CN101370954A - 具有优良化成处理性的高强度冷轧钢板 - Google Patents

具有优良化成处理性的高强度冷轧钢板 Download PDF

Info

Publication number
CN101370954A
CN101370954A CN200780003030.6A CN200780003030A CN101370954A CN 101370954 A CN101370954 A CN 101370954A CN 200780003030 A CN200780003030 A CN 200780003030A CN 101370954 A CN101370954 A CN 101370954A
Authority
CN
China
Prior art keywords
rolled steel
steel sheet
cold
convex
steel plate
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN200780003030.6A
Other languages
English (en)
Other versions
CN101370954B (zh
Inventor
向井阳一
上妻伸二
野村正裕
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Publication of CN101370954A publication Critical patent/CN101370954A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN101370954B publication Critical patent/CN101370954B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12993—Surface feature [e.g., rough, mirror]

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明提供一种即使是为了实现高强度化而添加了Mo，也具有稳定的优良的化成处理性的高强度冷轧钢板。冷轧钢板的表面性状除了满足凹凸的最大深度(Ry)为10μm以上，且该凹凸的平均间隔(Sm)为30μm以下的特性之外，满足表面凹凸的负荷长度率(tp40)为20％以下，和该负荷长度率(tp60)和(tp40)之差为60％以上的特性的任何一方，更优选为满足上述两个特性，再者，表面上不存在宽度为3μm以下，深度为5μm以上的裂纹。

Description

具有优良化成处理性的高强度冷轧钢板
技术领域
本发明涉及高强度且具有优良的磷酸盐处理等的化成处理性的冷轧钢板。
背景技术
近来，随着汽车等的轻量化，出于省油及减少尾气排放的观点，要求钢材进一步实现高强度化，尤其对于冷轧钢板，其高强度化得到迅速发展。对于这样的要求，一般通过添加合金元素来实现钢材的高强度化，但合金元素的添加量过多时，会导致化成处理性下降。其中Mo元素不但可以很好地提高钢材强度，还很少导致延展性的下降，因此被广泛用作提高强度的元素。然而，向钢中添加Mo时，化成处理液中的钢板的自然电位前进到高的方向，导致出现化成处理性显著劣化的新问题。
于是，提出了几种通过添加合金元素实现高强度化的目的的同时，对化成处理性进行改良的方案。
例如在特许文献1中，公开了一种通过将表示钢板表面粗糙度的规则性的规则度参数控制在0.25％以下，而提高化成处理性的方法。此时的控制对象属于低碳镇静钢，为340MPa级以下，另外，该项技术对于本发明中特别瞩目的Mo添加钢几乎毫无效果。另外为了获得高强度钢板，采用Si和Mn等具有强化作用的合金元素也是有效的方法。然而这些合金元素，在冷轧后的退火工序中会生成表面氧化物，因此只要不控制该表面氧化物，仅调整表面粗糙度的规则度参数，并不能使化成处理性得到改善。
另外在特许文献2中，在高强度冷轧钢板的表面上被覆20～1500mg/m2的铁，通过抑制浓化到钢板表面上的合金元素和选择氧化层的影响，达到防止化成处理性下降的目的。然而该方法中，为了形成铁被覆层，需要进行电镀处理，从而导致生产性和成本的问题。
另一方面，本发明的发明人员，通过对生成在钢板表面上的氧化物的形态进行控制，开发出有效利用磷酸盐结晶的核生成点，提高化成处理性的技术，首先提出了特许文献3所述的方案。
特许文献1：特开昭62-151208号公报
特许文献2：特开平5-320952号公报
特许文献3：特开2005-187863号公报
发明内容
本发明的目的在于，提供一种高强度冷轧钢板。其特征在于，在上述的情况下，无论是不含Mo的高强度冷轧钢板，还是为了实现高强度化而添加了Mo的冷轧钢板，都能够稳定发挥出优良的化成处理性。
能够解决上述问题的本发明的高强度冷轧钢板，例如是具有390MPa以上、更优选为具有780MPa级以上的拉伸强度的高强度冷轧钢板，其特征在于，除了满足该钢板表面存在的凹凸的最大深度(Ry)为10μm以上，该凹凸的平均间隔(Sm)为30μm以下的条件之外，还满足下述两个条件中的任何一项，更优选为同时满足1)、2)两个条件：
1)表面凹凸的负荷长度率(tp40)为20％以下，以及
2)表面凹凸的负荷长度率(tp60)与(tp40)之差为60％以上，
另外，该钢板是在其表面不存在宽度为3μm以下深度为5μm以上的裂纹的具有优良化成处理性的高强度冷轧钢板。
本发明的上述钢板的成份组成，可以根据要求强度进行任意的变更，但优选其基本成分含有C：0.05～1.0％；Si：2％以下；Mn：0.3～4.0％；Al：0.005～3.0％，为了实现高强度化，更优选为含有Mo：0.02～1.0％，或者根据需要还含有从Cr：1.0％以下；Ti：0.2％以下；Nb：0.1％以下；V：0.1％以下；Cu：1.0％以下；Ni：1.0％以下；B：0.002％以下；Ca：0.005％以下中选出的至少一种元素，余量由铁和不可避免的杂质构成。
另外，本发明的高强度冷轧钢板的强度水平，由于用途和目的的不同而变化，因此不能进行统一的规定，但通用的强度水平为拉伸强度390MPa以上，更优选为780MPa以上。满足该强度水平和化成处理性的钢板的优选金属组织的特征在于：具有a)具有铁素体和回火马氏体的两相组织；和b)铁素体占5～80面积％，贝氏体占5～80面积％，铁素体和贝氏体的合计量为75面积％以上，且残留奥氏体为5面积％以上的复合组织。
根据本发明，在对冷轧钢板的表面上存在的凹凸的最大深度(Ry)和该凹凸的平均间隔(Sm)进行规定的同时，对该表面凹凸的负荷长度率(tp40)及/或该负荷长度率(tp40)和(tp60)之差进行规定，在对裂纹的宽度和深度进行规定，可以显著改善钢板的化成处理性，不仅是不含Mo的冷轧钢板，即使是为了实现高强度化而适当含有使化成处理性劣化的Mo的高强度冷轧钢板，也可以保证优良的化成处理性，廉价提供兼具强度和化成处理性的冷轧钢板。
附图说明
图1是表示对钢板表面上存在的凹凸的最大深度(Ry)的定义进行说明的图；
图2是表示对钢板表面上存在的凹凸的平均间隔(Sm)的定义进行说明的图；
图3是表示对钢板表面上存在的凹凸的负荷长度率(tp60)、(tp40)的定义进行说明的图；
图4是表示在实验中采用的酸洗前的加热淬火、回火加热曲线的概要的图。
具体实施方式
本发明的发明人员，为了解决上述的问题，特别以添加Mo作为高强度化的手段的冷轧钢板为对象，为了改善因添加Mo导致化学处理性低下的问题，开展了深入的研究。
其结果发现，将冷轧钢板的表面上存在的凹凸的最大深度(Ry)规定为“10μm以上”，将该凹凸的平均间隔(Sm)规定为“30μm以下”，并且，将表面凹凸的负荷长度率(tp40)调整为20％以下，及/或将该凹凸的负荷长度率(tp60)和(tp40)之差“(tp60)—(tp40)”调整为60％以上，还对存在于同表面上的裂纹的宽度和深度进行规定的话，不仅是不含Mo的冷轧钢板，即使是为了实现进一步的高强度化而添加适量的Mo的高强度冷轧钢板，也可以防止化成处理性的下降，从而获得兼具优良的化成处理性和强度的冷轧钢板。
在本发明中，表面凹凸的上述最大深度(Ry)是指图1所示的表面粗糙度曲线的最高峰(Rt)和最低谷(Rb)的间隔，该凹凸的平均间隔(Sm)是指将图2所示的表面粗糙度曲线中的从平均线的峰变为谷的点作为变化点，从该变化点到其次的变化点为止的间隔(S1、S2…Sn)的平均值。另外，负荷长度率(profile bearing length ratio)(tp)是指相对于图3所示的以某个切断线水平(p)将表面粗糙度曲线切断时的切断部分长度(11、12…1n)的测量长度(L)的百分率，上述切断线水平(p)为最高峰(Rt)的为0(zero)，用(tp0)表示；位于最深谷底(Rb)的为100，用(tp100)表示。而且，该切断线水平(p)为“40”或“60”时，相对于上述切断部分长度(11+12+13+…1n)的测量长度(L)的百分率，为可以用(tp40)或(tp60)表示的值。
而且，上述表面凹凸的最大深度(Ry)为“10μm以上”，平均间隔(Sm)规定为“30μm以下”，且上述表面凹凸的负荷长度率(tp40)为20％以下，及/或负荷长度率(tp60)和(tp40)之差“(tp60)—(tp40)”为60％以上，再者，同表面上不存在宽度3μm以下深度为5μm以上的裂纹的钢板，不仅是不含Mo的钢材，即使是含有适量的Mo的冷轧钢板，都确认到其稳定地表现出优良的化成处理性。
在本发明中，如上所述，表面凹凸的最大深度(Ry)相对越深，且该凹凸的平均间隔(Sm)相对越小，表面凹凸微细且深，磷酸锌结晶作为核生成点的功能提高，磷酸锌结晶变得易于在整面上生成、成长，从而提高了化成处理性。
另外，上述表面凹凸的负荷长度率(tp40)为“20％以下”(即相对较小)，表明相对于表面上突出的凸部，下陷的凹部的范围(面积)多，该凹部同样形成磷酸锌结晶的核生成侧，促进磷酸锌结晶的生成、成长，再者，上述负荷长度率(tp60)和(tp40)之差“(tp60)—(tp40)”为60％以上(即，(tp60)和(tp40)之差相对较大)，表示从凸部的顶部起到凹部的底部为止的斜面，不仅在底部方向上具有直线状的倾斜面，还在弯上具有凹陷，该凹陷成弯状的斜面部分，起到结晶析出点的作用，促进磷酸锌结晶的生成、成长，有助于进一步提高化成处理性。
另外，在本发明中，作为钢板表面的另外其他的表面特性，需要不存在宽度为3μm以下深度为5μm以上的裂纹。该裂纹可以通过SEM照片，在2000倍的倍率下，对钢板表面附近的截面的任意10个视野进行观察而确认，当钢板表面上存在这样锐利的裂纹时，化成处理时磷酸锌结晶变得难以附着在该部位上，不能获得满意的化成处理性。因此，不存在上述那样的宽度和深度的锐利的裂纹，是确保优良的化成处理性的重要条件。
无论如何，在本发明中，从后述实施例也可明知，除了将上述表面凹凸的最大深度(Ry)设为“10μm以上”，将平均间隔(Sm)设为“30μm以下”之外，还将至今为止从化成处理性的观点来看，完全不被认识到的负荷长度率(tp40)定为20％以下，及/或将负荷长度率(tp60)和(tp40)之差“(tp60)—(tp40)”为60％以上，再者，规定不存在宽度为3μm以下深度为5μm以上的裂纹，可以获得稳定地获得优良的化成处理性。
为了提高化成处理性，更优的是将平均间隔(Sm)设为20μm以下，将负荷长度率(tp40)设为15％以下，将负荷长度率之差“(tp60)—(tp40)”设为70％以上，规定不存在宽度3μm以下深度为5μm以上的裂纹。此外，对负荷长度率(tp60)的值并不作特殊规定，但为了提高化成处理性，优选定为60％以上，更优选为70％以上。
通过设成如上所述的表面性状，通过化成处理析出到钢板表面的磷酸盐结晶变得更加微细，另外磷酸盐的完整性的指标P比，即Phosphophyllite(磷叶石：P)和Hopeite(磷锌矿：H)之比(P/P+H)更加接近1，化成处理性得到提高。另外，在添加Mo的钢中，在化成处理液中，自然电位向高的方向前进，导致化成处理性下降，但如果设成如上所述的表面性状，可以弥补因Mo造成的化成处理性的劣化，从而获得有余的优良的化成处理性。
对用于获得具有上述的表面性状的冷轧钢板的方法并不作特殊的限定，但根据本发明的发明人员的实验，确认到通过在退火后进行强酸洗，可以获得近似于上述表面性状的冷轧钢板。
对于冷轧钢板，既有在退火后不进行酸洗的情况，也存在为了去除加热时或水淬火时在钢板表面上生成的氧化物，而进行酸洗的情况。此时的酸洗，通常采用3～7质量％程度的盐酸水溶液，在40～80℃进行5～20秒左右，但为了获得本发明所期望的上述表面性状，可以通过提高酸洗液的盐酸浓度，提高酸洗温度，或者延长酸洗时间等达到。更具体地说，确认道将酸洗液的盐酸浓度设为A(％)，将酸洗温度设为B(℃)，将酸洗时间(浸渍时间)设为C(秒)时，如果将它们控制为满足下述公式(I)：
(A/100)×B2×C≥14000……(I)
(例如：11％HCl—80℃—30秒；15％HCl—80℃—20秒；16％HCl—85℃—15秒等)的话，可以容易地获得如前所述的表面性状。
另外，钢板表面上生成的锐利的裂纹，其生成原因可以考虑为热轧及连续退火时生成的包含Si氧化物的线状化合物，因酸溶解或机械性脱落而产生的，但在上述的强酸洗条件下进行酸洗时，确认到表面的凹凸变得平缓，阻碍化成处理性的锐利的裂纹变得几乎没有。
由于本钢板具有优良的化成处理性，特别适用于采用含有多种合金元素的钢板的汽车构件。例如以车前部和车后部的侧向构件、冲撞盒等冲撞部件为首的，中柱加强件等的柱类、车顶纵梁增强物、下纵梁(side sill)、底板构件、踢脚(kick)部等车体构件。
其次，对规定本发明使用的钢材的优选成分组成的理由进行如下说明。
C：0.05～1.0％
C是提高冷轧钢板的强度的重要元素，低于0.05％时，C的大部分固溶于铁素体，导致有助于实现高强度化的碳化物(基本上是铁的碳化物，即碳化铁，或者根据需要添加的Nb、Ti、V等的碳化物)的生成不充分，导致难以获得本发明期望的强度水平。但C含量过多时，不仅成形加工性变差，而且对焊接性也产生不良影响，因此优选将C含量控制在最多1.0％以下，更优选为0.23％以下。
Si：2.0％以下(包含0％)
Si在钢的熔制时，作为脱氧性元素有效地发挥作用，另外还可以促进碳向奥氏体的浓缩，对于在室温下使奥氏体残留，确保优良的强度-延展性平衡也是有效的。为了使Si有效地发挥这些作用，将Si含量设为0.1％以上，优选设为0.5％以上。但Si含量过多时，固溶强化作用变得显著，导致压延负荷增大。另外，变得容易产生表面缺陷，也会对酸洗性和涂装性产生不良影响，因此将Si含量控制为最多2.0％以下，优选控制在1.5％以下。
Mn：0.3～4.0％
Mn除了具有提高强度的效果之外，还是混入到钢中，将导致脆化的S固定为MnS的重要元素。为了使其有效地发挥这些作用，其含量至少为0.3％以上，优选为0.5％以上。但Mn含量过多时，会导致延展性下降，不仅对加工性能产生不良影响，还会导致焊接性下降，因此将Mn含量控制为最多4.0％以下，优选控制在2.5％以下。
Al：0.005～3.0％
Al是具有脱氧作用的元素，进行Al脱氧时，需要添加0.005％以上的Al。低于该值时脱氧变得不足，会生成大量的MnO、SiO2等的氧化物类介在物，引起局部性加工性能下降。另外，Al与Si同样，促进碳向奥氏体的浓缩，在室温下使奥氏体残留，在确保优良的强度-延展性平衡上也有效地发挥作用。为了使其有效地发挥这些作用，Al含量至少为0.005％以上，优选为0.01％以上，更优选为0.2％以上。但Al含量过多时，上述效果产生饱和，而且会导致钢的脆化和成本上升，因此将其含量控制为最多3.0％，优选控制在2.0％以下。
Al+Si：1.0～4.0％
如上所述，在本发明中Si和Al均具有在室温下，促进奥氏体的残留，提高强度-延展性平衡的作用，因此为了进一步有效地发挥后述的金属组织面的特性，使Si和Al的合计含量为1.0％以上，更优选为1.2％以上。但它们的总和含量过多时，钢会表现出脆化倾向，因此将其合计含量控制在最多4.0％以下，优选控制在3.0％以下。
Mo：1.0以下
Mo是通过固溶强化促进冷轧钢板的高强度化的重要元素，当其含量为0.02％以上时，可以有效地发挥其效果。但要求强度低于500MPa级的情况下，是不必含有Mo的。Mo量因要求的冷轧钢板的强度水平而异，但含量为0.05％以上时，其效果可以得到充分发挥。但超过1.0％时，有助于高强度化，但对延展性(加工性)造成显著的不良影响，使强度-延展性平衡急剧变差，因此将其上限定为1.0％。更优选为控制在0.5％以下。此外，如前所述，本发明的最大的特征在于，通过表面性状的改善，弥补因添加Mo造成的化成处理性的劣化，但表面性状对化成处理性的改良效果，也可以有效地作用于不含Mo的高强度冷轧钢板。
本发明中使用的钢的构成元素如上所述，余量基本上为Fe。这里的“实质”是指允许含有在钢原料或其制造工序中可能混入的不可避免的杂质元素，或者表示在不阻碍所述的各成分元素的作用效果的范围内，还可以还含有少量的其它元素。这种不可避免的杂质元素，可以例举出P、S、N、O等，另外作为其它的元素，可以例举出Cr、Ti、Nb、V、Cu、Ni、B、Ca等。但这些元素的含量过多时，多少会使延展性和表面性状劣化，对化成处理性造成不良影响，因此应该将它们分别控制为：Cr：1.0％以下；Ti：0.2％以下；Nb：0.1％以下；V：0.1％以下；Cu：1.0％以下；Ni：1.0％以下；B：0.002％以下；Ca：0.005％以下。
此外，在本发明中，根据用途变更C、Si、Mn、Mo等的含有率，可以将冷轧钢板的强度调整到390MPa级以上，甚至780MPa级以上的任意强度。
此外，想获得780MPa级以上的冷轧钢板时，通过冷轧后的连续退火加热到Ac1变态点以上的温度后，徐冷到指定的徐冷终点温度(也可以称为淬火开始温度，通常为350～750℃)，其后通过各种方法(水冷、气体吹附、通过水冷辊去热进行的冷却、喷雾冷却等)进行淬火，再者，通过在150～550℃左右的温度下进行回火处理，使金属组织变为铁素体-回火马氏体的两相组织。两相组织的优选含有比率为纵截面组织中所占的面积比率，其范围是铁素体：5～95％；回火马氏体：5～95％。
或者，使用钢组成满足Si：0.1～2.0％；Al：0.01～3.0％；且(Al+Si)：1.0～4.0％的钢材，通过冷轧后的连续回火，将其加热到Ac1变态点以上的温度后，冷却到指定的徐冷终点温度(例如：150～600℃)，使其在该温度范围滞留60秒左右以上的时间，形成由铁素体-贝氏体-残留奥氏体构成的复合组织。
该复合组织的铁素体、贝氏体、残留奥氏体的优选含有比率同样为纵截面组织内所占的面积比率，其范围是：铁素体：5～80％(优选为30％以上)；贝氏体：5～80％(优选为50％以下)；残留奥氏体：5％以上。铁素体和贝氏体的合计含量为75％以上，更优选为80％以上，其上限受到和残留奥氏体量的平衡的控制。
此外，上述“铁素体”是指多边形铁素体(Polygonal Ferrite)，即位错密度少的铁素体，是特别有助于延展性的组织，与此相对，贝氏体是特别有助于提高强度的组织，在本发明中，为了达到强度和延展性的平衡，上述金属组织具有重要的意义。
本发明具有如上所述的构成，以高强度冷轧钢板为对象，改善化成处理性，即使添加作为强化元素有用的Mo的高强度冷轧钢板，通过适当地控制表面性状，可以防止因添加Mo造成的现实性问题导致的化成处理性的劣化，从而提供兼具高强度和优良的化成处理性的冷轧钢板。
实施例
以下，举出实施例对本发明进行更具体的说明，但本发明并不受下述实施例的限制，只要在符合前、后述的宗旨的范围内，可以对本发明施加适当的变更，当然，这些变更均包含在本发明的技术领域内。
实施例
熔炼具有下表1所示化学成分的钢材1～29，通过铸造制成钢板。将该钢板加热到Ac3点以上的温度后，在表2所示的条件下，将其热轧到3.2mm厚度为止，酸洗后冷轧到1.4mm厚度为止。之后，加热退火后在表3、4所示的条件下，通过酸洗处理制成冷轧钢板。该实验中采用的加热曲线的概要如图4(a)、(b)所示。
表2中一并表示制备的冷轧钢板的机械特性和纵截面组织的观察结果。此外，通过对供试钢板的纵截面进行Lepra(レペラ—)腐蚀后，用光学显微镜以1000倍的倍率进行观察，对截面组织进行鉴别并求出面积率。另外，通过X射线衍射(XDR)求出残留奥氏体(γ)。
通过激光显微镜(Lasertec公司制造，型号：1LM21W)，采用50倍的物镜对制备的各个冷轧钢板的表面性状进行观察，任意选择10处，通过对每处0.16mm×0.22mm的面积进行扫描，求出表面凹凸的平均间隔(Sm)、最大深度(Ry)、负荷长度率(tp40)以及(tp60)的值和两者之差，同时通过下述的方法确认各供试材表面有无裂纹，再通过下述的方法对化成处理性进行了评估。结果一并如表3、4所示。
裂纹的确认：
使用SEM(日立制作所制造，商品号：S-4500)，以2000倍的倍率对供试钢板截面的表面附近的任意10视野(2000倍的图像中1视野为13cm×11cm)进行观察，调查有无宽度为3μm以下深度为5μm以上的裂纹。
化成处理性：
在下述的条件下，对各供试钢板的表面进行化成处理后，用SEM以1000倍的倍率对钢板表面进行观察，对任意选择的10视野的磷酸锌结晶的附着情况进行了调查，以下述的标准对化成处理性进行了评估。
化成处理液…使用Nihon Parkerizing Co.，Ltd制造的化成处理液(パルボンドL3020)。
化成处理工序…脱脂(采用Nihon Parkerizing Co.，Ltd制造的脱脂液“Fine Cleaner”，在45℃下进行120秒)→水洗(30秒)→表面调整(在Nihon Parkerizing Co.，Ltd制造的表面调整液“PREPALEN Z”中浸渍15秒)→化成处理(在43℃下浸渍于上述化成处理液中120秒)。
评估标准：
露出部(スケ)：
在所有10个视野中均匀地附着：◎
在10个视野中确认到5％以下的露出部在3个视野以下：(○)
除此之外：(×)
粒径：从各个视野中选择10个大的，对其平均粒径进行评估。
10μm以上：×
7μm以上～低于10μm：○
4μm以上～低于7μm：◎
低于4μm：●。
P比：通过X射线衍射，对化成处理后的钢板表面的相当于(p)和(H)的峰值进行了测量，通过其比(P/P+H)(n＝5的平均值)进行评估。以P比＝P/(P+H)，
低于0.85：×
0.85以上～低于0.93：○
0.93以上～低于0.96：◎
0.96以上：●。
由上述的透明和粒径，以及P比，如下所述进行综合评估后判定。
露出部为◎、粒径为●、P比为●的，综合为●(最优)；
露出部为◎、粒径和P比为◎以上，上述以外的，综合为◎(优)；
露出部、粒径、P比为○以上，上述以外的，综合为○(良)；
露出部、粒径、P比的任何一项为×的，综合为×(不良)。
[表1]
(B.Ca.N.O：ppm.其他mass％)
 
钢种No. C Si Mn P S Al Cr Mo Ti Nb V Cu Ni B Ca N O Ac1(℃)
1 0.05 1.02 2.98 0.003 0.005 0.066 - - - - - - - - - 12 16 721
2 0.11 1.01 2.93 0.011 0.007 0.092 - - - - - - - - - 33 8 721
3 0.16 0.63 2.59 0.011 0.005 0.057 0.21 - - - - - - - - 17 20 717
4 0.06 0.51 1.19 0.010 0.004 0.047 - 0.20 - - - - - - - 23 21 725
5 0.08 0.65 2.10 0.009 0.003 0.052 - 0.02 - - - - - - - 15 32 719
6 0.08 0.65 2.50 0.009 0.003 0.033 - 0.10 - - - - - - - 26 12 715
7 0.08 0.65 2.50 0.009 0.003 0.054 - 0.21 - - - - - - - 32 30 715
8 0.09 1.12 1.88 0.005 0.001 0.032 - 0.18 - - - 0.03 - - - 23 23 735
9 0.10 1.50 2.50 0.009 0.003 0.054 - 0.05 - - - - 0.03 - - 12 28 739
10 0.15 1.50 2.50 0.009 0.003 0.043 - 0.21 - - - - - 4 - 33 19 740
11 0.15 1.50 2.50 0.009 0.003 0.045 - 0.49 - - - - - - - 34 18 740
12 0.11 1.37 1.71 0.012 0.005 0.040 - - 0.009 - - - - - - 33 26 745
13 0.08 1.13 1.91 0.009 0.006 0.520 0.02 - - 0.020 - - - - - 71 39 736
14 0.14 0.25 1.78 0.013 0.009 0.044 - - - - 0.013 - - - - 27 27 711
15 0.13 0.20 2.19 0.006 0.002 0.082 - - - - - - - 9 - 15 13 705
16 0.05 0.99 2.91 0.010 0.007 0.048 0.20 0.19 - - - - - - 15 22 23 724
17 0.16 1.11 2.32 0.009 0.002 0.087 - 0.10 0.012 - - - - - - 21 19 730
18 0.16 0.49 1.92 0.008 0.005 0.330 - 0.05 - 0.011 - - - - - 20 21 717
19 0.15 0.25 1.88 0.013 0.011 0.044 - 0.06 - - 0.011 - - - - 27 27 710
20 0.08 0.73 2.39 0.006 0.002 0.047 - 0.20 - - - - - 13 - 15 20 719
21 0.07 0.48 1.96 0.002 0.007 0.031 - - 0.021 0.036 - - - - - 16 9 716
22 0.10 1.96 2.49 0.004 0.003 0.040 0.09 0.10 0.009 0.010 - - - - - 23 20 755
23 0.22 0.34 1.74 0.010 0.002 2.030 - - - - - 0.20 0.14 - - 9 15 712
24 0.07 - 1.94 0.009 0.006 0.011 - 0.03 - 0.043 - - - - 10 70 35 702
25 0.05 0.98 2.85 0.010 0.006 0.044 - 1.02 - - - - - - - 22 22 721
26 0.18 1.52 2.35 0.008 0.002 0.037 - 0.20 0.050 0.050 - 0.30 0.20 - - 32 17 737
27 0.18 1.53 257 0.007 0.002 0.037 - - 0.050 0.050 - 0.30 0.20 19 - 33 16 737
28 0.19 1.55 2.55 0.007 0.002 0.041 0.40 - 0.050 0.050 - 0.30 0.20 - - 34 19 744
29 0.22 1.49 2.65 0.006 0.002 0.042 - 0.20 0.050 0.050 - 0.30 0.20 - - 38 22 736
Ac1＝723-10.7(％Mn)-16.9(％Ni)+29.1(％Si)+16.9(％Cr)+290(％As)+6.38(％W)
[表2]
Figure A200780003030D00151
※.WQ.水冷.RQ.水冷
Figure A200780003030D0015102240QIETU
热，GJ.喷气冷却.XDF.X衍射法
[表3]
Figure A200780003030D00152
[表4]
Figure A200780003030D00161
从上述表1～4，可以得到如下的见解。
实验No.1、6，负荷长度率的tp40和(tp60-tp40)的任何一项，都是超出本发明的规定条件的比较例，但因为没有添加Mo，没有确认到化成处理性的极端劣化。
实验No.12、16的钢材中含有Mo，而且负荷长度率的tp40和(tp60-tp40)的任何一项都超出本发明的规定条件，因此Mo对化成处理性的阻碍作用明显，它们的化成处理性均差。
实验No.22的负荷长度率的tp40和(tp60-tp40)的任何一项都超出本发明的规定条件，而且表面凹凸的最大深度Ry也没有达到规定值，因此其化成处理性差。
实验No.28、29的负荷长度率的tp40和(tp60-tp40)的任何一项都超出本发明的规定条件，而且表面上存在狭窄且深的裂纹，因此其化成处理性差。
实验No.46的表面凹凸的平均间隔Sm超过规定值，实验No.48的表面凹凸的最大深度Ry没有达到规定值，因此它们的化成处理性都差。再者，实验No.50的钢板的表面性状虽然良好，但因为钢中的Mo含量过多，导致其化成处理性差。
与这些相比，除了上述的选择例之外，没有添加Mo的钢种自不必说，即使是为了提高强度而添加了适量的Mo的钢种，由于满足本发明规定的表面性状的规定条件，因此都可以获得优良的化成处理性。

Claims (9)

1.一种冷轧钢板，其特征在于，在钢板表面上存在的凹凸的最大深度Ry为10μm以上，该凹凸的平均间隔Sm为30μm以下，并且表面凹凸的负荷长度率tp40为20％以下，不存在宽度为3μm以下且深度为5μm以上的裂纹。
2.一种冷轧钢板，其特征在于，在钢板表面上存在的凹凸的最大深度Ry为10μm以上，该凹凸的平均间隔Sm为30μm以下，并且表面凹凸的负荷长度率tp60和tp40之差为60％以上，不存在宽度为3μm以下且深度为5μm以上的裂纹。
3.一种冷轧钢板，其特征在于，在钢板表面上存在的凹凸的最大深度Ry为10μm以上，该凹凸的平均间隔Sm为30μm以下，表面凹凸的负荷长度率tp40为20％以下，并且表面的负荷长度率tp60和tp40之差为60％以上，不存在宽度为3μm以下且深度为5μm以上的裂纹。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的冷轧钢板，其特征在于，钢以质量％计含有C：0.05～1.0％、Si：2.0％以下、Mn：0.3～4.0％、Al：0.005～3.0％，余量基本上是铁，拉伸强度为390MPa以上。
5.根据权利要求4所述的冷轧钢板，其特征在于，钢以质量％计含有0.02～1.0％的Mo。
6.根据权利要求5所述的冷轧钢板，其特征在于，钢以质量％计含有0.02～1.0％的Mo，拉伸强度为780MPa以上。
7.根据权利要求4所述的冷轧钢板，其特征在于，钢以质量％计还含有从Cr：1.0％以下、Ti：0.2％以下、Nb：0.1％以下、V：0.1％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、B：0.002％以下、Ca：0.005％以下中选出的至少一种元素。
8.根据权利要求4所述的冷轧钢板，其特征在于，金属组织为铁素体和回火马氏体的两相组织，拉伸强度为780MPa以上。
9.根据权利要求4所述的冷轧钢板，其特征在于，化学成分含有Si：0.1～2.0％、Al：0.01～3.0％、(Si+Al)：1.0～4.0％，并且，金属组织具有铁素体为5～80面积％，贝氏体为5～80面积％，铁素体和贝氏体的合计量为75面积％以上，且残留奥氏体为5面积％以上的复合组织，拉伸强度为780MPa以上。
CN200780003030.6A 2006-03-31 2007-03-29 具有优良化成处理性的高强度冷轧钢板 Active CN101370954B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2006098081 2006-03-31
JP098081/2006 2006-03-31
PCT/JP2007/056887 WO2007114261A1 (ja) 2006-03-31 2007-03-29 化成処理性に優れた高強度冷延鋼板

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN101370954A true CN101370954A (zh) 2009-02-18
CN101370954B CN101370954B (zh) 2010-10-06

Family

ID=38563529

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN200780003030.6A Active CN101370954B (zh) 2006-03-31 2007-03-29 具有优良化成处理性的高强度冷轧钢板

Country Status (5)

Country Link
US (1) US8795442B2 (zh)
KR (2) KR20080100835A (zh)
CN (1) CN101370954B (zh)
GB (1) GB2450066B (zh)
WO (1) WO2007114261A1 (zh)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103492599A (zh) * 2011-04-21 2014-01-01 新日铁住金株式会社 均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN105624555A (zh) * 2016-01-20 2016-06-01 宋晓玲 一种高强度、高韧性合金钢
CN105861921A (zh) * 2016-04-23 2016-08-17 何华琼 一种高强度高韧性合金钢
CN108368590A (zh) * 2015-12-15 2018-08-03 Posco公司 化学转化处理性及弯曲加工性优异的超高强度钢板及其制造方法
CN109689550A (zh) * 2016-06-28 2019-04-26 京瓷株式会社 纤维引导件

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB2437954B (en) * 2005-03-30 2010-12-08 Kobe Steel Ltd High strength hot rolled steel sheet excellent in phosphatability
JP4974341B2 (ja) * 2006-06-05 2012-07-11 株式会社神戸製鋼所 成形性、スポット溶接性、および耐遅れ破壊性に優れた高強度複合組織鋼板
JP5030200B2 (ja) * 2006-06-05 2012-09-19 株式会社神戸製鋼所 伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板
EP2716783B1 (en) 2011-05-25 2018-08-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and process for producing same
EP2980227A4 (en) * 2013-03-28 2016-12-21 Hyundai Steel Co STEEL SHEET AND PROCESS FOR PRODUCING SAME
WO2017125773A1 (en) * 2016-01-18 2017-07-27 Arcelormittal High strength steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
JP6308334B2 (ja) * 2016-02-18 2018-04-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板
JP6308335B2 (ja) * 2016-02-18 2018-04-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板
JP7123605B2 (ja) * 2018-03-30 2022-08-23 日本パーカライジング株式会社 少なくとも表面の全部又は一部が金属材料からなる基材であって、該金属材料の表面が孔を有する基材及び該基材と樹脂硬化物を含む基材－樹脂硬化物の複合体
US11560605B2 (en) 2019-02-13 2023-01-24 United States Steel Corporation High yield strength steel with mechanical properties maintained or enhanced via thermal treatment optionally provided during galvanization coating operations

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS56130475A (en) * 1980-03-13 1981-10-13 Sumitomo Metal Ind Ltd Manufacture of hot rolled steel plate with superior chemical treatability
JPS62151208A (ja) 1985-12-24 1987-07-06 Kawasaki Steel Corp プレス成形性等に優れる冷延鋼板
JPH02138489A (ja) * 1988-11-17 1990-05-28 Kobe Steel Ltd 接着性熱延鋼板の製造方法
JPH05320952A (ja) 1992-05-25 1993-12-07 Nkk Corp 塗装後の耐食性に優れた高強度冷延鋼板
JP3110276B2 (ja) * 1995-03-24 2000-11-20 新日本製鐵株式会社 ブライドルロール
JP2000355775A (ja) * 1999-06-17 2000-12-26 Nkk Corp 耐水密着性および耐陰極剥離性に優れた重防食鋼管矢板
KR100470652B1 (ko) 2000-12-20 2005-03-07 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법
JP4534362B2 (ja) 2001-02-02 2010-09-01 Ｊｆｅスチール株式会社 化成処理性および耐食性に優れる熱延高張力鋼板およびその製造方法
ATE383452T1 (de) * 2001-10-04 2008-01-15 Nippon Steel Corp Ziehbares hochfestes dünnes stahlblech mit hervorragender formfixierungseigenschaft und herstellungsverfahren dafür
KR100530071B1 (ko) 2001-12-20 2005-11-22 주식회사 포스코 연성이 우수한 잔류 오스테나이트 함유 냉연강판 제조방법
FI114484B (fi) * 2002-06-19 2004-10-29 Rautaruukki Oyj Kuumavalssattu nauhateräs ja sen valmistusmenetelmä
JP3934604B2 (ja) * 2003-12-25 2007-06-20 株式会社神戸製鋼所 塗膜密着性に優れた高強度冷延鋼板
JP2005213640A (ja) 2004-02-02 2005-08-11 Kobe Steel Ltd 伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板とその製法
GB2437954B (en) * 2005-03-30 2010-12-08 Kobe Steel Ltd High strength hot rolled steel sheet excellent in phosphatability

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103492599A (zh) * 2011-04-21 2014-01-01 新日铁住金株式会社 均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN103492599B (zh) * 2011-04-21 2016-05-04 新日铁住金株式会社 均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN108368590A (zh) * 2015-12-15 2018-08-03 Posco公司 化学转化处理性及弯曲加工性优异的超高强度钢板及其制造方法
CN108368590B (zh) * 2015-12-15 2020-05-08 Posco公司 化学转化处理性及弯曲加工性优异的超高强度钢板及其制造方法
US10975454B2 (en) 2015-12-15 2021-04-13 Posco Ultra-high strength steel sheet having excellent phosphatability and bendability
CN105624555A (zh) * 2016-01-20 2016-06-01 宋晓玲 一种高强度、高韧性合金钢
CN105861921A (zh) * 2016-04-23 2016-08-17 何华琼 一种高强度高韧性合金钢
CN109689550A (zh) * 2016-06-28 2019-04-26 京瓷株式会社 纤维引导件

Also Published As

Publication number Publication date
CN101370954B (zh) 2010-10-06
WO2007114261A1 (ja) 2007-10-11
KR20080100835A (ko) 2008-11-19
US20090014095A1 (en) 2009-01-15
GB0819197D0 (en) 2008-11-26
GB2450066A (en) 2008-12-10
KR20110121727A (ko) 2011-11-08
US8795442B2 (en) 2014-08-05
GB2450066B (en) 2011-03-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN101370954B (zh) 具有优良化成处理性的高强度冷轧钢板
CN108495943B (zh) 高强度钢板及高强度镀锌钢板
JP6830539B2 (ja) 高強度高成形性の冷間圧延熱処理鋼板及び製造方法
CN103097566B (zh) 延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板以及它们的制造方法
CN103703157B (zh) 形状保持性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法
CN103890202B (zh) 加工性优良的高强度钢板的制造方法
CN101238233B (zh) 热轧钢板及冷轧钢板及它们的制造方法
CN106574340B (zh) 高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法
CN103146992B (zh) 加工性优良的高强度热镀锌钢板
JP4109703B2 (ja) 化成処理性に優れた高強度冷延鋼板
CN106574341B (zh) 高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法
CN107636184A (zh) 合金化热浸镀锌钢板及其制造方法
CN108138277A (zh) 高强度钢板用原材料、高强度钢板用热轧材料、高强度钢板用热轧退火材料、高强度钢板、高强度熔融镀敷钢板及高强度电镀钢板、以及它们的制造方法
CN110268083A (zh) 高强度镀锌钢板及其制造方法
CN105492643A (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN107075642A (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN105189804B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN103781932A (zh) 冷轧钢板
US7960035B2 (en) High-strength hot-rolled steel sheet excellent in chemical treatability
CN105308203A (zh) 冷轧钢板、镀锌冷轧钢板以及它们的制造方法
KR20220110826A (ko) 고강도 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
WO2022138894A1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
KR20210118442A (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP7136336B2 (ja) 高強度鋼板及びその製造方法
TW201821629A (zh) 高強度鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
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