本發(fā)明涉及高強度鍍覆鋼板及其制造方法。本發(fā)明的高強度鍍覆鋼板兼具拉伸強度(ts)為780mpa以上的高強度和優(yōu)良的成形性(formability)。因此，本發(fā)明的高強度鍍覆鋼板適合于汽車用骨架構(gòu)件(structuralpartsforautomotive)的原材。
背景技術(shù)：
近年來，從保護地球環(huán)境的觀點出發(fā)，以減少co2排放量為目的，在整個汽車業(yè)界中志在汽車的燃料效率改善。汽車的燃料效率改善中，使用部件的薄壁化所帶來的汽車的輕量化是最有效的。因此，近年來，作為汽車部件用原材，高強度鋼板的使用量不斷增加。
另一方面，通常鋼板伴隨著高強度化，成形性降低，難以進行加工。因此，在使汽車部件等輕量化的方面，鋼板除了高強度以外，還要求兼具良好的加工性。
基于以上情況，要求開發(fā)出兼具高強度和彎曲性(bendability)(也稱為加工性、成形性)的鋼板，迄今為止，對于著眼于加工性的高強度冷軋鋼板和鍍覆鋼板，也提出了各種技術(shù)。
例如，在專利文獻1中，在鋼板的表面具備熱鍍鋅層的熱鍍鋅鋼板中，具有以質(zhì)量％計含有c：超過0.02％且為0.20％以下、si：0.01～2.0％、mn：0.1～3.0％、p：0.003～0.10％、s：0.020％以下、al：0.001～1.0％、n：0.0004～0.015％、ti：0.03～0.2％或者進一步含有nb：0.1％以下等且余量為fe和雜質(zhì)的成分組成，并且具有含有以面積率計為30～95％的鐵素體、余量的第二相由馬氏體、貝氏體、珠光體、滲碳體和殘余奧氏體中的一種或兩種以上構(gòu)成、并且含有馬氏體時的馬氏體的面積率為0～50％的鋼組織(microstructure)，鋼板以30～300nm的平均粒子間距含有粒徑2～30nm的ti系碳氮化析出物，并且以50～500μm的平均粒子間距含有粒徑3μm以上的結(jié)晶系tin，由此，可以得到拉伸強度實際為620mpa以上的彎曲加工性和耐缺口疲勞特性優(yōu)良的高屈服比高強度鋼板。
在專利文獻2中，在以質(zhì)量％計含有c：0.05～0.20％、si：0.01以上且小于0.6％、mn：1.6～3.5％、p：0.05％以下、s：0.01％以下、sol.al：1.5％以下、n：0.01％以下、余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼板中，具有多邊形鐵素體組織和低溫相變生成組織(low-temperaturetransformedphases)，低溫相變生成組織至少包含貝氏體，可以進一步含有馬氏體，對于從鋼板的表面起0.1mm深度的板面，改變板寬方向位置，利用顯微鏡對合計20個視野進行觀察并對各視野中的50μm×50μm的區(qū)域進行圖像分析時，確定多邊形鐵素體的面積率的最大值和最小值以及馬氏體的面積率的最大值，由此，可以得到彎曲加工性和疲勞強度優(yōu)良的拉伸強度780mpa以上的熱鍍鋅鋼板。
現(xiàn)有技術(shù)文獻
專利文獻
專利文獻1：日本特開2006-063360號公報
專利文獻2：日本特開2010-209428號公報
技術(shù)實現(xiàn)要素：
發(fā)明所要解決的問題
在專利文獻1中提出的技術(shù)中，關(guān)于成分組成會對鋼組織帶來何種影響，在實施例中沒有任何公開，通過考慮鋼組織而帶來的改善不充分，在整體上不能說改善是充分的。
另外，在專利文獻2中提出的技術(shù)中，也沒有充分掌握用于實現(xiàn)本發(fā)明中要求的高的加工硬化能力(strainhardenability)所帶來的成形性提高而應(yīng)當(dāng)考慮的因素。
本發(fā)明是鑒于上述情況而完成的，其目的在于提供具有780mpa以上的拉伸強度且加工性良好的高強度鍍覆鋼板及其制造方法。
用于解決問題的方法
為了解決上述問題，本發(fā)明人對拉伸強度為780mpa且具有良好加工性的鋼板的條件進行了深入研究。結(jié)果，為了得到高強度的鋼板，著眼于使軟質(zhì)的鐵素體相盡量少并且活用貝氏體相、馬氏體相這樣的低溫相變相。另一方面，現(xiàn)有技術(shù)中，減少富有成形性的鐵素體相時，無法得到良好的成形性。因此，對于提高不大量含有鐵素體相的鋼板的成形性的手段進行了研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，當(dāng)形成微細的粒狀馬氏體分散于貝氏體相中的馬氏體相時，貝氏體相的均勻變形得到促進，其結(jié)果，加工硬化能力升高，由此，成形性提高。發(fā)現(xiàn)：為了使微細的馬氏體分散于貝氏體相中，在退火工序前組織中使?jié)B碳體微細分散之后抑制退火中的奧氏體粒徑的粗大化(coarsening)是有效的。另一方面，隨著退火中的奧氏體粒徑的微細化，成為鐵素體相變的成核位點的奧氏體晶界面積增大，因此容易形成鐵素體相。明確了：為了在使馬氏體相微細化之后抑制鐵素體相變，通過添加適當(dāng)?shù)脑囟岣咪摪宓拇阃感灾鬁p少成為鐵素體成核位點的5.0μm以上的夾雜物密度是重要的。
本發(fā)明是基于上述見解而完成的，其主旨如下所述。
[1]一種高強度鍍覆鋼板，其為具有鋼板和形成于該鋼板上的鍍層的高強度鍍覆鋼板，其特征在于，
上述鋼板的成分組成以質(zhì)量％計含有c：0.06％以上且0.18％以下、si：小于0.50％、mn：1.9％以上且3.2％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、nb：0.007％以上且0.030％以下，并且以滿足下述(1)式的方式含有ti，余量由fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，
上述鋼板的鋼組織含有以面積率計為20％以下(包括0％)的鐵素體相、以面積率計為35％以上且90％以下的貝氏體相、以面積率計為10％以上且65％以下的馬氏體相，并且含有以個數(shù)密度計為400個/mm2以下的圓當(dāng)量直徑超過5.0μm的夾雜物，
構(gòu)成上述馬氏體相的粒狀馬氏體的平均粒徑為4.0μm以下，馬氏體之間的最大長度為5.0μm以下，
將從鋼板表面起在厚度方向上為1/4t(t為鋼板的厚度)的位置的硬度設(shè)為100％時，上述鋼板的表面硬度為95％以下。
[％n]-14[％ti]/48≤0(1)
(1)式中的[％n]表示n含量，[％ti]表示ti含量。
[2]如[1]所述的高強度鍍覆鋼板，其特征在于，
上述成分組成為進一步以質(zhì)量％計含有cr：0.001％以上且0.9％以下、ni：0.001％以上且0.5％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％以下中的一種或兩種以上的成分組成。
[3]如[1]或[2]所述的高強度鍍覆鋼板，其特征在于，
上述成分組成進一步以質(zhì)量％計含有合計為0.0002％以上且0.01％以下的rem、mg、ca中的一種或兩種以上。
[4]如[1]～[3]中任一項所述的高強度鍍覆鋼板，其特征在于，
上述鍍層為熱鍍層、合金化熱鍍層中的任意一種。
[5]一種高強度鍍覆鋼板的制造方法，其特征在于，具有：
將具有[1]～[3]中任一項所述的成分組成的鋼原材在1000℃以上且1200℃以下加熱，在800℃以上的精軋溫度下結(jié)束精軋后，以從精軋溫度至720℃的平均冷卻速度為10℃/s以上的條件進行冷卻，在580℃以上且720℃以下進行卷取的熱軋工序；
在上述熱軋工序后對熱軋板進行冷軋的冷軋工序；
在上述冷軋工序后，將冷軋板加熱至作為最高到達溫度的ac3點以上，將該加熱后的冷軋板以至580℃為止的冷卻速度為5℃/s以上的條件進行冷卻，在該加熱和該冷卻中使冷軋板在ac3點以上停留的時間為60秒以下、使ac3點以上的露點為-45℃以上且-20℃以下，在該冷卻中使冷軋板在440℃以上且530℃以下停留的時間為20秒以上的預(yù)處理加熱工序；
將上述預(yù)處理加熱工序后的冷軋板以從100℃至(ac3點-10)℃以上的最高到達溫度的平均加熱速度為3.0℃/s以上的條件進行加熱，將加熱至最高到達溫度的冷軋板以至560℃為止的平均冷卻速度為10℃/s以上的條件進行冷卻，在該加熱和該冷卻中使冷軋板在(ac3點-10)℃以上停留的時間為60秒以下，在該冷卻中使冷軋板在440℃以上且530℃以下停留的時間為20秒以上且180秒以下的退火工序；和
在上述退火工序后實施鍍覆而在退火板上形成鍍層的鍍覆工序。
[6]如[5]所述的高強度鍍覆鋼板的制造方法，其特征在于，
上述鍍層以質(zhì)量％計含有fe：5.0～20.0％、al：0.001％～1.0％，進一步含有合計為0～3.5％的選自pb、sb、si、sn、mg、mn、ni、cr、co、ca、cu、li、ti、be、bi、rem中的一種或兩種以上，余量由zn和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
[7]如[5]或[6]所述的高強度鍍覆鋼板的制造方法，其特征在于，
上述鍍覆處理為熱鍍鋅處理、合金化熱鍍鋅處理中的任意一種。
發(fā)明效果
根據(jù)本發(fā)明，本發(fā)明的高強度鍍覆鋼板兼具拉伸強度(ts)為780mpa以上的高強度和優(yōu)良的成形性。將本發(fā)明的高強度鍍覆鋼板應(yīng)用于汽車部件時，可實現(xiàn)汽車部件的進一步輕量化。
具體實施方式
以下，對本發(fā)明的實施方式進行說明。需要說明的是，本發(fā)明不限定于以下的實施方式。
<高強度鍍覆鋼板>
本發(fā)明的高強度鍍覆鋼板具有鋼板和形成在該鋼板上的鍍層。按照鋼板、鍍層的順序進行說明。
鋼板的成分組成為以質(zhì)量％計含有c：0.06％以上且0.18％以下、si：小于0.50％、mn：1.9％以上且3.2％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、nb：0.007％以上且0.030％以下并且以滿足上述(1)式的方式含有ti的成分組成。對以下的各成分進行說明。在以下的說明中，表示成分的含量的“％”是指“質(zhì)量％”。
c：0.06％以上且0.18％以下
c使馬氏體的硬度升高，具有抑制鐵素體相變的淬透性。為了得到拉伸強度為780mpa以上的鋼板，至少需要使c含量為0.06％以上。另一方面，c含量超過0.18％時，馬氏體相的面積率超過65％，喪失延展性和成形性。因此，c含量設(shè)定為0.06％以上且0.18％以下。優(yōu)選為0.07％以上且0.18％以下。
si：小于0.50％
si是通過固溶強化而有助于高強度化的元素。另一方面，si使從鐵素體相向奧氏體相的相變點(ac3點)升高，因此，難以將退火時的鐵素體相除去。此外，si使鍍層與鋼板表面的潤濕性降低，因此，si的過量含有會成為不上鍍等缺陷的原因。本發(fā)明中，si含量若為小于0.50％的范圍則是允許的。優(yōu)選小于0.30％。下限沒有特別限定，但有時在鋼中不可避免地混入0.01％的si。
mn：1.9％以上且3.2％以下
mn通過固溶強化(solidsolutionstrengthening)而有助于高強度化，并且使ac3相變點降低，使得退火中的鐵素體相易于除去，另外還具有提高鋼板的淬透性的效果。為了得到目標鋼組織，需要使mn含量為1.9％以上。另一方面，mn含量超過3.2％時，貝氏體相變不進行，結(jié)果，馬氏體相的面積率超過65％。因此，將mn含量的上限設(shè)定為3.2％。優(yōu)選的mn含量的范圍為2.0％以上且3.0％以下。
p：0.03％以下
p是在晶界偏析而成為成形時的破裂的起點、因此對成形性產(chǎn)生不良影響的元素。因此，優(yōu)選盡量減少p含量。在本發(fā)明中，為了避免上述問題，將p含量設(shè)定為0.03％以下。優(yōu)選為0.02％以下。雖然優(yōu)選盡量減少，但在制造上有時不可避免地混入0.002％。
s：0.005％以下
s在鋼中以形成mns等夾雜物的狀態(tài)存在。該夾雜物通過熱軋和冷軋而形成楔狀的形態(tài)。在為這種形態(tài)時，容易成為孔隙生成的起點，對成形性也有不良影響。因此，在本發(fā)明中，優(yōu)選盡量減少s含量，設(shè)定為0.005％以下。優(yōu)選為0.003％以下。雖然優(yōu)選盡量減少s含量，但在制造上有時不可避免地混入0.0005％。
al：0.08％以下
在煉鋼的階段添加al作為脫氧劑的情況下，優(yōu)選含有0.02％以上的al。另一方面，al含量超過0.08％時，因氧化鋁等夾雜物的影響而使鐵素體相變被促進，拉伸強度低于780mpa。因此，al含量設(shè)定為0.08％以下。優(yōu)選為0.07％以下。
n：0.006％以下
本發(fā)明中，n與ti結(jié)合而以粗大的ti系氮化物的形式析出。該粗大的ti系氮化物成為鐵素體相變的成核位點(nucleationsite)，因此需要盡量減少n含量，將上限設(shè)定為0.006％。優(yōu)選的n含量為0.005％以下。雖然優(yōu)選盡量減少n含量，但在制造上有時不可避免地混入0.0005％。
b：0.0002％以上且0.0030％以下
b在相變前的奧氏體的晶界偏析而具有顯著延遲鐵素體相的成核的效果，具有抑制鐵素體相的生成的效果。為了得到該效果，需要將b含量設(shè)定為0.0002％以上。另一方面，b含量超過0.0030％時，不僅淬透性的效果飽和，還對延展性產(chǎn)生不良影響。因此，b含量設(shè)定為0.0002％以上且0.0030％以下。優(yōu)選為0.0005％以上且0.0020％以下。
nb：0.007％以上且0.030％以下
nb是用于抑制退火中的奧氏體晶粒的粗大化的重要元素。nb含量變得過量時，含有nb的粗大的碳氮化物(碳化物、氮化物、碳氮化物的統(tǒng)稱。以下在本發(fā)明中同樣)析出，因此，鐵素體相的面積率增大。為了抑制奧氏體晶粒的粗大化，需要將nb含量設(shè)定為0.007％以上。另一方面，nb含量超過0.030％時，在本發(fā)明中規(guī)定的制造條件下會析出粗大的nb系碳氮化物。因此，將nb含量的上限設(shè)定為0.030％。優(yōu)選的nb含量為0.012％以上且0.027％以下。
ti：[％n]-14[％ti]/48≤0
在ti含量不滿足上述不等式而使[％n]-14[％ti]/48>0的情況下，n與b結(jié)合，因此淬透性降低，鐵素體相的面積率超過20％。若為[％n]-14[％ti]/48≤0的范圍，則n為與ti結(jié)合的狀態(tài)，因此，不會喪失鋼板的淬透性。另一方面，過度含有ti時，通過與c結(jié)合而形成碳化物。該碳化物析出于位錯上，顯著阻礙位錯的運動，因此，成為成形性降低的原因。從該觀點出發(fā)，(1)式左邊優(yōu)選為-0.010以上。更優(yōu)選為-0.006以上。
本發(fā)明的高強度鍍覆鋼板可以進一步以質(zhì)量％計含有cr：0.001％以上且0.9％以下、ni：0.001％以上且0.5％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％以下中的一種或兩種以上。
cr、ni、v、mo、w和hf具有延遲鐵素體相變的開始的效果。若在b所產(chǎn)生的淬透性的效果的基礎(chǔ)上具有這些元素所產(chǎn)生的效果，則容易穩(wěn)定地得到所期望的鋼組織。另一方面，cr含量超過0.9％時，對鍍覆性造成不良影響。另外，ni超過0.5％、v超過0.3％、mo超過0.3％、w超過0.2％和hf超過0.3％時，淬透性的效果飽和。因此，設(shè)定為cr：0.001％以上且0.9％以下、ni：0.001％以上且0.5％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。
本發(fā)明的高強度鍍覆鋼板可以進一步以質(zhì)量％計含有合計為0.0002％以上且0.01％以下的rem、mg、ca中的一種或兩種以上。
rem(rem：原子序號57～71的鑭系元素)、mg和ca使析出在貝氏體中的滲碳體球狀化。其結(jié)果，滲碳體周圍的應(yīng)力集中降低，成形性改善。另一方面，rem、mg和ca的合計含量超過0.01％時，滲碳體的形態(tài)變化的效果飽和，并且對延展性帶來不良影響。因此，在含有這些元素的情況下，優(yōu)選含有合計為0.0002％以上且0.01％以下的rem、mg、ca中的一種或兩種以上。優(yōu)選含有合計為0.0005％以上且0.005％以下的rem、mg和ca中的一種或兩種以上。
上述成分以外的成分為fe和不可避免的雜質(zhì)。
接著，對本發(fā)明的高強度鍍覆鋼板的鋼組織進行說明。本發(fā)明的高強度鍍覆鋼板的鋼組織含有以面積率計為20％以下(包括0％)的鐵素體相、以面積率計為35％以上且90％以下的貝氏體相、以面積率計為10％以上且65％以下的馬氏體相，并且含有個數(shù)密度為400個/mm2以下的圓當(dāng)量直徑超過5.0μm的夾雜物。而且，構(gòu)成上述馬氏體相的粒狀馬氏體的平均粒徑為4.0μm以下，馬氏體之間的最大長度為5.0μm以下。
鐵素體相
鐵素體相為軟質(zhì)組織，鐵素體相的含量超過20％時，拉伸強度低于780mpa。另外，鐵素體相的元素的溶解度小，因此，鐵素體相的含量變得過量時，會改變在退火前組織中微細分散的滲碳體的配置，也無法得到微細的馬氏體相。因此，優(yōu)選盡量減少鐵素體相的含量，本發(fā)明中，鐵素體相的含量需要抑制為20％以下。優(yōu)選為15％以下。
貝氏體相
貝氏體相的硬度比鐵素體相高，并且對于微細地生成馬氏體相是有效的。為了得到所期望的鋼組織，需要將貝氏體相的含量設(shè)定為35％以上。另一方面，貝氏體相的含量超過90％時，馬氏體之間的間隔的最大長度(最大距離)超過5.0μm，無法得到良好的成形性。優(yōu)選的貝氏體相的含量以面積率計為40％以上且80％以下。
馬氏體相
馬氏體相的含量和馬氏體相的形態(tài)對強度和成形性產(chǎn)生很大影響。馬氏體相的含量以面積率計低于10％時，拉伸強度低于780mpa。另一方面，馬氏體相的含量以面積率計超過65％時，喪失延展性和成形性。優(yōu)選的馬氏體相的含量以面積率計為20％以上且55％以下。
另外，本發(fā)明的高強度鍍覆鋼板中，馬氏體相由粒狀馬氏體構(gòu)成。馬氏體的平均粒徑超過4.0μm時，在粗大的馬氏體附近的變形受到約束，鋼板在成形中不均勻地變形。這種情況下，在優(yōu)先變形的部分容易產(chǎn)生裂紋，無法得到良好的成形性。馬氏體的平均粒徑優(yōu)選為3.0μm以下。需要說明的是，馬氏體的平均粒徑的下限值沒有特別限定，從穩(wěn)定地得到10％以上的馬氏體百分率的觀點出發(fā)，優(yōu)選為0.5μm以上。
另外，馬氏體之間的間隔的最大長度為5.0μm以下。馬氏體之間的間隔的最大長度為該范圍時，形成大量貝氏體相與馬氏體相接觸的狀態(tài)。與馬氏體相接觸的貝氏體相容易產(chǎn)生位錯，容易進行加工硬化。結(jié)果，加工硬化指數(shù)(workhardeningexponent)增大而均勻地變形，因此，能夠得到良好的成形性。馬氏體之間的最大間隔長度(最大長度)優(yōu)選為4.0μm以下。需要說明的是，馬氏體之間的最大間隔長度(最大長度)的下限值沒有特別限定，但在馬氏體之間的距離過近的情況下，由于馬氏體相變發(fā)生中產(chǎn)生的相變應(yīng)變而在馬氏體附近導(dǎo)入位錯，由此阻礙馬氏體之間的新位錯的產(chǎn)生，難以進行加工硬化，因此優(yōu)選為1.0μm以上。
夾雜物
本發(fā)明的高強度鍍覆鋼板的鋼組織中，以圓當(dāng)量直徑計粒徑超過5.0μm的夾雜物的個數(shù)密度為400個/mm2以下。粒徑超過5.0μm的夾雜物容易成為鐵素體相的成核位點，使得鐵素體相的以面積率計的含量達不到所期望的范圍。在此，作為超過5.0μm的夾雜物，可以列舉含有al或ti的氧化物、含有ti的氮化物、含有nb的碳氮化物。
接著，對本發(fā)明的高強度鍍覆鋼板中的鋼板的性質(zhì)進行說明。
硬度
本發(fā)明的高強度鍍覆鋼板中，將從鋼板表面起在厚度方向上為1/4t(t為鋼板的厚度)的位置的硬度設(shè)為100％時，鋼板的表面硬度為95％以下。成形時的裂紋多數(shù)產(chǎn)生于鋼板表面。在本發(fā)明中，通過卷取溫度的調(diào)節(jié)和退火工序中的鋼板表層部的脫碳使鋼板表層部的延展性提高，由此能夠提高成形性。硬度與延展性處于悖反關(guān)系，因此，鋼板表層部的延展性可以通過鋼板表面的硬度的降低來進行推測。鋼板表面的硬度為鋼板內(nèi)部(從鋼板表面起在厚度方向上為1/4t(t為鋼板的厚度)的位置)的硬度的95％時，成形性觀察到改善。優(yōu)選的是，將從鋼板表面起在厚度方向上為1/4t(t為鋼板的厚度)的位置的硬度設(shè)為100％時，鋼板的表面硬度為90％以下。關(guān)于彎曲加工所引起的成形時的不良情況，大多在從表面起至100μm為止的范圍內(nèi)產(chǎn)生裂紋的起點。因此，將鋼板表層設(shè)定為從鋼板表面起在厚度方向上至100μm為止的范圍。
接著，對鍍層進行說明。本發(fā)明的高強度鍍覆鋼板中，構(gòu)成鍍層的成分沒有特別限定，只要為通常的成分即可。例如，鍍層以質(zhì)量％計含有fe：5.0～20.0％、al：0.001％～1.0％，進一步含有合計為0～3.5％的選自pb、sb、si、sn、mg、mn、ni、cr、co、ca、cu、li、ti、be、bi、rem中的一種或兩種以上，余量由zn和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。另外，鍍層可以為合金化后的鍍層(含有通過合金化反應(yīng)使鋼中的fe擴散至鋅鍍層中而形成的fe-zn合金作為主體的鍍層)。
接著，對本發(fā)明的高強度鍍覆鋼板的制造方法進行說明。本發(fā)明的高強度鍍覆鋼板的制造方法可以具有熱軋工序、冷軋工序、預(yù)處理加熱工序、退火工序和鍍覆工序。另外，可以根據(jù)需要在鍍覆工序后具有合金化工序。以下，對各工序進行說明。需要說明的是，在以下的說明中，若無特別聲明，則溫度設(shè)定為表面溫度。另外，平均加熱速度設(shè)定為((加熱后的表面溫度-加熱前的表面溫度)/加熱時間)，平均冷卻速度設(shè)定為((冷卻前的表面溫度-冷卻后的表面溫度)/冷卻時間)。
熱軋工序為如下工序：將具有上述成分組成的鋼原材在1000℃以上且1200℃以下加熱，在800℃以上的精軋溫度下結(jié)束精軋后，以從精軋溫度至720℃的平均冷卻速度為10℃/s以上的條件進行冷卻，在580℃以上且720℃以下進行卷取。
用于制造上述鋼原材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，也可以在真空脫氣爐中進行二次精煉。然后，從生產(chǎn)率、品質(zhì)上的問題考慮，優(yōu)選利用連鑄法制成板坯(鋼原材)。另外，也可以利用鑄錠-開坯軋制法(ingotcastingandblooming)、薄板坯連鑄法等公知的鑄造方法制成板坯。
鋼原材的加熱溫度：1000℃以上且1200℃以下
本發(fā)明中，需要在粗軋之前將鋼原材加熱，使鋼原材的鋼組織成為實質(zhì)上均質(zhì)的奧氏體相。另外，為了抑制粗大夾雜物的生成，加熱溫度的控制變得重要。加熱溫度低于1000℃時，無法在800℃以上的精軋溫度下完成熱軋。另一方面，加熱溫度超過1200℃時，特別粗大的包含ti的氮化物的生成被促進，超過5.0μm的夾雜物的個數(shù)密度增大。因此，鋼原材的加熱溫度設(shè)定為1000℃以上且1200℃以下。優(yōu)選為1020℃以上且1150℃以下。需要說明的是，對于上述加熱后的粗軋的粗軋條件，沒有特別限定。
精軋溫度：800℃以上
精軋溫度低于800℃時，在精軋中開始鐵素體相變，形成鐵素體晶粒伸展的組織，并且形成鐵素體晶粒局部生長而得到的混合晶粒組織(duplexgrainmicrostructure)。因此，給冷軋時的板厚精度帶來不良影響，無法形成在退火前的鋼組織中微細分散有滲碳體的形態(tài)。因此，精軋溫度設(shè)定為800℃以上。優(yōu)選為820℃以上。另外，精軋溫度過高時，由于氧化皮的咬入而導(dǎo)致表面性狀劣化，基于該理由，優(yōu)選為940℃以下。
從精軋溫度至720℃的平均冷卻速度為10℃/s以上
精軋后，通過強制冷卻剛好冷卻至卷取溫度之上。強制冷卻帶(輸出輥道)的長度是有限的，在以小于10℃/s進行冷卻的情況下，無法達到所期望的卷取溫度。因此，平均冷卻速度設(shè)定為10℃/s以上。需要說明的是，上限沒有特別限定，但實質(zhì)上為200℃/s。需要說明的是，在卷取溫度低于720℃的情況下，720℃至冷卻停止溫度的平均冷卻速度可以為10℃/s以上，也可以小于10℃/s。
卷取溫度：580℃以上且720℃以下
卷取中，會促進從氧化皮的脫碳，降低鋼板表層部的c濃度。卷取溫度低于580℃時，脫碳不進行，鋼板表層部的硬度不降低。另一方面，卷取溫度超過720℃時，在鋼板表層部生成內(nèi)部氧化層，成為成形時產(chǎn)生裂紋的原因。因此，卷取溫度設(shè)定為580℃以上且720℃以下。優(yōu)選為600℃以上且690℃以下。
接著進行的冷軋工序是在上述熱軋工序后對熱軋板進行冷軋的工序。為了得到所期望的板厚，需要對熱軋工序后的熱軋板實施冷軋。冷軋率沒有限制，但由于制造生產(chǎn)線的制約，多數(shù)情況下冷軋率設(shè)定為30％以上且80％以下。
接著進行的預(yù)處理加熱工序為如下工序：在冷軋工序后將冷軋板加熱至作為最高到達溫度的ac3點以上，將該加熱后的冷軋板以至580℃為止的冷卻速度為5℃/s以上的條件進行冷卻，在該加熱和該冷卻中使冷軋板在ac3點以上停留的時間為60秒以下、使ac3點以上的露點為-45℃以上且-20℃以下，在該冷卻中使冷軋板在440℃以上且530℃以下停留的時間為20秒以上。
加熱溫度(最高到達溫度)：ac3點以上
需要在連續(xù)退火生產(chǎn)線中進一步進行脫碳，使鋼板表層部的硬度降低。因此，需要在連續(xù)熱鍍生產(chǎn)線之前使鋼板在連續(xù)退火生產(chǎn)線中進行通板(在連續(xù)退火生產(chǎn)線中進行的處理為預(yù)處理加熱，在連續(xù)熱鍍生產(chǎn)線內(nèi)的爐中進行的處理為本發(fā)明中的退火處理)。ac3點是從鐵素體和奧氏體的雙相區(qū)變?yōu)閵W氏體單相區(qū)時的溫度。在連續(xù)退火生產(chǎn)線中的處理中，需要促進貝氏體相變、使?jié)B碳體微細分散。但是，不充分抑制鐵素體相的生成時，鐵素體相的元素(c(碳))的溶解度小，因此，在鐵素體相內(nèi)部不析出滲碳體，滲碳體的分散形態(tài)變得不均勻，在最終制品中無法形成馬氏體微細分散的形態(tài)。因此，在該工序中需要將鐵素體相充分除去。因此，加熱溫度設(shè)定為ac3點以上。加熱溫度的上限沒有特別限定，但超過1000℃的溫度會使退火爐的因熱產(chǎn)生的負荷增大，縮短設(shè)備壽命，因此優(yōu)選為1000℃以下。
最高到達溫度至580℃的冷卻速度：5℃/s以上
在至580℃為止的冷卻速度慢的情況下，在冷卻過程中開始鐵素體相變，進行鐵素體晶粒生長。鐵素體晶粒生長時，微細分散的滲碳體的配置發(fā)生變化，無法得到微細的馬氏體組織。因此，需要抑制過度的鐵素體晶粒生長。為此，需要實施冷卻開始溫度(最高到達溫度)至580℃的平均冷卻速度為5℃/s以上的強制冷卻。優(yōu)選為7℃/s以上。需要說明的是，在作為下一工序的退火工序中從100℃起控制平均加熱速度，因此，該冷卻的冷卻停止溫度設(shè)定為100℃以下。
ac3點以上的溫度范圍內(nèi)的露點：-45℃以上且-20℃以下
在加熱和冷卻中，ac3點以上的溫度范圍內(nèi)的露點低于-45℃時，脫碳不進行，因此，鋼板表層部的硬度不降低。另一方面，上述露點超過-20℃時，在鋼板表層部生成內(nèi)部氧化層、氧化鐵，因此，成形性和表面性狀受損。因此，上述露點設(shè)定為-45℃以上且-20℃以下。優(yōu)選為-45℃以上且-25℃以下。需要說明的是，低于ac3點的溫度范圍內(nèi)的露點沒有特別限定，適當(dāng)決定即可。
ac3點以上的溫度范圍內(nèi)的停留時間：60秒以下
在加熱和冷卻中，冷軋板處于ac3點以上的狀態(tài)的時間長時，奧氏體晶粒粗大化，無法得到微細分散有馬氏體的鋼組織。在本發(fā)明中，可以允許至60秒。
440℃以上且530℃以下的溫度范圍內(nèi)的停留時間：20秒以上
在440℃以上且530℃以下的溫度范圍內(nèi)，通過貝氏體相變進行而在鋼板中形成微細的滲碳體，由此，在通過連續(xù)鍍覆生產(chǎn)線時能夠得到微細的馬氏體。本發(fā)明中貝氏體相變最容易進行的溫度范圍是440℃以上且530℃以下的溫度范圍。優(yōu)選為460℃以上且520℃以下。為了使貝氏體相變進行，需要使冷卻中的上述溫度范圍內(nèi)的停留時間為20秒以上，因此，將停留時間下限設(shè)定為20秒。優(yōu)選為30秒以上。停留時間的上限沒有特別限定，基于設(shè)備制約方面的理由，優(yōu)選為900秒以下。
需要說明的是，為了進一步降低鋼板表層部的硬度，可以在用于進行上述預(yù)處理加熱工序的連續(xù)退火生產(chǎn)線中進行2次以上的通板。但是，從奧氏體晶粒的粗大化的觀點出發(fā)，優(yōu)選將通板次數(shù)設(shè)定為4次以下。
接著進行的退火工序為如下工序：將預(yù)處理加熱工序后的冷軋板以從100℃至(ac3點-10)℃以上的最高到達溫度的平均加熱速度為3.0℃/s以上的條件進行加熱，將加熱至最高到達溫度的冷軋板在至560℃為止的平均冷卻速度為10℃/s以上的條件下進行冷卻，在該加熱和該冷卻中使冷軋板在(ac3點-10)℃以上停留的時間為60秒以下，在該冷卻中使冷軋板在440℃以上且530℃以下停留的時間為20秒以上且180秒以下。
從100℃至最高到達溫度的平均加熱速度：3.0℃/s以上
100℃是c開始擴散的溫度，在c或fe發(fā)生擴散的100℃以上的平均加熱速度小于3.0℃/s的加熱條件下，微細分散的滲碳體粗大化。滲碳體成為馬氏體生成位點，但在滲碳體粗大化的狀態(tài)下，無法得到微細的馬氏體。為了得到更微細的馬氏體，還需要抑制退火中的奧氏體的粗大化。平均加熱速度小于3.0℃/s時，奧氏體粗大化，無法得到所期望的馬氏體相的平均粒徑。如上所述，從100℃至最高到達溫度的平均加熱速度設(shè)定為3.0℃/s以上。優(yōu)選的加熱速度為4.0℃/s以上。在此，最高到達溫度為(ac3點-10)℃以上。若不至少加熱至(ac3點-10)℃，則鐵素體相的面積率不會達到20％以下。優(yōu)選的最高到達溫度為ac3點以上。
從最高到達溫度至560℃的平均冷卻速度：10℃/s以上
在上述加熱后的冷卻中，在至560℃為止的冷卻速度慢的情況下，在冷卻過程中開始鐵素體相變，過度地生成鐵素體相。為了避免這種情況，需要使至560℃為止的平均冷卻速度為10℃/s以上。另外，該冷卻中的冷卻停止溫度沒有特別限定，但通常冷卻停止溫度為460～540℃。另外，達到560℃之后的至冷卻停止溫度為止的冷卻速度沒有特別限定，可以為10℃/s以上，也可以小于10℃/s。
在(ac3點-10)℃以上的溫度范圍內(nèi)停留的時間：60秒以下
在加熱和冷卻中，使冷軋板在(ac3點-10)℃以上的溫度范圍內(nèi)停留的時間超過60秒時，退火中的奧氏體粗大化，無法得到微細的馬氏體。從上述觀點出發(fā)，在(ac3點-10)℃以上的溫度范圍內(nèi)停留的時間設(shè)定為60秒以下，優(yōu)選設(shè)定為50秒以下。
在440℃以上且530℃以下的溫度范圍內(nèi)停留的時間：20秒以上且180秒以下
為了促進貝氏體相變、得到包含微細馬氏體的貝氏體組織，需要在冷卻中使冷軋板在440℃以上且530℃以下的溫度范圍內(nèi)停留20秒以上。另一方面，停留時間超過180秒時，貝氏體相過度生成，不與馬氏體相接觸的貝氏體相增多。優(yōu)選的停留時間為25秒以上且150秒以下。
接著進行的鍍覆工序是在上述退火工序后實施鍍覆而在退火板上形成鍍層的工序。例如，在進行多用于汽車用鋼板的熱鍍作為鍍覆處理的情況下，在連續(xù)熱鍍生產(chǎn)線中進行上述退火，在退火后的冷卻后浸漬于熱鍍浴中，在表面上形成鍍層即可。另外，也可以在上述鍍覆工序后根據(jù)需要設(shè)置進行鍍層的合金化處理的合金化工序。
實施例1
在表2所示的熱軋條件下對具有表1所示的成分組成的壁厚250mm的鋼原材實施熱軋工序而制成熱軋板，在表2所示的冷軋條件下實施冷軋工序而制成冷軋板，在連續(xù)退火生產(chǎn)線中實施表2所示條件的預(yù)處理加熱處理，在連續(xù)熱鍍生產(chǎn)線中實施表2所示條件的退火。然后，實施鍍覆處理，根據(jù)需要進一步實施合金化處理。在此，在連續(xù)熱鍍生產(chǎn)線中浸漬的鍍浴(鍍層組成：zn-0.13質(zhì)量％al)的溫度為460℃，鍍層附著量對于gi材料(熱鍍覆鋼板)、ga材料(合金化熱鍍覆鋼板)均設(shè)定為每單面45～65g/m2，鍍層中含有的fe量設(shè)定為6～14質(zhì)量％的范圍。ac3點使用熱膨脹測定裝置進行測定。ac3點的測定以5℃/s的平均加熱速度進行。
從通過上述方法得到的熱鍍覆鋼板或合金化熱鍍覆鋼板上裁取試驗片，利用下述方法進行評價。
(i)組織觀察圖像
各相的面積率利用下述方法進行評價。按照使與軋制方向平行的斷面(放置鋼板時的垂直且相對于軋制方向平行的斷面)為觀察面的方式從鋼板上切下，利用1％硝酸乙醇溶液(nital)使板厚中心部腐蝕現(xiàn)出，利用掃描型電子顯微鏡放大至2000倍，對板厚1/4t部進行10個視野的拍攝。鐵素體相為具有在晶粒內(nèi)未觀察到腐蝕痕跡、滲碳體的形態(tài)的組織，貝氏體相為在晶粒內(nèi)觀察到腐蝕痕跡、大的碳化物的組織。馬氏體相為在晶粒內(nèi)未觀察到碳化物而以白色反差被觀察到的組織。對于這些組織，通過圖像解析將貝氏體相、貝氏體相和馬氏體相分離，求出相對于觀察視野的面積率。關(guān)于馬氏體相的平均粒徑，也通過圖像解析求出馬氏體相的各晶粒所占的面積，求出與其面積相等的圓當(dāng)量直徑。對于馬氏體相以0.5μm以下的長度連結(jié)的部分，將與該部分連結(jié)的馬氏體視為兩個，求出各自的圓當(dāng)量直徑。關(guān)于馬氏體之間的最大間隔長度，求出10個視野中最長的部分作為最大長度。上述間隔是指馬氏體的外周與相鄰的馬氏體的外周最接近的部分的距離。
(ii)拉伸試驗
從所得到的鋼板上沿著與軋制方向垂直的方向(直角方向)制作jis5號拉伸試驗片，進行5次依照jisz2241(2011)的規(guī)定的拉伸試驗，求出平均的屈服強度(ys)、拉伸強度(ts)、總伸長率(el)。拉伸試驗的十字頭速度設(shè)定為10mm/分鐘。表3中，將拉伸強度：780mpa以上、加工硬化指數(shù)(n值)：0.16以上作為本發(fā)明鋼所要求的鋼板的機械性質(zhì)。在此，加工硬化指數(shù)為按照jisz2253(1996)中規(guī)定的方法求出的值，由0.02至0.05的真應(yīng)變區(qū)域求出。這是因為，該區(qū)域是沖壓加工中對于加工硬化的影響所導(dǎo)致的裂紋產(chǎn)生現(xiàn)象敏感性最高的區(qū)域。
(iii)硬度試驗
鋼板表面和鋼板內(nèi)部的硬度通過維氏硬度試驗來求出。關(guān)于鋼板表面的硬度，從通過酸洗除去鍍層后的鋼板表面以0.2kgf的試驗載荷測定共計20處，求出平均值。關(guān)于鋼板內(nèi)部的硬度，以1kgf的試驗載荷對與軋制方向平行的斷面的板厚1/4t部測定共計5處，求出平均值。鋼板表面的硬度的平均值為鋼板內(nèi)部的硬度的平均值的95％以下(表中的0.95以下)時，作為本發(fā)明中要求的鋼板特性。
將通過上述方法得到的結(jié)果示于表3中。
可知，本發(fā)明例均得到了拉伸強度ts為780mpa以上、具有高的加工硬化指數(shù)的鋼板。另一方面，偏離本發(fā)明的范圍的比較例、特別是未得到所期望的鐵素體面積率的鋼板中，拉伸強度低。在馬氏體相的面積率和形態(tài)不是所期望的面積率和形態(tài)的情況下，加工硬化指數(shù)低。此外，在卷取溫度或連續(xù)退火生產(chǎn)線中的條件不滿足本發(fā)明中規(guī)定的范圍的情況的一部分得到了鋼板表面的硬度與鋼板內(nèi)部相比幾乎沒有變化的結(jié)果。