CN110520550A - 高强度热浸镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

高强度热浸镀锌钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种高强度热浸镀锌钢板，其含有规定量的C、Si、Mn、P、S、N、O、sol.Al、Ti、B，并以质量％计，含有Cr+2×Mo：0.1～1.5％、剩余部分：Fe和不可避免的杂质；钢组织以面积％计，是铁素体：1～50％、马氏体：20～70％、残余奥氏体：0～5％、珠光体：0～5％、粒径为0.2μm以上的MA和渗碳体的合计：0～5％、剩余部分：贝氏体；在铁素体或者贝氏体晶粒内孤立存在的粒径为0.2μm以上的MA或者渗碳体的个数密度：100个/1000μm2以下，马氏体的平均硬度为330～500Hv。

Description

高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及高强度热浸镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，从与地球温室效应的对策相伴随的限制温室效应气体排放量的角度考虑，要求提高汽车的燃料效率，为了车体的轻量化和确保碰撞安全性，高强度钢板的使用正在不断扩大。特别是最近，抗拉强度为980MPa以上的超高强度钢板的需求正在高涨。另外，在车体中，也希望在要求防锈性的部位于表面实施了热浸镀锌的高强度热浸镀锌钢板。
通常，汽车用钢板由于通过压力成形而加工为构件形状，因而所使用的钢板要求拉伸率和扩孔性。然而，一般地说，如果使钢板高强度化，则拉伸率和扩孔性劣化。
为了解决该课题，提出了几个方案。例如，在专利文献1中，通过将钢板的金属组织设定为包含作为软质组织的铁素体和作为硬质组织的马氏体的复合组织，使强度和拉伸率两者得以提高。然而，专利文献1所公开的复合组织为软质组织和硬质组织的组合。由相互的硬度差较大的组织构成的复合组织的扩孔性较差。
在专利文献2中，通过使钢板的金属组织具有铁素体以及马氏体的中间硬度、并将其设定为上贝氏体或者下贝氏体的单一组织，便使组织间的硬度差降低，并使强度以及扩孔性得以提高。然而，上贝氏体以及下贝氏体由含有较多位错的贝氏体铁素体和硬质的渗碳体构成，因而拉伸率较差。
在专利文献3～5中，公开了一种涉及有效利用残余奥氏体的加工诱发相变(TRIP)而改善拉伸率和扩孔率的高强度钢板的技术。但是，为了生成残余奥氏体，不得不增加钢中的碳含量，因而使焊接性劣化。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平7-11383号公报
专利文献2：日本专利第2616350号公报
专利文献3：国际公开第2013/51238号
专利文献4：日本特开2006-104532号公报
专利文献5：日本特开2007-262494号公报
发明内容
发明所要解决的课题
这样一来，虽然迄今为止进行了采用各种各样的方法而欲改善高强度钢板的拉伸率、扩孔性、弯曲性的研究，但难以不损害其它的实用性能而同时提高上述特性。
本发明是鉴于上述的现状而完成的，本发明的目的在于提供拉伸率、扩孔性、弯曲性的平衡优良、且抗拉强度为980MPa以上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
本发明的要旨如下所述。
(1)一种高强度热浸镀锌钢板，其特征在于，其具有的化学组成以质量％计，包括：
C：0.050％～0.130％、
Si：0.010％～2.00％、
Mn：1.50％～3.50％、
P：0.10％以下、
S：0.010％以下、
N：0.010％以下、
O：0.010％以下、
sol.Al：0.001％～1.0％、
Ti：0.005％～0.20％、
B：0.0005％～0.010％、
Cr+2×Mo：0.10％～1.50％、以及
剩余部分：Fe和不可避免的杂质；
以距表面为1/4厚度的位置为中心的1/8厚度～3/8厚度的范围中的钢组织以面积％计为：
铁素体：1～50％、
马氏体：20～70％、
残余奥氏体：0～5％、
珠光体：0～5％、
粒径为0.2μm以上的MA和渗碳体的合计：0～5％、以及
贝氏体：剩余部分；
且在铁素体或者贝氏体晶粒内孤立存在的粒径为0.2μm以上的MA或者渗碳体的个数密度为100个/1000μm2以下，且马氏体的平均硬度为330Hv～500Hv。
(2)本发明的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：所述化学组成含有
V：0.001％～1.00％、以及
Nb：0.001％～0.200％之中的一种以上以代替Fe的一部分。
(3)本发明的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：所述化学组成含有
Ni：0.001％～1.00％、
Cu：0.001％～1.00％、
Co：0.001％～1.00％、
W：0.001％～1.00％、
Sn：0.001％～1.00％、以及
Sb：0.001％～0.50％之中的一种以上以代替Fe的一部分。
(4)本发明的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：所述化学组成含有
Ca：0.0001％～0.0100％、
Mg：0.0001％～0.0100％、
Ce：0.0001％～0.0100％、
Zr：0.0001％～0.0100％、
La：0.0001％～0.0100％、
Hf：0.0001％～0.0100％、
Bi：0.0001％～0.0100％、以及
混合稀土(misch metal)：0.0001％～0.0100％之中的一种以上以代替Fe的一部分。
(5)本发明的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：所述制造方法依次满足下述工序(A)～(C)：
(A)具有以下的(A1)～(A5)的热轧工序，
(A1)板坯加热温度：1150℃以上，
(A2)在1150～1050℃下的总压下率：50％以上，
(A3)达到低于1050℃的时间点～精轧最终道次前的总压下率：66～95％，
(A4)精轧最终道次的压下率：10％～30％、精轧最终道次温度：850℃～1000℃，
(A5)卷取温度：450～700℃；
(B)进行20％～80％的冷轧的工序；
(C)具有以下工序的热浸镀锌工序，
(C-1)最高加热温度：Ac3－50℃～Ac3+50℃、在该温度区域的保持时间：1秒钟～500秒钟，
(C-2)600℃～720℃之间的冷却速度：5℃/秒钟以上，
(C-3)在480℃～600℃下的停留时间：5～500秒钟，
(C-4)在440℃～480℃下的停留时间：5～60秒钟，
(C-5)镀覆-合金化处理后，在冷却至室温的工序中，对于Ms～150℃的温度区域，进行冷却而使以下的式(1)超过30000且低于150000；
其中，
fM(T)＝1－exp{－0.011×(Ms－T)}
TP(T)＝(T+273)×{Log10(Δt/3600)+6}
Ms：马氏体相变开始温度(℃)
T：温度(℃)
Δt：从T(℃)冷却至T－1(℃)所需要的时间(秒钟)。
根据本发明，可以得到适合于汽车用钢板等的用途的、拉伸率、扩孔性、弯曲性的平衡优良且具有980MPa以上的抗拉强度的高强度热浸镀锌钢板。
具体实施方式
本发明是在单面或者两面设置有热浸镀锌层的钢板，并不是设置锌镀层前的钢板即锌镀覆用钢板。下面就本发明的各构成进行叙述。
“化学组成”
首先，就将本发明的高强度钢板(以下也简称为钢板)的化学组成如上述那样规定的理由进行说明。此外，在本说明书中，规定化学组成的“％”只要没有特别说明，均为“质量％”。
[C：0.050％～0.130％]
C(碳)由于是为钢板的高强度化所必须的元素，因而添加0.050％以上。另一方面，C的超过0.130％的过度添加使焊接性劣化。因此，C的含量设定为0.050％～0.130％。优选为0.060％～0.100％，更优选为0.065～0.090％。
[Si：0.010％～2.00％]
Si(硅)为固溶强化元素，是对钢板的高强度化有效的元素，因而添加0.010％以上。另一方面，Si的超过2.00％的过度添加使与热浸镀锌层的润湿性劣化。另外，Si的超过2.00％的过度添加由于使马氏体的回火软化阻力上升，因而使马氏体的硬度上升。因此，Si的含量设定为0.010％～2.00％。优选为0.10～1.00％，更优选为0.30～0.70％。
[Mn：1.50％～3.50％]
Mn(锰)是强力的奥氏体稳定化元素，是对钢板的高强度化有效的元素，因而添加1.50％以上。另一方面，Mn的超过3.50％的过度添加使粒径为0.2μm以上的渗碳体和MA分数的合计增大，从而扩孔性降低。因此，Mn的含量设定为1.50～3.50％。优选为2.00～3.00％，更优选为2.20～2.80％。
[P：0.10％以下]
P(磷)是在钢中作为不可避免的杂质含有的固溶强化元素，是对钢板的高强度化有效的元素，但过度添加使焊接性以及韧性劣化。因此，P含量限制为0.10％以下。优选为0.05％以下，更优选为0.02％以下。但是，为了使P含量极度降低，脱P成本升高，因而从经济性的角度考虑，将下限优选设定为0.001％。
[S：0.010％以下]
S(硫)是在钢中作为不可避免的杂质含有的元素，在钢中形成MnS而使韧性和扩孔性劣化。因此，作为韧性和扩孔性的劣化并不显著的范围，将S含量限制为0.010％以下。优选为0.006％以下，更优选为0.003％以下。但是，为了使S含量极度降低，脱硫成本升高，因而从经济性的角度考虑，将下限优选设定为0.0005％。
[N：0.010％以下]
N(氮)是在钢中作为不可避免的杂质含有的元素，如果其含量超过0.010％，则在钢中形成粗大的氮化物而使弯曲性和扩孔性劣化。因此，N含量限制为0.010％以下。优选为0.006％以下，更优选为0.003％以下。但是，为了使N含量极度降低，脱N成本升高，因而从经济性的角度考虑，将下限优选设定为0.0005％。
[O：0.010％以下]
O(氧)是在钢中作为不可避免的杂质含有的元素，如果其含量超过0.010％，则在钢中形成粗大的氧化物而使弯曲性和扩孔性劣化。因此，O含量限制为0.010％以下。优选为0.006％以下，更优选为0.003％以下。但是，从制造成本的角度考虑，将下限优选设定为0.0001％。
[sol.Al：0.001％～1.0％]
Al(铝)为了钢的脱氧，以sol.Al计至少添加0.001％。优选为0.005％以上。但是，即使过剩地添加，其效果也达到饱和，从而不仅白白地招致成本的上升，而且使钢的相变温度上升，从而使热轧时的负荷增大。因此，sol.Al量将1.0％设定为上限。优选为0.50％以下，更优选为0.20％以下。此外，sol.Al不包括以铝氮化物等铝化合物的形态析出分散于钢中的Al量，而是表示在钢中以合金成分的形式固溶的Al量。
[Ti：0.005％～0.20％]
Ti(钛)通过在钢中以TiN的形式固定N而抑制成为淬透性降低因子的BN的形成。另外，由于使加热时的奥氏体粒径微细化而提高韧性，因而Ti至少添加0.005％。优选为0.010％以上。另一方面，如果过剩地添加，则钢板的延展性降低。因此，Ti含量的上限值设定为0.20％。优选为0.050％以下。
[B：0.0005％～0.010％]
B(硼)在钢板的加热时偏析于奥氏体晶界、或者铁素体/奥氏体晶界，使晶界稳定化而提高钢的淬透性，确保因淬火产生的马氏体量，所以在本发明中是必须的元素。为了充分获得其效果，B需要添加0.0005％以上。优选为0.0010％以上。另一方面，过度添加的结果是通过形成硼化物而损害钢的淬透性。因此，B含量的上限值设定为0.010％。优选为0.0060％以下，更优选为0.0040％以下。
[Cr+2×Mo：0.10～1.50％]
Cr、Mo都是抑制贝氏体相变的元素，在本发明中，进行添加使得Cr+2×Mo达0.10％以上。Cr+2×Mo如果低于0.10％，则贝氏体相变过剩地进行，从而回火马氏体的量减少。另外，在贝氏体中孤立存在的0.2μm以上的马氏体以及奥氏体的混合组织即MA或者渗碳体的个数密度增加。另一方面，在Cr+2×Mo大到必要以上的情况下，将招致焊接性的劣化和冷轧性的劣化，因而将1.50％设定为上限。优选的Cr+2×Mo的范围是0.20～1.0％，更优选为0.30～0.70％。此外，虽然前提是将Cr+2×Mo设定为上述的范围，但关于Cr、Mo各自的添加范围，考虑到Cr和Mo对钢板的高强度化的效果以及成本等，优选从Cr：0.001％～1.00％、Mo：0.001％～1.00％中加以适当的选择。
本发明的高强度冷轧钢板虽然具有上述化学成分组成，并包括剩余部分：Fe和不可避免的杂质，但也可以进一步根据需要含有如下的元素以代替所述Fe的一部分。
[V：0.001％～1.00％、Nb：0.001％～0.200％之中的一种或者二种以上]
V(钒)、Nb(铌)为碳化物形成元素，是对钢板的高强度化有效的元素，因而也可以根据需要添加。但是，即使过度地添加，其效果也达到饱和，从而白白地使成本上升。因此，其含量分别设定为V：0.001％～1.00％、Nb：0.001％～0.200％。更优选的V的含量是V：0.01％～0.200％，更优选的Nb的含量是Nb：0.005％～0.100％。
[Ni：0.001％～1.0％、Cu：0.001％～1.0％、Co：0.001％～1.0％、W：0.001％～1.0％、Sn：0.001％～1.0％、Sb：0.001％～0.50％之中的一种或者二种以上]
Ni(镍)、Cu(铜)、Co(钴)、W(钨)、Sn(锡)、Sb(锑)都是对钢板的高强度化有效的元素，因而也可以根据需要添加。但是，如果过度地添加这些元素，则其效果达到饱和，从而白白地招致成本的增大。因此，其含量设定为Ni：0.001％～1.0％、Cu：0.001％～1.0％、Co：0.001％～1.0％、W：0.001％～1.0％、Sn：0.001％～1.0％、Sb：0.001～0.50％。更优选为Ni：0.1％～0.8％、Cu：0.1％～0.5％、Co：0.1％～0.5％、W：0.1％～0.3％、Sn：0.05％～0.2％、Sb：0.01～0.10％。
[选自Ca：0.0001％～0.0100％、Mg：0.0001％～0.0100％、Ce：0.0001％～0.0100％、Zr：0.0001％～0.0100％、La：0.0001％～0.0100％、Hf：0.0001％～0.0100％、Bi：0.0001％～0.0100％、混合稀土：0.0001％～0.0100％之中的一种或者二种以上]
Ca(钙)、Mg(镁)、Ce(铈)、Zr(锆)、La(镧)、Hf(铪)、混合稀土是有助于钢中夹杂物的微细分散化的元素，Bi(铋)是减轻钢中的Mn、Si等置换型合金元素的显微偏析的元素，有助于各自钢板的加工性的提高，因而优选根据需要添加。为了获得其效果，各自需要添加0.0001％以上。另一方面，过度添加引起延展性的劣化。因此，其含量将0.0100％设定为上限。混合稀土是将其主要成分设定为镧系元素金属的混合稀土类金属的混合合金。
本发明的高强度冷轧钢板除上述元素以外，还包括Fe和不可避免的杂质，但除以上说明过的各元素以外，也可以在不损害本发明效果的范围内含有其它元素。
“钢组织”
接着，就规定本发明的高强度钢板的钢组织的理由进行说明。此外，对象的钢组织设定为钢板的以距表面为1/4厚度的位置为中心的1/8厚度～3/8厚度的范围中的钢组织，在本说明书中，规定钢组织的“％”只要没有特别说明，全都为“面积％”。
[铁素体：1～50％]
铁素体是延展性优良的组织，因而使钢板的拉伸率得以提高。另一方面，由于为软质，因而如果过度地含有，则强度的确保变得困难。因此，其含量设定为1～50％。优选为10％～40％，更优选为15～35％。
[马氏体：20～70％]
本发明的钢板含有20％～70％的马氏体。如果马氏体为20％以下，则不能确保钢板的强度。另一方面，如果超过70％，则钢板的拉伸率劣化。更优选的马氏体的含量为30％～60％。
此外，在本说明书中，所谓“马氏体”，包括没有回火的马氏体即初生马氏体、以及回火马氏体这两者的含义。但是，在本发明中，如后所述，镀层合金化处理后产生马氏体的自回火。因此，本发明的马氏体的大部分事实上为进行过某种程度以上的回火的马氏体。
但是，后述的在铁素体或者贝氏体晶粒内孤立存在的马氏体和奥氏体的混合组织即MA(Martensite-Austenite Constituent)中的马氏体被排除在“马氏体”之外。
[残余奥氏体：0～5％]
残余奥氏体在钢板的变形中通过加工诱发相变而向硬质的马氏体发生相变，因而使钢板的扩孔性劣化。因此，其含有率设定为0～5％。优选为0～3％。
[珠光体：0～5％]
珠光体由于为含有硬质且粗大的渗碳体的金属组织，因而扩孔时成为孔隙发生的起点，使钢板的扩孔性劣化。因此，其含有率设定为0～3％。
[粒径为0.2μm以上的MA和渗碳体的合计：0～5％]
渗碳体以及MA(Martensite-Austenite Constituent)为极其硬质的组织，成为加工钢板时的破坏的起点，作为扩孔性的劣化因子发挥作用，因而其含量越小越优选。另外，其粒径越大，在加工钢板时越容易作为破坏的起点而起作用。在粒径较小的情况下，具体地说如果低于0.2μm，则其影响轻微。因此，在本发明中，将粒径0.2μm以上的MA和渗碳体的合计设定为0～5％。优选为0～3％。另一方面，关于下限，并没有特别的限定，但为了提高强度，优选为1％以上。
上述以外的组织的剩余部分为贝氏体。剩余部分的贝氏体既可以是上贝氏体、下贝氏体之中的任一种，也可以是其混合组织。
[在铁素体或者贝氏体晶粒内孤立存在的粒径为0.2μm以上的MA或者渗碳体的个数密度：100个/1000μm2以下]
MA以及渗碳体为极其硬质的组织，成为钢板加工时的破坏起点。除了面积分数以外，还限制每单位面积的个数密度，由此可以降低破坏起点，因而扩孔性得以提高。在本发明中，将在铁素体或者贝氏体晶粒内孤立存在的粒径为0.2μm以上的MA或者渗碳体的个数密度设定为100个/1000μm2以下。优选为50个/1000μm2以下，更优选为20个/1000μm2以下。
在此，所谓“在铁素体或者贝氏体晶粒内孤立存在”，是指不与方位差在15°以上的晶界接触的MA或者渗碳体。因此，仅与方位差低于15°的晶界(例如形成贝氏体的板条等下部组织边界等)接触而不与方位差15°以上的晶界接触的MA或者渗碳体被当作是“在晶粒内孤立存在”。
[马氏体的平均硬度：330Hv～500Hv]
为了改善扩孔性，重要的是减小作为硬质组织的马氏体、与作为软质组织的铁素体和贝氏体之间的硬度差。因此，本发明的马氏体的平均硬度设定为500Hv以下。优选为450Hv以下。另一方面，如果马氏体的硬度过低，则不能确保抗拉强度980MPa以上的强度，因而马氏体的平均硬度设定为330Hv以上。
马氏体的平均硬度(马氏体的平均硬度)可以通过使用维氏硬度计对板厚1/4部分的马氏体的硬度进行测定而求出。载荷被确定为：在维氏硬度测定中形成的压痕包含在作为测定对象的马氏体的晶粒内。对50个马氏体晶粒的硬度进行测定，并将这些硬度的平均值设定为马氏体的平均硬度。
关于本发明的钢组织的面积％的算出方法，如以下所述。
关于铁素体、马氏体、珠光体、粒径为0.2μm以上的MA和渗碳体的面积％，切出钢板的轧制方向断面，进行镜面研磨后，采用硝酸乙醇腐蚀液而呈现钢组织，使用扫描型电子显微镜而拍摄出二次电子图像。将在晶粒内具有下部组织、且碳化物具有多个变种而析出的区域判断为马氏体。另外，将渗碳体析出为薄片状的区域判断为珠光体。将辉度较小、且不能看到下部组织的区域判断为铁素体。将辉度较大、且下部组织通过侵蚀而不会呈现的区域判断为MA或者渗碳体。采用点计数法算出各自的面积％，从而设定为马氏体和珠光体的面积％。通过点计数法测得的总格子点数优选设定为每1000um2的视场面积在1000点以上。
残余奥氏体的面积％采用X射线衍射法进行测定。在板厚的以距表面为1/4厚度的位置为中心的1/8厚度～3/8厚度的范围，对平行于板面的面进行镜面抛光，采用X射线衍射法测定FCC铁的面积率，将其设定为残余奥氏体的面积％。
在铁素体或者贝氏体晶粒内孤立存在的结晶粒径为0.2μm以上的MA或者渗碳体的个数密度采用如下的方法进行测定。首先，对于切出钢板的轧制方向断面而实施过机械研磨以及电解研磨的试料，采用EBSP-OIM(Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)法，描绘出结晶方位差为15°以上的晶界。接着，采用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀同一试料，对于与进行过EBSD观察的区域相同的区域，使用扫描型电子显微镜拍摄二次电子图像。在二次电子图像中，将辉度较大、且下部组织通过侵蚀而不会呈现的区域判断为MA或者渗碳体。对二次电子图像与EBSD晶界分布图重合、不与晶界接触且粒径为0.2μm以上的MA和渗碳体的个数进行计数，将其除以测定视场的面积，从而算出个数密度。
在金属材料中，一般地说，结晶粒径较细者，其强度、延展性等机械特性得以提高，因而优选设定为规定的粒径以下。
[有效结晶粒径：优选为5μm以下]
为了将扩孔性设定为进一步优良的水准，优选将有效结晶粒径设定为5μm以下。此外，所谓有效结晶粒径，是指在后述方法中叙述的被结晶方位差为15°以上的晶界所包围的区域的结晶粒径。
平均有效结晶粒径采用EBSP-OIM法进行测定。将钢的晶界定义为通常被识别成晶界的大角晶界的阈值即15°，并根据绘制方位差为15°以上的晶界所得到的图像而使晶粒可视化，由此测定其平均结晶粒径。
“机械特性”
[抗拉强度为980MPa以上]
本发明的高强度钢板的抗拉强度为980MPa以上。
接着，就本发明的热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板的制造方法进行说明。
“热轧工序的制造条件”
[将板坯加热至1150℃以上的工序]
为了使硼化物和碳化物充分溶解，板坯加热温度如以上那样进行规定。此外，使用的钢板坯从制造性的角度考虑，优选采用连续铸造法进行铸造，但也可以是铸锭法、薄板坯铸造法。另外，铸造的板坯既可以暂且冷却至室温，也可以不冷却至室温而直接输送至加热炉。
[在热轧工序中，在1150～1050℃下的总压下率：50％以上，且低于1050℃的时间点～精轧最终道次前的总压下率：66～95％]
在由粗轧工序、精轧工序构成的热轧工序中的压下率以及轧制温度优选为以上的条件。
如果在1050℃～1150℃下的总压下率低于50％，则热轧中的再结晶容易变得并不充分，因而热轧钢板组织容易不均匀化。其结果是，Mn偏析带不均匀化，从而最终组织的MA分数容易增加。
在低于1050℃的时间点～精轧最终道次前的总压下率超过95％的情况下，由于热轧钢板的织构发达，因而最终产品板的各向异性容易变得显著。另一方面，如果低于1050℃的时间点～精轧最终道次前的总压下率低于66％，则招致热轧钢板组织的粗大化，从而容易导致最终产品板组织的粗大化进而导致加工性的劣化。
在1150～1050℃下的总压下率也可以仅在粗轧工序中设定为50％以上，即使横跨粗轧工序和精轧工序，在1150～1050℃下的总压下率也可以为50％以上。更优选为60％以上。关于低于1050℃的时间点～精轧最终道次前的总压下率，如果低于1050℃的时间点为精轧工序，也可以仅在精轧工序中设定为66～95％，如果低于1050℃的时间点为粗轧工序，则即使横跨粗轧工序和精轧工序，低于1050℃的时间点～精轧最终道次前的总压下率也可以为66～95％。更优选为70％以上。
[在精轧工序中，精轧最终道次的压下率为10％～30％，精轧最终道次的出口温度(exit temperature)为850℃～1000℃]
精轧工序中的压下分配以及轧制温度优选为以上的条件。在精轧最终道次的压下率超过30％、或者精轧最终道次的出口温度(轧制结束温度)低于850℃的情况下，由于热轧钢板的织构发达，因而最终产品板的各向异性容易变得显著。另一方面，如果精轧最终道次的压下率低于10％、或者精轧最终道次的出口温度超过1000℃，则招致热轧钢板组织的粗大化，从而容易导致最终产品板组织的粗大化进而导致加工性的劣化。
[卷取温度：450～700℃]
卷取温度设定为450～700℃。如果卷取温度低于450℃，则热轧钢板强度变得过大，从而损害冷轧性。另一方面，如果卷取温度超过700℃，则最终产品的马氏体的量低于规定量，从而难以获得产品板强度。
热轧卷材的酸洗方法可以按照常规方法。另外，为了热轧卷材的形状矫直以及酸洗性的提高，也可以进行表皮光轧。
“冷轧工序的制造条件”
[20％～80％的冷轧]
在连续热浸镀锌生产线工序中，为了使加热中的奥氏体粒径微细化，冷轧率优选设定为20％以上。另一方面，过度的压下使轧制载荷变得过大，招致冷轧机的负荷增大，因而其上限设定为80％。更优选为30％～70％。
在冷轧工序后，通过连续热浸镀锌生产线工序对钢板表面实施热浸镀锌。
“连续热浸镀锌生产线工序的制造条件”
[600℃～最高加热温度的加热速度：0.2～10℃/秒钟]
加热速度优选为上述的条件。如果加热速度超过10℃/秒钟，则铁素体的再结晶不会充分进行，从而使钢板的拉伸率容易劣化。另一方面，如果加热速度低于0.2℃/秒钟，则在该加热的阶段使奥氏体粗大化，因而最终得到的钢组织容易变得粗大。更优选为0.5℃/秒钟以上。
[最高加热温度：Ac3－50℃～Ac3+50℃，在该温度区域保持1秒钟～500秒钟]
为了得到必要量的马氏体组织，并必要程度地进行奥氏体化，最高加热温度设定为至少Ac3－50℃以上。另一方面，如果过剩地提升加热温度，则铁素体分数的确保变得困难。另外，不仅招致因奥氏体粒径的粗大化引起的韧性的劣化和化学转化处理性的劣化，而且也导致退火设备的损伤。因此，加热温度的上限设定为Ac3+50℃。优选为Ac3－30℃～Ac3。如果加热时间较短，则不会必要程度地充分进行奥氏体化，因而设定为至少1秒钟以上。更优选为30秒钟以上。另一方面，如果加热时间过长，则阻碍生产率，因而上限设定为500秒钟。
[冷却温度范围：480～600℃，720℃～600℃之间的冷却速度：5℃/秒钟以上]
在上述加热后，冷却至480～600℃之间。另外，从720℃至600℃之间的冷却速度设定为5℃/秒钟以上。在冷却速度低于5℃/秒钟的情况下，铁素体分数在本发明中超过规定的上限。优选为10℃/秒钟以上。冷却速度的上限不必特别规定，但在通常的连续退火炉的冷却能力下，冷却速度难以超过100℃/秒钟。
[在480℃～600℃下的停留时间：5～500秒钟]
在冷却至上述冷却温度范围后，在480℃～600℃的温度区域停留5秒钟以上。通过该处理，可以抑制在后述热浸镀锌生产线中不可避免地发生的于440～480℃附近的贝氏体相变的进行。其机理的详细情况并不清楚，但可以认为在480℃～600℃下的保持中，钢中的B原子向晶界的偏析度增强，其结果是，在440～480℃下的贝氏体相变的进行受到抑制。通过在热浸镀锌生产线中产生贝氏体，最终在铁素体或者贝氏体晶粒内孤立存在的粒径为0.2μm以上的MA或者渗碳体的个数密度达到100个/1000μm2以上。停留时间优选为10秒钟以上，更优选为30秒钟以上。另一方面，如果停留时间过长，则产生珠光体相变，因而设定为500秒钟以下。优选为300秒钟以下。此外，上述停留只要满足规定的条件，就可以在恒定的温度下进行保持，也可以在480℃～600℃之间进行缓冷等温度发生变动的情况下进行保持。
[在440℃～480℃下的停留时间：5～60秒钟]
为了对钢板实施锌镀覆，在上述工序后，将钢板冷却至440～480℃。在此，440℃～480℃下的停留时间设定为60秒钟以下。该温度区域为贝氏体相变快速进行的温度区域，因而如果在该温度区域的停留时间较长，则贝氏体相变过度地进行，从而不能获得本发明所规定的马氏体分数。另外，与在480℃～600℃下生成的贝氏体相比，在生成于该温度区域的贝氏体的晶粒内较多地含有MA和渗碳体。因此，在该温度区域的停留时间越短越优选。然而，在热浸镀锌生产线中，由于需要将钢板浸渍于锌锅浴中，因而在该温度区域的停留时间不可避免地发生。因此，在440～480℃下的停留时间以5秒钟为下限。
在440℃～480℃下停留5～60秒钟后，热浸镀锌可以按照常规方法进行。例如，镀浴温度可以为440～480℃，浸渍时间可以为5秒钟以下。镀浴优选为含有0.08～0.2％Al的镀浴，但除此以外，也可以含有作为不可避免的杂质的Fe、Si、Mg、Mn、Cr、Ti、Pb。另外，优选采用气体摩擦接触等公知的方法对镀层的单位面积重量进行控制。单位面积重量每单面优选为25～75g/m2。
对形成有热浸镀锌层的高强度热浸镀锌钢板，也可以根据需要进行合金化处理。在此情况下，如果合金化处理温度低于460℃，则不仅合金化速度变慢而损害生产率，而且产生合金化处理不均，因而合金化处理温度优选设定为460℃以上。另一方面，如果合金化处理温度超过600℃，则热浸镀锌钢板的珠光体的面积率超过5％，因而合金化处理温度优选设定为600℃以下。更优选为580℃以下。
[在150℃～Ms下的停留时间]
镀覆-合金化处理后，对于Ms～150℃的温度区域，进行冷却而使以下的式(1)超过30000且低于150000。
其中，
fM(T)＝1－exp{－0.011×(Ms－T)}
TP(T)＝(T+273)×{Log10(Δt/3600)+6}
Ms为马氏体相变开始温度，T为温度(℃)，Δt为从T(℃)冷却至T－1(℃)所需要的时间(秒钟)。在本发明中，马氏体相变在镀层合金化处理后的冷却中产生。另外，产生马氏体的自回火(auto-tempering)，从而使马氏体软质化。式(1)是表示马氏体的自回火的进行程度的参数，式(1)越大，自回火越是得以进行，马氏体越是软质化。另一方面，式(1)越小，自回火越是受到抑制，马氏体越是硬质化。为了将马氏体的平均硬度设定为330Hv～500Hv，需要在满足式(1)的条件下进行冷却。
式(1)中的fM(T)为T℃下的马氏体相变率，T越小，即自Ms的过冷度越大，fM(T)越是增大。TP(T)是表示T℃下的马氏体的回火的程度的参数，T越大，TP(T)越是增大。另外，T℃下的停留时间Δt越大，TP(T)越是增大。另外，钢板的Ms越高，式(1)的值越是增大。
从Ms至150℃的冷却模式只要满足式(1)，则无论怎样的形态均可。例如，从Ms至室温，既能够以恒定的冷却速度直线地进行冷却，也能够在冷却中变更冷却速度。或者，即使在某一温度下进行保持也没关系。
此外，本发明的马氏体相变在铁素体相变以及贝氏体相变后产生。伴随着铁素体相变以及贝氏体相变，C分配于奥氏体中。因此，与加热至奥氏体单相并进行骤冷时的Ms不一致。本发明的Ms可以采用如下的方法求出：例如使用FORMASTOR试验机等热膨胀测定装置，在实施将上述热浸镀锌生产线的热循环(加热温度、加热速度、加热时间、冷却速度、冷却温度范围、冷却停留时间、与镀浴温度同样的加热温度、与镀覆时间同等的加热时间、直至马氏体相变开始的镀覆后的冷却条件)模拟为同样的热循环的热处理的情况下，对冷却过程中的热膨胀温度进行测定。
在上述连续热浸镀锌生产线工序后，为了钢板的平直度矫正和表面粗糙度的调整，也可以进行调质轧制。在此情况下，为了避免延展性的劣化，将拉伸率优选设定为2％以下。
(实施例)
下面就本发明的实施例进行说明。实施例的条件是为了确认本发明的实施可能性以及效果而采用的一个条件例。本发明并不局限于该一个条件例。本发明只要不脱离本发明的宗旨，可以实现本发明的目的，就可以采用各种条件。
对具有表1所示的化学组成的钢进行熔炼，从而制作出板坯。在表2所示的条件下对该板坯进行热轧，从而制造出热轧钢板。然后，对热轧钢板进行酸洗，从而除去表面的氧化皮。然后，在表2所示的条件下进行冷轧。再者，对于得到的钢板，在表3所示的条件下实施热处理以及连续热浸镀锌处理。
表2
粗体字表示在本发明范围外
*表示在本发明的制造条件外
表3
Ac3(℃)＝911-203×[C]0.5-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]-30×[Mn]-11×[Cr]-20×[Cu]+700×[P]+400×[Al]
※[]表示元素的质量％
粗体字表示在本发明范围外
*表示在本发明的制造条件外
从这样得到的钢板上由与轧制方向成直角的方向采集JIS 5号拉伸试验片，进行组织分析，按照JIS Z2241进行拉伸试验，对抗拉强度(TS)、总拉伸率(E1)进行了测定。另外，进行日本钢铁联盟标准的“JFS T 1001扩孔试验方法”，对扩孔率(λ)进行了测定。将抗拉强度为980MPa以上、拉伸率为10％以上、且扩孔率为30％以上者设定为机械特性良好。结果如表4所示。此外，低于0.2μm的微细的MA和渗碳体由于在贝氏体和马氏体的晶粒内含有、且分离定量困难，因而以贝氏体和马氏体的形式进行计数。
表4
粗体字表示在本发明范围外
*表示未达到特性值
表中的θ＝渗碳体
在实验例10中，式(1)超过本发明所规定的范围。其结果是，马氏体的硬度减小，从而强度低于980MPa。
在实验例14中，式(1)低于本发明所规定的范围。其结果是，马氏体的硬度增大，从而扩孔率处于劣势。
在实验例11中，480～600℃的停留时间低于本发明所规定的范围。其结果是，在铁素体或者贝氏体晶粒内孤立存在的结晶粒径为0.2μm以上的MA或者渗碳体的个数密度增大，从而扩孔率处于劣势。
在实验例12中，440～480℃的停留时间超过本发明所规定的范围。其结果是，马氏体的面积％低于本发明的规定，强度低于980MPa，在铁素体或者贝氏体晶粒内孤立存在的结晶粒径为0.2μm以上的MA或者渗碳体的个数密度增大，从而扩孔率处于劣势。
在实验例13中，卷取温度超过本发明所规定的范围。其结果是，马氏体的面积％低于本发明所规定的范围，因而强度低于980MPa。
在实验例16中，合金化处理温度超过本发明所规定的范围。其结果是，生成超过本发明规定的珠光体，从而扩孔率处于劣势。
在实验例19中，最高加热温度超过本发明所规定的范围。其结果是，铁素体的面积％减少，从而拉伸率处于劣势。
在实验例20以及21中，720℃～600℃的冷却速度低于本发明所规定的范围。其结果是，铁素体的面积％增加，强度或者扩孔率的任一项处于劣势。
在实验例45～50中，化学组成超出本发明所规定的范围。
在实验例45中，由于C超过本发明所规定的范围，因而马氏体的硬度增大，扩孔率处于劣势。
在实验例46中，由于B低于本发明所规定的范围，因而马氏体分数减少，抗拉强度处于劣势。
在实验例47中，由于Cr+2×Mo低于本发明所规定的范围，因而马氏体分数减少，抗拉强度处于劣势。
在实验例49中，由于Cr+2×Mo超过本发明所规定的范围，因而马氏体分数增大，拉伸率处于劣势。
在实验例48中，由于Mn超过本发明所规定的范围，因而粒径为0.2μm以上的渗碳体和MA分数的合计增大，扩孔率处于劣势。
在实验例50中，由于Si超过本发明所规定的范围，因而马氏体的硬度增大，扩孔率处于劣势。
与此相对照，实验例1～9、15、17、18、22～44、51、52由于化学组成以及制造条件与本发明所规定的范围一致，因而具有本发明所规定的组织，可以得到良好的机械特性。

Claims (5)

1.一种高强度热浸镀锌钢板，其特征在于，其具有的化学组成以质量％计，包括：
C：0.050％～0.130％、
Si：0.010％～2.00％、
Mn：1.50％～3.50％、
P：0.10％以下、
S：0.010％以下、
N：0.010％以下、
O：0.010％以下、
sol.Al：0.001％～1.0％、
Ti：0.005％～0.20％、
B：0.0005％～0.010％、
Cr+2×Mo：0.10％～1.50％、以及
剩余部分：Fe和不可避免的杂质；
以距表面为1/4厚度的位置为中心的1/8厚度～3/8厚度的范围中的钢组织以面积％计为：
铁素体：1～50％、
马氏体：20～70％、
残余奥氏体：0～5％、
珠光体：0～5％、
粒径为0.2μm以上的MA和渗碳体的合计：0～5％、以及
贝氏体：剩余部分；
且在铁素体或者贝氏体晶粒内孤立存在的粒径为0.2μm以上的MA或者渗碳体的个数密度为100个/1000μm2以下，且马氏体的平均硬度为330Hv～500Hv。
2.根据权利要求1所述的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于，所述化学组成含有：
V：0.001％～1.00％、以及
Nb：0.001％～0.200％之中的一种以上以代替Fe的一部分。
3.根据权利要求1或2所述的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于，所述化学组成含有：
Ni：0.001％～1.00％、
Cu：0.001％～1.00％、
Co：0.001％～1.00％、
W：0.001％～1.00％、
Sn：0.001％～1.00％、以及
Sb：0.001％～0.50％之中的一种以上以代替Fe的一部分。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于，所述化学组成含有：
Ca：0.0001％～0.0100％、
Mg：0.0001％～0.0100％、
Ce：0.0001％～0.0100％、
Zr：0.0001％～0.0100％、
La：0.0001％～0.0100％、
Hf：0.0001％～0.0100％、
Bi：0.0001％～0.0100％、以及
混合稀土：0.0001％～0.0100％之中的一种以上以代替Fe的一部分。
5.一种权利要求1～4中任一项所述的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述制造方法依次满足下述工序(A)～(C)：
(A)具有以下的(A1)～(A5)的热轧工序，
(A1)板坯加热温度：1150℃以上，
(A2)在1150～1050℃下的总压下率：50％以上，
(A3)达到低于1050℃的时间点～精轧最终道次前的总压下率：66～95％，
(A4)精轧最终道次的压下率：10％～30％、精轧最终道次温度：850℃～1000℃，
(A5)卷取温度：450～700℃；
(B)进行20％～80％的冷轧的工序；
(C)具有以下工序的热浸镀锌工序，
(C-1)最高加热温度：Ac3－50℃～Ac3+50℃、在该温度区域的保持时间：1秒钟～500秒钟，
(C-2)600℃～720℃之间的冷却速度：5℃/秒钟以上，
(C-3)在480℃～600℃下的停留时间：5～500秒钟，
(C-4)在440℃～480℃下的停留时间：5～60秒钟，
(C-5)镀覆-合金化处理后，在冷却至室温的工序中，对于Ms～150℃的温度区域，进行冷却而使以下的式(1)超过30000且低于150000；
其中，
fM(T)＝1－exp{－0.011×(Ms－T)}
TP(T)＝(T+273)×{Log10(Δt/3600)+6}
Ms：马氏体相变开始温度(℃)
T：温度(℃)
Δt：从T(℃)冷却至T－1(℃)所需要的时间(秒钟)。
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