深拉性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明提供TS≥440MP、平均r值≥1.30、r值的面內(nèi)各向異性(Δr)以絕對(duì)值計(jì)為0.20以下的深拉性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。所述深拉性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，具有如下成分組成：以質(zhì)量%計(jì)含有C：0.010%以上且0.04%以下、Si：超過(guò)1.0%且在1.5%以下、Mn：1.0%以上且3.0%以下、P：0.005%以上且0.1%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.005%以上且0.5%以下、N：0.01%以下、Nb：0.010%以上且低于0.05%、Ti：0.015%以上且0.120%以下，并且滿足(Nb/93)/(C/12)<0.20、0.005<C*≤0.020，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，鋼板組織以面積率計(jì)具有80%以上的鐵素體和3%以上的馬氏體。C*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}。
【專利說(shuō)明】深拉性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及深拉性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法，所述高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板為在汽車用鋼板等用途中有用的拉伸強(qiáng)度(TS)為440MPa以上的高強(qiáng)度鋼板，且具有高r值(平均r值≥1.30)，并且r值的面內(nèi)各向異性(Ar)以絕對(duì)值計(jì)低至0.20以下。
【背景技術(shù)】
[0002]近年來(lái)，從保護(hù)地球環(huán)境的觀點(diǎn)出發(fā)，為了限制CO2的排放量，要求改善汽車的燃料效率(車身輕量化)。此外，為了確保碰撞時(shí)乘客的安全，也要求提高以汽車車身的碰撞特性為中心的安全性。為了同時(shí)滿足汽車車身的輕量化和安全性的提高，在剛性不成為問(wèn)題的范圍內(nèi)使原材高強(qiáng)度化、通過(guò)減小板厚而進(jìn)行輕量化可以說(shuō)是有效的，最近，高強(qiáng)度鋼板被積極用于汽車部件。所使用的鋼板的強(qiáng)度越高，輕量化效果越大，因此，在汽車業(yè)界，例如，作為內(nèi)板及外板用的面板用材料，傾向于使用TS為440MPa以上的鋼板。 [0003]另一方面，以鋼板作為原材的汽車部件多數(shù)通過(guò)沖壓加工來(lái)成形，因此，要求汽車用鋼板具有優(yōu)良的沖壓成形性。然而，高強(qiáng)度鋼板與通常的軟鋼板相比，成形性、特別是深拉性大幅變差，因此，作為推進(jìn)汽車的輕量化方面的課題，對(duì)TS ≥ 440MPa、更優(yōu)選TS≥500MPa、進(jìn)一步優(yōu)選TS≥590MPa并且兼具良好的深拉成形性的鋼板的要求增高，要求以作為深拉性的評(píng)價(jià)指標(biāo)的蘭克福特值(以下為r值)計(jì)平均r值> 1.30這樣的高r值的高強(qiáng)度鋼板。
[0004]另外，根據(jù)應(yīng)用部件，即使為相同的平均r值，其面內(nèi)各向異性小也會(huì)有助于成形性的提高，因此，也要求面內(nèi)各向異性的降低。
[0005]作為在具有高r值的同時(shí)進(jìn)行高強(qiáng)度化的方法，例如，專利文獻(xiàn)I中公開(kāi)了如下方法:在極低碳鋼板中，添加將固溶在鋼中的碳和氮固定的T1、Nb，以IF(無(wú)間隙原子，Interstitial atom free)化的鋼為基體添加S1、Mn、P等固溶強(qiáng)化元素。
[0006]然而，在以這樣的極低碳鋼作為原材、添加固溶強(qiáng)化元素的技術(shù)中，希望制造TS為440MPa以上或500MPa以上、590MPa以上的高強(qiáng)度鋼板時(shí)，合金元素的添加量增多，例如，如果Si的添加量增多，則在連續(xù)退火中富集于表面，與氣氛中存在的微量的水蒸氣反應(yīng)，在鋼板表面上形成Si系的氧化物，使鍍層的潤(rùn)濕性變差，導(dǎo)致鍍層不均的發(fā)生，鍍層品質(zhì)顯著變差。另外，如果P的添加量增多，則P在晶界上發(fā)生偏析，使耐二次加工脆性變差，如果Mn的添加量增多，則r值降低，存在如實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度化那樣r值降低的問(wèn)題。
[0007]作為對(duì)鋼板進(jìn)行高強(qiáng)度化的方法，除了如上所述的固溶強(qiáng)化法以外，還有組織強(qiáng)化法。由軟質(zhì)的鐵素體和硬質(zhì)的馬氏體構(gòu)成的復(fù)合組織鋼板通常具有如下特征:延展性良好，具有優(yōu)良的強(qiáng)度-延展性平衡，并且屈服強(qiáng)度低。因此，沖壓成形性比較良好。然而，r值低，深拉性變差?？梢哉f(shuō)這是由于，除了存在結(jié)晶取向上對(duì)r值沒(méi)有幫助的馬氏體以外，馬氏體的形成所必須的固溶C會(huì)阻礙對(duì)高r值化有效的{111}再結(jié)晶織構(gòu)的形成。
[0008]作為改善這樣的復(fù)合組織鋼板的r值的技術(shù)，例如，專利文獻(xiàn)2中公開(kāi)了如下方法:在冷軋后，在再結(jié)晶溫度~Ac3相變點(diǎn)的溫度下進(jìn)行裝箱退火，然后，為了得到復(fù)合組織，加熱至700~800°C后，進(jìn)行淬火回火。另外，專利文獻(xiàn)3中公開(kāi)了一種高強(qiáng)度鋼板，其含有預(yù)定的C量，在組織中具有合計(jì)為3%以上的貝氏體、馬氏體、奧氏體中的一種以上，且平均r值為1.3以上。
[0009]然而，專利文獻(xiàn)2、3中記載的技術(shù)均分別需要進(jìn)行通過(guò)形成Al與N的團(tuán)簇、析出物而使織構(gòu)發(fā)達(dá)從而提高r值的退火和用于制作組織的熱處理，另外，退火工序中，以裝箱退火為基礎(chǔ)，需要進(jìn)行其保持時(shí)間為I小時(shí)以上的長(zhǎng)時(shí)間保持。由于裝箱退火是必要的，因此，與連續(xù)退火相比，處理時(shí)間長(zhǎng)，工序數(shù)增加，因而，效率和生產(chǎn)率非常差，從制造成本的觀點(diǎn)出發(fā)，不僅經(jīng)濟(jì)性差，而且在大量產(chǎn)生鋼板間的密合、產(chǎn)生回火色以及降低爐體內(nèi)蓋的壽命等制造工序方面存在大量問(wèn)題。
[0010]另外，專利文獻(xiàn)4中公開(kāi)了通過(guò)根據(jù)與C含量的關(guān)系實(shí)現(xiàn)V含量的優(yōu)化來(lái)改善復(fù)合組織鋼板的r值的技術(shù)。該技術(shù)中，在再結(jié)晶退火前使鋼中的C以V系碳化物的形式析出，盡量降低固溶C量，實(shí)現(xiàn)高r值化，接著，在α-Y的二相區(qū)域內(nèi)加熱，由此，使V系碳化物溶解，使C富集在Y中，在之后的冷卻過(guò)程中生成馬氏體，制造復(fù)合組織鋼板。[0011]然而，對(duì)于在二相區(qū)域退火中使V系碳化物溶解的方法而言，擔(dān)心會(huì)由于溶解速度的偏差而引起材質(zhì)變動(dòng)，因此，對(duì)于退火溫度和退火時(shí)間而言，需要高精度的管理，在實(shí)機(jī)制造中的穩(wěn)定性方面存在問(wèn)題。
[0012]另外，專利文獻(xiàn)5中公開(kāi)了如下技術(shù):C含量在0.010~0.050%的范圍內(nèi)，且以達(dá)到0.(Nb/93)/(C/12) <0.7的方式控制Nb含量和C含量，由此，同時(shí)實(shí)現(xiàn)高r值化和復(fù)合組織化。另外，這些技術(shù)中，在熱軋板的階段，使退火后形成馬氏體所必需的固溶C殘留，并且通過(guò)由Nb添加產(chǎn)生的熱軋板組織的微細(xì)化效果和由NbC的析出產(chǎn)生的固溶C量降低效果而實(shí)現(xiàn)高r值化。
[0013]然而，不僅Nb的成本非常高，而且Nb使奧氏體的再結(jié)晶顯著延遲，因此，存在熱軋時(shí)的負(fù)荷高的問(wèn)題。另外，在熱軋板中析出的NbC會(huì)增加冷軋時(shí)的變形阻力，因此，加大對(duì)輥的負(fù)荷，使故障發(fā)生的危險(xiǎn)性增大，并且生產(chǎn)率的降低、能夠制造的產(chǎn)品范圍的制約等也成為問(wèn)題。另外，根據(jù)本發(fā)明人的研究，該技術(shù)中，在Nb量和C量增高的情況下，雖然平均r值良好，但觀察到r值的面內(nèi)各向異性增大的傾向，高C成分范圍內(nèi)的r值的面內(nèi)各向異性的降低成為問(wèn)題。
[0014]另外，專利文獻(xiàn)6中公開(kāi)了如下技術(shù):對(duì)于C含量在0.035~0.05%的范圍內(nèi)且以(Nb/93)/(C/12)為0.15~0.45的方式控制了 Nb含量和C含量的鋼，將鋼坯加熱溫度控制為1000~1200°C，并且以滿足C量與Nb量所對(duì)應(yīng)的關(guān)系式的方式進(jìn)行控制，然后，冷軋后，在再結(jié)晶以下的高溫范圍內(nèi)緩慢加熱，使{111}再結(jié)晶織構(gòu)有效地發(fā)達(dá)，由此，得到平均r值> 1.2并且使其面內(nèi)各向異性降低后的高強(qiáng)度鋼板。另外，還公開(kāi)了使Nb含量、Ti含量、V含量以{(Nb/93) + (Ti*/48) + (V/51)} / (C/12)為0.15~0.45的方式進(jìn)行復(fù)合添加的技術(shù)。在此，Ti* = T1-1.5S-3.4N，在Ti* ( O的情況下，Ti* = O。
[0015]然而，專利文獻(xiàn)6記載的技術(shù)中，C含量高達(dá)0.035~0.05%，因此，滿足平均r值^ 1.2，但實(shí)施例中的平均r值最大為1.32，r值不一定良好，預(yù)測(cè)難以應(yīng)用于需要更高的r值的部位。另外，為了實(shí)現(xiàn)平均r值> 1.2，含有0.05%以上的價(jià)格非常高的Nb，因此成本高，另外，Nb使奧氏體的再結(jié)晶顯著延遲，因此，存在熱軋時(shí)的負(fù)荷高的問(wèn)題。另外，在熱軋板中析出的NbC會(huì)增加冷軋時(shí)的變形阻力，因此，生產(chǎn)率的降低、能夠制造的產(chǎn)品范圍的制約等也成為問(wèn)題。
[0016]現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0017]專利文獻(xiàn)
[0018]專利文獻(xiàn)1:日本特開(kāi)昭56-139654號(hào)公報(bào)
[0019]專利文獻(xiàn)2:日本特公昭55-10650號(hào)公報(bào)
[0020]專利文獻(xiàn)3:日本特開(kāi)2003-64444號(hào)公報(bào)
[0021]專利文獻(xiàn)4:日本特開(kāi)2002-226941號(hào)公報(bào)
[0022]專利文獻(xiàn)5:日本特開(kāi)2005-120467號(hào)公報(bào)
[0023]專利文獻(xiàn)6:日本特開(kāi)2008-174825號(hào)公報(bào)

【發(fā)明內(nèi)容】

[0024]發(fā)明所要解決的問(wèn)題
[0025]在對(duì)深拉性優(yōu)良的軟鋼板進(jìn)行高強(qiáng)度化時(shí)，以往一直研究的利用固溶強(qiáng)化的高強(qiáng)度化的方法中，需要添加大量的合金元素，這在成本、鍍敷性品質(zhì)上存在問(wèn)題，另外，r值提高本身也存在問(wèn)題。另外，在有效利用組織強(qiáng)化的方法中，需要二次退火法，因此，存在制造工序上的問(wèn)題，雖然也公開(kāi)了有效利用VC的方法，但擔(dān)心會(huì)由于VC的溶解速度的偏差而引起材質(zhì)變動(dòng)，對(duì)于退火溫度和退火時(shí)間而言，需要高精度的管理，實(shí)機(jī)制造中的穩(wěn)定性方面也存在問(wèn)題。另外，雖然公開(kāi)了通過(guò)由Nb添加產(chǎn)生的熱軋板組織的微細(xì)化效果和由NbC的析出產(chǎn)生的固溶C量降低效果而實(shí)現(xiàn)高r值化的技術(shù)，但Nb不僅成本非常高，而且使奧氏體的再結(jié)晶顯著延遲，因此，熱軋時(shí)的負(fù)荷高，另外，在熱軋板中析出的NbC會(huì)增加冷軋時(shí)的變形阻力，因此，難以進(jìn)行穩(wěn)定的實(shí)機(jī)制造。
[0026]本發(fā)明的目的在于提供解決這樣的現(xiàn)有技術(shù)的問(wèn)題的、具有TS ^ 440MPa且平均r值≥1.30、并且r值的面內(nèi)各向異性(Ar)以絕對(duì)值計(jì)為0.20以下的、深拉性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法，其目的在于提供即使為TS ^ 500MPa、或者進(jìn)一步TS ^ 590MPa這樣的高強(qiáng)度、也可使平均r值> 1.30、并且其面內(nèi)各向異性小的、深拉性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。
[0027]用于解決問(wèn)題的方法
[0028]本發(fā)明中，為了解決如上所述的問(wèn)題，進(jìn)行了深入的研究，在不添加過(guò)量的合金元素、不使用特殊的設(shè)備的情況下，通過(guò)在C含量為0.010~0.04%的范圍內(nèi)利用與該C含量的關(guān)系限制Nb含量并且將未被Nb、Ti固定的C量(固溶C量)控制在滿足后述的關(guān)系式的范圍內(nèi)，成功地得到了平均r值為1.30以上、深拉性優(yōu)良且r值的面內(nèi)各向異性(Ar)以絕對(duì)值計(jì)小低至0.20以下的、具有含有鐵素體和馬氏體的鋼板組織的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板。
[0029]以下示出本發(fā)明的主旨。
[0030](I) 一種深拉性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，
[0031]具有如下成分組成:以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.010%以上且0.04%以下、S1:超過(guò)1.0%且在1.5%以下、Mn:1.0%以上且3.0%以下、P:0.005%以上且0.1%以下、S:
0.01% 以下、sol.Al:0.005% 以上且 0.5% 以下、N:0.01% 以下、Nb:0.010% 以上且低于0.05%、T1:0.015%以上且0.120%以下，并且鋼中的Nb和C的含量(質(zhì)量％ )滿足(Nb/93)/(C/12X0.20的關(guān)系，進(jìn)一步滿足0.005〈C* ( 0.020，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，
[0032]鋼板組織以面積率計(jì)具有80%以上的鐵素體和3%以上的馬氏體，拉伸強(qiáng)度為440MPa以上，平均r值為1.30以上且r值的面內(nèi)各向異性(Ar)以絕對(duì)值計(jì)為0.20以下，
[0033]其中，C*由 C* = C-(12/93)Nb-(12/48) {T1-(48/14)N-(48/32) S}表示，C、Nb、T1、N、S分別表示鋼中的各元素的含量(質(zhì)量％)。
[0034](2)如上述⑴所述的深拉性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在上述成分組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有合計(jì)為0.5%以下的Mo、Cr、V中的一種或兩種以上。
[0035](3)如上述⑴或⑵所述的深拉性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在上述成分組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有Cu:0.3%以下、N1:0.3%以下中的一種或兩種。
[0036](4)如上述(I)~(3)中任一項(xiàng)所述的深拉性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在上述成分組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有Sn:0.20%以下、Sb:0.20%以下中的一種或兩種。
[0037](5)如上述 (I)~(4)中任一項(xiàng)所述的深拉性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在上述成分組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有Ta:0.01~0.10%，并且代替上述C*而以下述C*滿足0.005〈C* ( 0.020的方式含有，
[0038]其中，C*由 C* = C-(12/93) Nb- (12/181) Ta- (12/48) {T1-(48/14) N- (48/32) S}表示，C、Nb、Ta、T1、N、S分別表示鋼中的各元素的含量(質(zhì)量％ )。
[0039](6) 一種深拉性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，對(duì)具有上述
(I)~(5)中任一項(xiàng)所述的成分組成的鋼進(jìn)行熱軋、冷軋后，在700~800°C的溫度范圍內(nèi)以低于3°C/s的平均加熱速度加熱，在800~950°C的退火溫度下退火，從上述退火溫度開(kāi)始以3~15°C /s的平均冷卻速度冷卻，并浸潰到鍍鋅浴中實(shí)施熱鍍鋅，在上述熱鍍鋅后，以5~100°C /s的平均冷卻速度冷卻，或者，在上述熱鍍鋅后，進(jìn)一步實(shí)施鋅鍍層的合金化處理，在上述合金化處理后，以5~100°C /s的平均冷卻速度冷卻。
[0040](7)如上述(6)所述的深拉性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在上述熱軋的精軋結(jié)束后，在3秒以內(nèi)開(kāi)始冷卻，以40°C /s以上的平均冷卻速度冷卻至720°C，在超過(guò)600°C且在700°C以下的卷取溫度下卷取，并且使上述冷軋的軋制率為50%以上。
[0041]發(fā)明效果
[0042]根據(jù)本發(fā)明，通過(guò)在C含量為0.010~0.04%的范圍內(nèi)以滿足上述關(guān)系式的方式限制Nb含量和C含量并且將未被Nb、Ti固定的C量(固溶C量；C*)控制在滿足上述關(guān)系式的范圍內(nèi)，使{111}再結(jié)晶織構(gòu)發(fā)達(dá)，確保平均r值> 1.30，并且將r值的面內(nèi)各向異性(Ar)以絕對(duì)值計(jì)降低至0.20以下，進(jìn)而，通過(guò)形成為含有鐵素體和馬氏體的鋼板組織，能夠?qū)崿F(xiàn)良好的深拉性和TS440MPa以上的高強(qiáng)度化。
【具體實(shí)施方式】
[0043]以下，對(duì)本發(fā)明詳細(xì)進(jìn)行說(shuō)明。
[0044]首先，對(duì)鋼的成分組成進(jìn)行說(shuō)明。需要說(shuō)明的是，表示成分的量的％只要沒(méi)有特別說(shuō)明，則是指質(zhì)量％。[0045]C:0.010% 以上且 0.04% 以下
[0046]C是形成馬氏體、有助于強(qiáng)度上升的元素。C量低于0.010%時(shí)，難以形成馬氏體，無(wú)法確保期望的馬氏體百分率，得不到440MPa以上的強(qiáng)度。另一方面，C量超過(guò)0.04%時(shí)，馬氏體的面積率增加至必要以上，鐵素體的面積率降低，不僅得不到良好的r值(平均r值≥1.30)，而且得不到良好的r值的面內(nèi)各向異性(| Δr|≤0.20)。因此，C量設(shè)定為0.010%以上且0.04%以下，為了得到更良好的r值(平均r值≥1.35)，C量?jī)?yōu)選為
0.010%以上且低于0.035%。需要說(shuō)明的是，為了得到TS≥500MPa, C量?jī)?yōu)選為0.015%以上，為了得到TS≥590MPa，優(yōu)選為0.020%以上。
[0047]S1:超過(guò)1.0%且在1.5%以下
[0048]Si促進(jìn)鐵素體相變,使未相變奧氏體中的C量上升,容易形成鐵素體與馬氏體的復(fù)合組織，此外還具有固溶強(qiáng)化的效果，是對(duì)高強(qiáng)度化有效的元素。為了得到該效果，需要含有超過(guò)1.0%。另一方面，Si超過(guò)1.5%含有時(shí)，在熱軋時(shí)產(chǎn)生紅氧化皮，使鍍敷后的表面外觀變差，另外，在連續(xù)退火中富集于表面，與氣氛中存在的微量的水蒸氣反應(yīng)，在鋼板表面上形成Si系氧化物，使鍍層的潤(rùn)濕性變差，導(dǎo)致鍍層不均的產(chǎn)生，鍍層品質(zhì)變差。因此，Si量設(shè)定為超過(guò)1.0%且在1.5%以下，優(yōu)選設(shè)定為超過(guò)1.0%且在1.4%以下。
[0049]Mn: 1.0 % 以上且 3.0 % 以下
[0050]Mn是對(duì)馬氏體的生成有效的元素,使淬透性提高,使馬氏體穩(wěn)定生成。Mn量低于1.0%時(shí)，難以形成馬氏體，無(wú)法確保預(yù)定的馬氏體的面積率，有時(shí)得不到440MPa以上的強(qiáng)度。因此，從確保強(qiáng)度的觀點(diǎn)出發(fā)，添加1.0%以上，優(yōu)選為1.2%以上，更優(yōu)選為1.5%以上。另一方面，添加超過(guò)3.0%的Mn時(shí)，不僅會(huì)導(dǎo)致鋼坯成本的增加，而且使r值以及焊接性變差，因此，Mn量的上限設(shè)定為3.0%。
[0051]P:0.005% 以上且 0.1 % 以下
[0052]P是固溶強(qiáng)化元素，是對(duì)高強(qiáng)度化有效的元素。然而，P含量低于0.005%時(shí)，不僅不會(huì)表現(xiàn)其效果，而且在煉鋼工序中導(dǎo)致脫磷成本的上升。因此，P量設(shè)定為0.005%以上，優(yōu)選為0.01%以上。另一方面，P量超過(guò)0.1%時(shí)，P在晶界發(fā)生偏析，使耐二次加工脆性以及焊接性變差。另外，在熱鍍鋅后的合金化處理時(shí)，抑制鍍層與鋼板的界面處的Fe從鋼板向鍍層中的擴(kuò)散，合金化處理性變差。因此，需要高溫下的合金化處理，所得到的鍍層容易產(chǎn)生粉化、碎屑等鍍層剝離。因此，P量設(shè)定為0.1%以下，優(yōu)選為0.06%以下，更優(yōu)選低于
0.035%。
[0053]S:0.01% 以下
[0054]S使熱加工性降低，提高鋼坯的熱裂紋敏感性，另外，在鋼中以MnS的形式存在，使鋼板的加工性變差。因此，S量設(shè)定為0.01%以下。
[0055]sol.Al:0.005% 以上且 0.5% 以下
[0056]Al是固溶強(qiáng)化元素，是對(duì)高強(qiáng)度化有效的元素。另外，Al作為脫氧元素具有使鋼中的夾雜物減少的作用。然而，sol.Al量低于0.005%時(shí)，不能穩(wěn)定地得到上述作用，因此設(shè)定為0.005%以上。另一方面，sol.Al量超過(guò)0.5%時(shí)，導(dǎo)致成本的增加，并且誘發(fā)表面缺陷，因此，將sol.Al量的上限設(shè)定為0.5%，優(yōu)選為0.1%。
[0057]N:0.01% 以下
[0058]N的含量越低越優(yōu)選。N量超過(guò)0.01%時(shí)，由于生成過(guò)量的氮化物而使延展性、韌性以及表面性狀變差。因此，N量設(shè)定為0.01%以下。
[0059]Nb:0.010% 以上且低于 0.05%
[0060] Nb在本發(fā)明中是重要的元素之一。Nb具有使熱軋板組織微細(xì)化的作用，并且通過(guò)在熱軋板中以NbC的形式析出而具有將鋼中的C固定的作用，是通過(guò)這些作用而有助于高r值化的元素。為了顯示這樣的效果，本發(fā)明中，將Nb含量設(shè)定為0.010%以上。另一方面，0.05%以上的過(guò)量的Nb會(huì)導(dǎo)致成本的增加，并且使熱軋時(shí)的負(fù)荷增大，另外，增加冷軋時(shí)的變形阻力，有時(shí)難以進(jìn)行穩(wěn)定的實(shí)機(jī)制造。另外，如后所述，本發(fā)明中，在退火后的冷卻過(guò)程中需要用于形成馬氏體的固溶C，但Nb過(guò)量含有至0.05%以上時(shí)，使固溶C量減少，妨礙馬氏體的形成，無(wú)法確保期望的馬氏體百分率，有時(shí)得不到440MPa以上的強(qiáng)度。因此，Nb含量設(shè)定為0.010%以上且低于0.05%。
[0061]T1:0.015% 以上且 0.120% 以下
[0062]Ti在本發(fā)明中是重要的元素之一。Ti與Nb同樣地在熱軋板中以碳化物(TiC)的形式析出，由此具有固定C的作用，是通過(guò)這些作用而有助于高r值化的元素。為了顯示這樣的效果，本發(fā)明中，將Ti含量設(shè)定為0.015%以上。另一方面，超過(guò)0.120%的過(guò)量的Ti會(huì)導(dǎo)致成本的增加，并且與Nb的情況同樣地增加冷軋時(shí)的變形阻力，因此，有時(shí)難以進(jìn)行穩(wěn)定的實(shí)機(jī)制造。另外，含有超過(guò)0.120%的過(guò)量的Ti時(shí)，與Nb同樣地有可能妨礙在退火后的冷卻過(guò)程中的馬氏體的形成。因此，Ti含量設(shè)定為0.015%以上且0.120%以下。
[0063](Nb/93) / (C/12)〈0.20 并且 0.005〈C* ( 0.020
[0064]其中，C*由 C* = C-(12/93) Nb- (12/48) {T1-(48/14) N- (48/32) S}表示，C、Nb、T1、N、S分別表示鋼中的C、Nb、T1、N、S的含量(質(zhì)量％)。C*表示未被Nb、Ti的C量(固溶C量)。需要說(shuō)明的是，在T1- (48/14) N- (48/32) S≤O的情況下，設(shè)定為T1- (48/14) N- (48/32) S =
O0
[0065](Nb/93)/(C/12)以及C*在本發(fā)明中是最重要的指標(biāo)。Nb與Ti相比，價(jià)格非常高，并且使熱軋時(shí)的軋制負(fù)荷顯著增加，有可能使制造穩(wěn)定性降低。另外，如上所述，為了在退火后的冷卻過(guò)程中形成馬氏體，需要未被Nb、Ti固定的C量、即固溶C((f)。因此，從成本、制造穩(wěn)定性、鋼板組織以及鋼板特性的觀點(diǎn)出發(fā)，需要適當(dāng)?shù)乜刂?Nb/93)/(C/12)以及Cf。
[0066](Nb/93)/(C/12)為0.20以上時(shí)，昂貴的Nb的比例高，成本高，并且熱軋時(shí)的負(fù)荷增大。因此，(Nb/93)/(C/12)設(shè)定為小于0.20。另外，Cf為0.005以下時(shí)，無(wú)法確保預(yù)定的馬氏體量，難以得到440MPa以上的強(qiáng)度。因此，Cf設(shè)定為超過(guò)0.005。另一方面，Cf超過(guò)
0.020時(shí)，會(huì)阻礙對(duì)高r值化有效的鐵素體的{111}再結(jié)晶織構(gòu)的形成，不僅有時(shí)得不到良好的深拉性，而且使r值的面內(nèi)各向異性(Ar)向負(fù)側(cè)(負(fù)的方向)增大的冷軋織構(gòu)的主取向即{100}〈110>~{112}〈110>附近在退火后也殘留，有時(shí)不能滿足I Λr| ( 0.20。因此，為了實(shí)現(xiàn)TS:440MPa以上、平均r值:L 30以上并且| Ar|≤0.20，C*設(shè)定為超過(guò)0.005且0.020以下。為了實(shí)現(xiàn)平均r值:1.35以上，C*優(yōu)選為0.0185以下，為了實(shí)現(xiàn)平均r值:
1.40以上，C*更優(yōu)選為小于0.0170。
[0067]以上為本發(fā)明的鋼板的基本組成，在基本組成的基礎(chǔ)上，還可以根據(jù)需要選擇含有Mo、Cr、V中的一種或兩種以上和/或Cu、Ni中的一種或兩種。
[0068]Mo、Cr、V中的一種或兩種以上的合計(jì):0.5%以下
[0069]Mo、Cr、V與Mn同樣地在提高淬透性、使馬氏體穩(wěn)定生成的方面有效地發(fā)揮作用。這樣的效果在合計(jì)含有0.1%以上時(shí)變顯著。另一方面，即使添加合計(jì)超過(guò)0.5%的這些元素中的一種或兩種以上，其效果也會(huì)飽和，導(dǎo)致成本的上升，因此，優(yōu)選使這些元素中的一種或兩種以上的合計(jì)添加量為0.5%以下。
[0070]Cu:0.3%以下，Ni:0.3%以下中的一種或兩種
[0071]Cu是在積極地有效利用廢料等時(shí)混入的元素。本發(fā)明中，通過(guò)允許Cu的混入，有效利用再循環(huán)資源作為原料，從而能夠削減制造成本。需要說(shuō)明的是，本發(fā)明的鋼板中，Cu對(duì)材質(zhì)產(chǎn)生的影響小，但過(guò)量混入時(shí)，成為表面損傷的原因，因此，Cu含量?jī)?yōu)選設(shè)定為
0.3%以下。
[0072]Ni對(duì)鋼板的材質(zhì)產(chǎn)生的影響也小，但在添加Cu的情況下，在減少鋼板的表面損傷的方面有效地發(fā)揮作用。該效果通過(guò)含有Cu含量的1/2的Ni而顯著產(chǎn)生，因此，在添加Ni的情況下，Ni量的下限優(yōu)選設(shè)定為Cu量的1/2。然而，過(guò)量添加Ni時(shí)，會(huì)助長(zhǎng)由氧化皮的不均勻性引起的表面缺陷，因此，Ni量?jī)?yōu)選設(shè)定為0.3%以下。
[0073]本發(fā)明的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，在上述成分組成的基礎(chǔ)上，還可以根據(jù)需要選擇含有選自Sn、Sb中的 一種或兩種和/或Ta。
[0074]Sn:0.20%以下、Sb:0.20%以下中的一種或兩種
[0075]從抑制鋼板表面的氮化、氧化、或者由于氧化而產(chǎn)生的鋼板表面的數(shù)十微米范圍的脫碳的觀點(diǎn)出發(fā)，可以含有Sn、Sb。通過(guò)抑制這樣的氮化和氧化，防止在鋼板表面上馬氏體的生成量減少，使疲勞特性和表面品質(zhì)得到改善。從抑制氮化和氧化的觀點(diǎn)出發(fā)，在含有Sn或者Sb的情況下，優(yōu)選設(shè)定為0.01 %以上，超過(guò)0.20%時(shí)，會(huì)導(dǎo)致韌性變差，因此，優(yōu)選設(shè)定為0.20%以下。
[0076]Ta:0.01% 以上且 0.10% 以下、并且 0.005〈C* ≥ 0.020
[0077]Ta與Nb和Ti同樣地在熱軋板中以TaC的形式析出，由此具有固定C的作用，是通過(guò)這些作用而有助于高r值化的元素。從這樣的觀點(diǎn)出發(fā)，可以含有0.01%以上的Ta。另一方面，含有超過(guò)0.10%的過(guò)量的Ta時(shí)，不僅導(dǎo)致成本的增加，而且與Nb和Ti同樣地有可能妨礙退火后的冷卻過(guò)程中的馬氏體的形成，并且在熱軋板中析出的TaC增加冷軋時(shí)的變形阻力，有時(shí)難以進(jìn)行穩(wěn)定的實(shí)機(jī)制造，因此，含有Ta的情況下，優(yōu)選設(shè)定為0.10%以下。
[0078]在添加Ta的情況下，以滿足0.005〈(f≥0.020的方式含有。其中，Cf由C* =C-(12/93)Nb-(12/181) Ta-(12/48) {T1-(48/14)N-(48/32) S}表示，C、Nb、Ta、T1、N、S 分別表示鋼中的各元素的含量(質(zhì)量％ ) ο需要說(shuō)明的是，T1-(48/14)N-(48/32) S ^ O的情況下，設(shè)定為 T1-(48/14) N- (48/32) S = O。
[0079]Cf為0.005以下時(shí)，無(wú)法確保預(yù)定的馬氏體量，難以得到440MPa以上的拉伸強(qiáng)度。另一方面，Cf超過(guò)0.020時(shí)，會(huì)阻礙對(duì)高r值有效的鐵素體相的{111}再結(jié)晶織構(gòu)的形成，不僅有時(shí)得不到良好的深拉性，而且使r值的面內(nèi)各向異性(Ar)向負(fù)側(cè)(負(fù)的方向)增大的冷軋織構(gòu)的主取向即{100}〈110>~{112}〈110>附近在退火后也殘留，有時(shí)不能滿足
Ar ^ 0.20。因此，為了實(shí)現(xiàn)TS:440MPa以上、平均r值:L 30以上并且| Ar| ^ 0.20，C*設(shè)定為超過(guò)0.005且在0.020以下。為了實(shí)現(xiàn)平均r值:1.35以上，優(yōu)選使C*為0.0185以下，為了實(shí)現(xiàn)平均r值:1.40以上，更優(yōu)選使Cf為低于0.0170。
[0080]在本發(fā)明的鋼板中，上述以外的成分為Fe和不可避免的雜質(zhì)。需要說(shuō)明的是，作為不可避免的雜質(zhì)，可以列舉例如氧(0)，氧(O)形成非金屬夾雜物而對(duì)品質(zhì)產(chǎn)生不良影響，因此，優(yōu)選使其含量降低至0.003%以下。
[0081 ] 接著，對(duì)本發(fā)明的鋼板組織的限定理由進(jìn)行說(shuō)明。
[0082]本發(fā)明的鋼板組織具有如下組織:包含以面積率計(jì)為80%以上的鐵素體和以面積率計(jì)為3%以上的馬氏體。本發(fā)明中，為了同時(shí)實(shí)現(xiàn)鋼板的強(qiáng)度與沖壓成形性(特別是深拉性)，對(duì)鐵素體及馬氏體各自的面積率進(jìn)行限定。
[0083]鐵素體:以面積率計(jì)為80%以上
[0084]鐵素體是用于確保鋼板的沖壓成形性、特別是深拉性的軟質(zhì)相，本發(fā)明中，通過(guò)使鐵素體的{111}再結(jié)晶織構(gòu)發(fā)達(dá)而實(shí)現(xiàn)高r值化。鐵素體的面積率低于80%時(shí)，有時(shí)難以實(shí)現(xiàn)平均r值:1.30以上，無(wú)法確保良好的深拉性，沖壓成形性有時(shí)會(huì)降低。因此，鐵素體的面積率設(shè)定為80%以上。需要說(shuō)明的是，為了進(jìn)一步提高平均r值，鐵素體的面積率優(yōu)選設(shè)定為85%以上。另一方面，鐵素體的面積率超過(guò)97%時(shí)，鋼板強(qiáng)度降低，有時(shí)難以確保440MPa以上的強(qiáng)度。
[0085]需要說(shuō)明的是，“鐵素體”除了多邊形鐵素體之外，還包括由奧氏體相變的位錯(cuò)密度高的貝氏體鐵素體。
[0086]馬氏體:以面積率計(jì)為3%以上
[0087]馬氏體是用于確保鋼板的強(qiáng)度的硬質(zhì)相。馬氏體的面積率低于3%時(shí)，鋼板的強(qiáng)度降低，難以確保440MPa以上的強(qiáng)度。因此，馬氏體的面積率設(shè)定為3%以上。為了進(jìn)一步實(shí)現(xiàn)鋼板的高強(qiáng)度化，優(yōu)選使馬氏體的面積率為5%以上。另一方面，馬氏體的面積率超過(guò)20%時(shí)，使r值提高的鐵素體的面積率降低，難以確保良好的深拉性。因此，馬氏體的面積率需要設(shè)定為20%以下，優(yōu)選為15%以下。
[0088]需要說(shuō)明的是，本發(fā)明的鋼板中，作為鐵素體和馬氏體以外的組織，可以列舉珠光體、貝氏體、殘余奧氏體、不可避免的碳化物，它們的面積率只要合計(jì)為5%以下即可。
[0089]接著，對(duì)本發(fā)明的熱鍍鋅鋼板的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。
[0090]本發(fā)明的熱鍍鋅鋼板通過(guò)依次實(shí)施如下工序來(lái)制造:熱軋工序，將上述成分組成的鋼水熔煉而制成鋼原材，對(duì)該鋼原材實(shí)施熱軋而制成熱軋鋼板；冷軋工序，對(duì)該熱軋鋼板實(shí)施冷軋而制成冷軋鋼板；和退火-鍍鋅工序，對(duì)該冷軋鋼板實(shí)施退火處理、鍍鋅處理。
[0091]本發(fā)明中，鋼原材的熔煉方法沒(méi)有特別限定，可以采用轉(zhuǎn)爐、電爐等公知的熔煉方法。另外，在熔煉后，從偏析等觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選通過(guò)連鑄法得到鋼坯，但也可以通過(guò)鑄錠-開(kāi)坯軋制法、薄鋼坯連鑄法等公知的鑄造方法得到鋼坯。需要說(shuō)明的是，在鑄造后對(duì)鋼坯進(jìn)行熱軋時(shí)，可以利用加熱爐將鋼坯再加熱后進(jìn)行軋制，在保持預(yù)定溫度以上的溫度的情況下，也可以不對(duì)鋼坯進(jìn)行加熱而直接進(jìn)行軋制。
[0092](熱軋工序)
[0093]熱軋工序中，對(duì)鋼原材進(jìn)行加熱，實(shí)施粗軋及精軋。本發(fā)明中，對(duì)鋼原材的加熱條件、粗軋條件、精軋條件無(wú)需進(jìn)行特別限定，在對(duì)鋼原材進(jìn)行加熱的情況下，優(yōu)選加熱溫度為1100°C以上且1300°c以下，精軋結(jié)束溫度為Ar3相變點(diǎn)以上且1000°C以下。
[0094]卷取溫度沒(méi)有限定，優(yōu)選為500~700°C，更優(yōu)選為超過(guò)600°C且在700°C以下。卷取溫度超過(guò)700°C時(shí)，晶粒變粗大，強(qiáng)度有可能降低，并且有可能會(huì)妨礙冷軋退火后的高r值化。另外，卷取溫度低于500°C時(shí)，難以析出NbC、TiC，因此，即使Cf的值相同，實(shí)際上未被Nb、Ti固定的C量也會(huì)增加，有可能對(duì)高r值化不利。因此，卷取溫度優(yōu)選為500°C以上，更優(yōu)選超過(guò)600°C。
[0095]另外，為了通過(guò)熱軋板的結(jié)晶粒徑微細(xì)化而提高!值，更優(yōu)選在精軋結(jié)束后，在3秒以內(nèi)開(kāi)始冷卻，以40°C /s以上的平均冷卻速度冷卻至720°C，在超過(guò)600°C且在700°C以下的卷取溫度下卷取。
[0096](冷軋工序)
[0097]冷軋工序根據(jù)常規(guī)方法進(jìn)行即可，優(yōu)選將熱軋板在酸洗后以50~90%的軋制率進(jìn)行冷軋。一般而言，為了實(shí)現(xiàn)高r值化，提高冷軋的軋制率是有效的。軋制率低于50%時(shí)，鐵素體的{111}再結(jié)晶織構(gòu)沒(méi)有充分發(fā)達(dá)，有時(shí)不能得到優(yōu)良的深拉性。因此，冷軋的軋制率優(yōu)選為50%以上。另一方面，軋制率超過(guò)90%時(shí)，冷軋時(shí)對(duì)輥的負(fù)荷增大，隨之而來(lái)，有可能使通板故障發(fā)生率增高，因此，冷軋的軋制率優(yōu)選為90 %以下。
[0098](退火-鍍鋅工序)
[0099]在退火工序中，在700~800°C的溫度范圍內(nèi)以低于3°C /s的平均加熱速度對(duì)冷軋鋼板進(jìn)行加熱，在800~950°C的退火溫度下退火，從上述退火溫度開(kāi)始以3~15°C /s的平均冷卻速度冷卻，并浸潰到鍍鋅浴中實(shí)施熱鍍鋅處理，在熱鍍鋅處理后，以5~100°C /s的平均冷卻速度冷卻。在熱鍍鋅處理后進(jìn)一步實(shí)施鋅鍍層的合金化處理的情況下，在合金化處理后，以5~100°C /s的平均冷卻速度冷卻。
[0100]700~800°C的 溫度范圍內(nèi)的平均加熱速度:低于3°C /s
[0101]本發(fā)明中，在熱軋鋼板階段使TiC、NbC析出，因此，經(jīng)過(guò)冷軋工序得到的冷軋鋼板的再結(jié)晶溫度達(dá)到比較高的溫度。因此，將冷軋鋼板加熱至退火溫度時(shí)，從促進(jìn)再結(jié)晶、使對(duì)高r值有效的{111}再結(jié)晶織構(gòu)發(fā)達(dá)的觀點(diǎn)出發(fā)，在700~800°C的溫度范圍內(nèi)以低于30C /s的平均加熱速度加熱。該平均加熱速度為3°C /s以上時(shí)，會(huì)阻礙對(duì)高r值化有效的鐵素體的{111}再結(jié)晶織構(gòu)的形成，不僅有時(shí)得不到良好的深拉性，而且使r值的面內(nèi)各向異性(Ar)向負(fù)側(cè)(負(fù)的方向)增大的冷軋織構(gòu)的主取向即{100}〈110>~{112}〈110>附近在退火后也殘留，有時(shí)不能滿足I Λ| <0.20。需要說(shuō)明的是，從生產(chǎn)效率的觀點(diǎn)出發(fā)，上述平均加熱速度優(yōu)選為0.5°C /s以上。
[0102]退火溫度:800~950°C
[0103]為了使鋼板組織成為含有期望的面積率的鐵素體與馬氏體的復(fù)合組織，在退火工序中加熱至鐵素體與奧氏體的二相區(qū)域。因此，本發(fā)明中，將退火溫度設(shè)定為800°C以上。退火溫度低于800°C時(shí)，在退火冷卻后得不到期望的馬氏體量，而且在退火工序中再結(jié)晶不會(huì)結(jié)束，因此，鐵素體的{111}再結(jié)晶織構(gòu)不會(huì)充分發(fā)達(dá)，不能實(shí)現(xiàn)平均r值:1.30以上的高r值化以及I Ar| ^ 0.20的低Ar化。另一方面，退火溫度超過(guò)950°C時(shí)，根據(jù)之后的冷卻條件，第二相(馬氏體、珠光體、貝氏體)增加至必要以上，因此，得不到期望的面積率的鐵素體，不僅有時(shí)得不到良好的r值，而且會(huì)導(dǎo)致生產(chǎn)率的降低、能源成本的增加，因此不優(yōu)選。因此，退火溫度設(shè)定為800~950°C，優(yōu)選為820~880°C。
[0104]從充分地進(jìn)行C等合金元素向奧氏體的富集的觀點(diǎn)、以及促進(jìn)鐵素體的{111}再結(jié)晶織構(gòu)的發(fā)達(dá)的觀點(diǎn)出發(fā)，退火時(shí)間優(yōu)選為15s以上。另一方面，退火時(shí)間超過(guò)300s時(shí)，晶粒變粗大，有時(shí)會(huì)使強(qiáng)度降低、鋼板表面性狀變差等對(duì)鋼板的各特性產(chǎn)生不良影響。另外，使連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線的生產(chǎn)線速度變得極慢，也會(huì)導(dǎo)致生產(chǎn)率的降低。因此，退火時(shí)間優(yōu)選設(shè)定為15~300s。更優(yōu)選為15~200s。[0105]從退火溫度開(kāi)始至鍍鋅浴為止的平均冷卻速度(一次冷卻速度):3~15°C /s
[0106]在上述退火溫度下均熱后，通常以3~15°C /s的平均冷卻速度冷卻至保持在420~500°C的鍍鋅浴的溫度。平均冷卻速度低于3°C /s的情況下，在550~650°C的溫度范圍內(nèi)經(jīng)過(guò)珠光體生成鼻部(V —<)，因此，在第二相中大量生成珠光體及貝氏體，得不到預(yù)定量的馬氏體，有時(shí)得不到期望的強(qiáng)度。另一方面，平均冷卻速度超過(guò)15°C /s的情況下，在從退火溫度開(kāi)始進(jìn)行冷卻時(shí)，由Y — α相變引起的Mn、C等元素向Y的富集變得不充分，在實(shí)施合金化處理的情況下，容易生成珠光體等，得不到預(yù)定量的馬氏體，有時(shí)得不到期望的強(qiáng)度。因此，從退火溫度開(kāi)始至鍍鋅浴為止的平均冷卻速度設(shè)定為3~15°C /s，優(yōu)選為5~15°C /s。
[0107]以上述一次冷卻速度進(jìn)行冷卻后，浸潰到鍍鋅浴中實(shí)施熱鍍鋅處理。熱鍍鋅處理通過(guò)常規(guī)方法進(jìn)行即可。另外，在浸潰到鍍鋅浴中實(shí)施熱鍍鋅處理后，根據(jù)需要也可以實(shí)施鋅鍍層的合金化處理。該情況下，鋅鍍層的合金化處理中，例如在熱鍍鋅處理后，加熱至500~700°C的溫度范圍，保持?jǐn)?shù)秒至數(shù)十秒。對(duì)于本發(fā)明鋼而言，如上所述控制了從退火溫度開(kāi)始至鍍鋅浴為止的冷卻速度，因此，即使實(shí)施這樣的合金化處理，也不會(huì)大量生成珠光體等，可得到預(yù)定量的馬氏體 ，能夠確保期望的強(qiáng)度。作為鍍鋅條件，鍍層附著量以每單面計(jì)為20~70g/m2,在進(jìn)行合金化的情況下,優(yōu)選使鍍層中的6~15%。
[0108]熱鍍鋅處理后、或者鋅鍍層的合金化處理后的平均冷卻速度(二次冷卻速度):5 ~100。。/s
[0109]關(guān)于熱鍍鋅處理后、或者實(shí)施鋅鍍層的合金化處理后的二次冷卻速度，為了穩(wěn)定地得到馬氏體，以5~100°C /s的平均冷卻速度冷卻至150°C以下的溫度范圍。在二次冷卻速度低于5°C /s的緩冷卻時(shí)，在約400°C~約500°C生成珠光體或貝氏體，得不到預(yù)定量的馬氏體，有時(shí)得不到期望的強(qiáng)度。另一方面，二次冷卻速度超過(guò)100°C /s時(shí)，馬氏體變得過(guò)硬，使延展性降低。基于上述理由，將二次冷卻速度設(shè)定為5~100°C /s，優(yōu)選為10~IOO0C /S。
[0110]另外，本發(fā)明中，在上述冷卻后以形狀矯正、表面粗糙度調(diào)節(jié)為目的實(shí)施表面光軋或整平加工。另外，在進(jìn)行表面光軋的情況下，優(yōu)選設(shè)定為約0.3%~約1.5%的伸長(zhǎng)率。
[0111]實(shí)施例1
[0112]以下，通過(guò)實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)一步說(shuō)明。
[0113]將具有表1所示的化學(xué)成分的鋼通過(guò)真空熔化進(jìn)行熔煉、鑄造，實(shí)施開(kāi)坯軋制，得到板厚30mm的鋼坯。將這些鋼坯加熱至1200°C后，在880°C的精軋溫度(精軋結(jié)束溫度)下實(shí)施熱軋，在表2所示的條件下冷卻后，在610°C下卷取，制造板厚:4.5mm的熱軋鋼板。需要說(shuō)明的是，熱軋工序中，在精軋結(jié)束后3秒以內(nèi)開(kāi)始冷卻。對(duì)所得到的熱軋鋼板進(jìn)行酸洗后，以73%的軋制率進(jìn)行冷軋，得到板厚1.2mm的冷軋鋼板。
[0114]接著，將從通過(guò)上述工序得到的冷軋鋼板上切下的樣品用紅外線聚焦?fàn)t、在表2所示的退火溫度、保持時(shí)間的條件下進(jìn)行退火，然后，在表2所示的條件下進(jìn)行一次冷卻，實(shí)施熱鍍鋅(鍍?cè)囟?460°C )后，進(jìn)行合金化處理(520°C X 20s)，進(jìn)行二次冷卻直至150°C以下的溫度，然后，實(shí)施伸長(zhǎng)率為0.5%的表面光軋。在此，熱鍍鋅處理以附著量為每單面50g/m2 (兩面鍍層)的方式進(jìn)行調(diào)節(jié)，合金化處理以使鍍層中的Fe%為9~12%的方式進(jìn)行調(diào)節(jié)。
【權(quán)利要求】
1.一種深拉性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于， 具有如下成分組成:以質(zhì)量％計(jì)含有c:0.010%以上且0.04%以下、S1:超過(guò)1.0%且在1.5% 以下、Mn:1.0% 以上且 3.0% 以下、P:0.005% 以上且 0.1% 以下、S:0.01% 以下、sol.Al:0.005%以上且0.5%以下、N:0.01%以下、Nb:0.010%以上且低于0.05%,T1:0.015%以上且0.120%以下，并且鋼中的Nb和C的含量(質(zhì)量％)滿足(Nb/93)/(C/12)〈0.20的關(guān)系，進(jìn)一步滿足0.005<C* ^ 0.020，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 鋼板組織以面積率計(jì)具有80%以上的鐵素體和3%以上的馬氏體，拉伸強(qiáng)度為440MPa以上，平均r值為1.30以上且r值的面內(nèi)各向異性(Ar)以絕對(duì)值計(jì)為0.20以下，
其中，C* 由 C*=C-(12/93)Nb-(12/48) {T1-(48/14)N-(48/32) S}表示，C、Nb、T1、N、S 分別表示鋼中的各元素的含量(質(zhì)量％)。
2.如權(quán)利要求1所述的深拉性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在所述成分組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有合計(jì)為0.5%以下的Mo、Cr、V中的一種或兩種以上。
3.如權(quán)利要求1或2所述的深拉性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在所述成分組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有Cu:0.3%以下、N1:0.3%以下中的一種或兩種。
4.如權(quán)利要求1~3中任一項(xiàng)所述的深拉性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在所述成分組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有Sn:0.20%以下、Sb:0.20%以下中的一種或兩種。
5.如權(quán)利要求1~4中任一項(xiàng)所述的深拉性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在所述成分組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有Ta:0.01~0.10%，并且代替上述Cf而以下述C*滿足0.005<C* ( 0.020的方式含有，
其中，C* 由 C*=C-(12/93)Nb-(12/181) Ta-(12/48) {T1-(48/14)N-(48/32) S}表示，C、Nb、Ta、T1、N、S分別表示鋼中的各元素的含量(質(zhì)量％)。
6.一種深拉性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，對(duì)具有權(quán)利要求1~5中任一項(xiàng)所述的成分組成的鋼進(jìn)行熱軋、冷軋后，在700~800°C的溫度范圍內(nèi)以低于3°C /s的平均加熱速度加熱，在800~950°C的退火溫度下退火，從所述退火溫度開(kāi)始以3~15°C /s的平均冷卻速度冷卻，并浸潰到鍍鋅浴中實(shí)施熱鍍鋅，在所述熱鍍鋅后，以5~IOO0C /s的平均冷卻速度冷卻，或者，在所述熱鍍鋅后，進(jìn)一步實(shí)施鋅鍍層的合金化處理，在所述合金化處理后，以5~100°C /s的平均冷卻速度冷卻。
7.如權(quán)利要求6所述的深拉性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在所述熱軋的精軋結(jié)束后，在3秒以內(nèi)開(kāi)始冷卻，以40°C /s以上的平均冷卻速度冷卻至720℃，在超過(guò)600°C且在700°C以下的卷取溫度下卷取，并且使所述冷軋的軋制率為50%以上。
【文檔編號(hào)】C23C2/40GK103958712SQ201280041760
【公開(kāi)日】2014年7月30日 申請(qǐng)日期:2012年8月23日 優(yōu)先權(quán)日:2011年8月26日
【發(fā)明者】木村英之, 奧田金晴, 長(zhǎng)瀧康伸, 河村健二 申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社