CN101724776B - 加工性优异的高屈强比高强度熔融镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

加工性优异的高屈强比高强度熔融镀锌钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明的加工性优异的高强度熔融镀锌钢板，含有C、Si、Mn等，金属组织是含有铁素体和马氏体复合组织，并且在铁素体组织中，设结晶方位差为10°以上的晶界的每单位面积的长度为La，结晶方位差低于10°的晶界的每单位面积的长度为Lb时，满足0.2≤(Lb/La)≤1.5，设被结晶方位差为10°以上的晶界包围的铁素体晶粒的当量圆直径为D时，D的平均值为25μm以下，并且被结晶方位差为10°以上的晶界包围的铁素体晶粒之中，满足D≤30μm的晶粒以面积率计为50％以上，抗拉强度为980MPa以上。

Description

加工性优异的高屈强比高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适于汽车用钢板的、显示出高屈强比且具有高延伸率的980MPa以上的高强度熔融镀锌钢板(也包括高强度合金化熔融镀锌钢板的意思，下同。)，以及用于制造这种高强度熔融镀锌钢板的有用的制造方法。
背景技术
近年来，由于有关地球环境问题的意识提高，各汽车厂商以提高燃油效率为目的而进行车体的轻量化。另外，从乘客的安全性的观点出发，汽车的碰撞安全标准被强化，也要求构件对于冲击的耐久性。因此，在最近的车上，高强度钢板的使用比率进一步上升，其中在对防锈性有要求的车体骨骼构件和加强构件中，高强度熔融镀锌钢板被积极地应用。随着高强度钢板的用途扩大，所要求的特性也提高，在难成形构件中，母材的加工性的改善受到更强烈地要求。
作为兼具强度和加工性而被开发的钢，有以铁素体和马氏体为主体的复合组织钢板(以下，有称为DP钢板的情况。)。例如在日本·特开昭55-122820号、日本·特开2001-220641号中公开有一种强度-延伸率平衡优异的高强度镀锌钢板及其制造方法。另一方面，在车体骨骼用的高强度钢板中，对加工性和碰撞时的能量吸收能均有要求，屈服强度、即屈强比高也很重要。例如，在日本·特开2002-322539号中，公开有一种利用析出粒子的在高屈服强度下加工性优异的薄钢板。
但是，在日本·特开昭55-122820号和日本·特开2001-220641号的技术中，是通过镀锌后或其后的合金化处理后的冷却而使马氏体生成，这时在铁素体中有可动位错被导入，因此成为低屈服强度。另外提高了屈服强度的日本·特开2002-322539号，虽然利用的是纳米级的析出粒子，但在热轧和冷轧后进行退火时，微细地分散析出粒子很困难，难以使高屈服强度和高延性并立。
另外，日本·特开2006-274378号中公开有一种兼具点焊性和高屈强比的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法，但是由于在金属组织中包含长宽比为3以上的伸展的晶粒，组织上不均一，因此未必称得上加工性良好。
发明内容
本发明鉴于上述情况而做，其目的在于，提供一种抗拉强度为980MPa以上的、显示出高屈强比且延伸率优异的高强度熔融镀锌钢板。
能够解决课题的本发明的熔融镀锌钢板，含有C：0.05～0.3％(质量％的意思。关于化学成分组成下同。)、Si：0.005～3.0％、Mn：1.5～3.5％、Al：0.005～0.15％、P：0.1％以下、S：0.05％以下，余量为铁和不可避免的杂质，金属组织以相对于全部组织的比例计，铁素体的面积率：5～85％，马氏体的面积率：15～90％，残留奥氏体的面积率：20％以下，铁素体、马氏体和残留奥氏体的面积率的合计：70％以上，在铁素体组织中，设结晶方位差为10°以上的晶界的每单位面积的长度为La，结晶方位差低于10°的晶界的每单位面积的长度为Lb时，满足0.2≤(Lb/La)≤1.5，设被结晶方位差为10°以上的晶界包围的铁素体晶粒的当量圆直径为D时，D的平均值为25μm以下，并且被结晶方位差为10°以上的晶界包围的铁素体晶粒之中，满足D≤30μm的晶粒以面积率计为50％以上，抗拉强度为980MPa以上。
本发明的高强度熔融镀锌钢板根据需要，也可以还含有如下：(a)Cr：1.0％以下；(b)Mo：1.0％以下；(c)Ti：0.2％以下、Nb：0.3％以下和V：0.2％以下中的至少1种；(d)Cu：3％以下和/或Ni：3％以下；(e)B：0.01％以下；(f)Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下和REM：0.005％以下之中的至少1种。
本发明的熔融镀锌也可以是合金化熔融镀锌。
另外，本发明也包含本发明的熔融镀锌钢板的制造方法，该制造方法包括如下工序：将满足上述成分组成的冷轧钢板，以使升温速度满足下述(1)～(3)式，升温时的最高到达温度满足下式(4)的方式进行升温的工序；和以使600℃至最高到达温度的温度区域的停留时间为400秒以下的方式对其进行退火的工序。
从室温到350℃的升温速度：HR1≤900℃/分…(1)
从350℃到700℃的升温速度：HR2≥60℃/分…(2)
从700℃到最高到达温度的升温速度：5℃/分≤HR3≤420℃/分…(3)
Ac1点≤(最高到达温度)≤(Trec或Ac3点的任意低的一方的温度)…(4)
其中，Trec在不含Ti、Nb和V时，
Trec＝-4×(冷轧率)+1000+3×(Si％)+14×(Mn％)+2×(Cr％)+19×(Mo％)+38×(Cu％)+2×(Ni％)
而含有Ti、Nb和V之中至少一种时，
Trec＝-10×(冷轧率)+1100+3×(Si％)+14×(Mn％)+2×(Cr％)+19×(Mo％)+38×(Cu％)+2×(Ni％)+5000×(Ti％)+6200×(Nb％)+4350×(V％)。
其中，(元素名％)表示各元素的含量(质量％)。
根据本发明的高强度熔融镀锌钢板，将结晶方位差为10°以上的晶界的每单位面积的长度La，和结晶方位差低于10°的晶界的每单位面积的长度为Lb的比(Lb/La)控制在一定范围内，并且适当控制被结晶方位差为10°以上的晶界所包围的铁素体晶粒的粒径和粒度分布，因此可以提供高屈强比且延伸率优异的980MPa以上的熔融镀锌钢板。
附图说明
图1是表示晶界频度(Lb/La)与屈强比(YR)的关系的曲线图。
图2是表示晶界频度(Lb/La)与TS×EL的关系的曲线图。
图3是表示(YR)与TS×EL的关系的曲线图。
具体实施方式
本发明者们在金属组织含有铁素体和马氏体的复合组织钢板中，为了实现有高屈强比，且延伸率优异的980MPa以上的高强度熔融镀锌钢板而反复锐意研究。其结果发现，通过控制钢的成分组成，并且将(i)结晶方位差为10°以上的晶界的每单位面积的长度La，和结晶方位差低于10°的晶界的每单位面积的长度为Lb的比(Lb/La)(以下有称为“晶界频度”的情况)控制在规定范围内，能够使屈强比提高，以及(ii)设被结晶方位差为10°以上的晶界包围的铁素体晶粒的当量圆直径为D时，减小D的平均值使之为25μm以下，并且被结晶方位差为10°以上的晶界包围的铁素体晶粒之中，使满足D≤30μm的晶粒以面积率计为50％以上，如此使晶粒的粒度分布(以下有称为“晶界频度”的情况)均一化，由此能够使延伸率提高，从而完成了本发明。
首先，以下对于本发明的高强度熔融镀锌钢板的成分组成进行说明。
C：0.05～0.3％
C是用于确保钢板的强度的重要的元素。另外，其还影响到马氏体组织的生成量和形态，具有使延伸率提高的作用。因此将C量定为0.05％以上。C量优选为0.06％以上，更优选为0.07％以上。另一方面，若C量过剩，则焊接性降低。因此将C量定为0.3％以下。C量优选为0.25％以下，更优选为0.2％以下。
Si：0.005～3.0％
Si不会使延伸率降低，是通过固溶强化而有助于钢板的强度提高的元素。为了发挥这样的效果，优选Si量为0.005％以上，更优选为0.01％以上。另一方面，若Si量过剩，则强度变得过高，轧制负荷增大，另外热轧时有氧化皮发生，使钢板的表面性状恶化。因此，Si量定为3.0％以下。Si量优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。
Mn：1.5～3.5％
Mn是用于确保钢板的强度的重要的元素。因此将Mn量定为1.5％以上。Mn量优选为1.7％以上，更优选为2.0％以上。另一方面，若Mn量过剩，则延伸率劣化，因此将Mn量定为3.5％以下。Mn量优选为3.2％以下，更优选为3.0％以下。
Al：0.005～0.15％
Al是具有脱氧作用的元素。因此将Al量定为0.005％以上。Al量优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。另一方面，若Al量过剩，则招致成本上升，因此定为0.15％以下。Al量优选为0.1％以下，更优选为0.07％以下。
P：0.1％以下
若P过剩，则焊接性劣化。因此将P量定为0.1％以下。P量优选为0.08％以下，更优选为0.05％以下。
S：0.05％以下
若S过剩，则硫化物系夹杂物增大，钢板的强度劣化。因此将S量定为0.05％以下。S量优选为0.01％以下，更优选为0.007％以下。
本发明所使用的钢的基本成分如上所述，余量实质上是铁。但是，当然允许钢中包含由于原料、物资、制造设备等的状况而混入的不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可列举N和O、夹入元素(tramp elements)(Sn、Zn、Pb、As、Sb、Bi等)等。N作为氮化物析出，是使钢的强度提高的元素，但是若N过剩地存在，则氮化物也过剩，从而引起延伸率的降低，因此优选为0.01％以下。另外，对于O来说，若变得地剩也会引起延伸率的降低，因此优选为0.01％以下。
此外本发明中所使用的钢，根据需要也可以含有以下的任意元素。
Cr：1.0％以下
Cr提高钢的淬火性，是对高强度化有效的元素。特别是与后述的Mo相比较，其抑制作为中间阶段相变组织的贝氏体组织的形成的效果显著，在用于得到以铁素体和马氏体为主体的复合组织钢板上是有效的元素。为了发挥这样的效果，优选Cr量为0.04％以上，更优选为0.07％以上。另一方面，基Cr量过剩，则延性降低。因此Cr量优选为1.0％以下。Cr量更优选为0.8％以下，进一步优选为0.6％以下。
Mo：1.0％以下
Mo提高钢的淬火性，是对于高强度化有效的元素。为了发挥这一效果，优选Mo量为0.04％以上，更优选为0.07％以上。另一方面，若Mo量过剩，则延性降低，另外成本也变高。因此Mo量优选为1.0％以下。Mo量更优选为0.8％以下，进一步优选为0.6％以下。
Ti：0.2％以下、Nb：0.3％以下和V：0.2％以下中的至少1种
Ti、Nb、V均会形成碳化物和氮化物等析出物，使钢的强度提高，并且具有抑制再结晶的作用。就是说能够使加工组织残存，能够提高晶界频度(Lb/La)而达成高屈服强度。Ti量优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。Nb量优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。另外V量优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。另一方面，若这些元素变得过剩，晶界频度(Lb/La)变得过高，则招致延伸率的降低。因此，优选Ti量为0.2％以下，Nb量为0.3％以下，V量为0.2％以下。Ti量更优选为0.15％以下，进一步优选为0.1％以下。Nb量更优选为0.2％以下，进一步优选为0.15％以下。V量更优选为0.15％以下，进一步优选为0.13％以下。
Cu：3％以下和/或Ni：3％以下
Cu、Ni是对钢板的高强度化有效的元素。为了发挥这样的效果，Cu量优选为0.05％以上，更优选为0.1％以上。另外，Ni量优选为0.05％以上，更优选为0.1％以上。另一方面，若Cu和Ni变得过剩，则热加工性降低。因此优选Cu量为3％以下，Ni量为3％以下。Cu量更优选为2％以下，进一步优选为1％以下。Ni量更优选为2％以下，进一步优选为1％以下。
B：0.01％以下
B与Cr、Mo一样，提高钢的淬火性，是对于高强度化有效的元素。为了发挥这样的效果，B量优选为0.001％以上，更优选为0.0015％以上。另一方面，若B量过剩，则硼化物的生成显著，延性降低。因此优选B量为0.01％以下。B量更优选为0.008％以下，进一步优选为0.005％以下。
Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下和REM：0.005％以下之中的至少1种
Ca、Mg、REM是有于夹杂物的形态控制，特别是有助于微细分散化的元素。为了发挥这样的效果，Ca量优选为0.0005％以上，更优选为0.001％以上。另外，Mg量优选为0.0005％以上，更优选为0.001％以上，REM量优选为0.0005％以上，更优选为0.001％以上。另一方面，若这些元素过剩，则使铸造性和热加工性降低，使延性降低。因此优选使Ca量为0.01％以下，Mg量为0.01％以下，REM量为0.005％以下。Ca量更优选为0.007％以下，进一步优选为0.005％以下。另外，Mg量更优选为0.007％以下，进一步优选为0.005％以下。REM量更优选为0.007％以下，进一步优选为0.005％以下。
本发明的高强度熔融镀锌钢板的金属组织具有的第一个特征在于，在含有铁素体和马氏体的复合组织钢板中，通过将结晶方位差为10°以上的晶界的每单位面积的长度为La，和结晶方位差低于10°的晶界的每单位面积的长度为Lb的比(Lb/La)控制在0.2≤(Lb/La)≤1.5的范围内，从而将结晶方位差低于10°的晶界确保在一定比率以上，以使屈服强度提高，即，使屈强比提高。此外，其具有的第二个特征在于，设被结晶方位差为10°以上的晶界包围的铁素体晶粒的当量圆直径为D时，减小D的平均值，使其为25μm以下，并且被结晶方位差为10°以上的晶界包围的铁素体晶粒之中，使满足D≤30μm的晶粒以面积率计为50％以上，如此使晶粒的粒度分布均一化，由此使延伸率提高。以下，按顺序进行说明。
在本发明中，之所以用10°来区分结晶方位差，是由于结晶方位差低于10°的晶界与结晶方位差为10°以上的晶界，其对于机械的性质(屈强比、抗拉强度、延伸率)的影响不同。
首先，结晶方位差低于10°的晶界，其形成是由于加工组织经退火前的冷轧工序被导入，经其后的退火工序，由于位错组织的回复导致亚晶粒化产生。这样的结晶方位差低于10°的晶界，能够抑制构成低屈服强度化的原因的铁素体中的可动位错的运动，从而能够提高屈服强度，达到高屈强比。为了充分地发挥这样的效果，设结晶方位差为10°以上的晶界的每单位面积的长度为La，结晶方位差低于10°的晶界的每单位面积的长度为Lb时，将Lb和La的比(Lb/La)定为0.2以上。结晶方位差为10°以上的晶界的每单位面积的长度(La)和结晶方位差低于10°的晶界的每单位面积的长度(Lb)的比，表示在一个铁素体晶粒中能够抑制可动位错的运动的境界的比例，在可动位错的抑制效果和屈强比之间发现相关关系，这其中具有本发明的意义。还有，本发明是在弹性区域停止位错的运动而提高屈服强度，因此对其后的塑性区域中的加工硬化的举动没有太大影响。因此，既能够维持复合组织钢板的优异的抗拉强度和延伸特性，又能够提高屈服强度。(Lb/La)优选为0.25以上，更优选为0.30以上。另一方面，若(Lb/La)变得过大，即加工组织过度残存，同是延伸率降低。因此，将(Lb/La)定为1.5以下。(Lb/La)优选为1.4以下，更优选为1.3以下。
其次，被结晶方位差为10°以上的晶界包围的晶粒给钢板的延伸特性带来巨大影响。即，若被结晶方位差为10°以上的晶界包围的晶粒粗大，则局部变形时应力集中显著，由于局部延伸率的降低导致总延伸率也降低。因此，设被结晶方位差为10°以上的晶界包围的铁素体晶粒的当量圆直径为D时，D的平均值定为25μm以下。D的平均值优选为20μm以下，更优选为15μm以下。D的平均值的下限没有特别限定，但例如可以为0.5μm左右。
另外，关于被结晶方位差为10°以上的晶界包围的铁素体晶粒的粒度分布，若粒度分布不均一，则延伸率(EL)劣化。因此，被结晶方位差为10°以上的晶界包围的铁素体晶粒之中，满足D≤30μm的晶粒以面积率计定为50％以上，优选为60％以上，更优选为70％以上。
结晶方位差为10°以上的境界的每单位面积的长度和结晶方位差低于10°的境界的每单位面积的长度，能够根据SEM(扫描型电子显微镜)-EBSP(电子背散射衍射)法进行结晶分析，由此而求得。EBSP法是以1μm以下的梯级，对于50μm×50μm以上的范围测定3个视野以上，如果CI值≥0.1时实施结晶方位分析，则能够进行晶界频度(Lb/La)和铁素体晶粒的辨识。另外，被结晶方位差为10°以上的晶界包围的铁素体晶粒的平均粒径，能够通过切断法、求积法、比较法等通常的方法求得。此外，关于粒度分布，是在被结晶方位差为10°以上的晶界包围的铁素体晶粒之中，求得粒径为30μm以下的晶粒的面积比例。
本发明的高强度熔融镀锌钢板的金属组织是含有铁素体和马氏体的复合组织钢板，相对于全部组织，优选铁素体和马氏体合计为65面积％以上。本发明的铁素体意思是多边铁素体。另外本发明的马氏体意思是淬火马氏体，虽然也有包含冷却中发生了自回火的马氏体的意思，但不含在200℃以上回火的回火马氏体。
本发明的高强度熔融镀锌钢板，可以只由铁素体和马氏体构成，但也可以为了延性的提高而含有残留奥氏体。铁素体具有使延性提高的效果，另一方面，若其过剩，则招致强度的降低。马氏体具有使强度提高的效果，但另一方面，若过剩则招致延性的降低。另外，残留奥氏体具有使延性提高的效果，另一方面，若过剩则招致延伸凸缘性的降低，并且由于残留奥氏体中的碳浓度减少，导致延伸率降低。因此铁素体和马氏体以及残留奥氏体的分率，优选根据所要求的强度和延性的平衡，从如下范围进行适宜调整：铁素体的面积率：5～85％；马氏体的面积率：15～90％；残留奥氏体的面积率：20％以下，从提高延性的观点出发，铁素体和马氏体和残留奥氏体的合计面积率优选为70％以上。更优选铁素体和马氏体和残留奥氏体的合计面积率优选为75％以上。
另外在本发明中，除了铁素体、马氏体和残留奥氏体以外，在不妨碍本发明的效果的范围内也可以含有贝氏体和珠光体。贝氏体和珠光体的含有率优选为合计30面积％以下。
钢板的组织，使用扫描型电子显微镜(SEM)，以3000倍的倍率，观察与钢板的轧制方向垂直的截面的t/4位置(t：板厚)，由此能够判别铁素体和马氏体。另外关于残留奥氏体，能够利用饱和磁化法(R&D神户制钢技报Vol.52No.3)测定体积率，通过换算成面积率而求得。
为了制造本发明的高强度熔融镀锌钢板，特别有效的是在冷轧后的退火工序中，控制升温速度、最高到达温度和规定的温度区域中的停留时间。具体来说，就是将上述成分组成的冷轧钢板，以使升温速度满足下述(1)～(3)式，升温时的最高到达温度满足下式(4)的方式进行升温，使600℃至最高到达温度的温度区域的停留时间为400秒以下，如此进行退火，由此能够制造本发明钢板。以下对于制造条件进行详述。
首先，升温区分为从室温至350℃、从350℃到700℃、从700℃到最高到达温度这3个温度区域，使升温速度满足下述(1)～(3)式，使最高达到温度满足下式(4)，如此进行升温。
从室温至350℃的升温速度：HR1≤900℃/分…(1)
从室温至350℃的升温能够释放被加工的铁素体组织中的残留应变，通过后述的组织的回复举动确保良好的延伸率(EL)。即，若HR1超过900℃/分，则在后述的从350℃到700℃的升温时加工组织的回复显著，结晶方位差低于10°的晶界的比例变小，屈服强度降低。因此将HR1的上限定为900℃/分。HR1优选为750℃/分以下，更优选为600℃/分以下。HR1的下限没有特别限定，但例如可以为1℃/分左右。
从350℃到700℃的升温速度：HR2≥60℃/分…(2)
从350℃到700℃的升温速度给加工组织的回复举动带来很大的影响。若HR2低于60℃/分，则加工组织的回复显著，结晶方位差低于10°的晶界的比例变小，屈服强度降低。因此将HR2定为60℃/分以上。HR2优选为90℃/分以上，更优选为120℃/分以上。另一方面，若HR2变得过快，加工组织的回复难以发生，则从700℃到最高到达温度的再结晶被促进，因此结果是作为退火后的组织也有不含结晶方位差低于10°的晶界的情况，屈服强度降低。因此HR2优选为1500℃/分以下。
从700℃到最高到达温度的升温速度：5℃/分≤HR3≤420℃/分…(3)
从700℃到最高到达温度的温度区域，是从加工组织逆相相为奥氏体的温度区域，该温度区域下的升温速度在确保组织分率，实现良好的延伸率(EL)上很重要。若HR3低于5℃/分，则比起逆相变的进行，组织的回复显著，或者再结晶发生，结晶方位差比10°小的境界的比例变小。因此，将HR3定为5℃/分以上。HR3优选为7℃/分以上，更优选为10℃/分以上。另一方面，若HR3超过420℃/分以上，则回复不怎么发生，结晶方位差比10°小的境界大量残留，延伸率劣化。因此将HR3定为420℃/分以下。HR3优选为400℃/分以下，更优选为350℃/分以下。
Ac1点≤(最高到达温度)≤(Trec或Ac3点的任意低的一方的温度)…(4)
Ac1点是向奥氏体的逆相变发生的下限的温度，若最高到达温度低于Ac1点，则向奥氏体的逆相变不会发生，因此不能获得DP组织，不能确保优异的延伸率。最高达到温度的下限优选为Ac1点+20℃，更优选为Ac1点+50℃。还有，Ac1点由下式计算。下式中，(元素名％)表示各元素的含量(质量％)(下同)。
Ac1＝723+29.1×(Si％)-10.7×(Mn％)+16.9×(Cr％)-16.9×(Ni％)
最高到达温度使上限为加工组织的再结晶不会发生的温度(Trec)或变成奥氏体单相的下限温度(Ac3点)的任何低的一方。
首先，若最高到达温度高于Trec，则加工组织再结晶，期望的组织无法得到，虽然延伸率优异，但不能达成高屈服强度，或者虽然能够达成高屈服强度，但延伸率差。
在此，Trec会受到冷轧率的很大影响。即，冷轧率越大，应变能越积蓄，再结晶的驱动力变得越大，因此再结晶开始温度变低。此外，Trec会由于合金元素的添加而上升，Si、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni的添加会导致上升，特别是若添加Ti、Nb、V，则Trec的上升显著。计算下述的Trec的公式，是把影响再结晶温度的元素和冷轧率乘以各自的分摊比率相应的系数并相加。还有，关于冷轧率乘以的系数，在含有Ti、Nb和V的至少一种时，因为受到来自这些元素的析出物或固溶元素的影响，所以，出于(i)由冷轧导入的应变量增大，另外(ii)使再结晶发生的临界冷轧率的敏感性变高等理由，该系数与不含Ti、Nb和V的任意一种的情况不同。
具体来说，Trec在Ti、Nb和V的任意一种都不含的情况下，由下式计算。
Trec＝-4×(冷轧率)+1000+3×(Si％)+14×(Mn％)+2×(Cr％)+19×(Mo％)+38×(Cu％)+2×(Ni％)
另外，在Ti、Nb和V之中含有至少一种时，由下式计算。
Trec＝-10×(冷轧率)+1100+3×(Si％)+14×(Mn％)+2×(Cr％)+19×(Mo％)+38×(Cu％)+2×(Ni％)+5000×(Ti％)+6200×(Nb％)+4350×(V％)
其次，若最高到达温度高于Ac3点，则有加工组织残留的铁素体全部相变为奥氏体，因此不能得到期望的组织。还有Ac3点由下式计算。
Ac3＝910-203×(C％)1/2+44.7×(Si％)-30×(Mn％)-11×(Cr％)+31.5×(Mo％)-20×(Cu％)-15.2×(Ni％)+400×(Ti％)+104×(V％)+700×(P％)+400×(Al％)
因此，最高达到温度为Trec或Ac3点的任何低的一方的温度。优选上限温度为(Tree-5℃)或(Ac3点-5℃)的任何低的一方的温度，更优选为(Trec-10℃)或(Ac3点-10℃)的任何低的一方的温度。
从600℃至最高到达温度的温度区域的停留时间为400秒以下
所谓从600℃至最高到达温度的温度区域的停留时间，意思是从600℃向最高到达温度升温所需要的时间，和在最高到达温度下保持的时间相结合的时间。所述停留时间在适当控制组织的回复、再结晶举动和相变举动上很重要。若该温度区域中的时间超过400秒，则相对于从铁素体到奥氏体的逆相变的进行来说，加工组织的回复显著，或者再结晶发生，结晶方位差低于10°的晶界的比例变少。因此，从600℃至最高到达温度的温度区域的停留时间定为400秒以下。所述停留时间优选为350秒以下，更优选为300秒以下。该温度区域中的时间的下限没有特别限定，但例如可以为30秒左右。
关于上述以外的制造条件，根据常规方法进行即可，没有特别限定，关于热轧，例如可以以800℃以下的终轧温度进行热轧，在700℃以下进行卷取。另外，退火后的熔融镀锌工序或合金化熔融镀锌工序不会对本发明钢板的组织产生任何影响，这些条件没有特别限定，例如，优选在所述退火后以1℃/秒以上的平均冷却速度冷却到镀液温度(例如440～480℃)而实施熔融镀锌，以3℃/秒以上的平均冷却速度冷却至室温。另外进行合金化时，优选在所述熔融镀锌后加热至500～750℃左右的温度后，进行20秒左右合金化，以3℃/秒以上的平均冷却速度冷却至室温。
【实施例】
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前后述的宗旨的范围内当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
遵循通常的熔炼方法用转炉熔炼表1、2所示的化学组成的钢，经连续铸造而成为板坯(板厚：230mm)。将该板坯加热至1250℃后，以终轧温度900℃、累积压下率99％进行热轧，接着以平均冷却速度50℃/秒进行冷却后，以500℃卷取，得到热轧钢板(板厚：2.5mm)。再将得到的热轧钢板进行酸洗后，以表3、4所示的冷轧率进行冷轧，得到冷轧钢板。用连续式熔融镀锌线，将得到的冷轧钢板以表3、4所示升温速度、最高到达温度及停留时间退火，进行镀敷。表中，“GI”表示熔融镀锌，所述退火后，以5℃/秒的平均冷却速度冷却至镀液温度(460℃)，镀敷后以3℃/秒的平均冷却速度冷却至室温。另外“GA”表示合金化熔融镀锌，退火后，以5℃/秒的平均冷却速度冷却至镀液温度(460℃)，加热到550℃而进行合金化，其后以3℃/秒的平均冷却速度冷却至室温。还有，表1、2中的REM以含有La为50％左右和含有Ce为30％左右的混合稀土的形态添加。
Figure G2009102053036D00131
Figure G2009102053036D00141
Figure G2009102053036D00161
Figure G2009102053036D00171
金属组织的观察
关于铁素体和马氏体组织，在与上述得到的钢板的轧制方向垂直的截面的t/4位置(t：板厚)，用扫描型电子显微镜(SEM)以3000倍的倍率观察任意的测定区域(约50μm×50μm)。观察在5个视野中进行，求得通过点算法测定的面答率的算术平均。另外关于残留奥氏体，根据饱和磁化法测定体积率，换算成面积率(R&D神户制钢技报Vo1.52No.3)。
抗拉强度的测定
从钢板的t/4位置(t：板厚)提取JIS Z2201的5号试验片，遵循JISZ2241测定抗拉强度(TS)、屈服强度(YP)、总延伸率(EL)。根据这些值计算屈强比(YR)和TS×EL。TS在980MPa以上为合格，YR在60％以上为合格。另外关于EL，根据强度级别，980MPa≤TS＜1180MPa时，EL≥14％为合格，1180MPa≤TS＜1270MPa时，EL≥12％为合格，1270MPa≤TS＜1370MPa时，EL≥11％为合格。
晶界频度的测定
结晶方位差为10°以上的晶界的每单位面积的长度和结晶方位差低于10°的晶界的每单位面积的长度，其计算如前述根据SEM-EBSP(扫描型电子显微镜电子背散射衍射)法，对于与钢板的宽度方向垂直的截面的t/4位置附近(t：板厚)进行结晶方位分析。EBSP法中，以0.1μm的梯级，对于50μm×50μm的范围测定3个视野，CI值≥0.1时实施结晶方位分析。
被结晶方位差为10°以上的晶界包围的铁素体晶粒的平均粒径和粒度频度的测定
被结晶方位差为10°以上的晶界包围的铁素体晶粒的平均粒径，是根据求积法求得与钢板的宽度方向垂直的截面的t/4位置附近(t：板厚)(测定区域：200μm×200μm)。此外关于粒度分布，也是在同样的视野中，求得被结晶方位差为10°以上的晶界包围的铁素体晶粒之中，粒径为30μm以下的面积比例。测定在5个视野中进行，对于所述粒径和粒度频度分别求得算术平均。
结果显示在图1～3和表5、6中。
Figure G2009102053036D00191
Figure G2009102053036D00201
Figure G2009102053036D00211
使用了成分组成脱离本发明规定的范围的钢种28～31的例子，在抗拉强度或延伸率中得到了差的结果。具体来说，No.28-1是C量少的例子，强度低。No.29-1是Si多的例子，由于Ac1点变高，虽然铁素体分率高，延伸率良好，但是却没有得到充分的强度。No.30-1是Mn量少的例子，因为不能确保充分的淬火性，所以马氏体分率变低，强度低。No.31-1是Cr量多的例子，虽然强度良好，但是延伸率低。
另外，No.1-2、3-2、11-2、16-3、17-3、20-2，是由于冷轧率和钢中成分的平衡导致Trec变低的例子。其结果是，最高到达温度超过Trec，晶界频度、平均铁素体粒径或粒度频度脱离本发明范围，强度、屈强比或延伸率低。
No.2-2是HR2慢的例子，晶界频度低，因此屈强比低。
No.2-3因为最高到达温度比Ac1点低，所以向奥氏体的逆相变没有发生，是不能得到DP组织的例子。
No.11-3因为从600℃至最高到达温度的温度区域的停留时间长，所以加工组织的回复显著，是晶界频度低的例子，屈强比低。
No.4-2和26-2因为HR3高，所以回复没怎么发生，结晶方位差低于10°的境界大量残留，是延伸率劣化的例子。
关于本实施例中使用的钢板，晶界频度和屈强比的关系显示在图1中，晶界频度和TS×EL的关系显示在图3中。
由图1可知，晶界频度(Lb/La)高，因此屈强比上升。另外由图2可知，若晶界频度(Lb/La)高到一定程度以上，则延伸率(EL)降低。此外由图3可知，本发明钢板与比较钢板相比，在同样的YR下显示出更高的TS×EL，另外在本发明钢板之中，含有Ti、Nb和V之中至少1种以上的钢板与Ti、Nb和V都不含的钢板相比，YR与TS×EL的平均良好。这被认为是由于通过Ti、Nb、V的添加，Trec上升，晶界频度(Lb/La)变高。
本发明钢板是显示出高屈强比，并且具有高延伸率的高强度熔融镀锌钢板，作为其用途以汽车的前部和后部侧梁和碰撞吸能盒等迎面碰撞部件为首，认为有中柱RF等的柱类，车顶纵梁RF、侧梁、底梁、脚踏板部等车体构成部件，保险杠RF和车门防撞梁等耐冲击吸收部件等。

Claims (9)

1.一种高强度熔融镀锌钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.05～0.3％、Si：0.005～3.0％、Mn：1.5～3.5％、Al：0.005～0.15％、P：0.1％以下、S：0.05％以下，余量为铁和不可避免的杂质，
各金属组织占全部组织的比例如下：
铁素体的面积率：5～85％，
马氏体的面积率：15～90％，
残留奥氏体的面积率：20％以下，
铁素体、马氏体和残留奥氏体的面积率的合计：70％以上，
在铁素体组织中，设结晶方位差为10°以上的晶界的每单位面积的长度为La，结晶方位差低于10°的晶界的每单位面积的长度为Lb时，满足0.2≤(Lb/La)≤1.5，
设被结晶方位差为10°以上的晶界包围的铁素体晶粒的当量圆直径为D时，D的平均值为25μm以下，并且被结晶方位差为10°以上的晶界包围的铁素体晶粒中的满足D≤30μm的晶粒以面积率计为50％以上，
抗拉强度为980MPa以上。
2.根据权利要求1所述的高强度熔融镀锌钢板，其特征在于，以质量％计还含有Cr：1.0％以下。
3.根据权利要求1所述的高强度熔融镀锌钢板，其特征在于，以质量％计还含有Mo：1.0％以下。
4.根据权利要求1所述的高强度熔融镀锌钢板，其特征在于，以质量％计还含有Ti：0.2％以下、Nb：0.3％以下和V：0.2％以下中的至少1种。
5.根据权利要求1所述的高强度熔融镀锌钢板，其特征在于，以质量％计还含有Cu：3％以下和/或Ni：3％以下。
6.根据权利要求1所述的高强度熔融镀锌钢板，其特征在于，以质量％计还含有B：0.01％以下。
7.根据权利要求1所述的高强度熔融镀锌钢板，其特征在于，以质量％计还含有Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下和REM：0.005％以下之中的至少1种。
8.根据权利要求1所述的高强度熔融镀锌钢板，其特征在于，所述熔融镀锌是合金化熔融镀锌。
9.一种制造权利要求1所述的高强度熔融镀锌钢板的方法，其特征在于，包括如下工序：
以使升温速度满足下述(1)～(3)式，且升温时的最高到达温度满足下述(4)式的方式将冷轧钢板升温的工序；和
以使从600℃至最高到达温度的温度区域中的停留时间为400秒以下的方式进行退火的工序，
从室温到350℃的升温速度：HR1≤900℃/分…(1)
从350℃到700℃的升温速度：HR2≥60℃/分…(2)
从700℃到最高到达温度的升温速度：5℃/分≤HR3≤420℃/分…(3)
Ac1点≤最高到达温度≤Trec或Ac3点中低的一方的温度…(4)
其中，在不含Ti、Nb和V时，
Trec＝-4×(冷轧率)+1000+3×(Si％)+14×(Mn％)+2×(Cr％)
      +19×(Mo％)+38×(Cu％)+2×(Ni％)
在含有Ti、Nb和V之中至少一种元素时，
Trec＝-10×(冷轧率)+1100+3×(Si％)+14×(Mn％)+2×(Cr％)
      +19×(Mo％)+38×(Cu％)+2×(Ni％)+5000×(Ti％)
      +6200×(Nb％)+4350×(V％)，
其中，(元素名％)表示各元素的质量百分比含量，Ac1点表示向奥氏体的逆相变发生的下限的温度，Trec表示加工组织的再结晶不会发生的温度，Ac3点表示变成奥氏体单相的下限温度。
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