專利名稱：成形性優(yōu)良的高強度熱浸鍍鋅鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及主要適合汽車部件用的成形性優(yōu)良的高強度熱浸鍍鋅鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
對于汽車的橫梁或縱梁等部件，一直在研究與近年來的低燃耗輕量化的動向?qū)?yīng)的輕量化。在材料方面，從即使薄壁化也可確保強度及沖撞安全性的觀點出發(fā)，在推進鋼板的高強度化?？墒牵牧系某尚涡园殡S著強度的上升而劣化，因此要實現(xiàn)上述部件的輕量化，需要制造滿足成形性和高強度雙方的鋼板。作為使成形性和高強度兩立的鋼板，專利文獻I中公開了有效利用殘留奧氏體，采用相變誘導(dǎo)塑性來提高延展性的技術(shù)，即所謂殘留奧氏體鋼。可是為了使殘留奧氏體殘存，需要通過增大雙相區(qū)退火后的冷卻速度，防止鐵素體相變或珠光體相變，通過添加Si或Al抑制滲碳體的析出。要提高冷卻速度，需要冷卻速度高的連續(xù)退火線，高Si的添加多有損鍍敷性，高Al的添加多有損鑄造性。專利文獻2、專利文獻3中公開了具有含有鐵素體和馬氏體的低溫相變相的復(fù)合組織的所謂Dual Phase鋼(雙相鋼，以下稱為DP鋼)，已被廣泛采用。DP鋼盡管比不上殘留奧氏體鋼，但顯示出充分的強度延展性平衡，因而一直用于形狀比較復(fù)雜的車體部件。而且DP鋼的強度與近年來的車體輕量化的動向?qū)?yīng)地增加。例如專利文獻4或?qū)＠墨I5中，公開了通過添加碳化物形成元素即Nb、Ti等元素，有效利用退火中的再結(jié)晶抑制或析出強化，確保抗拉強度在780MPa以上的技術(shù)。此外，在專利文獻6、專利文獻7中，公開了雖因是復(fù)合組織鋼而使拉伸凸緣成形性(expansion flange forming)—般在低位,但通過控制母相即鐵素體與低溫相變相的硬度差可改善拉伸凸緣成形性的技術(shù)。在這些發(fā)明中，硬度以維氏硬度進行測定?？墒牵谑强估瓘姸葹?80MPa以上的DP鋼板時，顯微組織的粒徑小，不能按維氏硬度進行評價。因而，專利文獻8中公開了按采用近年來開發(fā)的被稱為“納米壓痕”的技術(shù)測定的納米硬度來評價特性的技術(shù)。在該技術(shù)中，根據(jù)鐵素體分率來規(guī)定鐵素體與低溫相變相的硬度比，由此來改善彎曲特性。現(xiàn)有技術(shù)文獻專利文獻專利文獻I :日本特開平6-145788號公報專利文獻2 :日本特開平10-147838號公報專利文獻3 :日本特開2002-363695號公報專利文獻4 :日本特開2009-144225號公報專利文獻5 :日本特開2002-363685號公報專利文獻6 :日本特開2009-191360號公報、
專利文獻7 日本特開2009-167475號公報專利文獻8 :日本特開2009-167 467號公報專利文獻9 :日本特開2010-65316號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明要解決的問題在制造有效利用了微合金元素的DP鋼時，Ti或Nb等的微合金碳化物的析出行為影響材質(zhì)。也就是說，受鋼板制造條件、特別是退火條件的影響，有時材質(zhì)變動。此時的材質(zhì)變動主要出現(xiàn)在屈服強度和拉伸凸緣成形性。在屈服強度變動的情況下，有沖壓成形后的回彈發(fā)生行為變化、車體部件的尺寸精度下降的問題。因此，發(fā)生部件不良，需要離線進行矯正。在拉伸凸緣成形性變動的情況下，有在沖壓成形時在通過沖割而產(chǎn)生的剪切加工部發(fā)生裂紋的問題。以往，作為微合金而大多采用的元素為Nb。Nb即使在固溶狀態(tài)也通過Solutedragging (溶質(zhì)拖曳)效應(yīng)使鐵素體的晶粒生長或再結(jié)晶延遲,通過未再結(jié)晶鐵素體或細?；兄趶姸葟娀?。另外在作為碳化物析出的情況下，有通過析出強化使強度上升的效果?；谶@些理由，為提高強度而采用Nb。此外,如果在其中添加B,則Nb的Solute dragging (溶質(zhì)拖曳)效應(yīng)提高,強度提高的效果增大?？墒?，在添加Nb、進而添加Nb及B時再結(jié)晶延遲的效果或抑制晶粒生長的效果顯著，因而需要高的退火溫度。因此在連續(xù)退火中的一般溫度范圍即720°C 800°C的范圍中再結(jié)晶沒有完成，抗拉強度等材質(zhì)對退火溫度的依賴性增大。此外，專利文獻8中公開的通過限制鐵素體相與低溫相變相的納米硬度比來改善彎曲性的技術(shù)只規(guī)定了平均硬度比。因此，即使在低溫相變相中存在硬度高的相時，有時也包含在與周圍的平均值中。在存在如此的硬度高的低溫相變相的情況下，成為拉伸凸緣成形性變動的要因，而且還成為拉伸特性變動的原因，成為問題。專利文獻9中公開了 TS-EL、TS-A (拉伸凸緣成形性的評價尺度)平衡良好的鋼板，是以鐵素體為主相、以貝氏體及馬氏體的低溫相變相作為第二相的復(fù)合組織鋼板。其公開了通過積極地添加Ti、Nb，控制第二相的構(gòu)成比率，來適當?shù)剡M行母相組織的硬度控制?？墒?，在此種情況下，需要Ac3溫度以上的退火溫度，因而對退火溫度的依賴性大。如以上所述，材質(zhì)不因制造條件而變動對于DP鋼來說是重要的要件。特別是，一直要求在生產(chǎn)性高的退火條件下、例如在連續(xù)退火中的一般溫度范圍即720°C 800°C的范圍、或最高也為Ac3溫度以下的退火中也不發(fā)生材質(zhì)變動的DP鋼。用于解決課題的手段為解決上述問題，發(fā)明者們進行了銳意研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過添加使再結(jié)晶及晶粒生長延遲的效果比Nb小的、可在連續(xù)退火中的一般溫度范圍即720°C 800°C的范圍下再結(jié)晶的Ti，并限制Nb或B的添加量，能夠抑制材質(zhì)變動。也就是說，發(fā)現(xiàn)了 即使不加熱至Ac3溫度，而在720°C以上且在850°C或Ac3溫度中的任一個較低的溫度以下的溫度范圍(以下稱為易退火溫度區(qū))進行退火，也能夠抑制材質(zhì)變動，同時得到規(guī)定的特性。此外，另外還發(fā)現(xiàn)通過使退火時的加熱速度和冷卻模式最佳化，能夠?qū)﹁F素體相率、低溫相變相的粒徑、鐵素體相與低溫相變相的納米硬度的平均值的比和低溫相變相的硬度的變動進行控制?；谶@些見識，發(fā)現(xiàn)了能夠制造材質(zhì)變動小的高強度熱浸鍍鋅鋼板，以至完成本發(fā)明。作為本發(fā)明的要旨的部分如下。[I] 一種高強度熱浸鍍鋅鋼板，其特征在于作為鋼的成分，以質(zhì)量％計，含有C 0. 05 0. l%、Si 0. I I. 0%,Mn :2. 0 2. 5%,Al :0. 02 0. l%,Ti :0. 01 0. 05%,Cr :0. I 1.0%、Sn :0. 0010 0. I %，剩余部分包含F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)；作為顯微組織， 鐵素體相分率為70 90%、剩余部分為含有馬氏體的低溫相變相；低溫相變相的平均粒徑為0. I I ii m ;鐵素體相與低溫相變相的平均納米硬度比為I. 5 3. 0 ;低溫相變相的納米硬度在測定點的80%以上處于鐵素體相的平均納米硬度的I 5倍之內(nèi)。[2] 一種高強度熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于在將具有上述[I]所述的鋼成分的板坯加熱至1000 1350°C后，在精軋溫度Ar3以上熱軋后，在600°C以下卷取，實施酸洗，以軋制率30 70%進行冷軋，然后在進行將720°C以上、且850°C或Ac3溫度中的任一個較低的溫度以下的溫度作為退火溫度的熱處理時，在至少從600°C到退火溫度為止的溫度范圍以0. 5°C /秒以上6°C /秒以下的加熱速度進行加熱，在退火溫度下保持10秒以上，然后在至少從退火溫度到650°C為止的溫度范圍以5°C /秒以上的冷卻速度進行冷卻，進而在至少從600°C到500°C為止的溫度范圍以3°C /秒以下的冷卻速度進行冷卻，然后實施熱浸鍍鋅或合金化熱浸鍍鋅。之所以將退火溫度規(guī)定為850°C或Ac3溫度以下，是因為如果超過這些溫度地進行加熱，則鋼板強度急劇下降，退火工序中的板材穿爐性惡化。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，能夠提供一種在連續(xù)退火工序中即使在一般的退火溫度即720°C以上且在850°C或Ac3溫度中的任一個較低的溫度以下的溫度范圍(易退火溫度區(qū))進行退火，材質(zhì)變動也小、成形性良好、具有規(guī)定特性的高強度熱浸鍍鋅鋼板。特別是在780MPa以上的高強度熱浸鍍鋅鋼板中具有顯著的效果。


圖I是表示添加Ti的鋼、添加Nb的鋼及添加Nb及B的鋼的再結(jié)晶率與退火溫度的關(guān)系的曲線圖。圖2是實施例中求低溫相變相的面積率時所用的表示鋼板組織的顯微鏡照片。
具體實施例方式
以下對本發(fā)明的基本的想法進行說明。本發(fā)明的鋼板的特征在于將碳化物形成元素的添加限定為Ti，不添加以往多用的Nb，而且限制對再結(jié)晶影響較大的B的添加量。此外本發(fā)明的鋼板的制造方法的特征在于通過使退火時的加熱速度和退火后的冷卻速度最佳化，對鐵素體相率、低溫相變相的粒徑、鐵素體相與低溫相變相的納米硬度的平均值的比和低溫相變相的硬度的變動進行控制。
發(fā)現(xiàn)由此能夠制造材質(zhì)變動小的高強度熱浸鍍鋅鋼板。首先，以下示出在將有助于鐵素體的再結(jié)晶或析出強化的碳化物形成元素限定為Ti的同時，限制含有其它碳化物形成元素的理由。 Nb是對抑制再結(jié)晶和強化析出有效的元素。熱軋時的析出行為在很大程度上依賴于卷取溫度。此外，即使在退火工序的加熱時微細析出的情況下，使再結(jié)晶延遲的效果也大，因而認為退過火的鋼板的材質(zhì)在很大程度上依賴于退火溫度。作為其它碳化物形成元素而使用的V、W、Mo、Zr也同樣，而且碳化物析出對熱軋中的卷取溫度的依賴性、對退火工序的加熱速度的依賴性及對退火溫度的依賴性分別不同，因而成為材質(zhì)變動的要因。Ti與Nb相比,其Solute dragging效應(yīng)導(dǎo)致的使再結(jié)晶及晶粒生長延遲的效果或碳化物導(dǎo)致的析出強化的效果小。因此，在通過一般的連續(xù)退火而容易制造的溫度范圍即720°C 800°C的范圍，抗拉強度等材質(zhì)對退火溫度的依賴性減小。圖I中示出其概念圖。如圖I所示，作為添加Ti的鋼，認為再結(jié)晶在鐵素體區(qū)的溫度下開始，如果形成鐵素體和奧氏體的雙相區(qū)，則再結(jié)晶因相變的奧氏體而延遲。然后溫度一上升則再結(jié)晶就完成。由此，添加Ti的鋼與添加Nb的鋼或添加Nb及B的鋼相比，能夠在比較低的低溫下得到穩(wěn)定的再結(jié)晶狀態(tài)。也就是說，認為可減小材質(zhì)變動?；谏鲜隼碛蓪⑻蓟镄纬稍刂幌薅門i。此外，B在退火后的冷卻時使鐵素體相變或珠光體相變延遲。因此，對于得到復(fù)合組織是有效果的元素。可是，因抑制相變的效果大而使熱軋后的鋼板變硬，有時冷軋困難。此外，如圖I的添加Nb及B的鋼的例子中所示，由于易退火溫度區(qū)中的再結(jié)晶被抑制，需要提高退火溫度。因此，限制了 B的添加量。圖I中一并示出了添加Nb及B的鋼的使再結(jié)晶延遲的概念圖。對于控制Ti在退火工序的加熱中的微細析出，限制Ti的添加量和熱軋條件、特別是限制卷取溫度是有效的。再通過退火工序中的加熱來限制加熱速度，能夠抑制再結(jié)晶的延遲,減小材質(zhì)變動。Ti在熱軋加熱時主要作為數(shù)量相當于N添加量的TiN析出。殘存的Ti在卷取時作為TiC析出，因此為了抑制微細析出而限制卷取溫度。認為熱軋時沒有形成析出物的Ti、即固溶Ti在退火工序的加熱時作為TiC而微細析出，或以固溶Ti的原狀存在，從而抑制再結(jié)晶及晶粒生長。接著對低溫相變相的控制進行說明。對低溫相變相的粒徑及低溫相變相與鐵素體相的納米硬度比、以及它們的變動范圍進行了控制。在DP鋼中抗拉強度受低溫相變相的強度的影響較大。也就是說，在低溫相變相的硬度高時抗拉強度提高。因此，低溫相變相的硬度的變動成為抗拉強度變動的要因。低溫相變相的硬度依賴于退火時的奧氏體中的碳濃度。此外如果碳量變動，則相變膨脹率也變動，對導(dǎo)入給附近的鐵素體的可動位錯量產(chǎn)生影響。因此通過限制低溫相變相與鐵素體相的硬度比及其變動范圍，能夠抑制屈服強度的變動。低溫相變相與鐵素體相的硬度比還影響拉伸凸緣成形性。在DP鋼中從低溫相變相的附近發(fā)生空隙，成為裂紋的起點。在低溫相變相與鐵素體相的硬度比大的情況下，即使應(yīng)變小也容易發(fā)生空隙。從其拉伸凸緣成形性的觀點出發(fā)，希望硬度比小。
但是，在硬度比過小的情況下，低溫相變相發(fā)生相變時的體積膨脹小，因而導(dǎo)入鐵素體中的可動位錯量也少。在此種情況下，不能實現(xiàn)DP鋼的特征即低屈服比。低溫相變相的硬度依賴于奧氏體中的碳濃度。如果碳在奧氏體中的分配過度不均勻，則低溫相變相的硬度的變動增大，隨之屈服強度或拉伸凸緣成形性的變動也增大。因此，控制低溫相變相的硬度的變動幅度對于控制材質(zhì)變動是重要的。希望低溫相變相的粒徑微細，且大多是分散的。其理由是因拉伸凸緣成形時的空隙不發(fā)生在局部，因而是有利的，而且通過微細分散使得可動位錯向鐵素體中的導(dǎo)入變得均勻。低溫相變相的硬度比及其變動范圍、粒徑能夠通過退火工序中的加熱速度及冷卻速度進行控制。以下示出其考慮方法。
首先對加熱速度進行說明。在退火的加熱工序中，鐵碳化物的熔化和鐵素體的回復(fù)、再結(jié)晶在600°C附近以上發(fā)生，在700°C附近的Acl相變點以上則發(fā)生從鐵素體向奧氏體的相變。通過降低加熱速度可促進鐵碳化物的熔化，可謀求碳分布的均勻化。如果發(fā)生從鐵素體向奧氏體的相變，則可抑制鐵素體的再結(jié)晶。因此，通過限制從600°C到退火溫度為止的溫度區(qū)域的加熱速度，能夠控制再結(jié)晶率。通過退火溫度來決定鐵素體和奧氏體的分率，碳等在奧氏體中濃化。此外通過限制加熱速度和Ti添加量及熱軋中的卷取溫度，可控制鐵素體的再結(jié)晶，可將鐵素體與低溫相變相的硬度比保持在適當?shù)姆秶?。接著在退火后的冷卻中，對從退火溫度到650°C為止的溫度范圍比較快地進行冷卻，使相變的核生成點增多，使低溫相變相微細化。然后，通過對600°C 500°C的溫度范圍比較慢地進行冷卻，能夠減小通過鐵素體相變而分配的奧氏體中的碳量的變動。接著，對具體的限制條件的理由進行說明。首先對化學(xué)成分的限制進行說明。再有，只要不特別說明，“ ％ ”就意味是質(zhì)量％。C C是可提高鋼板強度的元素。可是，如果低于0. 05%則以馬氏體為主相的低溫相變相的硬度降低，因而難以確保780MPa以上的抗拉強度。另一方面，如果超過0. 1%則難確保點焊性。因此，將其范圍限定在0.05 0.1%。為了確實地得到其效果，下限值優(yōu)選為0. 06%,更優(yōu)選為0. 07%，如可能最好為0.075%。此外，上限值優(yōu)選為0. 095%，如可能最好為0. 09%。Si =Si是強化元素，對于提高鋼板的強度是有效的。但是，如果低于0. 1%則延伸率劣化導(dǎo)致的成形性下降變得顯著，此外如果超過1%則鍍敷的潤濕性下降。所以，將Si含量限制在0. I 1.0%的范圍。為了確實地得到其效果，下限值優(yōu)選為0.25%，更優(yōu)選為0. 3 %，如可能最好為0. 4 %。此外，上限值優(yōu)選為0.8%，如可能更優(yōu)選為0.6%，最好為0. 5%。在具有純輻射管式加熱爐的連續(xù)熱浸鍍鋅線中，最適合規(guī)定為0. 4 0. 5%。Mn =Mn是強化元素，對于提高鋼板強度是有效的。但是，如果低于2. 0%則難以得到780MPa以上的抗拉強度。相反如果增多則助長與P、S的共偏析，導(dǎo)致彎曲性及延伸擴孔性的顯著劣化，因而將2. 5%作為上限。為了確實地得到其效果，下限值優(yōu)選為2. 1%，更優(yōu)選為2.2%。上限值優(yōu)選為2.4%，更優(yōu)選為2.3%。Ti =Ti是通過抑制鐵素體晶粒生長導(dǎo)致細粒強化及位錯強化而有助于提高鋼板強度的重要元素。通過使主相即鐵素體硬質(zhì)化，使以強化相即馬氏體為主體的低溫相變相與鐵素體相的硬度差降低，可提高彎曲性及擴孔性。這些效果在Ti低于0. 01%時是得不到的，因而將下限值規(guī)定為0 . 01%。另一方面，如果含有超過0.05%，則碳氮化物的析出增多，成形性劣化，因而將上限值規(guī)定為0.05%。為了確實地得到其效果，下限值優(yōu)選為0.015%，更優(yōu)選為0.02 %。上限值優(yōu)選為0. 04%，更優(yōu)選為0. 03%。在將抗拉強度規(guī)定為780MPa以上，減小屈服強度的變動的情況下，最好將下限值限制在0. 02%，將上限值限制在0. 03%。Cr :Cr是強化元素，而且對于提高淬火性也是重要的，是奧氏體形成元素，因此對于在低溫下確保奧氏體分率是必需的元素。在低于0. 1%時得不到這些效果，因而將下限值規(guī)定為0. I %。相反，如果含有超過I %則強度過度地增加，因而將上限值規(guī)定為I %。優(yōu)選為0. 2 0. 8%，更優(yōu)選為0. 3 0. 7%。Al A1促進鐵素體的形成，提高延展性，因此也可以添加。此外，也可作為脫氧材料使用。其效果在低于0.02%時發(fā)揮不出來，因而將下限規(guī)定為0.02%。但是，過剩的添加則形成Al系的粗大夾雜物，成為表面缺陷或擴孔性劣化的原因。因而將Al添加量的上限規(guī)定為0.1%。優(yōu)選為0. 04 0. 09 %，更優(yōu)選為0. 05 0. 08 %。P :P有向鋼板的板厚中央部偏析的傾向，使焊接部脆化。因此越少越好，當然最好沒有。如果超過0. 03%，則焊接部的脆化顯著，因而將其適當?shù)姆秶薅ㄔ?. 03%以下。P的下限值沒有特別的限定，但要使其低于0. 0001質(zhì)量％，在經(jīng)濟上是不利的，因此優(yōu)選將此值作為下限值。也就是說，將作為不可避免的雜質(zhì)而容許的含量規(guī)定為0. 03%以下。S S對焊接性以及鑄造時及熱軋時的制造性產(chǎn)生不良影響。因此越少越好，當然最好沒有。因而，將其上限值規(guī)定為0.01質(zhì)量％以下。S的下限值沒有特別的限定，但要使其低于0. 0001%，在經(jīng)濟上是不利的，因此優(yōu)選將此值作為下限值。也就是說，將作為不可避免的雜質(zhì)而容許的含量規(guī)定為0. 01 %以下。N N形成粗大的氮化物，使彎曲性或擴孔性劣化，因此需要抑制添加量，當然最好沒有。這是因為如果N超過0. 01 %，此傾向變得顯著，因此將N含量的范圍規(guī)定為0. 01 %以下。加之，成為焊接時發(fā)生氣孔的原因，因此最好少一些。下限沒有特別的限定，雖可發(fā)揮本發(fā)明的效果，但要將N含量規(guī)定為低于0. 0005%，則導(dǎo)致制造成本的大幅度增加，因此這為實質(zhì)的下限。也就是說，將作為不可避免的雜質(zhì)而容許的含量規(guī)定為0.01%以下。Nb =Nb是通過抑制再結(jié)晶的效果、鐵素體細?；约拔龀鰪娀瘜﹁F素體相的強化有效的元素?？墒窃跓彳垥r的軋制中以及卷取工序或退火工序的加熱中作為NbC析出，影響析出強化及抑制再結(jié)晶，即使是固溶Nb的原狀,也因Solute dragging效應(yīng)而影響抑制再結(jié)晶，因而對強度的影響大，因此容易受制造工序的影響，成為材質(zhì)變動的要因，不希望添加。因而在本發(fā)明中不積極添加。即使存在也希望將其含量限制在0.0010%以下。該限制是因為即使在本來不添加的情況下，也要考慮到因利用廢鋼鐵而含有該元素的情況，最好將含量管理在限制范圍以下。也就是說，將作為不可避免的雜質(zhì)而容許的含量規(guī)定為
0.0010% 以下。V、W、Mo、Zr :這些碳化物形成元素與Ti、Nb相比較,具有不易形成析出物的特征。如果添加這些元素則每種元素的析出行為不同，碳化物析出對卷取溫度的依賴性、退火工序中對加熱速度的依賴性或?qū)ν嘶饻囟鹊囊蕾囆园l(fā)生變化，因此成為材質(zhì)變動的要因。因此不希望添加。因而在本發(fā)明中不積極添加V、W、Mo、Zr。即使存在也希望將各自的含量限制在0.0010%以下。該限制是因為即使在本來不添加的情況下，也要考慮到因利用廢鋼鐵而含有該元素的情況，最好將含量管理在限制范圍以下。也就是說，將各個元素作為不可避免的雜質(zhì)而容許的含量規(guī)定為0. 0010%以下。B B是使淬火性增加、同時對于抑制再結(jié)晶也具有效果的元素?？墒?，通過添加B使得熱軋鋼板的強度提高，冷軋性降低。此外為了抑制鐵素體的再結(jié)晶，需要提高退火溫度，希望不添加。因而在本發(fā)明中不積極添加。即使存在也希望將其含量限制在0.0001%以下。該限制是因為即使在本來不添加的情況下，也要考慮到因利用廢鋼鐵而含有該元素的情況，最好將含量管理在限制范圍以下。也就是說，將作為不可避免的雜質(zhì)而容許的含量規(guī)定為0. 0001%以下。Sn =Sn具有在熱浸鍍鋅時提高鍍敷密著性，并且促進合金化的效果。其效果在低于0. 0010%時發(fā)揮不出來，因此將下限規(guī)定為0. 0010%。此外，如果過度地添加則使板坯的熱加工性降低，因此將其上限規(guī)定為0. 1%以下。為了確實得到其效果，優(yōu)選將下限值規(guī)定為0. 002%，將上限值規(guī)定為0. 03%。而且更優(yōu)選將下限值規(guī)定為0. 005%，將上限值規(guī)定為0. 01%。作為其它元素，為了控制硫化物形態(tài)也可以添加Ca或REM。此外，作為不可避免的雜質(zhì)有時含有Ni、Cu等元素，但只要其含有不影響本發(fā)明的特性也可以含有。關(guān)于這些元素的含量，作為目標對于各個元素希望在0. 05%以下。接著對顯微組織的限定理由進行說明。鐵素體相分率為70 90%，剩余部分為含有馬氏體的低溫相變相。通過形成該比率，可確保780MPa以上的抗拉強度和規(guī)定的延展性。在鐵素體相分率低于70%時不能確保鐵素體提供的延展性。如果鐵素體相分率超過90%則因低溫相變相減少而使抗拉強度低于780MPa。鐵素體相分率優(yōu)選為75 88%，更優(yōu)選為80 85%。之所以在低溫相變相中含有馬氏體，是因為通過馬氏體相變可向鐵素體相中導(dǎo)入可動位錯，使屈服點降低，能夠確保屈服比在0. 7以下。低溫相變相最好微細且大量分散。因為由此不僅使拉伸凸緣成形性良好，而且可動位錯向鐵素體相中的導(dǎo)入也均勻。可是如果低溫相變相的平均粒徑低于0. Iy m，則可動位錯向鐵素體中的導(dǎo)入量小，屈服比超過0. 7。因此將低溫相變相的平均粒徑的下限規(guī)定為
0.1umo此外，在低溫相變相的平均粒徑過大時，拉伸凸緣成形性劣化，因而將其上限規(guī)定為I y m。為了確實得到上述效果，低溫相變相的平均粒徑更優(yōu)選為0. 4 0. 8 ii m的范圍，進一步優(yōu)選為0. 5 0. 7 ii m。再有，關(guān)于鐵素體相分率或低溫相變相的粒徑的測定方法，能夠基于后述的實施例中的[低溫相變相的平均粒徑]一項中所述的Lepera法進行測定。最好使鐵素體相與低溫相變相的平均納米硬度比(以低溫相變相的平均納米硬度/鐵素體相的平均納米硬度來定義。納米硬度在距離鋼板表面為板厚的I / 4左右的深度位置進行測定)在I. 5 3. O。如果硬度比超過3.0，則拉伸凸緣成形性劣化。此外在硬度比低于I. 5時，碳向低溫相變相的濃縮不充分，馬氏體相變的體積膨脹導(dǎo)致的可動位錯向鐵素體中的導(dǎo)入不充分。因此，不能確保作為DP鋼的特征的低屈服比。平均納米硬度比 的下限更優(yōu)選為I. 7，進一步優(yōu)選為I. 9。此外，平均納米硬度比的上限更優(yōu)選為2. 8，進一步優(yōu)選為2. 5。
所謂納米硬度，是采用JIS Z 2255中規(guī)定的三角錐形壓頭的超微小負荷硬度，其測定載荷為lmN。納米硬度有時因測定加重而變動。在本發(fā)明鋼的情況下，關(guān)于測定加重，根據(jù)低溫相變相的粒徑與壓痕的關(guān)系，ImN為最佳，由按該載荷測定的值來規(guī)定。平均納米硬度從最低30點以上的測定結(jié)果求出，最好為100點左右。關(guān)于以往的復(fù)合組織鋼，上述專利文獻6、專利文獻7中公開了維氏硬度的硬度比的結(jié)果?？墒牵绫景l(fā)明所述，關(guān)于微細組織間的納米硬度比對拉伸凸緣成形性的影響沒有任何公開。在維氏硬度時，在將壓頭卸載后根據(jù)其壓痕的尺寸進行測定，但在納米硬度時，通過負荷狀態(tài)下的壓頭的侵入深度求出硬度。因此，其特征是看不到維氏硬度的測定中產(chǎn)生的彈性回復(fù)導(dǎo)致的變形。也就是說，納米硬度和維氏硬度的測定方法明顯不同。因此，可以說首次弄清楚了在微細組織的復(fù)合組織鋼中，鐵素體相與低溫相變相的納米硬度比對拉伸凸緣成形性的影響。 這里，得知如果在低溫相變相的納米硬度測定點的80%以上，其納米硬度在鐵素體相的平均納米硬度的I 5倍的范圍內(nèi)，則拉伸凸緣成形性不會劣化。換句話講，如果在低溫相變相的納米硬度測定點的20%以上，其納米硬度超過鐵素體相的平均納米硬度的5倍，則導(dǎo)入該低溫相變相附近的鐵素體中的可動位錯的密度提高，屈服強度的變動增大。因而規(guī)定為在低溫相變相的納米硬度測定點的80%以上，其納米硬度為鐵素體相的平均納米硬度的5倍以下。此外，當?shù)蜏叵嘧兿嗟募{米硬度測定點的20%以上低于鐵素體相的平均納米硬度的I倍時，在該低溫相變相附近，馬氏體相變中的體積膨脹減少，導(dǎo)入鐵素體中的可動位錯減小。在此種情況下，屈服強度的變動也增大。因而，規(guī)定為在低溫相變相的納米硬度的測定點的80%以上，其納米硬度為鐵素體相的平均納米硬度的I倍以上。在將抗拉強度規(guī)定為780MPa以上、減小屈服強度的變動時，可以規(guī)定為90%以上。希望優(yōu)選規(guī)定為92%以上。再有，低溫相變相的納米硬度測定希望在至少10點以上進行，如可能希望在20點以上進行。接著對拉伸特性的限制進行說明。之所以將屈服比規(guī)定為0. 7以下，是因為在形成上述成分和顯微組織時成為DP鋼，是顯示作為DP鋼的特征即低屈服比的條件。在對按同一成分鑄造的10塊板坯在易退火溫度區(qū)進行退火的上述[2]的條件下制造熱浸鍍鋅鋼板，將10塊鋼板的屈服強度的最大值與最小值的差定義為屈服強度的變動。在采用上述[I]的化學(xué)成分和顯微組織時，此值最好為60MPa以下。關(guān)于抗拉強度，通過形成上述[I]所述的化學(xué)成分和上述的顯微組織，能夠得到780MPa以上的抗拉強度。熱浸鍍鋅可以是通常的熱浸鍍鋅，也可以是合金化熱浸鍍鋅。上述[I]所述的熱浸鍍鋅鋼板只要其化學(xué)成分和顯微組織的特征在上述[I]所示的范圍，用怎樣的制造方法制造都可以?？墒?，如果采用上述[2]所述的制造方法，則容易制造。以下對其制造方法進行說明。首先，對熱軋的條件進行說明。將板坯加熱溫度規(guī)定為1000 1350°C。這是因為在低于1000°C時軋制載荷高，且由于到精軋之前的溫度下降而不能確保規(guī)定的精軋溫度。此外是因為在超過1350°C時，大量產(chǎn)生氧化鐵皮，成為鱗皮疤的原因。
之所以將精軋溫度規(guī)定為Ar3以上，是因為在將精軋溫度規(guī)定為比此溫度低的溫度時，軋制中發(fā)生相變，軋制載荷變動大，成為軋廢的原因。此外，在產(chǎn)生相變的地方，粒徑變得粗大，冷軋退火后的顯微組織不均勻，成為材質(zhì)變動的原因。之所以將卷取溫度規(guī)定為600°C以下，是因為通過規(guī)定為該溫度以下，碳化物形成元素即Ti以固溶狀態(tài)原狀殘存，有助于組織微細化及位錯強化。此外還具有熱軋板強度在卷長度方向的材質(zhì)變動減小、冷軋時的板厚變動也減小的效果。另外，在超過600°C的卷取溫度時生成粗大的碳化物，退火中碳化物難 以向奧氏體熔化，因此納米硬度比下降，不能實現(xiàn)本發(fā)明鋼的低屈服比。將冷軋的總軋制率(以下將冷軋的總軋制率簡稱為軋制率。)規(guī)定為30 70%，將每I道次的壓下率規(guī)定為30%以下。在軋制率低于30%時，退火后的組織變得粗大，不能確保上述[I]所示的對低溫相變相的粒徑的限制，因此將下限規(guī)定為30%。此外，在軋制率超過70%時，再結(jié)晶的驅(qū)動力增大，促進再結(jié)晶，因此難以確保未再結(jié)晶鐵素體，使強度下降，因此將上限規(guī)定為70%。此外，在每I道次的壓下率超過30%時，稀稀拉拉地形成強固的剪切帶，剪切帶附近的應(yīng)變增大，因此鋼板內(nèi)的應(yīng)變分布不均勻。因退火時應(yīng)變高的區(qū)域的鐵素體粒徑減小而使鋼板內(nèi)部的組織的均勻性降低。另外，粒徑小的鐵素體由于晶粒生長的驅(qū)動力高，所以其大小較強地受退火溫度的影響，制造時的屈服強度的變動增大。因而，只要將每I道次的壓下率規(guī)定為30%以下，就能夠抑制生成強固的剪切帶，可使鋼板內(nèi)的應(yīng)變的蓄積均勻化。每I道次的壓下率優(yōu)選為25%以下，更優(yōu)選為20%以下，進一步優(yōu)選為15%以下，如此可使應(yīng)變的蓄積更加均勻化。退火優(yōu)選在連續(xù)熱浸鍍鋅線中進行。下面就對此時的溫度控制的限制進行說明。關(guān)于加熱速度，可以在至少從600°C到后述的退火溫度為止的溫度范圍規(guī)定為平均加熱速度0. 5 6°C /秒,最好規(guī)定為0. 5 4°C /秒。作為平均加熱速度，采用從退火溫度減去600°C所得到的值除以從600°C到退火溫度為止所用的時間(=(退火溫度一6000C) / (從600°C到退火溫度為止的所需時間))。在平均加熱速度高的情況下，鐵碳化物熔化的時間不足，鋼板中的碳的分布不均勻。此外鐵素體的再結(jié)晶也不充分，因而強度過大，強度延展性平衡降低。因而，將其上限的加熱速度規(guī)定為6°C /秒、希望規(guī)定為4°C /秒。此外在加熱速度低于0. 5°C /秒時，因鐵素體的晶粒生長進展而不能期待細粒強化的效果，強度不足，此外過度地需要退火線長度，因此是不經(jīng)濟的，所以將下限規(guī)定為0.5°C /秒。關(guān)于退火，規(guī)定為在退火溫度720V以上且在850°C或Ac3溫度中較低的一方的溫度以下的溫度范圍、希望在740以上且在800 °C或Ac3溫度中較低的一方的溫度以下的溫度范圍中保持IOs以上。在退火溫度低于720°C時，奧氏體量不充分，抗拉強度低于780MPa，此外以馬氏體為主相的低溫相變相的硬度也增高，不能滿足上述[I]的范圍。因此，將下限規(guī)定為720°C。此外通過將退火溫度的下限規(guī)定為740°C可確保充分的奧氏體分率，強度延展性平衡及拉伸凸緣成形性良好。另一方面，過度的高溫加熱不僅導(dǎo)致成本上升，在經(jīng)濟上不優(yōu)選，而且誘發(fā)高溫板材穿爐時的板形變差，或使輥的壽命降低的故障，因此將最高加熱溫度的上限規(guī)定為850°C或Ac3溫度中較低的一方的溫度。此外在退火溫度超過850°C時，產(chǎn)生于鋼板表面的氧化物被爐底輥拾起，有時它們在鋼板上產(chǎn)生擦傷，發(fā)生凹痕疤。此外，在本發(fā)明中，通過添加Ti，即使在比Ac3溫度低的低溫下也能夠再結(jié)晶，因而不需要提高到Ac3以上的溫度(參照圖I)。因而，希望將退火溫度的上限規(guī)定為850°C或Ac3溫度中較低的一方的溫度，更希望規(guī)定為800°C或Ac3溫度中較低的一方的溫度。關(guān)于該溫度區(qū)的熱處理時間，為了熔化鐵碳化物，需要10秒以上的熱處理。在比該時間短時，不僅低溫相變相的硬度變動增大，而且其粒徑也過度地微細。另一方面，如果熱處理時間超過600秒則導(dǎo)致成本上升，因此經(jīng)濟上是不優(yōu)選的。關(guān)于冷卻條件，規(guī)定為在至少從退火溫度到650°C為止的溫度范圍以冷卻速度50C /秒以上、希望以TC /秒以上進行冷卻，在至少從600°C到500°C為止的溫度范圍以冷卻速度3°c /秒以下、希望以2V /秒以下進行冷卻。首先，通過加快從退火溫度到650°C為止的溫度范圍的冷卻速度，可抑制650°C以上的鐵素體相變。推測通過使鐵素體過冷,鐵素體相變的核生成點增多,鐵素體微細化,殘存于其晶界的奧氏體的粒徑也被微細化。如果將該冷卻速度規(guī)定為低于5°C /秒，則在高溫下產(chǎn)生鐵素體相變，其結(jié)果是，不能滿足上述[I]所示的對低溫相變相的平均粒徑的限制，拉伸凸緣性劣化。因此將下限規(guī)定為5°C /秒。通過將該冷卻速度規(guī)定為7V /秒，能夠穩(wěn)定地得到微細化的低溫相變相，因此希望將冷卻速度規(guī)定為7V /秒以上。此外，之所以將從600°C到500°C為止的溫度范圍中的冷卻速度規(guī)定為相對地低速，是因為可促進在該溫度區(qū)產(chǎn)生的鐵素體相變，使?jié)饪s在奧氏體中的碳量均勻化。在該溫度范圍的平均冷卻速度超過3°C /秒時，低溫相變相的納米硬度相對于鐵素體的平均納米硬度的比例不能滿足上述[I]中的限制范圍，因此將其上限規(guī)定為3°C /秒。希望在規(guī)定為20C /秒時，低溫相變相的納米硬度的變動減小，屈服強度的變動也減小。在按上述條件進行了冷卻后，穿過熱浸鍍鋅液，通過氣體摩擦接觸調(diào)整單位面積重量。根據(jù)情況，在其后通過合金化爐，進行使基底金屬向鍍鋅層擴散的合金化處理。合金化爐的溫度可根據(jù)生產(chǎn)線速度進行調(diào)整，只要選擇合金化完成的溫度就可以，該溫度通常為460 600°C的范圍。在460°C以下時合金化速度慢，生產(chǎn)性差。此外如果超過600°C則產(chǎn)生鐵素體-珠光體相變,使特性惡化。然后，經(jīng)由光整冷軋軋制及張力平整機等形狀矯正工序，完成制品。光整冷軋的壓下率優(yōu)選0. I I. 5%的范圍。在低于0. 1%時效果小，而且也難控制，因此其成為下限。如果超過I. 5%則生產(chǎn)性顯著下降，因此將此作為上限。光整冷軋最好在線進行，但也可以離線進行。此外，可以只一次進行目標壓下率的光整冷軋，也可以分幾次進行。此外，也可以進行修整等。退火爐的形式可以使用NOF-RF形式或純輻射管式爐形式等中的任一形式。此外，為了控制鍍敷性也可以調(diào)整露點或氣氛成分等。此外，也可以在連續(xù)熱浸鍍鋅線前為改善鍍敷性而實施電鍍Ni等。此外，鍍后為了賦予耐蝕性等特性也可以實施各種后處理。實施例接著，通過實施例對本發(fā)明進行詳細說明。(實施例I)、
作為具有表I所示的化學(xué)成分的板坯采用符號A AQ，在表2所示的板坯加熱溫度、精軋溫度下進行熱軋，在通過水冷帶水冷后，在表2所示的溫度下進行卷取處理。精軋溫度都在Ar3點以上。在將熱軋板酸洗后進行冷軋，形成冷軋板。熱軋板厚度、冷軋率及冷軋板厚度見表2。然后，用連續(xù)合金化熱浸鍍鋅設(shè)備，實施熱處理和熱浸鍍鋅處理。關(guān)于實施熱浸鍍鋅的鋼板，按表2所示的從600°C到退火溫度為止的平均加熱速度、退火溫度和保持時間、從退火溫度到650°C為止的平均冷卻速度、從600°C到500°C為止的平均冷卻速度進行板材穿爐。在穿過鍍鋅液后直到室溫為止都以10°C /秒的冷卻速度冷卻到室溫，然后以0. 3%的壓下率進行光整冷軋。此外，對按同一條件制造的冷軋鋼板在同一條件下進行退火，在鋼板穿過鍍鋅液后，使鋼板穿過合金化爐，如此進行合金化處理。合金化處理溫度根據(jù)生產(chǎn)線速度選擇460°C 600°C的范圍內(nèi)的溫度。在合金化處理后，直到室溫為止都以10°C /秒的冷卻速度冷卻到室溫，然后以0. 3 %的壓下率進行光整冷軋。作為單位面積重量，兩面都大約為50g / m2。對得到的熱浸鍍鋅鋼板進行拉伸試驗，測定YS (屈服強度)、TS (抗拉強度)、El(延伸率)。再有，利用0. 2%補償法(off-set method)測定了屈服強度。關(guān)于拉伸試驗,從
1.4mm厚的鋼板中在與軋制方向成直角的方向采取JIS 5號試驗片，評價拉伸特性。根據(jù)這些測定值，對以下的各特性進行了評價，其結(jié)果見表2。[抗拉強度(應(yīng)力)(TS)]關(guān)于抗拉強度，將780MPa以上時表示為〇，將低于780MPa時表示為X，結(jié)果見表2。[屈服比]關(guān)于屈服比，將0.7以下時表示為〇，將超過0.7時表示為X，結(jié)果見表2。只要在0.7以上就可以。[強度延展性平衡]求出強度延展性平衡(TSXE1 [MPa %])作為沖壓成形性的指標，結(jié)果見表2。以下示出凡例。只要在14000以上就可以?！?16000 以上、〇15000以上且低于16000、A =14000 以上且低于 15000、X :低于 14000。[屈服強度的變動]接著，為了評價屈服強度的變動，使退火溫度變化，制造了熱浸鍍鋅鋼板和合金化熱浸鍍鋅鋼板。也就是說，對以下兩種情況進行了試驗，即將按同一成分鑄造的板坯在同一熱軋條件、冷軋條件制作成原板，在退火工序中使加熱和冷卻條件相同，使退火溫度在720 800°C的范圍內(nèi)變動，在板穿過鍍液后，在直到室溫為止都以10°C /秒的冷卻速度冷卻到室溫以后，以0. 3%的壓下率進行光整冷軋的情況；和在實施了合金化處理后，在直到室溫為止都以10°C /秒的冷卻速度冷卻到室溫以后，以0. 3%的壓下率進行光整冷軋的情 況。對這些鋼板的拉伸特性進行了評價。此時，對720 730°C、730 740°C、740 750°C、750 760°C、760 770°C、770 780°C、780 790°C、790 800°C 中的各個范圍，測定了
2點以上。希望最好為3點以上的測定數(shù)據(jù)。在本實施例中，采用多卷，各自使退火溫度變化地進行了測定。也可以采用一卷，使退火溫度變化地進行測定。以下示出屈服強度的變動的凡例。只要在60MPa以下就可以◎:將退火溫度的范圍規(guī)定為720 800°C時的屈服強度的最大值與最小值的差在40MPa以下、〇將退火溫度的范圍規(guī)定為720 800°C時的屈服強度的最大值與最小值的差超過40MPa且在60MPa以下、X :將退火溫度的范圍規(guī)定為720 800°C時的屈服強度的最大值與最小值的差超過60MPa的情況。其結(jié)果見表2。[低溫相變相的平均粒徑]關(guān)于顯微組織，在研磨了板厚斷面以后，利用L印era法進行腐蝕，以1000倍的倍率用金屬顯微鏡進行了觀察。在Lepera腐蝕中使軟質(zhì)的鐵素體相著色，使硬質(zhì)的低溫相變相仍以白色殘存。由此求出鐵素體相的分率及低溫相變相的平均粒徑。關(guān)于平均粒徑，采用長度為I. 5 的正方形的格子，通過點計數(shù)求出低溫相變相的面積率。圖2中示出該組織照片和格子。計算的點的數(shù)量為200點。此外，計算按點計數(shù)求出面積率的區(qū)域中所含的低溫相變相的個數(shù)，從面積率和個數(shù)計算晶粒為圓形時的平均直徑。其結(jié)果見表2。[強度擴孔平衡]強度擴孔平衡通過拉伸凸緣成形性進行了評價。關(guān)于拉伸凸緣成形性，通過鋼鐵聯(lián)盟標準JFS T1001-1996中所示的擴孔試驗，采用擴孔值\進行了評價。在此種情況下也求出強度-擴孔值平衡(TSX X [MPa- %])，作為拉伸凸緣成形性的指標，結(jié)果見表2。以下示出凡例。只要在20000以上就可以?！?24000 以上、〇22000以上且低于24000、A =20000 以上且低于 22000、X :低于 20000。[納米硬度的變動]關(guān)于納米硬度，按照JIS Z 2255中規(guī)定的超微小負荷硬度方法進行了測定，將其測定載荷規(guī)定為lmN。就平均納米硬度進行了 100點的測定。關(guān)于鐵素體硬度、低溫相變相硬度，都在切斷鋼板研磨了該板厚斷面后，通過電解腐蝕顯現(xiàn)顯微組織，通過SPM像的觀察判別了鐵素體相和低溫相變相，測定了納米硬度。關(guān)于低溫相變相的納米硬度的變動，根據(jù)低溫相變相包含在鐵素體相的平均硬度的I 5倍的范圍內(nèi)的比例進行了判定，其結(jié)果見表2。以下示出凡例。只要在80%以上就可以?！?:100 %、〇90%以上且低于100%、A :80%以上且低于90%、X :低于 80%。[點焊性]
點焊性按以下條件進行了評價。電極(圓頂型):頂端直徑emmet、加壓力4. 3kN、焊接電流噴濺發(fā)生臨前的電流(CE)kA及(CE + I. 5)kA、焊接時間15個循環(huán)、保持時間10個循環(huán)。焊接后，按照JIS Z 3137進行十字拉伸試驗。將焊接電流為(CE) kA的焊接進行10次，將其中的最低值規(guī)定為CTS(CE)。與此相對應(yīng)，將焊接電流為噴濺發(fā)生區(qū)域即(CE +
I.5) kA的焊接進行10次時的CTS的最低值規(guī)定為CTS (CE + I. 5)。通過這些值的比(=CTS (CE+1.5)/CTS (CE))按以下進行了評價。只要在0.7以上就可以。0:0. 8 以上、A :0. 7以上且低于0.8、X :低于 0.7。[鍍敷性][合金化反應(yīng)性]鍍敷性、合金化反應(yīng)分別按以下進行了評價。表示鍍敷性的凡例如下。〇無鍍不上、A :鍍不上有一些、X :鍍不上有多處。表示合金化反應(yīng)性的凡例如下。〇表面外觀無合金化不均、A :表面外觀有一些合金化不均、X :表面外觀有多處合金化不均。上述結(jié)果見表2。只要哪個都不為X就無問題。由匯總結(jié)果的表2得知本發(fā)明的所有鋼板的成形性、焊接性、鍍敷性都優(yōu)良，材質(zhì)變動小。(實施例2)作為具有表I所示的化學(xué)成分的板坯采用符號AR BA，與實施例I同樣地按表2所示的制造條件制造合金化熱浸鍍鋅鋼板。再有，熱軋時的精軋溫度都為Ar3點以上。通過該實驗研究了添加Sn對鍍鋅合金化的影響。作為評價方法，通過沒有添加Sn的實驗號碼44、49，求出采用連續(xù)熱浸鍍鋅線，在按表2所示的退火條件穿爐以后，穿過鍍鋅液，合金化充分產(chǎn)生的最低溫度。然后，進行實驗號碼45 48、50 53，探索合金化充分產(chǎn)生的最低溫度，求出與通過實驗號碼44、49求出的最低溫度的差。其結(jié)果一并示于表2中。由此得知通過添加Sn可促進合金化。但是，在將Sn添加量規(guī)定為限制范圍以上的實驗號碼48、53中，在熱軋板發(fā)生疤痕。此外，還進行了實施例I中進行的其它評價，評價結(jié)果見表2所示。由此得知本發(fā)明的所有鋼板的成形性、焊接性、鍍敷性都優(yōu)良，材質(zhì)變動小。(實施例3)作為具有表I所不的化學(xué)成分的板還米用符號A、C、H,與實施例I同樣地按表2所示的制造條件制造了熱浸鍍鋅鋼板及合金化熱浸鍍鋅鋼板，進行與實施例I同樣的評價。再有，熱軋時的精軋溫度都在Ar3點以上。通過該實驗研究了鋼板制造條件的影響。評價結(jié)果見表2。由此得知本發(fā)明的所有鋼板的成形性、焊接性、鍍敷性都優(yōu)良，材質(zhì)變動小。
權(quán)利要求
1.一種高強度熱浸鍍鋅鋼板，其特征在于 作為鋼的成分，以質(zhì)量％計含有，C :0· 05 O. 1%、Si 0. I I. 0%,Mn 2. O 2. 5%、Al 0. 02 O. 1%、Ti :0. 01 O. 05%,Cr 0. I I. 0%,Sn :0. 0010 ~ O. 1%, 剩余部分包含F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)； 作為顯微組織，鐵素體相分率為70 90%、剩余部分為含有馬氏體的低溫相變相； 低溫相變相的平均粒徑為O. I I μ m ; 鐵素體相與低溫相變相的平均納米硬度比為I. 5 3. O ; 低溫相變相的納米硬度在測定點的80%以上處于鐵素體相的平均納米硬度的I 5倍之內(nèi)。
2.一種高強度熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于在將具有權(quán)利要求I所述的鋼成分的板坯加熱至1000 1350°C后，在精軋溫度Ar3以上熱軋后，在600°C以下卷取，實施酸洗，以軋制率30 70%進行冷軋，然后在進行將720V以上且850°C或Ac3溫度中的任一個較低的溫度以下的溫度作為退火溫度的熱處理時，在至少從600°C到退火溫度為止的溫度范圍以O(shè). 5°C /秒以上且6°C /秒以下的加熱速度進行加熱，在退火溫度下保持10秒以上，然后在至少從退火溫度到650°C為止的溫度范圍以5°C /秒以上的冷卻速度進行冷卻，進而在至少從600°C到500°C為止的溫度范圍以3°C /秒以下的冷卻速度進行冷卻，然后實施熱浸鍍鋅或合金化熱浸鍍鋅。
全文摘要
本發(fā)明提供一種制造時的材質(zhì)變動小、成形性優(yōu)良的高強度熱浸鍍鋅鋼板。通過取代添加Nb或B而控制Ti添加量，即使在連續(xù)退火工序中在一般的退火溫度即720℃以上且在800℃或Ac3溫度中的任一個較低的溫度以下的溫度范圍即易退火溫度區(qū)進行退火，也能夠得到使再結(jié)晶、晶粒生長延遲的效果。此外，通過控制軋制及熱處理條件，在鐵素體和低溫相變相的復(fù)合組織鋼中，能夠?qū)﹁F素體相率、低溫相變相的粒徑、鐵素體相與低溫相變相的納米硬度的平均值的比和低溫相變相的硬度的變動進行控制，得到材質(zhì)變動小、成形性優(yōu)良的高強度熱浸鍍鋅鋼板。
文檔編號C21D9/46GK102639738SQ201180004821
公開日2012年8月15日 申請日期2011年3月31日 優(yōu)先權(quán)日2010年3月31日
發(fā)明者廣渡淳, 楠見和久, 江口晴彥, 竹田健悟, 藤井慎太郎 申請人:新日本制鐵株式會社