合金化熱浸鍍鋅層和具有該層的鋼板以及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種合金化熱浸鍍鋅鋼板及其制造方法，所述合金化熱浸鍍鋅鋼板作為將高強(qiáng)度鋼板用作母材的合金化熱浸鍍鋅鋼板，切實并且充分提高鍍層對于母材鋼板的密著性。該合金化熱浸鍍鋅鋼板，在包含規(guī)定成分組成的高強(qiáng)度鋼的母材鋼板上形成合金化熱浸鍍鋅層，該合金化熱浸鍍鋅層中的平均Fe量規(guī)定在8.0～12.0%的范圍內(nèi)，并且該鍍層中，與母材鋼板的界面附近的Fe量（內(nèi)側(cè)附近Fe量）、和鍍層外表面附近的Fe量（外側(cè)附近Fe量）之差的絕對值ΔFe，處于0.0～3.0%的范圍內(nèi)。另外作為其制造方法，在熱浸鍍鋅和合金化處理結(jié)束后，進(jìn)行用于將鍍層內(nèi)的Fe濃度梯度平坦化的鍍層內(nèi)擴(kuò)散處理。
【專利說明】合金化熱浸鍍鋅層和具有該層的鋼板以及其制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及以高強(qiáng)度鋼板為母材，在其表面形成了合金化熱浸鍍鋅層的合金化熱浸鍍鋅層和鍍敷鋼板，特別是涉及改善了鍍鋅層對于母材鋼板的密著性(密合性)的合金化熱浸鍍鋅層和鍍敷鋼板及其制造方法。
【背景技術(shù)】
[0002]近年，對于汽車的外板(車身板)、或建設(shè)機(jī)械、其他建筑、土木工程結(jié)構(gòu)等的各種部件、結(jié)構(gòu)所使用的鋼板的高強(qiáng)度化要求越來越高，也開始使用最大拉伸應(yīng)力900MPa以上的高強(qiáng)度鋼板。另外對于這些用途的鋼板，由于大多在戶外使用，所以通常被要求優(yōu)異的耐蝕性。
[0003]以往，作為這樣用途的鋼板，廣泛使用實施了熱浸鍍鋅的熱浸鍍鋅鋼板。另外，最近也開始大幅地廣泛使用下述合金化熱浸鍍鋅鋼板，其在熱浸鍍鋅后，將鍍層加熱到Zn熔點(diǎn)以上的溫度，使Fe從母材鋼板中擴(kuò)散到鍍層中，進(jìn)行了使鍍層成為Zn-Fe合金主體的層的合金化處理。已知這種合金化熱浸鍍鋅鋼板，相比于不實施合金化處理的熱浸鍍鋅鋼板，其表面外觀、耐蝕性優(yōu)異。
[0004]然而，在汽車的外板等用途中，通常通過壓制加工在板的周邊部實施嚴(yán)苛的彎曲加工(折邊彎曲)，另外不僅是汽車外板，在其他的用途中，也大多通過壓制加工實施嚴(yán)苛的彎曲加工、擴(kuò)孔加工等進(jìn)行使用。而且，在對現(xiàn)有的合金化熱浸鍍鋅鋼板實施嚴(yán)苛的彎曲加工、擴(kuò)孔加工等的情況下，在該加工部分，有時鍍層會從母材鋼板剝離。鍍層如果這樣剝離，則該部分失去耐蝕性，有母材鋼板在早期發(fā)生腐蝕、生銹的問題。另外即使不至于發(fā)生鍍層的剝離，鍍層與母材鋼板的密著性喪失，該部分即使有微小的孔隙生成，外部氣體、水分也會滲入該孔隙，鍍層帶來的防蝕功能喪失，與上述同樣地使母材鋼板在早期發(fā)生腐蝕、生銹。因此，作為實施這樣嚴(yán)苛的彎曲加工等而使用的用途，強(qiáng)烈希望開發(fā)鍍層對于母材鋼板的密著性優(yōu)異的合金化熱浸鍍鋅層和鍍敷鋼板。
[0005]作為使合金化熱浸鍍鋅鋼板中的鍍層對于母材鋼板的密著性提高的對策，已經(jīng)提出種種方案，專利文獻(xiàn)I~8表示其中一些例子。
[0006]在先技術(shù)文獻(xiàn)
[0007]專利文獻(xiàn)1:日本特開2009— 68061號公報
[0008]專利文獻(xiàn)2:日本特開2008— 26678號公報
[0009]專利文獻(xiàn)3:日本特開2005— 256041號公報
[0010]專利文獻(xiàn)4:日本特開2002—173756號公報
[0011]專利文獻(xiàn)5:日本特開平9一 13147號公報
[0012]專利文獻(xiàn)6:日本特開平6— 235077號公報
[0013]專利文獻(xiàn)7:日本特開2002—146503號公報
[0014]專利文獻(xiàn)8:日本特開平5 — 311371號公報
【發(fā)明內(nèi)容】

[0015]如上所述作為實施彎曲加工等而使用的合金化熱浸鍍鋅層和鍍敷鋼板，希望鍍層對于母材鋼板的密著性優(yōu)異，但如專利文獻(xiàn)I~8所示現(xiàn)有的提高密著性的對策尚不充分，特別是實施像折邊彎曲加工、擴(kuò)孔加工這樣極為嚴(yán)苛的加工而使用的情況下，難以切實并且穩(wěn)定地防止鍍層的剝離。
[0016]例如，專利文獻(xiàn)7記載了在進(jìn)行熱浸鍍鋅前，通過彎曲加工等，可以消除鍍敷被膜的凹凸部。推測這是由于通過在鍍敷前進(jìn)行彎曲加工等，生成許多在母材界面的優(yōu)先成核位點(diǎn)，促進(jìn)合金化的緣故。但是，對于在鍍敷處理工序后，進(jìn)行彎曲加工，管理鍍層內(nèi)的Fe濃度既無記載也無啟示。
[0017]另外，專利文獻(xiàn)8記載了通過在鍍敷后加熱合金化時進(jìn)行彎曲加工，可以提高合金化速度。這是由于通過彎曲加工，在使Fe-Zn合金化速度降低的Fe-Al-Zn生成裂縫，促進(jìn)Fe-Zn合金化的緣故。但是，對于加熱合金化時的溫度毫無記載，對于調(diào)整溫度管理鍍層內(nèi)的Fe濃度的記述也沒有記載和啟示。 [0018]本發(fā)明是以上述情況作為背景完成的，其課題是作為將高強(qiáng)度鋼板用作母材的合金化熱浸鍍鋅層和鍍敷鋼板，提供使鍍層對于母材鋼板的密著性切實并且充分地提高的合金化熱浸鍍鋅層和鍍敷鋼板，并且提供其制造方法。
[0019]本
【發(fā)明者】們，對于合金化熱浸鍍鋅鋼板中的鍍層的密著性反復(fù)進(jìn)行種種實驗、研討的結(jié)果，發(fā)現(xiàn)在合金化了的熱浸鍍鋅層中，該鍍層厚度方向的Fe量的濃度梯度，對鍍層對于母材鋼板的密著性帶來很大的影響。即，在對熱浸鍍鋅層實施了合金化處理的情況下，雖然Fe從母材鋼板中擴(kuò)散到鍍層中，鍍層成為Zn-Fe合金主體的組織，但此時，由于Fe的擴(kuò)散是從母材鋼板側(cè)前進(jìn)的，因此合金化處理后的鍍層中的Fe濃度通常在接近母材鋼板的一側(cè)較大，在鍍層外表面?zhèn)容^小。另一方面，構(gòu)成合金化鍍鋅層的Zn-Fe合金，F(xiàn)e濃度越低材質(zhì)越軟，相反Fe濃度越高越脆。因此如果由于如上所述的Fe的濃度梯度，外表面附近的Fe濃度變低，則該外表面材質(zhì)變軟，所以壓制加工時附著在金屬模具上，變得容易發(fā)生被稱為鱗片(flaking)的箔片狀的剝離。相反如果由于所述的Fe濃度梯度，在與母材鋼板的界面附近Fe濃度變高，該部分變脆，則實施了嚴(yán)苛加工的情況下在該區(qū)域中發(fā)生鍍層的破壞，變得容易發(fā)生被稱為粉化(powdering )的粉狀的剝離。
[0020]基于這樣的見解，進(jìn)一步進(jìn)行實驗、研討的結(jié)果，發(fā)現(xiàn)了通過在熱浸鍍鋅層的合金化處理后，進(jìn)行一邊使得盡量不發(fā)生Fe從母材鋼板向鍍層的擴(kuò)散，一邊使鍍層中的Fe在該層內(nèi)擴(kuò)散的處理，能夠減少鍍層中的Fe濃度的梯度(Fe濃度的傾斜平坦化)，鍍層中的Fe濃度無論在該厚度方向的任一部分，都平均化為耐剝離性優(yōu)異的最佳濃度(10%左右)，并且由此，能夠使合金化熱浸鍍鋅層對于母材鋼板的密著性相比于以往格外地提高，從而完成了本發(fā)明。
[0021]本發(fā)明是基于如上那樣新的見解完成的，作為基本上以高強(qiáng)度鋼板為母材在其表面形成了合金化熱浸鍍鋅層的鍍敷鋼板，提供一種通過將該鍍層中的Fe濃度梯度平坦化，來改善了鍍層對于母材鋼板的密著性的合金化熱浸鍍鋅層和鍍敷鋼板。另外，本發(fā)明提供加入了使熱浸鍍鋅層中的Fe濃度梯度變小的處理工序的合金化熱浸鍍鋅層的制造方法。
[0022]因此本發(fā)明的要點(diǎn)如下所述。
[0023]( I) 一種合金化熱浸鍍鋅層，是在母材鋼板的表面形成的合金化熱浸鍍鋅層，該合金化熱浸鍍鋅層中的平均Fe量在8.0~12.0%的范圍內(nèi)，并且在該合金化熱浸鍍鋅層中，從與母材鋼板的界面向鍍層外表面鍍層厚度的1/8位置的Fe量(內(nèi)側(cè)附近Fe量)、與鍍層厚度的7/8位置的Fe量(外側(cè)附近Fe量)之差A(yù)Fe的絕對值，在0.0~3.0%的范圍內(nèi)。
[0024](2)—種合金化熱浸鍍鋅鋼板， 在母材鋼板的表面形成了(I)所述的合金化熱浸鍍鋅層，所述母材鋼板，以質(zhì)量％計，含有
[0025]C:0.050 ~0.300%、
[0026]Si:0.10 ~2.50%、
[0027]Mn:0.50 ~3.50%、
[0028]P:0.001 ~0.030%、
[0029]S:0.0001 ~0.0100%、
[0030]Al:0.005 ~1.500%、
[0031]O:0.0001 ~0.0100%、
[0032]N:0.0001 ~0.0100%,
[0033]其余量包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)。
[0034](3)根據(jù)所述(2)的合金化熱鍍鋅鋼板，所述母材鋼板，以質(zhì)量％計，還含有選自
[0035]Cr:0.01 ~2.00%、
[0036]N1:0.01 ~2.00%、
[0037]Cu:0.01 ~2.00%、
[0038]Ti:0.005 ~0.150%、
[0039]Nb:0.005 ~0.150%、
[0040]V:0.005 ~0.150%、
[0041]Mo:0.01 ~1.00%、
[0042]B:0.0001~0.0100%之中的I種或2種以上。
[0043](4)根據(jù)所述(2)或(3)的合金化熱浸鍍鋅鋼板，所述母材鋼板，還含有合計0.0001~0.5000%的選自Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM之中的I種或2種以上。
[0044](5 )根據(jù)所述(2 )~(4 )的任一項的合金化熱鍍鋅鋼板，在所述合金化熱鍍鋅層的表面，形成有包含P氧化物和/或含有P的復(fù)合氧化物的皮膜。
[0045](6) 一種合金化熱浸鍍鋅層的制造方法，以質(zhì)量％計，具有:
[0046]熱浸鍍鋅工序，該工序在母材鋼板的表面實施熱浸鍍鋅，得到熱浸鍍鋅鋼板；
[0047]合金化處理工序，該工序?qū)⑼ㄟ^所述熱浸鍍鋅工序形成的熱浸鍍鋅層，加熱到470~650°C范圍內(nèi)的溫度，形成合金化熱浸鍍鋅層，制造合金化熱浸鍍鋅鋼板；和
[0048]合金化熱鍍鋅層內(nèi)擴(kuò)散處理工序，該工序在合金化處理工序之后，使所述合金化熱浸鍍鋅鋼板滯留在250~450°C范圍內(nèi)的溫度，并且在該溫度范圍內(nèi)實施一次以上的彎曲-回彎加工，使Fe在合金化熱浸鍍鋅層內(nèi)擴(kuò)散。
[0049](7)根據(jù)所述(6)的合金化熱浸鍍鋅層的制造方法，得到下述合金化熱浸鍍鋅鋼板:所述合金化熱浸鍍鋅層內(nèi)擴(kuò)散處理工序后的合金化熱浸鍍鋅層中的平均Fe量在8.0~12.0%的范圍內(nèi)，并且該合金化熱浸鍍鋅層中，從與母材鋼板的界面向合金化熱浸鍍鋅層外表面鍍層厚度的1/8位置的Fe量(內(nèi)側(cè)附近Fe量)、與鍍層厚度的7/8位置的Fe量(外側(cè)附近Fe量)之差Λ Fe的絕對值，在0.0~3.0%的范圍內(nèi)。[0050](8)根據(jù)所述(6)或(7)的合金化熱浸鍍鋅層的制造方法，在所述合金化熱浸鍍鋅層內(nèi)擴(kuò)散處理工序中，實施所述彎曲加工以使得鋼板表面的最大拉伸應(yīng)變量落在0.0007 ~0.0910 的范圍。
[0051 ] (9 )根據(jù)所述(6 )~(8 )的任一項的合金化熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，所述合金化熱浸鍍鋅層內(nèi)擴(kuò)散處理工程之后，實施用于在所述合金化熱浸鍍鋅層的表面形成包含P氧化物和/或含有P的復(fù)合氧化物的皮膜的磷酸系皮膜處理。
[0052](10 )根據(jù)所述(6 )~(9 )之中的任一項的合金化熱浸鍍鋅層的制造方法，其特征在于，作為所述母材鋼板，使用以質(zhì)量％計，含有
[0053]C:0.050 ~0.300%、
[0054]Si:0.10 ~2.50%、
[0055]Mn:0.50 ~3.50%、
[0056]P:0.001 ~0.030%、
[0057]S:0.0001 ~0.0100%、
[0058]Al:0.005 ~1.500%、
[0059]O:0.0001 ~0.0100%、
[0060]N:0.0001 ~0.0100%,
[0061]其余量包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)的母材鋼板。
[0062](11)根據(jù)前述(10)的合金化熱浸鍍鋅層的制造方法，作為所述母材鋼板，使用以質(zhì)量％計,還含有選自
[0063]Cr:0.01 ~2.00%、
[0064]N1:0.01 ~2.00%、
[0065]Cu:0.01 ~2.00%、
[0066]Ti:0.005 ~0.150%、
[0067]Nb:0.005 ~0.150%、
[0068]V:0.005 ~0.150%、
[0069]Mo:0.01 ~1.00%、
[0070]B:0.0001~0.0100%之中的I種或2種以上的鋼板。
[0071](12)根據(jù)所述(10)~(11)的任一項的合金化熱浸鍍鋅層的制造方法，作為所述母材鋼板，使用以質(zhì)量%計，還含有合計0.0001~0.5000%的選自Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM之中的I種或2種以上的鋼板。
[0072]通過本發(fā)明，作為將鋼板、特別是高強(qiáng)度鋼板用作母材的合金化熱浸鍍鋅層和鍍敷鋼板，可以獲得使鍍層對于母材鋼板的密著性切實且充分地提高的亞鍍鋅層和鍍敷鋼板，因此即使在實施彎曲加工、擴(kuò)孔加工等嚴(yán)苛加工的用途中，也可以有效地防止鍍層被破壞而剝離。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0073]圖1是表示鍍層中的平均Fe量與AFe量的絕對值、和鍍層外觀的關(guān)系的圖。
[0074]圖2是表示本發(fā)明的合金化鍍鋅鋼板的抗拉強(qiáng)度和伸長率的關(guān)系的圖?！揪唧w實施方式】
[0075]以下，對于本發(fā)明詳細(xì)地說明。
[0076]本發(fā)明的合金化熱浸鍍鋅層和鍍敷鋼板，是基本上以具有規(guī)定成分組成的高強(qiáng)度鋼板作為母材，在該母材鋼板的表面形成了合金化熱浸鍍鋅層的鋼板。而且，特別是對于合金化熱浸鍍鋅層，不僅規(guī)定該鍍層中的平均Fe量，還規(guī)定了該鍍層的厚度方向的Fe濃度分布(Fe濃度梯度)。
[0077]即，合金化熱浸鍍鋅層，是通過熱浸鍍鋅在母材鋼板的表面形成了鍍Zn層后，進(jìn)行再加熱到Zn熔點(diǎn)以上的溫度，使母材鋼板中的Fe擴(kuò)散到鍍層中的合金化處理由此形成的合金層，成為以Zn-Fe合金為主體的結(jié)構(gòu)。而且本發(fā)明中，合金化熱浸鍍鋅層中的平均Fe量，以質(zhì)量％計，規(guī)定在8.0~12.0%的范圍內(nèi)，并且作為合金化熱浸鍍鋅層內(nèi)的厚度方向的Fe濃度梯度條件，將外側(cè)附近Fe量和內(nèi)側(cè)附近Fe量之差Λ Fe的絕對值規(guī)定在0.0~
0.3%的范圍內(nèi)。因此對于這些條件的限定理由進(jìn)行說明。
[0078][鍍層中的平均Fe量:8.0~12.0%]
[0079]合金化熱浸鍍鋅層中的平均Fe量低于8.0%時，鍍層材質(zhì)變軟，變得容易附著到壓制加工的金屬模具上，其結(jié)果在壓制加工時變得容易產(chǎn)生鱗片(箔片狀的剝離)。因此從耐鱗片性的觀點(diǎn)來看，鍍層的平均Fe量需要規(guī)定在8.0%以上。優(yōu)選規(guī)定在9.0%以上。另一方面，合金化熱浸鍍鋅層中的平均Fe量如果超過12.0%，則鍍層變脆變得容易被破壞，壓制加工時變得容易發(fā)生粉化(粉末狀的剝離)。因此從耐粉化性的觀點(diǎn)來看，鍍層的平均Fe量需要規(guī)定在12.0%以下。優(yōu)選規(guī)定在11.0%以下。這樣，通過將平均Fe濃度規(guī)定在8.0~
12.0%的范圍內(nèi)，優(yōu)選規(guī)定在9.`0~11.0%的范圍內(nèi)，鱗片和粉化的全都變得難以產(chǎn)生，鍍層的密著性變良好。
[0080][鍍層內(nèi)的Fe濃度梯度條件:ΛFe的絕對值0.0~3.0%]
[0081 ] 如上述那樣，在合金化處理后的熱浸鍍鋅層中，通常在其厚度方向存在大的Fe濃度梯度。該Fe濃度梯度，一般顯示在與母材鋼板的界面附近Fe濃度較高、在鍍層外表面附近Fe濃度較低的傾向。而且，在Fe濃度低的表面附近區(qū)域，鍍層材質(zhì)變軟，壓制加工時與金屬模具粘著，容易發(fā)生鱗片剝離。另一方面在與Fe濃度低的母材鋼板的界面附近，鍍層變脆，容易發(fā)生粉化剝離。因此在任一情況下，實施了嚴(yán)苛加工時都容易發(fā)生鍍層的剝離。因此在本發(fā)明中，使鍍層內(nèi)的Fe濃度梯度變小，規(guī)定了 Fe濃度梯度條件，以成為在其厚度方向的任一部分，都難以產(chǎn)生鱗片或粉化的最合適的Fe濃度(8.0~12.0%，優(yōu)選9.0~
11.0%)。即，將與母材鋼板的界面附近的Fe量(內(nèi)側(cè)附近Fe量)、和鍍層外表面附近的Fe量(外側(cè)附近Fe量)之差A(yù)Fe的絕對值，規(guī)定在0.0~3.0%的范圍內(nèi)。在此，內(nèi)側(cè)附近Fe量，是指從與母材鋼板的界面向鍍層的外表面，在鍍層總厚度的1/8位置的Fe量的意思，另外外側(cè)附近Fe量，是指從與母材鋼板的界面向鍍層的外表面，在鍍層總厚度的7/8位置(SP從鍍層外表面向與母材鋼板的界面鍍層總厚度的1/8位置)的Fe量的意思。
[0082]在此，AFe的絕對值如果超過3.0%，則不能充分獲得改善鍍層密著性的效果。因此Λ Fe的絕對值規(guī)定在0.0~3.0%的范圍內(nèi)。Λ Fe的絕對值如果在3.0%以下，則即使實施嚴(yán)苛的加工，在鍍層發(fā)生由鱗片或粉化導(dǎo)致的剝離的可能也變少，鍍層的密著性被改善。再者，為了更加切實地獲得密著性改善效果，優(yōu)選AFe的絕對值設(shè)為2.0%以下，進(jìn)而更優(yōu)選在1.5%以下。[0083]再者，合金化熱浸鍍鋅層的附著量雖然沒有特別地限定，但是從耐蝕性的觀點(diǎn)來看希望在20g/m2以上,從經(jīng)濟(jì)性的觀點(diǎn)來看希望在150g/m2以下。
[0084]此外，合金化熱浸鍍鋅層，是以Zn作為主體，F(xiàn)e被合金化的層，但除了 Zn、Fe以外，即使含有少量的 Al、Pb、Sb、S1、Sn、Mg、Mn、N1、Cr、Co、Ca、Cu、L1、T1、Be、B1、Sr、1、Cs、REM的I種或2種以上，也不損害本發(fā)明的效果，根據(jù)其量有時也有耐蝕性、加工性被改善等好的情況。
[0085]接著說明作為本發(fā)明的合金化鍍鋅鋼板的母材使用的鋼板的成分組成的限定理由。再者在以下的記載中，「％」都表示質(zhì)量％。
[0086][C:0.050 ~0.300%]
[0087]C是為了提高高強(qiáng)度鋼板的強(qiáng)度而含有的。但是，C的含量如果超過0.300%，則可焊性變得不充分。從可焊性的觀點(diǎn)來看，C的含量優(yōu)選0.250%以下，更優(yōu)選0.220%以下。另一方面，C的含量如果低于0.050%，則強(qiáng)度降低，確保900MPa以上的最大抗拉強(qiáng)度變得困難。為了更加提高強(qiáng)度，C的含量優(yōu)選0.075%以上，更優(yōu)選0.100%以上。
[0088][Si:0.10 ~2.50%]
[0089]Si是抑制鋼板中鐵系碳化物的生成，提高強(qiáng)度和成形性的元素。但是，Si的含量如果超過2.50%,則鋼板脆化延展性惡化。從延展性的觀點(diǎn)來看，Si的含量優(yōu)選2.20%以下，更優(yōu)選2.00%以下。另一方面 ，Si的含量低于0.10%時，鍍層的合金化處理中大量生成粗大的鐵系碳化物，強(qiáng)度和成形性惡化。從該觀點(diǎn)來看，Si的下限值優(yōu)選0.30%以上，更優(yōu)選0.45%以上。
[0090][Mn:0.50 ~3.50%]
[0091]Mn是為了提高鋼板的強(qiáng)度而添加的。但是，Mn的含量如果超過3.50%,則在鋼板的板厚中央部生成粗大的Mn濃化部，變得容易發(fā)生脆化，鑄造出的板坯容易發(fā)生裂開等的麻煩。另外，Mn的含量如果超過3.50%，則可焊性也惡化。因此Mn的含量，有必要規(guī)定在
3.50%以下。從可焊性的觀點(diǎn)來看，Mn的含量優(yōu)選3.20%以下，更優(yōu)選3.00%以下。另一方面，如果Mn的含量低于0.50%,則在退火后的冷卻中大量形成軟質(zhì)的組織，所以確保900MPa以上的最大抗拉強(qiáng)度變得困難，因此Mn的含量有必要規(guī)定在0.50%以上。為了更加提高強(qiáng)度，Mn的含量優(yōu)選1.50%以上，更優(yōu)選1.70%以上。
[0092][P:0.001 ~0.030%]
[0093]P有在鋼板的板厚中央部偏析的傾向，使焊接部脆化。P的含量如果超過0.030%,則焊接部大幅地脆化，所以P含量的上限規(guī)定為0.030%。另一方面P的含量低于0.001%時，會伴隨制造成本的大幅增加，所以規(guī)定0.001%為下限值。
[0094][S:0.0001 ~0.0100%]
[0095]S對可焊性以及鑄造時和熱軋時的制造性帶來惡劣影響。因此，S的含量的上限值規(guī)定在0.0100%以下。另外S與Mn結(jié)合形成粗大的MnS，使延展性、拉伸凸緣性降低，所以優(yōu)選0.0050%以下，更優(yōu)選0.0025%以下。另一方面S的含量低于0.0001%，會伴隨制造成本的大幅增加，所以規(guī)定0.0001%為下限值。
[0096][Al:0.005 ~1.500%]
[0097]Al抑制鐵系碳化物的生成提高鋼板的強(qiáng)度和成形性。但是，Al的含量如果超過
1.500%，則可焊性惡化，所以Al含量的上限規(guī)定為1.500%。另外從該觀點(diǎn)來看，Al的含量優(yōu)選1.200%以下，更優(yōu)選0.900%以下。另外，Al作為脫氧材料也是有效的元素，但Al的含量低于0.005%時，不能充分獲得作為脫氧材料的效果，所以Al含量的下限規(guī)定為0.005%。為了更充分地獲得脫氧的效果，Al量優(yōu)選0.010%以上。
[0098][N:0.0001 ~0.0100%]
[0099]N形成粗大的氮化物，使延展性和拉伸凸緣性惡化，所以有必要抑制其添加量。N的含量如果超過0.0100%，則該傾向變得顯著，所以N含量的上限規(guī)定為0.0100%。另外，N成為焊接時的氣泡(blowhole)產(chǎn)生的原因，所以優(yōu)選該含量較少。N含量的下限，即使沒有特別規(guī)定也能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但使N的含量低于0.0001%，會招致制造成本的大幅增加，所以規(guī)定為0.0001%以上。
[0100][O:0.0001 ~0.0100%]
[0101]O形成氧化物，使延展性和拉伸凸緣性惡化，所以有必要抑制其含量。O含量如果超過0.0100%，則拉伸凸緣性的惡化變得顯著，所以O(shè)含量的上限規(guī)定為0.0100%。進(jìn)而，O的含量優(yōu)選0.0080%以下，更優(yōu)選0.0060%以下。O含量的下限，即使沒有特別規(guī)定也能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但O的含量低于0.0001%,會伴隨制造成本的大幅增加，所以規(guī)定0.0001%為下限。
[0102]此外，本發(fā)明的合金化熱浸鍍鋅鋼板的母材鋼板中，根據(jù)需要也可以添加以下的元素。
[0103][Cr:0.01 ~2.00%]
[0104]Cr是抑制高溫下的相變態(tài)，對高強(qiáng)度化有效的元素，可以代替C和/或Mn的一部分添加。Cr的含量如果超過2.00%,則在熱態(tài)下的加工性被損害生產(chǎn)率降低，所以Cr的含量規(guī)定為2.00%以下。Cr含量的下限即使沒有特別規(guī)定也能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但為充分地獲得通過Cr添加所帶來的高強(qiáng)度化效果，Cr的含量優(yōu)選0.01%以上。
[0105][N1:0.01 ~2.00%]
[0106]Ni是抑制高溫下的相變態(tài)，對高強(qiáng)度化有效的元素，可以代替C和/或Mn的一部分添加。Ni的含量如果超過2.00%,則可焊性被損害，所以Ni的含量規(guī)定在2.00%以下。Ni含量的下限即使沒有特別規(guī)定也能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但為充分地獲得通過Ni添加所帶來的高強(qiáng)度化效果，Ni的含量優(yōu)選0.01%以上。
[0107][Cu:0.01 ~2.00%]
[0108]Cu是通過以微細(xì)粒子形式存在于鋼中來提高強(qiáng)度的元素，可以代替C和/或Mn的一部分添加。Cu的含量如果超過2.00%，則可焊性被損害，所以Cu的含量規(guī)定在2.00%以下。Cu含量的下限即使沒有特別規(guī)定也能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但為充分獲得通過Cu添加所帶來的高強(qiáng)度化效果，Cu的含量優(yōu)選0.01%以上。
[0109][T1:0.005 ~0.150%]
[0110]Ti是通過析出物強(qiáng)化、鐵素體晶粒的生長抑制引起的細(xì)晶強(qiáng)化和通過再結(jié)晶抑制的位錯強(qiáng)化，來有助于鋼板的強(qiáng)度上升的元素。但是，Ti的含量如果超過0.150%，則碳氮化物的析出變多成形性惡化，所以Ti的含量規(guī)定為0.150%以下。從成形性的觀點(diǎn)來看，Ti的含量更優(yōu)選為0.100%以下，進(jìn)一步優(yōu)選0.070%以下。Ti含量的下限即使沒有特別規(guī)定也能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但為充分獲得通過Ti添加所帶來的強(qiáng)度上升效果，Ti的含量優(yōu)選0.005%以上。為了鋼板進(jìn)一步的高強(qiáng)度化，Ti的含量更優(yōu)選0.010%以上，進(jìn)一步優(yōu)選0.015% 以上。
[0111][Nb:0.005 ~0.150%]
[0112]Nb是通過析出物強(qiáng)化、鐵素體晶粒的生長抑制引起的細(xì)晶強(qiáng)化和通過再結(jié)晶抑制的位錯強(qiáng)化，來有助于鋼板的強(qiáng)度上升的元素。但是，Nb的含量如果超過0.150%，則碳氮化物的析出變多成形性惡化，所以Nb的含量規(guī)定為0.150%以下。從成形性的觀點(diǎn)來看，Nb的含量更優(yōu)選為0.100%以下，進(jìn)一步優(yōu)選0.060%以下。Nb含量的下限即使沒有特別規(guī)定也能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但為充分獲得Nb添加所帶來的強(qiáng)度上升效果，Nb的含量優(yōu)選0.005%以上。為了鋼板進(jìn)一步的高強(qiáng)度化，Nb的含量更優(yōu)選0.010%以上，進(jìn)一步優(yōu)選0.015%以上。
[0113][V:0.005 ~0.150%]
[0114]V是通過析出物強(qiáng)化、鐵素體晶粒的生長抑制引起的細(xì)晶強(qiáng)化和通過再結(jié)晶抑制的位錯強(qiáng)化，來有助于鋼板的強(qiáng)度上升的元素。但是，V的含量如果超過0.150%，則碳氮化物的析出變多成形性惡化，所以V的含量規(guī)定為0.150%以下。V含量的下限即使沒有特別規(guī)定也能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但為了充分獲得V添加引起的強(qiáng)度上升效果，V的含量優(yōu)選0.005% 以上。
[0115] [Mo:0.01 ~1.00%]
[0116]Mo是抑制高溫下的相變態(tài)，對高強(qiáng)度化有效的元素，可以代替C和/或Mn的一部分添加。Mo的含量如果超過1.00%，則在熱態(tài)下的加工性被損害生產(chǎn)率降低，所以Mo的含量規(guī)定為1.00%以下。Mo含量的下限即使沒有特別規(guī)定也能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但為了充分獲得Mo添加引起的高強(qiáng)度化效果，Mo的含量優(yōu)選0.01%以上。
[0117][W:0.01 ~1.00%]
[0118]W是抑制高溫下的相變態(tài)，對高強(qiáng)度化有效的元素，可以代替C和/或Mn的一部分添加。W的含量如果超過1.00%，則在熱態(tài)下的加工性被損害生產(chǎn)率降低，所以W的含量優(yōu)選1.00%以下。W含量的下限，即使沒有特別規(guī)定也能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但為了充分獲得W帶來的高強(qiáng)度化，W的含量優(yōu)選0.01%以上。
[0119][B:0.0001 ~0.0100%]
[0120]B是抑制高溫下的相變態(tài)，對高強(qiáng)度化有效的元素，可以代替C和/或Mn的一部分添加。B的含量如果超過0.0100%,則在熱態(tài)下的加工性被損害生產(chǎn)率降低，所以B的含量規(guī)定為0.0100%以下。從生產(chǎn)率的觀點(diǎn)來看，B的含量優(yōu)選0.0050%以下，進(jìn)一步優(yōu)選
0.0030%以下。B含量的下限即使沒有特別規(guī)定也能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但為了充分獲得B添加引起的高強(qiáng)度化的效果，B的含量優(yōu)選0.0001%以上。為了更進(jìn)一步的高強(qiáng)度化，B的含量更優(yōu)選0.0003%以上，更優(yōu)選0.0005%以上。
[0121]此外，作為本發(fā)明的合金化熱浸鍍鋅鋼板的母材鋼板，作為其他元素，可以添加合計0.0001~0.5000%的Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM的I種或2種以上。這些元素的添加理由如下所述。
[0122]Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM,是對成形性的改善有效的元素，可以添加I種或2種以上。但是，Ca、Ce、Mg、Zr、Hf和REM的I種或2種以上的含量合計如果超過0.5000%,則反而有可能損害延展性，所以各元素的含量合計優(yōu)選0.5000%以下。Ca、Ce、Mg、Zr、Hf和REM的I種或2種以上的含量的下限，即使沒有特別規(guī)定也能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但為了充分獲得改善鋼板成形性的效果，各元素的含量合計優(yōu)選0.0001%以上。從成形性的觀點(diǎn)來看，Ca、Ce、Mg、Zr、Hf和REM的I種或2種以上的含量合計更優(yōu)選0.0005%以上，進(jìn)一步優(yōu)選0.0010%以上。再者，REM是Rare Earth Metal (稀土金屬)的略稱，是指屬于鑭系的元素。本發(fā)明中，REM> Ce大多用混合稀土合金(misch metal)來添加,有時在La、Ce之外復(fù)合地含有鑭系元素。作為不可避免的雜質(zhì)，即使含有這些La、Ce以外的鑭系元素也能發(fā)揮本發(fā)明的效果。另外，即使添加金屬La、Ce也能發(fā)揮本發(fā)明的效果。
[0123]以上各元素的其余部分，可以是Fe和不可避免的雜質(zhì)。再者，對于所述的Cr、N1、Cu、T1、Nb、V、Mo、W、B，任一個都允許含有低于所述下限值的微量作為雜質(zhì)。另外，對于Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM,也允許含有低于其合計量下限值的極微量作為雜質(zhì)。
[0124]接著，對于作為本發(fā)明的合金化熱浸鍍鋅鋼板的母材所使用的高強(qiáng)度鋼板的組織進(jìn)行說明。
[0125]作為本發(fā)明的合金化鍍鋅鋼板的母材所使用的高強(qiáng)度鋼板，作為其顯微組織，在以板厚的1/4為中心的1/8厚~3/8厚的范圍中，以體積分率計，優(yōu)選具有鐵素體:10~75%,貝氏體鐵素體和/或貝氏體:10~50%、回火馬氏體:10~50%，初生馬氏體:15%以下，殘余奧氏體:20%以下。母材的高強(qiáng)度鋼板是具有這樣組織的鋼板的情況下，成為具有更優(yōu)異的成形性的合金化鍍鋅鋼板。因此，接著對于這些各組織的優(yōu)選條件進(jìn)行說明。
[0126][鐵素體:10~75%]
[0127]鐵素體是對延展性的提高有效的組織，優(yōu)選在鋼板組織中以體積分率計含有10~75%。鐵素體的體積分率低于10%的情況下，有可能得不到充分的延展性。鋼板組織所含有的鐵素體的體積分率，從延展性的觀點(diǎn)來看優(yōu)選含有15%以上，進(jìn)一步優(yōu)選含有20%以上。
[0128]另一方面，鐵素體是軟質(zhì)的組織，所以體積分率如果超過75%則有時得不到充分的強(qiáng)度。為了充分提高鋼板的抗拉強(qiáng)度，鋼板組織所含有的鐵素體的體積分率優(yōu)選65%以下，進(jìn)一步優(yōu)選50%以下。
[0129][貝氏體鐵素體和/或貝氏體:10~50%]
[0130]貝氏體鐵素體和/或貝氏體，是強(qiáng)度和延展性的平衡優(yōu)異的組織，優(yōu)選在鋼板組織中以體積分率計含有10~50%。另外，貝氏體鐵素體和/或貝氏體，是具有軟質(zhì)的鐵素體和硬質(zhì)的馬氏體、回火馬氏體和殘余奧氏體的中間強(qiáng)度的顯微組織，從彎曲性和拉伸凸緣性的觀點(diǎn)來看更優(yōu)選含有15%以上，進(jìn)一步優(yōu)選含有20%以上。另一方面，貝氏體鐵素體和/或貝氏體的體積分率如果超過50%，則屈服應(yīng)力過度提高，形狀凍結(jié)性惡化所以不優(yōu)選。
[0131][回火馬氏體:10~50%]
[0132]回火馬氏體是使抗拉強(qiáng)度大幅提高的組織，可以在鋼板組織中以體積分率計含有50%以下。從抗拉強(qiáng)度的觀點(diǎn)來看，回火馬氏體的體積分率優(yōu)選10%以上。另一方面，鋼板組織所含有的回火馬氏體的體積分率如果超過50%，則屈服應(yīng)力過度提高，形狀凍結(jié)性惡化所以不優(yōu)選。
[0133][初生馬氏體:15%以下]
[0134]初生馬氏體雖然使抗拉強(qiáng)度大幅地提高，但另一方面成為破壞的起點(diǎn)使彎曲性大幅惡化，所以優(yōu)選在鋼板組織中以體積分率計限制在15%以下。為了提高彎曲性和拉伸凸緣性，初生馬氏體的體積分率更優(yōu)選10%以下，進(jìn)一步優(yōu)選5%以下。[0135][殘余奧氏體:20%以下]
[0136]殘余奧氏體使強(qiáng)度和延展性大幅提高，所以在鋼板中含有20%作為上限也無妨。另一方面，殘余奧氏體成為破壞的起點(diǎn)，使拉伸凸緣性大幅惡化，所以體積分率優(yōu)選17%以下，更優(yōu)選15%以下。
[0137][其他組織]
[0138]本發(fā)明中作為母材的高強(qiáng)度鋼板的鋼板組織中，也可以含有珠光體和/或粗大的滲碳體等的上述以外的組織。但是，在高強(qiáng)度鋼板的鋼板組織中如果珠光體和/或粗大的滲碳體變多，則彎曲性惡化。因此，鋼板組織所含有的珠光體和/或粗大的滲碳體的體積分率，優(yōu)選合計10%以下，更優(yōu)選5%以下。
[0139]本發(fā)明中作為母材所使用的高強(qiáng)度鋼板的鋼板組織所含有的各組織的體積分率，例如，可以通過以下所示的方法來測定。
[0140]殘余奧氏體的體積分率，將平行于鋼板的板面并且1/4厚度的面作為觀察面進(jìn)行X射線分析，算出面積分率，可以以此看作是體積分率。
[0141 ] 在此，各組織，即鐵素體、貝氏體鐵素體、貝氏體、回火馬氏體和初生馬氏體的體積分率，將平行于鋼板的軋制方向的板厚截面作為觀察面采取試樣，研磨觀察面，進(jìn)行硝酸乙醇腐蝕液(Nital)腐蝕,用場發(fā)射掃描電子顯微鏡(FE-SEM:Field Emission ScanningElectron Microscope)觀察以板厚的1/4為中心的1/8厚~3/8厚的范圍測定面積分率，可以以此看作是體積分率。
[0142]其次對于用于制造本發(fā)明的合金化熱浸鍍鋅層和鍍敷鋼板的方法進(jìn)行說明。
[0143]本 發(fā)明的制造方法中，直到獲得母材鋼板為止的工序，沒有被特別地限定，因此，在此，首先說明用于在規(guī)定板厚的母材鋼板上形成合金化熱浸鍍鋅層的各工序。但是，形成合金化熱浸鍍鋅層的各工序，也可以加入到母材鋼板的制造過程中的冷軋后的退火工序、特別是冷卻過程中，對于這些點(diǎn)，在后述會再次與母材鋼板的制造方法的說明一同說明。
[0144]本發(fā)明的合金化熱浸鍍鋅層和鍍敷鋼板的制造方法中，在母材鋼板表面形成的合金化熱浸鍍鋅層的工藝，基本上包括熱浸鍍鋅工序、合金化處理工序、鍍層內(nèi)擴(kuò)散處理工序。另外根據(jù)情況，在鍍層內(nèi)擴(kuò)散處理工序后，有時也實施磷酸系皮膜形成處理。以下說明這些工序條件。
[0145][熱浸鍍鋅工序]
[0146]熱浸鍍鋅，與眾所周知的方法相同，通過連續(xù)或非連續(xù)地使母材鋼板浸潰在熱浸鍍鋅浴中來進(jìn)行即可。此時的熱浸鍍鋅浴的溫度，基本上在Zn的熔點(diǎn)(約420°C)以上即可，但接近熔點(diǎn)的情況下，由于浴溫變化Zn有可能局部地凝固，作業(yè)變得不穩(wěn)定，所以通常優(yōu)選440°C以上。另一方面，浴溫如果超過480°C，有可能生成阻礙合金化的Fe-Al-Zn相，所以通常優(yōu)選480°C以下。再者，如所述那樣，在熱浸鍍鋅浴中，除了 Zn以外，即使含有或混入少量的 Al、Pb、Sb、S1、Sn、Mg、Mn、N1、Cr、Co、Ca、Cu、L1、T1、Be、B1、Sr、1、Cs、REM 的 I種或2種以上也沒有問題，根據(jù)其量有耐蝕性、加工性被改善等好的情況。
[0147]再者，合金化熱浸鍍鋅中鍍敷金屬的附著量，從耐蝕性的觀點(diǎn)來看，優(yōu)選20g/m2以上，從經(jīng)濟(jì)性的觀點(diǎn)來看，優(yōu)選150g/m2以下，可以適當(dāng)調(diào)整浸潰時間(通板速度)、浴溫等以變?yōu)檫@樣的附著量。
[0148][合金化處理工序][0149]合金化處理工序，是用于使Fe從母材鋼板向前一工序中在母材鋼板表面所形成的熱浸鍍鋅層中擴(kuò)散的工序，可以加熱到470~650°C的范圍內(nèi)的溫度并保持在該范圍內(nèi)的溫度、或者加熱到470~650°C的范圍內(nèi)的溫度并緩冷至Zn的凝固溫度(約420°C)。在此，用于合金化處理的加熱溫度低于470°C時，使母材鋼板中的Fe充分地擴(kuò)散到鍍層中變得困難，或者為了充分量的Fe擴(kuò)散需要長時間，損害生產(chǎn)率。另一方面，用于合金化處理的加熱溫度如果超過650°C，則發(fā)生在鋼板內(nèi)部生成粗大的鐵系碳化物的問題。因此，用于合金化處理的加熱溫度，規(guī)定在470~650°C的范圍內(nèi)。再者，通過將合金化處理加熱保持在470~650°C的范圍內(nèi)的溫度來實施的情況下，該保持時間，希望規(guī)定在10~120秒的范圍內(nèi)。另外在加熱到470~650°C的范圍內(nèi)的溫度并緩冷至Zn的凝固溫度(約420°C )情況的緩冷時間，優(yōu)選15~200秒。
[0150][鍍層內(nèi)擴(kuò)散處理工序]
[0151]前一工序中實施了合金化處理的熱浸鍍鋅層中，在該鍍層中使Fe擴(kuò)散，進(jìn)行用于減小鍍層中的Fe量的濃度梯度的擴(kuò)散處理，即用于使與母材鋼板的界面附近的Fe量(內(nèi)側(cè)附近Fe量)、和鍍層外表面附近的Fe量(外側(cè)附近Fe量)之差A(yù)Fe的絕對值，落在0.0~
3.0%的范圍內(nèi)的處理。該鍍層內(nèi)擴(kuò)散處理，是在250~450°C的范圍內(nèi)的溫度使合金化處理后的熱浸鍍鋅鋼板滯留，并且在該溫度范圍內(nèi)實施I次以上的彎曲-回彎加工的處理。這樣，通過在250~450°C的范圍內(nèi)的溫度中實施I次以上的彎曲-回彎加工，一邊抑制Fe從母材鋼板向鍍層中的擴(kuò)散，一邊使Fe在鍍層內(nèi)部容易地擴(kuò)散，由此能夠減小鍍層中的Fe濃度梯度。在此，在所述范圍內(nèi)的溫度下的彎曲-回彎加工中，能夠一邊抑制來自母材鋼板的Fe的擴(kuò)散，一邊使鍍層內(nèi)的Fe容易地擴(kuò)散的理由，可以如下這樣考慮。即，通過實施彎曲-回彎加工，主要向鍍層內(nèi)導(dǎo)入原子空位和/或位錯等的缺陷，鍍層內(nèi)的Fe原子的擴(kuò)散活性化，另一方面，母材鋼 板中的Fe原子的擴(kuò)散，由于溫度足夠低而不會發(fā)生，因此從母材鋼板向鍍層中的Fe擴(kuò)散也只能限定地發(fā)生。
[0152]該鍍層內(nèi)的擴(kuò)散處理的溫度低于250°C時，鍍層內(nèi)的Fe擴(kuò)散不充分地進(jìn)行，另一方面如果超過450°C，則開始鍍層的熔融，F(xiàn)e從母材鋼板向鍍層中快速地擴(kuò)散，F(xiàn)e濃度梯度有可能反而變大，另外同時由于鍍層的熔融，熱浸鍍金屬會附著在用于彎曲-回彎加工的輥上，彎曲-回彎加工實際上變得不可能。因此鍍層內(nèi)擴(kuò)散處理的溫度，規(guī)定在250~450°C的范圍內(nèi)。
[0153]優(yōu)選實施一次彎曲加工使得鋼板表面的最大拉伸應(yīng)變量落在0.0007~0.0910的范圍。低于0.0007則不能獲得充分的合金化促進(jìn)化效果。為了充分促進(jìn)合金化，最大拉伸應(yīng)變量優(yōu)選0.0010以上。另一方面，最大拉伸應(yīng)變量如果超過0.0910，則不會保持鋼板的形狀，平坦度惡化。為了良好地保持鋼板的形狀，最大拉伸應(yīng)變量優(yōu)選0.0500以下，進(jìn)一步優(yōu)選0.0250以下。
[0154]本發(fā)明鋼板的板厚是0.6mm~10.0mm。如果低于0.6mm則不能將板的形狀充分地保持平坦，如果超過10.0mm則溫度控制變困難不能獲得規(guī)定的特性。
[0155]軋輥直徑，可以根據(jù)鋼板進(jìn)行選擇以使彎曲加工時的應(yīng)變量成為適當(dāng)值，但也要考慮維修涉及的成本，優(yōu)選50mm~800mm的范圍。再者，向鋼板表面導(dǎo)入的最大拉伸應(yīng)變量，是板的厚度t除以軋輥直徑D和厚度t的和(D+t)的值。
[0156]結(jié)束了這樣的合金化處理的合金化熱浸鍍鋅鋼板，將其保持原樣作為制品板，可以提供于面向汽車外板等的涂裝、壓制加工，但根據(jù)情況，還可以實施如下的磷酸皮膜處理。
[0157][磷酸系皮膜形成工序]
[0158]該磷酸系皮膜形成工序，是用于在實施了鍍層內(nèi)擴(kuò)散處理的合金化熱浸鍍鋅層的表面，形成包含P氧化物和/或含有P的復(fù)合氧化物的皮膜的工序。即，為了提高合金化熱浸鍍鋅鋼板的壓制成形性、深拉深性，通過含有磷酸或含P氧化物的處理液，處理鋼板的鍍面，形成含有P的氧化物層(磷酸系皮膜)，由此賦予對于鋼板的金屬模具的潤滑性和防凝著性，但從以往是在一部分實行的，對于本發(fā)明的合金化熱浸鍍鋅鋼板，也可以進(jìn)行形成這樣的皮膜的處理，該情況下不會損壞本發(fā)明的效果。磷酸系皮膜處理工序的具體條件沒有特別限定，可以在與以往同樣的條件下進(jìn)行。
[0159]接著，對于成為本發(fā)明的合金化熱浸鍍鋅鋼板母材的高強(qiáng)度鋼板的制造方法的優(yōu)選形態(tài)進(jìn)行說明。再者，如上所述，母材鋼板的制造工序中，特別是冷軋后的退火工序的冷卻過程中，可以加入向鋼板表面的熱浸鍍鋅、合金化處理、以及鍍層內(nèi)處理，對于該情況的這些鍍敷相關(guān)的工序也一并說明。再者另外，在以下的母材鋼板的制造方法的說明中所述的各條件，終究只是作為優(yōu)選條件而記述的，母材鋼板的制造方法不被這些條件限定。
[0160]為制造母材鋼板的高強(qiáng)度鋼板，首先，鑄造具有所述的化學(xué)成分(組成)的板坯，并熱軋該板坯。
[0161]提供于熱軋的板坯，可以使用連鑄板坯、用薄板坯連鑄機(jī)等制造的板坯。本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，適合于鑄造后立即進(jìn)行熱軋的連鑄-直接軋制(CC-DR)這樣的工藝。
[0162]熱軋工序中，板坯加熱溫度，規(guī)定為1050°C以上。板坯加熱溫度如果過低，則精軋溫度低于Ar3變態(tài)點(diǎn)，變?yōu)殍F素體和奧氏體的二相區(qū)軋制，熱軋板組織變?yōu)椴痪|(zhì)的混晶組織，即使經(jīng)過冷軋和退火工序不均質(zhì)的組織也不消除，延展性、彎曲性惡化。另外，精軋溫度的降低，招致過度的軋制載荷增加，軋制變得困難，有可能招致軋制后的鋼板的形狀不良，所以板坯加熱溫度優(yōu)選1050°C以上。板坯加熱溫度的上限沒有特別規(guī)定，雖然能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但加熱溫度為過度高溫，則經(jīng)濟(jì)上不優(yōu)選，所以板坯加熱溫度的上限希望在1350°C 以下。
[0163]再者，所述的Ar3變態(tài)點(diǎn)溫度通過下式來計算。
[0164]Ar3=901-325 X C+33 X S1-92 X (Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2) +52 XAl
[0165]所述式中，C、S1、Mn、N1、Cr、Cu、Mo、Al,分別表示各元素的含量[質(zhì)量％]。
[0166]熱軋的精軋溫度，規(guī)定800°C或Ar3點(diǎn)的較高的一方為下限，規(guī)定1000°C為上限。精軋溫度，如果低于800°C，則精軋時的軋制載荷變高，熱軋變得困難，有可能招致熱軋后所獲得的熱軋鋼板的形狀不良。另外，精軋溫度，如果低于Ar3點(diǎn)，則熱軋變?yōu)殍F素體和奧氏體的二相區(qū)軋制，有時熱軋鋼板的組織變?yōu)椴痪|(zhì)的混晶組織。
[0167]另一方面，精軋溫度的上限沒有特別限定，雖然本發(fā)明的效果可發(fā)揮，但精軋溫度為過度高溫的情況下，為了確保該溫度不得不使板坯加熱溫度為過度高溫。因此，精軋溫度的上限溫度,希望在1000°C以下。
[0168]精軋后的鋼板(熱軋鋼板)，通常立即進(jìn)行線圈狀卷繞。此時，如果以超過800°C的溫度卷繞，則在鋼板表面所形成的氧化物的厚度過度增大，酸洗性惡化，所以卷繞溫度規(guī)定在750°C以下。為了提高酸洗性，卷繞溫度優(yōu)選720°C以下，進(jìn)一步優(yōu)選700°C以下。另一方面，卷繞溫度如果低于500°C，則熱軋鋼板的強(qiáng)度過度提高，冷軋變得困難，所以卷繞溫度規(guī)定在500°C以上。為了減輕冷軋的負(fù)荷，卷繞溫度優(yōu)選550°C以上，更優(yōu)選600°C以上。
[0169]對于這樣制造出的熱軋鋼板進(jìn)行酸洗。酸洗可以去除鋼板表面的氧化物，所以對于作為合金化熱鍍鋅鋼板的母材鋼板的熱浸鍍性提高很重要。另外，酸洗可以進(jìn)行一次，也可以分多次進(jìn)行。
[0170]酸洗后的鋼板，原樣地提供給退火工序也無妨，但通過以35~75%的壓下率來實現(xiàn)冷軋，可獲得板厚精度高且具有優(yōu)異形狀的鋼板。壓下率低于35%，則難以保持形狀平坦，最終制品的延展性變得惡劣，所以壓下率規(guī)定在35%以上。另一方面，壓下率超過75%的冷車L，冷軋載荷過于變大，冷軋變得困難。因此，壓下率規(guī)定75%以下為上限。
[0171]再者，對于軋制道次的次數(shù)、各道次每個的壓下率，可沒有特別規(guī)定地發(fā)揮本發(fā)明的效果。
[0172]接著，對獲得的冷軋鋼板實施退火處理。在該退火工序中的冷卻過程中，希望加入對于鋼板表面的熱浸鍍鋅處理、合金化處理、以及鍍層內(nèi)擴(kuò)散處理。因此說明加入了這些鍍敷相關(guān)的工序的母材鋼板的退火處理。
[0173]退火處理，優(yōu)選是使最高加熱溫度在740~870°C的范圍內(nèi)加熱鋼板，接下來，以到680°C為止的平均冷卻速度為1.0~10.(TC /秒，在680°C~500°C的范圍內(nèi)的平均冷卻速度為5.0~200.(TC /秒的方式進(jìn)行冷卻。在此，最高加熱溫度如果超過870°C，則可鍍性顯著惡化。優(yōu)選的最高加熱溫度在850°C以下。另外最高加熱溫度低于740°C，則粗大的鐵系碳化物大量地溶解殘留，彎曲性惡化。優(yōu)選:最高加熱溫度為760°C以上。另外在加熱到最高加熱溫度后的冷卻速度條件偏離所述范圍的情況下，有可能變得得不到滿足如所述這樣的母材鋼板優(yōu)選的顯微組織條件的鋼板。
`[0174]如上所述，以在680°C~500°C的范圍內(nèi)的平均冷卻速度為5.0~200.(TC /秒的
方式冷卻后，暫且冷卻至350~450°C，之后再加熱或者原樣地向熱浸鍍鋅槽浸潰鋼板，進(jìn)行熱浸鍍鋅處理。該熱浸鍍處理，以在所述的[熱浸鍍鋅工序]部分所記載的條件實施即可。
[0175]熱浸鍍處理后，冷卻至比Zn的凝固溫度低的溫度，使附著在鋼板表面的Zn凝固后，進(jìn)行對于熱浸鍍鋅層的合金化處理。即，再加熱至470~650°C，用5~200秒慢慢冷卻至420°C為止，進(jìn)行鍍層的合金化?；蛘?，也允許再加熱到470~650°C的范圍內(nèi)的溫度，并在該范圍內(nèi)的溫度保持10~120秒，由此進(jìn)行鍍層的合金化。對于這些合金化處理的條件，如所述的[合金化處理工序]部分所記載。
[0176]接下來，進(jìn)行用于鍍層內(nèi)的Fe的濃度梯度平坦化的擴(kuò)散處理。即，合金化處理后，使其在該冷卻過程中的250~420°C的范圍內(nèi)的溫度中滯留60~1000秒，或者另外，在合金化處理結(jié)束后暫且冷卻至室溫或者接近室溫后，再加熱到250~420°C范圍內(nèi)的溫度，使其在該范圍內(nèi)的溫度滯留60~1000秒。然后在該溫度區(qū)域內(nèi)，實施一次以上的反復(fù)彎曲回彎變形。該擴(kuò)散處理中的反復(fù)彎曲回彎變形中，如上所述，希望使用半徑在50~800mm范圍內(nèi)的棍、例如使用半徑800mm的棍。
[0177]所述退火工序中，可以控制爐內(nèi)的氣氛，設(shè)置氧化帶、還原帶，使Fe和合金元素的氧化還原反應(yīng)發(fā)生在鋼板的表層，謀求表面的改性和可鍍性的改善。具體而言，規(guī)定氧化帶中燃燒空氣比在0.9以上1.2以下，形成主要由Fe構(gòu)成的外部氧化層，進(jìn)一步在其內(nèi)部使Si參加固定于鋼中，接著在規(guī)定還原帶中水分壓和氫分壓的對數(shù)log (PH20/PH2)在-3.0以上0.0以下的氣氛中進(jìn)行還原，僅將表層的鐵氧化物還原，由此將阻礙可鍍性的Si原樣地留在鋼中，進(jìn)行鍍敷處理。
[0178]另外，兼作為用于鍍敷處理的各工序的退火處理結(jié)束后，冷卻至室溫，之后，為了再次進(jìn)行形狀矯正而實施0.05~3.00%的冷軋也無妨。
[0179]進(jìn)一步，也可以實施如所述那樣的磷酸系皮膜形成處理，形成包含P氧化物和/或含有P的復(fù)合氧化物的皮膜。
[0180]以下，通過實施例具體地說明本發(fā)明。再者以下的實施例，是用于表示根據(jù)本發(fā)明的具體效果的例子，實施例所記載的條件當(dāng)然不限定本發(fā)明的技術(shù)范圍。
[0181]實施例 [0182]鑄造具有表1、表2所不的A~BD的化學(xué)成分(組成)的板還(注:對于表不各化學(xué)成分的表1、表2,表2的左端接續(xù)在表1的右端)，鑄造后立即以表3~表5所不的條件實施熱軋、冷卻、卷繞、酸洗。之后，實驗例3、9、27、32、35、44是原樣地，其他實驗例是在以表3~表5中所述的壓下率實施了冷軋后，以表6~表8所示的條件實施退火，形成實驗例I~83、101~116的鋼板。
[0183]冷軋后的板厚，在實驗例I~29和81~83中是1.0mm，在實驗例30~48中是
2.4mm,在實驗例49~66中是0.8mm,在實驗例67~80中是1.6mm。實驗例101~116的板厚如表8所不。
[0184]冷軋后的退火工序中，加熱至表6~表8中所述的最高加熱溫度，其后的冷卻過程中以表6~表8中的[冷卻速度I]從最高加熱溫度冷卻至680°C，以[冷卻速度2]從680°C冷卻至500°C，進(jìn)一步冷卻至[冷卻停止溫度]。在此，冷卻停止溫度低于430°C的情況下，實施再加熱至430°C以上。進(jìn)一步，浸潰在鍍鋅浴中，實施熱浸鍍鋅處理，之后，作為合金化處理工序，加熱至表6~表8中所述的合金化溫度，花費(fèi)表6~表8中所述的處理時間緩緩冷卻至420°C。
[0185]之后，作為鍍層內(nèi)擴(kuò)散處理工序，在250~420°C范圍內(nèi)的表6~表8中所述的平均溫度中，滯留表6~表8所述的相應(yīng)時間,其間，以表6~表8所述的應(yīng)變量和加工次數(shù)實施通過表6~表8所述半徑的輥進(jìn)行的彎曲-回彎加工后，冷卻至室溫。
[0186]冷卻至室溫后，以條件7~24實施0.15%的冷軋，以條件25~44實施0.60%的冷軋，以條件45~83實施0.25%的冷軋。
[0187]再者，條件26、31是在鍍層表面賦予包含P系復(fù)合氧化物的皮膜的例子，獲得良好的特性。
[0188]表9~表11，是實驗例I~83、101~116的鋼板的顯微組織的分析結(jié)果。顯微組織分率之中，在平行于板面的1/4厚的面進(jìn)行X射線衍射來測定殘余奧氏體(殘余Y )量。其他是測定從1/8厚到3/8厚的范圍中的顯微組織的分率的結(jié)果，切取平行于軋制方向的板厚截面，對研磨成鏡面的截面進(jìn)行硝酸乙醇腐蝕，使用場發(fā)射掃描電子顯微鏡(FE-SEM:Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察求得。
[0189]表12~表14是實驗例I~83、101~116的鋼板的鍍層和特性的評價結(jié)果。鍍層的Fe%使用EDX，以基底鐵/鍍層界面為起點(diǎn)，測定在(1/8X鍍層厚度)~(7/8X鍍層厚度)范圍中的Fe%，求得平均Fe量的同時，求得在(1/8 X鍍層厚度)位置的Fe量和在(7/8 X鍍層厚度)的Fe量之差A(yù)Fe的絕對值，即| AFe%|的值。再者圖1中表示各實驗例中的平均Fe量的值、I AFe%|的值和鍍層外觀的關(guān)系。
[0190]從實驗例I~83、101~116的鋼板采集按照J(rèn)IS Z2201的拉伸試驗片，按照J(rèn)ISZ2241進(jìn)行拉伸試驗，測定了屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、總伸長率。
[0191]另外，進(jìn)行了 90度V彎曲試驗。從實驗例I~83、101~116的鋼板切取35mmX IOOmm的試驗片，機(jī)械研磨剪切面,規(guī)定彎曲半徑為板厚的2倍,規(guī)定完全沒有發(fā)生開裂和/或縮頸的試驗片為合格(0)，有任一可觀察到的情況為不合格(X )。
[0192]再者，對于抗拉強(qiáng)度TS，在TS≥900MPa的情況下可以評價為合格，另外關(guān)于延展性，在TSXEL≥15000MPa.%的情況下可以評價為合格。
[0193]此外，作為鍍層的外觀評價的試驗，進(jìn)行試驗片的回彎，在試驗片上貼上密著膠帶(玻璃紙膠帶)，揭開，用肉眼觀察附著在密著膠帶的鍍層的剝離程度。規(guī)定鍍層沒有剝離的為合格(0)，鍍層有相當(dāng)程度剝離的為不合格(X )。
[0194]在此，實驗例I~83、101~116中，實驗例I~3、5~9、11~14、19、20、23、25~64、67、68、73 ~80、101 ~102、104 ~105、107 ~108、110 ~111、113 ~116 是本發(fā)明例。在這些發(fā)明例中，確認(rèn)出任一個都不僅是機(jī)械性能優(yōu)異，而且加工性、特別是彎曲性也良好，并且鍍層的耐剝離性良好。
[0195]另一方面，在相當(dāng)于比較例的各實驗例中，如下所述，某一性能差。
[0196]即，實驗例16，是熱軋的結(jié)束溫度低的比較例，顯微組織變?yōu)橄蛞环较蛏扉L的不均質(zhì)組織，所以彎曲性惡化。
[0197]實驗例15，是熱軋后的卷繞溫度高的比較例，酸洗性降低，與此相伴鍍層的耐剝離性惡化。
[0198]實驗例4、69，是冷軋后的退火的最高加熱溫度高的條件的比較例，鍍層的耐剝離性惡化。
[0199]實驗例5，是冷軋后的退火的最高加熱溫度低的條件的比較例，存在粗大的鐵系碳化物，含有許多成為破壞起點(diǎn)的粗大的鐵系碳化物，因此鋼板的彎曲性惡化。但是，鍍層沒有剝離獲得了良好的外觀。
[0200]實驗例11，是退火中的冷卻過程的冷卻速度I低的比較例，生成粗大的鐵系碳化物，鋼板的彎曲性惡化。但是，鍍層沒有剝離獲得了良好的外觀。
[0201]實驗例12，是退火中的冷卻過程的冷卻速度I高的比較例，沒有充分生成軟質(zhì)組織，鋼板的延展性和拉伸凸緣性惡化。但是，鍍層沒有剝離獲得了良好的外觀。
[0202]實驗例6，是退火中的冷卻過程的冷卻速度2低的比較例，生成粗大的鐵系碳化物，鋼板的拉伸凸緣性惡化，與此相伴彎曲性惡化。但是，鍍層沒有剝離獲得了良好的外觀。
[0203]實驗例10，是對熱浸鍍鋅層的合金化處理溫度高的比較例，鍍層被過剩地合金化，鍍層的Fe量變得過剩，并且在鋼板內(nèi)部發(fā)生粗大的鐵系碳化物，彎曲性惡化，另外鍍層的耐剝離性也惡化。
[0204]實驗例70，是合金化處理溫度低的比較例，不進(jìn)行鍍層的合金化，鍍層的耐剝離性惡化。
[0205]實驗例17，是合金化處理時間短的比較例，不進(jìn)行鍍層的合金化，鍍層的耐剝離性惡化。
[0206]實驗例18，是合金化處理時間長的比較例，鍍層變?yōu)檫^合金，并且，在鋼板內(nèi)部產(chǎn)生粗大的鐵系碳化物，彎曲性惡化，另外鍍層的耐剝離性也惡化。
[0207]實驗例21、65，是鍍層內(nèi)擴(kuò)散處理工序中的滯留溫度低的比較例，不進(jìn)行鍍層中的Fe%的平均化，鍍層的耐剝離性惡化。
[0208]實驗例22、72，是鍍層內(nèi)擴(kuò)散處理工序中的滯留時間短的比較例，不進(jìn)行鍍層中的Fe%的平均化，鍍層的耐剝離性惡化。
[0209]實驗例23，是鍍層內(nèi)擴(kuò)散處理工序中的滯留時間過長的比較例，在鋼板內(nèi)部產(chǎn)生粗大的鐵系碳化物，鋼板的彎曲性惡化。但是，鍍層沒有剝離可獲得良好的外觀。
[0210]實驗例24、66、71，是鍍層內(nèi)擴(kuò)散處理工序中的加工次數(shù)不足的比較例，不進(jìn)行鍍層中的Fe%的平均化，鍍層的耐剝離性惡化。
[0211]實驗例81~83，是化學(xué)成分脫離了規(guī)定的范圍的例子，任一個都沒有獲得充分的特性。
[0212]實驗 例103和112是鍍層內(nèi)擴(kuò)散處理工序中實施的加工的應(yīng)變量大的比較例，鋼板的形狀不變平坦，沒有進(jìn)行拉伸試驗、彎曲試驗和回彎試驗，作為制品不合格。
[0213]實驗例106和109是鍍層內(nèi)擴(kuò)散處理工序中實施的加工的應(yīng)變量小的比較例，不進(jìn)行鍍層中的Fe%的平均化，鍍層的耐剝離性惡化。
[0214]因此從以上的實驗結(jié)果來看，本發(fā)明在對于母材鋼板的合金化熱浸鍍鋅層的密著性改善中有效是明顯的。
[0215]表1
【權(quán)利要求】
1.一種合金化熱浸鍍鋅層，是在母材鋼板的表面形成的合金化熱浸鍍鋅層，其特征在于，該合金化熱浸鍍鋅層中的平均Fe量在8.0~12.0%的范圍內(nèi)，并且在該合金化熱浸鍍鋅層中，從與母材鋼板的界面向合金化熱浸鍍鋅層外表面合金化熱浸鍍鋅層厚度的1/8位置的Fe量、與合金化熱浸鍍鋅層厚度的7/8位置的Fe量的差Δ Fe的絕對值，在0.0~3.0%的范圍內(nèi)。
2.一種合金化熱浸鍍鋅鋼板，在母材鋼板的表面形成了權(quán)利要求1所述的合金化熱浸鍍鋅層，所述母材鋼板，以質(zhì)量％計，含有
C:0.050 ~0.300%、
S1:0.10 ~2.50%、
Mn:0.50 ~3.50%、
P:0.001 ~0.030%、
S:0.0001 ~0.0100%、
Al:0.005 ~1.500%、
O:0.0001 ~0.0100%、
N:0.0001 ~0.0100%， 其余量包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)。
3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的合金化熱浸鍍鋅鋼板，其特征在于，所述母材鋼板，以質(zhì)量％計，還含有選自
Cr:0.01 ~2.00%、
N1:0.01 ~2.00%、
Cu:0.01 ~2.00%、
T1:0.005 ~0.150%、
Nb:0.005 ~0.150%、
V:0.005 ~0.150%、
Mo:0.01 ~1.00%、 B:0.0001~0.0100%之中的I種或2種以上。
4.根據(jù)權(quán)利要求2或3的任一項所述的合金化熱浸鍍鋅鋼板，其特征在于，所述母材鋼板，還含有合計0.0001~0.5000%的選自Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM之中的I種或2種以上。
5.根據(jù)權(quán)利要求2~4的任一項所述的合金化熱浸鍍鋅鋼板，其特征在于，在所述合金化熱浸鍍鋅層的表面，形成有包含P氧化物和/或含有P的復(fù)合氧化物的皮膜。
6.一種合金化熱浸鍍鋅層的制造方法，其特征在于，具有: 熱浸鍍鋅工序，該工序在母材鋼板的表面實施熱浸鍍鋅； 合金化處理工序，該工序?qū)⑼ㄟ^所述熱浸鍍鋅工序形成的熱浸鍍鋅層，加熱到470~650°C范圍內(nèi)的溫度，形成合金化熱浸鍍鋅層，制造合金化熱浸鍍鋅鋼板；和 合金化熱浸鍍鋅層內(nèi)擴(kuò)散處理工序，該工序在合金化處理工序之后，使所述合金化熱浸鍍鋅鋼板滯留在250~450 °C范圍內(nèi)的溫度，并且在該溫度范圍內(nèi)實施一次以上的彎曲-回彎加工，使Fe在所述合金化熱浸鍍鋅層內(nèi)擴(kuò)散。
7.根據(jù)權(quán)利要求6所述的合金化熱浸鍍鋅層的制造方法，其特征在于，得到下述合金化熱浸鍍鋅鋼板:所述合金化熱浸鍍鋅層內(nèi)擴(kuò)散處理工序后的合金化熱浸鍍鋅層中的平均Fe量在8.0~12.0%的范圍內(nèi)，并且合金化熱浸鍍鋅層中，從與母材鋼板的界面向合金化熱浸鍍鋅層外表面合金化熱浸鍍鋅層厚度的1/8位置的Fe量、與合金化熱浸鍍鋅層厚度的7/8位置的Fe量的差Λ Fe的絕對值，在0.0~3.0%的范圍內(nèi)。
8.根據(jù)權(quán)利要求6或7的任一項所述的合金化熱浸鍍鋅層的制造方法，其特征在于，在所述合金化熱浸鍍鋅層內(nèi)擴(kuò)散處理工序中，實施所述彎曲加工以使得鋼板的表面的最大拉伸應(yīng)變量落在0.0007~0.0910的范圍。
9.根據(jù)權(quán)利要求6~8的任一項所述的合金化熱浸鍍鋅層的制造方法，其特征在于，所述合金化熱浸鍍鋅層內(nèi)擴(kuò)散處理工程之后，實施用于在所述合金化熱浸鍍鋅層的表面形成包含P氧化物和/或含有P的復(fù)合氧化物的皮膜的磷酸系皮膜形成處理。
10.根據(jù)權(quán)利要求6~9的任一項所述的合金化熱浸鍍鋅層的制造方法，其特征在于，作為所述母材鋼板，使用以質(zhì)量％計，含有
C:0.050 ~0.300%、
S1:0.10 ~2.50%、
Mn:0.50 ~3.50%、
P:0.001 ~0.030%、
S:0.0001 ~0.0100%、
Al:0.005 ~1.500%、`
O:0.0001 ~0.0100%、
N:0.0001 ~0.0100%， 其余量包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)的母材鋼板。
11.根據(jù)權(quán)利要求10所述的合金化熱浸鍍鋅層的制造方法，其特征在于，作為所述母材鋼板，使用以質(zhì)量％計，還含有選自
Cr:0.01 ~2.00%、
N1:0.01 ~2.00%、
Cu:0.01 ~2.00%、
T1:0.005 ~0.150%、
Nb:0.005 ~0.150%、
V:0.005 ~0.150%、
Mo:0.01 ~1.00%、 B:0.0001~0.0100%之中的I種或2種以上的鋼板。
12.根據(jù)權(quán)利要求10~11的任一項所述的合金化熱浸鍍鋅層的制造方法，其特征在于，作為所述母材鋼板，使用以質(zhì)量％計，還含有合計0.0001~0.5000%的選自Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM之中的I種或2種以上的鋼板。
【文檔編號】C23C2/26GK103732781SQ201280036894
【公開日】2014年4月16日 申請日期:2012年7月27日 優(yōu)先權(quán)日:2011年7月29日
【發(fā)明者】川田裕之, 丸山直紀(jì), 村里映信, 南昭暢, 安井健志 申請人:新日鐵住金株式會社