本發(fā)明涉及兼具拉伸強(qiáng)度(ts)為980mpa以上的高強(qiáng)度和優(yōu)異的彎曲性的對(duì)汽車用車架構(gòu)件用途有用的高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板及其制造方法。

背景技術(shù)：

近年來，從保護(hù)地球環(huán)境的觀點(diǎn)考慮，將全球變暖視為問題，為了限制co2排放量，整個(gè)汽車業(yè)界關(guān)注汽車油耗的改善。為了改善汽車油耗，通過所使用的部件的薄壁化來進(jìn)行汽車的輕質(zhì)化是最有效的。即，為了在保持汽車車身的強(qiáng)度的同時(shí)實(shí)現(xiàn)其輕質(zhì)化，通過作為汽車部件用原材料的鋼板的高強(qiáng)度化來對(duì)鋼板進(jìn)行薄壁化是有效的。因此，近年來作為汽車部件用原材料的高強(qiáng)度鋼板的使用量不斷增加。另一方面，一般來說，隨著鋼板的高強(qiáng)度化，成型性降低，因此難以進(jìn)行加工。因此，在使汽車部件等輕質(zhì)化的基礎(chǔ)上，要求兼具高強(qiáng)度和良好的彎曲性的鋼板。

根據(jù)以上情況，需要開發(fā)兼具高強(qiáng)度和優(yōu)異的彎曲性的鋼板，目前為止，對(duì)于著眼于高強(qiáng)度及彎曲性的高強(qiáng)度冷軋鋼板及熔融鍍敷鋼板，提出了各種技術(shù)。

例如，在專利文獻(xiàn)1中，使鋼板組成滿足以質(zhì)量％計(jì)c：0.05％以上且小于0.12％、si：0.1％以下(不包含0％)、mn：2.0％以上且3.5％以下、選自ti、nb及v中的至少一種元素總計(jì)為0.01％以上且0.2％以下、b：0.0003％以上且0.005％以下、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.1％以下、n：0.015％以下，金屬組織含有貝氏體及馬氏體，還可以含有鐵素體相，以相對(duì)于全部組織的面積率計(jì)，滿足馬氏體為15～50％、鐵素體相為5％以下(包含0％)、除了貝氏體、馬氏體及鐵素體相以外的剩余組織為3％以下(包含0％)，而且貝氏體的平均結(jié)晶粒徑為7μm以下，由此得到了拉伸強(qiáng)度為980mpa以上且加工性優(yōu)異的高屈服比高強(qiáng)度鋼板。

專利文獻(xiàn)2得到了彎曲性優(yōu)異的高強(qiáng)度鍍鋅鋼板，其是在母材鋼板的表面形成合金化鍍鋅層而成的最大拉伸強(qiáng)度為900mpa以上的高強(qiáng)度鍍鋅鋼板，所述母材鋼板的鋼板組成以質(zhì)量％計(jì)含有c：0.075～0.300％、si：0.30～2.50％、mn：1.30～3.50％、p：0.001～0.050％、s：0.0001～0.0100％、al：0.005～1.500％、n：0.0001～0.0100％、o：0.0001～0.0100％，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，在上述母材鋼板的1/8厚～3/8厚的范圍內(nèi)，殘留奧氏體以體積分率計(jì)被限制在8％以下，在上述母材鋼板的1/8厚～3/8厚的范圍內(nèi)，設(shè)定多個(gè)直徑1μm以下的測(cè)定區(qū)域，將上述多個(gè)測(cè)定區(qū)域的硬度測(cè)定值按照升序排列，得到硬度分布，并且在將硬度測(cè)定值的總數(shù)乘以0.02而得到的數(shù)包含小數(shù)時(shí)將其進(jìn)位，求出由此得到的整數(shù)n0.02，將從最小硬度測(cè)定值起第n0.02大的測(cè)定值的硬度作為2％硬度，另外，在將硬度測(cè)定值的總數(shù)乘以0.98而得到的數(shù)包含小數(shù)時(shí)將其進(jìn)位，求出由此得到的整數(shù)n0.98，將從最小硬度測(cè)定值起第n0.98大的測(cè)定值的硬度作為98％硬度，此時(shí)，上述2％硬度與上述98％硬度之間的上述硬度分布的峭度k*為-0.30以下，上述母材鋼板的表層的維氏硬度與上述母材鋼板的1/4厚度的維氏硬度之比為0.35～0.70，上述合金化鍍鋅層的鐵含量以質(zhì)量％計(jì)為8～12％。

專利文獻(xiàn)3得到了板寬方向的中央部與端部的強(qiáng)度差小、彎曲加工性優(yōu)異的高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板，其是在基體鋼板的表面具有熔融鍍鋅層的熔融鍍鋅鋼板，所述基體鋼板的鋼板組成以質(zhì)量％計(jì)滿足c：0.05～0.25％、si：0.5％以下(包含0％)、mn：2.0～4％、p：0.1％以下(不包含0％)、s：0.05％以下(不包含0％)、al：0.01～0.1％、ti、b：0.0003～0.005％、以及n：0.01％以下(不包含0％)，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，上述基體鋼板的金屬組織具有馬氏體相、貝氏體相及鐵素體相，相對(duì)于上述金屬組織總體的比率滿足：上述馬氏體為50面積％以上、上述貝氏體為15～50面積％、且上述鐵素體相為5面積％以下(包含0面積％)。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)1：日本特開2013-147736號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)2：日本專利5273324號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)3：日本特開2013-227660號(hào)公報(bào)

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

發(fā)明所要解決的課題

然而，在專利文獻(xiàn)1所提出的技術(shù)中，未考慮到表層的組織，因此可以認(rèn)為難以獲得良好的彎曲性。

在專利文獻(xiàn)2所提出的技術(shù)中，需要在表層生成軟化層，因此需要控制加熱工序中的氣體氛圍、長(zhǎng)時(shí)間進(jìn)行加熱保持，因此量產(chǎn)性差。

在專利文獻(xiàn)3所提出的技術(shù)中，雖然考慮到了降低板寬方向的強(qiáng)度差，但未考慮到表層的組織，因此難以獲得良好的彎曲性。

鑒于以上情況，本發(fā)明的目的在于提供一種具有980mpa以上的拉伸強(qiáng)度、且彎曲性良好的高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板及其制造方法。

解決課題的方法

對(duì)拉伸強(qiáng)度980mpa以上且具有良好的彎曲性的鋼板的要件進(jìn)行了深入研究的結(jié)果發(fā)現(xiàn)，將能夠使強(qiáng)度與延展性的平衡良好、且碳化物在晶粒內(nèi)析出的自回火馬氏體相作為主體是有效的。另外還發(fā)現(xiàn)，如果在鋼板表面存在生成了鐵素體相的組織，則在鐵素體相與貝氏體相、馬氏體相或自回火馬氏體相的界面產(chǎn)生空隙而使彎曲性變差。因此可知，為了抑制該鋼板表面生成的鐵素體相，重要的是盡量降低鋼板中的元素的不均勻分布，為此，在退火前實(shí)施考慮了氣體氛圍及加熱溫度的前加熱工序是有效的。

本發(fā)明是基于以上見解而完成的，以下是其主旨。

[1]一種高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板，其成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有c：0.09％以上且0.20％以下、si：小于0.50％、mn：2.2％以上且3.5％以下、p：0.03％以下、s：0.005％以下、al：0.08％以下、n：0.006％以下、b：0.0002％以上且0.0030％以下，余量由fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，所述高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板的組織為：以面積率計(jì)，鐵素體相小于10％(包含0％)，貝氏體相為50％以下(包含0％)，馬氏體相為50％以上(包含100％)，且該馬氏體相中所包含的自回火馬氏體為85％以上(包含100％)，從表層至板厚方向上距表層10.0μm的鐵素體相以面積率計(jì)為10％以下，分散于所述自回火馬氏體晶粒內(nèi)的碳化物的平均粒徑為200nm以下。

[2]上述[1]所述的高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板，其中，除了上述成分組成以外，以質(zhì)量％計(jì)還含有ti：0.001％以上且0.1％以下、nb：0.001％以上且0.1％以下中的1種以上。

[3]上述[1]或[2]所述的高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板，其中，除了上述成分組成以外，以質(zhì)量％計(jì)還含有cr：0.001％以上且0.6％以下、ni：0.001％以上且0.08％以下、v：0.001％以上且0.3％以下、mo：0.001％以上且0.3％以下、w：0.001％以上且0.2％以下、hf：0.001％以上且0.3％以下中的1種或2種以上。

[4]上述[1]～[3]中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板，其中，除了上述成分組成以外，以質(zhì)量％計(jì)還含有總計(jì)為0.0002％以上且0.01％以下的rem、mg、ca中的1種或2種以上。

[5]一種高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板的制造方法，該方法包括：

在1100℃以上且1350℃以下的溫度下對(duì)具有上述[1]～[4]中任一項(xiàng)所述的成分組成的鋼原材料進(jìn)行加熱，接著，實(shí)施精軋溫度為800℃以上的熱軋，在560℃以下的溫度進(jìn)行卷取、冷軋，

實(shí)施前加熱處理，在所述前加熱處理中，在-20℃以下的露點(diǎn)下加熱至ac3點(diǎn)以上的最高到達(dá)溫度，從ac3點(diǎn)至最高到達(dá)溫度的溫度范圍的停留時(shí)間為30秒鐘以上，從ac3點(diǎn)至550℃以平均冷卻速度為3℃/秒以上進(jìn)行冷卻，

接著實(shí)施退火處理，再實(shí)施鍍敷處理，在所述退火處理中，在-30℃以下的露點(diǎn)下加熱至ac3點(diǎn)以上的最高到達(dá)溫度，從ac3點(diǎn)至最高到達(dá)溫度的溫度范圍的停留時(shí)間為10秒鐘以上，以ac3點(diǎn)至550℃的平均冷卻速度為5℃/秒以上、冷卻停止溫度為(ms點(diǎn)+20℃)以上且低于550℃進(jìn)行冷卻，將(ms點(diǎn)+20℃)以上且低于550℃的溫度范圍的停留時(shí)間設(shè)為10秒鐘以上且90秒鐘以下。需要說明的是，上述ms點(diǎn)是通過下面的式(1)求出的值。

[數(shù)學(xué)式1]

[％c]及[％mn]分別表示c及mn的質(zhì)量％，vf表示鐵素體面積率(％)。

[6]上述[5]所述的高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板的制造方法，其中，所述鍍敷處理為熔融鍍鋅處理、合金化熔融鍍鋅處理中的任意處理。

[7]上述[5]或[6]所述的高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板的制造方法，其中，在所述鍍敷處理中形成的鍍敷層的組成以質(zhì)量％計(jì)含有fe：5.0～20.0％、al：0.001％～1.0％、總計(jì)為0％～3.5％的pb、sb、si、sn、mg、mn、ni、cr、co、ca、cu、li、ti、be、bi、rem中的1種或2種以上，余量由zn及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。

[8]上述[7]所述的高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板的制造方法，其中，所述鍍敷層為合金化熔融鍍鋅層。

需要說明的是，在本發(fā)明中，高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板是指拉伸強(qiáng)度(ts)為980mpa以上的熔融鍍鋅鋼板，以實(shí)施了熔融鍍鋅處理的鋼板(gi)、熔融鍍鋅處理后進(jìn)一步實(shí)施了合金化處理的鋼板(ga)中的任一者作為對(duì)象。

發(fā)明的效果

根據(jù)本發(fā)明，可以得到具有980mpa以上的拉伸強(qiáng)度、且具有良好的彎曲性的高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板。本發(fā)明的高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板具有980mpa以上的拉伸強(qiáng)度且彎曲性優(yōu)異，因此能夠適用于汽車的結(jié)構(gòu)構(gòu)件等用途，使汽車部件輕質(zhì)化及使其可靠性提高等效果顯著。

需要說明的是，在本發(fā)明中，屈服比的優(yōu)選范圍為0.67以上，更優(yōu)選為0.70以上。另外，在本發(fā)明中，從兼顧拉伸強(qiáng)度和良好的延展性的觀點(diǎn)考慮，拉伸強(qiáng)度優(yōu)選為1300mpa以下。

附圖說明

圖1是示出組織的代表例的圖。

具體實(shí)施方式

以下，對(duì)本發(fā)明詳細(xì)地進(jìn)行說明。需要說明的是，只要沒有特別說明，以下的％是指質(zhì)量％的意思。

首先，對(duì)本發(fā)明鋼板的成分組成的限定理由進(jìn)行說明。

c：0.09％以上且0.20％以下

c(碳)具有使馬氏體的硬度升高并抑制鐵素體相變的淬火性。為了得到拉伸強(qiáng)度為980mpa以上的鋼板，c含量需要為0.09％以上。另一方面，c含量超過0.20％時(shí)，馬氏體相變點(diǎn)過度降低，因此難以生成目標(biāo)的自回火馬氏體。因此，c含量設(shè)為0.09％以上且0.20％以下，優(yōu)選為0.10％以上且0.16％以下。

si：低于0.50％

si(硅)是通過固溶強(qiáng)化而有助于高強(qiáng)度化的元素。另一方面，si使鐵素體相相變?yōu)閵W氏體相的溫度(相變點(diǎn)(ac3點(diǎn)))升高，因此在退火時(shí)難以除去鐵素體相(即，抑制從鐵素體相相變?yōu)閵W氏體相)。而且，si使鍍層與鋼板表面的潤(rùn)濕性降低，因此成為未鍍敷等缺陷的原因。在本發(fā)明中，si含量在低于0.50％的范圍是允許的，優(yōu)選低于0.30％。由于在制造上有時(shí)會(huì)不可避免地混入0.01％，因此其下限優(yōu)選為0.01％。

mn：2.2％以上且3.5％以下

mn(錳)具有如下效果：通過固溶強(qiáng)化而有助于高強(qiáng)度化，并且使ac3相變點(diǎn)降低，使退火中的鐵素體相易于除去(即，促進(jìn)從鐵素體相相變?yōu)閵W氏體相)，抑制冷卻中的鐵素體相變的開始。從該觀點(diǎn)考慮，mn含量設(shè)為2.2％以上。另一方面，mn含量超過3.5％時(shí)，ms點(diǎn)過度降低，難以生成自回火馬氏體，因此mn上限量設(shè)為3.5％。優(yōu)選的mn含量的范圍為2.3％以上且3.1％以下。

p：0.03％以下

p(磷)在晶界偏析而成為彎曲加工時(shí)破裂的原因，因此是對(duì)彎曲性造成不良影響的元素。因此，優(yōu)選盡量減少p。在本發(fā)明中，為了避免上述問題，將p含量設(shè)為0.03％以下，優(yōu)選為0.02％以下。雖然優(yōu)選盡量減少p含量，但在制造上有時(shí)會(huì)不可避免地混入0.002％，因此其下限優(yōu)選為0.002％。

s：0.005％以下

s(硫)在鋼中以mns等夾雜物的形式存在。該夾雜物通過熱軋及冷軋而形成楔狀的形態(tài)。如果成為這樣的形態(tài)，則s成為孔隙生成的起點(diǎn)，對(duì)耐沖擊性造成不良影響。因此，在本發(fā)明中，優(yōu)選盡量減少s含量，設(shè)為0.005％以下，優(yōu)選為0.003％以下。雖然優(yōu)選盡量減少s含量，但在制造上有時(shí)會(huì)不可避免地混入0.0002％，因此其下限優(yōu)選為0.0002％。

al：0.08％以下

煉鋼階段中，在含有al(鋁)作為脫氧劑的情況下，含有0.02％以上。另一方面，al含量超過0.08％時(shí)，因氧化鋁等夾雜物而使對(duì)耐沖擊性的不良影響變得明顯。因此，al含量設(shè)為0.08％以下，優(yōu)選為0.07％以下。

n：0.006％以下

n(氮)通過與作為淬火性元素的b結(jié)合而使b失去淬火性效果。因此，優(yōu)選盡量減少n含量，將其上限量設(shè)為0.006％，優(yōu)選為0.005％以下。雖然優(yōu)選盡量減少n含量，但在制造上有時(shí)會(huì)不可避免地混入0.001％，因此其下限優(yōu)選為0.001％。

b：0.0002％以上且0.0030％以下

b(硼)在相變前的奧氏體的晶界偏析而具有顯著延遲生成鐵素體相的核的效果，具有抑制生成鐵素體相的效果。為了獲得該效果，需要含有0.0002％以上的b。另一方面，在b含量超過0.0030％時(shí)，不僅淬火性的效果飽和，而且對(duì)延展性造成不良影響。根據(jù)以上情況，b含量設(shè)為0.0002％以上且0.0030％以下，優(yōu)選為0.0003％以上且0.0020％以下。

以上是本發(fā)明的基本成分組成。需要說明的是，可以根據(jù)需要因下述目的而含有下述元素。

含有ti：0.001％以上且0.1％以下、nb：0.001％以上且0.1％以下中的1種或2種

ti(鈦)及nb(鈮)具有以下效果：與n結(jié)合而穩(wěn)定地表現(xiàn)出由b帶來的淬火性效果。另外，ti及nb為少量時(shí)，以微細(xì)的碳化物的形式析出，因此對(duì)高強(qiáng)度化有效果。另一方面，大量含有ti及nb時(shí)，以粗大的碳化物的形式生成。粗大的碳化物成為鐵素體的核生成位點(diǎn)，使鐵素體相易于生成。從這樣的觀點(diǎn)考慮，在含有的情況下，ti及nb的含量均設(shè)為0.001％以上且0.1％以下，優(yōu)選ti及nb總計(jì)為0.005％以上且0.06％以下。

含有cr：0.001％以上且0.6％以下、ni：0.001％以上且0.08％以下、v：0.001％以上且0.3％以下、mo：0.001％以上且0.3％以下、w：0.001％以上且0.2％以下、hf：0.001％以上且0.3％以下中的1種或2種以上

cr(鉻)、ni(鎳)、v(釩)、mo(鉬)、w(鎢)及hf(鉿)具有延遲鐵素體相變開始的效果，除了b所帶來的淬火性的效果，還容易穩(wěn)定地得到希望的鋼板組織。另一方面，cr含量超過0.6％時(shí)，對(duì)鍍敷性造成不良影響。另外，ni、v、mo、w及hf超過上述范圍時(shí)，淬火性的效果飽和。根據(jù)以上情況，在含有的情況下，設(shè)為cr：0.001％以上且0.6％以下、ni：0.001％以上且0.08％以下、v：0.001％以上且0.3％以下、mo：0.001％以上且0.3％以下、w：0.001％以上且0.2％以下、hf：0.001％以上且0.3％以下。

含有總計(jì)為0.0002％以上且0.01％以下的rem、mg、ca中的1種或2種以上

rem(rem：原子序數(shù)57～71的鑭系元素)、mg(鎂)及ca(鈣)使在馬氏體及貝氏體中析出的滲碳體球狀化，使?jié)B碳體周圍的應(yīng)力集中降低。其結(jié)果是具有改善耐沖擊性的效果。另一方面，rem、mg、ca中的1種或2種以上的含量總計(jì)超過0.01％時(shí)，不僅滲碳體的形態(tài)變化的效果飽和，而且對(duì)加工性造成不良影響。根據(jù)以上情況，在含有這些元素的情況下，將rem、mg、ca中的1種或2種以上設(shè)為總計(jì)為0.0002％以上且0.01％以下，優(yōu)選將rem、mg、ca中的1種或2種以上設(shè)為總計(jì)為0.0005％以上且0.005％以下。

上述以外的成分組成為fe及不可避免的雜質(zhì)。

接下來，對(duì)作為本發(fā)明鋼板的重要要件的組織進(jìn)行說明。

鐵素體相的面積率：小于10％(包含0％)

鐵素體相是軟質(zhì)的組織，是容易在與高硬度金屬組織的界面產(chǎn)生空隙而對(duì)彎曲性造成不良影響的組織。因此，應(yīng)盡量減少鐵素體相的面積率。因此，鐵素體相的面積率設(shè)為小于10％(包含0％)，優(yōu)選為5％以下。

貝氏體相的面積率：50％以下(包含0％)

貝氏體相比非自回火馬氏體的馬氏體相的硬度小，即使含有貝氏體相也不損害彎曲性。另一方面，貝氏體相超過50％時(shí)，拉伸強(qiáng)度低于980mpa，因此貝氏體相需要設(shè)為50％以下，優(yōu)選為40％以下。另一方面，為了生成自回火馬氏體，需要在ms點(diǎn)+20℃以上且低于550℃的范圍內(nèi)使奧氏體軟化，有時(shí)在該溫度范圍內(nèi)會(huì)不可避免地發(fā)生貝氏體相變。因此，其下限優(yōu)選為10％。

馬氏體相的面積率：50％以上(包含100％)、馬氏體相中所包含的自回火馬氏體的面積率：85％以上(包含100％)

為了得到拉伸強(qiáng)度為980mpa以上的鋼板，馬氏體相的面積率的下限為50％，優(yōu)選為60％以上。晶粒內(nèi)未確認(rèn)到碳化物的淬火狀態(tài)下的馬氏體相的硬度顯著增高，缺乏彎曲性。在該馬氏體相周圍存在鐵素體或貝氏體相時(shí)，產(chǎn)生應(yīng)力梯度，因此屈服比降低。為了防止這些情況，需要回火加熱工序(賦予鍍敷層后的再加熱)。但是，本發(fā)明的特征在于，不需要回火加熱工序。即，其特征在于，充分利用不需要回火加熱工序(賦予鍍敷層后的再加熱)的自回火馬氏體相。自回火馬氏體相是晶粒內(nèi)可確認(rèn)到碳化物的組織。為了得到具有高屈服比和能夠?qū)嵱玫膹澢缘匿摪?，馬氏體相中所包含的自回火馬氏體相的面積率(自回火馬氏體相的面積率相對(duì)于全部馬氏體相的面積率的比率)需要為85％以上，更優(yōu)選為90％以上的范圍。

從表面至板厚方向上距表面10.0μm的鐵素體相以面積率計(jì)為10％以下

對(duì)于彎曲性而言，表層(從表面至板厚方向上距表面10.0μm的區(qū)域)的組織構(gòu)成是重要的。在本發(fā)明中，組織以高硬度的自回火馬氏體相及貝氏體相為主體(在貝氏體相的面積率低的情況下，自回火馬氏體相為主體)，因此，在表層具有鐵素體相時(shí)，容易在自回火馬氏體相及貝氏體相與鐵素體相的界面產(chǎn)生空隙。其結(jié)果是彎曲性變差。因此，需要盡量減少表層部的鐵素體相的面積率。由于以上原因，表層的鐵素體相以面積率計(jì)設(shè)為10％以下。需要說明的是，設(shè)為從表面至板厚方向上距表面10.0μm的深度是基于以下理由。在進(jìn)行合金化熔融鍍鋅處理的情況下，鍍敷相與基礎(chǔ)鋼板的界面變得不明確，因此難以定義界面本身。另外，彎曲性受到鋼板表層的組織的極大影響，需要對(duì)上述范圍的鐵素體面積率進(jìn)行控制。因此，設(shè)為從表面至距表面10.0μm的深度。另外，由于鐵素體相與退火中的氣體氛圍發(fā)生反應(yīng)而進(jìn)行脫碳等，因此，為了對(duì)從表面至板厚方向上距表面10.0μm的鐵素體相進(jìn)行控制，重要的是退火工序中的控制。另外，為了抑制鐵素體相的生成，實(shí)現(xiàn)鋼板內(nèi)部的固溶元素的均勻化是重要的。為此，在板通過熔融鍍敷線之前(退火前)進(jìn)行1次以上的前加熱工序是有效的。

分散于自回火馬氏體晶粒內(nèi)的碳化物的平均粒徑為200nm以下

在本發(fā)明中，自回火馬氏體晶粒內(nèi)的碳化物優(yōu)選為微細(xì)的，優(yōu)選使微細(xì)的碳化物分散于自回火馬氏體晶粒內(nèi)。該情況下的分散是指滲碳體析出的狀態(tài)。通過使微細(xì)的碳化物在自回火馬氏體晶粒內(nèi)析出，可以得到強(qiáng)度及延展性優(yōu)異的鋼。此時(shí)的碳化物為fe系碳化物(滲碳體或ε碳化物)。平均粒徑為200nm以下時(shí)，易于獲得本發(fā)明所要求的980mpa以上的拉伸強(qiáng)度，因此，分散于自回火馬氏體晶粒內(nèi)的碳化物的平均粒徑的上限設(shè)為200nm，優(yōu)選為100nm以下。在ms點(diǎn)低的情況下，無法生成自回火馬氏體，碳化物充分析出而不生長(zhǎng)。在碳化物充分析出而不生長(zhǎng)的情況下，彎曲性變差，因此，考慮到ms點(diǎn)低的情況，碳化物的平均粒徑的下限優(yōu)選為10nm以上。

需要說明的是，上述組織可以通過對(duì)后面敘述的制造方法中的前加熱工序條件、退火條件進(jìn)行控制而得到。特別是通過將(ms點(diǎn)+20℃)以上且低于550℃的溫度范圍的停留時(shí)間設(shè)為10秒鐘以上且90秒鐘以下，能夠使馬氏體相中所包含的自回火馬氏體以面積率計(jì)為85％以上(包含100％)。另外，上述組織可以通過后面敘述的實(shí)施例中記載的方法來測(cè)定。

接下來，對(duì)本發(fā)明的高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板的制造方法進(jìn)行說明。

本發(fā)明的高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板通過以下方法來制造：在1100℃以上且1350℃以下的溫度下對(duì)上述成分組成的鋼原材料(鋼坯)進(jìn)行加熱，接著，實(shí)施精軋溫度為800℃以上的熱軋，在560℃以下的溫度進(jìn)行卷取、冷軋，實(shí)施前加熱處理，接著實(shí)施退火處理，再實(shí)施鍍敷處理，在所述前加熱處理中，在-20℃以下的露點(diǎn)下加熱至ac3點(diǎn)以上的最高到達(dá)溫度，從ac3點(diǎn)至最高到達(dá)溫度的溫度范圍的停留時(shí)間為30秒鐘以上，從ac3點(diǎn)至550℃以平均冷卻速度為3℃/秒以上進(jìn)行冷卻，在所述退火處理中，在-30℃以下的露點(diǎn)下加熱至ac3點(diǎn)以上的最高到達(dá)溫度，從ac3點(diǎn)至最高到達(dá)溫度的溫度范圍的停留時(shí)間為10秒鐘以上，以從ac3點(diǎn)至550℃的平均冷卻速度為5℃/秒以上、冷卻停止溫度為(ms點(diǎn)+20℃)以上且低于550℃進(jìn)行冷卻，將(ms點(diǎn)+20℃)以上且低于550℃的溫度范圍的停留時(shí)間設(shè)為10秒鐘以上且90秒鐘以下。即，該制造方法具有如下工序：熱軋工序，在1100℃以上且1350℃以下的溫度下對(duì)上述成分組成的鋼原材料(鋼坯)進(jìn)行加熱，接著，實(shí)施精軋溫度為800℃以上的熱軋，在560℃以下的溫度下進(jìn)行卷??；冷軋工序，對(duì)上述熱軋工序中得到的熱軋鋼板進(jìn)行冷軋；前加熱處理，在-20℃以下的露點(diǎn)下將上述冷軋工序中得到的冷軋鋼板加熱至ac3點(diǎn)以上的最高到達(dá)溫度，從ac3點(diǎn)至最高到達(dá)溫度的溫度范圍的停留時(shí)間為30秒鐘以上，從ac3點(diǎn)至550℃以平均冷卻速度為3℃/秒以上進(jìn)行冷卻；退火工序，在-30℃以下的露點(diǎn)下加熱至ac3點(diǎn)以上的最高到達(dá)溫度，從ac3點(diǎn)至最高到達(dá)溫度的溫度范圍的停留時(shí)間為10秒鐘以上，以從ac3點(diǎn)至550℃的平均冷卻速度為5℃/秒以上、冷卻停止溫度為(ms點(diǎn)+20℃)以上且低于550℃進(jìn)行冷卻，將(ms點(diǎn)+20℃)以上且低于550℃的溫度范圍的停留時(shí)間設(shè)為10秒鐘以上且90秒鐘以下；鍍敷工序，對(duì)上述退火工序中得到的退火板進(jìn)行鍍敷處理。需要說明的是，上述ms點(diǎn)是通過下面的式(1)求出的值。

[數(shù)學(xué)式1]

[％c]及[％mn]分別表示c及mn的質(zhì)量％，vf表示鐵素體面積率(％)。

另外，ac3點(diǎn)是根據(jù)使用熱膨脹測(cè)定裝置以平均加熱速度3℃/秒得到的相變膨脹曲線求出的值。

在本發(fā)明中，鋼的熔煉方法沒有特別限定，可以采用轉(zhuǎn)爐、電爐等公知的熔煉方法。另外，可以利用真空脫氣爐進(jìn)行2次精煉。然后，從生產(chǎn)性、品質(zhì)上的問題考慮，優(yōu)選通過連續(xù)鑄造法制成鋼坯(鋼原材料)，也可以通過鑄錠-開坯軋制法、薄鋼坯連鑄法等公知的鑄造方法制成板坯。

鋼原材料的加熱溫度：1100℃以上且1350℃以下

需要在熱軋之前對(duì)鋼原材料進(jìn)行加熱而形成實(shí)質(zhì)上均勻的奧氏體相。加熱溫度低于1100℃時(shí)，無法在精軋溫度800℃以上完成熱軋。另一方面，加熱溫度高于1350℃時(shí)，產(chǎn)生氧化皮而使熱軋鋼板的表面性狀變差。因此，鋼原材料的加熱溫度設(shè)為1100℃以上且1350℃以下，優(yōu)選為1150℃以上且1300℃以下。其中，對(duì)鋼原材料實(shí)施熱軋時(shí)，在鑄造后的鋼原材料為1100℃以上且1350℃以下的溫度范圍的情況下、或者在鋼原材料的碳化物熔融的情況下，可以直接軋制鋼原材料而不對(duì)其進(jìn)行加熱。需要說明的是，對(duì)粗軋條件沒有特別限定。

精軋溫度：800℃以上

精軋溫度低于800℃時(shí)，在精軋中開始鐵素體相變而形成鐵素體晶粒伸展而成的組織，并且部分地形成鐵素體晶粒生長(zhǎng)而成的混晶組織，因此對(duì)冷軋時(shí)的板厚精度造成不良影響。因此，精軋溫度設(shè)為800℃以上，優(yōu)選為840℃以上。另外，從抑制產(chǎn)生氧化皮性質(zhì)缺陷的觀點(diǎn)考慮，優(yōu)選精軋溫度為950℃以下。

卷取溫度：560℃以下

卷取溫度超過560℃時(shí)，進(jìn)行鋼板表面的脫碳，生成厚度1.0μm左右的內(nèi)部氧化層，對(duì)鍍敷性、加工性造成不良影響。因此，卷取溫度需要設(shè)為560℃以下。卷取溫度的下限沒有特別設(shè)定。通常，受到生產(chǎn)線的限制，卷取溫度為350℃以上。另外，為了提高冷軋時(shí)的板厚精度，優(yōu)選設(shè)為540℃以上。

冷軋

為了得到希望的板厚，需要實(shí)施冷軋。冷軋率沒有特別限定，由于生產(chǎn)線的限制，優(yōu)選為30％以上且80％以下。

前加熱處理，在-20℃以下的露點(diǎn)下加熱至ac3點(diǎn)以上的最高到達(dá)溫度，從ac3點(diǎn)至最高到達(dá)溫度的溫度范圍的停留時(shí)間為30秒鐘以上，從ac3點(diǎn)至550℃以平均冷卻速度為3℃/秒以上進(jìn)行冷卻

在本發(fā)明中，由于在脫碳時(shí)會(huì)部分地產(chǎn)生鐵素體相，因此，在彎曲加工時(shí)會(huì)在鐵素體與馬氏體的邊界產(chǎn)生裂紋，彎曲性降低。因此，在前加熱工序中需要將露點(diǎn)設(shè)為-20℃以下，優(yōu)選為-30℃以下。其中，由于設(shè)備限制，優(yōu)選露點(diǎn)為-50℃以上。

另外，前加熱工序的目的在于抑制鋼板內(nèi)部的元素的不均勻分布性。通過抑制鋼板內(nèi)部的元素的不均勻分布性，能夠在鋼板表層抑制鐵素體相的生成、且形成均勻的組織。為了消除元素的不均勻分布性，需要將從ac3點(diǎn)至最高到達(dá)溫度的溫度范圍的停留時(shí)間設(shè)為30秒鐘以上。優(yōu)選從ac3點(diǎn)+20℃至最高到達(dá)溫度的溫度范圍的停留時(shí)間為50秒鐘以上。如果1次加熱中累計(jì)保持時(shí)間未達(dá)到30秒鐘，則可以進(jìn)行2次以上的加熱，即，可以使板通過連續(xù)退火線2次以上。另外，從生產(chǎn)性的觀點(diǎn)考慮，上述停留時(shí)間優(yōu)選為300秒鐘以下。需要說明的是，為了控制從ac3點(diǎn)至最高到達(dá)溫度的溫度范圍的停留時(shí)間，最高到達(dá)溫度為ac3點(diǎn)以上，優(yōu)選最高到達(dá)溫度為ac3點(diǎn)以上且ac3點(diǎn)+50℃以下。

由于需要抑制冷卻過程中伴隨著鐵素體相變而產(chǎn)生的元素分配，因此需要在不使鐵素體相變開始的范圍進(jìn)行冷卻。因此，對(duì)于本發(fā)明鋼而言，如果從ac3點(diǎn)至550℃的平均冷卻速度為3℃/秒以上，則能夠在不使鐵素體相變開始的情況下結(jié)束冷卻，因此，從ac3點(diǎn)至550℃的平均冷卻速度設(shè)為3℃/秒以上。需要說明的是，由于設(shè)備限制，優(yōu)選上述平均冷卻速度為50℃/秒以下。

退火處理，在-30℃以下的露點(diǎn)下加熱至ac3點(diǎn)以上的最高到達(dá)溫度，從ac3點(diǎn)至最高到達(dá)溫度的溫度范圍的停留時(shí)間為10秒鐘以上，以從ac3點(diǎn)至550℃的平均冷卻速度為5℃/秒以上、冷卻停止溫度為(ms點(diǎn)+20℃)以上且低于550℃進(jìn)行冷卻，將(ms點(diǎn)+20℃)以上且低于550℃的溫度范圍的停留時(shí)間設(shè)為10秒鐘以上且90秒鐘以下

在-30℃以下的露點(diǎn)下加熱至ac3點(diǎn)以上且最高到達(dá)溫度，從ac3點(diǎn)至最高到達(dá)溫度的溫度范圍的停留時(shí)間為10秒鐘以上

在退火工序中，重要的是：在奧氏體單相區(qū)域中得到均勻的組織、降低元素分布的不均勻性、以及抑制表層的鐵素體相的生成。為了抑制表層的組織變化，需要將露點(diǎn)設(shè)為-30℃以下，優(yōu)選為-35℃以下。需要說明的是，由于退火爐的設(shè)備限制，優(yōu)選露點(diǎn)為-50℃以上。

由于在前加熱工序中鋼板內(nèi)部的元素分布狀態(tài)接近均勻，因此，在本退火工序中，如果從ac3點(diǎn)至最高到達(dá)溫度的溫度范圍的停留時(shí)間為10秒鐘以上，則能夠獲得均勻的組織。另外，從鐵素體相至奧氏體相的相變接近完成是重要的。因此，在從鐵素體相至奧氏體相的相變結(jié)束溫度(ac3點(diǎn))以上對(duì)鋼板賦予的熱能總量是重要的。即，即使在ac3點(diǎn)以上，也會(huì)因元素分配的影響而殘留具有納米級(jí)粒徑的鐵素體晶粒。為了使包括具有納米級(jí)粒徑的鐵素體晶粒完全形成奧氏體單相，需要加熱至鐵素體相至奧氏體相的相變結(jié)束溫度(ac3點(diǎn))以上的最高到達(dá)溫度，并將從ac3點(diǎn)至最高到達(dá)溫度的溫度范圍的停留時(shí)間設(shè)為10秒鐘以上。另外，從生產(chǎn)性的觀點(diǎn)考慮，上述停留時(shí)間優(yōu)選為50秒鐘以下。需要說明的是，為了控制從ac3點(diǎn)至最高到達(dá)溫度的溫度范圍的停留時(shí)間，最高到達(dá)溫度需要為ac3點(diǎn)以上，最高到達(dá)溫度優(yōu)選為ac3點(diǎn)以上且ac3+50℃以下。

以從ac3點(diǎn)至550℃的平均冷卻速度為5℃/秒以上、冷卻停止溫度為(ms點(diǎn)+20℃)以上且低于550℃進(jìn)行冷卻，(ms點(diǎn)+20℃)以上且低于550℃的溫度范圍的停留時(shí)間為10秒鐘以上且90秒鐘以下

在冷卻至550℃的冷卻速度慢的情況下，在冷卻過程中開始鐵素體相變，導(dǎo)致c及mn富集于奧氏體相。為了避免這樣的情況，需要在ac3點(diǎn)至550℃實(shí)施平均冷卻速度為5℃/秒以上的強(qiáng)制冷卻。另外，由于設(shè)備限制，優(yōu)選上述平均冷卻速度為50℃/秒以下。

需要在強(qiáng)制冷卻后使未相變的奧氏體相軟化，緩和力學(xué)上的束縛，從而使ms點(diǎn)升高。該奧氏體相的軟化優(yōu)選高溫且長(zhǎng)時(shí)間進(jìn)行保持。另一方面，由于可形成鐵素體相、貝氏體相這樣的不希望的組織，因此需要在最有效的溫度、時(shí)間內(nèi)進(jìn)行保持。下述式(1)是考慮到未相變奧氏體相的局部區(qū)域的馬氏體相變開始溫度(ms點(diǎn))。[％c]及[％mn]分別為c含量及mn含量，vf為鐵素體相的面積率。[％c]及[％mn]的系數(shù)表示因鐵素體相的生成而富集于奧氏體相的c或mn的元素量所引起的ms點(diǎn)降低的斜率。

[數(shù)學(xué)式1]

[％c]及[％mn]分別表示c及mn的質(zhì)量％，vf表示鐵素體面積率(％)。

在低于由上述式(1)計(jì)算的ms+20℃的溫度范圍，奧氏體相不能高效地軟化。另一方面，在停留于550℃以上的溫度范圍的情況下，由于生成鐵素體相，因此ms點(diǎn)降低，難以生成自回火馬氏體。因此，強(qiáng)制冷卻后的冷卻停止溫度設(shè)為(ms點(diǎn)+20℃)以上且低于550℃。為了使奧氏體相軟化，該溫度范圍的停留時(shí)間為10秒鐘以上。另一方面，停留超過90秒鐘時(shí)，過度生成貝氏體相。因此，(ms點(diǎn)+20℃)以上且低于550℃的溫度范圍的停留時(shí)間設(shè)為10秒鐘以上且90秒鐘以下。需要說明的是，預(yù)先在實(shí)驗(yàn)室對(duì)冷卻停止溫度與鐵素體面積率的關(guān)系進(jìn)行研究，根據(jù)其鐵素體面積率來計(jì)算ms點(diǎn)。

另外，自回火馬氏體在高溫下發(fā)生馬氏體相變，在冷卻過程中生成碳化物，因此希望ms點(diǎn)盡量高，ms點(diǎn)優(yōu)選為350℃以上。

由以上方法，可制造本發(fā)明的高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板。需要說明的是，本發(fā)明的高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板的材質(zhì)不受鍍敷處理、鍍敷浴組成的影響，因此，作為鍍敷處理，可以應(yīng)用熔融鍍鋅處理、合金化熔融鍍鋅處理中的任意處理。另外，作為鍍敷浴的組成，優(yōu)選含有fe：5.0～20.0％、al：0.001％～1.0％、總計(jì)為0％～3.5％的pb、sb、si、sn、mg、mn、ni、cr、co、ca、cu、li、ti、be、bi、rem中的1種或2種以上，余量由zn及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。通過以這樣的鍍敷浴組成進(jìn)行鍍敷處理，本發(fā)明的高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板具有以下的鍍敷層，所述鍍敷層以質(zhì)量％計(jì)含有fe：5.0～20.0％、al：0.001％～1.0％、總計(jì)為0％～3.5％的pb、sb、si、sn、mg、mn、ni、cr、co、ca、cu、li、ti、be、bi、rem中的1種或2種以上，余量由zn及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。

另外，即使是通過電鍍鋅處理制造的高強(qiáng)度鍍鋅鋼板，也能夠通過滿足本發(fā)明的成分組成及組織而發(fā)揮拉伸強(qiáng)度為980mpa以上(優(yōu)選為980mpa以上且1300mpa以下)、且具有良好的彎曲性的效果。

實(shí)施例

實(shí)施例1

在表2(表2-1與表2-2總稱為表2)所示的熱軋條件下，將具有表1所示成分組成的壁厚250mm的鋼原材料制成熱軋鋼板，實(shí)施了冷軋率為30％以上且80％以下的冷軋。接著，在表2所示的條件下實(shí)施前加熱工序，利用連續(xù)退火熔融鍍鋅線在表2所示的條件下制造了熔融鍍鋅鋼板(“gi鋼材”及“ga鋼材”)。ac3點(diǎn)根據(jù)使用熱膨脹測(cè)定裝置以平均加熱速度3℃/秒得到的相變膨脹曲線而得到。連續(xù)退火熔融鍍鋅線中浸漬的鍍敷浴(鍍敷組合物組成：zn-0.13質(zhì)量％al)的溫度為460℃，對(duì)于gi鋼材、ga鋼材，鍍敷量均為每一面45～65g/m²，鍍敷層中含有的fe量為6～14％的范圍。

從如上所述得到的熔融鍍鋅鋼板上采集試驗(yàn)片，按照以下的方法觀察組織，并對(duì)性能進(jìn)行了評(píng)價(jià)。

(i)組織觀察

各相的面積率通過以下方法進(jìn)行了評(píng)價(jià)。以與軋制方向平行的截面為觀察面的方式從鋼板上切下，用1％硝酸乙醇腐蝕液對(duì)板厚中心部進(jìn)行腐蝕并使其露出，使用掃描電子顯微鏡放大2000倍拍攝了10個(gè)視野。鐵素體相是具有在晶粒內(nèi)未觀察到腐蝕痕跡、滲碳體的形態(tài)的組織，貝氏體相是晶粒內(nèi)確認(rèn)到腐蝕痕跡、比自回火馬氏體更大的碳化物的組織。馬氏體相是晶粒內(nèi)未確認(rèn)到碳化物、且以白色對(duì)比度觀察到的組織，自回火馬氏體是以白色對(duì)比度觀察到、且晶粒內(nèi)確認(rèn)到碳化物的組織。將組織的代表例示于圖1。通過對(duì)它們進(jìn)行圖像分析，區(qū)分鐵素體相、貝氏體相及馬氏體相，根據(jù)相對(duì)于觀察視野的面積率求出了各組織。

為了測(cè)定分散于自回火馬氏體晶粒內(nèi)的碳化物的粒徑，使用透射電子顯微鏡以135000倍以上進(jìn)行拍撮，通過圖像分析求出各碳化物的面積，并求出與該面積相等的等效圓直徑，求出300個(gè)以上碳化物的等效圓直徑的平均值作為碳化物的平均粒徑。

另外，對(duì)于鋼板表面的組織而言，在通過酸洗對(duì)鍍敷鋼板的鍍敷層進(jìn)行剝離后，用掃描電子顯微鏡放大2000倍拍攝10個(gè)視野，求出了從表層至板厚方向上距表層10.0μm的鐵素體相的面積率。

(ii)拉伸試驗(yàn)

以相對(duì)于軋制方向的直角方向?yàn)槔旆较虻姆绞接扇廴阱冧\鋼板制作jis5號(hào)拉伸試驗(yàn)片，進(jìn)行5次基于jisz2241(2011)所規(guī)定的拉伸試驗(yàn)，求出了平均的屈服強(qiáng)度(ys)、拉伸強(qiáng)度(ts)、總伸長(zhǎng)率(el)。拉伸試驗(yàn)的滑塊速度設(shè)為10mm/分。在表3中，將拉伸強(qiáng)度：980mpa以上、伸長(zhǎng)率：8.0％以上作為本發(fā)明鋼所要求的鋼板的機(jī)械性質(zhì)。這里，伸長(zhǎng)率設(shè)為8.0％以上是由于，在伸長(zhǎng)率低于8.0％時(shí)，無法在冷壓中進(jìn)行實(shí)際使用。

(iii)彎曲試驗(yàn)

以相對(duì)于鋼板軋制方向的直角方向?yàn)樵囼?yàn)片的長(zhǎng)度方向的方式采集jisz2248中記載的3號(hào)試驗(yàn)片，用v形塊法進(jìn)行了彎曲試驗(yàn)。在彎曲棱線處確認(rèn)到裂紋時(shí)，通過按壓配件前端的半徑除以板厚來求出極限彎曲半徑(r/t)。r/t為3.0以下時(shí)，作為本發(fā)明所要求的范圍進(jìn)行了評(píng)價(jià)。

將以上得到的結(jié)果示于表3。

表2-1

可知，發(fā)明例均得到了拉伸強(qiáng)度ts為980mpa以上且具有良好的彎曲性的鋼板。另一方面，脫離本發(fā)明范圍的比較例的拉伸強(qiáng)度、彎曲性中的任意一者以上較差。