CN104471093A - 屈服强度和成形性优异的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

屈服强度和成形性优异的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

一种在钢材的表面形成有镀锌层的熔融镀锌钢板，其以特定量含有C、Si、Mn、P、S、Ti、Al、N，余量由铁和不可避免的杂质构成，贝氏体铁素体/马氏体、残留γ及铁素体(α)以特定的面积率存在，残留γ为特定的C浓度，再结晶α和未再结晶α晶粒内的亚晶粒为特定粒径，粒径5μm以上的α和加工α的面积率在5％以下，α晶粒内的TiC粒子的平均粒径在10nm以下。

Description

屈服强度和成形性优异的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及用于汽车零件等的屈服强度和成形性优异的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
供于汽车用行走部分零件用的熔融镀锌钢板，为了实现燃油效率改善而要求更加薄壁化。为了使钢板的薄壁化和零件强度的确保并立，对于熔融镀锌钢板，要求使抗拉强度(TS)高强度化至1000MPa以上。此外，考虑碰撞安全性时，还同时要求使钢板的屈服强度(YS)高强度化至700MPa以上。另外，为了加工成形状复杂的底盘零件，对于钢板还要求有优异的成形加工性。因此，特别在抗拉强度(TS)与延伸率(总延伸率；EL)的平衡(以下，也称为“TS×EL平衡”。)中，要求TS×EL为24000MPa·％以上。
作为使TS×EL提高的方法，已知有有效利用残留奥氏体(以下，也称为“残留γ”。)的加工诱导马氏体相变(TRIP效应)的方法。在熔融镀锌钢板中，残留γ一般由连续退火镀敷线(以下，称为“CGL”。)在等温淬火工序中制出。母相大致区分为含有软质的铁素体的和不含软质的铁素体的。母相含有铁素体时，钢板TS×EL优异，但铁素体优先屈服，因此YS低，确保700MPa以上困难。作为铁素体优先屈服的理由，除了铁素体自身为软质以外，还可列举的理由主要是，由于经合金化处理后的最终冷却而生成的马氏体在生成时的膨胀，致使可动位错被导入软质铁素体中，该可动位错容易移动，从而在低应力下发生塑性变形。另一方面，母相不含铁素体时，YS优异，但存在TS×EL平衡差这样的问题。通过使等温淬火处理长时间化，可以提高TS×EL平衡，但一般以CGL进行等温淬火处理的过时效带短，使等温淬火时间长时间化会带来流程速度的降低，生产率的降低。因此，盼望开发出生产率高(即使以短暂的等温淬火时间，例如低于60s也能够制造)，并具有良好的机械的特性(以下，也有仅称为“特性”的情况。)的熔融镀锌钢板。
例如，在专利文献1中，公开有一种以贝氏体铁素体为母相的、强度与加工性的平衡优异的高强度镀敷钢板。但是，该钢板虽然在TS、YS、TS×EL中，能够取得与本申请发明同等的高水准(参照表4中的实验No.28)，但需要超过100s的等温淬火处理(参照段落[0041])，因此有CGL上的生产率差这样的问题。
另一方面，在专利文献2中，公开有一种抗粉化性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板。但是，该钢板虽然可以通过45s这样短时间的等温淬火处理制造(参照段落[0124])，但是在相当量含有铁素体的钢中，可设想虽然也存在TS×EL满足24000MPa·％以上，但TS却不能确保在1000MPa以上(参照表5中的GA钢板No.18～23、25、36)，YS也不能确保700MPa。另外，几乎不含铁素体的钢，虽然有YS能够确保700MPa以上的可能性，但TS×EL不能确保24000MPa·％以上(参照表5中的GA钢板No.27～32、37～40、45、46)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特开2006-274417号公报
专利文献2：日本国特开2007-182625号公报
发明内容
本发明着眼于所述情况而形成，其目的在于，提供一种能够由CGL的短时间的等温淬火处理进行制造的、兼备抗拉强度和屈服强度及成形性的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法。
第一发明是屈服强度和成形性优异的高强度熔融镀锌钢板，是在表面形成有镀锌层的钢板，其特征在于，以质量％计(以下，涉及化学成分均同。)，含有
C：0.05～0.3％、
Si：1～3％、
Mn：1～3％、
P：0.1％以下(不含0％)、
S：0.01％以下(不含0％)、
Ti：0.02～0.2％、
Al：0.001～0.1％、
N：0.002～0.03％，
余量由铁和不可避免的杂质构成，
此外，具有同时满足以下式(1)和式(2)的成分组成：
10[C]+0.4[Si]+[Mn]≤4.5…式(1)、
0.8×(723-10.7[Mn]-16.9[Ni]+29.1[Si]+16.9[Cr])+0.2×(910-203√[C]+44.7[Si]+31.5[Mo]-30[Mn]-11[Cr]-20[Cu]+700[P]+400[Al]+400[Ti])≤780…式(2)
(其中，[]意思是各化学成分的含量(质量％)。)，
并具有如下组织：以相对于全部组织的面积率计(以下，涉及组织均同。)，含有
贝氏体铁素体：40～65％、
马氏体+残留奥氏体：15％以上、
所述马氏体：15％以下、
所述残留奥氏体：5％以上、
铁素体：20～40％，
所述残留奥氏体的C浓度(CγR)是0.9质量％以上，
关于所述铁素体，再结晶铁素体的平均粒径和未再结晶铁素体晶粒内的亚晶粒的平均粒径均在3μm以下，并且，粒径5μm以上的铁素体的面积率为5％以下，并且，加工铁素体的面积率为5％以下，
此外，存在于所述铁素体晶粒内的TiC粒子的平均粒径为10nm以下。
第二发明是根据第一发明所述的屈服强度和成形性优异的高强度熔融镀锌钢板，其中，成分组成还含有
Cr：0.01～3％、
Mo：0.01～1％、
Cu：0.01～2％、
Ni：0.01～2％、
B：0.00001～0.001％、
Ca：0.0005～0.01％、
Mg：0.0005～0.01％、
REM：0.0001～0.01％中的一种或两种以上。
第三发明是屈服强度和成形性优异的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将具有第一或第二发明所示的成分组成的钢材以下述(1)～(3)所示的各条件，进行热轧后，再进行冷轧，之后进行退火。
(1)热轧条件
粗轧之后，加热至热轧加热温度：1200℃以上，以终轧结束温度：900℃以上进行轧制，接着以第一冷却速度：10℃/s以上的平均冷却速度，急冷至第一保持温度：550～700℃，在该温度下保持第一保持时间：10～100s，接着以第二冷却速度：10℃/s以上的平均冷却速度，急冷至卷取温度：400～550℃，在该温度下卷取。
(2)冷轧条件
冷轧率：20～60％
(3)退火条件
在500～700℃的温度域，以第一加热速度为1～10℃/s的平均加热速度升温后，在700℃～[0.8Ac1+0.2Ac3]的温度域，以第二加热速度为8℃/s以上的平均加热速度升温，在所述[0.8Ac1+0.2Ac3]～均热温度：{[0.4Ac1+0.6Ac3]～[0.2Ac1+0.8Ac3]}，以第三加热速度0.1℃/s以上的平均加热速度升温，以该均热温度保持均热时间：300s以下之后，从该均热温度以第二冷却速度为5℃/s以上的平均冷却速度急冷至380～420℃的温度域而过冷，浸渍在镀锌浴中，以该急冷停止温度(过冷温度)保持过冷时间：10～60s的时间而进行等温淬火处理后，在合金化温度：480～600℃的温度域，再加热合金化时间：1～100s的时间而进行合金化处理之后，冷却至常温。
根据本发明，作为钢板的组织，通过规定量导入铁素体和残留γ，可以一边确保TS×EL平衡，一边在铁素体中，限制马氏体的导入量，从而在减少导入到该铁素体的可动位错之后，限制粗大的铁素体和加工铁素体的导入量，并且成为微细的铁素体晶粒或亚晶粒组织而使之微细化强化，而且通过使铁素体中分散微细的TiC粒子而进行析出强化，可以确保TS与YS。其结果是，能够提供一种能够由CGL的短时间的等温淬火处理进行制造，兼备抗拉强度和屈服强度及成形性的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法。
具体实施方式
本发明者们着眼于与前述现有技术同样的，含有有着位错密度高的下部组织(基体)的贝氏体铁素体和残留奥氏体(γR)的TRIP钢板，对于作为该钢板特性的能够同时确保TS：1000MPa以上、YS：700MPa以上、TS×EL：24000MPa·％以上的对策反复进行了各种研究。
其结果是，根据以下的思考研究可设想到，能够确保所述规定的钢板特性。
即，首先，使钢板的基体为含有位错的贝氏体铁素体，向其中导入一部分马氏体+残留γ(变形途中发生加工诱发马氏体相变)，以确保TS：1000MPa以上的高强度。另外，导入铁素体和残留γ，从而提高EL，确保TS×EL：24000MPa·％以上。导入C浓度高而稳定的残留γ，即导入在变形的中期至后期发生加工诱发马氏体相变的残留γ，从而提高EL提高效果。另外，为了确保高YS，限制马氏体的导入量，减少随着马氏体相变时的膨胀而导入铁素体的可动位错。此外，为了使铁素体强化并防止其优先屈服，使铁素体成为微细的再结晶铁素体和在晶粒内具有微细的亚晶粒的未再结晶铁素体，使之微细化强化，而且，使该铁素体内分散微细的TiC而使之析出强化，从而确保YS：700MPa以上。这时，若有粗大的铁素体晶粒被导入一定量以上，则该粗大铁素体优先屈服，不能确保YS：700MPa以上，因此限制粗大铁素体的面积率。另外，若有亚晶粒组织化、再结晶铁素体晶粒化没有进行的加工组织(加工铁素体)残存，则EL降低，因此限制其导入量。
本发明者们，基于所述结论进一步进行研究的结果是，直到完成本发明。
以下，首先对于赋予本发明钢板以特征的组织进行说明。
〔本发明钢板的组织〕
如前述，本发明钢板以前述现有技术相同的TRIP钢的组织为基础，但特别在以下几点上与所述现有技术不同，即，以规定量含有铁素体，并且以面积率计含有5％以上的碳浓度为0.9质量％以上的残留γ，此外，在所述铁素体中，再结晶铁素体的平均当量圆直径和未再结晶铁素体晶粒内的亚晶粒的平均当量圆直径均控制在3μm以下，并且，当量圆直径5μm以上的铁素体的面积率控制在5％以下，且加工铁素体的面积率控制在5％以下，进而存在于所述铁素体晶粒内的TiC粒子的平均当量圆直径控制在10nm以下。
<贝氏体铁素体：45～65％>
本发明的“贝氏体铁素体”具有贝氏体组织拥有位错密度高的板条状组织的下部组织，并且在组织内没有碳化物这一点上，与贝氏体组织明显不同，另外，与具有无位错密度或位错密度极少的下部组织的多边铁素体组织，或拥有细小的亚晶粒等的下部组织的准多边铁素体组织都不同(参照日本铁钢协会基础研究会发行“钢的贝氏体照片集-1”)。
如此本发明钢板的组织，均匀微细而富于延展性，并且，以位错密度高，强度高的贝氏体铁素体作为母相，从而能够提高强度与成形性的平衡。
在本发明钢板中，上述贝氏体铁素体组织的量，相对于全部组织，以面积率计需要为40～65％(优选为43～62％，更优选为45～60％)。由此，来自上述贝氏体铁素体组织的效果得到有效地发挥。还有，上述贝氏体铁素体组织的量，根据与残留γ的平衡决定，推荐以能够发挥期望的特性的方式适当控制。
<马氏体+残留γ：15％以上>
为了确保强度，向组织中导入一部分马氏体。相对于全部组织，马氏体+残留γ的合计面积率需要为15％以上(优选为18％以上，更优选为20％以上)。
<所述马氏体：15％以下>
这是为了减少在马氏体生成时被导入铁素体的可动位错。若马氏体的含量以面积率计高于15％，则导入铁素体的可动位错量变得过多，不能确保YS：700MPa以上。另外，若马氏体过多，则强度变得过高，不能确保成形性，因此相对于全部组织，马氏体的含量以面积率计需要为15％以下(优选为13％以下，更优选为10％以下)。
<残留γ：5％以上>
残留γ在变形时发生加工诱发马氏体相变，对于提高TS×EL有用，为了有效地发挥这样的作用，相对于全部组织，以面积率计需要存在5％以上(优选为10％以上，更优选为15％以上)。
<铁素体：20～40％>
铁素体是软质相，铁素体自身不能有效利用于高强度化，但对提高基体的延展性有效。为了确保TS×EL平衡，相对于全部组织，铁素体的含量以面积率计需要为20％以上(优选为22％以上，更优选为25％以上)，但为能够保证强度的面积率40％以下(优选为38％以下，更优选为35％以下)的范围。
<残留γ的C浓度(CγR)：0.9质量％以上>
CγR是影响加工时残留γ相变为马氏体的稳定度的指标。CγR越高，残留γ越稳定化，越会在变形的后期发生加工诱发马氏体相变，TS×EL提高效果高。为了有效地发挥这样的效果，需要CγR为0.9质量％以上(优选为0.92质量％以上，更优选为0.95质量％以上)。
<再结晶铁素体的平均粒径和未再结晶铁素体晶粒内的亚晶粒的平均粒径：均在3μm以下>
这是为了使优先屈服的软质的铁素体微细化强化。与加工组织不同，复原·再结晶的微细的铁素体晶粒和未再结晶铁素体晶粒内的微细的亚晶粒不会使EL大幅降低，而对于提高YS有效。为了有效地发挥这样的效果，需要再结晶铁素体、未再结晶铁素体晶粒内的亚晶粒，以平均粒径计均为3μm以下。
<粒径5μm以上的铁素体的面积率：5％以下>
粗大的铁素体晶粒因为强化不足，所以软质，发生优先屈服而使YS降低，因此需要限制其导入量。为了确保YS：700MPa以上，使粒径5μm以上的铁素体的面积率为5％以下。
<加工铁素体的面积率：5％以下>
为了不损害铁素体的延展性提高效果，需要限制加工铁素体的导入量。为了确保TS×EL：24000MPa·％，加工铁素体的面积率为5％以下。
<存在于所述铁素体晶粒内的TiC粒子的平均粒径：10nm以下>
这是因为除了前述的微细化强化以外，借助TiC粒子的析出强化而使铁素体进一步强化。为了确保YS：700MPa以上，TiC粒子的平均粒径为10nm以下。
〔各相的面积率、残留γ的C浓度(CγR)和各粒子的尺寸的各测量方法〕
在此，对于各相的面积率、残留γ的C浓度(CγR)和各粒子的尺寸的各测量方法进行说明。
首先，关于马氏体+残留γ的面积率，是对于钢板进行lepera试剂腐蚀，通过光学显微镜观察(倍率1000倍)，例如将白色的区域定义为“马氏体+残留γ”而测量其面积率。
其次，残留γ的面积率及其C浓度(CγR)，是磨削至钢板的1/4的厚度后，进行化学研磨，之后通过X射线衍射法进行测量(ISIJ Int.Vol.33，(1933)，No.7，p.776)。另外，马氏体的面积率通过从如前述这样测量的马氏体+残留γ的面积率中，减去残留γ的面积率而求得。
对于贝氏体铁素体的面积率、铁素体的面积率、再结晶铁素体和未再结晶铁素体晶粒内的亚晶粒的尺寸和面积率，以及加工铁素体的面积率，按以下的方式进行鉴定。
扫描型电子显微镜(SEM；JEOL制JSM-5410)使用TSL社制OIMTM，以0.2μm间距通过电子束背散射衍射(EBSD)法进行测量，分别映射BCC相和与之邻接的晶粒的结晶取向差为5°以上且低于15°的晶界，以及15°以上的晶界。BCC相之中，将15°以上的取向差的晶界为3测量点以下的区域、和不能分析的区域定义为“马氏体+加工铁素体”，并鉴定其面积率。然后，从该面积率中减去通过所述光学显微镜观察鉴定的马氏体的面积率，从而鉴定加工铁素体的面积率。其余的BCC相之中，被有着15°以上的取向差的晶界完全包围的区域定义为铁素体晶粒或贝氏体铁素体晶粒，其中粒子的平均KAM值(例如，参照日本国特开2010-255091的段落[0035]、[0048])为0.5℃以上的粒子，定义为贝氏体铁素体晶粒，计算其面积率，其余的区域定义为再结晶铁素体，鉴定其尺寸和面积率。另外，一部分也是由有着5°以上且低于15°的取向差的晶界包围的区域定义为亚晶粒，鉴定其尺寸和面积率。在此，关于再结晶铁素体和亚晶粒的尺寸，是将各粒子的面积换算成当量圆直径后将其定义为粒径，对于此粒径(当量圆直径)进行算术平均，由此求得平均粒径。
关于TiC的尺寸，以复型法进行透射型电子显微镜(TEM)观察，测量存在于铁素体晶粒内的TiC粒子，将其面积换算成当量圆直径，对此当量圆直径进行算术平均，以其作为平均粒径。
接下来，对于构成本发明钢板的成分组成进行说明。以下，化学成分的单位全部是质量％。
〔本发明钢板的成分组成〕
C：0.05～0.3％
C是用于一边确保高强度，一边得到期望的主要组织(贝氏体铁素体+马氏体+残留γ)所必须的元素，为了有效地发挥这样的作用，需要添加0.05％以上(优选为0.10％以上，更优选为0.15％以上)。其中，高于0.3％时不适于焊接。
Si：1～3％
Si是有效地抑制残留γ分解、碳化物生成的元素。特别是Si作为固溶强化元素也有用。为了有效地发挥这样的作用，需要添加Si为1％以上。优选为1.1％以上，更优选为1.2％以上。但是，若添加Si高于3％，则除了贝氏体铁素体+马氏体组织的生成受到阻碍以外，热变形阻力也变高，容易发生焊接部的脆化，此外对钢板的表面性状也造成不良影响，因此使其上限为3％。优选为2.5％以下，更优选为1.8％以下。
Mn：1～3％
Mn作为固溶强化元素有效地发挥作用，除此以外，还发挥的作用是，抑制直至等温淬火的冷却中过剩地生成铁素体。此外使γ稳定化，是用于得到期望的残留γ所需要的元素。为了有效地发挥这样的作用，需要添加1％以上。优选为1.3％以上，更优选为1.5％以上。但是，若添加高于3％，则除了贝氏体铁素体+马氏体组织的生成受到阻碍以外，还可见发生铸片裂纹等的不良影响。优选为2.5％以下，更优选为2％以下。
P：0.1％以下(不含0％)
P作为杂质元素不可避免地存在，但为了确保期望的γR，也是可以添加的元素。但是，若添加高于0.1％，则二次加工性劣化。更优选为0.03％以下。
S：0.01％以下(不含0％)
S也作为杂质元素不可避免地存在，形成MnS等的硫化物系夹杂物，成为裂纹的起点，是使加工性劣化的元素。优选为0.008％以下，更优选为0.005％以下。
Ti：0.02～0.2％
Ti作为TiC，通过抑制由钉扎作用所致的粗大再结晶铁素体的生成和析出强化，在确保YS：700MPa以上方面是有用的元素。为了有效地发挥这样的作用，需要添加Ti为0.02％以上。优选为0.06％以上，更优选为0.08％以上。但是，即使过剩地添加，效果也是饱和，经济上造成浪费，因此使其上限为0.2％。
Al：0.001～0.1％
Al作为脱氧剂添加，并且与上述Si协同，是有效地抑制残留γ分解、碳化物生成的元素。为了有效地发挥这样的作用，需要添加Al为0.001％以上。但是，即使过剩地添加。效果也是饱和，在经济上造成浪费，因此使其上限为0.1％。
N：0.002～0.03％
N是不可避免存在的元素，但与Al、Nb等的碳氮化物形成元素结合，形成析出物，有助于强度提高、组织的微细化。为了有效地发挥这样的作用，需要使N含有0.002％以上。另一方面，若N含量过多，则本发明的材料这样的低碳钢其铸造困难，制造本身不能进行。
10[C]+0.4[Si]+[Mn]≤4.5…式(1)
这是为了通过由CGL进行的短时间等温淬火处理，使贝氏体相变充分进行，以规定的分率得到贝氏体铁素体、残留γ和马氏体。因为C、Si、Mn均是使贝氏体相变延迟的元素，所以需要控制这些元素的含量的平衡。所述式(1)，是调查使C、Si、Mn的含量进行各种变化的钢的贝氏体相变进行程度和最终组织中所形成的贝氏体铁素体、残留γ和马氏体的分率，根据实验求得通过CGL上的短时间等温淬火处理能够确保规定的组织分率的成分平衡并使之公式化的算式。若所述式(1)的左边的值高于4.5，则贝氏体铁素体和残留γ的分率不足，EL降低，不能确保TS×EL：24000MPa·％以上，或马氏体的分率过剩而使铁素体中被导入大量的可动位错，YS降低。优选为4.4以下，更优选为4.3以下。
0.8×(723-10.7[Mn]-16.9[Ni]+29.1[Si]+16.9[Cr])+0.2×(910-203√[C]+44.7[Si]+31.5[Mo]-30[Mn]-11[Cr]-20[Cu]+700[P]+400[Al]+400[Ti])≤780…式(2)
这是因为在退火工序的升温时，将在二相域使奥氏体晶粒仅生成能够抑制粗大的再结晶铁素体的生成的量的温度设为780℃以下。在此，所述式(2)的左边，意思是“0.8Ac1+0.2Ac3”(参照幸田成康监译，“莱斯利铁钢材料学”，丸善株式会社，1985年，p.273)。即，若所述式(2)的左边的值高于780℃，则退火工序的升温时生成粗大的再结晶铁素体，不能确保YS：700MPa以上。
本发明的钢基本上含有上述成分，余量实质上是铁和不可避免的杂质，但另外，在不损害本发明的作用的范围内，也能够添加以下的允许成分。
Cr：0.01～3％、
Mo：0.01～1％、
Cu：0.01～2％、
Ni：0.01～2％、
B：0.00001～0.01％的一种或两种以上
这些元素作为钢的强化元素有用，并且对于残留γ的稳定化、规定量的确保是有效的元素。为了有效地发挥这样的作用，推荐分别添加Cr：0.01％以上(更优选为0.05％以上)，Mo：0.01％以上(更优选为0.02％以上)，Cu：0.01％以上(更优选为0.1％以上)，Ni：0.01％以上(更优选为0.1％以上)，B：0.00001％以上(更优选为0.0002％以上)。但是，添加Cr高于3％、Mo高于1％、Cu和Ni分别高于2％、B高于0.01％，上述效果也会饱和，在经济上造成浪费。更优选为Cr：2.0％以下，Mo：0.8％以下，Cu：1.0％以下，Ni：1.0％以下，B：0.0030％以下。
Ca：0.0005～0.01％、
Mg：0.0005～0.01％、
REM：0.0001～0.01％的一种或两种以上
这些元素控制钢中硫化物的形态，对于加工性提高是有效的元素。在此，作为用于本发明的REM(稀土类元素)，可列举Sc、Y、镧系元素等。为了有效地发挥上述作用，推荐Ca和Mg分别添加0.0005％以上(更优选为0.001％以上)，REM添加0.0001％以上(更优选为0.0002％以上)。但是，Ca和Mg分别添加高于0.01％，REM添加高于0.01％，上述效果也会饱和，在经济上造成浪费。更优选Ca和Mg为0.003％以下，REM为0.006％以下。
接着，以下说明用于得到上述本发明钢板的优选的制造方法。
〔本发明钢板的优选的制造方法〕
本发明钢板是将满足上述成分组成的钢材进行热轧后，再冷轧，之后进行退火而制造，但为了满足组织的要件，按以下想法设定各工序的条件即可。
即，为了得到微细的再结晶铁素体、未再结晶晶粒内具有亚晶粒的铁素体组织，需要在退火工序的特别是升温过程和均热过程中，控制从经由冷轧工序而被冷加工的组织发生复原·再结晶的铁素体的形态。即，其课题为，使最终组织中不残存规定量以上的加工状态的铁素体，并且，抑制粗大的再结晶铁素体的生成。作为粗大的再结晶铁素体的生成原理，可知是加工组织发生复原而形成亚晶粒组织，特定的亚晶粒生长而发生再结晶铁素体化，进一步粗大化。因此，为了减少粗大再结晶铁素体晶粒，有效的是在亚晶粒或微细的再结晶铁素体晶粒的阶段抑制粗大化。在本发明中，利用来自微细的TiC粒子的钉扎作用，以及通过成分组成和退火工序的升温曲线的最佳化而在低温二相域生成的奥氏体晶粒，抑制亚晶粒或微细的再结晶铁素体晶粒的粗大化。首先，在热轧阶段使中间保持条件最佳化而预先使TiC微细地析出，在退火工序中将TiC作为钉扎粒子有效利用。还有，该微细TiC粒子作为析出强化粒子也有帮助。在退火工序的升温过程中，在第一升温过程中使加工组织复原·再结晶，使残存在最终组织中的加工铁素体减少。在第二升温过程中，急速升温到能够以足够量的奥氏体晶粒抑制再结晶铁素体的粗大化的温度。在第三升温过程和均热过程中，因为再结晶铁素体的粗大化除了TiC的钉扎作用以外，还能够由奥氏体晶粒抑制，所以进行奥氏体分率的调整。
基于此想法，具体来说，本发明钢板能够通过将满足上述成分组成的钢材以下述(1)～(3)所示的各条件，进行热轧之后，再冷轧，其后进行退火而制造。
(1)热轧条件
粗轧之后，加热至热轧加热温度：1200℃以上，以终轧结束温度：900℃以上进行轧制，接着以第一冷却速度：10℃/s以上的平均冷却速度急冷至第一保持温度：550～700℃，以该温度保持第一保持时间：10～100s，接着以第二冷却速度：10℃/s以上的平均冷却速度急冷至卷取温度：400～550℃，以此温度进行卷取。
<热轧加热温度：1200℃以上>
这是为了使Ti在钢中完全固溶，从而在基体中使TiC析出，以充分获得TiC粒子带来的钉扎效应和析出强化的效果。为了使这样的效果确实地发挥，热轧加热温度为1200℃以上。
<终轧结束温度：900℃以上>
这是为了在终轧结束后使奥氏体再结晶，防止在高温域析出粗大的TiC。低于900℃时成为未再结晶奥氏体组织，在继续的冷却过程的高温域，TiC在位错上粗大地析出，无法充分获得TiC的钉扎效应和析出强化的效果，不能确保YS。
<以第一冷却速度：10℃/s以上的平均冷却速度急冷至第一保持温度：550～700℃>
这是为了防止在高温域有粗大TiC析出。若第一冷却速度低于10℃/s，或者第一保持温度高于700℃，则粗大TiC在奥氏体晶界上析出，TiC的钉扎效应和析出强化的效果无法充分获得，不能确保YS。
<以第一保持温度：550～700℃保持第一保持时间：10～100s>
这是为了使之进行铁素体相变，在奥氏体与铁素体的界面使微细的TiC粒子析出。第一保持温度低于550℃，或第一保持时间低于10s时，无法使TiC充分量析出，另一方面，若第一保持时间超过100s，则TiC粗大化，任何一种情况下，都无法充分获得TiC的钉扎效应和析出强化的效果，不能确保YS。
<以第二冷却速度：10℃/s以上的平均冷却速度急冷至卷取温度：400～550℃，并以此温度卷取>
这是为了不使析出的微细的TiC粒子粗大化。还有卷取温度低于400℃时，钢过于高强度化，冷轧变得困难。
(2)冷轧条件
冷轧率：20～60％
这是为了在下面的退火工序的升温过程中，使微细的再结晶铁素体晶粒、未再结晶铁素体晶粒内亚晶粒形成。冷轧率低于20％时，在升温过程中加工组织的复原·再结晶无法充分发生，被加工的铁素体残存在最终组织中，EL降低，不能确保TS×EL。另一方面，若冷轧率高于60％，则升温过程中的再结晶晶粒的粗大化促进，得不到微细的再结晶铁素体晶粒、未再结晶铁素体晶粒内亚晶粒，不能确保YS。
(3)退火条件
在500～700℃的温度域，以第一加热速度：1～10℃/s的平均加热速度升温后，在700℃～[0.8Ac1+0.2Ac3]的温度域，以第二加热速度：8℃/s以上的平均加热速度升温，并以第三加热速度：0.1℃/s以上的平均加热速度，升温至所述[0.8Ac1+0.2Ac3]～均热温度：{[0.4Ac1+0.6Ac3]～[0.2Ac1+0.8Ac3]}，以该均热温度，保持均热时间：300s以下后，从该均热温度，以第二冷却速度：5℃/s以上的平均冷却速度，急冷至380～420℃的温度域而进行过冷，浸渍在镀锌浴中，以该急冷停止温度(过冷温度)，保持过冷时间：10～60s的时间而进行等温淬火处理后，在合金化温度：480～600℃的温度域，以合金化时间：1～100s的时间再加热而进行合金化处理之后，冷却至常温。
<在500～700℃的温度域，以第一加热速度：1～10℃/s的平均加热速度升温>
这是为了形成微细的再结晶铁素体晶粒、未再结晶铁素体晶粒内亚晶粒。第一加热速度低于1℃/s时，粗大的再结晶铁素体形成，不能确保YS。另一方面，若第一加热速度高于10℃/s，则最终组织中残存加工铁素体，EL降低，不能确保TS×EL。
<在700℃～[0.8Ac1+0.2Ac3]的温度域，以第二加热速度：8℃/s以上的平均加热速度升温>
这是为了在粗大的再结晶铁素体形成的温度域急速升温，短时间到达尽可能抑制粗大的再结晶铁素体形成的能够得到奥氏体晶粒的二相域温度。第二加热速度低于8℃/s时，粗大的再结晶铁素体大量形成，不能确保YS。还有，[0.8Ac1+0.2Ac3]如前述，能够由所述式(2)的左边的式计算。
<以第三加热速度：0.1℃/s以上的平均加热速度升温至所述[0.8Ac1+0.2Ac3]～均热温度：{[0.4Ac1+0.6Ac3]～[0.2Ac1+0.8Ac3]}，>
利用根据截止到前段的制造条件所形成的微细的TiC粒子和奥氏体晶粒，来抑制粗大的再结晶铁素体的形成，因此在这里，只要以规定的加热速度升温至能够得到规定的奥氏体分率的均热温度即可。均热温度低于[0.4Ac1+0.6Ac3]时，铁素体的分率变得过高，最终组织中所含的贝氏体铁素体和残留γ+马氏体的分率降低，因此不能确保TS。另一方面，均热温度在[0.2Ac1+0.8Ac3]以下时，铁素体的分率变得过低，EL降低，不能确保TS×EL。另外，第三加热速度低于0.1℃/s时，由于TiC粒子和奥氏体晶粒的粗大化而形成粗大的再结晶铁素体，不能确保YS。还有，均热温度的范围的上下限值[0.4Ac1+0.6Ac3]和[0.2Ac1+0.8Ac3]，能够对于所述式(2)的左边的式，将其系数“0.8和0.2”分别变更为“0.4和0.6”与“0.2和0.8”加以使用而进行计算。
<均热时间：保持300s以下>
若均热时间超过300s，则TiC粒子和奥氏体晶粒的粗大化导致粗大的再结晶铁素体形成，不能确保YS。
<从该均热温度以第二冷却速度：5℃/s以上的平均冷却速度进行急冷>
这是为了抑制冷却中的铁素体的生成。第二冷却速度低于5℃/s时，铁素体分率变得过高，不能确保TS。
<急冷至急冷停止温度(过冷温度)：380～420℃的温度域进行过冷，在镀锌浴中浸渍>
这是为了以最佳的温度进行等温淬火处理，即使是由CGL进行的短时间等温淬火处理，仍可使贝氏体相变充分进行，使贝氏体铁素体、残留γ和马氏体的分率最佳化，并且充分提高残留γ中的C浓度。急冷停止温度(过冷温度)低于380℃时，贝氏体相变无法在短时间内充分进行，贝氏体铁素体和残留γ的分率降低，另一方面，马氏体分率变得过高，TS×EL、YS均不能确保。另一方面，若急冷停止温度(过冷温度)高于420℃，则残留γ中的C浓度变得过低，不能确保TS×EL。还有，对镀锌浴没有限制。
<以该急冷停止温度(过冷温度)保持过冷时间：10～60s的时间而进行等温淬火处理>
这是为了促进贝氏体相变的进行，并且确保CGL的生产率。过冷时间低于10s时，贝氏体相变无法在短时间内充分进行，贝氏体铁素体和残留γ的分率降低，另一方面，马氏体的分率变得过高，TS×EL、YS均不能确保。另一方面，若过冷时间超过60s，则CGL的生产率降低。
<在合金化温度：480～600℃的温度域再加热合金化时间：1～100s的时间而进行合金化处理，之后冷却至常温>
这是为了一边抑制奥氏体的分解一边使镀敷合金化。合金化温度高于600℃或合金化时间超过100s时，渗碳体便从由等温淬火处理工序制造的高C的奥氏体中析出，因此不能在最终组织中确保规定量的残留γ，不能确保TS×EL。另一方面，合金化温度低于480℃，合金化时间低于1s时，镀敷无法合金化。
【实施例】
真空熔炼由表1所示的各成分组成构成的供试钢，成为板厚30mm的板坯后，将该板坯加热至热轧加热温度T1(℃)，以终轧结束温度T2(℃)热轧至板厚2.5mm后，以第一冷却速度CR1(℃/s)的平均冷却速度急冷至第一保持温度T3(℃)，在此温度下保持第一保持时间t1(s)，接着以第二冷却速度CR2(℃/s)的平均冷却速度进行急冷至卷取温度T4(℃)，以卷取温度T4(℃)放入保持炉内30分钟，进行空冷，从而模拟热轧钢板的卷取。其后，以冷轧率r：52％进行冷轧，成为板厚1.2mm的冷轧材。还有，对于热处理No.12的钢，在冷轧前磨削表面和背面成为1.4mm，以冷轧率r：15％冷轧，成为板厚1.2mm的冷轧材。另外，对于热处理No.13的钢热轧制板厚4.0mm，以冷轧率r：70％进行冷轧，成为板厚1.2mm的冷轧材。然后，将这些冷轧材，以表2和3所示的各种退火条件，按以下的步骤实施热处理。
即，将所述冷轧材在500～700℃的温度域以第一加热速度H R1(℃/s)的平均加热速度升温后，在700℃～[所述式(2)的左边的值(单位：℃)]的温度域，以第二加热速度HR2(℃/s)的平均加热速度升温，并以第三加热速度HR3(℃/s)的平均加热速度升温至所述式(2)的左边的值(单位：℃)～均热温度T1(℃)，以该均热温度T1(℃)，保持均热时间t1(s)后，从该均热温度T1以第二冷却速度CR2(℃/s)的平均冷却速度急冷至急冷停止温度(过冷温度)T2(℃)而进行过冷，在镀锌浴中浸渍，以该急冷停止温度(过冷温度)T2(℃)保持过冷时间t2(s)的时间而进行等温淬火处理后，在合金化温度T3(℃)的温度域再加热合金化时间t3(s)的时间而进行合金化处理后，冷却至常温。
对于如此得到的钢板，根据上述[具体实施方式]项目中说明的各测量方法，测量各相的面积率、残留γ的C浓度(CγR)和各粒子的尺寸。
另外，对于上述钢板，为了评价机械的特性，进行冷态下的拉伸试验(使用JIS5号试验片，以拉伸速度：10mm/min实施)，测量屈服强度(YS)、抗拉强度(TS)和延伸率[总延伸率(EL)]。
这些结果显示在表4和5中。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
[表5]
如表4和5所示，钢No.1、2、25、27、28、31、32、35～37、40、42～47均使用满足本发明的成分组成的范围的钢种，以本发明的热处理条件制造，其结果是满足本发明的组织规定的要件的本发明钢板，机械特性(YS、TS、TS×EL)全部满足判定标准，能够得到兼备抗拉强度和屈服强度及成形性的高强度钢板。
相对于此，钢No.3～24、26、29、30、33、34、38、39、41是因为不满足本发明所规定的成分组成的要件，或不满足制造方法的要件，所以不满足组织的要件的比较钢板，机械特性(YS、TS、TS×EL)之中的至少某一项不满足判定标准。
例如，钢No.3～24虽然满足成分组成的要件，但制造条件某项脱离本发明的范围，由此，在规定本发明的组织的必须要件之中至少不满足一条，YS、TS、TS×EL的至少有一项差。
另外，钢No.26、29、30、33、34、38、39、41中，虽然制造条件处于本发明的范围内，但是不满足规定本发明的成分的要件，而且也不满足规定本发明的组织的必须要件，YS、TS、EL、λ中的至少有一项差。
例如，钢No.26其C含量过低，并且不满足所述式(2)的不等式，残留γ不足，并且再结晶铁素体粗大化，虽然TS×EL优异，但YS、TS差。
另外，钢No.29其C含量过高，并且不满足所述式(1)的不等式，贝氏体铁素体和残留γ不足，另一方面，马氏体过剩，虽然TS优异，但YS、TS×EL差。
另外，钢No.30由于Si含量过低，导致残留γ不足，虽然YS优异，但是TS、TS×EL差。
另一方面，钢No.33其Si含量过高，并且所述式(1)和式(2)的不等式均不满足，马氏体过剩，虽然TS优异，但是YS、TS×EL差。
另外，钢No.34其Mn含量过低，并且不满足所述式(2)的不等式，再结晶铁素体粗大化，虽然TS优异，但是YS、TS×EL差。
另一方面，钢No.38其Mn含量过高，并且不满足所述式(1)的不等式，贝氏体铁素体和残留γ不足，另一方面，马氏体变得过剩，虽然TS优异，但是YS、TS×EL差。
另外，钢No.39由于Ti含量过低，导致来自TiC的钉扎作用减少，再结晶铁素体粗大化，虽然TS、TS×EL优异，但YS差。
另外，钢No.41不满足所述式(2)的不等式，再结晶铁素体粗大化，虽然TS、TS×EL优异，但是YS差。
详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但能够不脱离本发明的精神和范围地加以各种变更和修改，这对于从业者来说很清楚。
本申请基于2012年7月12日申请的日本专利申请(专利申请2012-156577)，其内容在此参照并援引。
【产业上的可利用性】
本发明的高强度熔融镀锌钢板，对于汽车的行走部分零件等的汽车零件有用。

Claims (3)

1.一种屈服强度和成形性优异的高强度熔融镀锌钢板，其是在表面形成有镀锌层的钢板，其特征在于，以质量％计含有以下化学成分：
C：0.05～0.3％、
Si：1～3％、
Mn：1～3％、
P：0.1％以下但不含0％、
S：0.01％以下但不含0％、
Ti：0.02～0.2％、
Al：0.001～0.1％、
N：0.002～0.03％，余量由铁和不可避免的杂质构成，
此外，具有同时满足式(1)和式(2)的成分组成，
10[C]+0.4[Si]+[Mn]≤4.5……式(1)
0.8×(723-10.7[Mn]-16.9[Ni]+29.1[Si]+16.9[Cr])+0.2×(910-203√[C]+44.7[Si]+31.5[Mo]-30[Mn]-11[Cr]-20[Cu]+700[P]+400[Al]+400[Ti])≤780……式(2)
其中，[ ]意思是以质量％计的各化学成分的含量，
并具有如下组织，其以相对于全部组织的面积率计含有
贝氏体铁素体：40～65％、
马氏体+残留奥氏体：15％以上、
所述马氏体：15％以下、
所述残留奥氏体：5％以上、
铁素体：20～40％，
所述残留奥氏体的C浓度CγR在0.9质量％以上，
关于所述铁素体，再结晶铁素体的平均粒径和未再结晶铁素体晶粒内的亚晶粒的平均粒径均在3μm以下，并且，粒径5μm以上的铁素体的面积率在5％以下，且加工铁素体的面积率在5％以下，
此外，存在于所述铁素体晶粒内的TiC粒子的平均粒径在10nm以下。
2.根据权利要求1所述的屈服强度和成形性优异的高强度熔融镀锌钢板，其中，成分组成以质量％计还含有
Cr：0.01～3％
Mo：0.01～1％、
Cu：0.01～2％、
Ni：0.01～2％、
B：0.00001～0.001％、
Ca：0.0005～0.01％、
Mg：0.0005～0.01％、
REM：0.0001～0.01％中的一种或两种以上。
3.一种屈服强度和成形性优异的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1或2所示的成分组成的钢材以下述(1)～(3)所示的各条件，进行热轧之后，进行冷轧，其后进行退火，
(1)热轧条件
粗轧之后，加热至热轧加热温度：1200℃以上，以终轧结束温度：900℃以上轧制，接着以第一冷却速度为10℃/s以上的平均冷却速度急冷至第一保持温度：550～700℃，以此温度保持第一保持时间：10～100s，接着以第二冷却速度为10℃/s以上的平均冷却速度急冷至卷取温度：400～550℃，并以此温度卷取，
(2)冷轧条件
冷轧率：20～60％，
(3)退火条件
在500～700℃的温度域以第一加热速度为1～10℃/s的平均加热速度升温后，在700℃～[0.8Ac1+0.2Ac3]的温度域以第二加热速度为8℃/s以上的平均加热速度升温，在所述[0.8Ac1+0.2Ac3]～均热温度以第三加热速度为0.1℃/s以上的平均加热速度升温，在该均热温度下，保持均热时间：300s以下后，从该均热温度以第二冷却速度为5℃/s以上的平均冷却速度急冷至380～420℃的温度域并进行过冷，在镀锌浴中浸渍，以该急冷停止温度即过冷温度保持过冷时间：10～60s的时间而进行等温淬火处理，然后在合金化温度：480～600℃的温度域，再加热合金化时间：1～100s的时间而进行合金化处理之后，冷却至常温，
其中，所述均热温度为[0.4Ac1+0.6Ac3]～[0.2Ac1+0.8Ac3]。
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