高强度熔融镀锌钢板和高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法

专利名称：高强度熔融镀锌钢板和高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法
技术领域：
本发明涉及汽车、电气等产业领域中使用的成型性优异、具有良好的镀敷特性的 高强度熔融镀锌钢板和高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法。
背景技术：
近年来，出于地球环境保护的考虑，汽车的燃料消耗上升已成为重要的课题。因 此，通过车体材料的高强度化来谋求薄壁化，要使车体本身轻质化的趋势活跃。但是，钢板 的高强度化招致成型性的降低，因此希望开发同时具有高强度和高成型性的材料。对于这样的要求，迄今已开发了铁素体_马氏体两相钢(DP钢)、利用了残留奥氏 体的相变诱发塑性的TRIP钢(Transformation InducedPlasticity)等各种复合组织钢 板。例如，专利文献1中提出了通过规定化学成分和热轧条件和退火条件，使表面性状和弯 曲加工性优异的低屈服比高张力钢板及其制造方法；专利文献2中提出了通过规定化学成 分和马氏体量和制造方法，而具有优异的机械特性的高强度钢板及其制造方法；专利文献 3中提出了通过对规定成分的钢规定热轧条件和退火条件，使弯曲性优异的钢板的制造方 法；专利文献4中提出了通过规定马氏体分率和其粒径和机械特性，使碰撞安全性和成型 性优异的钢板及其制造方法。此外，专利文献5中提出了通过规定化学成分和构成相和其 硬度比，使拉伸凸缘性优异的钢板；专利文献6中提出了通过规定化学成分和构成相、其粒 径、硬度比等，使疲劳特性优异的钢板。这些钢板为了改善实际使用时的防锈性，有时对表面实施镀敷。其中，为了确保压 制性、点焊接性、涂料密合性，多使用在镀敷后实施热处理使钢板的Fe向镀敷层中扩散的 合金化熔融镀锌，进行了各种钢板的开发。作为有关熔融镀锌钢板的提案，专利文献7中提出了通过规定化学成分和残留奥 氏体量，使延展性和加工性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板及其制造方法；专利文献8 中提出了通过规定化学成分和马氏体分率及其粒径，使拉伸凸缘性和耐碰撞特性优异的高 强度钢板、高强度熔融镀锌钢板和高强度合金化熔融镀锌钢板及其制造方法；专利文献9 中提出了通过规定化学成分和铁素体粒径和其集合组织以及马氏体分率，使拉伸凸缘性、 形状冻结性和耐碰撞特性优异的高强度钢板、高强度熔融镀锌钢板和高强度合金化熔融镀 锌钢板及其制造方法。此外，专利文献10 13中，提出了通过对于规定成分的钢规定在连续熔融镀锌生 产线的热处理条件，使伸长、扩孔、弯曲性优异的钢板的制造方法。专利文献14、15中，提出 了通过规定化学成分和在熔融镀锌生产线的制造条件，使拉伸凸缘性、弯曲性优异的高强 度熔融镀锌钢板、高强度熔融镀锌钢板的制造方法和设备。此外，作为也考虑了镀敷性、镀敷品质的钢板，专利文献16中提出了通过规定化 学成分和马氏体量、镀敷被膜中的Fe浓度，使形状冻结性、镀敷密合性和延展性优异的钢 板；专利文献17中提出了通过规定化学成分和残留奥氏体量、镀敷被膜中的Fe、Al浓度，使延展性和制片性、粉化性优异的钢板。此外，专利文献18中，在高Si、高Mn钢中为了确保镀 敷表面外观，提出了通过将在镀敷钢板和基底钢板的界面附近形成的Si-Mn浓化层控制为 适当的形态，而呈现无不镀敷部分的良好表面外观的熔融镀锌钢板。专利文献19中，提出 了通过规定化学成分和制造条件，使成型性和镀敷密合性优异的高强度合金化熔融镀锌钢 板。专利文献1 特许第1853389号公报专利文献2 特表2003-505604号公报专利文献3 特许3610883号公报专利文献4 特开平11-61327号公报专利文献5 特开平10-60593号公报专利文献6 特开平7-11383号公报专利文献7 特许3527092号公报专利文献8 特开2003-213369号公报专利文献9 特开2003-213370号公报专利文献10 特许第2862186号公报专利文献11 特许第2862187号公报专利文献12 特许第2761095号公报专利文献13 特许第2761096号公报专利文献14 特开平6-93340号公报专利文献15 特开平6-108152号公报专利文献16 特开2004-115843号公报专利文献17 特开2002-47535号公报专利文献18 特开2001-288550号公报专利文献19 特许第3459500号公报但是，上述的发明存在以下所述的课题。例如，专利文献1中规定在单相域中退 火，其后的冷却以6 20°C /秒冷却到400°C，但熔融镀锌钢板的情况下，必须考虑镀敷密 合性，而且到400°C的冷却由于冷却到镀浴温度以下，镀敷前必须升温，对于镀浴前不具有 升温设备的CGL(连续式熔融镀锌生产线)无法制造。此外，专利文献2、3、4、6、7、9中，没 有考虑拉伸凸缘性，特别是实施了熔融镀锌的情况下，无法稳定地获得镀敷密合性、拉伸凸 缘性。专利文献5中，提出了通过使构成相为铁素体和贝氏体或珠光体，而确保拉伸凸 缘性，但在这种情况下，不能获得足够的延展性。专利文献8中，通过规定化学成分和马氏 体的粒径和面积率，谋求拉伸凸缘性和耐碰撞特性的改善，但在铁素体和马氏体的复合组 织下，特别是实施熔融镀锌时，无法稳定地获得良好的拉伸凸缘性。专利文献10中，虽然延展性优异，但没有考虑扩孔性、弯曲性，相反地，专利文献 11、12中，虽然扩孔性、弯曲性优异，但没有考虑延展性。此外，专利文献13中，以延展性的 改善为主要目的，扩孔性不足，对于这些发明钢，其适用部位受到限制。此外，专利文献14、 15中，由于必须在熔融镀锌生产线内的热处理中进行回火生成马氏体，因此直至Ms点以下 的冷却后，进行再加热的设备是必要的。
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此外，专利文献16、17中，虽然能够确保镀敷性、镀敷密合性，但没有考虑拉伸凸 缘性，特别是实施了熔融镀锌的情况下，无法稳定地获得镀敷密合性、拉伸凸缘性。专利文 献18中，界面附近的晶界存在Si-Mn浓化层的情况下，表面外观优异，但关于确保机械特性 则并不充分，还存在特性的波动显著的课题。专利文献19中，提出了通过规定化学成分和制造条件，使成型性和镀敷密合性优 异的钢板，但若只是专利文献19中规定的成分和制造条件，特性的波动大，未必能够得到 成型性优异的钢板。本发明解决上述课题，提供具有良好的镀敷特性，成型性优异的拉伸强度590MPa 级的高强度熔融镀锌钢板和高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法。

发明内容
为了实现上述目的的本发明的要旨如下所述。(1)高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，用具有DFF(Direct Fired Furnace)型或N0F(Non Oxidizing Furnace)型的加热带的CGL，以使加热带的气氛气体组 成的C0/H20比(容量比)为0.001 0.8，加热带出侧的钢板温度为700°C以上、使宽度方 向温度偏差小于20°C，进而加热带内的400°C 加热带出侧温度的平均升温速度为10°C / 秒以上的方式，加热钢板，接着在700 940°C的温度范围退火15 600秒，接着以;TC /秒 以上的冷却速度冷却到440 550°C的温度范围的温度后，在200秒以内使440 550°C的 钢板浸渍于440 500°C的熔融镀锌浴中，实施熔融镀锌，其中作为化学成分以质量％计， 该钢板含有 C 0. 005% 0. 12%,Si 0. 7%~ 1. 8%,Mn 0. 5%~ 2. 8%,P 0. 以下、S 0. 07%以下、A1 1. 0%以下、N 0. 008%以下，余部由Fe和不可避免的杂质组成。(2) (1)的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，作为化学成分以质量％ 计，(1)的钢板还含有选自 Cr :0. 05% 1. 2%、V 0. 005% 1. 0%、Mo 0. 005% 0. 5% 中的1种或2种以上的元素。(3) (1)或(2)的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，作为化学成分 以质量％计，⑴或⑵的钢板还含有选自Ti :0.01% 0. 1%、Nb :0.01% 0. 1%、B 0. 0003% 0. 0050%, Ni 0. 05% 2. 0%, Cu 0. 05% 2. 0% 中的 1 种或 2 种以上的元
o(4)⑴ (3)中任 项的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，作为化 学成分以质量％计，(1) (3)中任一项所述的钢板还含有选自Ca:0. 001% 0.005%、 REM 0. 001% 0. 005%中的1种或2种以上的元素。(5)高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，采用(1) (4)中任一 项的高强度熔融镀锌钢板的制造方法实施熔融镀锌后，接着将钢板加热到460 600°C进 行合金化处理。
具体实施例方式本发明人为了得到延展性和拉伸凸缘性优异的高强度熔融镀锌钢板，从钢板的微 观组织、化学成分，进而从镀敷层附近的钢板组织的观点出发，反复进行了深入研究。其结 果在以往在拉伸凸缘性的确保困难的由没有回火的马氏体和铁素体构成的DP钢中，在铁
5素体的分率和硬度的控制的同时，通过最佳地控制形成于与镀敷层的界面附近的钢板表层 的氧化物的分布形态、其大小，发明了不仅镀敷表面外观和延展性优异，而且可以确保足够 的拉伸凸缘性的高强度熔融镀锌钢板的制造方法和高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方 法。以下对本发明进行详细说明。一般地，对于铁素体和没有进行回火的硬质的马氏体的二相构造，已知尽管可以 确保延展性，但由于铁素体和马氏体的硬度差大，因此无法获得足够的拉伸凸缘性。因此， 通过以铁素体为主相，使硬质第二相为含有碳化物的贝氏体、珠光体，从而可以抑制硬度 差，谋求确保拉伸凸缘性，但在这种情况下，问题在于不能确保足够的延展性。此外，使第二 相为马氏体或残留奥氏体(也包括含残留奥氏体的贝氏体)的情况下，为了同时确保延展 性和拉伸凸缘性，例如，进行了使第二相组织为马氏体和贝氏体的混合组织等的研究。但 是，为了使第二相为各种相的混合组织，并且高精度地控制其分率等，热处理条件的精密控 制是必要的，常常在制造稳定性等方面产生问题。本发明人不仅对上述的各相的硬度差、分率和机械特性的关系进行详细研究，而 且对实施了镀敷时的特性变化和其改善的可能性也进行了研究。研究时，特别是在熔融镀 锌生产线的热处理中，关注于认为不需要特别的设备并可以最稳定地制造的由铁素体和没 有进行回火的马氏体构成的DP钢的特性改善的可能性，详细地进行了研究。其结果发现，关于钢板自身的相结构和机械特性的关系，通过将铁素体固溶强化 并且大幅地增加其分率，从而使硬度差产生的拉伸凸缘性的降低程度大幅地减小，硬度差 的影响几乎消失。此外，通过最大限度地利用该效果，在以没有回火的马氏体为第二相的DP 钢中，发现能够确保足够的拉伸凸缘性。此外，通过利用铁素体的固溶强化，从而谋求增加 铁素体分率时的强度确保，确定本发明钢的母材组织。这样，铁素体的固溶强化以强度确保为主要目的而进行，以往，硬质第二相为没有 回火的马氏体的情况下，即使利用铁素体的固溶强化能力，硬度差的减小的效果也不足，通 过体积分率的最优化，能够确保拉伸凸缘性，这点是本发明的特征之一。具体地，通过使铁 素体的体积分率为90%以上，能够抑制硬度差产生的拉伸凸缘性的劣化，此时通过使铁素 体的HV(维氏硬度)为120以上，能够确保强度，获得本发明的钢板组织。此外，上述钢板组织通过在700 940°C的温度范围将钢板退火15 600秒，接 着以3°C /秒以上的冷却速度冷却到440 550°C的温度范围的温度后，在200秒以内使 440 550°C的钢板浸渍于440 500°C的熔融镀锌浴中，实施熔融镀锌而得到，作为化学 成分以质量％计，该钢板含有 C :0. 005% 0. 12%,Si 0. 7%~ 1. 8%,Mn :0.5% 2.8%、 P 0. 以下、S 0. 07%以下、A1以下、N:0. 008%以下，余部由Fe和不可避免的杂 质组成。通过上述热经历，能够确保所需的组织，获得良好的机械特性，但由于在钢板中大 量添加作为易氧化性元素的Si、Mn,因此对于以往的连续熔融镀锌过程，产生不镀敷、合金 化延迟，引起镀敷密合性的劣化。此外，具有上述的钢板组织的情况下，实施了熔融镀锌时拉伸凸缘性的波动大，可 知未必稳定地获得足够的拉伸凸缘性。因此，本发明人对于实施了这样的熔融镀锌时拉伸 凸缘性产生波动的主要原因进行了深入研究。
其结果发现，为了确保镀敷性而使钢板表层生成内部氧化物等介在物时，镀敷层 和钢板的界面存在的氧化物(Si、Mn系)的分布状态影响拉伸凸缘性。而且发现，通过减少 这样的氧化物在钢板表面的晶界的存在量，能够稳定地确保拉伸凸缘性。具体地，相对于直 至镀敷层正下方的基铁(base iron)表层3 y m的区域的晶界的全长，使析出了氧化物的晶 界的长度为50%以下，从而拉伸凸缘性稳定。此外，在直至镀敷层正下方的基铁表层3 ym 的区域中使在晶界析出的氧化物沿着晶界的平均长度为0. 3 ym以下时，能够更稳定地确 保优异的拉伸凸缘性。该效果基本上在其他组织构造的情况下也同样，但特别是在本发明的钢板组织即 利用了没有回火的马氏体和铁素体的DP钢的情况下，具有大的效果。其原因认为是，与第 二相为回火马氏体、贝氏体、珠光体的情况相比，对于利用更硬质的没有回火的马氏体和铁 素体的本发明钢，冲压等剪切加工时、剪切加工后的拉伸凸缘成型时的钢板表层区域的空 隙的产生的容易性变得显著。对于使直至镀敷层正下方的基铁表层3 u m的区域的晶界的氧化物的析出状态如 前所述的方法，本发明人进行了深入研究。其结果获知，用具有DFF型或N0F型的加热带的 CGL，以使加热带中的气氛气体组成的C0/H20比为0. 001 0. 8 (容量比)，加热带出侧的钢 板温度为700°C以上、使宽度方向温度偏差小于20°C，并且使加热带内的400°C 加热带出 侧温度的温度范围的平均升温速度为10°C /秒以上的方式加热后，进行重结晶退火，从而 能够使选自Si、Mn、Al、P中的1种以上的氧化物在直至镀敷层正下方的基铁表层3 ym的 区域的基铁表层结晶粒内和/或结晶晶界析出，而且此时相对于直至镀敷层正下方的基铁 表层3 ym的区域中的晶界的全长，氧化物等介在物析出的晶界的长度为50%以下，其结果 能够防止不镀敷、合金化延迟和合金化延迟引起的合金不均的产生、镀敷密合性的劣化和 拉伸凸缘性的劣化两者。这是因为，钢板表层内部氧化，从而生成Si、Mn、Al、P等易氧化性 元素的缺乏层，由于Si、Mn、Al、P等易氧化性元素变得难以选择氧化，因此有效果。进而， 为了使镀敷密合性改善，使熔融镀锌浴温为440 500°C，使钢板温度为440 550°C进行 浸渍，实施熔融镀锌。如上所述，本发明在以下方面具有特征对于以往拉伸凸缘性的确保困难的由没 有回火的马氏体和铁素体构成的DP钢，通过大幅地增加铁素体的分率，使与第二相的硬度 差产生的对于拉伸凸缘性的劣化的影响减轻，使钢板自身的拉伸凸缘性提高，进而通过使 与镀敷层的界面附近的钢板组织最优化，能够无波动地稳定地确保良好的拉伸凸缘性，同 时即使将铁素体相固溶强化，使硬质第二相的分率降低，也能够确保强度，并且最大限度地 利用铁素体相的优异的加工性，确保延展性。这样，本发明人为了得到延展性和拉伸凸缘性优异的高强度熔融镀锌钢板，从钢 板的微观组织、化学成分，进而镀敷层附近的钢板组织的观点出发，反复深入研究。其结 果，对于以往拉伸凸缘性的确保困难的由没有回火的马氏体和铁素体构成的DP钢，除了铁 素体的分率和硬度控制外，通过最佳地控制形成于与镀敷层的界面附近的钢板表层的氧化 物，从而能够确保足够的拉伸凸缘性，并且发明了延展性、镀敷密合性优异的钢板的制造方 法。其次，对本发明的高强度熔融镀锌钢板和高强度合金化熔融镀锌钢板的化学成分 进行说明。再有，各元素的含量的单位均为“质量％”，但以下如无特别说明，仅用“％”表
7不。C :0· 005% 0. 12%C是钢板的高强度化必不可缺的元素，如果小于0. 005%，难以满足钢板的强度的 确保和规定的特性。另一方面，如果C量超过0. 12%，不仅确保铁素体分率为90%以上 变得困难，而且焊接部和热影响部的硬化显著，焊接性劣化。从这样的观点出发，使C量 为0. 005% 0. 12%。为了稳定地确保铁素体分率，优选为小于0. 08%，更优选为小于 0. 04%。Si :0· 7% 1.8%Si是铁素体生成元素，而且是对铁素体的固溶强化有效的元素，为了确保延展性 和确保铁素体的硬度，0.7%以上的添加是必要的。但是，Si的过量添加，由于产生红垢等， 因此引起表面性状的劣化、镀敷附着、密合性的劣化。因此，Si的添加量为0.7% 1.8%。 优选为大于0.9%。Mn :0· 5% 2. 8%Mn是对于钢的强化有效的元素。此外，还是使奥氏体稳定化的元素，是第二相的分 率调整所必需的元素。因此，Mn必须添加0.5%以上。另一方面，如果使Mn超过2. 8%而 过量地添加，第二相分率变得过大，铁素体分率的确保变得困难。因此，使Mn量为0.5% 2.8%。优选为1.6%以上。P:0. 以下P是对于钢的强化有效的元素，但如果超过0. 而过量地添加，由于晶界偏析而 引起脆化，使抗冲击性劣化。此外，如果超过0. 1%，使合金化速度大幅地延迟。因此，使P 量为0. 以下。S:0.07% 以下S成为MnS等的介在物，成为抗冲击性的劣化、沿着焊接部的金属流的开裂的原 因，因此可尽可能地低，但从制造成本方面出发，使其为0. 07 %以下。Al (sol. Al) :1· 0% 以下Al是铁素体生成元素，是对于控制制造时的铁素体生成量有效的元素。但是，Al 的过量添加使制钢时的板坯品质劣化。因此，Al的添加量为1. 0%以下。优选为0. 5%以 下。N :0· 008% 以下N是使钢的耐时效性最大劣化的元素，越少越好，如果超过0. 008 %，耐时效性的 劣化变得显著。因此，使N量为0.008%以下。本发明的钢板以以上的基本成分和铁为主要成分。所谓主要成分，意在不破坏不 可避免的杂质的含有和上述基本成分的作用，而使它们的作用提高，或者不妨碍能够改善 机械、化学特性的元素的含有，可以含有例如选自下述的Cr、V、Mo中的1种以上的元素。Cr 0. 05% 1. 2%,V 0. 005% 1. 0%,Mo 0. 005% 0. 5%Cr、V、Mo具有从退火温度冷却时抑制珠光体的生成的作用，因此可根据需要添加。 其效果在Cr :0. 05%以上、V :0. 005%以上、Mo :0. 005%以上获得。但是，如果分别超过Cr 1.2%, V 1.0%, Mo 0. 5%而过量地添加，产生第二相分率过大引起的显著的强度上升等 的担心。因此，添加这些元素时，使其量分别为Cr 1. 2%以下、V 1. 0%以下、Mo :0. 5%以
8下。此外，可以含有下述的Ti、Nb、B中的1种以上的元素。Ti 0. 01% 0. l%、Nb 0. 01% 0. 1%Ti、Nb对于钢的析出强化有效，其效果在各自为0.01%以上时获得，只要为本发 明中规定的范围内，就可以用于刚的强化。但是，如果超过0. 1%，加工性和形状冻结性降 低。因此，添加Ti、Nb时，使其添加量分别为Ti 0. 01% 0. l%、Nb :0. 01% 0. 1%。B 0. 0003% 0. 0050%B具有抑制铁素体从奥氏体晶界生成、生长的作用，因此可根据需要添加。其效果 在0.0003%以上时获得。但是，如果超过0.0050%，加工性降低。因此，添加B时，使其为 0. 0003% 0. 0050%。此外，可含有下述Ni、Cu中的1种以上的元素。Ni 0. 05% 2. 0%,Cu 0. 05% 2. 0%Ni、Cu是对于钢的强化有效的元素，只要在本发明规定的范围内，就可以用于钢的 强化。此外，促进内部氧化，提高密合性。其效果在各自为0. 05%以上时获得。但是，如果超 过2. 0%而添加，则使钢板的加工性降低。因此，添加Ni、Cu时，使其添加量分别为0. 05% 2. 0%。此外，可含有下述的Ca、REM中的1种以上的元素。Ca 0. 001% 0. 005%, REM 0. 001% 0. 005%Ca和REM是使硫化物的形状成为球状，改善硫化物对拉伸凸缘性的不良影响的有 效元素。其效果在各自为0.001%以上时获得。但是，过量的添加引起介在物等的增加，引 起表面和内部缺陷等。因此，添加Ca、REM时，使其添加量分别为0. 001% 0. 005%。上述以外的余部是Fe和不可避免的杂质。其次，对于本发明的高强度熔融镀锌钢板和高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方 法进行说明。本发明中，使用具有DFF型或NOF型的加热带的CGL (连续式熔融镀锌生产线)，将 具有上述化学组成的钢板加热退火后，实施熔融镀敷。为了在镀敷层正下方的基铁表层导入氧化物等介在物，退火过程中增加钢板表层 的氧电势，能够使基铁表层部内部氧化。例如是如下方法通过用具有DFF型或NOF型的 加热带的CGL，使加热带出侧的钢板温度为700°C以上，使Fe系垢附着在钢板表层，该Fe系 垢在下一还原带中成为氧供给源，将钢板表层内部氧化。如果加热带出侧的钢板温度小于 700Fe系垢的生成量不足，因此在还原带进行还原退火时不形成内部氧化层，产生不镀 敷、合金化延迟、合金化延迟引起的合金不均，镀敷密合性劣化。如果加热带出侧的钢板温 度不小于还原带中的退火温度，则无法获得所希望的组织，因此使加热带出侧的钢板温度 小于还原带中的退火温度。如果加热带出侧板温为上述温度以上，则氧化物存在的晶界的 比例超过50%，并且氧化物的沿着晶界的平均长度超过0.3 μ m。此外，加热带出侧的钢板 温度必须使宽度方向温度偏差为小于20°C。如果温度偏差为20°C以上，则宽度方向的钢板 组织、内部氧化物层的形成量变化，因此局部的机械特性差增大，因此产生塑性加工时的变 形行为不均，其结果拉伸凸缘性劣化。加热带出侧的钢板温度的宽度方向温度偏差通过在加热带的宽度方向设置的多个燃烧器的输出调节来调节。具体地，由于钢板的两端部的温度容易上升，因此通过边观察 宽度方向的放射温度计测定的温度分布边调节燃烧气体的流量来减小宽度方向设置多个， 例如4个燃烧器中两端部的2个燃烧器的输出，从而能够将宽度方向温度偏差控制在小于 20°C。此外，使加热带内的400°C 加热带出侧温度的平均升温速度为10°C/秒以上。如 果平均升温速度小于10°c /秒，升温过程中由加热带气氛供给的氧扩散到钢板表层部的内 部，从而形成过剩的内部氧化层。其结果，在下一还原带进行还原退火时对拉伸凸缘性最产 生影响的直至镀敷层正下方的基铁表层3 μ m的区域中，相对于晶界全长，氧化物等介在物 析出的晶界的长度超过50%，或在晶界析出的氧化物的沿晶界的平均长度超过0.3 μ m，拉 伸凸缘性劣化。再有，为400°C以上的原因在于，如果小于400°C，基本上不形成Fe系垢。此外，使加热带内的气氛气体组成的C0/H20比(容量比)为0. 001 0. 8。由于 加热带中混入了焦炭气等燃烧气体，因此气体组成遍及多种，其中作为未燃气体的一种的 CO具有通过与H2O解离平衡，从而将H2O还原为H2的效果。因此，如果CO浓度上升，则钢板 的氧化得到抑制。另一方面，H2O通过在钢板表面分解放出0，从而使钢板氧化。因此，为了 积极地氧化钢板，必须抑制CO浓度，使H2O的相对量增多。不过，如果超过0. 8，即使使DFF 出侧温度为700°C以上，由于还原效果占优，因此不能确保Fe的氧化量，产生不镀敷、合金 化延迟、合金化延迟引起的合金不均，镀敷密合性确保困难，因此不适合。如果小于0. 001， 加热带中的Fe的氧化量变得过剩，因此在还原带不能还原，氧化物存在的晶界的比例超过 50%,并且氧化物沿着晶界的平均长度超过0. 3 μ m，因此不适合。再有，DFF或NOF的气氛气体组成，以往将所有焦炭气与空气混入的产物燃烧进行 控制。但是，焦炭气因焦炭的成分、煤的原产地等，组成不断变动，因此如果单纯地与空气混 入使其燃烧，并不能控制co/H2O。因此，本发明中，为了控制CO/H2O比，当不在上述范围内 时必须在炉外设置Co、水蒸汽的发生装置从而另外混入。其次，在还原带，通过在700 940°C的温度范围，具体地在奥氏体单相域或奥氏 体相和铁素体相的2相域进行15 600秒再结晶退火，使之成为铁素体分率90%以上、 HV120以上。退火温度小于700°C时、退火时间小于15秒时，存在钢板中的碳化物没有充分 溶解的情况、铁素体的再结晶没有完成而没有得到目标特性的情况。另一方面，如果退火温 度超过940°C，奥氏体粒的生长显著，引起由退火后的冷却产生的来自第二相的铁素体的核 生成位点的减少，有时无法得到本发明目标的钢板组织。此外，退火时间超过600秒的退 火，伴随着大量的能量消耗而引起成本增加。因此，使退火温度为700 940°C，使退火时间 为15 600秒。退火后，以3°C /秒以上的冷却速度冷却到440 550°C的温度范围的温度后，在 200秒以内实施熔融镀锌。冷却速度小于3°C /秒时，有时珠光体析出，无法得到目标组织。 此外，如果在440 550°C的温度范围直至在镀浴中的浸渍时间超过200秒，有时贝氏体相 变等进行，无法得到目标组织。对于熔融镀锌，熔融镀锌钢板(没有进行镀敷层的合金化处理。本说明书中也有 时记载为GI)制造时在0. 12 0. 22质量％的溶解Al量的镀浴中，合金化熔融镀锌钢板 (熔融镀锌后进行合金化处理。本说明书中也有时记载为GA。)制造时在0.08 0.18质 量％的溶解Al量的镀浴中，在板温440 550°C下将钢板浸入镀浴中进行，用气体擦拭等
10调节附着量。熔融镀锌浴温度可以为通常的440 500°C的范围，进而实施合金化处理时， 希望将钢板加热到460 600°C进行处理。如果超过600°C，碳化物从未相变奥氏体中析出 (有时珠光体化)，无法得到目标组织，产生延展性的劣化，而且粉化性也劣化。如果小于 460°C，合金化不进行。使镀敷附着量为每单面20 150g/m2。如果小于20g/m2，则耐蚀性劣化。如果超 过150g/m2，成本上升，并且耐蚀效果饱和。进行合金化处理时，使合金化度(被膜中Fe% )为7 15质量％。如果小于7质 量％，产生合金化不均，外观性劣化，或者生成所谓ζ相，滑动性劣化。如果超过15质量％， 大量形成硬质、脆的Γ相，镀敷密合性劣化。铁素体的HV使用所谓维氏硬度计，以N = 5 (5点测定)进行，由压痕径换算硬度， 求出平均值。为了确认镀敷层正下方的钢板表层部中的介在物的形成状况，将截面进行了镜面 研磨的样品的SEM(扫描型电子显微镜)观察、或通过FIB(集束离子束)等薄片化的样品 的截面TEM(透射型电子显微镜)观察等是有效的。介在物的鉴定可以通过用例如截面研 磨样品的SEM-EDS (能量分散型X射线分析)、ΕΡΜΑ(电子束微型分析仪)、FE-AES (电场发 射型_俄歇电子光谱仪)、更详细的解析用从薄片化样品、截面研磨试料取得的复制品试料 的TEM-EDS等进行。存在析出物的晶界的比例，可通过SEM或TEM的截面观察像，实测待观察的结晶晶 界的长度和晶界上析出物所占的长度，取其比而进行评价。此时，根据状况进行二进位等图 像处理也是有效的。此外，对于在晶界析出的氧化物的沿晶界的长度，同样地采用SEM或 TEM的截面观察像进行实测。在所有情况下，为了提高精度，取多个评价数是重要的。例如，在SEM观察中，优选 在5000倍下对于任意的5视野以上，关于分析点对于任意的10点以上进行评价，取它们的 平均值作为评价值。再有，关于本发明钢板的制造方法，只要是具有DFF型或NOF型的加热带的CGL， 除此之外钢板可用任意的设备实施热处理。此外，本发明中，假定使钢原材料经过通常的制 钢、铸造、热轧的各工序进行制造的情况，但也可以是例如通过薄壁铸造等将热轧工序的一 部分或全部省略而进行制造的情况。镀敷的原材料钢板可以是热轧钢板、热轧工序后经过 了冷轧工序的冷轧钢板的任一种。实施例以下通过实施例对本发明进行更为详细地说明，但下述实施例并不限定本发明， 在不改变本发明主旨的情况下进行设计变更均包括在本发明的技术范围内。对于将表1所示化学成分的钢熔炼得到的铸片进行热压、酸洗后，通过冷轧形成 1.2mm厚的冷轧钢板。然后，用具有DFF型加热带的CGL，适当变更加热带出侧温度和空气 比以及根据需要将H20、C0导入加热带适当变更C0/H20比进行加热。用放射温度计测定DFF 出侧钢板温度和宽度方向温度分布。在奥氏体单相域或二相域进行热处理后，用463°C的镀 锌浴实施镀敷，或者进而实施合金化处理。对于得到的钢板实施0. 3%的调合轧制。DFF出侧的钢带温度的宽度方向温度偏差采用如下方法进行调节通过边观察由 宽度方向的放射温度计测定的温度分布边调节燃烧气体的流量来减少在加热带中在宽度
11方向设置的4个燃烧器的两端部的2个燃烧器输出，来控制温度偏差。两端部的输出与中心 部2个的燃烧器输出完全相同的情况下，两端部的温度上升，宽度方向温度偏差超过20°C。钢板截面组织(与轧制方向平行的面)使用扫描型电子显微镜(SEM)以2000倍 进行10视野观察，测定各相的面积率，鉴定各结晶粒的相结构。再有，对于组织观察样品， 为了谋求马氏体和残留奥氏体的区别，将实施了 200°c X2小时的热处理的样品和制品原 样(没有在200°C下回火2小时)的样品供给试验。该200°C X2小时的热处理使得在没 有产生相分率的变化的情况下只由马氏体生成碳化物而能与残留奥氏体区别，通过与制品 原样样品的比较，确认没有产生其他变化。铁素体的HV使用所谓维氏硬度计，以N = 5进行，由压痕径换算硬度，求出平均值。此外，为了镀敷层正下方的钢板表层部的介在物形态、固溶量的评价，在与钢板轧 制方向垂直的截面对供试钢进行镜面研磨，从而制作镀敷/母材界面的截面试料。析出物在晶界所占的长度的比例，对于上述试料使用SEM以倍率5000倍，在5视 野取得镀敷/母材界面附近的反射电子像。在能够用各个反射电子像确认的结晶晶界中， 实测直至基底钢板的深度3μ m的范围所含的长度、和晶界上所占的各个析出物的长度，对 其比例取观察的5视野分的平均值作为评价值。在晶界存在的析出物的长度的平均值，在上述的SEM像的评价中，测定各个析出 物沿晶界的方向的长度，算出其平均值。拉伸试验是对于将钢板加工为JIS5号试验片的试验片，按照JISZ2241进行。测 定TS(拉伸强度)、T.E1(总伸长)，求出用强度和总伸长的积(TSXT.E1)表示的强度-伸 长平衡的值。再有，本发明中，对于TS JfTS彡590MPa的情况判定为良好，对于TSXT.E1， 将TSXT. El彡17700 (MPa · % )的情况判定为良好。拉伸凸缘性按照日本钢铁联盟标准JFST1001进行。将得到的各钢板切割为 IOOmmX IOOmm后，以清除率12%冲切直径IOmm的孔后，使用内径75mm的模头以挤压力9 吨进行挤压的状态下，将60°圆锥的冲头压入孔，测定龟裂产生极限的孔直径，由下述的 式，求出极限扩孔率λ (%)，由该极限扩孔率的值评价拉伸凸缘性。再有，本发明中，对于 TSX λ，将 TSX λ 彡 47200 (MPa · % )判定为良好。极限扩孔率λ (% ) = {(Df-D0) /D0} X 100其中，Df为龟裂发生时的孔径(mm)，D0为初期孔径(mm)。镀敷特性，对于没有合金化的熔融镀锌钢板，镀敷后评价外观和密合性，对于合金 化熔融镀锌钢板，评价合金化处理后的外观和密合性(粉化性)。对于没有合金化的熔融镀锌钢板的外观评价，镀敷后目视观察外观，将无不镀敷 的记为〇，将具有不镀敷的记为X。对于密合性，在落球冲击试验中，从Im高度使1. 8kg的 锤落到1/2英寸的冲头上，用Cellotape (注册商标)剥离镀敷钢板的击中部分，目视判定 有无镀敷层剥离，如下所述进行评价。〇无镀敷层的剥离X 镀敷层剥离将外观评价、密合性评价两者均为〇的评价为镀敷特性良好(评价〇)，将至少任 一个的评价为χ的评价为镀敷特性不良(评价X)。
12
对于合金化熔融镀锌钢板的外观评价，目视观察合金化处理后的外观，将无合金 化不均、不镀敷的记为〇，将具有合金化不均、不镀敷的记为X。此外，对于密合性，通过荧 光X射线对在镀敷钢板上粘贴Cellotape (注册商标)，使胶带面弯曲90°返回时的每单位 长度的剥离量，测定Zn计数，按照下述的基准将等级1、2评价为良好(〇)，将3以上评价
为不良(X)。荧光X射线计数等级0以上且小于5001(好)500以上且小于100021000 以上且小于 200032000 以上且小于 300043000 以上5(差)将外观评价、密合性评价两者均为〇的评价为镀敷特性良好(评价〇)，将至少任 一个的评价为χ的评价为镀敷特性不良(评价X)。将这些评价结果汇总记载于表2 表5中。由这些结果可知，满足本发明中规定的 技术特征的钢板，能确保所要的拉伸强度，强度_伸长平衡的值和拉伸凸缘性的平衡优异， 而且镀敷特性也良好，可得到目标特性。表1
表2
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14表 5
产业上的可利用性根据本发明，能够提供具有良好的镀敷特性，成型性优异的拉伸强度590MPa级的 高强度熔融镀锌钢板的制造方法和高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，产业上的利用 价值非常大，特别是对于汽车车体的轻质化和防锈化极其有益，工业效果大。
权利要求
一种高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，用具有DFF型或NOF型的加热带的CGL，以使加热带的气氛气体组成的CO/H2O比即容量比为0.001～0.8，加热带出侧的钢板温度为700℃以上、使宽度方向温度偏差小于20℃，进而加热带内的400℃～加热带出侧温度的平均升温速度为10℃/秒以上的方式，加热钢板，接着在700～940℃的温度范围退火15～600秒，接着以3℃/秒以上的冷却速度冷却到440～550℃的温度范围的温度后，在200秒以内使440～550℃的钢板浸渍于440～500℃的熔融镀锌浴中，实施熔融镀锌；其中，作为化学成分以质量％计，所述钢板含有C0.005％～0.12％、Si0.7％～1.8％、Mn0.5％～2.8％、P0.1％以下、S0.07％以下、Al1.0％以下、N0.008％以下，余部由Fe和不可避免的杂质组成。
2.根据权利要求1所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，作为化学 成分以质量％计，权利要求1所述的钢板还含有选自Cr :0. 05% 1.2%、V 0. 005% 1. 0%,Mo 0. 005% 0.5%中的1种或2种以上的元素。
3.根据权利要求1或2所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，作为化学 成分以质量％计，权利要求1或2所述的钢板还含有选自Ti :0.01% 0. l%,Nb :0.01% 0. 1%, B 0. 0003%— 0. 0050%, Ni 0. 05% 2. 0%, Cu 0. 05% 2. 0%中的 1 种或 2 种 以上的元素。
4.根据权利要求1 3中任一项所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于， 作为化学成分以质量％计，权利要求1 3中任一项所述的钢板还含有选自Ca 0. 001% 0. 005%, REM 0. 001% 0. 005%中的1种或2种以上的元素。
5.一种高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，采用权利要求1 4中 任一项所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法实施熔融镀锌后，接着将钢板加热到460 600°C进行合金化处理。全文摘要
高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其中，用具有DFF型或NOF型的加热带的CGL，以使加热带的气氛气体组成的CO/H2O容量比为0.001～0.8，加热带出侧的钢板温度为700℃以上、使宽度方向温度偏差小于20℃，进而加热带内的400℃～加热带出侧温度的平均升温速度为10℃/秒以上的方式，加热钢板，接着在700～940℃的温度范围退火15～600秒，接着以3℃/秒以上的冷却速度冷却到440～550℃的温度范围的温度后，在200秒以内使440～550℃的钢板浸渍于440～500℃的熔融镀锌浴中，进行熔融镀锌；以质量％计，该钢板含有C0.005％～0.12％、Si0.7％～1.8％、Mn0.5％～2.8％、P0.1％以下、S0.07％以下、Al1.0％以下、N0.008％以下，余部由Fe和不可避免的杂质组成。采用该方法得到具有良好的镀敷外观、成型性优异的拉伸强度590MPa级的高强度熔融镀锌钢板。
文档编号C21D9/46GK101903556SQ20088012100
公开日2010年12月1日 申请日期2008年12月18日 优先权日2007年12月20日
发明者伏胁祐介, 杉本芳春, 松田广志, 河野崇史, 铃木善继 申请人:杰富意钢铁株式会社