本發(fā)明涉及高強度熔融鍍鋅鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
從保護地球環(huán)境的觀點考慮，為了降低co2排放量，對于汽車工業(yè)而言，在保持汽車車身強度的同時謀求其能輕質(zhì)化、改善汽車的油耗始終是重要的課題。為了在保持汽車車身強度的同時使其輕質(zhì)化，通過使作為汽車部件用原材料的鋼板高強度化而使鋼板變薄是有效的。另一方面，以鋼板作為原材料的汽車部件多數(shù)通過壓制加工、翻邊加工等而成型。因此，對于用作汽車部件用原材料的高強度熔融鍍鋅鋼板而言，不僅要求具有希望的強度，還要求具有優(yōu)異的成型性。
近年來，作為汽車車身的骨架用原材料，高強度熔融鍍鋅鋼板的應(yīng)用正在擴大。在高強度熔融鍍鋅鋼板的成型時，大多會實施主要涉及彎曲的加工，因而需要優(yōu)異的彎曲加工性。另外，由于通過主要涉及彎曲的加工和拉伸凸緣成型的組合極大地提高了對汽車部件的適用性，因此要求兼顧彎曲加工性和拉伸凸緣性的材料。在這樣的背景下，開發(fā)了彎曲加工性、拉伸凸緣性優(yōu)異的各種高強度熔融鍍鋅鋼板。專利文獻1及專利文獻2公開了涉及從斷裂的觀點考慮彎曲加工性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板的技術(shù)。專利文獻3中公開了涉及拉伸凸緣性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板的技術(shù)。
現(xiàn)有技術(shù)文獻
專利文獻
專利文獻1：日本特開2012-12703號公報
專利文獻2：日本特開2010-70843號公報
專利文獻3：日本特開2007-119842號公報
技術(shù)實現(xiàn)要素：
發(fā)明要解決的課題
然而，專利文獻1及專利文獻2中記載的技術(shù)均僅單純地提高了從斷裂的觀點考慮的彎曲加工性，未考慮到成型后的形狀、褶皺等外觀等。在高強度熔融鍍鋅鋼板的彎曲加工中，因合金元素的偏析等而導(dǎo)致在彎曲棱線處出現(xiàn)條紋狀的起伏，存在涂裝性、外觀等受損的問題。特別是在合金元素含量多的高強度熔融鍍鋅鋼板中大多確認到了該問題。專利文獻3中記載的技術(shù)未實現(xiàn)兼顧彎曲加工性和拉伸凸緣性，存在改進的余地。
本發(fā)明是鑒于以上的情況而完成的。本發(fā)明所要解決的課題在于提供一種拉伸凸緣性及曲加工性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板及其制造方法。
解決課題的方法
本發(fā)明人等為了實現(xiàn)上述課題，從鋼板的成分組成、組織及制造方法等多種觀點進行了深入研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)了以下見解。
將c量設(shè)為0.07～0.25質(zhì)量％，并對其它合金元素進行適當調(diào)整，在此基礎(chǔ)上適當?shù)亟M合回火馬氏體相和貝氏體相的面積率、回火馬氏體相的硬度等，由此實現(xiàn)了高強度且優(yōu)異的拉伸凸緣性及彎曲加工性。本發(fā)明是基于這樣的見解而完成的，其主旨如下所述。
[1]一種高強度熔融鍍鋅鋼板，其具有以下成分組成：以質(zhì)量％計，含有c：0.07～0.25％、si：0.01～3.00％、mn：1.5～4.0％、p：0.100％以下、s：0.02％以下、al：0.01～1.50％、n：0.001～0.008％、ti：0.003～0.200％、b：0.0003～0.0050％，且滿足ti＞4n，余量由fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，
以板厚方向上距基礎(chǔ)鋼板表面1/4位置的截面的面積率計，鐵素體相為70％以下(包含0％)，貝氏體相和回火貝氏體相總計為20％以下(包含0％)，回火馬氏體相為25％以上，殘留奧氏體相小于3％(包含0％)，
所述回火馬氏體相的平均結(jié)晶粒徑為20μm以下，所述回火馬氏體相的維氏硬度的波動以標準差計為20以下，在所述回火馬氏體相中的碳化物中，短軸長度為0.05μm以上的碳化物的個數(shù)密度為3×106個/mm2以下。
[2]上述[1]所述的高強度熔融鍍鋅鋼板，以質(zhì)量％計，其還含有選自cr：0.01～2.00％、mo：0.01～2.00％、v：0.01～2.00％、ni：0.01～2.00％、cu：0.01～2.00％中的至少一種元素。
[3]上述[1]或[2]所述的高強度熔融鍍鋅鋼板，以質(zhì)量％計，其還含有nb：0.003～0.200％。
[4]上述[1]～[3]中任一項所述的高強度熔融鍍鋅鋼板，以質(zhì)量％計，其還含有選自ca：0.001～0.005％、rem：0.001～0.005％中的至少一種元素。
[5]一種高強度熔融鍍鋅鋼板的制造方法，該方法包括依次進行以下各工序：
熱軋工序，在精軋結(jié)束后，對具有上述[1]～[4]中任一項所述的成分組成的鋼坯進行冷卻，并使得在600～700℃下的停留時間總計為10秒鐘以下，在卷取溫度低于600℃下進行卷取；
冷軋工序，以大于20％的壓下率進行冷軋；
退火工序，以15℃/秒以下的平均加熱速度加熱至退火溫度750～950℃，并在該退火溫度下保持30秒鐘以上；
一次冷卻工序，以3℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻；
鍍鋅工序，實施鍍鋅；
二次冷卻工序，在以1℃/秒以上的平均冷卻速度冷卻至ms點以上后，實施以100℃/秒以上的平均冷卻速度冷卻至100℃以下的冷卻；以及
回火工序，再加熱至350℃以下并保持1秒鐘以上。
[6]上述[5]所述的高強度熔融鍍鋅鋼板的制造方法，其中，在所述鍍鋅工序中，在實施了鍍鋅后進一步加熱至460～600℃實施鍍鋅的合金化處理。
需要說明的是，在本發(fā)明中，“高強度熔融鍍鋅鋼板”的拉伸強度(ts)為980mpa以上，不僅包括熔融鍍鋅鋼板，還包括合金化熔融鍍鋅鋼板。另外，在需要區(qū)別說明熔融鍍鋅鋼板與合金化熔融鍍鋅鋼板時，將上述鋼板區(qū)別記載。
發(fā)明的效果
根據(jù)本發(fā)明，可以得到拉伸凸緣性及彎曲加工性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板。本發(fā)明的高強度熔融鍍鋅鋼板可以在彎曲加工后實現(xiàn)良好的外觀。本發(fā)明的高強度熔融鍍鋅鋼板適于用作汽車部件用原材料。
具體實施方式
以下，對本發(fā)明的詳細情況進行說明。需要說明的是，在沒有特別說明的情況下，表示成分元素的含量的“％”是指“質(zhì)量％”的意思。
1)成分組成
c：0.07～0.25％
c(碳)是使馬氏體相生成、使ts提高的必須元素。c量低于0.07％時，馬氏體相的強度降低，無法得到ts為980mpa以上。另一方面，c量超過0.25％時，彎曲加工性變差。因此，c量設(shè)為0.07～0.25％。從得到1180mpa以上的ts的觀點考慮，c量優(yōu)選為0.08以上，更優(yōu)選為0.10％以上，另一方面，c量的上限側(cè)優(yōu)選為0.23％以下。
si：0.01～3.00％
si(硅)是使鋼固溶強化而提高ts的有效元素。為了獲得這樣的效果，需要使si量為0.01％以上。另一方面，si含量增加時，鋼變脆，彎曲加工性變差。在本發(fā)明中可以允許si量至3.00％。因此，si量設(shè)為0.01～3.00％，si量優(yōu)選為0.01～1.80％，更優(yōu)選為0.01～1.00％，進一步優(yōu)選為0.01～0.70％。
mn：1.5～4.0％
mn(錳)是使鋼固溶強化而提高ts、抑制鐵素體相變、貝氏體相變而生成馬氏體相來提高ts的元素。為了充分地獲得這樣的效果，需要將mn量設(shè)為1.5％以上。另一方面，mn量超過4.0％時，鋼變脆，彎曲加工性變差。因此，mn量設(shè)為1.5～4.0％，mn量的下限側(cè)優(yōu)選為1.8％以上，上限側(cè)優(yōu)選為3.8％以下，更優(yōu)選為3.5％以下。
p：0.100％以下
p(磷)由于晶界偏析而使鋼變脆，使彎曲加工性變差，因此希望盡量降低p量。但是，從制造成本方面等考慮，p量設(shè)為0.100％以下，優(yōu)選為0.050％以下，更優(yōu)選為0.025％以下，進一步優(yōu)選為0.015％以下。完全不含有p在原理上不存在問題，因此沒有特別限定下限，但通常低于0.001％時會導(dǎo)致生產(chǎn)效率降低，因此p量優(yōu)選為0.001％以上。
s：0.02％以下
s(硫)以mns等夾雜物的形式而存在，會使彎曲加工性變差，因此優(yōu)選盡量降低其量，在本發(fā)明中，s量可以允許至0.02％。因此，s量為0.02％以下。完全不含有s在原理上不存在問題，因此沒有特別限定下限，但通常低于0.0005％時會導(dǎo)致生產(chǎn)效率降低，因此s量優(yōu)選為0.0005％以上。
al：0.01～1.50％
al(鋁)作為脫氧劑發(fā)揮作用，優(yōu)選在脫氧工序中含有al。為了獲得這樣的效果，需要使al量為0.01％以上。另一方面，如果al量超過1.50％，則導(dǎo)致在退火時過量生成鐵素體相，ts降低。因此，al量設(shè)為0.01～1.50％，al量優(yōu)選為0.01～0.70％，更優(yōu)選為0.01～0.10％。
n：0.001～0.008％
n(氮)超過0.008％時，tin粗大化，會促使生成以其為核的鐵素體相而無法獲得本發(fā)明的鋼板組織。另一方面，低于0.001％時，aln、tin等氮化物微細化，對鐵素體相、馬氏體相的晶粒生長的抑制效果降低，該晶粒粗大化，無法得到本發(fā)明的鋼板組織。因此，n量設(shè)為0.001～0.008％。
ti：0.003～0.200％
ti(鈦)是退火時抑制鐵素體的再結(jié)晶，使最終組織中回火馬氏體相的晶粒微細化的有效元素。另外，是固定n而抑制bn的生成，發(fā)揮b的效果的有效的元素。為了獲得這樣的效果，需要使ti量為0.003％以上。另一方面，ti量超過0.200％時，生成粗大的碳氮化物(包括ticn、tic)，鋼中的固溶c量降低，ts降低。因此，ti量設(shè)為0.003～0.200％，ti量的下限側(cè)優(yōu)選為0.010％以上，上限側(cè)優(yōu)選為0.080％以下，更優(yōu)選為0.060％以下，進一步優(yōu)選為0.030％以下。
b：0.0003～0.0050％
b(硼)是均勻地抑制來自于晶界的鐵素體相和貝氏體相成核而獲得硬度波動小的回火馬氏體相的有效元素。為了充分獲得這樣的效果，需要將b量設(shè)為0.0003％以上。另一方面，b量超過0.0050％時，夾雜物增加，使彎曲性變差。因此，b量設(shè)為0.0003～0.0050％，b量的下限側(cè)優(yōu)選為0.0005％以上，上限側(cè)優(yōu)選為0.0035％以下，更優(yōu)選為0.0020％以下。
ti＞4n
ti(鈦)是固定n而抑制bn的生成，發(fā)揮b的效果的有效元素。為了充分獲得這樣的效果，ti和n的含量需要滿足ti＞4n。
余量為fe及不可避免的雜質(zhì)，可以根據(jù)需要適當含有以下元素中的一種以上。另外，本發(fā)明中可以含有zr、mg、la、ce、sn、sb等雜質(zhì)元素總計至0.002％。
選自cr(鉻)：0.01～2.00％、mo(鉬)：0.01～2.00％、v(釩)：0.01～2.00％、ni(鎳)：0.01～2.00％、cu(銅)：0.01～2.00％中的至少一種元素
cr、mo、v、ni、cu是生成馬氏體相等低溫相變相、對高強度化有效的元素。從獲得這樣的效果的觀點考慮，選自cr、mo、v、ni、cu中的至少一種元素的含量優(yōu)選分別為0.01％以上。另一方面，cr、mo、v、ni、cu各自的含量超過2.00％時，其效果飽和，導(dǎo)致成本增加。因此，在含有這些元素的情況下，cr、mo、v、ni、cu的含量分別優(yōu)選為0.01～2.00％。更優(yōu)選cr為0.01～1.50％，mo為0.01～0.80％，v為0.01～0.80％，ni為0.01～1.50％，cu為0.01～0.50％。
nb：0.003～0.200％
nb(鈮)是退火時抑制鐵素體相的再結(jié)晶，使最終組織中回火馬氏體相的晶粒微細化的有效元素。從獲得這樣的效果的觀點考慮，nb含量優(yōu)選為0.003％以上。另一方面，超過0.200％時，生成粗大的碳氮化物(包括nbcn、nbc)，鋼中的固溶c量降低，存在ts降低的隱患。因此，在含有nb的情況下，nb量優(yōu)選為0.003～0.200％，nb量更優(yōu)選為0.005～0.080％，進一步優(yōu)選為0.005～0.060％。
選自ca(鈣)：0.001～0.005％、rem(稀土元素)：0.001～0.005％中的至少一種元素
ca、rem均是通過控制硫化物的形態(tài)而使彎曲加工性得到改善的有效元素。從獲得這樣的效果的觀點考慮，優(yōu)選將選自ca、rem中的至少一種元素的含量設(shè)為0.001％以上。另一方面，如果ca、rem各自的含量超過0.005％，則夾雜物增加，存在彎曲加工性變差的隱患。因此，在含有這些元素的情況下，優(yōu)選ca、rem的含量為0.001％～0.005％。
2)鋼板組織
鐵素體相的面積率：70％以下(包含0％)
鐵素體相的面積率超過70％時，難以兼顧980mpa以上的ts和彎曲加工性及拉伸凸緣性。因此，鐵素體相的面積率設(shè)為70％以下。為了獲得1180mpa以上的ts，鐵素體相的面積率優(yōu)選為60％以下，更優(yōu)選為20％以下，進一步優(yōu)選為8％以下。
貝氏體相和回火貝氏體相的面積率總計：20％以下(包含0％)
貝氏體相和回火貝氏體相的面積率總計超過20％時，彎曲加工性及拉伸凸緣性變差。因此，貝氏體相和回火貝氏體相的面積率總計設(shè)為20％以下。需要說明的是，本發(fā)明中的貝氏體相由上部貝氏體相(upperbainitephase)和下部貝氏體相(lowerbainitephase)構(gòu)成，回火貝氏體相為回火下部貝氏體相。
回火馬氏體相的面積率：25％以上
回火馬氏體相的面積率低于25％時，難以兼顧980mpa以上的ts和彎曲加工性及拉伸凸緣性。因此，回火馬氏體相的面積率設(shè)為25％以上。從獲得1180mpa以上的ts的觀點考慮，回火馬氏體相的面積率優(yōu)選為40％以上，更優(yōu)選為80％以上，進一步優(yōu)選為90％以上。需要說明的是，在本發(fā)明中，回火馬氏體相是指具有碳化物的馬氏體相。在本發(fā)明中，回火馬氏體相包括自回火馬氏體相(autotemperedmartensitephase)。
殘留奧氏體相的面積率：低于3％(包含0％)
殘留奧氏體相通過在彎曲加工時成為硬質(zhì)的馬氏體相而使彎曲加工性及拉伸凸緣性變差。因此，殘留奧氏體相的面積率設(shè)為低于3％。殘留奧氏體相的面積率優(yōu)選為低于2％，更優(yōu)選為低于1％。
需要說明的是，對于殘留奧氏體相而言，通過后面敘述的方法求出體積率。然后，將該體積率的值作為面積率的值對待。
回火馬氏體相的平均結(jié)晶粒徑：20μm以下
回火馬氏體相的平均結(jié)晶粒徑超過20μm時，彎曲加工性變差。因此，回火馬氏體相的平均結(jié)晶粒徑設(shè)為20μm以下，回火馬氏體相的平均結(jié)晶粒徑優(yōu)選為15μm以下。
回火馬氏體相的維氏硬度的波動的標準差：20以下
回火馬氏體相的維氏硬度的波動的標準差超過20時，彎曲加工性變差。因此，回火馬氏體相的維氏硬度的波動的標準差設(shè)為20以下，該標準差優(yōu)選為15以下。需要說明的是，本發(fā)明中的回火馬氏體相的維氏硬度優(yōu)選為300～600。
在回火馬氏體相中的碳化物中，短軸長度為0.05μm以上的碳化物的個數(shù)密度為3×106個/mm2以下
在回火馬氏體相中的碳化物中，短軸長度為0.05μm以上的碳化物的個數(shù)密度超過3×106個/mm2時，彎曲加工性變差。因此，在回火馬氏體相中的碳化物中，短軸長度為0.05μm以上的碳化物的個數(shù)密度設(shè)為3×106個/mm2以下。
本發(fā)明的鋼板組織可以是回火馬氏體相單相。另一方面，作為鐵素體相、回火馬氏體相、貝氏體相、回火貝氏體相、殘留奧氏體相以外的其它相，本發(fā)明的鋼板組織有時還含有馬氏體相、珠光體相。但是，在本發(fā)明中，優(yōu)選其它相的面積率總計低于2％，更優(yōu)選低于1％。
這里，鋼板組織中的鐵素體相、回火馬氏體相、貝氏體相、回火貝氏體相等的面積率是指組織觀察中各相的面積在觀察面積中所占的比例。它們的面積率可以通過以下方式求出：由除去了鍍鋅層(進行了合金化的情況下為合金化鍍鋅層)的基礎(chǔ)鋼板裁切出樣品，對與軋制方向平行的板厚截面進行拋光，然后用3％硝酸乙醇腐蝕液進行腐蝕，使用sem(掃描電子顯微鏡)以1500倍的倍率對板厚方向上距基礎(chǔ)鋼板表面1/4位置分別拍攝3個視野，使用分析軟件(例如mediacybernetics公司制造的image-pro)根據(jù)得到的圖像數(shù)據(jù)求出各相的面積率，將上述3個視野的平均面積率作為各相的面積率。在上述圖像數(shù)據(jù)中，鐵素體相為黑色，馬氏體相為不含碳化物的白色，回火馬氏體相為含有方位不一致的碳化物的亮灰色，回火下部貝氏體相為含有方位一致的碳化物的暗灰色，上部貝氏體相為含有碳化物或島狀白色組織的黑色，下部貝氏體相為含有方位一致的碳化物的亮灰色，珠光體相為白色與黑色的層狀，由此能夠進行區(qū)分。這里，回火馬氏體相可以含有各種大小的碳化物。在本發(fā)明中，按照后面敘述的方法限定了回火馬氏體相中特定碳化物的個數(shù)密度。另外，由于難以根據(jù)圖像數(shù)據(jù)區(qū)別馬氏體相與殘留奧氏體相，因此將通過后面敘述的x射線衍射法求出的殘留奧氏體相體積率的值減去白色組織面積率的值所得到的值作為馬氏體相的面積率。
回火馬氏體相的平均結(jié)晶粒徑如下：對于求出了面積率的上述圖像數(shù)據(jù)，通過將上述3個視野的回火馬氏體相面積的總計除以回火馬氏體相的個數(shù)而求出平均面積，將其1/2次方作為平均結(jié)晶粒徑。
如下所述求出板厚方向上距基礎(chǔ)鋼板表面1/4位置截面的殘留奧氏體相的體積率。即，在基礎(chǔ)鋼板的板厚方向上拋光至距表面1/4位置，然后通過化學(xué)拋光進一步拋光了0.1mm，對于該面，通過x射線衍射裝置使用mo的kα射線測定fcc鐵(奧氏體)的(200)面、(220)面、(311)面、以及bcc鐵(鐵素體)的(200面)、(211)面、(220)面的積分反射強度。然后，根據(jù)來自于fcc鐵(奧氏體)各面的積分反射強度相對于來自于bcc鐵(鐵素體)的各面的積分反射強度的強度比求出體積率，將該體積率作為殘留奧氏體相的體積率。
回火馬氏體相的維氏硬度如下所述進行測定。采取具有與軋制方向平行的方向的截面且寬度為10mm、長度(軋制方向)為15mm的試驗片，對于該截面，在基礎(chǔ)鋼板的板厚方向上距表面為板厚1/4的位置隨機選出回火馬氏體相(包括自回火馬氏體相)進行維氏硬度測定，負荷為20g，測定20點。
接著，根據(jù)除了維氏硬度的最大值和最小值以外的測定得到的18個點利用下述數(shù)學(xué)式1所示的式子求出標準差σ。
數(shù)學(xué)式1
σ：標準差
n：打點數(shù)(本發(fā)明中為18)
x：各維氏硬度
對于回火馬氏體相中的碳化物而言，通過與上述回火馬氏體相等的面積率測定方法相同的方法利用sem以10000倍的倍率拍攝10個視野，在得到的圖像數(shù)據(jù)中，測定短軸長度為0.05μm以上的碳化物數(shù)，將其平均值除以視野面積，求出個數(shù)密度。需要說明的是，碳化物的短軸長度通過以下方式求出：求出各島狀碳化物的面積，接著求出該島狀碳化物的最大長度，用上述島狀碳化物的面積除以上述島狀碳化物的最大長度。
3)制造條件
本發(fā)明的高強度熔融鍍鋅鋼板可以通過依次進行以下各工序的高強度熔融鍍鋅鋼板的制造方法來制造，例如：熱軋工序，在精軋結(jié)束后，對具有上述成分組成的鋼坯進行冷卻，并使得在600～700℃下的停留時間總計為10秒鐘以下，在卷取溫度低于600℃下進行卷??；冷軋工序，以大于20％的壓下率進行冷軋；退火工序，以15℃/秒以下的平均加熱速度加熱至退火溫度750～950℃，并在該退火溫度下保持30秒鐘以上；一次冷卻工序，以3℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻；鍍鋅工序，實施鍍鋅；二次冷卻工序，以1℃/秒以上的平均冷卻速度冷卻至ms點以上后，實施以100℃/秒以上的平均冷卻速度冷卻至100℃以下的冷卻；以及回火工序，再加熱至350℃以下并保持1秒鐘以上。需要說明的是，可以根據(jù)需要實施的鍍鋅的合金化處理。在熱軋中，將600～700℃下的停留時間設(shè)為10秒鐘以下，并進一步在低于600℃下進行卷取，由此保持b的固溶狀態(tài)。在退火中，通過以15℃以下進行加熱并在750～950℃下保持，使奧氏體相、即最終組織中的回火馬氏體相微細化。在隨后的冷卻中，通過固溶b和3℃/秒以上的冷卻來抑制鐵素體相的生成，保持微細晶粒，并在ms點以下進行100℃/秒以上的冷卻，由此可以使馬氏體相、即最終組織中的回火馬氏體相的硬度均勻化。通過在退火后，于350℃以下實施回火，可緩和馬氏體相的應(yīng)變，提高拉伸凸緣性，并且形成在馬氏體相中生成了微細碳化物的回火馬氏體相，可以兼顧優(yōu)異的彎曲性。以下詳細進行說明。
3-1)熱軋工序
600～700℃下的停留時間總計：10秒鐘以下
在精軋后，如果600～700℃溫度范圍內(nèi)鋼板的停留時間超過10秒鐘，則生成b碳化物等含b化合物，鋼中的固溶b量降低，退火時的b的效果、即抑制微細組織中的貝氏體相面積率的效果降低，無法得到本發(fā)明的鋼板組織。因此，600～700℃下的停留時間總計設(shè)為10秒鐘以下，600～700℃下的停留時間總計優(yōu)選為8秒鐘以下。需要說明的是，溫度是鋼板表面的溫度。
卷取溫度：低于600℃
卷取溫度為600℃以上時，生成b碳化物等含b化合物，鋼中的固溶b量降低，退火時的b的效果降低，無法得到本發(fā)明的鋼板組織。因此，卷取溫度設(shè)為低于600℃，其下限沒有特別限定，從溫度控制性的觀點考慮，卷取溫度優(yōu)選為400℃以上。
為了防止宏觀偏析，優(yōu)選利用連續(xù)鑄造法來制造鋼坯，也可以通過鑄錠法、薄鋼坯鑄造法來制造。在對鋼坯進行熱軋中，可以暫時將鋼坯冷卻至室溫，然后進行再加熱并進行熱軋，也可以不將鋼坯冷卻至室溫，而是裝入加熱爐中進行熱軋?；蛘咭部梢詰?yīng)用在稍微進行保溫后立即進行熱軋的節(jié)能工藝。在加熱鋼坯時，為了防止碳化物溶解、軋制負荷增大，優(yōu)選加熱至1100℃以上。另外，為了防止氧化皮損失增大，鋼坯的加熱溫度優(yōu)選設(shè)為1300℃以下。需要說明的是，鋼坯溫度是鋼坯表面的溫度。
在對鋼坯進行熱軋時，從即使降低鋼坯的加熱溫度也能防止軋制時的不良情況的觀點考慮，還可以對粗軋后的粗鋼條進行加熱。而且，可以應(yīng)用將粗鋼條彼此接合而連續(xù)地進行精軋的所謂的連續(xù)軋制工藝。在低于ar3相變點結(jié)束精軋時，各向異性增大，有時使冷軋、退火后的加工性降低，因此優(yōu)選在ar3相變點以上的精軋溫度下進行。另外，為了降低軋制負荷、使形狀、材質(zhì)均勻化，優(yōu)選在精軋的全部道次或部分道次中進行摩擦系數(shù)為0.10～0.25的潤滑軋制。
另外，對于卷取后的鋼板而言，通?？梢栽谕ㄟ^酸洗等除去氧化皮后實施冷軋、退火、熔融鍍鋅等。
3-2)冷軋工序
冷軋的壓下率：大于20％
壓下率為20％以下時，退火時不發(fā)生再結(jié)晶而殘留伸展組織，無法得到本發(fā)明的鋼板組織。因此，冷軋的壓下率設(shè)為大于20％，冷軋的壓下率優(yōu)選為30％以上。需要說明的是，其上限沒有特別限定，從形狀穩(wěn)定性等的觀點考慮，壓下率優(yōu)選為90％以下。
3-3)退火工序
以15℃/秒以下的平均加熱速度加熱至退火溫度750～950℃
平均加熱速度超過15℃/秒時，由積累了很大軋制應(yīng)變的未再結(jié)晶組織劇烈地進行逆相變，晶粒生長，易于生成粗大的奧氏體相、即最終組織中的粗大的回火馬氏體相，無法得到本發(fā)明的鋼板組織。因此，平均加熱速度設(shè)為15℃/秒以下，平均加熱速度優(yōu)選為8℃/秒以下，其下限沒有特別限定，但由于低于1℃/秒時有時生成粗晶粒，因此優(yōu)選為1℃/秒以上。需要說明的是，平均加熱速度是開始加熱至退火溫度的鋼板溫度差除以所需要的時間而得到的值。在本發(fā)明中，加熱速度及冷卻速度的單位中“s”是“秒”的意思。
在低于750℃的加熱中，不能充分生成奧氏體相、即最終組織中的回火馬氏體相，無法得到本發(fā)明的鋼板組織。另一方面，超過950℃進行加熱時，奧氏體晶粒粗大化而無法得到本發(fā)明的鋼板組織。因此，退火溫度設(shè)為750～950℃。
退火溫度下的保持時間：30秒鐘以上
退火溫度750～950℃下的保持時間低于30秒鐘時，未充分生成奧氏體相，無法得到本發(fā)明的鋼板組織。因此，退火溫度下的保持時間設(shè)為30秒鐘以上，其上限沒有特別限定，從生產(chǎn)效率等觀點考慮，保持時間優(yōu)選為1000秒鐘以下。
3-4)一次冷卻工序(退火結(jié)束時至浸漬熔融鍍鋅浴的冷卻工序)
平均冷卻速度：3℃/秒以上
退火工序后的平均冷卻速度低于3℃/秒時，冷卻中、保持中過量生成鐵素體相、上部貝氏體相，無法得到本發(fā)明的鋼板組織。因此，平均冷卻速度設(shè)為3℃/秒以上，平均冷卻速度優(yōu)選為5℃/秒以上。另一方面，平均冷卻速度的上限側(cè)優(yōu)選為50℃/秒以下，更優(yōu)選為40℃/秒以下。該平均冷卻速度是鋼板的退火溫度與鍍鋅浴溫度的溫度差除以退火結(jié)束時至浸漬鍍鋅浴時所需要的時間而得到的值。需要說明的是，只要滿足了上述冷卻速度，則在該冷卻工序中可以在ms～550℃的范圍內(nèi)進行冷卻加熱保持等。
3-5)鍍鋅工序
對于通過一次冷卻工序從退火溫度冷卻后的鋼板實施熔融鍍鋅。熔融鍍鋅處理的條件沒有特別限定。例如，優(yōu)選將經(jīng)過上述處理的鋼板浸漬于440℃以上且500℃以下的鍍鋅浴中，然后通過氣體吹掃等調(diào)整鍍層附著量來進行熔融鍍鋅處理。在熔融鍍鋅處理中，優(yōu)選使用al量為0.08～0.25質(zhì)量％的鍍鋅浴。另外，在對鍍鋅層進行合金化時，優(yōu)選在460℃以上且600℃以下的溫度范圍保持1秒鐘以上且40秒鐘以下來進行合金化。
3-6)二次冷卻工序(鍍鋅后冷卻工序)
以1℃/秒以上的平均冷卻速度冷卻至ms點以上
在ms點以上的溫度范圍進行平均冷卻速度1℃/秒以上的緩慢冷卻。該緩慢冷卻的平均冷卻速度低于1℃/秒時，冷卻中生成上部貝氏體相、下部貝氏體相，無法得到本發(fā)明的鋼板組織。因此，緩慢冷卻的平均冷卻速度設(shè)為1℃/秒以上。該平均冷卻速度是鍍鋅后的鋼板溫度與冷卻結(jié)束時的鋼板溫度之差除以冷卻所需要的時間而得到的值。緩慢冷卻速度過快時，容易發(fā)生溫度波動，有時導(dǎo)致硬度波動，因此優(yōu)選為50℃/秒以下。
冷卻結(jié)束溫度：ms點以上
緩慢冷卻結(jié)束溫度低于ms點時，生成硬度波動大的自回火馬氏體相、下部貝氏體相、以及粗大的碳化物，無法得到本發(fā)明的鋼板組織。因此，緩慢冷卻結(jié)束溫度設(shè)為ms點以上，緩慢冷卻結(jié)束溫度優(yōu)選為ms點～500℃。在本發(fā)明中，ms點通過線性膨脹變化來求出。
以100℃/秒以上的平均冷卻速度冷卻至100℃以下
在緩慢冷卻后，以100℃/秒以上的平均冷卻速度快速冷卻至100℃以下。至100℃以下的平均冷卻速度低于100℃/秒時，生成硬度波動大的自回火馬氏體相、下部貝氏體相，無法得到本發(fā)明的鋼板組織。因此，至100℃以下的平均冷卻速度設(shè)為100℃/秒以上。該平均冷卻速度是上述緩慢冷卻的冷卻結(jié)束時鋼板溫度與二次冷卻結(jié)束時鋼板溫度之差除以所需要的時間而得到的值。
二次冷卻結(jié)束溫度：100℃以下
二次冷卻結(jié)束溫度超過100℃時，生成硬度波動大的自回火馬氏體相、下部貝氏體相，無法得到本發(fā)明的鋼板組織。因此，快速冷卻結(jié)束溫度設(shè)為100℃以下，優(yōu)選為60℃以下。
3-7)回火工序
再加熱溫度：350℃以下
再加熱溫度超過350℃時，回火馬氏體相中的碳化物粗大化，無法得到本發(fā)明的鋼板組織。因此，再加熱溫度設(shè)為350℃以下，再加熱溫度的下限沒有特別限定，優(yōu)選為80℃以上。
再加熱溫度下的保持時間：1秒鐘以上
再加熱溫度下的保持時間低于1秒鐘時，回火不充分，拉伸凸緣性降低。因此，再加熱溫度下的保持時間設(shè)為1秒鐘以上，該保持時間的上限沒有特別限定，優(yōu)選為10天以下。
3-8)關(guān)于其它工序
本發(fā)明的高強度熔融鍍鋅鋼板可以實施樹脂、油脂涂敷等各種涂裝處理。另外，鍍鋅層實施了合金化處理后的鋼板可以進行以形狀矯正、表面粗糙度調(diào)整等為目的的調(diào)質(zhì)軋制。
4)其它條件等
本發(fā)明的高強度熔融鍍鋅鋼板的板厚沒有特別限定，優(yōu)選為0.4～3.0mm。另外，本發(fā)明的熔融鍍鋅鋼板的ts為980mpa以上，優(yōu)選使鋼板的ts為1180mpa以上。
本發(fā)明的高強度熔融鍍鋅鋼板的用途沒有特別限定。為了能夠有助于汽車的輕質(zhì)化及汽車車身的高性能化，優(yōu)選為汽車部件用途。
實施例
以下，對本發(fā)明的實施例進行說明，本發(fā)明的技術(shù)范圍并不限定于以下的實施例。
使用具有表1所示的成分組成的鋼(余量為fe及不可避免的雜質(zhì))，按照表2所示的條件制造了熔融鍍鋅鋼板。具體而言，用真空熔化爐對表1所示成分組成的鋼進行熔煉、軋制，制成鋼坯。將這些鋼坯加熱至1200℃后進行粗軋、精軋、冷卻、卷取，制成熱軋鋼板。接著，冷軋至板厚1.4mm，制成冷軋鋼板，供于退火、回火。使用模擬了連續(xù)熔融鍍鋅線的紅外線加熱爐(infraredimagefurnace)按照表2所示的條件進行退火，制作了熔融鍍鋅鋼板(gi)及合金化熔融鍍鋅鋼板(ga)(鋼板no.1～31)。將鋼板浸漬于460℃的鍍敷浴中使其形成附著量35～45g/m2的鍍敷層，制作了熔融鍍鋅鋼板。按照上述步驟形成鍍敷層后，在460～600℃的范圍內(nèi)進行合金化處理，由此制作了合金化熔融鍍鋅鋼板。以下，將gi及ga稱為熔融鍍鋅鋼板。
對得到的熔融鍍鋅鋼板實施伸長率0.2％的表皮光軋，然后按照以下的試驗方法求出拉伸特性、彎曲加工性、拉伸凸緣性。另外，按照上述方法調(diào)查了鋼板組織、回火馬氏體相的維氏硬度波動的標準差、回火馬氏體相的碳化物中短軸長度為0.05μm以上的碳化物的個數(shù)密度，將結(jié)果示于表3。需要說明的是，在發(fā)明例中，測定的回火馬氏體相的維氏硬度為300～600的范圍內(nèi)。
＜拉伸特性試驗＞
在與軋制方向成直角方向從制作的熔融鍍鋅鋼板上采取jis5號拉伸試驗片(jisz2201)，按照應(yīng)變速度設(shè)為10-3/秒的jisz2241的規(guī)定進行拉伸試驗，求出ts。將ts為980mpa以上的試驗片評價為合格，將ts為1180mpa以上的試驗片評價為更良好。
＜彎曲加工性試驗＞
從制作的熔融鍍鋅鋼板上采取以與軋制方向平行的方向作為彎曲試驗軸方向、且寬度35mm、長度100mm的長方形試驗片，進行了彎曲試驗。在沖程速度為10mm/秒、壓入負載為10ton、按壓保持時間為5秒鐘、彎曲半徑r為2.0mm的條件下進行90°v彎曲試驗，用10倍的放大鏡觀察彎曲頂點的棱線部，按照下述5級對斷裂及條紋狀起伏進行評價，分別將評分為3以上作為合格。另外，在評分為3以上時，評分越高評價越好。
在斷裂的評價中，將確認到5mm以上的裂紋的情況評價為“1”，將確認到1mm以上且小于5mm的裂紋的情況評價為“2”，將確認到0.5mm以上且小于1mm的裂紋的情況評價為“3”，將確認到0.2mm以上且小于0.5mm的裂紋的情況評價為“4”，將確認到小于0.2mm的裂紋的情況或無裂紋的情況評價為“5”。
在條紋狀起伏的評價中，將確認到明顯的條紋狀起伏的情況評價為“1”，將確認到一般的條紋狀起伏的情況評價為“2”，將確認到輕微的條紋狀起伏的情況評價為“3”，將確認到稍有條紋狀起伏的情況評價為“4”，將完全未確認到條紋狀起伏的情況評價為“5”。
＜擴孔試驗＞
從制作的熔融鍍鋅鋼板上采取寬度150mm、長度150mm的試驗片，按照jfst1001(日本鐵鋼聯(lián)盟標準)進行3次使用了60°的圓錐沖頭的擴孔試驗，求出平均擴孔率λ(％)，評價了拉伸凸緣性。將擴孔率為30％以上作為拉伸凸緣性良好。
對于發(fā)明例而言，可以確認拉伸凸緣性及彎曲加工性優(yōu)異，且可得到980mpa以上、特別是1180mpa以上的ts。因此，根據(jù)發(fā)明例，可以得到拉伸凸緣性及彎曲加工性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板，有助于汽車的輕質(zhì)化，起到明顯有助于汽車車身的高性能化的優(yōu)異效果。
工業(yè)實用性
根據(jù)本發(fā)明，能夠得到拉伸凸緣性及彎曲加工性優(yōu)異且ts為980mpa以上、特別是為1180mpa以上的強度的熔融鍍鋅鋼板。如果將本發(fā)明的高強度熔融鍍鋅鋼板用于汽車部件用途，則能夠有助于汽車的輕質(zhì)化，可以明顯有助于汽車車身的高性能化。