專利名稱：加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及用于在汽車產(chǎn)業(yè)領(lǐng)域中使用的構(gòu)件的加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
近年來，從保護地球環(huán)境的觀點出發(fā)，提高汽車的燃料效率成為重要的課題。因此，通過車身材料的高強度化來實現(xiàn)薄壁化，從而使車身本身輕量化的研究一直較為活躍。但是，由于鋼板的高強度化導(dǎo)致延展性的降低、即加工性的降低，因此期望開發(fā)出同時具有高強度和高加工性的材料。另外，最近對汽車的提高耐腐蝕性的要求也增加，多進行實施了熱鍍鋅的高張力鋼板的開發(fā)。對應(yīng)這種要求，目前為止開發(fā)了鐵素體、馬氏體雙相鋼(DP鋼)和利用殘余奧氏體的相變誘發(fā)塑性的TRIP鋼等多種復(fù)合組織型高強度熱鍍鋅鋼板。例如，專利文獻I中提出了通過添加大量的Si來確保殘余奧氏體，從而實現(xiàn)高延展性的加工性優(yōu)良的合金化熱鍍鋅鋼板。但是，這些DP鋼和TRIP鋼雖然延伸特性優(yōu)良，但存在擴孔性較差的問題。擴孔性是表示對加工孔部進行擴張而凸緣成形時的加工性(延伸凸緣性)的指標(biāo)，與延伸特性一同是高強度鋼板所要求的重要的特性。作為延伸凸緣性優(yōu)良的熱鍍鋅鋼板的制造方法，專利文獻2中公開了以下技術(shù)在退火均熱后直至熱鍍鋅浴期間，強冷卻至Ms點以下，對生成的馬氏體進行再加熱、退火，制成馬氏體，從而使擴孔性提高。但是，通過將馬氏體退火形成馬氏體，擴孔性得到了提高，但EL低卻成為問題。另外，作為沖壓成形的構(gòu)件的性能，由于也存在要求抗疲勞特性的部位，因此需要提高原材料的抗疲勞特性。這樣，對于高強度熱鍍鋅鋼板而言，要求優(yōu)良的延伸特性、擴孔性及抗疲勞特性，但現(xiàn)有的熱鍍鋅鋼板中并沒有高水平地兼?zhèn)渌羞@些特性的鋼板?，F(xiàn)有技術(shù)文獻專利文獻專利文獻I :日本特開平11-279691號公報專利文獻2 :日本特開平6-93340號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問題本發(fā)明是鑒于上述問題而完成的，其目的在于提供延展性、擴孔性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。
用于解決問題的方法本發(fā)明人為了實現(xiàn)上述課題，制造延展性、擴孔性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，從鋼板的組成以及顯微組織的觀點出發(fā)，反復(fù)進行了深入研究。結(jié)果表明對合金元素進行適當(dāng)調(diào)整，使熱軋板成為以貝氏體和馬氏體為主體的組織，以該熱軋板為原材料，在冷軋后進行退火的過程中進行8°C /s以上的急速加熱，由此，在最終組織中適量的馬氏體均勻微細(xì)地分散，對擴孔性及抗疲勞特性的提高有效。還表明實施鍍覆后，在540 600°C的溫度范圍進行鍍層合金化處理，由此生成適量的珠光體，抑制馬氏體所引起的擴孔性的降低。本發(fā)明是基于上述見解而構(gòu)成的。即，本發(fā)明是，(I) 一種加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板，其特征在于，由組成為以質(zhì)量 ％計的 c :0. 05 0. 3%、Si :0. 5 2. 5%、Mn :1. 0 3. 5%、P :0. 003 0. 100%,S :0. 02%以下、Al :0. 010 0. I %、且余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼形成，并且，鋼板組織以面積率計含有50%以上的鐵素體、5 35%的馬氏體、2 15%的珠光體，馬氏體的平均結(jié)晶粒徑為3 以下，鄰接的馬氏體間的平均距離為5 以下。(2)如上述⑴所述的加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鋼板組織以面積率計進一步含有5 20%的貝氏體和/或2 15%的殘余奧氏體。(3)如上述(I)或(2)所述的加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鋼進一步含有選自以質(zhì)量％計的Cr :0. 005 2. 00%、Mo :0. 005 2. 00%,V :0. 005 2. 00%,Ni :0. 005 2. 00%,Cu :0. 005 2. 00%中的 I 種或 2 種以上
的元素。(4)如上述⑴ ⑶中任一項所述的加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鋼進一步含有選自以質(zhì)量％計的Ti :0. 01 0. 20%, Nb 0. 01 0. 20%中的I種或2種元素。(5)如上述(I) (4)中任一項所述的加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鋼進一步含有以質(zhì)量％計的B :0. 0002 0. 005%。(6)如上述(I) (5)中任一項所述的加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鋼進一步含有選自以質(zhì)量％計的Ca :0. 001 0. 005%,REM
0.001 0. 005%中的I種或2種元素。(7) 一種加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板的制造方法，對具有上述(I) 出)中任一項所述的成分的鋼坯實施熱軋，制成具有貝氏體和馬氏體的總面積率為80%以上的組織的熱軋板，然后實施冷軋，對所制造的冷軋鋼板實施連續(xù)退火時，使500°C A1相變點的平均加熱速度為8V /s以上加熱至750 900°C，并保持10秒以上，然后，使750°C至530°C的平均冷卻速度為3°C /s以上冷卻至300 530°C的溫度范圍，然后實施鍍鋅，進而在540 600°C的溫度范圍進行5 60s的鍍層合金化處理。(8) 一種加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板的制造方法，對具有上述(I) 出)中任一項所述的成分的鋼坯實施熱軋，制成具有貝氏體和馬氏體的總面積率為80%以上的組織的熱軋板，然后實施冷軋，對所制造的冷軋鋼板實施連續(xù)退火時，使500°C A1相變點的平均加熱速度為8°C /s以上加熱至750 900°C，并保持10秒以上，然后，使750°C至530°C的平均冷卻速度為3°C /s以上冷卻至300 530°C的溫度范圍，并在300 530°C的溫度范圍保持20 900s，然后實施鍍鋅，進而在540 600°C的溫度范圍進行5 60s的鍍層合金化處理。(9) 一種加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板的制造方法，對于具有上述(I) ￠)中任一項所述的成分的鋼坯，實施使終軋溫度為A3相變點以上來進行熱軋、結(jié)束后接著以50°C /s以上的平均冷卻速度進行冷卻、并在300°C以上且550°C以下的溫度下進行卷取的熱軋工序，制成熱軋板，然后實施冷軋，對所制造的冷軋鋼板實施連續(xù)退火時，使500°C A1相變點的平均加熱速度為8V /s以上加熱至750 900°C，并保持10秒以上，然后，使750°C至530°C的平均冷卻速度為3°C /s以上冷卻至300 530°C的溫度范圍，然后實施鍍鋅，進而在540 600°C的溫度范圍進行5 60s的鍍層合金化處理。(10) 一種加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板的制造方法，對于具有上述(I) ￠)中任一項所述的成分的鋼坯，實施使終軋溫度為A3相變點以上來進行
熱軋、結(jié)束后接著以50°C /s以上的平均冷卻速度進行冷卻、并在300°C以上且550°C以下的溫度下進行卷取的熱軋工序，制成熱軋板，然后實施冷軋，對所制造的冷軋鋼板實施連續(xù)退火時，使500°C A1相變點的平均加熱速度為8V /s以上加熱至750 900°C，并保持10秒以上，然后，使750°C至530°C的平均冷卻速度為3°C /s以上冷卻至300 530°C的溫度范圍，并在300 530°C的溫度范圍保持20 900s，然后實施鍍鋅，進而在540 600°C的溫度范圍進行5 60s的鍍層合金化處理。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，能夠得到加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的熱鍍鋅鋼板，發(fā)揮了如下優(yōu)良的效果使汽車的輕量化和碰撞安全性提升的兼具成為可能，從而對汽車車身的高性能化有較大的貢獻。
具體實施例方式下面，對本發(fā)明進行具體地說明。首先，對本發(fā)明中將鋼的成分組成限定在上述范圍內(nèi)的理由進行說明。需要說明的是，關(guān)于成分的“ ％ ”標(biāo)示只要沒有特別說明則表示“質(zhì)量％ ”。C :0. 05 0.3%C是用于生成馬氏體等低溫相變相從而提高鋼板強度，同時使組織復(fù)合化來提高TS-EL平衡的必要的元素。如果C量不足0. 05%，則即使實現(xiàn)制造條件的最優(yōu)化，也難以確保5 %以上的馬氏體，強度和TS X EL降低。另一方面，如果C量超過0.3%，則焊接部及熱影響部的硬化顯著，焊接部的機械特性變差。從這樣的觀點出發(fā)，使C量為0. 05 0.3%的范圍。優(yōu)選為0. 08 0. 14%。Si :0. 5 2. 5%Si是對鋼的強化有效的元素，特別是通過固溶強化而對鐵素體的強化起到有效地作用。由于復(fù)合組織鋼的疲勞裂縫在軟質(zhì)的鐵素體產(chǎn)生，因此，由Si添加帶來的鐵素體的強化將對抑制疲勞裂縫產(chǎn)生有效。另外，Si為鐵素體生成元素，使鐵素體與第二相的復(fù)合組織化變?nèi)菀?。在此，如果Si量不足0.5%，則其添加效果不足，因此將下限設(shè)為0.5%。但是過量添加使延展性、表面性狀和焊接性變差，因此使含有的Si為2. 5%以下。優(yōu)選為0. 7 2. 0%。Mn :1.0 3. 5%Mn是對鋼的強化有效的元素，促進低溫相變相的生成。這樣的作用在Mn含量為
1.0%以上時可以得到確認(rèn)。但是，如果超過3. 5%地過量添加Mn，則低溫相變相的過量增加和固溶強化帶來的鐵素體的延展性變差顯著，成形性降低。因此，使Mn量為I. 0 3. 5%。優(yōu)選為I. 5% 3. 0%。P :0. 003 0. 100%P是對鋼的強化有效的元素，其含量在0. 003%以上時能夠得到該效果。但是，如果超過0. 100%過量添加，則由于晶界偏析而引起脆化，使抗沖擊性變差。因此，使P量為0. 003 0. 100%。S :0. 02% 以下S形成MnS等夾雜物，成為抗沖擊特性變差及沿焊接部的金屬流線裂紋的原因，因此，最好是盡可能減少S，但從制造成本的方面出發(fā)，使其為0. 02%以下。Al :0. 010 0. I %Al作為脫氧劑發(fā)揮作用，是對鋼的潔凈度有效的元素，優(yōu)選在脫氧工序中添加。在此，如果Al量不足0.010%，則其添加效果不足，因此將下限設(shè)為0.010%。但是，Al的過量添加會帶來制鋼時的鋼坯品質(zhì)變差所造成的表面品質(zhì)變差。因此，將Al的添加量上限設(shè)為 0. I %。本發(fā)明的高強度熱鍍鋅鋼板以上述的成分組成為基本成分，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，但根據(jù)期望的特性，可以使其適當(dāng)含有下述的成分。選自Cr :0. 005 2. 00%、Mo :0. 005 2. 00%、V 0. 005 2. 00%、Ni :0. 005
2.00%、Cu :0. 005 2. 00%中的I種或2種以上的元素Cr、Mo、V、Ni、Cu促進低溫相變相的生成，對鋼的強化起有效的作用。該效果通過含有0. 005%以上的Cr、Mo、V、Ni、Cu中的至少I種而得到。但是，如果Cr、Mo、V、Ni、Cu各成分超過2. 00%，則該效果飽和，成為成本上升的主要原因。因此使Cr、Mo、V、Ni、Cu量各自為 0. 005 2. 00%。選自Ti :0. 01 0. 20%、Nb :0. 01 0. 20%中的I種或2種元素Ti、Nb具有形成碳氮化物，通過析出強化來使鋼高強度化的作用。這種效果在各自為0.01%以上時可被確認(rèn)到。另一方面，含有各自超過0.20%的Ti、Nb，會過度地高強度化，延展性降低。因此，使Ti、Nb各自為0.01 0.20%。B :0. 0002 0. 005%B具有抑制鐵素體在奧氏體晶界的生成從而使強度上升的作用。該效果在0. 0002 %以上時可以得到。但是，如果B量超過0. 005 %，則該效果飽和，成為成本上升的主要原因。因此，使B量為0. 0002 0. 005%。選自Ca :0. 001 0. 005%, REM :0. 001 0. 005%中的 I 種或 2 種元素Ca、REM均具有通過硫化物的形態(tài)控制來改善加工性的效果，根據(jù)需要，可以含有0.001%以上的Ca、REM中的I種或2種。但是，過量添加可能會對潔凈度帶來不良影響，因此使其各自為0. 005%以下。
接著，對鋼組織進行說明?！蹲罱K組織》鐵素體的面積率50%以上如果鐵素體的面積率不足50%，則TS和EL的平衡降低，因此使其為50%以上。馬氏體的面積率5 35%馬氏體相對鋼的高強度化起著有效的作用。另外，通過與鐵素體的復(fù)合組織化，使屈服比降低、變形時的加工硬化率提高，因而對TSXEL的提高也起到有效作用。此外，由于馬氏體成為疲勞裂縫發(fā)展的障礙，因此對改善疲勞特性也起到有效作用。如果面積率不足
5%則上述效果不足，如果超過35%過量存在，則如下所示，即使與2 15%的珠光體共存，伸長率、擴孔性仍顯著降低。因此，使馬氏體相的面積率為5 35%。珠光體的面積率2 15%珠光體具有抑制馬氏體所引起的擴孔性降低的效果。馬氏體相對于鐵素體非常硬，由于其硬度差大，因此擴孔性降低。但是，通過使珠光體與馬氏體共存，可以抑制馬氏體所引起的擴孔性的降低。對于珠光體所帶來的對擴孔性降低的抑制而言，詳細(xì)情況尚不明確，認(rèn)為是因為，由于具有鐵素體和馬氏體的中間硬度的珠光體相存在，因而使該硬度差得到緩和。如果面積率不足2%則上述效果不足，如果超過15%存在則TSXEL降低。因此，使珠光體的面積率為2 15%。本發(fā)明的高強度熱鍍鋅鋼板以上述的組織構(gòu)成為基本組織，根據(jù)期望的特性，可以適當(dāng)含有下述的組織。貝氏體的面積率5 20%貝氏體與馬氏體一樣對鋼的高強度化及疲勞特性的提高起到有效作用。如果面積率不足5%，則上述的效果不足，如果超過20%過量存在，則TSXEL降低。因此，使貝氏體相的面積率為5 20%。殘余奧氏體的面積率2 15%殘余奧氏體不僅有助于鋼的強化，而且對利用TRIP效果來提高TSXEL起到有效作用。這樣的效果在面積率為2%以上時可以得到。另外，如果殘余奧氏體的面積率超過15%則延伸凸緣性及抗疲勞特性明顯降低。因此，使殘余奧氏體的面積率為2%以上且15%以下。馬氏體的平均結(jié)晶粒徑3pm以下，鄰接的馬氏體之間的平均距離5pm以下通過使馬氏體均勻微細(xì)地分散，擴孔性及抗疲勞特性提高。在馬氏體的平均結(jié)晶粒徑為3 y m以下、以及鄰接的馬氏體之間的平均距離為5 u m以下時該效果變顯著。因此，使馬氏體的平均結(jié)晶粒徑為3 以下、鄰接的馬氏體之間的平均距離為5 以下。接著，對制造條件進行說明。對調(diào)整為上述成分組成的鋼在轉(zhuǎn)爐等中進行熔煉，通過連鑄法等制成鋼坯。對該鋼原材料實施熱軋從而制成熱軋鋼板，然后，進一步實施冷軋從而制成冷軋鋼板，并且實施連續(xù)退火，然后，實施熱鍍鋅、鍍層合金化處理。《熱軋條件》終軋溫度=A3相變點以上、平均冷卻速度50°C /s以上如果熱軋的終軋結(jié)束溫度低于A3點或平均冷卻速度小于50°C /s，則軋制中或冷卻中過度生成鐵素體，將難以使熱軋板組織中貝氏體和馬氏體的總面積率達(dá)到80%以上。因此，使終軋溫度為A3相變點以上、平均冷卻速度為50°C /s以上。卷取溫度300°C以上且550°C以下如果卷取溫度超過550°C，則在卷取后生成鐵素體、珠光體，將難以使熱軋板組織中貝氏體和馬氏體的總面積率達(dá)到80%以上。另外，如果卷取溫度低于300°C，則熱軋板的形狀變差，或者熱軋板的強度過度上升，從而使冷軋變困難。因此使卷取溫度為300°C以上且550°C以下?！稛彳埌褰M織》貝氏體和馬氏體的總面積率80%以上對熱軋板實施冷軋和退火時，通過加熱至A1相變點以上，奧氏體生成。特別而言，奧氏體優(yōu)先在熱軋板組織的貝氏體和馬氏體等位置生成，通過使熱軋板的組織為馬氏體和貝氏體主體的組織，奧氏體均勻微細(xì)地生成。退火時生成的奧氏體通過之后的冷卻成為馬氏體等低溫相變相，通過使熱軋板組織為貝氏體和馬氏體的總面積率為80%以上的組織，能夠使最終鋼板組織的馬氏體的平均結(jié)晶粒徑為3pm以下、鄰接的馬氏體之間的平均距離為5iim以下。因此,使熱軋板的貝氏體和馬氏體的總面積率為80%以上?！哆B續(xù)退火條件》550°C A1相變點的平均加熱速度8°C /s以上通過使本發(fā)明的鋼的再結(jié)晶溫度范圍即從5501至A1相變點的平均加熱速度為8°C /s以上，加熱升溫時的再結(jié)晶得到抑制，對在A1相變點以上生成的奧氏體的微細(xì)化、進而對退火冷卻后的馬氏體的微細(xì)化起到有效作用。如果平均加熱速度不足8°C /s，則在加熱升溫時導(dǎo)致a的再結(jié)晶，導(dǎo)入a中的應(yīng)變被釋放從而將不能實現(xiàn)充分微細(xì)化。因此，使550°C A1相變點的平均加熱速度為8°C /s以上。加熱條件在750°C 900°C下保持10秒以上如果加熱溫度低于750°C或保持時間不足10秒，則退火時奧氏體的生成將不充分，在退火冷卻后將無法確保充分量的低溫相變相。另外，如果加熱溫度超過900°C則難以在最終組織中確保50%以上的鐵素體。保持時間的上限沒有特別規(guī)定，但保持600秒以上在效果飽和的基礎(chǔ)上造成成本上升，因此保持時間優(yōu)選不足600秒。750°C 530°C的平均冷卻速度3°C /s以上如果7501 5301的平均冷卻速度不足31/8，則珠光體過度生成，15\￡1降低。因此，使750°C 530°C的平均冷卻速度為3°C /s以上。冷卻速度的上限沒有特別規(guī)定，但如果冷卻速度過快則鋼板形狀變差或冷卻到達(dá)溫度難以控制，因此優(yōu)選使其為200°C /s以下。冷卻停止溫度300°C 530°C如果冷卻停止溫度不足300°C，則奧氏體相變?yōu)轳R氏體，之后即使進行再加熱，也將無法得到珠光體。另外，如果冷卻停止溫度超過530°C，則珠光體過度生成，TSXEL降低。冷卻停止后的保持條件在300 530°C的溫度范圍保持20 900s通過在300 530°C的溫度范圍內(nèi)保持，貝氏體相變進行。另外，隨著貝氏體相變，發(fā)生C向未相變奧氏體富集，可以確保殘余奧氏體。因此，在形成含有貝氏體和/或殘余奧氏體的組織的情況下，冷卻之后在300 530°C的溫度范圍進行20 900s的保持。如果保持溫度低于300°C或保持時間不足20秒，則貝氏體及殘余奧氏體的生成變得不充分，如果保持溫度超過530°C或保持時間超過900秒，則珠光體相變及貝氏體相變過度進行，無法確保所期望量的馬氏體。因此，使冷卻后的保持在300 530°C的溫度范圍內(nèi)保持20 900秒。實施了上述退火后，實施熱鍍鋅、鍍層合金化處理。鍍層合金化處理條件540 600°C下進行5 60s如果合金化溫度低于540°C或合金化的時間不足5s，則幾乎不會發(fā)生珠光體相變，無法得到2%以上的珠光體。另外，如果合金化溫度超過600°C或合金化的時間超過
60s，則珠光體過度生成，TSXEL降低。因此，使合金化處理條件為在540 600°C下進行5 60s。如果浸入鍍槽時的板溫低于430°C，則附著在鋼板上的鋅可能凝固，因此，在上述急冷停止溫度和急冷停止后的保持溫度低于鍍浴溫度的情況下，優(yōu)選在鋼板進入鍍槽之前進行加熱處理。鍍覆處理后，當(dāng)然也可以根據(jù)需要進行用于調(diào)整每單位面積附著量的擦拭。另外，也可以對熱鍍鋅處理后的鋼板(鍍層合金化處理后的鋼板)施加用于調(diào)整形狀矯正、表面粗糙度等的表面光軋。另外，即使實施樹脂或油脂涂覆、各種涂裝等處理也沒有任何不妥。其它的制造方法沒有特殊限定，以下示出優(yōu)選的一例。鑄造條件為了防止成分的宏觀偏析，使用的鋼坯優(yōu)選采用連鑄法來制造，但也可以采用鑄錠法、薄鋼坯鑄造法來制造。此外，在制造鋼坯后暫時冷卻到室溫，然后再次進行加熱的現(xiàn)有方法的基礎(chǔ)上，還可以毫無問題地應(yīng)用并不冷卻至室溫而直接將溫鑄片插入加熱爐中，或者在稍微進行保熱后立即進行軋制的直送軋制或直接軋制等節(jié)能工藝。熱軋條件鋼坯加熱溫度1100°C以上對于鋼坯加熱溫度而言，從能源方面考慮優(yōu)選低溫加熱，但如果加熱溫度低于1100°C，則出現(xiàn)碳化物未充分固溶、或由軋制載荷的增大所導(dǎo)致的熱軋時故障發(fā)生的風(fēng)險增大等問題。另外，由于隨著氧化重量的增加，氧化皮損失增大等，因此優(yōu)選使鋼坯加熱溫度為1300°C以下。另外，從即使降低鋼坯加熱溫度也要防止熱軋時的故障的觀點出發(fā)，也可以有效利用對薄鋼片進行加熱的所謂薄鋼片加熱器。另外，本發(fā)明的熱軋工序中，為了減少熱軋時的軋制載荷，也可以使終軋的一部分或全部為潤滑軋制。從鋼板形狀的均勻化、材質(zhì)的均勻化的觀點出發(fā)，進行潤滑軋制也是有效的。另外，優(yōu)選使?jié)櫥堉茣r的摩擦系數(shù)為0.25 0. 10的范圍。另外，優(yōu)選使其為將一前一后的薄鋼片彼此接合而連續(xù)地進行終軋的連續(xù)軋制工藝。從熱軋的操作穩(wěn)定性的觀點出發(fā)，應(yīng)用連續(xù)軋制工藝也是優(yōu)選的。接著，在實施冷軋時優(yōu)選通過酸洗除去熱軋鋼板表面的氧化皮，之后進行冷軋而形成預(yù)定板厚的冷軋鋼板。在此，酸洗條件及冷軋條件沒有特別限制，只要根據(jù)常規(guī)方法進行即可。優(yōu)選使冷軋的軋制率為40%以上。[實施例]將具有表I所示的成分組成、余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼通過轉(zhuǎn)爐進行熔煉，通過連鑄法制成鑄片。將所得到的鑄片在表2表示的條件下熱軋至板厚2. 8mm。接 著，進行酸洗，之后冷軋至板厚1. 4mm，制造冷軋鋼板并供于退火。 接著，采用連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線在表2所示的條件下對這些冷軋鋼板進行退火，在 460°C下實施熱鍍鋅后，進行合金化處理，并以平均冷卻速度10°C/s進行冷卻。使鍍層附著 量為每一個表面35 45g/m2。
權(quán)利要求
1.一種加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板，其特征在于，由組成為以質(zhì)量％計的 c :0. 05 0. 3%, Si :0. 5 2. 5%, Mn :1. 0 3. 5%, P :0. 003 0. 100%,S :0. 02%以下、Al :0. 010 0. I %、且余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼形成，并且，鋼板組織以面積率計含有50%以上的鐵素體、5 35%的馬氏體、2 15%的珠光體，馬氏體的平均結(jié)晶粒徑為3 以下，鄰接的馬氏體間的平均距離為5 以下。
2.如權(quán)利要求I所述的加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板，其特征在 于，所述鋼板組織以面積率計進一步含有5 20%的貝氏體和/或2 15%的殘余奧氏體。
3.如權(quán)利要求I或2所述的加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鋼進一步含有選自以質(zhì)量％計的Cr :0. 005 2. 00%,Mo :0. 005 — 2. 00%,V :0. 005 2. 00%,Ni :0. 005 2. 00%,Cu :0. 005 2. 00%中的 I 種或 2 種以上的元素。
4.如權(quán)利要求I 3中任一項所述的加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鋼進一步含有選自以質(zhì)量％計的Ti 0.01 0. 20%,Nb 0.01 0.20%中的I種或2種元素。
5.如權(quán)利要求I 4中任一項所述的加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼 板，其特征在于，所述鋼進一步含有以質(zhì)量％計的B :0. 0002 0. 005%。
6.如權(quán)利要求I 5中任一項所述的加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鋼進一步含有選自以質(zhì)量％計的Ca :0. 001 0. 005%, REM 0.001 0. 005%中的I種或2種元素。
7.—種加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板的制造方法，對具有權(quán)利要求I 6中任一項所述的成分的鋼坯實施熱軋，制成具有貝氏體和馬氏體的總面積率為80%以上的組織的熱軋板，然后實施冷軋，對所制造的冷軋鋼板實施連續(xù)退火時，使500°C A1相變點的平均加熱速度為8V /s以上加熱至750 900°C，并保持10秒以上，然后，使750°C至530°C的平均冷卻速度為3°C /s以上冷卻至300 530°C的溫度范圍，然后實施鍍鋅，進而在540 600°C的溫度范圍進行5 60s的鍍層合金化處理。
8.—種加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板的制造方法，對具有權(quán)利要求I 6中任一項所述的成分的鋼坯實施熱軋，制成具有貝氏體和馬氏體的總面積率為80%以上的組織的熱軋板，然后實施冷軋，對所制造的冷軋鋼板實施連續(xù)退火時，使500°C A1相變點的平均加熱速度為8°C /s以上加熱至750 900°C，并保持10秒以上，然后，使750°C至530°C的平均冷卻速度為3°C /s以上冷卻至300 530°C的溫度范圍，并在300 530°C的溫度范圍保持20 900s，然后實施鍍鋅，進而在540 600°C的溫度范圍進行5 60s的鍍層合金化處理。
9.一種加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板的制造方法，對于具有權(quán)利要求I 6中任一項所述的成分的鋼坯，實施使終軋溫度為A3相變點以上來進行熱軋、結(jié)束后接著以50°C /s以上的平均冷卻速度進行冷卻、并在300°C以上且550°C以下的溫度下進行卷取的熱軋工序，制成熱軋板，然后實施冷軋，對所制造的冷軋鋼板實施連續(xù)退火時，使500°C A1相變點的平均加熱速度為8°C /s以上加熱至750 900°C，并保持10秒以上，然后，使750°C至530°C的平均冷卻速度為3°C /s以上冷卻至300 530°C的溫度范圍，然后實施鍍鋅，進而在540 600°C的溫度范圍進行5 60s的鍍層合金化處理。
10.ー種加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板的制造方法，對于具有權(quán)利要求I 6中任一項所述的成分的鋼坯，實施使終軋溫度為A3相變點以上來進行熱車L、結(jié)束后接著以50°C/s以上的平均冷卻速度進行冷卻、并在300°C以上且550°C以下的溫度下進行卷取的熱軋エ序，制成熱軋板，然后實施冷軋，對所制造的冷軋鋼板實施連續(xù)退火吋，使500°C A1相變點的平均加熱速度為8V /s以上加熱至750 900°C，并保持10秒以上，然后，使750°C至530°C的平均冷卻速度為3°C /s以上冷卻至300 530°C的溫度范圍，并在300 530°C的溫度范圍保持20 900s，然后實施鍍鋅，進而在540 600°C的溫度范圍進行5 60s的鍍層合金化處理。
全文摘要
本發(fā)明提供一種延展性、擴孔性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。一種加工性及抗疲勞特性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板，其特征在于，由以質(zhì)量％計的C0.05～0.3％、Si0.5～2.5％、Mn1.0～3.5％、P0.003～0.100％、S0.02％以下、Al0.010～0.1％、余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成的鋼形成，且鋼板組織以面積率計含有50％以上的鐵素體、5～35％的馬氏體、2～15％的珠光體，馬氏體的平均結(jié)晶粒徑為3μm以下，鄰接的馬氏體之間的平均距離為5μm以下。
文檔編號C23C2/02GK102803540SQ20108002699
公開日2012年11月28日 申請日期2010年6月7日 優(yōu)先權(quán)日2009年6月17日
發(fā)明者中垣內(nèi)達(dá)也, 川崎由康, 金子真次郎, 松岡才二, 鈴木善繼 申請人:杰富意鋼鐵株式會社