CN107208205B - 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents
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- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
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Abstract
本发明提供一种具有980MPa以上的拉伸强度且弯曲性良好的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法。所述高强度熔融镀锌钢板以质量％计含有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及不可避免的杂质构成。所述高强度熔融镀锌钢板的组织为：以面积率计，铁素体相小于10％(包含0％)，贝氏体相为50％以下(包含0％)，马氏体相为50％以上(包含100％)，该马氏体相中所包含的自回火马氏体为85％以上(包含100％)，从表层至板厚方向上距表层10.0μm的铁素体相以面积率计为10％以下，分散于所述自回火马氏体晶粒内的碳化物的平均粒径为200nm以下。
Description
技术领域
本发明涉及兼具拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度和优异的弯曲性的对汽车用车架构件用途有用的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点考虑，将全球变暖视为问题，为了限制CO2排放量，整个汽车业界关注汽车油耗的改善。为了改善汽车油耗，通过所使用的部件的薄壁化来进行汽车的轻质化是最有效的。即，为了在保持汽车车身的强度的同时实现其轻质化，通过作为汽车部件用原材料的钢板的高强度化来对钢板进行薄壁化是有效的。因此，近年来作为汽车部件用原材料的高强度钢板的使用量不断增加。另一方面，一般来说，随着钢板的高强度化，成型性降低，因此难以进行加工。因此，在使汽车部件等轻质化的基础上，要求兼具高强度和良好的弯曲性的钢板。
根据以上情况，需要开发兼具高强度和优异的弯曲性的钢板，目前为止，对于着眼于高强度及弯曲性的高强度冷轧钢板及熔融镀敷钢板，提出了各种技术。
例如，在专利文献1中，使钢板组成满足以质量％计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、选自Ti、Nb及V中的至少一种元素总计为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，金属组织含有贝氏体及马氏体，还可以含有铁素体相，以相对于全部组织的面积率计，满足马氏体为15～50％、铁素体相为5％以下(包含0％)、除了贝氏体、马氏体及铁素体相以外的剩余组织为3％以下(包含0％)，而且贝氏体的平均结晶粒径为7μm以下，由此得到了拉伸强度为980MPa以上且加工性优异的高屈服比高强度钢板。
专利文献2得到了弯曲性优异的高强度镀锌钢板，其是在母材钢板的表面形成合金化镀锌层而成的最大拉伸强度为900MPa以上的高强度镀锌钢板，所述母材钢板的钢板组成以质量％计含有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％，余量由铁及不可避免的杂质构成，在上述母材钢板的1/8厚～3/8厚的范围内，残留奥氏体以体积分率计被限制在8％以下，在上述母材钢板的1/8厚～3/8厚的范围内，设定多个直径1μm以下的测定区域，将上述多个测定区域的硬度测定值按照升序排列，得到硬度分布，并且在将硬度测定值的总数乘以0.02而得到的数包含小数时将其进位，求出由此得到的整数N0.02，将从最小硬度测定值起第N0.02大的测定值的硬度作为2％硬度，另外，在将硬度测定值的总数乘以0.98而得到的数包含小数时将其进位，求出由此得到的整数N0.98，将从最小硬度测定值起第N0.98大的测定值的硬度作为98％硬度，此时，上述2％硬度与上述98％硬度之间的上述硬度分布的峭度K*为-0.30以下，上述母材钢板的表层的维氏硬度与上述母材钢板的1/4厚度的维氏硬度之比为0.35～0.70，上述合金化镀锌层的铁含量以质量％计为8～12％。
专利文献3得到了板宽方向的中央部与端部的强度差小、弯曲加工性优异的高强度熔融镀锌钢板，其是在基体钢板的表面具有熔融镀锌层的熔融镀锌钢板，所述基体钢板的钢板组成以质量％计满足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％)，余量由铁及不可避免的杂质构成，上述基体钢板的金属组织具有马氏体相、贝氏体相及铁素体相，相对于上述金属组织总体的比率满足：上述马氏体为50面积％以上、上述贝氏体为15～50面积％、且上述铁素体相为5面积％以下(包含0面积％)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2013-147736号公报
专利文献2：日本专利5273324号公报
专利文献3：日本特开2013-227660号公报
发明内容
发明所要解决的课题
然而，在专利文献1所提出的技术中，未考虑到表层的组织，因此可以认为难以获得良好的弯曲性。
在专利文献2所提出的技术中，需要在表层生成软化层，因此需要控制加热工序中的气体氛围、长时间进行加热保持，因此量产性差。
在专利文献3所提出的技术中，虽然考虑到了降低板宽方向的强度差，但未考虑到表层的组织，因此难以获得良好的弯曲性。
鉴于以上情况，本发明的目的在于提供一种具有980MPa以上的拉伸强度、且弯曲性良好的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法。
解决课题的方法
对拉伸强度980MPa以上且具有良好的弯曲性的钢板的要件进行了深入研究的结果发现，将能够使强度与延展性的平衡良好、且碳化物在晶粒内析出的自回火马氏体相作为主体是有效的。另外还发现，如果在钢板表面存在生成了铁素体相的组织，则在铁素体相与贝氏体相、马氏体相或自回火马氏体相的界面产生空隙而使弯曲性变差。因此可知，为了抑制该钢板表面生成的铁素体相，重要的是尽量降低钢板中的元素的不均匀分布，为此，在退火前实施考虑了气体氛围及加热温度的前加热工序是有效的。
本发明是基于以上见解而完成的，以下是其主旨。
[1]一种高强度熔融镀锌钢板，其成分组成以质量％计含有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及不可避免的杂质构成，所述高强度熔融镀锌钢板的组织为：以面积率计，铁素体相小于10％(包含0％)，贝氏体相为50％以下(包含0％)，马氏体相为50％以上(包含100％)，且该马氏体相中所包含的自回火马氏体为85％以上(包含100％)，从表层至板厚方向上距表层10.0μm的铁素体相以面积率计为10％以下，分散于所述自回火马氏体晶粒内的碳化物的平均粒径为200nm以下。
[2]上述[1]所述的高强度熔融镀锌钢板，其中，除了上述成分组成以外，以质量％计还含有Ti：0.001％以上且0.1％以下、Nb：0.001％以上且0.1％以下中的1种以上。
[3]上述[1]或[2]所述的高强度熔融镀锌钢板，其中，除了上述成分组成以外，以质量％计还含有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种或2种以上。
[4]上述[1]～[3]中任一项所述的高强度熔融镀锌钢板，其中，除了上述成分组成以外，以质量％计还含有总计为0.0002％以上且0.01％以下的REM、Mg、Ca中的1种或2种以上。
[5]一种高强度熔融镀锌钢板的制造方法，该方法包括：
在1100℃以上且1350℃以下的温度下对具有上述[1]～[4]中任一项所述的成分组成的钢原材料进行加热，接着，实施精轧温度为800℃以上的热轧，在560℃以下的温度进行卷取、冷轧，
实施前加热处理，在所述前加热处理中，在-20℃以下的露点下加热至Ac3点以上的最高到达温度，从Ac3点至最高到达温度的温度范围的停留时间为30秒钟以上，从Ac3点至550℃以平均冷却速度为3℃/秒以上进行冷却，
接着实施退火处理，再实施镀敷处理，在所述退火处理中，在-30℃以下的露点下加热至Ac3点以上的最高到达温度，从Ac3点至最高到达温度的温度范围的停留时间为10秒钟以上，以Ac3点至550℃的平均冷却速度为5℃/秒以上、冷却停止温度为(Ms点+20℃)以上且低于550℃进行冷却，将(Ms点+20℃)以上且低于550℃的温度范围的停留时间设为10秒钟以上且90秒钟以下。需要说明的是，上述Ms点是通过下面的式(1)求出的值。
[数学式1]
[％C]及[％Mn]分别表示C及Mn的质量％，Vf表示铁素体面积率(％)。
[6]上述[5]所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其中，所述镀敷处理为熔融镀锌处理、合金化熔融镀锌处理中的任意处理。
[7]上述[5]或[6]所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在所述镀敷处理中形成的镀敷层的组成以质量％计含有Fe：5.0～20.0％、Al：0.001％～1.0％、总计为0％～3.5％的Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、REM中的1种或2种以上，余量由Zn及不可避免的杂质构成。
[8]上述[7]所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其中，所述镀敷层为合金化熔融镀锌层。
需要说明的是，在本发明中，高强度熔融镀锌钢板是指拉伸强度(TS)为980MPa以上的熔融镀锌钢板，以实施了熔融镀锌处理的钢板(GI)、熔融镀锌处理后进一步实施了合金化处理的钢板(GA)中的任一者作为对象。
发明的效果
根据本发明，可以得到具有980MPa以上的拉伸强度、且具有良好的弯曲性的高强度熔融镀锌钢板。本发明的高强度熔融镀锌钢板具有980MPa以上的拉伸强度且弯曲性优异，因此能够适用于汽车的结构构件等用途，使汽车部件轻质化及使其可靠性提高等效果显著。
需要说明的是，在本发明中，屈服比的优选范围为0.67以上，更优选为0.70以上。另外，在本发明中，从兼顾拉伸强度和良好的延展性的观点考虑，拉伸强度优选为1300MPa以下。
附图说明
图1是示出组织的代表例的图。
具体实施方式
以下，对本发明详细地进行说明。需要说明的是，只要没有特别说明，以下的％是指质量％的意思。
首先，对本发明钢板的成分组成的限定理由进行说明。
C：0.09％以上且0.20％以下
C(碳)具有使马氏体的硬度升高并抑制铁素体相变的淬火性。为了得到拉伸强度为980MPa以上的钢板，C含量需要为0.09％以上。另一方面，C含量超过0.20％时，马氏体相变点过度降低，因此难以生成目标的自回火马氏体。因此，C含量设为0.09％以上且0.20％以下，优选为0.10％以上且0.16％以下。
Si：低于0.50％
Si(硅)是通过固溶强化而有助于高强度化的元素。另一方面，Si使铁素体相相变为奥氏体相的温度(相变点(Ac3点))升高，因此在退火时难以除去铁素体相(即，抑制从铁素体相相变为奥氏体相)。而且，Si使镀层与钢板表面的润湿性降低，因此成为未镀敷等缺陷的原因。在本发明中，Si含量在低于0.50％的范围是允许的，优选低于0.30％。由于在制造上有时会不可避免地混入0.01％，因此其下限优选为0.01％。
Mn：2.2％以上且3.5％以下
Mn(锰)具有如下效果：通过固溶强化而有助于高强度化，并且使Ac3相变点降低，使退火中的铁素体相易于除去(即，促进从铁素体相相变为奥氏体相)，抑制冷却中的铁素体相变的开始。从该观点考虑，Mn含量设为2.2％以上。另一方面，Mn含量超过3.5％时，Ms点过度降低，难以生成自回火马氏体，因此Mn上限量设为3.5％。优选的Mn含量的范围为2.3％以上且3.1％以下。
P：0.03％以下
P(磷)在晶界偏析而成为弯曲加工时破裂的原因，因此是对弯曲性造成不良影响的元素。因此，优选尽量减少P。在本发明中，为了避免上述问题，将P含量设为0.03％以下，优选为0.02％以下。虽然优选尽量减少P含量，但在制造上有时会不可避免地混入0.002％，因此其下限优选为0.002％。
S：0.005％以下
S(硫)在钢中以MnS等夹杂物的形式存在。该夹杂物通过热轧及冷轧而形成楔状的形态。如果成为这样的形态，则S成为孔隙生成的起点，对耐冲击性造成不良影响。因此，在本发明中，优选尽量减少S含量，设为0.005％以下，优选为0.003％以下。虽然优选尽量减少S含量，但在制造上有时会不可避免地混入0.0002％，因此其下限优选为0.0002％。
Al：0.08％以下
炼钢阶段中，在含有Al(铝)作为脱氧剂的情况下，含有0.02％以上。另一方面，Al含量超过0.08％时，因氧化铝等夹杂物而使对耐冲击性的不良影响变得明显。因此，Al含量设为0.08％以下，优选为0.07％以下。
N：0.006％以下
N(氮)通过与作为淬火性元素的B结合而使B失去淬火性效果。因此，优选尽量减少N含量，将其上限量设为0.006％，优选为0.005％以下。虽然优选尽量减少N含量，但在制造上有时会不可避免地混入0.001％，因此其下限优选为0.001％。
B：0.0002％以上且0.0030％以下
B(硼)在相变前的奥氏体的晶界偏析而具有显著延迟生成铁素体相的核的效果，具有抑制生成铁素体相的效果。为了获得该效果，需要含有0.0002％以上的B。另一方面，在B含量超过0.0030％时，不仅淬火性的效果饱和，而且对延展性造成不良影响。根据以上情况，B含量设为0.0002％以上且0.0030％以下，优选为0.0003％以上且0.0020％以下。
以上是本发明的基本成分组成。需要说明的是，可以根据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种或2种
Ti(钛)及Nb(铌)具有以下效果：与N结合而稳定地表现出由B带来的淬火性效果。另外，Ti及Nb为少量时，以微细的碳化物的形式析出，因此对高强度化有效果。另一方面，大量含有Ti及Nb时，以粗大的碳化物的形式生成。粗大的碳化物成为铁素体的核生成位点，使铁素体相易于生成。从这样的观点考虑，在含有的情况下，Ti及Nb的含量均设为0.001％以上且0.1％以下，优选Ti及Nb总计为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种或2种以上
Cr(铬)、Ni(镍)、V(钒)、Mo(钼)、W(钨)及Hf(铪)具有延迟铁素体相变开始的效果，除了B所带来的淬火性的效果，还容易稳定地得到希望的钢板组织。另一方面，Cr含量超过0.6％时，对镀敷性造成不良影响。另外，Ni、V、Mo、W及Hf超过上述范围时，淬火性的效果饱和。根据以上情况，在含有的情况下，设为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。
含有总计为0.0002％以上且0.01％以下的REM、Mg、Ca中的1种或2种以上
REM(REM：原子序数57～71的镧系元素)、Mg(镁)及Ca(钙)使在马氏体及贝氏体中析出的渗碳体球状化，使渗碳体周围的应力集中降低。其结果是具有改善耐冲击性的效果。另一方面，REM、Mg、Ca中的1种或2种以上的含量总计超过0.01％时，不仅渗碳体的形态变化的效果饱和，而且对加工性造成不良影响。根据以上情况，在含有这些元素的情况下，将REM、Mg、Ca中的1种或2种以上设为总计为0.0002％以上且0.01％以下，优选将REM、Mg、Ca中的1种或2种以上设为总计为0.0005％以上且0.005％以下。
上述以外的成分组成为Fe及不可避免的杂质。
接下来，对作为本发明钢板的重要要件的组织进行说明。
铁素体相的面积率：小于10％(包含0％)
铁素体相是软质的组织，是容易在与高硬度金属组织的界面产生空隙而对弯曲性造成不良影响的组织。因此，应尽量减少铁素体相的面积率。因此，铁素体相的面积率设为小于10％(包含0％)，优选为5％以下。
贝氏体相的面积率：50％以下(包含0％)
贝氏体相比非自回火马氏体的马氏体相的硬度小，即使含有贝氏体相也不损害弯曲性。另一方面，贝氏体相超过50％时，拉伸强度低于980MPa，因此贝氏体相需要设为50％以下，优选为40％以下。另一方面，为了生成自回火马氏体，需要在Ms点+20℃以上且低于550℃的范围内使奥氏体软化，有时在该温度范围内会不可避免地发生贝氏体相变。因此，其下限优选为10％。
马氏体相的面积率：50％以上(包含100％)、马氏体相中所包含的自回火马氏体的面积率：85％以上(包含100％)
为了得到拉伸强度为980MPa以上的钢板，马氏体相的面积率的下限为50％，优选为60％以上。晶粒内未确认到碳化物的淬火状态下的马氏体相的硬度显著增高，缺乏弯曲性。在该马氏体相周围存在铁素体或贝氏体相时，产生应力梯度，因此屈服比降低。为了防止这些情况，需要回火加热工序(赋予镀敷层后的再加热)。但是，本发明的特征在于，不需要回火加热工序。即，其特征在于，充分利用不需要回火加热工序(赋予镀敷层后的再加热)的自回火马氏体相。自回火马氏体相是晶粒内可确认到碳化物的组织。为了得到具有高屈服比和能够实用的弯曲性的钢板，马氏体相中所包含的自回火马氏体相的面积率(自回火马氏体相的面积率相对于全部马氏体相的面积率的比率)需要为85％以上，更优选为90％以上的范围。
从表面至板厚方向上距表面10.0μm的铁素体相以面积率计为10％以下
对于弯曲性而言，表层(从表面至板厚方向上距表面10.0μm的区域)的组织构成是重要的。在本发明中，组织以高硬度的自回火马氏体相及贝氏体相为主体(在贝氏体相的面积率低的情况下，自回火马氏体相为主体)，因此，在表层具有铁素体相时，容易在自回火马氏体相及贝氏体相与铁素体相的界面产生空隙。其结果是弯曲性变差。因此，需要尽量减少表层部的铁素体相的面积率。由于以上原因，表层的铁素体相以面积率计设为10％以下。需要说明的是，设为从表面至板厚方向上距表面10.0μm的深度是基于以下理由。在进行合金化熔融镀锌处理的情况下，镀敷相与基础钢板的界面变得不明确，因此难以定义界面本身。另外，弯曲性受到钢板表层的组织的极大影响，需要对上述范围的铁素体面积率进行控制。因此，设为从表面至距表面10.0μm的深度。另外，由于铁素体相与退火中的气体氛围发生反应而进行脱碳等，因此，为了对从表面至板厚方向上距表面10.0μm的铁素体相进行控制，重要的是退火工序中的控制。另外，为了抑制铁素体相的生成，实现钢板内部的固溶元素的均匀化是重要的。为此，在板通过熔融镀敷线之前(退火前)进行1次以上的前加热工序是有效的。
分散于自回火马氏体晶粒内的碳化物的平均粒径为200nm以下
在本发明中，自回火马氏体晶粒内的碳化物优选为微细的，优选使微细的碳化物分散于自回火马氏体晶粒内。该情况下的分散是指渗碳体析出的状态。通过使微细的碳化物在自回火马氏体晶粒内析出，可以得到强度及延展性优异的钢。此时的碳化物为Fe系碳化物(渗碳体或ε碳化物)。平均粒径为200nm以下时，易于获得本发明所要求的980MPa以上的拉伸强度，因此，分散于自回火马氏体晶粒内的碳化物的平均粒径的上限设为200nm，优选为100nm以下。在Ms点低的情况下，无法生成自回火马氏体，碳化物充分析出而不生长。在碳化物充分析出而不生长的情况下，弯曲性变差，因此，考虑到Ms点低的情况，碳化物的平均粒径的下限优选为10nm以上。
需要说明的是，上述组织可以通过对后面叙述的制造方法中的前加热工序条件、退火条件进行控制而得到。特别是通过将(Ms点+20℃)以上且低于550℃的温度范围的停留时间设为10秒钟以上且90秒钟以下，能够使马氏体相中所包含的自回火马氏体以面积率计为85％以上(包含100％)。另外，上述组织可以通过后面叙述的实施例中记载的方法来测定。
接下来，对本发明的高强度熔融镀锌钢板的制造方法进行说明。
本发明的高强度熔融镀锌钢板通过以下方法来制造：在1100℃以上且1350℃以下的温度下对上述成分组成的钢原材料(钢坯)进行加热，接着，实施精轧温度为800℃以上的热轧，在560℃以下的温度进行卷取、冷轧，实施前加热处理，接着实施退火处理，再实施镀敷处理，在所述前加热处理中，在-20℃以下的露点下加热至Ac3点以上的最高到达温度，从Ac3点至最高到达温度的温度范围的停留时间为30秒钟以上，从Ac3点至550℃以平均冷却速度为3℃/秒以上进行冷却，在所述退火处理中，在-30℃以下的露点下加热至Ac3点以上的最高到达温度，从Ac3点至最高到达温度的温度范围的停留时间为10秒钟以上，以从Ac3点至550℃的平均冷却速度为5℃/秒以上、冷却停止温度为(Ms点+20℃)以上且低于550℃进行冷却，将(Ms点+20℃)以上且低于550℃的温度范围的停留时间设为10秒钟以上且90秒钟以下。即，该制造方法具有如下工序：热轧工序，在1100℃以上且1350℃以下的温度下对上述成分组成的钢原材料(钢坯)进行加热，接着，实施精轧温度为800℃以上的热轧，在560℃以下的温度下进行卷取；冷轧工序，对上述热轧工序中得到的热轧钢板进行冷轧；前加热处理，在-20℃以下的露点下将上述冷轧工序中得到的冷轧钢板加热至Ac3点以上的最高到达温度，从Ac3点至最高到达温度的温度范围的停留时间为30秒钟以上，从Ac3点至550℃以平均冷却速度为3℃/秒以上进行冷却；退火工序，在-30℃以下的露点下加热至Ac3点以上的最高到达温度，从Ac3点至最高到达温度的温度范围的停留时间为10秒钟以上，以从Ac3点至550℃的平均冷却速度为5℃/秒以上、冷却停止温度为(Ms点+20℃)以上且低于550℃进行冷却，将(Ms点+20℃)以上且低于550℃的温度范围的停留时间设为10秒钟以上且90秒钟以下；镀敷工序，对上述退火工序中得到的退火板进行镀敷处理。需要说明的是，上述Ms点是通过下面的式(1)求出的值。
[数学式1]
[％C]及[％Mn]分别表示C及Mn的质量％，Vf表示铁素体面积率(％)。
另外，Ac3点是根据使用热膨胀测定装置以平均加热速度3℃/秒得到的相变膨胀曲线求出的值。
在本发明中，钢的熔炼方法没有特别限定，可以采用转炉、电炉等公知的熔炼方法。另外，可以利用真空脱气炉进行2次精炼。然后，从生产性、品质上的问题考虑，优选通过连续铸造法制成钢坯(钢原材料)，也可以通过铸锭-开坯轧制法、薄钢坯连铸法等公知的铸造方法制成板坯。
钢原材料的加热温度：1100℃以上且1350℃以下
需要在热轧之前对钢原材料进行加热而形成实质上均匀的奥氏体相。加热温度低于1100℃时，无法在精轧温度800℃以上完成热轧。另一方面，加热温度高于1350℃时，产生氧化皮而使热轧钢板的表面性状变差。因此，钢原材料的加热温度设为1100℃以上且1350℃以下，优选为1150℃以上且1300℃以下。其中，对钢原材料实施热轧时，在铸造后的钢原材料为1100℃以上且1350℃以下的温度范围的情况下、或者在钢原材料的碳化物熔融的情况下，可以直接轧制钢原材料而不对其进行加热。需要说明的是，对粗轧条件没有特别限定。
精轧温度：800℃以上
精轧温度低于800℃时，在精轧中开始铁素体相变而形成铁素体晶粒伸展而成的组织，并且部分地形成铁素体晶粒生长而成的混晶组织，因此对冷轧时的板厚精度造成不良影响。因此，精轧温度设为800℃以上，优选为840℃以上。另外，从抑制产生氧化皮性质缺陷的观点考虑，优选精轧温度为950℃以下。
卷取温度：560℃以下
卷取温度超过560℃时，进行钢板表面的脱碳，生成厚度1.0μm左右的内部氧化层，对镀敷性、加工性造成不良影响。因此，卷取温度需要设为560℃以下。卷取温度的下限没有特别设定。通常，受到生产线的限制，卷取温度为350℃以上。另外，为了提高冷轧时的板厚精度，优选设为540℃以上。
冷轧
为了得到希望的板厚，需要实施冷轧。冷轧率没有特别限定，由于生产线的限制，优选为30％以上且80％以下。
前加热处理，在-20℃以下的露点下加热至Ac3点以上的最高到达温度，从Ac3点至最高到达温度的温度范围的停留时间为30秒钟以上，从Ac3点至550℃以平均冷却速度为3℃/秒以上进行冷却
在本发明中，由于在脱碳时会部分地产生铁素体相，因此，在弯曲加工时会在铁素体与马氏体的边界产生裂纹，弯曲性降低。因此，在前加热工序中需要将露点设为-20℃以下，优选为-30℃以下。其中，由于设备限制，优选露点为-50℃以上。
另外，前加热工序的目的在于抑制钢板内部的元素的不均匀分布性。通过抑制钢板内部的元素的不均匀分布性，能够在钢板表层抑制铁素体相的生成、且形成均匀的组织。为了消除元素的不均匀分布性，需要将从Ac3点至最高到达温度的温度范围的停留时间设为30秒钟以上。优选从Ac3点+20℃至最高到达温度的温度范围的停留时间为50秒钟以上。如果1次加热中累计保持时间未达到30秒钟，则可以进行2次以上的加热，即，可以使板通过连续退火线2次以上。另外，从生产性的观点考虑，上述停留时间优选为300秒钟以下。需要说明的是，为了控制从Ac3点至最高到达温度的温度范围的停留时间，最高到达温度为Ac3点以上，优选最高到达温度为Ac3点以上且Ac3点+50℃以下。
由于需要抑制冷却过程中伴随着铁素体相变而产生的元素分配，因此需要在不使铁素体相变开始的范围进行冷却。因此，对于本发明钢而言，如果从Ac3点至550℃的平均冷却速度为3℃/秒以上，则能够在不使铁素体相变开始的情况下结束冷却，因此，从Ac3点至550℃的平均冷却速度设为3℃/秒以上。需要说明的是，由于设备限制，优选上述平均冷却速度为50℃/秒以下。
退火处理，在-30℃以下的露点下加热至Ac3点以上的最高到达温度，从Ac3点至最高到达温度的温度范围的停留时间为10秒钟以上，以从Ac3点至550℃的平均冷却速度为5℃/秒以上、冷却停止温度为(Ms点+20℃)以上且低于550℃进行冷却，将(Ms点+20℃)以上且低于550℃的温度范围的停留时间设为10秒钟以上且90秒钟以下
在-30℃以下的露点下加热至Ac3点以上且最高到达温度，从Ac3点至最高到达温度的温度范围的停留时间为10秒钟以上
在退火工序中，重要的是：在奥氏体单相区域中得到均匀的组织、降低元素分布的不均匀性、以及抑制表层的铁素体相的生成。为了抑制表层的组织变化，需要将露点设为-30℃以下，优选为-35℃以下。需要说明的是，由于退火炉的设备限制，优选露点为-50℃以上。
由于在前加热工序中钢板内部的元素分布状态接近均匀，因此，在本退火工序中，如果从Ac3点至最高到达温度的温度范围的停留时间为10秒钟以上，则能够获得均匀的组织。另外，从铁素体相至奥氏体相的相变接近完成是重要的。因此，在从铁素体相至奥氏体相的相变结束温度(Ac3点)以上对钢板赋予的热能总量是重要的。即，即使在Ac3点以上，也会因元素分配的影响而残留具有纳米级粒径的铁素体晶粒。为了使包括具有纳米级粒径的铁素体晶粒完全形成奥氏体单相，需要加热至铁素体相至奥氏体相的相变结束温度(Ac3点)以上的最高到达温度，并将从Ac3点至最高到达温度的温度范围的停留时间设为10秒钟以上。另外，从生产性的观点考虑，上述停留时间优选为50秒钟以下。需要说明的是，为了控制从Ac3点至最高到达温度的温度范围的停留时间，最高到达温度需要为Ac3点以上，最高到达温度优选为Ac3点以上且Ac3+50℃以下。
以从Ac3点至550℃的平均冷却速度为5℃/秒以上、冷却停止温度为(Ms点+20℃)以上且低于550℃进行冷却，(Ms点+20℃)以上且低于550℃的温度范围的停留时间为10秒钟以上且90秒钟以下
在冷却至550℃的冷却速度慢的情况下，在冷却过程中开始铁素体相变，导致C及Mn富集于奥氏体相。为了避免这样的情况，需要在Ac3点至550℃实施平均冷却速度为5℃/秒以上的强制冷却。另外，由于设备限制，优选上述平均冷却速度为50℃/秒以下。
需要在强制冷却后使未相变的奥氏体相软化，缓和力学上的束缚，从而使Ms点升高。该奥氏体相的软化优选高温且长时间进行保持。另一方面，由于可形成铁素体相、贝氏体相这样的不希望的组织，因此需要在最有效的温度、时间内进行保持。下述式(1)是考虑到未相变奥氏体相的局部区域的马氏体相变开始温度(Ms点)。[％C]及[％Mn]分别为C含量及Mn含量，Vf为铁素体相的面积率。[％C]及[％Mn]的系数表示因铁素体相的生成而富集于奥氏体相的C或Mn的元素量所引起的Ms点降低的斜率。
[数学式1]
[％C]及[％Mn]分别表示C及Mn的质量％，Vf表示铁素体面积率(％)。
在低于由上述式(1)计算的Ms+20℃的温度范围，奥氏体相不能高效地软化。另一方面，在停留于550℃以上的温度范围的情况下，由于生成铁素体相，因此Ms点降低，难以生成自回火马氏体。因此，强制冷却后的冷却停止温度设为(Ms点+20℃)以上且低于550℃。为了使奥氏体相软化，该温度范围的停留时间为10秒钟以上。另一方面，停留超过90秒钟时，过度生成贝氏体相。因此，(Ms点+20℃)以上且低于550℃的温度范围的停留时间设为10秒钟以上且90秒钟以下。需要说明的是，预先在实验室对冷却停止温度与铁素体面积率的关系进行研究，根据其铁素体面积率来计算Ms点。
另外，自回火马氏体在高温下发生马氏体相变，在冷却过程中生成碳化物，因此希望Ms点尽量高，Ms点优选为350℃以上。
由以上方法，可制造本发明的高强度熔融镀锌钢板。需要说明的是，本发明的高强度熔融镀锌钢板的材质不受镀敷处理、镀敷浴组成的影响，因此，作为镀敷处理，可以应用熔融镀锌处理、合金化熔融镀锌处理中的任意处理。另外，作为镀敷浴的组成，优选含有Fe：5.0～20.0％、Al：0.001％～1.0％、总计为0％～3.5％的Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、REM中的1种或2种以上，余量由Zn及不可避免的杂质构成。通过以这样的镀敷浴组成进行镀敷处理，本发明的高强度熔融镀锌钢板具有以下的镀敷层，所述镀敷层以质量％计含有Fe：5.0～20.0％、Al：0.001％～1.0％、总计为0％～3.5％的Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、REM中的1种或2种以上，余量由Zn及不可避免的杂质构成。
另外，即使是通过电镀锌处理制造的高强度镀锌钢板，也能够通过满足本发明的成分组成及组织而发挥拉伸强度为980MPa以上(优选为980MPa以上且1300MPa以下)、且具有良好的弯曲性的效果。
实施例
实施例1
在表2(表2-1与表2-2总称为表2)所示的热轧条件下，将具有表1所示成分组成的壁厚250mm的钢原材料制成热轧钢板，实施了冷轧率为30％以上且80％以下的冷轧。接着，在表2所示的条件下实施前加热工序，利用连续退火熔融镀锌线在表2所示的条件下制造了熔融镀锌钢板(“GI钢材”及“GA钢材”)。Ac3点根据使用热膨胀测定装置以平均加热速度3℃/秒得到的相变膨胀曲线而得到。连续退火熔融镀锌线中浸渍的镀敷浴(镀敷组合物组成：Zn-0.13质量％Al)的温度为460℃，对于GI钢材、GA钢材，镀敷量均为每一面45～65g/m2，镀敷层中含有的Fe量为6～14％的范围。
从如上所述得到的熔融镀锌钢板上采集试验片，按照以下的方法观察组织，并对性能进行了评价。
(i)组织观察
各相的面积率通过以下方法进行了评价。以与轧制方向平行的截面为观察面的方式从钢板上切下，用1％硝酸乙醇腐蚀液对板厚中心部进行腐蚀并使其露出，使用扫描电子显微镜放大2000倍拍摄了10个视野。铁素体相是具有在晶粒内未观察到腐蚀痕迹、渗碳体的形态的组织，贝氏体相是晶粒内确认到腐蚀痕迹、比自回火马氏体更大的碳化物的组织。马氏体相是晶粒内未确认到碳化物、且以白色对比度观察到的组织，自回火马氏体是以白色对比度观察到、且晶粒内确认到碳化物的组织。将组织的代表例示于图1。通过对它们进行图像分析，区分铁素体相、贝氏体相及马氏体相，根据相对于观察视野的面积率求出了各组织。
为了测定分散于自回火马氏体晶粒内的碳化物的粒径，使用透射电子显微镜以135000倍以上进行拍撮，通过图像分析求出各碳化物的面积，并求出与该面积相等的等效圆直径，求出300个以上碳化物的等效圆直径的平均值作为碳化物的平均粒径。
另外，对于钢板表面的组织而言，在通过酸洗对镀敷钢板的镀敷层进行剥离后，用扫描电子显微镜放大2000倍拍摄10个视野，求出了从表层至板厚方向上距表层10.0μm的铁素体相的面积率。
(ii)拉伸试验
以相对于轧制方向的直角方向为拉伸方向的方式由熔融镀锌钢板制作JIS5号拉伸试验片，进行5次基于JIS Z 2241(2011)所规定的拉伸试验，求出了平均的屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、总伸长率(El)。拉伸试验的滑块速度设为10mm/分。在表3中，将拉伸强度：980MPa以上、伸长率：8.0％以上作为本发明钢所要求的钢板的机械性质。这里，伸长率设为8.0％以上是由于，在伸长率低于8.0％时，无法在冷压中进行实际使用。
(iii)弯曲试验
以相对于钢板轧制方向的直角方向为试验片的长度方向的方式采集JIS Z2248中记载的3号试验片，用V形块法进行了弯曲试验。在弯曲棱线处确认到裂纹时，通过按压配件前端的半径除以板厚来求出极限弯曲半径(R/t)。R/t为3.0以下时，作为本发明所要求的范围进行了评价。
将以上得到的结果示于表3。
表2-1
可知，发明例均得到了拉伸强度Ts为980MPa以上且具有良好的弯曲性的钢板。另一方面，脱离本发明范围的比较例的拉伸强度、弯曲性中的任意一者以上较差。
Claims (6)
1.一种高强度熔融镀锌钢板，其成分组成以质量%计含有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及不可避免的杂质构成，
所述高强度熔融镀锌钢板的组织为：以面积率计，铁素体相小于10%、贝氏体相为19%以上且50%以下、马氏体相为50%以上、且该马氏体相中所包含的自回火马氏体为85%以上，从表层至板厚方向上距表层10.0μm的铁素体相以面积率计为10%以下，分散于所述自回火马氏体晶粒内的碳化物的平均粒径为200nm以下。
2.根据权利要求1所述的高强度熔融镀锌钢板，其中，除了上述成分组成以外，还含有选自下述组A~组C中的1组或2组以上，
组A：以质量%计，Ti：0.001%以上且0.1%以下、Nb：0.001%以上且0.1%以下中的1种以上；
组B：以质量%计，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种或2种以上；
组C：以质量%计总计为0.0002%以上且0.01%以下的REM、Mg、Ca中的1种或2种以上。
3.一种高强度熔融镀锌钢板的制造方法，该方法包括：
在1100℃以上且1350℃以下的温度下对具有权利要求1或2所述的成分组成的钢原材料进行加热，接着，实施精轧温度为800℃以上的热轧，在560℃以下的温度下进行卷取、冷轧，
实施前加热处理，在所述前加热处理中，在-20℃以下的露点下加热至Ac3点以上且Ac3点＋50℃以下的最高到达温度，从Ac3点至且Ac3点＋50℃以下的最高到达温度的温度范围的停留时间为30秒钟以上，从Ac3点至550℃以平均冷却速度为3℃/秒以上进行冷却，
接着实施退火处理，再实施镀敷处理，在所述退火处理中，在-30℃以下的露点下加热至Ac3点以上且Ac3点＋50℃以下的最高到达温度，从Ac3点至且Ac3点＋50℃以下的最高到达温度的温度范围的停留时间为10秒钟以上，以Ac3点至550℃的平均冷却速度为5℃/秒以上、冷却停止温度为(Ms点＋20℃)以上且低于550℃进行冷却，将(Ms点＋20℃)以上且低于550℃的温度范围的停留时间设为10秒钟以上且90秒钟以下。
4.根据权利要求3所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其中，所述镀敷处理为熔融镀锌处理、合金化熔融镀锌处理中的任意处理。
5.根据权利要求3或4所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在所述镀敷处理中形成的镀敷层的组成以质量%计含有Fe：5.0~20.0%、Al：0.001%~1.0%、总计为0%~3.5%的Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、REM中的1种或2种以上，余量由Zn及不可避免的杂质构成。
6.根据权利要求5所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其中，所述镀敷层为合金化熔融镀锌层。
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