本發(fā)明涉及高強(qiáng)度鍍覆鋼板及其制造方法。本發(fā)明的高強(qiáng)度鍍覆鋼板兼具拉伸強(qiáng)度(ts)為780mpa以上的高強(qiáng)度和優(yōu)良的成形性(formability)。因此，本發(fā)明的高強(qiáng)度鍍覆鋼板適合于汽車(chē)用骨架構(gòu)件(structuralpartsforautomotive)的原材。
背景技術(shù)：
近年來(lái)，從保護(hù)地球環(huán)境的觀點(diǎn)出發(fā)，以減少co2排放量為目的，在整個(gè)汽車(chē)業(yè)界中志在汽車(chē)的燃料效率改善。汽車(chē)的燃料效率改善中，使用部件的薄壁化所帶來(lái)的汽車(chē)的輕量化是最有效的。因此，近年來(lái)，作為汽車(chē)部件用原材，高強(qiáng)度鋼板的使用量不斷增加。
另一方面，通常鋼板伴隨著高強(qiáng)度化，成形性降低，難以進(jìn)行加工。因此，在使汽車(chē)部件等輕量化的方面，鋼板除了高強(qiáng)度以外，還要求兼具良好的加工性。
基于以上情況，要求開(kāi)發(fā)出兼具高強(qiáng)度和彎曲性(bendability)(也稱為加工性、成形性)的鋼板，迄今為止，對(duì)于著眼于加工性的高強(qiáng)度冷軋鋼板和熱鍍覆鋼板，也提出了各種技術(shù)。
例如，在專利文獻(xiàn)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(jì)含有c：超過(guò)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(jìn)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(jì)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(shí)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(qiáng)度實(shí)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(qiáng)度鋼板。
在專利文獻(xiàn)2中，在以質(zhì)量％計(jì)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，低溫相變生成組織至少包含貝氏體，可以進(jìn)一步含有馬氏體，對(duì)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(duì)合計(jì)20個(gè)視野進(jìn)行觀察并對(duì)各視野中的50μm×50μm的區(qū)域進(jìn)行圖像分析時(shí)，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(qiáng)度優(yōu)良的拉伸強(qiáng)度780mpa以上的熱鍍鋅鋼板。
現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
專利文獻(xiàn)
專利文獻(xiàn)1：日本特開(kāi)2006-063360號(hào)公報(bào)
專利文獻(xiàn)2：日本特開(kāi)2010-209428號(hào)公報(bào)
技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：
發(fā)明所要解決的問(wèn)題
在專利文獻(xiàn)1中提出的技術(shù)中，關(guān)于成分組成會(huì)對(duì)鋼組織帶來(lái)何種影響，在實(shí)施例中沒(méi)有任何公開(kāi)，通過(guò)考慮鋼組織而帶來(lái)的改善不充分，在整體上不能說(shuō)改善是充分的。
另外，在專利文獻(xiàn)2中提出的技術(shù)中，也沒(méi)有充分掌握用于實(shí)現(xiàn)本發(fā)明中要求的高的加工硬化能力(strainhardenability)所帶來(lái)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(qiáng)度且加工性良好的高強(qiáng)度鍍覆鋼板及其制造方法。
用于解決問(wèn)題的方法
為了解決上述問(wèn)題，本發(fā)明人對(duì)拉伸強(qiáng)度為780mpa且具有良好加工性的鋼板的條件進(jìn)行了深入研究。結(jié)果，為了得到高強(qiáng)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(shí)，無(wú)法得到良好的成形性。因此，對(duì)于提高不大量含有鐵素體相的鋼板的成形性的手段進(jìn)行了研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，當(dāng)形成微細(xì)的粒狀馬氏體分散于貝氏體相中的馬氏體相時(shí)，貝氏體相的均勻變形得到促進(jìn)，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(xì)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(xì)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(xì)化，成為鐵素體相變的成核位點(diǎn)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(xì)化之后抑制鐵素體相變，通過(guò)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(diǎn)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(jiàn)解而完成的，其主旨如下所述。
[1]一種高強(qiáng)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(qiáng)度鍍覆鋼板，其特征在于，
上述鋼板的成分組成以質(zhì)量％計(jì)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(jì)為20％以下(包括0％)的鐵素體相、以面積率計(jì)為35％以上且90％以下的貝氏體相、以面積率計(jì)為10％以上且65％以下的馬氏體相，并且含有以個(gè)數(shù)密度計(jì)為400個(gè)/mm2以下的圓當(dāng)量直徑超過(guò)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3.0μm以下，馬氏體之間的最大長(zhǎng)度為5.0μm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(qiáng)度鍍覆鋼板，其特征在于，
上述成分組成為進(jìn)一步以質(zhì)量％計(jì)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(qiáng)度鍍覆鋼板，其特征在于，
上述成分組成進(jìn)一步以質(zhì)量％計(jì)含有合計(jì)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(xiàng)所述的高強(qiáng)度鍍覆鋼板，其特征在于，
上述鍍層以質(zhì)量％計(jì)含有fe：5.0～20.0％、al：0.001％～1.0％，進(jìn)一步含有合計(jì)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。
[5]如[1]～[4]中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鍍覆鋼板，其特征在于，
上述鍍層為合金化鍍層。
[6]一種高強(qiáng)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(xiàng)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560℃的平均冷卻速度為30℃/s以上的條件進(jìn)行冷卻，在ms點(diǎn)以上且560℃以下進(jìn)行卷取的熱軋工序；
在上述熱軋工序后對(duì)熱軋板進(jìn)行冷軋的冷軋工序；
將上述冷軋工序后的冷軋板以從100℃至(ac3點(diǎn)-10)℃以上的最高到達(dá)溫度的平均加熱速度為3.0℃/s以上的條件進(jìn)行加熱，將加熱至最高到達(dá)溫度后的冷軋板以至560℃為止的平均冷卻速度為15℃/s以上的條件進(jìn)行冷卻，在該加熱和該冷卻中使冷軋板在(ac3點(diǎn)-10)℃以上停留的時(shí)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(shí)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(shí)施鍍覆而在退火板上形成鍍層的鍍覆工序。
[7]如[6]所述的高強(qiáng)度鍍覆鋼板的制造方法，其特征在于，
上述鍍層以質(zhì)量％計(jì)含有fe：5.0～20.0％、al：0.001％～1.0％，進(jìn)一步含有合計(jì)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。
[8]如[6]或[7]所述的高強(qiáng)度鍍覆鋼板的制造方法，其特征在于，
在上述鍍覆工序后具有對(duì)上述鍍層進(jìn)行合金化的合金化工序。
發(fā)明效果
根據(jù)本發(fā)明，本發(fā)明的高強(qiáng)度鍍覆鋼板兼具拉伸強(qiáng)度(ts)為780mpa以上的高強(qiáng)度和優(yōu)良的成形性。將本發(fā)明的高強(qiáng)度鍍覆鋼板應(yīng)用于汽車(chē)部件時(shí)，可實(shí)現(xiàn)汽車(chē)部件的進(jìn)一步輕量化。
具體實(shí)施方式
以下，對(duì)本發(fā)明的實(shí)施方式進(jìn)行說(shuō)明。需要說(shuō)明的是，本發(fā)明不限定于以下的實(shí)施方式。
<高強(qiáng)度鍍覆鋼板>
本發(fā)明的高強(qiáng)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(jìn)行說(shuō)明。
鋼板的成分組成為以質(zhì)量％計(jì)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(duì)以下的各成分進(jìn)行說(shuō)明。在以下的說(shuō)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(qiáng)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(guò)0.18％時(shí)，馬氏體相的面積率超過(guò)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(guò)固溶強(qiáng)化而有助于高強(qiáng)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(diǎn)(ac3點(diǎn))升高，因此，難以將退火時(shí)的鐵素體相除去。此外，si使鍍層與鋼板表面的潤(rùn)濕性降低，因此，si的過(guò)量含有會(huì)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(méi)有特別限定，但有時(shí)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(guò)固溶強(qiáng)化(solidsolutionstrengthening)而有助于高強(qiáng)度化，并且使ac3相變點(diǎn)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(biāo)鋼組織，需要使mn含量為1.9％以上。另一方面，mn含量超過(guò)3.2％時(shí)，貝氏體相變不進(jìn)行，結(jié)果，馬氏體相的面積率超過(guò)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(shí)的破裂的起點(diǎn)、因此對(duì)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(wèn)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(shí)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(guò)熱軋和冷軋而形成楔狀的形態(tài)。在為這種形態(tài)時(shí)，容易成為孔隙生成的起點(diǎn)，對(duì)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(shí)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(guò)0.08％時(shí)，因氧化鋁等夾雜物的影響而使鐵素體相變被促進(jìn)，拉伸強(qiáng)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(diǎn)(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(shí)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(guò)0.0030％時(shí)，不僅淬透性的效果飽和，還對(duì)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(guò)量時(shí)，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(guò)0.030％時(shí)，在本發(fā)明中規(guī)定的制造條件下會(huì)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(guò)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(huì)喪失鋼板的淬透性。另一方面，過(guò)度含有ti時(shí)，通過(guò)與c結(jié)合而形成碳化物。該碳化物析出于位錯(cuò)上，顯著阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，因此，成為成形性降低的原因。從該觀點(diǎn)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(qiáng)度鍍覆鋼板可以進(jìn)一步以質(zhì)量％計(jì)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(kāi)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(guò)0.9％時(shí)，對(duì)鍍覆性造成不良影響。另外，ni超過(guò)0.5％、v超過(guò)0.3％、mo超過(guò)0.3％、w超過(guò)0.2％和hf超過(guò)0.3％時(shí)，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(qiáng)度鍍覆鋼板可以進(jìn)一步以質(zhì)量％計(jì)含有合計(jì)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(hào)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?chē)膽?yīng)力集中降低，成形性改善。另一方面，rem、mg和ca的合計(jì)含量超過(guò)0.01％時(shí)，滲碳體的形態(tài)變化的效果飽和，并且對(duì)延展性帶來(lái)不良影響。因此，在含有這些元素的情況下，優(yōu)選含有合計(jì)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(jì)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(duì)本發(fā)明的高強(qiáng)度鍍覆鋼板的鋼組織進(jìn)行說(shuō)明。本發(fā)明的高強(qiáng)度鍍覆鋼板的鋼組織含有以面積率計(jì)為20％以下(包括0％)的鐵素體相、以面積率計(jì)為35％以上且90％以下的貝氏體相、以面積率計(jì)為10％以上且65％以下的馬氏體相，并且含有個(gè)數(shù)密度為400個(gè)/mm2以下的圓當(dāng)量直徑超過(guò)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3.0μm以下，馬氏體之間的最大長(zhǎng)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(guò)20％時(shí)，拉伸強(qiáng)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(guò)量時(shí)，會(huì)改變?cè)谕嘶鹎敖M織中微細(xì)分散的滲碳體的配置，也無(wú)法得到微細(xì)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(包括0％)。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(duì)于微細(xì)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(guò)90％時(shí)，馬氏體之間的間隔的最大長(zhǎng)度(最大距離)超過(guò)5.0μm，無(wú)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(jì)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(duì)強(qiáng)度和成形性產(chǎn)生很大影響。馬氏體相的含量以面積率計(jì)低于10％時(shí)，拉伸強(qiáng)度低于780mpa。另一方面，馬氏體相的含量以面積率計(jì)超過(guò)65％時(shí)，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(jì)為20％以上且55％以下。
另外，本發(fā)明的高強(qiáng)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(guò)3.0μm時(shí)，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(wú)法得到良好的成形性。馬氏體的平均粒徑優(yōu)選為2.0μm以下。需要說(shuō)明的是，馬氏體的平均粒徑的下限值沒(méi)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(diǎn)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(zhǎng)度為5.0μm以下。馬氏體之間的間隔的最大長(zhǎng)度為該范圍時(shí)，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(cuò)，容易進(jìn)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(zhǎng)度(最大長(zhǎng)度)優(yōu)選為4.0μm以下。需要說(shuō)明的是，馬氏體之間的最大間隔長(zhǎng)度(最大長(zhǎng)度)的下限值沒(méi)有特別限定，但在馬氏體之間的距離過(guò)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(cuò)，由此阻礙馬氏體之間的新位錯(cuò)的產(chǎn)生，難以進(jìn)行加工硬化，因此，上述最大間隔長(zhǎng)度優(yōu)選為1.0μm以上。
夾雜物
本發(fā)明的高強(qiáng)度鍍覆鋼板的鋼組織中，以圓當(dāng)量直徑計(jì)粒徑超過(guò)5.0μm的夾雜物的個(gè)數(shù)密度為400個(gè)/mm2以下。粒徑超過(guò)5.0μm的夾雜物容易成為鐵素體相的成核位點(diǎn)，鐵素體相的以面積率計(jì)的含量達(dá)不到所期望的范圍。在此，作為超過(guò)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(duì)鍍層進(jìn)行說(shuō)明。本發(fā)明的高強(qiáng)度鍍覆鋼板中，構(gòu)成鍍層的成分沒(méi)有特別限定，只要為通常的成分即可。例如，鍍層以質(zhì)量％計(jì)含有fe：5.0～20.0％、al：0.001％～1.0％，進(jìn)一步含有合計(jì)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(guò)合金化反應(yīng)使鋼中的fe擴(kuò)散至鋅鍍層中而形成的fe-zn合金作為主體的鍍層)。
接著，對(duì)本發(fā)明的高強(qiáng)度鍍覆鋼板的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。本發(fā)明的高強(qiáng)度鍍覆鋼板的制造方法具有熱軋工序、冷軋工序、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(duì)各工序進(jìn)行說(shuō)明。需要說(shuō)明的是，在以下的說(shuō)明中，若無(wú)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(shí)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(shí)間)。
熱軋工序?yàn)槿缦鹿ば颍簩⒕哂猩鲜龀煞纸M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560℃的平均冷卻速度為30℃/s以上的條件進(jìn)行冷卻，在ms點(diǎn)以上且560℃以下進(jìn)行卷取。
用于制造上述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，也可以在真空脫氣爐中進(jìn)行二次精煉。然后，從生產(chǎn)率、品質(zhì)上的問(wèn)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(kāi)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(shí)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(shí)，無(wú)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(guò)1200℃時(shí)，特別粗大的包含ti的氮化物的生成被促進(jìn)，超過(guò)5.0μm的夾雜物的個(gè)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(shuō)明的是，對(duì)于上述加熱后的粗軋的粗軋條件，沒(méi)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(kāi)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(zhǎng)而得到的混合晶粒組織(duplexgrainmicrostructure)。因此，給冷軋時(shí)的板厚精度帶來(lái)不良影響，無(wú)法形成在退火前的鋼組織中微細(xì)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(guò)高時(shí)，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560℃的平均冷卻速度為30℃/s以上
為了在退火前使?jié)B碳體微細(xì)分散，需要使奧氏體相發(fā)生貝氏體相變。本發(fā)明中，從精軋溫度至560℃的平均冷卻速度小于30℃/s時(shí)，生成鐵素體相，無(wú)法形成微細(xì)分散有滲碳體的組織。因此，從精軋溫度至560℃的平均冷卻速度設(shè)定為30℃/s以上。需要說(shuō)明的是，在卷取溫度低于560℃的情況下，560℃至冷卻停止溫度的平均冷卻速度可以為30℃/s以上，也可以小于30℃/s。
卷取溫度：ms點(diǎn)以上且560℃以下
卷取溫度超過(guò)560℃時(shí)，鐵素體相變進(jìn)行，無(wú)法形成微細(xì)分散有滲碳體的組織。另一方面，在低于馬氏體相變開(kāi)始溫度(ms點(diǎn))的卷取溫度下，滲碳體無(wú)法充分析出。因此，卷取溫度需要設(shè)定為ms點(diǎn)以上且560℃以下。優(yōu)選為(ms點(diǎn)+50)℃以上且540℃以下。需要說(shuō)明的是，ms點(diǎn)采用利用熱膨脹測(cè)定裝置測(cè)定的值。
接著進(jìn)行的冷軋工序是在上述熱軋工序后對(duì)熱軋板進(jìn)行冷軋的工序。為了得到所期望的板厚，需要對(duì)熱軋工序后的熱軋板實(shí)施冷軋。冷軋率沒(méi)有限制，但由于制造生產(chǎn)線的制約，冷軋率設(shè)定為30％以上且80％以下。
接著進(jìn)行的退火工序?yàn)槿缦鹿ば颍簩⒗滠埞ば蚝蟮睦滠埌逡詮?00℃至(ac3點(diǎn)-10)℃以上的最高到達(dá)溫度的平均加熱速度為3.0℃/s以上的條件進(jìn)行加熱，將加熱至最高到達(dá)溫度后的冷軋板在至560℃為止的平均冷卻速度為15℃/s以上的條件下進(jìn)行冷卻，在該加熱和該冷卻中使冷軋板在(ac3點(diǎn)-10)℃以上停留的時(shí)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(shí)間為20秒以上且180秒以下。需要說(shuō)明的是，ac3點(diǎn)采用利用熱膨脹測(cè)定裝置測(cè)定的值。
從100℃至最高到達(dá)溫度的平均加熱速度：3.0℃/s以上
100℃是c開(kāi)始擴(kuò)散的溫度，在c或fe發(fā)生擴(kuò)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(xì)分散的滲碳體粗大化。滲碳體成為馬氏體生成位點(diǎn)，但在滲碳體粗大化的狀態(tài)下，無(wú)法得到微細(xì)的馬氏體。為了得到更微細(xì)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(shí)，奧氏體粗大化，無(wú)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(dá)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(dá)溫度為(ac3點(diǎn)-10)℃以上。若不至少加熱至(ac3點(diǎn)-10)℃，則鐵素體相的面積率不會(huì)達(dá)到20％以下。優(yōu)選的最高到達(dá)溫度為ac3點(diǎn)以上。需要說(shuō)明的是，ac3點(diǎn)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(shí)的溫度。
從最高到達(dá)溫度至560℃的平均冷卻速度：15℃/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(guò)程中開(kāi)始鐵素體相變，過(guò)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15℃/s以上。另外，該冷卻中的冷卻停止溫度沒(méi)有特別限定，但通常冷卻停止溫度為460～540℃。另外，達(dá)到560℃之后的至冷卻停止溫度為止的冷卻速度沒(méi)有特別限定，可以為15℃/s以上，也可以小于15℃/s。
在(ac3點(diǎn)-10)℃以上的溫度范圍內(nèi)停留的時(shí)間：60秒以下
在加熱和冷卻中，使冷軋板在(ac3點(diǎn)-10)℃以上的溫度范圍內(nèi)停留的時(shí)間超過(guò)60秒時(shí)，退火中的奧氏體粗大化，無(wú)法得到微細(xì)的馬氏體。從上述觀點(diǎn)出發(fā)，在(ac3點(diǎn)-10)℃以上的溫度范圍內(nèi)停留的時(shí)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(shí)間：20秒以上且180秒以下
為了促進(jìn)貝氏體相變、得到包含微細(xì)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(shí)間超過(guò)180秒時(shí)，貝氏體相過(guò)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(shí)間為25秒以上且150秒以下。
接著進(jìn)行的鍍覆工序是在上述退火工序后實(shí)施鍍覆而在退火板上形成鍍層的工序。例如，在進(jìn)行多用于汽車(chē)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(jìn)行上述退火，在退火后的冷卻后浸漬于熱鍍?cè)≈?，在表面上形成鍍層即可。另外，也可以在上述鍍覆工序后根?jù)需要設(shè)置進(jìn)行鍍層的合金化處理的合金化工序。
實(shí)施例1
在表2所示的熱軋條件下對(duì)具有表1所示的成分組成的壁厚250mm的鋼原材實(shí)施熱軋工序而制成熱軋板，在表2所示的冷軋條件下實(shí)施冷軋工序而制成冷軋板，在連續(xù)熱鍍生產(chǎn)線中實(shí)施表2所示條件的退火。然后，實(shí)施鍍覆處理，根據(jù)需要實(shí)施合金化處理。在此，在連續(xù)熱鍍生產(chǎn)線中浸漬的鍍?cè)?鍍層組成：zn-0.13質(zhì)量％al)的溫度為460℃，鍍層附著量對(duì)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(diǎn)和ms點(diǎn)使用熱膨脹測(cè)定裝置進(jìn)行測(cè)定。ac3點(diǎn)的測(cè)定條件設(shè)定為平均加熱速度5℃/s，ms點(diǎn)的測(cè)定條件設(shè)定為：以平均加熱速度5℃/s加熱至(ac3+10)℃，保持30秒后，將(ac3+10)℃至300℃的平均冷卻速度設(shè)定為30℃/s以上。
從通過(guò)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(yàn)片，利用下述方法進(jìn)行評(píng)價(jià)。
(i)組織觀察圖像
各相的面積率利用下述方法進(jìn)行評(píng)價(jià)。按照使與軋制方向平行的斷面(放置鋼板時(shí)的垂直且相對(duì)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(duì)板厚1/4t部進(jìn)行10個(gè)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(duì)于這些組織，通過(guò)圖像解析將貝氏體相、貝氏體相和馬氏體相分離，求出相對(duì)于觀察視野的面積率。關(guān)于馬氏體相的平均粒徑，也通過(guò)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(duì)于馬氏體相以0.5μm以下的長(zhǎng)度連結(jié)的部分，將與該部分連結(jié)的馬氏體視為兩個(gè)，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(zhǎng)度，求出10個(gè)視野中最長(zhǎng)的部分作為最大長(zhǎng)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(yàn)
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(hào)拉伸試驗(yàn)片，進(jìn)行5次依照jisz2241(2011)的規(guī)定的拉伸試驗(yàn)，求出平均的屈服強(qiáng)度(ys)、拉伸強(qiáng)度(ts)、總伸長(zhǎng)率(el)。拉伸試驗(yàn)的十字頭速度設(shè)定為10mm/分鐘。表3中，將拉伸強(qiáng)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(jī)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?yàn)?，該區(qū)域是沖壓加工中對(duì)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。
將通過(guò)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(qiáng)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(qiáng)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(méi)有變化的結(jié)果。