CN106029918B - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种即使Si、Mn的含量多时也具有优异的加工性、化学转化处理性和电沉积涂装后的耐腐蚀性的高强度钢板及其制造方法。在对钢板进行连续退火时采用以下的(条件1)～(条件3)。(条件1)在连续退火的加热过程中，在退火炉内温度为450℃～A℃(A：500≤A)的温度区域中，在升温速度为7℃/s以上的条件下对钢板进行加热。(条件2)在连续退火中，将钢板最高到达温度设为600℃～750℃。(条件3)在连续退火中，将钢板温度为600℃～750℃的温度区域的钢板通过时间设为30秒～10分钟，将气氛的露点设为‑10℃以上。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种即使在Si、Mn的含量多时也具有优异的化学转化处理性和电沉积涂装后的耐腐蚀性的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，从提高汽车的油耗效率和提高汽车的碰撞安全性的观点考虑，通过车身材料的高强度化而实现车身材料的薄壁化，使车身本身轻量化，且高强度化的要求提高。因此，正在促进高强度钢板在汽车中的应用。
通常，汽车用钢板进行涂装而使用。作为该涂装的前处理，对汽车用钢板实施被称为磷酸盐处理的化学转化处理。汽车用钢板的化学转化处理是用于确保涂装后的耐腐蚀性的重要处理之一。
为了提高钢板的强度、延展性，有效的是使钢板含有Si、Mn。然而，在连续退火时，Si、Mn即使在不会引起Fe的氧化的(将Fe氧化物还原的)还原性的N2+H2气体气氛下进行退火的情况下也会氧化。因为该Si、Mn的氧化而在钢板表面选择性地形成含有Si、Mn的氧化物(SiO2、MnO等。以下称为选择性表面氧化物)。该选择性表面氧化物阻碍化学转化处理中的化学转化被膜的生成反应，因此，在钢板表面形成不生成化学转化被膜的微小区域(以下称为未覆盖区域(スケ))，化学转化处理性降低。
作为改善含有Si、Mn的钢板的化学转化处理性的现有技术，在专利文献1中公开了使用电镀法在钢板上形成20～1500mg/m2的铁被覆层的方法。然而，在该方法中，存在另外需要电镀设备、工序增加而使成本也增加这样的问题。
另外，在专利文献2中，通过规定Mn/Si比率来提高磷酸盐处理性，在专利文献3中，通过添加Ni来提高磷酸盐处理性。然而，该效果依赖于钢板中的Si、Mn的含量，对于Si、Mn的含量高的钢板需要进一步的改善。
进而，在专利文献4中公开了如下方法：通过使退火时的露点为－25～0℃，在距钢板表面深度为1μm以内形成由含有Si的氧化物构成的内部氧化层，使含Si氧化物在钢板表面长度10μm中所占的比例为80％以下。然而，在专利文献4中记载的方法的情况下，前提是控制了露点的区域为炉内整体，因此，露点的控制性困难，难以稳定操作。另外，在不稳定的露点控制下进行退火时，在钢板上所形成的内部氧化物的分布状态中确认到不均，有可能在钢板的长度方向、宽度方向上产生化学转化处理性的不均(整体或一部分产生未覆盖区域)。进而，即使在化学转化处理性提高的情况下，由于在化学转化处理被膜的正下方存在含Si氧化物，因此，专利文献4中记载的技术存在电沉积涂装后的耐腐蚀性差的问题。
另外，在专利文献5中记载了如下方法：在氧化性气氛下使钢板温度达到350～650℃而在钢板表面形成氧化膜，然后，在还原性气氛下加热至重结晶温度并冷却。然而，在该方法中，通过进行氧化的方法在钢板表面所形成的氧化被膜的厚度存在差异，有时没有充分地发生氧化。另外，在专利文献5中记载的方法中，有时氧化被膜过厚，在之后的还原性气氛下的退火中产生氧化膜的残留或剥离，表面性状变差。另外，在专利文献5的实施例中，记载了在大气中进行氧化的技术。在大气中的氧化存在较厚地生成氧化物而难以进行之后的还原的问题或者需要高氢浓度的还原气氛的问题。
进而，在专利文献6中记载了如下方法：对以质量％计含有0.1％以上的Si和/或1.0％以上的Mn的冷轧钢板，在钢板温度400℃以上且铁的氧化气氛下的条件下在钢板表面形成氧化膜，然后，在铁的还原气氛下对上述钢板表面的氧化膜进行还原。具体而言，是如下方法：在钢板温度400℃以上、使用空气比为0.93～1.10的直火燃烧器的条件下将钢板表面的Fe氧化后，在还原Fe氧化物的N2+H2气体气氛对钢板进行退火。由此，抑制在钢板表面形成使化学转化处理性劣化的选择性表面氧化物，在钢板表面形成Fe的氧化层。在专利文献6中没有具体记载直火燃烧器的加热温度。但是，在专利文献6中，在含有大量(约0.6％以上)Si的情况下，比Fe容易氧化的Si的氧化量增多，Fe的氧化被抑制或者Fe的氧化本身变得过少。其结果，在专利文献6中记载的技术中，有时还原后的表面Fe还原层的形成不充分或者在还原后的钢板表面存在SiO2而产生化学转化被膜的未覆盖区域。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平5－320952号公报
专利文献2：日本专利第4319559号公报
专利文献3：日本专利第2951480号公报
专利文献4：日本专利第3840392号公报
专利文献5：日本特开昭55－145122号公报
专利文献6：日本特开2006－45615号公报
发明内容
本发明是鉴于上述情况而作出的，其目的在于，提供一种即使在Si、Mn的含量多时也具有优异的加工性、化学转化处理性、电沉积涂装后的耐腐蚀性的高强度钢板及其制造方法。
在上述专利文献中所记载那样的现有技术中，仅通过使退火炉内整体的水蒸气分压或氧气分压上升来提高露点或氧浓度，使钢板的内部过度氧化。因此，如上所述，现有技术在炉整体的露点控制或氧化控制性方面存在问题，或者化学转化处理性产生不均，或者电沉积涂装后的耐腐蚀性劣化。
因此，本发明人等对通过以往的想法中未采用的新的方法解决课题的方法进行了研究。其结果发现通过对有可能成为电沉积涂装后的耐腐蚀性劣化的起点的钢板表层的组织、结构进行更高度的控制，可改善高强度钢板的化学转化处理性和电沉积涂装后的耐腐蚀性。具体而言，在对钢板进行连续退火时采用以下的(条件1)～(条件3)。
(条件1)在连续退火的加热过程中，在退火炉内温度为450℃～A℃(A：500≤A)的温度区域中，在升温速度为7℃/s以上的条件下对钢板进行加热。
(条件2)在连续退火中，将钢板最高到达温度设为600℃～750℃。
(条件3)在连续退火中，将钢板温度为600℃～750℃的温度区域的钢板通过时间设为30秒～10分钟，将气氛的露点设为－10℃以上。
通过进行这样的处理，能够抑制Si、Mn等的选择性表面扩散、氧化(以下称为表面偏析)。其结果，可得到化学转化处理性、加工性和电沉积涂装后的耐腐蚀性优异的高强度钢板。
通过以上的方法得到的高强度钢板的钢板表层的组织、结构具有以下的特征1、2。
(特征1)在高强度钢板的距钢板表面100μm以内的区域具有每个单面合计为0.010～0.050g/m2的选自Fe、Si、Mn、Al、P、B、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Ni、Sn、Sb、Ta、W和V中的至少1种的氧化物。
(特征2)在距钢板表面10μm以内的区域中的距钢板晶界1μm以内的晶粒内具有含有结晶性Mn系氧化物的氧化物。
通过成为具有这样的特征的钢板表层，可抑制电沉积涂装后的耐腐蚀性的劣化，化学转化处理性优异。
本发明基于上述见解，特征如下。
(1)一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，在对以质量％计含有C：0.03～0.35％、Si：0.01～0.50％、Mn：3.6～8.0％、Al：0.01～1.0％、P：0.10％以下、S：0.010％以下且余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢板进行连续退火时，在所述连续退火的加热过程中，在退火炉内温度为450℃～A℃(A：500≤A)的温度区域中，在升温速度为7℃/s以上的条件下对所述钢板进行加热，在所述连续退火中，将钢板最高到达温度设为600℃～750℃，在所述连续退火中，将钢板温度为600℃～750℃的温度区域的钢板通过时间设为30秒～10分钟，将气氛的露点设为－10℃以上。
(2)根据(1)所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述钢板，作为成分组成，以质量％计还含有选自B：0.001～0.005％、Nb：0.005～0.05％、Ti：0.005～0.05％、Cr：0.001～1.0％、Mo：0.05～1.0％、Cu：0.05～1.0％、Ni：0.05～1.0％、Sn：0.001～0.20％、Sb：0.001～0.20％、Ta：0.001～0.10％、W：0.001～0.10％和V：0.001～0.10％中的1种以上的元素。
根据(1)或(2)所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在进行所述连续退火后，在含有硫酸的水溶液中进行电解酸洗。
(4)一种高强度钢板，其特征在于，具有(1)或(2)所述的成分组成，在距钢板表面100μm以内的区域具有每个单面合计为0.010～0.050g/m2的选自Fe、Si、Mn、Al、P、B、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Ni、Sn、Sb、Ta、W和V中的至少1种以上的氧化物，进一步在距钢板表面10μm以内的区域中的距钢板晶界1μm以内的晶粒内具有含有Mn的氧化物。
根据本发明，可得到即使在Si、Mn的含量多时也具有优异的加工性、化学转化处理性和电沉积涂装后的耐腐蚀性的高强度钢板。
另外，根据本发明，也能够得到外观优异、并且具有优异的加工性、化学转化处理性和电沉积涂装后的耐腐蚀性的高强度钢板。
应予说明，化学转化处理性优异是指具有没有化学转化处理后的未覆盖区域、不均的外观。通过抑制未覆盖区域、不均的发生而成为优异的外观。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。应予说明，本发明并不限定于以下的实施方式。
本发明的高强度钢板的制造方法在对钢板进行连续退火时采用以下的(条件1)～(条件3)。
(条件1)在连续退火的加热过程中，在退火炉内温度为450℃～A℃(500≤A)的温度区域中，在升温速度为7℃/s以上的条件下对钢板进行加热。
(条件2)在连续退火中，将钢板最高到达温度设为600℃～750℃。
(条件3)在连续退火中，将钢板温度为600℃～750℃的温度区域的钢板通过时间设为30秒～10分钟，将气氛的露点设为－10℃以上。
首先，对作为连续退火的对象的钢板的制造方法进行说明。钢板的制造方法没有特别限定。例如可以采用将钢热轧而制造热轧板的方法；将钢热轧后，进行冷轧而制造冷轧板的方法；将钢热轧后，进行酸洗、冷轧而制造冷轧板的方法等。可以将如上得到的热轧板、冷轧板用作进行连续退火的对象。
应予说明，制造上述钢板时的热轧的条件、酸洗的条件没有特别限定，只要适当设定即可。另外，对于冷轧，优选以40％～80％的压下率进行。压下率低于40％时，重结晶温度发生低温化，因此，机械特性容易劣化。另一方面，压下率超过80％时，由于为高强度钢板，因此，不仅压延成本上升，而且退火时的表面偏析增加，有时化学转化处理性劣化。
接着，对将钢板连续退火的工序进行说明。连续退火可使用一般的连续退火设备进行。一般的连续退火设备所具有的退火炉在前段具有加热带、在后段具有均热带。通常，在前段的加热带将钢板加热至规定温度，在后段的均热带在规定温度、规定时间的条件下保持钢板。
本发明的特征在于，在连续退火时采用上述(条件1)～(条件3)。
如上述(条件1)所记载，以在连续退火的加热过程中，在退火炉内温度为450℃～A℃(A：500≤A)的温度区域中，升温速度为7℃/s以上的方式进行控制而加热。通过该加热，可以使其尽快地通过钢板内部不会发生易氧化性元素(Si、Mn等)的氧化(以下称为内部氧化)但会发生表面偏析的450℃～A℃(A：500≤A)的温度区域，能够抑制表面偏析。即，可抑制化学转化处理后的未覆盖区域、不均等。
如上所述的化学转化处理性改善的效果通过进行所有(条件1)～(条件3)而产生。特别是认为(条件1)、(条件3)较为重要。如上所述，利用(条件1)尽可能抑制表面偏析物的生成。进而，利用(条件3)通过在距钢板表面10μm以内的钢板内部适量存在内部氧化物，可抑制使退火后的化学转化处理性劣化的钢中Si、Mn等在钢板表面的表面偏析。由此，可得到没有未覆盖区域、不均的优异的化学转化处理性和更高的电沉积涂装后的耐腐蚀性。
在本发明中，对于采用(条件1)～(条件3)的理由，以下具体地进行说明。
如上述(条件1)所述，在退火的加热过程中，在退火炉内温度为450℃～A℃(其中，A为从500≤A中选择的任意的值)的温度区域中，将升温速度设为7℃/s以上。该加热通常在加热带中进行。应予说明，该温度区域的温度是指进行退火的钢板的温度(钢板温度)。钢板温度只要采用在退火炉内的各道次的辊位置设置温度计并进行测温而得到的值即可。另外，作为温度计，可例示多重反射温度计和放射温度计等，温度计的方式没有特别限定。
将控制升温速度的温度区域设为450℃以上的理由如下。在低于450℃的温度区域中，不会引起未覆盖区域、不均的产生、耐腐蚀性的劣化等成为问题的程度的表面偏析、内部氧化。因此，控制升温速度的温度区域设为呈现出本发明的效果的温度区域即450℃以上。
另外，将控制升温速度的温度区域设为A℃以下(A为从500≤A中选择的任意的值)的理由如下。首先，控制升温速度的温度区域的上限低于500℃时，将升温速度控制为7℃/s以上的时间短，无法充分地得到本发明的效果。因此，A设为500℃以上。另外，控制升温速度的温度区域的上限超过600℃时，对本发明的效果没有问题。但是，上限超过600℃时，从退火炉内设备花费的成本增大(感应加热器的增设等)的观点考虑，变得不利。因此，优选600℃以下。
将上述温度区域中的升温速度设为7℃/s以上的理由如下。开始确认到表面偏析的抑制效果的是升温速度7℃/s以上。升温速度的上限没有特别限制，但在500℃/s以上时，效果饱和，在成本方面变得不利。因此，升温速度优选500℃/s以下。应予说明，例如可通过在钢板温度为450℃～A℃的退火炉内配置感应加热器而使升温速度为7℃/s以上。
如上述(条件2)所述，在退火中将钢板最高到达温度设为600℃～750℃。上述钢板最高到达温度除A℃与钢板最高到达温度相同的情况以外，是从加热过程中的上述加热中的最高到达温度A℃进一步加热使而上升的温度。在此，钢板最高到达温度是指在利用与上述钢板温度的测定方法相同的方法测定时，在退火中达到最高的值。
将退火炉内的钢板最高到达温度设为600℃～750℃的理由如下。钢板最高到达温度低于600℃时，无法得到良好的材质。因此，在本发明中，将上述钢板最高到达温度设为600℃以上。另一方面，钢板最高到达温度超过750℃时，表面偏析变得显著，开始确认到化学转化处理性的劣化等。进而，从材质的观点考虑，钢板最高到达温度超过750℃时，强度与延展性的平衡的效果饱和。由此，钢板最高到达温度设为600℃～750℃。
如上述(条件3)所述，在退火中将钢板温度为600℃～750℃的温度区域的钢板通过时间设为30秒～10分钟，将气氛的露点设为－10℃以上。
若上述钢板通过时间低于30秒，则无法得到目标材质(TS、El)。另一方面，若上述钢板通过时间超过10分钟，则强度与延展性的平衡的效果饱和。
在退火中将钢板温度为600℃～750℃的温度区域的气氛的露点设为－10℃以上时，因露点的上升而使由H2O的分解产生的O2势上升，可促进内部氧化。在低于－10℃的温度区域中，内部氧化的形成量少。另外，对于露点的上限没有特别限定。但是，露点超过90℃时，Fe的氧化量变多，有可能发生退火炉壁、辊的劣化。因此，露点优选90℃以下。
另外，其它的温度区域的露点没有特别限定，例如只要为－10～－40℃的范围即可。
在退火中，采用上述(条件1)～(条件3)对于得到具有优异的化学转化处理性和电沉积涂装后的耐腐蚀性的高强度钢板是重要的。上述必要条件以外的退火中的条件如下。
在本发明中，均热带中的均热温度、均热时间的条件没有特别限定，只要适当设定即可。
在上述连续退火中，只要在不损害本发明的效果的范围，则气氛的气体没有特别限定。通常，气氛的气体由氢气、氮气和不可避免的杂质气体构成。另外，只要在不损害本发明的效果的范围，则也可以含有它们以外的气体(H2O、CO2、CO等)。
在本发明中，优选使连续退火中的气氛的氢气浓度为1vol％～50vol％。氢气浓度低于1vol％时，有时得不到由还原带来的活化效果，化学转化处理性劣化。上限没有特别规定，但超过50vol％时，为了提高氢气浓度而使制造成本上升，且通过调整氢气浓度所产生的效果饱和。因此，氢气浓度优选1vol％～50vol％。进而，优选5vol％～30vol％。
在本发明的制造方法中，在连续退火后，可以实施以下的处理。
将高强度钢板从600℃～750℃的温度区域冷却后，可以根据需要进行淬火、回火。淬火、回火的条件没有特别限定。回火优选在150～400℃的温度下进行。这是因为低于150℃时，存在钢板的伸长率劣化的趋势，超过400℃时，存在钢板的硬度降低的趋势。
另外，在本发明中，即使不实施电解酸洗也可确保良好的化学转化处理性。但是，为了将在退火时不可避免地产生的微量的表面偏析物除去而确保更良好的化学转化处理性，优选对连续退火后的高强度钢板在含有硫酸的水溶液中进行电解酸洗。
电解酸洗中使用的酸洗液没有特别限定。但是，硝酸、氢氟酸对设备的腐蚀性强，在操作上需要注意，故不优选。另外，盐酸有可能从阴极产生氯气，故不优选。因此，若考虑腐蚀性、环境，则优选使用硫酸。硫酸浓度优选5质量％～20质量％。硫酸浓度低于5质量％时，电导率变低，因此，有时电解时的浴电压上升，电源负荷变大。另一方面，硫酸浓度超过20质量％时，由废酸洗液(drugout)所致的损失变大，在成本方面成为问题。
电解酸洗的条件没有特别限定。为了将在退火后形成的不可避免地发生了表面偏析的Si、Mn的氧化物有效地除去，优选采用电流密度为1A/dm2以上的交变电解。采用交变电解的理由如下。在将钢板保持在阴极的状态下时酸洗效果小。另外，在将钢板保持在阳极的状态下电解时溶出的Fe蓄积在酸洗液中，酸洗液中的Fe浓度增大，Fe附着在钢板表面上时，会产生干燥污垢等问题。
电解液的温度优选40℃～70℃。通过连续电解而产生的发热会使浴温上升，因此，有时难以将温度维持在低于40℃。另外，从电解槽的衬里的耐久性的观点考虑，不优选温度超过70℃。另外，低于40℃时，酸洗效果变小，因此，优选40℃以上。
如上所述，本发明为钢板的连续退火条件具有特征的制造方法。对作为该连续退火的对象的钢板进行说明。以下的成分组成的说明中的“％”是指“质量％”。
C：0.03～0.35％
C通过在钢组织中形成马氏体等而提高加工性。因此，需要使C的含量为0.03％以上。另一方面，C的含量超过0.35％时，强度过于上升，伸长率降低，作为结果，加工性劣化。因此，C量设为0.03％～0.35％。
Si：0.01～0.50％
Si为对于强化钢而得到良好的材质有效的元素。但是，Si为易氧化性元素，因此，在化学转化处理性方面不利。从该观点考虑，Si为应尽可能避免添加的元素。另外，在钢中不可避免地含有0.01％左右的Si，为了使Si的含量降低至其以下而导致成本上升。如上所述，Si的含量以0.01％为下限。另一方面，Si的含量超过0.50％时，钢的强化能力、伸长率提高效果饱和。另外，高强度钢板的化学转化处理性劣化。因此，Si量设为0.01％～0.50％。本发明的特征之一是即使在Si的含量多时也可改善化学转化处理性这点。
Mn：3.6～8.0％
Mn为对于钢的高强度化有效的元素。为了确保机械特性、强度，需要使Mn的含量为3.6％以上。另一方面，Mn的含量超过8.0％时，难以确保化学转化处理性，难以确保强度与延展性的平衡。进而，在成本方面变得不利。因此，Mn量设为3.6％～8.0％。
Al：0.01～1.0％
Al出于将钢水脱氧的目的而添加。Al的含量低于0.01％时，无法实现该目的。钢水的脱氧的效果通过使Al的含量为0.01％以上而得到。另一方面，Al的含量超过1.0％时，成本上升。进而，Al的含量超过1.0％时，Al的表面偏析变多，难以改善化学转化处理性。因此，Al量设为0.01％～1.0％。
P：0.10％以下
P为不可避免地含有的元素之一，也可以不含有。为了使P的含量低于0.005％，有可能成本增大，因此，P的含量优选0.005％以上。另一方面，P的含量超过0.10％时，焊接性劣化。进而，P的含量超过0.10％时，化学转化处理性的劣化变得剧烈，即使根据本发明也难以提高化学转化处理性。因此，P量设为0.10％以下，作为下限，优选0.005％。
S：0.010％以下
S为不可避免地含有的元素之一，也可以不含有S。S的含量的下限没有规定。S的含量变得大量时，焊接性和耐腐蚀性劣化。因此，S的含量设为0.010％以下。
另外，为了实现通过本发明的制造方法制造的高强度钢板的表面品质、强度与延展性的平衡的改善，实施连续退火的钢板可以根据需要含有选自B：0.001～0.005％、Nb：0.005～0.05％、Ti：0.005～0.05％、Cr：0.001～1.0％、Mo：0.05～1.0％、Cu：0.05～1.0％、Ni：0.05～1.0％、Sn：0.001～0.20％、Sb：0.001～0.20％、Ta：0.001～0.10％、W：0.001～0.10％、V：0.001～0.10％中的1种以上的元素。含有这些元素时的适当含量的限定理由如下。
B：0.001～0.005％
B的含量低于0.001％时，难以得到淬火促进效果。另一方面，B的含量超过0.005％时，有时化学转化处理性劣化。因此，在含有B时，B量优选设为0.001％～0.005％。但是，在机械特性改善方面判断为无需含有B时，钢板无需含有B。根据需要含有对于其它的任意元素也是同样的。
Nb：0.005～0.05％
Nb的含量低于0.005％时，难以得到调节强度的效果。另一方面，Nb的含量超过0.05％时，导致成本上升。因此，在含有Nb时，Nb量设为0.005％～0.05％。
Ti：0.005～0.05％
Ti的含量低于0.005％时，难以得到调节强度的效果。另一方面，Ti的含量超过0.05％时，有时导致化学转化处理性的劣化。因此，在含有Ti时，Ti量优选设为0.005％～0.05％。
Cr：0.001～1.0％
Cr的含量低于0.001％时，难以得到淬透性效果。另一方面，Cr的含量超过1.0％时，Cr发生表面偏析，因此，焊接性劣化。因此，在含有Cr时，Cr量优选设为0.001％～1.0％。
Mo：0.05～1.0％
Mo的含量低于0.05％时，难以得到调节强度的效果。另一方面，Mo的含量超过1.0％时，导致成本上升。因此，在含有Mo时，Mo量优选设为0.05％～1.0％。
Cu：0.05～1.0％
Cu的含量低于0.05％时，难以得到残留γ相形成促进效果。另一方面，Cu的含量超过1.0％时，导致成本上升。因此，在含有Cu时，Cu量优选设为0.05％～1.0％。
Ni：0.05～1.0％
Ni的含量低于0.05％时，难以得到残留γ相形成促进效果。另一方面，Ni的含量超过1.0％时，导致成本上升。因此，在含有Ni时，Ni量优选设为0.05％～1.0％。
Sn：0.001～0.20％、Sb：0.001～0.20％
从抑制钢板表面的氮化、氧化或者因氧化而产生的距钢板表面几十微米区域的脱碳的观点考虑，可以含有Sn、Sb。通过抑制氮化、氧化，可防止在钢板表面马氏体的生成量减少，得到的高强度钢板的疲劳特性、表面品质改善。从以上的观点考虑，在含有Sn和/或Sb时，优选均设为0.001％以上的含量。另外，任一含量超过0.20％时，导致韧性的劣化，因此，它们的含量优选分别设为0.20％以下。
Ta：0.001～0.10％
Ta通过与C、N形成碳化物、碳氮化物而有助于高强度化，还有助于高屈服比(高YR)化。进而，Ta具有将热轧板组织微细化的作用，利用该作用，冷轧、退火后的铁素体粒径被微细化。而且，随着晶界面积的增大C在晶界中的偏析量增大，可得到高烧结硬化量(BH量)。从这样的观点考虑，可以含有0.001％以上的Ta。另一方面，Ta的含量超过0.10％时，不仅导致原料成本增加，而且有可能妨碍退火后的冷却过程中的马氏体的形成。进而，在热轧板中析出的TaC提高冷轧时的变形阻力，有时稳定的实际生产变得困难。因此，在含有Ta时，其含量优选设为0.10％以下。
W：0.001～0.10％、V：0.001～0.10％
W和V为具有形成碳氮化物，利用析出效果将钢高强度化的作用的元素，可根据需要添加。这样的作用在添加W和/或V时，均含有0.001％以上才确认到。另一方面，这些元素的含量超过0.10％时，钢板过度高强度化，有时延展性劣化。如上所述，在含有W和/或V时，优选含量均为0.001％～0.10％。
上述以外的余量为Fe和不可避免的杂质。即使含有上述记载的元素以外的元素，对本发明也不会造成任何不良影响，其上限设为0.10％。
通过调整具有如上所述的成分组成的钢板的连续退火的条件，可得到加工性、化学转化处理性和电沉积涂装后的耐腐蚀性优异的高强度钢板。以下，对该高强度钢板进行说明。
对于含有Si和大量的Mn的高强度钢板，为了满足电沉积涂装后的耐腐蚀性，需要更高度地控制有可能成为腐蚀的裂纹等的起点的钢板表层的组织、结构。因此，在本发明中，首先为了确保化学转化处理性，在连续退火中控制露点，提高氧势。通过提高氧势，作为易氧化性元素的Si、Mn等在即将进行化学转化处理之前预先发生内部氧化，钢板表面中的Si、Mn的活度降低。而且，这些元素的外部氧化得到抑制，结果化学转化处理性和电沉积涂装后的耐腐蚀性得到改善。具体而言，通过本发明的制造方法制造的钢强度钢板的钢板表层的组织、结构具有以下的特征。
(特征1)在距高强度钢板的钢板表面100μm以内的区域具有每个单面合计为0.010～0.050g/m2的选自Fe、Si、Mn、Al、P、B、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Ni、Sn、Sb、Ta、W和V中的至少1种以上的氧化物。
(特征2)在距钢板表面10μm以内的区域中的距钢板晶界1μm以内的晶粒内具有含有Mn的氧化物。
如上述(特征1)中所记载，在距钢板表面100μm以内的区域存在每个单面合计为0.010g/m2以上的选自Fe、Si、Mn、Al、P以及B、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Ni、Sn、Sb、Ta、W和V中的至少1种以上的氧化物。由此，化学转化处理性和电沉积涂装后的耐腐蚀性改善。氧化物的形成量超过0.050g/m2时，有可能成为腐蚀的裂纹的起点。另外，即使为超过0.050g/m2的形成量，化学转化处理性提高效果饱和，因此，无需将形成量设为超过0.050g/m2的量。
如上述(特征2)中所记载，在距钢板表面10μm以内的区域中的距钢板晶界1μm以内的晶粒内具有含有Mn的氧化物。内部氧化物仅存在于晶界而不存在于晶粒内时，可抑制钢中的易氧化性元素的晶界扩散，但有时无法充分地抑制晶粒内扩散。因此，在本发明中，如上所述，通过以在退火炉内温度为450℃～A℃(A：500≤A)的温度区域中，升温速度为7℃/s以上的方式进行控制，不仅在晶界发生内部氧化，而且在晶粒内也发生内部氧化。具体而言，在距钢板表面10μm以内的区域中，在距晶界1μm以内的基体晶粒内存在结晶性Si、Mn系氧化物。由于在上述粒内存在氧化物，氧化物附近的晶粒内的固溶Si、Mn的量减少。其结果，能够抑制因Si、Mn的晶粒内扩散所致的在表面的偏析。
另外，通过本发明的制造方法得到的高强度钢板的钢板表面的结构如上所述，但例如在距钢板表面超过100μm的区域中，即使上述氧化物生长也没有问题。另外，在距钢板表面超过10μm的区域中，在距晶界1μm以上的晶粒内存在结晶性Si、Mn系氧化物也没有问题。
本发明的高强度钢板可以是对上述高强度钢板实施化学转化处理而成的钢板。化学转化处理液的种类没有特别限定，可以使用铬酸盐处理液、非铬酸盐处理液等一般的处理液。另外，对于化学转化处理方法也没有限定，可应用浸渍(dip)处理、喷雾处理、电解处理等各种方法。
本发明的高强度钢板可以为通过电沉积涂装在实施了上述化学转化处理的钢板的化学转化被膜上形成涂膜而成的钢板。电沉积涂装的条件没有特别限定，只要适当设定即可。
实施例
以下，基于实施例对本发明具体地进行说明。
对由表1所示的钢组成构成的热轧钢板进行酸洗，除去黑皮氧化皮后，进行冷轧，得到厚度1.0mm的冷轧钢板。应予说明，将一部分不实施冷轧，直接使用除去黑皮氧化皮后的热轧钢板(厚度2.0mm)。
接着，将上述得到的冷轧钢板和热轧钢板装入连续退火设备。在退火设备中，如表2、3(将表2－1与表2－2合并作为表2，将表3－1与表3－2合并作为表3)所示，对退火炉内的钢板温度为450℃～A℃(A：500≤A)的温度区域中的升温速度、600℃～750℃的温度区域中的露点和钢板通过时间、钢板最高到达温度进行控制而进行通板、退火。另外，控制了上述露点的区域以外的退火炉内的露点设为－35℃。露点通过吸收除去气氛中的水分来控制。另外，在本实施例中，气氛的气体成分由氮气、氢气和不可避免的杂质气体构成。气氛中的氢气浓度设为10vol％。
在进行连续退火后，在水淬后进行300℃×140s的回火。除No.32～35以外，将通过该回火得到的高强度钢板作为供试材料。对于No.32～35，在上述回火后，接下来在40℃、5％的硫酸水溶液中，在表2所示的电流密度条件下进行电解酸洗，得到供试材料。在电解酸洗中，对供试材料按照阳极、阴极的顺序进行各3秒的交变电解。
对通过以上操作得到的供试材料测定TS、El。另外，对化学转化处理性和电沉积涂装后的耐腐蚀性、加工性进行调查。另外，对在距钢板表面100μm的区域存在的氧化物的量(内部氧化量)进行测定。将结果示于表2、3。另外，以下示出测定方法和评价标准。
＜拉伸强度(TS)、伸长率(El)＞
按照依据JIS Z 2241的金属材料拉伸试验方法对拉伸强度(TS)、伸长率(El)进行测定。测定结果用于后述的加工性的评价。
＜化学转化处理性＞
化学转化处理性的评价方法如下。化学转化处理液使用日本Parkerizing公司制的化学转化处理液(Palbond L3080(注册商标))，利用下述方法实施化学转化处理。
将供试材料用日本Parkerizing公司制的脱脂液Fine Cleaner(注册商标)进行脱脂后，进行水洗，接着，用日本Parkerizing公司制的表面调整液Prepalene Z(注册商标)进行30秒的表面调整。在表面调整后，在43℃的化学转化处理液(Palbond L3080)中浸渍120秒后，进行水洗、热风干燥。
将化学转化处理后的供试材料用扫描型电子显微镜(SEM)在倍率500倍的条件下随机地观察5个视野。通过图像处理对化学转化处理被膜的未覆盖区域面积率进行测定，通过未覆盖区域面积率进行以下的评价。“○”为合格水平。
○：10％以下
×：超过10％
＜电沉积涂装后的耐腐蚀性＞
从通过上述的方法得到的化学转化处理钢板上切出尺寸70mm×150mm的试验片，用日本涂料公司制的PN－150G(注册商标)进行阳离子电沉积涂装(烧结条件：170℃×20分钟、膜厚25μm)。然后，将端部和不进行评价侧的面用Al胶带密封，用切割刀划出到达钢板表面的十字划格(交叉角度60°)，作为试验样品。
接着，将试验样品在5％NaCl水溶液(55℃)中浸渍240小时后，取出，水洗，干燥后，对十字划格部分进行胶带剥离，测定剥离宽度。对该测定结果按照以下的评价标准进行评价。“○”为合格水平。
○：剥离宽度为单侧低于2.5mm
×：剥离宽度为单侧为2.5mm以上
＜加工性＞
对加工性而言，从供试材料上沿相对于压延方向为90°方向采取JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241的规定以十字头速度10mm/min的条件进行拉伸试验，测定拉伸强度TS(MPa)和伸长率El(％)，将TS×El≥24000的情况设为良好，将TS×El＜24000的情况设为不良。
＜在钢板表层100μm以内的区域中的内部氧化量＞
内部氧化量通过“脉冲炉熔融－红外线吸收法”进行测定。但是，需要减去材料(即，实施退火前的钢板)中所含的氧量。在本发明中，对从连续退火后的高强度钢板的两面分别研磨100μm以上的位置处的钢中氧浓度进行测定，将该测定值作为材料中所含的氧量OH。另外，对连续退火后的高强度钢板表面的板厚方向整体的钢中氧浓度进行测定，将该测定值作为内部氧化后的氧量OI。使用如上得到的高强度钢板的内部氧化后的氧量OI和材料中所含的氧量OH，算出OI与OH之差(＝OI－OH)，进而，换算为每单面单位面积(即1m2)的量的值(g/m2)，作为内部氧化量。
＜距表面10μm以内的区域中的内部氧化物的有无的评价、距晶界1μm以内的晶粒内的Mn氧化物的有无的评价＞
通过SEM或TEM观察，在倍率20000倍的条件下随机地观察5个视野，根据需要通过进行EDX分析来进行。
将通过以上操作得到的结果和制造条件一并示于表2、3。
[表2-1]
下划线为本发明范围之外
[表2-2]
下划线为本发明范围之外
[表3-1]
下划线为本发明范围之外
[表3-2]
下划线为本发明范围之外
由表2、3可知，利用本发明法制造的高强度钢板即使为大量含有Si、Mn等易氧化性元素的高强度钢板，化学转化处理性、耐腐蚀性、加工性也优异。另一方面，在比较例中，化学转化处理性、耐腐蚀性、加工性中的任一种以上较差。
产业上的可利用性
本发明的高强度钢板的化学转化处理性、耐腐蚀性、加工性优异，可以作为用于使汽车的车身本身轻量化且高强度化的表面处理钢板利用。另外，除汽车以外，也可以作为对材料钢板赋予防锈性的表面处理钢板应用于家电、建筑材料领域等广泛的领域。

Claims (3)

1.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，在对以质量％计含有C：0.03～0.35％、Si：0.01～0.50％、Mn：3.6～8.0％、Al：0.01～1.0％、P：0.10％以下、S：0.010％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢板进行连续退火时，
在所述连续退火的加热过程中，在退火炉内温度为450℃～A℃的温度区域中，在升温速度为7℃/s以上的条件下对所述钢板进行加热，其中，A：500≤A，
在所述连续退火中，将钢板最高到达温度设为600℃～750℃，
在所述连续退火中，在钢板温度为600℃～750℃的温度区域的钢板通过时间设为30秒～10分钟，将气氛的露点设为－10℃以上。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述钢板，以质量％计进一步含有选自B：0.001～0.005％、Nb：0.005～0.05％、Ti：0.005～0.05％、Cr：0.001～1.0％、Mo：0.05～1.0％、Cu：0.05～1.0％、Ni：0.05～1.0％、Sn：0.001～0.20％、Sb：0.001～0.20％、Ta：0.001～0.10％、W：0.001～0.10％和V：0.001～0.10％中的1种以上的元素作为成分组成。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在进行所述连续退火后，在含有硫酸的水溶液中进行电解酸洗。
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Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI582246B (zh) * 2015-09-01 2017-05-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Steel plate
CN108715922A (zh) * 2018-07-21 2018-10-30 安徽启慧信息科技有限公司 一种汽车盖板生产用压延工艺
CN112626411B (zh) * 2020-09-15 2022-05-31 舞阳钢铁有限责任公司 一种高性能耐磨钢板及其生产方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5849619B2 (ja) 1979-04-28 1983-11-05 住友金属工業株式会社 化成処理性にすぐれた高張力冷延鋼板の製造方法
AU518681B2 (en) * 1979-12-05 1981-10-15 Nippon Steel Corporation Continuously annealing a cold-rolled low carbon steel strip
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
JP2951480B2 (ja) 1992-06-24 1999-09-20 川崎製鉄株式会社 化成処理性ならびに成形性に優れる高張力冷延鋼板及びその製造方法
JP3840392B2 (ja) 2001-10-09 2006-11-01 株式会社神戸製鋼所 りん酸塩処理性に優れた鋼板
JP2003277902A (ja) * 2002-03-19 2003-10-02 Jfe Steel Kk めっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP4319559B2 (ja) 2003-04-10 2009-08-26 株式会社神戸製鋼所 化成処理性に優れる高強度冷延鋼板
JP4576921B2 (ja) 2004-08-04 2010-11-10 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板の製造方法
JP5663825B2 (ja) * 2008-08-11 2015-02-04 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板の製造方法および冷延鋼板
JP5712542B2 (ja) * 2010-09-29 2015-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5856002B2 (ja) * 2011-05-12 2016-02-09 Ｊｆｅスチール株式会社 衝突エネルギー吸収能に優れた自動車用衝突エネルギー吸収部材およびその製造方法
JP5982906B2 (ja) * 2012-03-19 2016-08-31 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5962541B2 (ja) * 2012-07-23 2016-08-03 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板の製造方法
JP5962540B2 (ja) * 2012-07-23 2016-08-03 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板の製造方法

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