CN103857814B - 高强度热浸镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种高强度热浸镀锌钢板，其含有主要成分，进而以质量%计，钢板按体积分率计作为主相将铁素体规定为40%以上，含有8%～60%的残留奥氏体，剩余组织由贝氏体、马氏体、珠光体中的1种或2种以上形成。在该高强度热浸镀锌钢板中，将位于奥氏体晶粒的平均残留应力σR满足式（1）的范围内的奥氏体晶粒规定为50%以上，在该钢板表面具有热浸镀锌层，该热浸镀锌层含有低于7质量%的Fe，剩余部分由Zn、Al及不可避免的杂质构成。－400MPa≤σR≤200MPa（1）。
Description
技术领域
本发明涉及汽车用结构件等中所用的弯曲性优良的高强度（例如抗拉强度为980MPa以上）的热浸镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
以汽车的燃油效率提高及冲撞安全性为目的，推进高强度钢化在车体骨架结构中的应用，另一方面，由于伴随着材料的强度的上升，材料的成形性下降，因此对于所使用的钢板要求兼顾高的冲压加工性和强度。
在高强度钢板中，已知钢组织中具有残留奥氏体的残留奥氏体钢利用TRIP效应，尽管高强度但仍具有非常高的延伸率。在该残留奥氏体钢中，为了进一步提高延伸率，例如，在专利文献1中公开了在较高地确保残留奥氏体的分率的同时，通过控制2种铁素体（贝氏体铁素体、多边形铁素体）而确保均匀延伸率的技术。
另一方面，在抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板的成形中，大多不是以在抗拉强度为440MPa以下的低强度钢板的成形时为主体的拉深成形、而是以弯曲成形为中心进行加工。即使在高强度钢板中也要求与延伸率同样地提高弯曲性。
以往，已知可看出V型弯曲性与局部延展性相关，作为提高局部延展性的技术，专利文献1中公开了通过谋求组织的均匀化，对铁素体单相施加析出强化而进行高强度化的技术，专利文献2中公开了通过以贝氏体为主体的组织，同样地谋求组织的均匀化的技术。
此外，专利文献3中公开了以体积分率计含有30～90%的铁素体相、5%以上的贝氏体、10%以下的马氏体及5～30%的残留奥氏体相的高强度高延展性热浸镀锌钢板。专利文献4中公开了钢板中所含的位错的密度为8×1011（个/mm2）以下、由应变速度0.0067（s－1）下的准静态强度（FS1）和应变速度1000（s－1）下的动态强度（FS2）的比构成的静动比（＝FS2/FS1）为1.05以上的高强度冷轧钢板。
但是，现在，即使在高强度钢板中也要求进一步高的强度、加工性，但还不知道可满足这些要求、以十分高的水平兼顾延伸率和V型弯曲性的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2003-306746号公报
专利文献2：日本特开平4-88125号公报
专利文献3：日本特开2005-133201号公报
专利文献4：日本特开2002-30403号公报
发明内容
发明要解决的问题
本发明是为解决以往的问题而做出的，为了提高具有980MPa以上的抗拉强度的残留奥氏体钢的V型弯曲性反复进行了深入研究，本发明是从该研究结果中发现的技术，其目的在于提供一种延伸率和V型弯曲性都优良的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明者根据深入研究的结果，发现：通过对残留奥氏体相赋予压缩的残留应力，可将残留奥氏体的稳定性提高到现有以上，这对弯曲外侧的拉伸应力部弯曲内侧的压缩应力部弯曲的局部变形有效地施加作用。
本发明者基于上述见识进一步进行了研究，结果发现：为了对残留奥氏体相赋予压缩的残留应力，通过过时效（OA）处理时的反复弯曲中的辊径、张力、道次数的最佳控制来控制奥氏体相中的残留应力，这对于延伸率、V型弯曲性具有充分的效果。本发明者进一步基于上述见识进行了进一步的研究，结果发现：将过时效（OA）处理时的反复弯曲中的条件控制与向奥氏体相中的浓化及粒径的控制合在一起，能够提高残留奥氏体相的稳定性，因此对于延伸率、V型弯曲性更有效。
根据本发明者的见识，本发明中得到上述效果的机理可按以下推断。
残留奥氏体钢是通过控制退火中的铁素体相变、贝氏体相变并提高奥氏体中的C浓度，从而在制品的钢组织中残留奥氏体，通过该残留奥氏体的TRIP效应而具有高的延伸率的高强度钢板。但是，由于是混合组织，所以推断这样的残留奥氏体钢不是弯曲性优良的钢。
与此相对应，本发明者们对可使TRIP效应有效地作用于弯曲性的C、Si、Mn量发生了变化的多种钢，在实验室进行了熔炼、热轧、冷轧、退火、热浸镀锌，对用于得到所用的抗拉强度、延展性、V型弯曲性、镀覆性的方法进行了各种研究。
根据这样的深入研究的结果，发现：不仅特定对上述目的有效的多种成分，还对残留奥氏体相赋予压缩的残留应力，这不仅将残留奥氏体的稳定性提高到现有以上，还对弯曲外侧的拉伸应力部弯曲内侧的压缩应力部弯曲的局部变形有效地施加作用。
本发明是基于上述见识而完成的。
本发明，例如能够包含以下的方案。
[1]一种热浸镀锌钢板，其特征在于，
该钢板以质量%计含有C：0.10%以上且0.4%以下、Si：0.01%以上且0.5%以下、Mn：1.0%以上且3.0%以下、O：0.006%以下、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Al：0.1%以上且3.0%以下、N：0.01%以下、Si＋Al≥0.5%，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成；
进而，该钢板是以体积分率计作为主相将铁素体规定为40%以上、含有8%～60%的残留奥氏体、剩余组织由贝氏体、马氏体、珠光体中的任1种或2种以上形成的高强度热浸镀锌钢板；
所述奥氏体中的位于平均残留应力σR满足式（1）的范围内的奥氏体晶粒为50%以上；
－400MPa≤σR≤200MPa（1）
在所述钢板表面具有热浸镀锌层，所述热浸镀锌层含有低于7质量%的Fe，剩余部分由Zn、Al及不可避免的杂质构成。
[2]根据上述[1]所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，所述奥氏体的平均粒径为10μm以下，奥氏体中的平均C浓度以质量%计为0.7%以上且1.5%以下。
[3]根据上述[1]或[2]所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，所述奥氏体晶粒的相对于轧制方向的平均长宽比为0.5以上且0.95以下。
[4]根据上述[1]～[3]中的任1项所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，以质量%计进一步含有Mo：0.02%以上且0.5%以下、Nb：0.01%以上且0.10%以下、Ti：0.01%以上且0.20%以下、V：0.005%以上且0.10%以下、Cr：0.1%以上且2.0%以下、Ca：0.0005%以上且0.05%以下、Mg：0.0005%以上且0.05%以下、REM：0.0005%以上且0.05%以下、Cu：0.04%以上且2.0%以下、Ni：0.02%以上且1.0%以下、B：0.0003%以上且0.007%以下中的1种或2种以上。
[5]一种热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，
对以质量%计含有C：0.10%以上且0.4%以下、Si：0.01%以上且0.5%以下、Mn：1.0%以上且3.0%以下、O：0.006%以下、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Al：0.1%以上且3.0%以下、N：0.01%以下、Si＋Al≥0.5%，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的钢材，在热轧板坯温度为1100℃以上、精轧温度为850～970℃的条件下实施热轧处理；
以平均10～200℃/秒的冷却速度将所述热轧后的钢板冷却到650℃以下的温度区，在650℃以下的温度范围进行卷取；
以40%以上的压下率对该钢板实施冷轧；
在退火时的最高温度为700～900℃的条件下进行退火，在350℃～550℃的温度区内以平均0.1～200℃/秒的冷却速度进行冷却，然后在该温度区内保持1秒以上且1000秒以下；
将在该温度区内保持后的钢板浸渍在热浸镀锌液中，在该镀覆处理后，在470～580℃的温度范围实施合金化处理，且
将所述钢板在350℃～550℃的温度区内保持时，采用辊径为50～2000mm的辊将钢板反复折弯，由此对该钢板赋予应变，进而，
该反复折弯时施加给所述钢板的长度方向的平均应力为2～50MPa。
[6]根据上述[5]所述的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述反复折弯时的道次数为2～6道次。
发明效果
根据本发明，可提供延伸率和V型弯曲性优良的高强度热浸镀锌钢板。该热浸镀锌钢板的制造比较容易，且能够稳定地实施。因此，本发明的热浸镀锌钢板特别适合作为近年来的以轻量化为目标的汽车用钢板使用，产业上的价值是非常高的。
附图说明
图1是表示残留奥氏体相中的残留应力与最小弯曲半径R的关系的曲线图。
图2是表示奥氏体晶粒的平均残留应力σR满足式（1）的范围的曲线图。
图3是表示满足式（1）的奥氏体晶粒的比例与最小弯曲半径R的关系的曲线图。
图4是表示残留奥氏体的平均粒径与最小弯曲半径R的关系的曲线图。
图5是表示残留奥氏体晶粒的长宽比与最小弯曲半径R的关系的曲线图。
图6是表示C浓度与最小弯曲半径R的关系的曲线图。
具体实施方式
本发明的高强度薄钢板着眼于在残留奥氏体钢中提高残留奥氏体相的稳定性。如上所述，本发明基于以下的发现，即通过控制残留奥氏体相的残留应力及长宽比，能将稳定性提高到极限，能够以高水平使强度、延伸率和V型弯曲性得以兼顾。
关于本发明的热浸镀锌钢板中的组织，以铁素体相和贝氏体相为主体并含有3%以上的残留奥氏体相是必要的。在期望更高的强度的情况下，也可以含有马氏体，但在不以铁素体相和贝氏体相为主体时，有延伸率显著下降的倾向。
残留奥氏体相中的残留应力在本发明中是最重要的因素之一。如图1所示，残留奥氏体相中的残留应力越低，特别是在15MPa以下时，最小弯曲半径R达到最小。各个残留奥氏体晶粒通过在制造工序中被赋予压缩的残留应力，使得加工中的马氏体相变延迟，结果是相全体的稳定性提高。
为了实现此目的，如图2所示，在该奥氏体晶粒的平均残留应力σR满足式（1）的范围Σr成为最小。此外如图3所示，在满足该式（1）的奥氏体晶粒为50%以上时，稳定且最小弯曲半径R成为最小。
－400MPa≤σR≤200MPa（1）
这里，残留奥氏体率测定方法只要是可保证精度的测定方法，怎样的方法都可以，例如，在从试样板的表层进行化学研磨到1/4厚的一面进行，从根据单色化的MoKα射线的铁素体的（200）及（211）面积分强度和奥氏体的（200）、（220）及（311）面积分强度来定量残留奥氏体。此外，关于σR，只要是在可正确地得到残留应力的条件下保证精度的测定方法，采用怎样的测定方法都可以，例如在本发明中，在从试样板的表层进行化学研磨到1/4厚的一面，采用具有5μmφ的射束系的高精度的放射光X射线衍射的应力测定法，很细心地实施任意50个残留奥氏体晶粒的残留应力的测定，可得到进入式（1）的范围的残留奥氏体晶粒的比例。
在本发明中，残留奥氏体的平均粒径优选为10μm以下。如图4所示，在超过10μm时，残留奥氏体相的分散大，不能充分发挥TRIP效应，因而延伸率下降。这里关于平均粒径（平均当量圆直径）的测定，只要是可保证精度的测定方法，采用怎样的方法都可以，例如，通过利用硝酸乙醇试剂对钢板轧制方向断面或与轧制方向成直角的断面进行腐蚀，通过用500倍的光学显微镜进行观察而定量化。
此外如图5所示，如果残留奥氏体晶粒的长宽比相对于轧制方向为0.5以上且0.95以下，则最小弯曲半径变得最小，是优选的。在超过0.95或低于0.5时，弯曲变形时的残留奥氏体的稳定性出现偏差。这里，关于长宽比的测定方法，只要是可保证精度的测定方法，怎样的方法都可以，例如在通过利用硝酸乙醇试剂对钢板轧制方向断面或与轧制方向成直角的断面进行腐蚀，用500倍的光学显微镜进行观察而定量化后，对30个残留奥氏体晶粒，利用图像处理软件测定轧制方向的粒径及轧制直角方向的粒径，在得到长宽比后，将它们的平均值作为材料的代表值。
残留奥氏体的平均C浓度也非常有助于残留奥氏体的稳定性。如图6所示，在平均C浓度以质量%计低于0.7%时，因残留奥氏体的稳定性非常低而不能有效地得到TRIP效应，使延伸率劣化。另一方面，即使超过1.5%，不仅改善延伸率的效果饱和，而且还增加用于制造其的成本，所以优选为0.7%以上且1.5%以下。这里，关于C浓度，只要是在可正确地得到分解浓度的条件下保证精度的测定方法，采用怎样的测定方法都可以，例如，能够采用FE-SEM附带的EPMA，通过以0.5μm以下的间距很细心地测定C浓度来得到。
首先，对钢板的成分的限定理由进行说明。再者，%意味为质量%。
C：C是能提高钢板强度的元素。但是，如果低于0.1%则难以使980MPa以上的抗拉强度和加工性得以兼顾。另一方面，如果超过0.40%则难确保点焊性。因此，将C含量的范围规定为0.1～0.40%以下。C含量优选为0.1～0.38，更优选为0.12～0.38。
Si：Si是强化元素，对于提高钢板强度是有效的。此外，通过抑制渗碳体的析出而有助于残留奥氏体的稳定化，因此添加是必须的。在低于0.01%时高强度化的效果小，此外，如果超过0.5%则加工性下降。所以，将Si含量规定为0.01～0.5%的范围。Si含量优选为0.02～0.5%，更优选为0.1～0.45。
Mn：Mn是强化元素，对于提高钢板强度是有效的。但是，如果低于1.0%则难得到980MPa以上的抗拉强度。相反如果增多则助长与P、S的共偏析，招致加工性的显著劣化，所以将3.0%作为上限。Mn含量优选为1.0～2.8%，更优选为1.2～2.8%。
O：O形成氧化物，使延伸率、弯曲性或扩孔性劣化，因此需要抑制添加量。特别是，氧化物多作为夹杂物存在，如果在冲裁端面或切断面存在，则在端面形成缺口状的损伤或粗大的凹痕，所以在扩孔时或强加工时，招致应力集中，成为形成龟裂的起点，带来扩孔性或弯曲性的大幅度劣化。如果O超过0.006%则该倾向更显著，所以将O含量的上限规定为0.006%以下。也就是说，将O作为杂质限制为0.006%以下。O含量的上限优选为0.005%以下，更优选为0.004%以下。另一方面，将O含量规定为低于0.0001%会招致过度的成本增加，在经济上是不优选的，所以这为实质上的下限。
P：P具有向钢板的板厚中央部偏析的倾向，使焊接部脆化。如果超过0.04%则焊接部的脆化显著，因此将其适当范围规定为0.04%以下。也就是说，将P作为杂质限制为0.04%以下。P含量优选为0.03%以下，更优选为0.02以下。P的下限值没有特别的限定，但将其规定为低于0.0001%在经济上是不利的，所以优选将该值作为下限值。
S：S对焊接性以及铸造时及热轧时的制造性产生不良影响。因此，将其上限值规定为0.01%以下。也就是说，将S作为杂质限制为0.01%以下。S含量优选为0.004%以下，更优选为0.003%以下。S的下限值没有特别的限定，但将其规定为低于0.0001%在经济上是不利的，所以优选将该值作为下限值。此外，S因与Mn结合形成粗大的MnS而使弯曲性及扩孔性劣化，因此需要尽量减少。
Al：Al促进铁素体形成，提高延展性，因此也可以添加。此外，还可作为脱氧材料应用。在低于0.1%时其效果不充分。另一方面，过剩的添加使Al系的粗大夹杂物的个数增大，成为扩孔性的劣化及表面损伤的原因。因此，将Al添加量的上限规定为3.0%。Al含量优选为0.1～2.9%，更优选为0.15～2.9%。
在本发明中，Al＋Si为0.5%以上。该Al＋Si优选为0.5～4%，更优选为0.51～3.5%。
N：N形成粗大的氮化物，使弯曲性及扩孔性劣化，因此需要抑制添加量。如果N超过0.01%则该倾向显著，所以将N含量的范围规定为0.01%以下。加之，成为焊接时发生气孔的原因，所以最好少。N含量优选为0.005%以下，更优选为0.004%以下。不特别限定下限也可发挥本发明的效果，但将N含量规定为低于0.0005%招致制造成本的大幅度增加，所以这为实质上的下限。
Mo：Mo是强化元素，而且对于提高淬火性也是重要的。但是，在低于0.02%时得不到这些效果，因此将下限值规定为0.02%。相反，如果超过0.5%地含有，则对制造时及热轧时的制造性产生不良影响，所以将上限值规定为0.5%。
Nb：Nb是强化元素。通过析出物强化、由抑制铁素体晶粒生长带来的细晶粒强化及通过抑制再结晶导致的位错强化，有助于提高钢板强度。在添加量低于0.01%时得不到这些效果，所以将下限值规定为0.01%。如果超过0.1%地含有，则碳氮化物的析出增多，使成形性劣化，所以将上限值规定为0.1%。
Ti：Ti是强化元素。通过析出物强化、由抑制铁素体晶粒生长带来的细晶粒强化及通过抑制再结晶导致的位错强化，有助于提高钢板强度。在添加量低于0.01%时得不到这些效果，所以将下限值规定为0.01%。如果超过0.2%地含有，则碳氮化物的析出增多，使成形性劣化，所以将上限值规定为0.2%。
V：V是强化元素。通过析出物强化、由抑制铁素体晶粒生长带来的细晶粒强化及通过抑制再结晶导致的位错强化，有助于提高钢板强度。在添加量低于0.005%时得不到这些效果，所以将下限值规定为0.005%。如果超过0.1%地含有，则碳氮化物的析出增多，使成形性劣化，所以将上限值规定为0.1%。
Cr：Cr是强化元素，而且对于提高淬火性也是重要的。但是，在低于0.1%时得不到这些效果，所以将下限值规定为0.1%。相反，如果超过2.0%地含有，则对制造时及热轧时的制造性产生不良影响，所以将上限值规定为2.0%。
能够合计为0.0005～0.05%地添加选自Ca、Mg、REM中的1种或2种以上。Ca、Mg及REM是用于脱氧的元素，优选合计0.0005%以上地含有1种或2种以上。所谓REM是稀土金属（RareEarthMetal）。但是，如果含量合计超过0.05%，则成为成形加工性恶化的原因。因此，将含量规定为合计0.0005～0.05%。再者，在本发明中，REM多以混合稀土合金的形式添加，除La或Ce以外有时复合地含有镧族的元素。即使作为不可避免的杂质而含有这些La或Ce以外的镧族的元素，也可发挥本发明的效果。但是，即使添加金属La或Ce，也可发挥本发明的效果。
Cu：Cu是强化元素，而且对于提高淬火性也是重要的。而且提高热浸镀的润湿性，或促进合金化反应，所以也可以添加Cu。但是，在低于0.04%时得不到这些效果，所以将下限值规定为0.04%。相反，如果超过2.0%地含有，则对制造时及热轧时的制造性产生不良影响，所以将上限值规定为2.0%。
Ni：Ni是强化元素，而且对于提高淬火性也是重要的。而且提高热浸镀的润湿性，或促进合金化反应，所以也可以添加Ni。但是，在低于0.02%时得不到这些效果，所以将下限值规定为0.02%。相反，如果超过1%地含有，则对制造时及热轧时的制造性产生不良影响，所以将上限值规定为1.0%。
B：通过添加0.0003%以上，对于晶界的强化或钢材的强度化是有效的，但如果其添加量超过0.07%，则不仅其效果饱和，而且使热轧时的制造性下降，所以将其上限规定为0.07%。
接着，对钢板的组织进行说明。
在本钢板中，通过将主相规定为铁素体，使体积率为8%以上的残留奥氏体分散，确保了980MPa以上的最大抗拉强度。因此，需要含有残留奥氏体。作为铁素体相的形态，除了多边形铁素体以外，也可以包含针状铁素体。之所以将主相规定为铁素体，是因为通过将富延展性的铁素体作为主相可提高延展性。在主相铁素体相低于40%时不能确保充分的延展性，不适合实用，所以将主相铁素体的体积分率规定为40%以上。
通过含有残留奥氏体作为第二相，可同时达成高强度化和进一步提高的延展性。在体积分率低于8%时难得到其效果，所以将其下限规定为低于8%。之所以将上限规定为60%以下，是因为如果超过60%，则主相铁素体相的体积分率低于40%，不能确保充分的延展性。贝氏体组织因有效地用于残留奥氏体的稳定化而不可避免地含有。为了进一步的高强度化，也可以含有马氏体。
再者，关于上述显微组织的各相、铁素体、马氏体、贝氏体、奥氏体、珠光体及剩余组织的鉴定、存在位置的观察及面积率的测定，可通过利用硝酸乙醇试剂及日本特开59-219473号公报中公开的试剂对钢板轧制方向断面或与轧制方向成直角的方向的断面进行腐蚀，用1000倍的光学显微镜观察及1000～100000倍的扫描式及透射式电子显微镜进行定量化。进行各20视野以上的观察，通过点计数法或图像解析可求出各组织的面积率。
以下，对本发明的高强度热浸镀锌钢板的制造方法进行说明。
在连续铸造后对热轧前的板坯实施通常的热轧。
例如，在连续铸造后直接、或通过再加热使温度在1100℃以上。在低于该温度时，均质处理不充分，引起强度和V型弯曲性的下降。
接着，将精轧温度规定为850℃以上且970℃以下地对板坯进行热轧。这是因为，在精轧温度低于850℃时成为（α＋γ）双相区轧制，带来延展性的下降，如果超过970℃则奥氏体粒径变得粗大，铁素体相分率减小，延展性下降。
然后直到650℃以下的温度区，平均以10℃/秒以上且200℃/秒以下的冷却速度进行冷却。然后，在650℃以下的温度范围进行卷取。在低于该冷却速度、且超过卷取温度时，生成使弯曲性显著劣化的珠光体相。如果平均冷却速度超过200℃/秒，则抑制珠光体的效果饱和，此外冷却终点温度的偏差增大，难以确保稳定的材质。所以，规定为200℃/秒以下。
酸洗后可对试制材实施40%以上的冷轧。在低于此压下率时，退火中的再结晶或逆相变被抑制，引起延伸率下降。
将退火时的最高温度规定为700℃以上且900℃以下。在低于700℃时因退火中的铁素体相的再结晶延迟而引起延伸率下降。另一方面，在高于此温度时，马氏体分率增加，产生延伸率的劣化。
在退火工序的均热处理后的冷却中，为了冻结组织，有效地引起贝氏体相变，冷却速度越快越好。但是，在低于0.1℃/秒时不能控制相变。另一方面，即使超过200℃/秒其效果也饱和，而且使残留奥氏体生成中最重要的冷却终点温度的温度控制性显著劣化。因此优选将退火后的冷却速度以平均计规定为0.1℃/秒以上且200℃/秒以下。该冷却速度以平均计更优选为1.2℃/秒以上且14℃/秒以下，进一步优选为1.8℃/秒以上且11℃/秒以下。
冷却终点温度及其后的保持或放冷是控制贝氏体生成、决定残留奥氏体的C浓度的重要技术。如果将冷却终点温度规定为低于350℃，则因大量形成马氏体，使钢强度过高，而且难以使奥氏体残留，因此延伸率的劣化非常大。另一方面，如果超过550℃则贝氏体相变延迟，而且在保持或放冷中生成渗碳体，使残留奥氏体中的C的浓化下降。所以，优选将可使具有高的C浓度的残留奥氏体生成8%以上的冷却停止温度、及保持或放冷温度规定为350℃以上且550℃以下。
保持时间或放冷时间在C向残留奥氏体中浓化这点上越长越好。在低于1秒时，不能充分产生贝氏体相变，C浓化不充分。另一方面，如果超过1000秒则在奥氏体相中生成渗碳体，由此容易产生C浓度下降。所以，优选将保持时间或放冷时间规定为1秒以上且1000秒以下。该保持时间或放冷时间优选为110～800秒，更优选为150～400秒。
通过保持时间（过时效（OA）处理时）中的反复弯曲中的辊径、张力、道次数的最佳控制，可进行奥氏体相中的残留应力控制及残留奥氏体晶粒的长宽比控制，但对于将过时效（OA）处理温度规定为350℃至550℃的情况，需要全部满足以下的主要条件。为了赋予某种程度的固定的应变，辊径越小越好。但是在50mm以下时，辊刚性下降而不能提供稳定的应变。另一方面，如果超过2000mm，则面接触部分增多，难以局部地赋予大的应变。所以优选将辊径规定为50mm以上且2000mm以下。更优选下限为350mm以上。上限优选为1000mm以下。
此外，张力是通过将其值除以板截面积（板厚×板宽）而得到的值即长度平均应力而整理的，是对于决定长度方向的长宽比重要的值，但如果超过将过时效（OA）温度规定为350℃至550℃时的钢板强度（TS）的50%，则断裂的危险性增高。由于350℃时的980MPa钢的强度为100MPa左右，所以适合将张力（长度平均应力）规定为50MPa以下。该张力（长度平均应力）优选为45MPa以下，更优选为40MPa以下。下限没有特别的规定，如果考虑到钢板的穿板性，尤其是考虑到弯曲行进，则优选为2MPa以上，更优选为10MPa以上。
另外，关于道次数，次数越多则弯曲及回弯的次数越增加，残留应力控制越容易，但1道次时其效果小。所以，通常优选2道次以上。该弯曲次数优选为6道次以下，更优选为5道次以下。
然后，浸渍在热浸镀锌液中。此外，本技术也可在浸渍后实施合金化处理。此时，在470℃以上至580℃的范围进行镀覆的合金化处理。在低于此温度时合金化不充分，如果高于此温度则过于合金化，耐蚀性显著劣化。
实施例
以下，基于实施例对本发明进行详细的说明。
制造具有表1所示的成分组成的钢，在冷却凝固后再加热到1200℃，在880℃进行精轧，冷却后以60℃/秒的平均冷却速度冷却到550℃，然后在表2的卷取温度下进行卷取。然后，对该热轧板进行50%的冷轧。然后通过连续退火，按表2所示的条件进行退火处理。
假设实际生产线中的过时效（OA）处理时的反复弯曲中的辊径、张力、道次数的效果，在退火处理的OA时赋予多个不同的曲率、张力、次数，评价了对残留应力的影响。
表1
| 钢种No. | C | Si | Mn | 0 | P | S | N | AI | AI+Si | 其它 |
| 1 | 0.12 | 0.25 | 2.7 | 0.005 | 0.01 | 0.002 | 0.004 | 0.25 | 0.50 | - |
| 2 | 0.1 | 0.25 | 2.4 | 0.003 | 0.012 | 0.003 | 0.0033 | 0.28 | 0.53 | - |
| 3 | 0.12 | 0.45 | 1.62 | 0.001 | 0.011 | 0.004 | 0.0043 | 2.78 | 3.23 | Cr：1.26 |
| 4 | 0.15 | 0.02 | 2.5 | 0.001 | 0.013 | 0.004 | 0.0022 | 1.63 | 1.65 | Ce：0.01，La：0.002，Y：0.4 |
| 5 | 0.35 | 0.30 | 1.6 | 0.002 | 0.012 | 0.01 | 0.0022 | 1.84 | 2.14 | - |
| 6 | 0.27 | 0.10 | 2.45 | 0.004 | 0.01 | 0.0013 | 0.0024 | 2.53 | 2.63 | Mg：0.0008 |
| 7 | 0.32 | 0.28 | 2.5 | 0.004 | 0.02 | 0.0023 | 0.0029 | 0.22 | 0.50 | Ca：0.008 |
| 8 | 0.38 | 0.27 | 2.4 | 0.001 | 0.0l | 0.0014 | 0.0034 | 2.51 | 2.78 | - |
| 9 | 0.15 | 0.Z5 | 1.9 | 0.005 | 0.02 | 0.002 | 0.0041 | 1.86 | 2.11 | T10.01 |
| 10 | 0.19 | 0.23 | 1.7 | 0.003 | 0.03 | 0.001 | 0.002 | 1.47 | 1.71 | B：0.001 |
| 11 | 0.18 | 0.22 | 1.8 | 0.002 | 0.02 | 0.002 | 0.0024 | 2.8B | 3.10 | MO：0.1 |
| 12 | 0.2 | 1.30 | 2.6 | 0.002 | 0.03 | 0.001 | 0.0033 | 0.26 | 0.56 | Cr：0.8 |
| 13 | 0.194 | 0.28 | 2.5 | 0.002 | 0.013 | 0.0015 | 0.0012 | 0.23 | 0.52 | Nb：0.051 |
| 14 | 0.21 | 0.25 | 2.4 | 0.002 | 0.006 | 0.0042 | 0.0043 | 0.59 | 0.84 | Ti：0.056，B：0.0053 |
| 15 | 0.19 | 0.30 | 182 | 0.002 | 0.011 | 0.0032 | 0.0027 | 0.69 | 0.99 | Mo：0.33 |
| 16 | 0.7 | 0.40 | 2.3 | 0.002 | 0.013 | 0.0047 | 0.0039 | 0.42 | 0.82 | - |
| 17 | 0.22 | 0.57 | 2.5 | 0.004 | 0.014 | 0.0037 | 0.0015 | 0.47 | 1.04 | - |
| 18 | 0.1 | 0.33 | 3.5 | 0.004 | 0.014 | 0.0049 | 0.0012 | 2.21 | 2.54 | Ca：0.015 |
| 19 | 0.12 | 0.32 | 2.5 | 0.01 | 0.13 | 0.033 | 0.001 | 2.50 | 2.82 | |
| 20 | 0.14 | 0.37 | 2.4 | 0.002 | 0.08 | 0.0015 | 0.005 | 2.90 | 3.27- | |
| 21 | 0.19 | 0.33 | 2.8 | 0.002 | 0.011 | 0.06 | 0.001 | 0.51 | 0.85 | - |
| 22 | 0.28 | 0.23 | 2.8 | 0.001 | 0.001 | 0.0015 | 0.021 | 0.52 | 0.76 | Mg：0.0007 |
| 23 | 0.19 | 0.29 | 2.64 | 0.004 | 0.08 | 0.0015 | 0.005 | 13.95 | 14.24 | Ca：0.003 |
| 24 | 0.35 | 0.02 | 2. | 0.003 | 0.08 | 0.0015 | 0.005 | 0.1 | 0.14 | - |
然后，浸渍在控制为规定条件的镀锌液中，然后冷却到室温。将镀液中的有效Al浓度规定为0.09～0.17质量％的范围。在浸渍在镀锌液中后，按各条件对一部分钢板进行合金化处理，冷却到室温。作为此时的单位面积重量，两面都规定为大约35g/m2。最后，对得到的钢板以0.4％的压下率进行表皮光轧。在退火及镀覆处理后，从抑制屈服点延伸率的目的出发，进行了压下率为1％的表皮光轧。
上述热处理条件及镀覆处理条件见表2所示。
通过JIS5号拉伸试验片的C方向拉伸对拉伸特性进行了评价。关于组织的鉴定、存在位置的观察及平均粒径(平均当量圆直径)和占有率的测定，通过利用硝酸乙醇试剂对钢板轧制方向断面或与轧制方向成直角的断面进行腐蚀、用500倍～1000倍的光学显微镜进行观察使其定量化。
关于V型弯曲特性，进行遵循JISZ2248的试验，关于冲头R为0.5mm、1mm、2mm进行实施，通过目视观察按下述进行判断，将“○”作为合格。
○：无裂纹
△：发生微细裂纹(在弯曲外表面发生多个龟裂)
×：发生裂纹
关于残留奥氏体率测定方法，在从试样板的表层进行化学研磨到1/4厚的一面进行，从根据单色化的MoKα射线的铁素体的（200）及（211）面积分强度和奥氏体的（200）、（220）及（311）面积分强度定量了残留奥氏体。
关于残留奥氏体相的残留应力（σR）的测定方法，在从试样板的表层进行化学研磨到1/4厚的一面进行，通过高分辨率X射线衍射装置由10个点的平均值求出。本次实验中所用的高分辨率X射线衍射装置为Bruker-AXS公司制造的D8DISCOVERHybridSuperSpeedSolution。采用从来自该装置的衍射面间隔分布求出的应变（εR）和钢材的杨氏模量（E），由下式（2）求出残留应力（σR）。
σR＝εR×E（2）
实验No.“a”～“o”为本发明例，所有特性都为合格，得到了作为目标的特性的钢板。另一方面，成分或制造方法在本发明范围外的实验No.“p”～“ag”的某一特性为不合格。
工业上的可利用性
根据本发明，可提供延伸率及V型弯曲性优良的高强度热浸镀锌钢板。该热浸镀锌钢板的制造比较容易，能够稳定地实施。因此，本发明的热浸镀锌钢板特别适合作为以近年来的轻量化为目标的汽车钢板使用，产业上的价值是非常高的。
Claims (4)
1.一种热浸镀锌钢板，其特征在于，
该钢板以质量％计含有C：0.10％以上且0.4％以下、Si：0.01％以上且0.5％以下、Mn：1.0％以上且3.0％以下、O：0.006％以下、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.1％以上且3.0％以下、N：0.01％以下、Si+Al≥0.5％，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成；
进而，该钢板是以体积分率计作为主相将铁素体规定为40％以上，含有8％～60％的残留奥氏体，剩余组织由贝氏体、马氏体、珠光体中的任1种或2种以上形成的高强度热浸镀锌钢板；
所述奥氏体中的位于平均残留应力σR满足式(1)的范围内的奥氏体晶粒为50％以上；
－400MPa≤σR≤200MPa(1)
在所述钢板表面具有热浸镀锌层，所述热浸镀锌层含有低于7质量％的Fe，剩余部分由Zn、Al及不可避免的杂质构成；
所述奥氏体的平均粒径为10μm以下，奥氏体中的平均C浓度以质量％计为0.7％以上且1.5％以下；
所述奥氏体晶粒的相对于轧制方向的平均长宽比为0.5以上且0.95以下。
2.根据权利要求1所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有Mo：0.02％以上且0.5％以下、Nb：0.01％以上且0.10％以下、Ti：0.01％以上且0.20％以下、V：0.005％以上且0.10％以下、Cr：0.1％以上且2.0％以下、Ca：0.0005％以上且0.05％以下、Mg：0.0005％以上且0.05％以下、REM：0.0005％以上且0.05％以下、Cu：0.04％以上且2.0％以下、Ni：0.02％以上且1.0％以下、B：0.0003％以上且0.007％以下中的1种或2种以上。
3.一种热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，
对以质量％计含有C：0.10％以上且0.4％以下、Si：0.01％以上且0.5％以下、Mn：1.0％以上且3.0％以下、O：0.006％以下、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.1％以上且3.0％以下、N：0.01％以下、Si+Al≥0.5％，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的钢材，在热轧板坯温度为1100℃以上、精轧温度为850～970℃的条件下实施热轧处理；
以平均10～200℃/秒的冷却速度将所述热轧后的钢板冷却到650℃以下的温度区，在650℃以下的温度范围进行卷取；
以40％以上的压下率对该钢板实施冷轧；
在退火时的最高温度为700～900℃的条件下进行退火，在350℃～550℃的温度区内以平均0.1～200℃/秒的冷却速度进行冷却，然后在该温度区内保持1秒以上且1000秒以下；
将在该温度区内保持后的钢板浸渍在热浸镀锌液中，在该镀覆处理后，在470～580℃的温度范围实施合金化处理，且
在350℃～550℃的温度区内保持所述钢板时，采用辊径为50～2000mm的辊将钢板反复折弯，由此对该钢板赋予应变，进而
该反复折弯时施加给所述钢板的长度方向的平均应力为2～50MPa。
4.根据权利要求3所述的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述反复折弯时的道次数为2～6道次。
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