高强度热浸镀锌钢板的制作方法
【专利摘要】一种高强度热浸镀锌钢板，该钢板含有主要成分，该钢板以体积分数计将贝氏体和马氏体的合计量设为40%以上，含有8%以上60%以下的残余奥氏体，并且含有低于40%的铁素体，其余量包含不可避免的组织。该热浸镀锌钢板，在热浸镀锌层与基底钢板的界面具有平均厚度为0.1μm以上2μm以下的包含Fe、Al和Zn以及不可避免的杂质的金属间化合物，并且，该金属间化合物的晶体粒径为0.01μm以上1μm以下。除去所述热浸镀锌层之后的基底钢板表面的算术平均粗糙度Ra为0.1μm以上、2.0μm以下，并且，粗糙度曲线中的轮廓曲线要素的平均长度RSm为5μm以上、300μm以下。可提供以高强度钢板为基材，能够抑制裂纹和断裂的成形性优异的高强度热浸镀锌钢板。
【专利说明】高强度热浸镀锌钢板
【技术领域】
[0001]本发明涉及热浸镀锌钢板。更详细地讲，本发明涉及能够容易地实现高强度(例如，抗拉强度为980MPa以上)、成形性优异、能够很合适地用作为汽车领域、以及家电领域、建材领域等的构件的高强度热浸镀锌钢板。
【背景技术】[0002]一直以来，热浸镀锌钢板以汽车领域为中心被使用，但在基材使用高强度(例如，抗拉强度为980MPa以上)的高强度钢板的热浸镀锌钢板中，在进行弯曲加工等的强加工的情况下，特别是基底钢板容易发生裂纹，而且，较多地确认到由于向该部分的应力集中以至于断裂的情况。
[0003]从这样的观点出发，例如专利文献I中提示了通过退火气氛控制而使镀浴浸溃前的钢板表面的Si浓化量为某个值以下。但是，这样的退火气氛控制自身较困难。
[0004]另外，专利文献2中记载了一种高强度钢板，其中，Si+Al满足0.7%以上，作为钢板组织，下贝氏体和全部马氏体的合计量相对于钢板组织整体的面积率为10%以上90%以下、残余奥氏体量为5%以上50%以下、上贝氏体中的贝氏体铁素体(bainitic ferrite)相对于钢板组织整体的面积率为5%以上。专利文献3中记载了一种合金化热浸镀锌钢板，其中，显微组织以面积率计含有20~75%的铁素体、5~25%的残余奥氏体，上述铁素体的平均晶体粒径为ΙΟμπι以下。专利文献4中记载了一种合金化热浸镀锌钢板，其是在钢板表面从钢板侧起依次形成有gamma相、gamma I相与δ I相的混在层、δ I相或δ I相和ζ相的合金化热浸镀锌钢板，gamma相的平均厚度为1.5 μ m以下、gamma I相与δ I相的混在层的平均厚度不到gamma相的平均厚度的2倍，gamma I晶体的平均纵横尺寸比(通过截面观察得到的长边与短边的比)为2以上。
[0005]此外，专利文献5中记载了一种合金化热浸镀锌钢板，其中，合金化热浸镀锌层具有下述化学组成，即，以质量％计，含有Fe: 10~15%以及Al:0.20~0.45%，其余量由Zn以及杂质组成，钢板与合金化热浸镀锌层的界面密着(附着)强度为20MPa以上。专利文献6中记载了一种耐冲击密着性优异的合金化热浸镀锌钢板，其特征在于，在一面或两面具有20~100g/m2的镀层附着量，镀层的平均Fe含有率为8~16%，镀层中的gamma相的厚度为0.2~1.5 μ m。专利文献7中记载了一种热浸镀锌钢板，其中，在镀锌皮膜中，从基底钢板侧起依次存在Fe-Al系合金层、Fe-Zn系合金层以及镀锌层，Fe-Al系合金层中的Al含量为10mg/m2以上300mg/m2以下，上述Fe-Zn系合金层的厚度为镀锌皮膜厚度的1/2以下。专利文献8中记载了一种合金化热浸镀锌钢板，其中，与镀覆皮膜/钢基界面接触的铁-锌合金晶体为每I μ m界面5.5个以上。
[0006]但是，对于高强度(例如，抗拉强度为980MPa以上)的高强度钢板，尚不知道其效果充分的热浸镀锌钢板。
[0007]在先技术文献
[0008]专利文献[0009]专利文献1:日本专利申请平4-211887号公报
[0010]专利文献2:日本特开2010-65273号公报
[0011]专利文献3:日本特开2011-17046号公报
[0012]专利文献4:日本特开平10-306360号公报
[0013]专利文献5:日本特开2006-97102号公报
[0014]专利文献6:日本特开平6-93402号公报
[0015]专利文献7:日本特开2006-307302号公报
[0016]专利文献8:日本特开2000-144362号公报
【发明内容】
[0017]本发明的目的在于，提供一种成形性优异的高强度热浸镀锌钢板，其是以高强度(例如，抗拉强度为980MPa以上)的高强度钢板为基材的热浸镀锌钢板，能够有效地抑制开裂和断裂。
[0018]本发明人刻苦研究的结果，发现:通过在热浸镀锌层与基底钢板界面以规定范围的厚度析出主要包含Fe和Al以及Zn的金属间化合物，而且将除去上述热浸镀锌层之后的钢板表面的Ra和RSm控制在规定的范围，能够抑制强加工时的钢板的开裂和断裂，提高成形性。
[0019]即，本发明为成形性优异的高强度热浸镀锌钢板。本发明可包含例如以下的方案。
[0020]〔 I〕一种高强度热浸镀锌钢板，其特征在于，
[0021]是在钢板的表面施加了热浸镀锌层的热浸镀锌钢板，
[0022]所述钢板是以质量％计含有
[0023]C:0.10% 以上、0.4% 以下、
[0024]Si:0.01% 以上、0.5% 以下、
[0025]Mn:1.0% 以上、3.0% 以下、
[0026]O:0.006% 以下、
[0027]P:0.04% 以下、
[0028]S:0.01% 以下、
[0029]Al:0.1 以上、3.0% 以下、
[0030]N:0.01% 以下，
[0031]其余量包含Fe以及不可避免的杂质的钢板，
[0032]而且，该钢板的组织，以体积分数计，将贝氏体和马氏体的合计量设为40%以上，含有8%以上60%以下的残余奥氏体，并且含有低于40%的铁素体，包含其余量的不可避免的组织，
[0033]该热浸镀锌钢板，在上述热浸镀锌层与基底钢板的界面具有包含Fe、Al和Zn以及不可避免的杂质的金属间化合物的层，金属间化合物的层的平均厚度为0.ΙμL?以上2μL?以下，并且，该金属间化合物的晶体粒径为0.01 μ m以上I μ m以下，并且，
[0034]除去上述热浸镀锌层之后的基底钢板表面的算术平均粗糙度Ra为0.1 μ m以上、
2.0 μ m以下，并且，粗糙度曲 线中的轮廓曲线要素的平均长度RSm为5 μ m以上、300 μ m以下。[0035]〔 2〕根据〔I〕所述的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，在钢中进一步含有
[0036]Cr:0.05% 以上、1.0% 以下、
[0037]Ni:0.05% 以上、1.0% 以下、
[0038]Cu:0.05% 以上、1.0% 以下、
[0039]Nb:0.005% 以上、0.3% 以下、
[0040]Ti:0.005% 以上、0.3% 以下、
[0041]V:0.005% 以上、0.5% 以下、
[0042]B:0.0001% 以上、0.01% 以下、
[0043]Ca:0.0005% 以上、0.04% 以下、
[0044]Mg:0.0005% 以上、0.04% 以下、
[0045]La:0.0005% 以上、0.04% 以下、
[0046]Ce:0.0005% 以上、0.04% 以下、
[0047]Y:0.0005% 以上、0.04% 以下
[0048]中的I种或2种以上。
[0049]〔3〕一种高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，
[0050]将钢材加热至1100~1300°C，在精轧温度为Ar3温度以上的条件下实施热轧处理，所述钢材以质量％计含有
[0051]C:0.10% 以上、0.4% 以下、
[0052]Si:0.01% 以上、0.5% 以下、
[0053]Mn:1.0% 以上、3.0% 以下、
[0054]O:0.006% 以下、
[0055]P:0.04% 以下、
[0056]S:0.01% 以下、
[0057]Al:0.1 以上、3.0% 以下、
[0058]N:0.01% 以下，
[0059]其余量包含Fe以及不可避免的杂质；
[0060]将上述热轧后的钢板在700°C以下的卷取温度卷取，并进行冷轧；
[0061]将上述冷轧后的钢板在最高加热温度为750V~900°C的条件下退火；
[0062]将上述退火后的钢板以在500~750°C的范围中的冷却速度为3~200°C /秒的条件冷却到镀浴浸溃温度，其后在350~500°C保持10~1000秒；
[0063]在镀浴浸溃时的钢板温度为从比热浸镀锌浴温度低40°C的温度到比热浸镀锌浴温度高50°C的温度的温度范围的条件下，将上述钢板在氢分压Ph2、水蒸气分压P.的比的对数log (PH20/PH2)的值为-5以上、-2以下、氮含量为95质量％以上的氮气氛中在Al浓度WA1、Fe浓度WFe以质量％计满足下述关系式(1)、(2)的热浸镀锌浴中浸溃处理，
[0064]0.01 ≤ ffFe ≤ 0.05...(I),
[0065]0.07 ≤(WA1_WFe)≤ 0.30...(2),
[0066]上述冷轧时的最终机架的辊表面中，其算术平均粗糙度Ra为0.1ym以上、8.0ym以下，并且，粗糙度曲线中的轮廓曲线要素的平均长度RSm为5μπι以上、1200μπι以下，[0067]在此，Ar3= 901-325XC+33XS1-92X (Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)，C、S1、Mn、N1、Cr、Cu、Mo表不各自的成分的含量(质量％),在不含有的情况下为O。
[0068]〔4〕根据〔3〕所述的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，上述冷轧时的最终机架的I个前段的辊表面中，其算术平均粗糙度Ra为0.1 μ m以上、8.0 μ m以下，并且，粗糙度曲线中的轮廓曲线要素的平均长度RSm为5μπι以上、1200μπι以下。
[0069]根据本发明，能提供一种成形性优异的高强度热浸镀锌钢板。本发明的高强度热浸镀锌钢板，其制造也能够比较容易地稳定地实施。因此，特别是作为以近年的轻量化为目标的汽车用的钢板最合适地使用，产业上的价值极大。
【专利附图】
【附图说明】
[0070]图1是表示金属间化合物的厚度、粒径与成形性的关系的图。图中的〇、口、Λ、Χ的标绘(Plot)意指关于后述的成形性的评价结果，〇、口、Λ都是成形性合格的实施例，X是成形性不合格的比较例。
[0071]图2是表示基底钢板的粗糙度与成形性的关系的图。图中的〇、口、Λ、Χ的标绘意指关于后述的成形性的评价结果，〇、口、Λ都是成形性合格的实施例，X是成形性不合格的比较例。
【具体实施方式】
[0072]以下依次说明本发明。
[0073]首先，对成分的限定理由进行说明。再者，％意指质量％。
[0074]C:C是使钢板的强度上升的元素。但是，当低于0.1%时，难以同时实现980MPa以上的抗拉强度和可加工性。另一方面，当超过0.40%时，点焊接性的确保变得困难。因此，将其范围设为0.1~0.40%O C含量优选为`0.12~0.3%，进一步优选为0.13~0.28%。
[0075]Si =Si是强化元素，在使钢板的强度上升方面有效。另外，从抑制渗碳体的析出，有助于残余奥氏体的稳定化来看，必须添加。当低于0.01%时，高强度化的效果小，另外，当超过0.5%时，可加工性降低。因此，Si含量设为0.01~0.5%的范围。Si含量优选为0.05~0.45%，进一步优选为0.15~0.42%。
[0076]Mn =Mn是强化元素，在使钢板的强度上升方面有效。但是，当低于1.0%时，难以得到980MPa以上的抗拉强度。相反地，当较多时，助长与P、S的共偏析，招致可加工性的显著的劣化，因此将3.0%作为上限。因此，Mn含量设为1.0~3.0%的范围。Mn含量优选为
2.0~2.7%,进一步优选为2.03~2.6%。
[0077]O:0形成氧化物，使伸长率、弯曲性和扩孔性劣化，因此需要抑制添加量。特别是氧化物作为夹杂物存在的情况较多，当存在于冲裁端面、或者切断面时，在端面形成缺口状的伤或粗大的凹坑，因此在扩孔时或强加工时招致应力集中，成为裂纹形成的起点，造成大幅度的扩孔性或者弯曲性的劣化。这在O超过0.006%时其倾向变得显著，因此将O含量的上限设为0.006%。即，O作为杂质限制在0.006%以下。O含量优选为0.004%以下，进一步优选为0.003%以下。当O含量低于0.0001%时，会招致过度的成本增高，在经济上不理想，因此0.0001%为实质的下限。
[0078]P:P具有在钢板的板厚中央部偏析的倾向，使焊接区脆化。当超过0.04%时，焊接区的脆化变得显著，并且成形性也劣化，因此将其合适范围设为0.04%以下。即，P作为杂质限制在0.04%以下。P含量优选为0.03%以下，进一步优选为0.025%以下。P的下限值不作特别规定，但低于0.0001%时在经济上不利，因此优选将0.0001%这一值作为下限值。
[0079]S:S对焊接性、铸造时以及热轧时的制造性造成不良影响。由此来看，将其上限值设为0.01%以下。即，S作为杂质限制在0.01%以下。S含量优选为0.006%以下，进一步优选为0.005%以下。S的下限值不作特别规定，但低于0.0001%时在经济上不利，因此优选将0.0001%这一值作为下限值。另外，S与Mn结合形成粗大的MnS，使弯曲性和扩孔性等的成形性劣化，因此需要尽量减少。
[0080]Al:A1促进铁素体形成，使延展性提高，因此可以添加。另外，作为脱氧材也能够有效使用。若低于0.1%则其效果不充分。而过量的添加会使Al系的粗大夹杂物的个数增大，成为扩孔性劣化和表面伤的原因。由此来看，将Al添加的上限设为3.0%。Al含量优选为0.2~1.5%，进一步优选为0.3~1.0%。
[0081]N:N形成粗大的氮化物，使弯曲性、扩孔性劣化，因此需要抑制添加量。这在N超过0.01%时此倾向变得显著，因此将N含量的范围设为0.01%以下。N含量优选为0.007%以下，进一步优选为0.005%以下。而且，由于成为焊接时的气孔发生的原因，因此N含量少为好。下限不作特别规定，虽能发挥本发明的效果，但N含量设为低于0.0005%时，招致制造成本的大幅度的增加，因此0.0005%为实质的下限。
[0082]Cr:Cr是强化元素，并且在淬火性的提高方面很重要。但是，当低于0.05%时，得不到这些效果，因此将下限值设为0.05%。相反地，当含量超过1.0%时，对制造时以及热轧时的制造性造成不良影响，因此将上限值设为1.0%。Cr含量优选为0.6%以下，进一步优选为0.5%以下。
[0083]Ni =Ni是强化元素，并且在淬火性的提高方面很重要。而且，带来热浸镀的润湿性的提高和反应的促进，因此可以添加Ni。但是，当低于0.05%时，得不到这些效果，因此将下限值设为0.05%。相反地，当含量超过1.0%时，`对制造时以及热轧时的制造性造成不良影响，因此将上限值设为1.0%。Ni含量优选为0.7%以下，进一步优选为0.6%以下。
[0084]Cu =Cu是强化元素，并且在淬火性的提高方面很重要。而且，带来热浸镀的润湿性的提高和反应的促进，因此可以添加Cu。但是，若低于0.05%则得不到这些效果，因此将下限值设为0.05%。相反地，当含量超过1%时，对制造时以及热轧时的制造性造成不良影响，因此将上限值设为1.0%。Cu含量优选为0.6%以下，进一步优选为0.5%%以下。
[0085]Nb =Nb是强化元素。利用析出物强化、抑制铁素体晶粒的生长所带来的细粒强化以及通过抑制再结晶的位错强化，有助于钢板的强度上升。当添加量低于0.005%时，得不到这些效果，因此将下限值设为0.005%。当含量超过0.3%时，碳氮化物的析出变多，成形性劣化，因此将上限值设为0.3%。Nb含量优选为0.25%以下，进一步优选为0.20%以下。
[0086]Ti =Ti是强化元素。利用析出物强化、抑制铁素体晶粒的生长所带来的细粒强化以及通过抑制再结晶的位错强化，有助于钢板的强度上升。当添加量低于0.005%时，得不到这些效果，因此将下限值设为0.005%。当含量超过0.3%时，碳氮化物的析出变多，成形性劣化，因此将上限值设为0.3%。Ti含量优选为0.25%以下，进一步优选为0.20%以下。
[0087]V:V是强化元素。利用析出物强化、抑制铁素体晶粒的生长所带来的细粒强化以及通过抑制再结晶的位错强化，有助于钢板的强度上升。当添加量低于0.005%时，得不到这些效果，因此将下限值设为0.005%。当含量超过0.5%时，碳氮化物的析出变多，成形性劣化，因此将上限值设为0.5%。V含量优选为0.45%以下，进一步优选为0.3%以下。
[0088]B通过添加0.0001%以上对晶界的强化和钢材的高强度化有效，但其添加量超过0.01%时，不仅其效果饱和，而且使热轧时的制造性降低，因此将其上限设为0.01%。
[0089]能够添加合计为0.0005~0.04%的选自Ca、Mg、REM中的I种或2种以上。Ca、Mg以及REM是用于脱氧的元素，优选含有合计为0.0005%以上的其中的I种或2种以上。REM是稀土金属(Rare Earth Metal)。但是，当Ca、Mg以及REM的含量按合计量计超过0.04%时，会成为成形加工性恶化的原因。因此，将含量设为合计为0.0005~0.04%。再者，在本发明中，REM以混合稀土(Misch metal)的形式来添加的情况较多,有除了 La和/或Ce之外还复合地含有镧系的元素的情况。即使作为不可避免的杂质而含有这些La和Ce以外的镧系的元素，也能发挥本发明的效果。但是，即使添加了金属La和/或Ce，也能发挥本发明的效果。
[0090]下面说明钢材的组织。
[0091]本钢板，需要含有合计为40%以上的贝氏体和马氏体。贝氏体和马氏体对确保伸长率和强度是必要的。以体积分数计，如果低于40%，则其效果缺乏，因此将下限值设为40%。
[0092]另外，需要含有体积分数为8%以上60%以下的残余奥氏体。通过含有残余奥氏体，能够同时实现高强度化和进一步的延展性的提高。当体积分数低于8%时，其效果难以得到，因此将其下限设为低于8%。将上限设为60%以下是由于，当超过60%时，贝氏体或马氏体的体积分数变得低于40%，不能确保充分的伸长率和强度。残余奥氏体的体积分数优选为9~40%，进一步优选为10~30%。
[0093]另外，铁素体需要设`为低于40%。铁素体使延展性提高，但若为40%以上，则不能确保强度。作为铁素体的形态，除了多边形铁素体之外，也可以含有针状铁素体。
[0094]另外，所谓本发明中的「其余量的不可避免的组织」指珠光体组织。
[0095]再者，上述显微组织的各相、铁素体、马氏体、贝氏体、奥氏体、珠光体以及其余组织的鉴定、存在位置的观察以及面积率的测定，利用硝酸乙醇腐蚀液试剂以及日本特开59-219473号公报中公开的试剂，腐蚀钢板轧制方向截面或与轧制方向垂直的方向的截面，可通过1000倍的光学显微镜观察以及1000~100000倍的扫描型以及透射型电子显微镜来定量化。进行各20个视场以上的观察，通过点计数法、图像分析，能够求出各组织的面积率。
[0096]下面说明热浸镀锌层的结构。
[0097]本发明的热浸镀锌钢板，在热浸镀锌层与基底钢板的界面具有平均厚度为0.1 μ m以上2μηι以下的包含Fe、Al和Zn以及不可避免的杂质的金属间化合物。而且，该金属间化合物的晶体粒径为0.01 μ m以上I μ m以下，并且，除去上述热浸镀锌层之后的基底钢板表面的算术平均粗糙度Ra为0.1 μ m以上、2.0 μ m以下，并且，粗糙度曲线中的轮廓曲线要素的平均长度RSm为5 μ m以上、300 μ m以下。
[0098]上述的包含Fe、Al和Zn以及不可避免的杂质的金属间化合物，对抑制基底钢板的断裂而言是必要的。其理由不一定明确，但根据本发明人的见解被推定为:在弯曲加工时该金属间化合物微细地分散而开裂，由此具有防止基底钢板的裂纹部的应力集中的效果。[0099]如图1所示，当该金属间化合物的厚度低于0.1 μπι时，其效果缺乏，当超过2 μπι时，该金属间化合物自身的开裂未微细地产生，而是局部地产生裂纹，因此变得不能缓和应力集中。因此，该金属间化合物的厚度设为0.Ιμπι以上、2μπι以下。该厚度的优选的范围为0.2 μ m以上1.5 μ m以下,更优选为0.4 μ m以上I μ m以下。
[0100]另外，同样地，从图1来看，该金属间化合物的平均晶体粒径需为0.01 μ m以上
Iμ m以下。在平均晶体粒径超过I μ m的情况下，在金属间化合物中没有微细地产生裂纹，而是局部地产生裂纹，在该部分中容易产生应力集中。粒径越小越优选，当但低于0.01 μ m时，不仅其效果已经饱和，而且用于确保0.1 μ m以上的厚度的制造负荷变大。因此，该金属间化合物的平均晶体粒径设为0.01 μ m以上I μ m以下。平均晶体粒径的优选的范围为0.01ym以上、0.8 μ m以下，更优选的范围为0.01 μ m以上、0.5 μ m以下。
[0101]关于该金属间化合物的厚度的测定方法，有各种方法，例如可举出显微镜截面试验法(JIS H8501)。这是将试样的截面埋入研磨之后，根据需要用腐蚀液腐蚀，将研磨面用光学显微镜、扫描型电子显微镜(SEM)、电子探针显微分析仪(EPMA)等分析来求出厚度的方法。
[0102]在本发明中，埋入到f7 卜4002 (株式会社V ^卜一公司制)中，用# 240、# 320、# 400、# 600、# 800、# 1000的研磨纸(JIS R6001)依次研磨后，对于研磨面，利用ΕΡΜΑ，与镀层和基底钢板的界面垂直地线分析从镀层到基底钢板的深度5 μ m处的区域，求出厚度。
[0103]但是，这里所说的厚度，意指:分别求出相互距离Imm以上的任意的10处位置的金属间化合物的厚度，并将求得的厚度平均后的值。另外，关于金属间化合物，由于Fe、Zn、以及 Fe-Zn 合金相的 ζ 相(FeZn13)、相(FeZn7)、 ι 相(Fe5Zn21)、 相(Fe3Znltl)的组成、结构不同，因此用ΕΡΜΑ、X射线衍射法(XRD)、透射型电子显微镜(TEM)等分析，能够鉴定金属间化合物。
[0104]本发明中，通过用TEM分析，鉴定了各合金相的种类(例如，是与Hong, Μ.N., and Saka, H.;1998,Proc.4th Intern.Conf.0n Zn and Zn Alloy Coated SteelSheet, GalvatechJ 98, p.248、Kato, T., Hong, M.H., Nunome, K., Sasaki, K., Kuroda, K., andSaka, H.; 1998, Thin Solid Films, 319，132中记载的分析同样的分析)。因此，关于该TEM分析方法的详细情况，可根据需要参照这些文献。
[0105]另外，该金属间化合物的晶体粒径能够用各种方法测定，但在本发明中采用以下的方法测定。首先，将本发明的钢板浸溃于发烟硝酸中，制作溶解除去了热浸镀锌层的样品。浸溃的时间，根据镀层的厚度而不同，但在溶解中，由于镀层的腐蚀反应而产生气泡，随着溶解的结束，气泡不再产生。因此，在气泡消失了的时间停止浸溃。由于金属间化合物难以被发烟硝酸溶解，因此通过采用SEM以50000倍观察溶解除去了镀层的样品的表面，来测定残存的金属间化合物的晶体粒径。但是，这里所说的金属间化合物的晶体粒径，是对于SEM的观察视场中的任意的金属间化合物的晶粒10个，分别求出晶粒的直径(晶粒为多角形的情况下，是假定了包含晶粒的最小的圆的情况下的圆的直径)，意指其直径的平均值。
[0106]另外，除去热浸镀锌层之后的基底钢板表面，需要具有某种程度的粗糙度。其理由是因为:在基底钢板表面接近于平滑的情况下，金属间化合物向基底钢板表面锚固的效果不充分，加工时金属间化合物容易剥离，对基底钢板的断裂抑制不具有任何效果。为发挥其效果，如图2所不，基底钢板表面的算术平均粗糖度Ra为0.1 μ m以上。另一方面，在Ra超过2μπι的情况下，相反地，由于其凹凸而产生应力集中部位，因此变得容易断裂。因此，Ra设为0.1 μ m以上、2.0 μ m以下。优选Ra为0.2 μ m以上LOym以下。
[0107]在本发明中，粗糙度曲线中的轮廓曲线要素的平均长度RSm也需要在某个范围内。如图2所示，RSm超过300μπι时，变得接近于平滑，锚固效果变得不充分。RSm越小越优选，但当低于5 μ m时,其效果已经饱和,只是徒增制造成本，因此RSm的范围设为5 μ m以上300 μ m以下。RSm的优选的范围为10 μ m以上200 μ m以下。
[0108]再者，这是所说的Ra、RSm，是分别在JIS B0601中定义的算术平均粗糙度、粗糙度曲线要素的平均长度的意思。
[0109]在这些测定中，首先将热浸镀锌钢板用加有抑制剂(inhibitor)的盐酸除去镀层，使基底钢板表面露出后，测定钢板表面的粗糙度。例如在本发明中，将热浸镀锌钢板浸溃在下述溶液中，使基底钢板表面露出，所述溶液是在5%盐酸水溶液中添加了 0.02%的作为抑制剂的4 ^ '7卜700A (朝日化学工业株式会社制)的溶液。
[0110]浸溃的时间根据镀层的厚度而不同，在溶解中因镀层的腐蚀反应而产生气泡，但随着溶解的结束，气泡不再发生。因此，在气泡消失了的时间停止浸溃。基底钢板表面因抑制剂的作用而难以被溶解，因此通过上述的方法能够得到基底钢板表面露出的样品。接着，将其表面用7、寸一 7 E-40A (株式会社东京精密制)在评价长度4mm、截止值0.8mm的条件下测定Ra、RSm。
[0111]接着，对本发明的成形性优异的高强度热浸镀锌钢板的制造方法进行说明。在本发明中，热轧之前的制造方法并不特别限定。即，与利用高炉、电炉等进行的熔炼接续，进行各种的二次精炼，接着，除了通常的连续铸造、铸锭法的铸造之外，也可以采用薄板坯铸造等的方法铸造。在连续铸造的情况下，可以一次地冷却到低温后，再度加热后进行热轧，也可以连续地热轧铸造板坯。原·料中也可以使用废料。
[0112]热轧板坯加热温度不作特别规定而能发挥本发明的效果。当使加热温度为过度高的温度时，在经济上不理想，因此加热温度的上限优选为低于1300°C。另外，当在过度低的温度加热时，难以使精轧温度为Ar3温度以上，因此优选下限温度设为1100°C。
[0113]精轧温度，当成为奥氏体+铁素体的双相区时，钢板内的组织不均匀性变大，退火后的成形性劣化，因此优选为Ar3温度以上。再者，Ar3温度通过下面的式子计算。
[0114]Ar3 = 901-325XC+33X S1-92 X (Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)
[0115]关于轧制后的冷却，不作特别规定，即使采取用于进行符合各自的目的的组织控制的冷却模式，也能够得到本发明的效果。
[0116]本发明中，卷取温度需设为700°C以下。当超过700°C时，在热轧组织中存在粗大的铁素体和/或珠光体组织，因此退火后的组织不均匀性变大，最终制品的材质各向异性变大。使退火后的组织为微细，从而提高强度延展性平衡。另外，在超过700°C的温度卷取时，会使形成于钢板表面的氧化物的厚度过度增大，因此酸洗性差，因此不优选。关于下限，不作特别规定而能发挥本发明的效果，但在技术上难以在室温以下的温度卷取，因此室温成为实质的下限。再者，在热轧时，也可以将粗轧板彼此接合，连续地进行精轧。另外，也可以暂且卷取粗轧板。
[0117]热轧后的钢板，通常通过酸洗处理来除去表面的氧化皮。可以是一次的酸洗，也可以分成多次来进行酸洗。
[0118]已酸洗的热轧钢板，通常进行冷轧。压下率优选为40%以上、80%以下。压下率低于40%时，难以平坦地保持形状，另外，最终制品的延展性变差。另一方面，当为超过80%的冷轧时，冷轧载荷过于变大，冷轧变得困难。
[0119]关于轧制道次的次数、各道次的压下率，不作特别规定而能发挥本发明的效果。但是，冷轧后的钢板表面，需要算术平均粗糙度Ra为0.1 μ m以上、2.0 μ m以下，并且，粗糙度曲线中的轮廓曲线要素的平均长度RSm为5 μ m以上、300 μ m以下。为此，优选预先对冷轧的最终机架的辊表面进行使得算术平均粗糙度Ra成为0.1 μ m以上、8.0 μ m以下，并且，粗糙度曲线中的轮廓曲线要素的平均长度RSm成为5μπι以上、1200μπι以下那样的加工。再者，如果最终机架的I个前段的辊也设为相同范围的Ra、RSm则更优选。
[0120]本发明中，冷轧了的钢板，通常在连续退火镀敷生产线上进行退火以及镀敷。通板(板通过)时的加热速度，不作特别规定而能发挥本发明的效果。但是，低于0.5°C /秒的加热速度，使生产率大大受损，因此不优选，另一方面，当设为超过100°C时，会招致过度的设备投资，在经济上不理想。
[0121]本发明中，最高加热温度(退火温度)需设为750°C以上、900°C以下。当最高加热温度低于750°C时，热轧时形成的碳化物再固溶过于花费时间，碳化物或者其一部分残存，因此难以确保980MPa以上的强度。由此来看，750°C为最高加热温度的下限。另一方面，过度的高温加热会招致成本的上升，因此不仅在经济上不理想，而且高温通板时的板形状变差，或使辊的寿命降低，诱发故障，因此将最高加热温度的上限设为900°C。
[0122]该温度区域中的热处理时间不特别限定，但为了碳化物的溶解，优选10秒以上的热处理。另一方面，当热处理时间超过600秒时，会招致成本的上升，因此在经济上不理想。对于热处理，也可以在最高加热温度进行等温保持，即使进行倾斜加热且到达最高加热温度后立即开始冷 却，也能发挥本发明的效果。
[0123]上述退火结束后，冷却到镀浴浸溃温度。从最高加热温度到750°C的平均冷却速度优选为0.1°C /秒以上、200°C /秒以下。冷却速度低于0.1°C /秒时，生产率大大受损，因此不优选。过度地提高冷却速度会招致制造成本增高，因此优选上限为200°C /秒。
[0124]本发明中，500°C以上、750°C以下的范围中的冷却速度需要设为3°C /秒以上、2000C /秒以下。冷却速度过小时，在冷却过程中奥氏体相变为珠光体组织，难以确保8%以上的奥氏体体积率，因此将下限设为3°C /秒以上。即使使冷却速度较大，在材质上也没有任何问题，但过度地提高冷却速度会招致制造成本增高，因此优选上限为200°C /秒。关于冷却方法，可以是辊冷却、空冷、水冷以及将它们并用的任何的方法。
[0125]本发明中，在上述工序之后，通过在350°C以上、500°C以下的范围中以10秒以上、1000秒以下的范围保持，来引起贝氏体相变，将残余奥氏体稳定化。将保持温度的上限设为500°C是为了在该温度以下引起贝氏体相变。另外，在低于350°C的温度下的保持导致贝氏体相变需要长时间，因此设备变得过大，生产率差。因此，保持温度需要设为350°C以上、500°C以下的范围。将下限设为10秒是因为，在低于10秒的保持中，贝氏体相变的进行不充分，不能够将残余奥氏体稳定化，不能够得到优异的成形性。另一方面，超过1000秒的保持导致生产率降低，因此不优选。再者，所谓保持，不是仅指等温保持，也包括在该温度区域的缓冷、加热。[0126]镀浴浸溃板温度，优选设为:从比热浸镀锌浴温度低40°C的温度到比热浸镀锌浴温度高50°C的温度的温度范围。浴浸溃板温度低于(热浸镀锌浴温度-40) °C时，镀浴浸溃进入时的去热大，熔融锌的一部分会凝固，不仅有使镀层外观劣化的情况，而且难以生成作为本发明的必需要件的包含Fe、Al、Zn的金属间化合物，因此将下限设为(热浸镀锌浴温度-40) °C。但是，即使浸溃前的板温度低于(热浸镀锌浴温度-40) °C，也可以在镀浴浸溃前进行再加热，使板温度为(热浸镀锌浴温度_40)°C以上而浸溃于镀浴中。另外，当镀浴浸溃温度超过(热浸镀锌浴温度+50) 1:时，会诱发与镀浴温度上升相伴的操作上的问题。优选的范围是:下限为(热浸镀锌浴温度-20) °C、上限为(热浸镀锌浴温度+30°C)，更优选的范围是:下限为(热浸镀锌浴温度-10) °C、上限为(热浸镀锌浴温度+20) °C。
[0127]另外，镀浴，除了纯锌之外还需要预先添加Al。通过添加Al，能够生成作为本发明的必需要件的包含Fe、Al、Zn的金属间化合物。镀浴中也可以含有Fe、Mg、Mn、S1、Cr等。
[0128]将钢板进行镀浴浸溃时的气氛，是氢分压Ph2、水蒸气分压PH2。的对数log(PH2()/PH2)的值为-5以上、-2以下、氮含量为95体积％以上的氮气氛。当log (PH2Q/PH2)的值低于-5时，在经济上不理想，而且钢板表面、镀浴表面的反应性变高，在镀层与钢板的界面较厚地生成脆的Zn-Fe合金相，加工时的镀层密着性差。另一方面，当log (PH20/PH2)的值超过_2时，在镀浴面形成Zn的氧化物，没有充分生成包含Fe、Al、Zn的金属间化合物，因此得不到本发明的镀层，而且镀层未附着于钢板，产生不镀敷。当氮含量低于95体积％时，气氛中的水蒸气、氢的比例变多，在经济上以及安全上不理想。当气氛中氢的比例变多时，钢板脆化，延展性降低，因此不优选。这里所说的将钢板进行镀浴浸溃时的气氛，意指以将钢板向镀浴浸溃的时间为基点，至少向镀浴浸溃的IOs以上前的期间的炉内的气氛，意指最大是从连续退火镀敷生产线的退火到在镀浴中浸溃的期间的气氛整体。
[0129]为了控制镀层的特性，镀浴是Al浓度WA1、Fe浓度WFe以质量％计满足下述关系式(I)以及(2)的热浸镀锌浴。
[0130]0.01 ^ ffFe ^ 0.05...(I)
[0131]0.07 ^(ffA1-ffFe) ^ 0.30...(2)
[0132]当WFe低于0.01%时，在镀层与钢板的界面较厚地生成脆的Zn-Fe合金相，加工时的镀层密着性差。当%e超过0.05%时，较厚地生成包含Fe、Al、Zn的金属间化合物，金属间化合物自身容易产生裂纹，而且在镀浴中形成Fe2Al5的顶渣，发生挤压缺陷、不镀敷等，使镀后的外观变差。
[0133]使(ffA1-ffFe)为0.07%以上、0.30%以下的理由是因为，当(WA1_WFe)低于0.07%时，在镀层与钢板的界面较厚地生成脆的Zn-Fe合金相，加工时的镀层密着性差。另一方面，当(WA1-WFe)超过0.30%时，较厚地生成包含Fe、Al、Zn的金属间化合物，金属间化合物自身容
易产生裂纹。
[0134]本发明的成形性优异的高强度热浸镀锌钢板的原材料(坯料)，其原则是经过作为通常的炼铁工序的精炼、炼钢、铸造、热轧、冷轧工序而制造，但即使是省略其一部分或者全部而制造的，只要满足本发明的条件，也能够得到本发明的效果。
[0135]实施例
[0136]接着，通过实施例详细说明本发明。
[0137]将具有表1所示 的成分的板坯加热至1200°C，采用水冷带水冷后，在表2所示的温度卷取。热轧板的厚度设为2~4.5mm的范围。
[0138]将热轧板酸洗后，以规定的冷轧率进行冷轧，使得冷轧后的板厚变为1.2mm,制成为冷轧板。最终机架的辊以及该最终机架的I个前段的辊的表面的Ra、RSm示于表2。
[0139]其后，对这些冷轧板，在表2所示的条件下采用连续热浸镀锌设备实施热处理和热浸镀锌处理。从退火温度到500~750°C是以表2的冷却速度冷却，其后，在350°C~500°C的温度范围进行5~300秒的保持后，浸溃于控制为规定的条件的镀锌浴中，其后冷却到室温，以0.4%的压下率进行调质轧制。关于镀锌层的单位面积重量，两面都设为每单面 45g/m2。·
【权利要求】
1.一种高强度热浸镀锌钢板，其特征在于， 是在钢板的表面施加了热浸镀锌层的热浸镀锌钢板， 所述钢板是以质量％计含有 C:0.10% 以上、0.4% 以下、
S1:0.01% 以上、0.5% 以下、
Mn:1.0% 以上、3.0% 以下、
O:0.006% 以下、
P:0.04% 以下、
S:0.01% 以下、 Al:0.1以上、3.0%以下、
N:0.01% 以下， 其余量包含Fe以及不可避免的杂质的钢板， 而且，该钢板的组织，以体积分数计，将贝氏体和马氏体的合计量设为40%以上，含有8%以上60%以下的残余奥氏体，并且含有低于40%的铁素体，包含其余量的不可避免的组织， 该热浸镀锌钢板，在所述热浸镀锌层与基底钢板的界面具有包含Fe、Al和Zn以及不可避免的杂质的金属间化合物的层·，金属间化合物的层的平均厚度为0.1 μ m以上2 μ m以下，并且，该金属间化合物的晶体粒径为0.01 μ m以上I μ m以下，并且， 除去所述热浸镀锌层之后的基底钢板表面的算术平均粗糙度Ra为0.1 μ m以上、2.0 μ m以下，并且，粗糙度曲线中的轮廓曲线要素的平均长度RSm为5 μ m以上、300 μ m以下。
2.根据权利要求1或Ia所述的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，在钢中进一步含有
Cr:0.05% 以上、1.0% 以下、
N1:0.05% 以上、1.0% 以下、
Cu:0.05% 以上、1.0% 以下、
Nb:0.005% 以上、0.3% 以下、
T1:0.005% 以上、0.3% 以下、
V:0.005% 以上、0.5% 以下、
B:0.0001% 以上、0.01% 以下、
Ca:0.0005% 以上、0.04% 以下、
Mg:0.0005% 以上、0.04% 以下、
La:0.0005% 以上、0.04% 以下、
Ce:0.0005% 以上、0.04% 以下、
Y:0.0005% 以上、0.04% 以下
中的I种或2种以上。
3.一种高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于， 将钢材加热至1100~1300°C，在精轧温度为Ar3温度以上的条件下实施热轧处理，所述钢材以质量％计含有C:0.10% 以上、0.4% 以下、
Si:0.01% 以上、0.5% 以下、
Mn:1.0% 以上、3.0% 以下、
O:0.006% 以下、
P:0.04% 以下、
S:0.01% 以下、 Al:0.1以上、3.0%以下、
N:0.01% 以下， 其余量包含Fe以及不可 避免的杂质； 将所述热轧后的钢板在700°C以下的卷取温度卷取，并进行冷轧； 将所述冷轧后的钢板在最高加热温度为750V~900°C的条件下退火； 将所述退火后的钢板以在500~750°C的范围中的冷却速度为3~200°C /秒的条件冷却到镀浴浸溃温度，其后在350~500°C保持10~1000秒； 在镀浴浸溃时的钢板温度为从比热浸镀锌浴温度低40°C的温度到比热浸镀锌浴温度高50°C的温度的温度范围的条件下，将所述钢板在氢分压Ph2、水蒸气分压P.的比的对数log (PH20/PH2)的值为-5以上、-2以下、氮含量为95质量％以上的氮气氛中在Al浓度WA1、Fe浓度WFe以质量％计满足下述关系式(1)、(2)的热浸镀锌浴中浸溃处理，
，0.01 ^ ffFe ^ 0.05...(I),
，0.07 ^ (WA1-WFe)≤ 0.30...(2), 所述冷轧时的最终机架的辊表面中，其算术平均粗糙度Ra为0.1ym以上、8.0ym以下，并且，粗糙度曲线中的轮廓曲线要素的平均长度RSm为5μπι以上、1200μπι以下， 在此，Ar3 = 901-325XC+33X S1-92X (Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)，C、S1、Mn、N1、Cr、Cu、Mo表示各自的成分的含量,单位为质量％，在不含有的情况下为O。
4.根据权利要求3所述的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，所述冷轧时的最终机架的I个前段的辊表面中，其算术平均粗糙度Ra为0.1 μ m以上、8.0 μ m以下，并且，粗糙度曲线中的轮廓曲线要素的平均长度RSm为5μπι以上、1200μπι以下。
【文档编号】C21D9/46GK103857821SQ201280048021
【公开日】2014年6月11日 申请日期:2012年9月28日 优先权日:2011年9月30日
【发明者】山中晋太郎, 藤田宗士, 佐藤浩一 申请人:新日铁住金株式会社