平均加热速度加热至Ac1相变点以上的温度范围，之后，以小于5℃/秒的平均加热速度加热至(Ac3相变点-T1×T2)℃以上的温度范围，然后在Ac3相变点以下的温度范围内均热30～500秒，在以3～30℃/秒的平均冷却速度冷却至600℃以下的冷却停止温度的条件下进行退火，之后，通过进行热镀锌处理的方法进行制造。在此，T1和T2的定义如上所述。
在本发明的高强度热镀锌钢板的制造方法中，可以在退火后、热镀锌处理之前，在300～500℃的温度范围内进行20～150秒热处理。也可以在热镀锌处理后，在450～600℃的温度范围内进行镀锌层的合金化处理。
发明效果
通过本发明，可以制造具有1180MPa以上的TS、且扩孔性和弯曲性等成形性优良的高强度冷轧钢板和高强度热镀锌钢板。通过将本发明的高强度冷轧钢板和高强度热镀锌钢板应用于汽车结构部件，可以实现进一步确保碰撞时乘员的安全和通过车身大幅轻量化改善燃料效率。
附图说明
图1是表示[C]1/2×([Mn]+0.6×[Cr])-(1-0.12×[Si])与TS×El及λ间的关系的图。
具体实施方式
以下，对本发明进行详细说明。另外，只要不特殊说明，表示成分元素的含量的“％”均表示“质量％”。
1)成分组成
C：0.05～0.3％
C是对钢进行强化的重要元素，具有高的固溶强化能力，并且在利用由马氏体相引起的组织强化时，是用于调整马氏体的面积率和硬度的不可或缺的元素。如果C量小于0.05％，则难以得到所需面积率的马氏体相，并且马氏体相没有硬质化，因此无法得到充分的强度。另一方面，如果C量超过0.3％，则焊接性变差，并且马氏体相显著硬化，从而导致成形性、特别是扩孔性和弯曲性的降低。因此，使C量为0.05～0.3％。
Si：0.5～2.5％
Si在本发明中是极为重要的元素，其在退火时促进铁素体相变，并从铁素体相向奥氏体相排出固溶C而洁净铁素体相，使延展性提高，并且，即使在为了使奥氏体相稳定化而通过难以骤冷的连续退火生产线或热镀锌生产线进行退火的情况下仍生成马氏体，使复合组织化变得容易。特别是在该冷却过程中，通过向奥氏体相排出固溶C而使奥氏体相稳定化，抑制珠光体相或贝氏体相的生成，促进马氏体相的生成。此外，在铁素体相中固溶的Si，促进加工硬化、提高延展性，并且改善应变集中部位的应变传播性，从而使扩孔性和弯曲性提高。而且，Si使铁素体相固溶强化并降低铁素体相与马氏体相的硬度差，抑制其界面处的裂纹的生成，从而改善局部变形能力，因而有助于扩孔性和弯曲性的提高。为了得到上述效果，需要使Si量为0.5％以上。另一方面，如果Si量超过2.5％，则相变点的上升显著，不仅阻碍生产稳定性，而且产生异常组织，成形性降低。因此，使Si量为0.5～2.5％。
Mn：1.5～3.5％
Mn在防止钢的热脆化并确保强度方面是有效的，并且使淬透性提高从而使复合组织化变得容易。而且，在退火时使第二相的比例增加，使未相变奥氏体相中的C量减少，容易发生退火时的冷却过程或热镀锌处理后的冷却过程中生成的马氏体相的自回火，降低最终组织中的马氏体相的硬度，抑制局部变形，从而大大有助于提高扩孔性和弯曲性。为了得到上述效果，需要使Mn量为1.5％以上。另一方面，如果Mn量超过3.5％，则偏析层显著生成，导致成形性变差。因此，使Mn量为1.5～3.5％。
P：0.001～0.05％
P是可以根据所希望的强度进行添加的元素，此外，还是为了促进铁素体相变而在复合组织化方面有效的元素。为了得到上述效果，需要使P量为0.001％以上。另一方面，如果P量超过0.05％，则导致焊接性变差，并且在对镀锌层进行合金化处理时，使合金化速度降低，镀锌层的品质受损。因此，使P量为0.001～0.05％。
S：0.0001～0.01％
S向晶界偏析从而在热加工时使钢脆化，并且以硫化物的形式存在从而使局部变形能力降低，因此需要使其含量为0.01％以下，优选为0.003％以下，更优选为0.001％以下。但是，由于生产技术上的制约，需要使S量为0.0001％以上。因此，使S量为0.0001～0.01％，优选为0.0001～0.003％，更优选为0.0001～0.001％。
Al：0.001～0.1％
Al是在使铁素体相生成、提高强度-延展性平衡方面有效的元素。为了得到上述效果，需要使Al量为0.001％以上。另一方面，如果Al量超过0.1％，则导致表面性状变差。因此，使Al量为0.001～0.1％。
N：0.0005～0.01％
N是使钢的耐时效性变差的元素。特别是如果N量超过0.01％，则耐时效性显著变差。N的量优选越少越好，但由于生产技术上的制约，需要使N量为0.0005％以上。因此，使N量为0.0005～0.01％。
Cr：1.5％以下(包括0％)
如果Cr量超过1.5％，则第二相的比例过度增大，或者Cr碳化物过量生成等，从而导致延展性降低。因此，使Cr量为1.5％以下。此外，Cr使未相变奥氏体相中的C量减少，在退火时的冷却过程或热镀锌处理后的冷却过程中容易发生马氏体相的自回火，降低最终组织中的马氏体相的硬度，抑制局部变形，从而使扩孔性和弯曲性提高，或者，通过向碳化物中固溶而使碳化物容易生成，从而使自回火处理在短时间内进行，或者，在冷却过程中使奥氏体相容易相变为马氏体相，从而能以充分的比例生成马氏体相，因此优选使Cr量为0.01％以上。
式(1)：[C]1/2×([Mn]+0.6×[Cr])≥1-0.12×[Si]
为了得到1180MPa以上的TS，需要适量添加在组织强化、固溶强化方面有效的合金元素。此外，为了在实现充分的强度的同时得到优良的成形性，需要在适当控制铁素体相和马氏体相的面积率的同时调整各相的形态。为此，需要使C、Mn、Cr、Si的含量间满足式(1)的关系。
图1是表示[C]1/2×([Mn]+0.6×[Cr])-(1-0.12×[Si])与强度-延展性平衡TS×El(El：延伸率)及后述的扩孔率λ间的关系的图。图1如下获得：将C、Mn、Cr、Si添加量发生了各种变化的板厚为1.6mm的冷轧钢板以10℃/秒的平均速度加热至750℃，然后以1℃/秒的加热速度加热至(Ac3相变点-10)℃的温度，在这种状态下均热120秒，以15℃/秒的平均冷却速度冷却至525℃后，在含有0.13％的Al的475℃的锌镀浴中浸渍3秒，在525℃下进行合金化处理，从而制成热镀锌钢板，然后对所得热镀锌钢板的TS×El和λ进行测定，求出这些特性值与钢的成分式[C]1/2×([Mn]+0.6×[Cr])-(1-0.12×[Si])间的关系。由该图可知，在满足上述式(1)的条件下，TS×El和λ大幅提高。认为上述成形性显著提高的原因在于，在满足式(1)的条件下，马氏体相的自回火适当发生，局部变形能力提高。
式(2)：550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]≥340，在此，C*＝[C]/(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)
为了赋予具有1180MPa以上的TS的钢板优良的扩孔性和弯曲性，适当控制铁素体相和马氏体相的面积率、并降低马氏体相的硬度是有效的。为了在退火时的冷却过程或热镀锌处理后的冷却过程中实现马氏体相的硬度的降低，需要降低未相变奥氏体相中的C量，使Ms点上升而发生自回火。如果Ms点上升至C可扩散的高温区域，则在冷却过程中，在马氏体相变的同时发生自回火。式(2)中的C*，是本发明人由各种实验结果求出的经验式，大致表示退火时的冷却过程中的未相变奥氏体相中的C量。将C*带入表示Ms点的式子的C项而得到的式(2)的左边的值为340以上时，在退火时的冷却过程或热镀锌处理后的冷却过程中，容易发生马氏体相的自退火，马氏体相的硬度降低，局部变形受到抑制，因而扩孔性和弯曲性提高。
余量为Fe及不可避免的杂质，但由于以下的理由，故优选含有Ti：0.0005～0.1％、B：0.0003～0.003％中的至少一种元素，或者Nb：0.0005～0.05％，或者选自Mo：0.01～1.0％、Ni：0.01～2.0％、Cu：0.01～2.0％中的至少1种元素，或者Ca：0.001～0.005％。在此，在含有Mo、Ni、Cu的情况下，由于与式(2)的情况相同的理由，需要满足上述式(3)来代替式(2)。
Ti：0.0005～0.1％、B：0.0003～0.003％
Ti与C、S、N形成析出物而有效地有助于强度和韧性的提高。此外，在同时含有Ti和B的情况下，N以TiN的形式析出，因此BN的析出受到抑制，使下面说明的B的效果有效地体现出来。为了得到上述效果，需要使Ti量为0.0005％以上。另一方面，如果Ti量超过0.1％，则析出强化过度发挥作用，导致延展性降低。因此，使Ti量为0.0005～0.1％。
B通过与Cr共存，上述的Cr的效果、即退火时使第二相的比例增加提升，并且使奥氏体相的稳定度降低，在退火时的冷却过程或热镀锌处理后的冷却过程中使马氏体相变、之后的自回火容易发生的效果提升。为了得到上述效果，需要使B量为0.0003％以上。另一方面，如果B量超过0.003％，则导致延展性降低。因此，使B量为0.0003～0.003％。
Nb：0.0005～0.05％
Nb通过析出强化而对钢进行强化，可以根据所希望的强度进行添加。为了得到上述效果，需要添加0.0005％以上Nb。如果Nb量超过0.05％，则析出强化过度发挥作用，导致延展性降低。因此，使Nb量为0.0005～0.05％。
Mo：0.01～1.0％、Ni：0.01～2.0％、Cu：0.01～2.0％
Mo、Ni、Cu不仅作为固溶强化元素发挥作用，而且在退火时的冷却过程中，使奥氏体相稳定化，从而使复合组织化容易。为了得到上述效果，需要使Mo量、Ni量、Cu量分别为0.01％以上。另一方面，如果Mo量超过1.0％、Ni量超过2.0％、Cu量超过2.0％，则镀敷性、成形性、点焊性变差。因此，使Mo量为0.01～1.0％，使Ni量为0.01～2.0％，使Cu量为0.01～2.0％。
Ca：0.001～0.005％
Ca使S以CaS的形式析出，抑制促进裂纹产生或传播的MnS的生成，从而具有提高扩孔性和弯曲性的效果。为了得到上述效果，需要使Ca量为0.001％以上。另一方面，如果Ca量超过0.005％，则其效果饱和。因此，使Ca量为0.001～0.005％。
2)显微组织
马氏体相的面积率：30％以上
从强度-延展性平衡的观点出发，使显微组织中含有铁素体相和马氏体相。为了实现1180MPa以上的强度，需要使马氏体相在组织整体中所占的面积率为30％以上。另外，马氏体相包括未回火马氏体相和回火马氏体相中的任意一种或两种。此时，优选回火马氏体相为全部马氏体相的20％以上。
这里所说的未回火马氏体相是指，具有与相变前的奥氏体相相同的化学组成的、具有使C过饱和地固溶的体心立方结构的组织，是具有板条、板条束、板条块等微观结构的高位错密度的硬质相。回火马氏体相是指，饱和的固溶C以碳化物的形式从马氏体相析出的、维持了母相的微观结构的位错密度高的铁素体相。此外，回火马氏体相不需要通过用于得到其的热历史，例如淬火-回火或者自回火等来特别地进行区分。
(马氏体相所占的面积)/(铁素体相所占的面积)：大于0.45且小于1.5
如果(马氏体相所占的面积)/(铁素体相所占的面积)超过0.45，则局部变形能力提高，扩孔性和弯曲性提高，但如果达到1.5以上，则铁素体相的面积率降低，延展性大幅降低。因此，需要使(马氏体相所占的面积)/(铁素体相所占的面积)大于0.45且小于1.5。
马氏体相的平均粒径：2μm以上
如果马氏体相的粒径变得微细，则成为局部裂纹产生的起点，容易使局部变形能力降低，因此需要使其平均粒径为2μm以上。由于相同的理由，优选粒径为1μm以下的马氏体相在马氏体相整体中所占的面积率为30％以下。
此外，如果马氏体相与铁素体相的界面处的应力集中变得显著，则容易成为局部裂纹产生的起点，因此优选使(马氏体相的硬度)/(铁素体相的硬度)为2.5以下。
另外，除铁素体相和马氏体相之外，即使含有残留奥氏体相、珠光体相、贝氏体相，也不会损害本发明的效果。
在此，铁素体相和马氏体相的面积率是指，各相的面积在观察视野面积中所占的比例。上述各相的面积率和马氏体相的粒径或平均粒径如下求出：将与钢板的轧制方向平行的板厚截面研磨后，使用3％的硝酸乙醇溶液进行腐蚀，通过SEM(扫描电子显微镜)以2000倍的倍率对10个视野进行观察，使用市售的图像处理软件(例如MediaCybernetics公司的Image-Pro)求出。即，通过利用SEM拍摄的显微组织照片，对铁素体相和马氏体相进行辨认，然后对各相进行二值化处理进而求出各相的面积率。由此，可以求出马氏体相的面积相对于铁素体相的面积的比例。此外，马氏体相可以导出各自的圆等效径，并对它们取平均而求出马氏体的平均粒径。此外，可以仅挑选马氏体相中粒径为1μm以下的马氏体相进行面积测定，由此求出粒径为1μm以下的马氏体相在马氏体相整体中所占的面积率。
(马氏体相的硬度)/(铁素体相的硬度)，可以通过非专利文献1所记载的纳米压痕法，对每个相中的至少10个晶粒进行硬度测定，再算出各相的平均硬度从而求得。
未回火马氏体相与回火马氏体相的辨别，可以通过硝酸乙醇溶液腐蚀后的表面形态来进行。即，未回火马氏体相呈现出平滑的表面，而回火马氏体相可以在晶粒内观察到由腐蚀引起的结构(凹凸)。可以通过该方法在晶粒单元中辨认未回火马氏体相和回火马氏体相，并通过与上述相同的方法，求出各相的面积率及回火马氏体相在马氏体相整体中所占的面积率。
3)制造条件
如上所述，本发明的高强度冷轧钢板例如可以通过如下方法制造：将具有上述成分组成的钢板以5℃/秒以上的平均加热速度加热至Ac1相变点以上的温度范围，之后，以小于5℃/秒的平均加热速度加热至(Ac3相变点-T1×T2)℃以上的温度范围，然后在Ac3相变点以下的温度范围内均热30～500秒，在以3～30℃/秒的平均冷却速度冷却至600℃以下的冷却停止温度的条件下进行退火。
此外，如上所述，本发明的高强度热镀锌钢板例如可以通过如下方法制造：将具有上述成分组成的钢板以5℃/秒以上的平均加热速度加热至Ac1相变点以上的温度范围，之后，以小于5℃/秒的平均加热速度加热至(Ac3相变点-T1×T2)℃以上的温度范围，然后在Ac3相变点以下的温度范围内均热30～500秒，在以3～30℃/秒的平均冷却速度冷却至600℃以下的冷却停止温度的条件下进行退火，然后进行热镀锌处理。
如上所述，本发明的高强度冷轧钢板的制造方法和高强度热镀锌钢板的制造方法，从退火时的加热、均热到冷却均在完全相同的条件下进行。不同点在于有无退火后的镀敷处理。
退火时的加热条件1
以5℃/秒以上的平均加热速度加热至Ac1相变点以上的温度范围
通过以5℃/秒以上的平均加热速度加热至Ac1相变点以上的温度范围，可以在抑制恢复或再结晶铁素体相的生成的同时引起奥氏体相变，因此奥氏体相的比例增加，最终可以容易地得到马氏体相的预定面积率，并且可以使铁素体相和马氏体相均匀分散，因而可以在确保必要强度的同时提高扩孔性和弯曲性。在到Ac1相变点为止的平均加热速度小于5℃/秒的情况下，恢复、再结晶显著发生，难以得到面积率为30％以上且相对于铁素体相的面积的比超过0.45的马氏体相的面积。
退火时的加热条件2
以小于5℃/秒的平均加热速度加热至(Ac3相变点-T1×T2)℃以上的温度范围
为了实现预定的马氏体相的面积率和粒径，需要在从加热到均热的过程中使奥氏体相生长至适当的尺寸。但是，高温范围内的平均加热速度大时，奥氏体相微细地分散，因而各奥氏体相无法生长，即使最终组织中的马氏体相达到预定的面积率也已变得微细。特别是，如果(Ac3相变点-T1×T2)℃以上的高温范围的平均加热速度为5℃/秒以上，则马氏体相的平均粒径低于2μm，并且1μm以下的马氏体相的面积率增加。在此，T1和T2的定义如上所述。T1和T2与Si和Cr的含量有关。T1和T2是本发明人由实验结果得到的经验式。T1表示铁素体相和奥氏体相共存的温度范围。T2表示均热时的奥氏体相的比例在之后的一系列工序中足以引发自回火的温度范围相对于两相共存的温度范围的比。
退火时的均热条件：在Ac3相变点以下的温度范围内均热30～500秒
通过在均热时提高奥氏体相的比例，奥氏体相中的C量降低，Ms点上升，可以得到退火时的冷却过程或热镀锌处理后的冷却过程中的自回火效果，并且即使马氏体相的硬度因回火而降低，仍然可以实现充分的强度，从而可以得到1180MPa以上的TS以及优良的扩孔性和弯曲性。但是，均热温度高于Ac3相变点时，铁素体相没有充分生成，延展性降低。此外，均热时间少于30秒时，加热时生成的铁素体相没有充分发生奥氏体相变，因此无法得到所需要的奥氏体相的量。另一方面，均热时间超过500s时，效果饱和并对生产率造成阻碍。
均热后，由于高强度冷轧钢板的情况下与高强度热镀锌钢板的情况下的条件不同，因此分别进行说明。
3-1)高强度冷轧钢板的情况
退火时的冷却条件：从均热温度开始以3～30℃/秒的平均冷却速度冷却至600℃以下的冷却停止温度
均热后，需要从均热温度开始以3～30℃/秒的平均冷却速度冷却至600℃以下的冷却停止温度，这是因为，如果平均冷却速度小于3℃/秒，则冷却中发生铁素体相变，C向未相变奥氏体相中富集而无法得到自回火效果，从而导致扩孔性和弯曲性的降低，如果平均冷却速度超过30℃/秒，则抑制铁素体相变的效果饱和，并且该冷却速度难以通过普通的生产设备实现。使冷却停止温度为600℃以下的原因在于，如果高于600℃，则冷却中铁素体相的生成变得显著，难以得到马氏体相的面积率和马氏体相的面积相对于铁素体相的面积的预定的比。
3-2)高强度热镀锌钢板的情况
退火时的冷却条件：从均热温度开始以3～30℃/秒的平均冷却速度冷却至600℃以下的冷却停止温度
均热后，需要从均热温度开始以3～30℃/秒的平均冷却速度冷却至600℃以下的冷却停止温度，这是因为，如果平均冷却速度小于3℃/秒，则冷却中发生铁素体相变，C向未相变奥氏体相中富集而无法得到自回火效果，从而导致扩孔性和弯曲性的降低，如果平均冷却速度超过30℃/秒，则抑制铁素体相变的效果饱和，并且该冷却速度难以通过普通的生产设备实现。此外，使冷却停止温度为600℃以下的原因在于，如果高于600℃，则冷却中铁素体相的生成变得显著，难以得到马氏体相的面积率和马氏体相的面积相对于铁素体相的面积的预定的比。
退火后，在通常的条件下进行热镀锌处理，但在此之前优选进行如下热处理。此外，下述热处理也可以在制造本发明的高强度冷轧钢板的方法中进行，可以在退火后、冷却至室温前进行。
退火后的热处理条件：300～500℃的温度范围内进行20～150秒
退火后，在300～500℃的温度范围内进行20～150s的热处理，由此可以更有效地通过自回火降低马氏体相的硬度，从而进一步改善扩孔性和弯曲性。热处理温度低于300℃时或热处理时间少于20秒时，上述效果小。另一方面，热处理温度高于500℃或热处理时间超过150秒时，马氏体相的硬度显著降低，无法得到1180MPa以上的TS。
此外，在制造热镀锌钢板的情况下，无论是否在退火后进行上述热处理，都可以在450～600℃的温度范围内对镀锌层进行合金化处理。通过在450～600℃的范围内进行合金化处理，镀层中的Fe浓度达到8～12％，镀层的密合性和涂装后的耐腐蚀性提高。如果低于450℃则合金化没有充分进行，导致牺牲阳极保护作用的降低和滑动性的降低，如果高于600℃则合金化过度进行，粉化性降低。此外，珠光体相和贝氏体相等大量生成，从而难以实现高强度化和扩孔性的提高。
其他制造方法的条件没有特别的限制，优选在以下的条件下进行。
本发明的高强度冷轧钢板和高强度热镀锌钢板所使用的退火前的钢板，通过将具有上述成分组成的钢坯热轧后，冷轧至所希望的板厚而制造。此外，从生产率的观点出发，优选通过连续退火生产线制造高强度冷轧钢板，此外，优选通过能够进行热镀锌前的热处理、热镀锌、对镀锌层的合金化处理等一系列的处理的连续热镀锌生产线制造高强度热镀锌钢板。
为了防止宏观偏析，优选通过连续铸造法制造钢坯，但也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法制造钢坯。热轧钢坯时，对钢坯进行再加热，为了防止轧制载荷的增大，优选使加热温度为1150℃以上。此外，为了防止氧化烧损的增大和燃料消耗率的增加，优选使加热温度的上限为1300℃。
热轧通过粗轧和终轧来进行，为了防止冷轧/退火后的成形性的降低，优选终轧在Ar3相变点以上的终轧温度下进行。此外，为了防止由晶粒的粗大化引起的组织不均或氧化皮缺陷的发生，优选使终轧温度为950℃以下。
从防止氧化皮缺陷和确保良好的形状性的观点出发，优选在500～650℃的卷取温度下对热轧后的钢板进行卷取。
通过酸洗等除去氧化皮后，为了使卷取后的钢板有效地生成多边形铁素体相，优选以40％以上的轧制率进行冷轧。
在热镀锌时，优选使用含有0.10～0.20％的Al的锌镀浴。此外，镀锌后，为了对镀层的附着量进行调整，可以进行擦拭。
[实施例1]
通过转炉熔炼表1所示成分组成的钢No.A～P，通过连续铸造法制成钢坯。将这些钢坯加热至1200℃后，在850～920℃的终轧温度下进行热轧，在600℃的卷取温度下进行卷取。然后，酸洗后，以50％的轧制率冷轧至表2所示的板厚，通过连续退火生产线在表2所示的退火条件下进行退火，制成冷轧钢板No.1～24。然后，通过上述方法求出所得到的冷轧钢板的铁素体相的面积率、将回火马氏体相和未回火马氏体合并后的马氏体相的面积率、马氏体相的面积相对于铁素体相的面积的比例、马氏体相的平均粒径、回火马氏体相在马氏体相整体中所占的面积率、粒径为1μm以下的马氏体相在马氏体相整体中所占的面积率、马氏体相与铁素体相的硬度比。此外，在与轧制方向垂直的方向上裁取JIS 5号拉伸试验片，根据JIS Z 2241以20mm/分钟的十字头速度进行拉伸试验，测定TS和总延伸率E1。然后，裁取100mm×100mm的试验片，根据JFST 1001(日本铁钢联盟标准)进行3次扩孔试验并求出平均扩孔率λ(％)，对扩孔性进行评价。然后，在与轧制方向垂直的方向上裁取宽30mm×长120mm的条状试验片，使端部变得平滑而达到1.6～6.3S的表面粗糙度Ry后，通过V形块法以90°的弯曲角度进行弯曲试验，求出没有产生裂纹和缩径的最小弯曲半径作为极限弯曲半径。
将结果示于表3。可知本发明例的冷轧钢板均是具有如下特征的成形性优良的高强度钢板：TS为1180MPa以上，扩孔率λ为30％以上，极限弯曲半径相对于板厚的比小于2.0，因而具有优良的扩孔性和弯曲性，并且TS×El≥18000MPa·％，强度-延展性平衡也高。
[实施例2]
通过转炉熔炼表4所示成分组成的钢No.A～P，通过连续铸造法制成钢坯。将这些钢坯加热至1200℃后，在850～920℃的终轧温度下进行热轧，在600℃的卷取温度下进行卷取。然后，酸洗后，以50％的轧制率冷轧至表5所示的板厚，通过连续热镀锌生产线在表5所示的退火条件下退火后，在400℃下对部分钢板实施表5所示时间的热处理，之后，在含有0.13％的Al的475℃的锌镀浴中浸渍3秒，形成附着量为45g/m2的镀锌层，在表5所示温度下进行合金化处理，制成镀锌钢板No.1～26。另外，如表5所示，部分镀锌钢板没有进行合金化处理。然后，对所得镀锌钢板进行与实施例1相同的调查。
将结果示于表6。可知本发明例的镀锌钢板均是具有如下特征的成形性优良的高强度热镀锌钢板：TS为1180MPa以上，扩孔率λ为30％以上，极限弯曲半径相对于板厚的比小于2.0，因而具有优良的扩孔性和弯曲性，并且TS×El≥18000MPa·％，强度-延展性平衡也高。

Claims (17)

1.一种成形性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于，
具有如下成分组成，以质量％计，含有C：0.05～0.3％、Si：0.5～2.5％、Mn：1.5～3.5％、P：0.001～0.05％、S：0.0001～0.01％、Al：0.001～0.1％、N：0.0005～0.01％、Cr：1.5％以下且包括0％，满足下述式(1)和式(2)，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
并且，具有如下显微组织，含有铁素体相和马氏体相，所述马氏体相在组织整体中所占的面积率为30％以上，(所述马氏体相所占的面积)/(所述铁素体相所占的面积)大于0.45且小于1.5，所述马氏体相的平均粒径为2μm以上，
[C]1/2×([Mn]+0.6×[Cr])≥1-0.12×[Si]···(1)
550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]≥340···(2)
在此，C*＝[C]/(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)，[M]表示元素M的质量％含量，Cr含量为0％时[Cr]＝0，
所述高强度冷轧钢板的拉伸强度为1180MPa以上。
2.如权利要求1所述的成形性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于，(马氏体相的硬度)/(铁素体相的硬度)为2.5以下。
3.如权利要求1所述的成形性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于，粒径为1μm以下的马氏体相在马氏体相整体中所占的面积率为30％以下。
4.如权利要求2所述的成形性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于，粒径为1μm以下的马氏体相在马氏体相整体中所占的面积率为30％以下。
5.如权利要求1～4中任一项所述的成形性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于，含有下述A组至C组中的至少一组的元素，
A组：以质量％计，选自Cr：0.01～1.5％、Mo：0.01～1.0％、Ni：0.01～2.0％、Cu：0.01～2.0％中的至少一种，
B组：以质量％计，选自Ti：0.0005～0.1％、B：0.0003～0.003％、Nb：0.0005～0.05％中的至少一种，
C组：以质量％计，Ca：0.001～0.005％，
其中，在含有A组元素时，满足下述式(3)来代替上述式(2)，
550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]-10×[Mo]-17×[Ni]-10×[Cu]≥340···(3)
在此，C*＝[C]/(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)，[M]表示元素M的质量％含量，Cr含量为0％时[Cr]＝0。
6.一种成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，
具有如下成分组成，以质量％计，含有C：0.05～0.3％、Si：0.5～2.5％、Mn：1.5～3.5％、P：0.001～0.05％、S：0.0001～0.01％、Al：0.001～0.1％、N：0.0005～0.01％、Cr：1.5％以下且包括0％，满足下述式(1)和式(2)，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
并且，具有如下显微组织，含有铁素体相和马氏体相，所述马氏体相在组织整体中所占的面积率为30％以上，(所述马氏体相所占的面积)/(所述铁素体相所占的面积)大于0.45且小于1.5，所述马氏体相的平均粒径为2μm以上，
[C]1/2×([Mn]+0.6×[Cr])≥1-0.12×[Si]···(1)
550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]≥340···(2)
在此，C*＝[C]/(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)，[M]表示元素M的质量％含量，Cr含量为0％时[Cr]＝0，
所述高强度热镀锌钢板的拉伸强度为1180MPa以上。
7.如权利要求6所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，(马氏体相的硬度)/(铁素体相的硬度)为2.5以下。
8.如权利要求6所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，粒径为1μm以下的马氏体相在马氏体相整体中所占的面积率为30％以下。
9.如权利要求7所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，粒径为1μm以下的马氏体相在马氏体相整体中所占的面积率为30％以下。
10.如权利要求6～9中任一项所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，含有下述A组至C组中的至少一组的元素，
A组：以质量％计，选自Cr：0.01～1.5％、Mo：0.01～1.0％、Ni：0.01～2.0％、Cu：0.01～2.0％中的至少一种，
B组：以质量％计，选自Ti：0.0005～0.1％、B：0.0003～0.003％、Nb：0.0005～0.05％中的至少一种，
C组：以质量％计，Ca：0.001～0.005％，
其中，在含有A组元素时，满足下述式(3)来代替上述式(2)，
550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]-10×[Mo]-17×[Ni]-10×[Cu]≥340···(3)
在此，C*＝[C]/(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)，[M]表示元素M的质量％含量，Cr含量为0％时[Cr]＝0。
11.如权利要求6～9中任一项所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述镀锌层为合金化镀锌层。
12.如权利要求10所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述镀锌层为合金化镀锌层。
13.一种成形性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1或5所述的成分组成的钢板以5℃/秒以上的平均加热速度加热至Ac1相变点以上的温度范围，之后，以小于5℃/秒的平均加热速度加热至(Ac3相变点-T1×T2)℃以上的温度范围，然后在Ac3相变点以下的温度范围内均热30～500秒，在以3～30℃/秒的平均冷却速度冷却至600℃以下的冷却停止温度的条件下进行退火，
在此，T1＝160+19×[Si]-42×[Cr]，T2＝0.26+0.03×[Si]+0.07×[Cr]，[M]表示元素M的质量％含量，Cr含量为0％时[Cr]＝0，
所述高强度冷轧钢板的拉伸强度为1180MPa以上。
14.如权利要求13所述的成形性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在退火后、冷却至室温前，在300～500℃的温度范围内进行20～150秒热处理。
15.一种成形性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求6或10所述的成分组成的钢板以5℃/秒以上的平均加热速度加热至Ac1相变点以上的温度范围，之后，以小于5℃/秒的平均加热速度加热至(Ac3相变点-T1×T2)℃以上的温度范围，然后在Ac3相变点以下的温度范围内均热30～500秒，在以3～30℃/秒的平均冷却速度冷却至600℃以下的冷却停止温度的条件下进行退火，然后进行热镀锌处理，
在此，T1＝160+19×[Si]-42×[Cr]，T2＝0.26+0.03×[Si]+0.07×[Cr]，[M]表示元素M的质量％含量，Cr含量为0％时[Cr]＝0，
所述高强度热镀锌钢板的拉伸强度为1180MPa以上。
16.如权利要求15所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在退火后、热镀锌处理前，在300～500℃的温度范围内进行20～150秒热处理。
17.如权利要求15或16所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在热镀锌处理后，在450～600℃的温度范围内进行镀锌层的合金化处理。
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