高强度镀锌钢板、高强度部件及它们的制造方法与流程

高强度镀锌钢板、高强度部件及它们的制造方法
1.本技术为专利申请201980023902.8(国际申请日：2019年3月29日，发明创造名称：高强度镀锌钢板、高强度部件及它们的制造方法)的分案申请。
技术领域
2.本发明涉及使强度高时容易劣化的伸长率(el)、耐氢脆性变优异的、适合用于建材、汽车的骨架
·
耐碰撞部件的高强度镀锌钢板、高强度部件及它们的制造方法。


背景技术：

3.在强烈要求提高汽车的碰撞安全性和燃料费改善的今天，对作为部件板坯的钢板在进行高强度化。其中，从确保汽车碰撞时乘员的安全的观点考虑，对车厢周围使用的部件板坯不仅要求高拉伸强度，还要求高屈服强度。并且为了反映美观性，除了强度，板坯的延展性也重要。并且，全世界范围汽车得到了广泛的普及，在多种多样的地域
·
气候中汽车用于各种用途，为此，对作为部件板坯的钢板要求高防锈性。作为涉及高强度等特性的文献，有下述专利文献1～3。
4.专利文献1中公开了一种提供拉伸强度为980mpa以上，且强度－延展性平衡优异的钢板的方法。
5.另外，专利文献2中公开了一种将含有si和mn的高强度钢板作为母材的、镀覆外观、耐腐蚀性、高加工时的耐镀覆剥离性及高加工时的加工性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法。
6.另外，专利文献3中公开了耐延迟破坏特性良好的高强度镀覆钢板的制造方法。
7.然而，伴随着钢板的高强度化，担心会出现氢脆化。作为与其相关的文献，例如专利文献4、5和6中作为对加工性和耐氢脆性得到提高的残留奥氏体进行利用的钢板，公开了一种将贝氏体铁素体和马氏体作为母相且包含残留奥氏体的钢板，其通过适当地控制残留奥氏体的面积率、分散形态，从而提高了耐氢脆性。着眼于氢捕获能力、氢吸藏能力非常高的贝氏体铁素体和残留奥氏体，特别是为了充分发挥残留奥氏体的作用，将残留奥氏体的形态作为超微粒级别的微细板条状。
8.另外，专利文献7中公开了一种母材强度(ts)＜870mpa左右的钢板焊接部氢脆性优异的高强度钢板及其制造方法。该专利文献7中，通过在钢中分散氧化物而改善氢脆性。
9.专利文献1：日本特开2013－213232号公报
10.专利文献2：日本特开2015－151607号公报
11.专利文献3：日本特开2011－111671号公报
12.专利文献4：日本特开2007－197819号公报
13.专利文献5：日本特开2006－207018号公报
14.专利文献6：日本特开2011－190474号公报
15.专利文献7：日本特开2007－231373号公报。


技术实现要素：

16.以往，延展性优异的所谓dp钢、trip钢的相对于拉伸强度(ts)的屈服强度(ys)低，即屈服比(yr)低。另外，对于板厚薄的钢板，即使氢侵入，短时间也被释放出，由此对于所谓的延迟破坏的问题意识低。应予说明，“板厚薄的钢板”是指板厚为3.0mm以下的钢板。
17.专利文献1中，虽然抑制了使镀覆密合性降低的si的添加，但在mn含量超过2.0％的情况下，在钢板表面容易出现mn系氧化物，一般而言损害镀覆性。
18.专利文献2中形成镀覆层时的条件没有特别限定，采用通常使用的条件，镀覆性变差。并且，没有改善耐氢脆性。
19.专利文献2中，在钢组织构成上，难以应用到a
c3
点超过800℃的板坯。另外，退火炉内气氛中的氢浓度高时钢中氢浓度增大，耐氢脆性不能说充分。
20.专利文献3中，虽然加工后的耐延迟破坏特性得到改善，但退火中的氢浓度也高，母材本身残留氢，耐氢脆性变差。
21.专利文献4～7进行了对耐氢脆性的改善，但这些是由使用环境中的腐蚀环境或从气氛产生的氢所导致的，并未考虑制造后、加工前
·
加工时的板坯的耐氢脆性。一般而言，若实施锌、镍等的镀覆，氢难以从板坯释放
·
侵入，由此制造中侵入钢板的氢容易残存在钢中，容易导致板坯的氢脆化。专利文献7中，连续镀覆生产线的炉内氢浓度的上限为60％，在退火到a
c3
点以上的高温的情况下大量的氢进入钢中。因此，利用专利文献7的方法无法制造ts≥1100mpa的耐氢脆性优异的超高强度钢板。
22.本发明的目的在于提供一种在氢脆化成为问题的高强度镀锌钢板中，镀覆外观、板坯的耐氢脆性优异并且具有适合用于建材、汽车的耐碰撞部件的高屈服比的高强度镀锌钢板、高强度部件及它们的制造方法。
23.本发明人等为了解决上述课题，使用各种钢板，进行了研究以使在良好的外观的基础上还具有良好的机械性质的同时，兼得作为镀覆性和耐氢脆性克服电阻点焊部熔核的裂纹破裂。其结果通过在钢板的成分组成之外还适当调整制造条件，实现最佳的钢组织的形成和机械性质的平衡，进一步控制钢中氢量，从而解决了上述课题。具体而言，本发明提供以下的方案。
24.[1]一种高强度镀锌钢板，具备钢板和所述钢板上的镀锌层，所述钢板具有如下的成分组成和钢组织：
[0025]
所述成分组成以质量％计含有c：0.10％～0.30％、si：1.0％～2.8％，mn：2.0％～3.5％，p：0.010％以下、s：0.001％以下、al：1％以下、以及n：0.0001％～0.006％以下，剩余部分为fe及不可避免的杂质构成，
[0026]
所述钢组织以面积率计残留奥氏体为4％～20％，铁素体为30％以下且包括0％，马氏体为40％以上且贝氏体为10％～50％，
[0027]
并且，钢中的扩散性氢量小于0.20质量ppm，
[0028]
拉伸强度为1100mpa以上，
[0029]
拉伸强度ts(mpa)、伸长率el(％)以及板厚t(mm)的关系满足下述式(1)，
[0030]
屈服比yr为67％以上。
[0031]
ts
×
(el+3－2.5t)≥13000
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
(1)
[0032]
[2]根据[1]所述的高强度镀锌钢板，其中，上述成分组成以质量％计还具有：
[0033]
ti、nb、v及zr中的1种以上的合计：0.005％～0.10％，
[0034]
mo、cr、cu以及ni中的1种以上的合计：0.005％～0.5％，以及
[0035]
b：0.0003％～0.005％
[0036]
中的至少一种。
[0037]
[3]根据[1]或[2]所述的高强度镀锌钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有：
[0038]
sb：0.001％～0.1％以及sn：0.001％～0.1％中的至少一种。
[0039]
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的高强度镀锌钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有ca：0.0010％以下。
[0040]
[5]一种高强度部件，是对[1]～[4]中任一项所述的高强度镀锌钢板实施成型加工和焊接中的至少一个而得到。
[0041]
[6]一种高强度镀锌钢板的制造方法，包括如下的工序：
[0042]
退火工序，将具有[1]～[4]中任一项所述的成分组成的冷轧钢板在氢浓度1vol％～13vol％的退火炉内气氛中在退火炉内温度t1：(a
c3
点－10℃)～900℃的温度区域加热5s以上后，冷却，在400℃～550℃的温度区域滞留20s～1500s；
[0043]
镀覆工序，对上述退火工序后的钢板进行镀覆处理，以平均冷却速度3℃/s以上进行冷却至100℃以下；以及
[0044]
后热处理工序，将上述镀覆工序后的镀覆钢板在氢浓度10vol％以下且露点50℃以下的炉内气氛中，在70℃以上且450℃以下的温度t2(℃)，滞留0.02(hr)以上且满足下述式(2)的时间t(hr)以上。
[0045]
135－17.2
×
ln(t)≤t2
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
(2)
[0046]
[7]根据[6]所述的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在上述退火工序前，具有将上述冷轧钢板加热到a
c1
点以上且(a
c3
点+50℃)以下，进行酸洗的前处理工序。
[0047]
[8]根据[6]或[7]所述的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，上述镀覆工序后，以0.1％以上的伸长率实施平整轧制。
[0048]
[9]根据[8]所述的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在上述后热处理工序后，进行宽度修整。
[0049]
[10]根据[8]所述的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在上述后热处理工序前，进行宽度修整，
[0050]
上述后热处理工序中的、在70℃～450℃的温度t2(℃)滞留的滞留时间t(hr)为0.02(hr)以上且满足下述式(3)。
[0051]
130－17.5
×
ln(t)≤t2
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
(3)
[0052]
[11]一种高强度部件的制造方法，具有如下工序：对通过[6]～[10]中任一项所述的高强度镀锌钢板的制造方法制造的高强度镀锌钢板实施成型加工和焊接中的至少一个。
[0053]
根据本发明，可以提供一种拉伸强度为1100mpa以上的高强度，且屈服比为67％以上且强度－延展性平衡优异，耐氢脆性也优异，并且表面性状(外观)也良好的高强度镀锌钢板、高强度部件及它们的制造方法。
附图说明
[0054]
图1是表示扩散性氢量与最小熔核径的关系的一个例子的图。
具体实施方式
[0055]
以下，对本发明的实施方式进行说明。应予说明，本发明并不限于以下的实施方式。
[0056]
＜高强度镀锌钢板＞
[0057]
本发明的高强度镀锌钢板具备钢板和形成在该钢板上的镀锌层。以下，按照钢板、镀锌层的顺序进行说明。另外，本发明的高强度是指拉伸强度为1100mpa以上。另外，本发明的强度－延展性平衡优异是指拉伸强度ts(mpa)、伸长率el(％)以及板厚t(mm)的关系满足下述式(1)。
[0058]
ts
×
(el+3－2.5t)≥13000
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
(1)
[0059]
钢板的成分组成如下所示。以下的说明中，成分的含量的单位“％”是指“质量％”。
[0060]
c：0.10％～0.30％
[0061]
c是对钢板的高强度化有效的元素，通过形成作为钢组织的硬质相之一的马氏体而有助于高强度化。为了得到这些效果，c含量为0.10％以上，优选为0.11％以上，更优选为0.12％以上。另一方面，c含量超过0.30％时，本发明中点焊性显著劣化，同时由于马氏体的强度增加，钢板硬质化，有延展性等成型性降低的趋势。因此c含量为0.30％以下。c含量优选为0.28％以下，更优选为0.25％以下。
[0062]
si：1.0％～2.8％
[0063]
si是通过固溶强化而有助于高强度化的元素，并且是抑制碳化物的生成，对残留奥氏体的生成有效作用的元素。从该观点考虑si含量为1.0％以上，优选为1.2％以上。另一方面，si容易在钢板表面形成si系氧化物，有时成为不镀覆的原因，并且过度含有时热轧时显著地形成氧化皮，在钢板表面产生氧化皮痕迹，有时表面性状变差。另外，有时酸洗性降低。从这些观点考虑，将si含量设为2.8％以下。
[0064]
mn：2.0％～3.5％
[0065]
mn作为通过固溶强化和马氏体形成而有助于高强度化的元素是有效的。为了得到该效果，需要将mn含量设为2.0％以上，优选为2.1％以上，更优选为2.2％以上。另一方面，mn含量超过3.5％时导致点焊部破裂，并且因为mn的偏析等容易在钢组织产生斑痕，导致加工性的降低。另外，mn含量超过3.5％时，mn容易在钢板表面作为氧化物或者复合氧化物稠化，有时成为不镀覆的原因。因此，mn含量为3.5％以下。mn含量优选为3.3％以下，更优选为3.0％以下。
[0066]
p：0.010％以下
[0067]
p是不可避免地含有的元素，并且是通过固溶强化而有助于钢板的高强度化的有效元素。其含量超过0.010％时焊接性、延伸凸缘性等加工性降低，除此之外在粒界偏析而助长粒界脆化。因此，p含量为0.010％以下。p含量优选为0.008％以下，更优选为0.007％以下。p含量的下限没有特别规定，但p含量小于0.001％时制造过程中导致生产能率降低和脱磷成本的增加。因此，p含量优选为0.001％以上。
[0068]
s：0.001％以下
[0069]
s与p同样也是不可避免地含有的元素，是成为导致热脆性的原因，或者导致焊接性的降低，或者在钢中作为硫化物系夹杂物存在而降低钢板的加工性的有害的元素。因此，s含量优选为极力减少。因此，s含量为0.001％以下。s含量的下限没有特别规定，但s含量小于0.0001％时在现状的制造过程中有时导致生产能率降低和成本的增加。因此，s含量优选为0.0001％以上。
[0070]
al：1％以下
[0071]
al作为脱氧剂而添加。作为脱氧剂添加al的情况下，为了得到该效果，优选为含有0.01％以上。al含量更优选为0.02％以上。另一方面，al含量超过1％时导致原料成本的上升，除此之外，也是诱发钢板的表面缺陷的原因，因此将1％设为上限。al含量优选为0.4％以下，更优选为0.1％以下。
[0072]
n：0.0001％～0.006％
[0073]
n含量超过0.006％时在钢中生成过度的氮化物，使延展性、韧性降低，除此之外，有时导致钢板的表面性状的恶化。因此n含量为0.006％以下，优选为0.005％以下，更优选为0.004％以下。从基于铁素体的清洁化的延展性提高的观点考虑，含量优选为极少，但导致制造过程的生产能率降低和成本增加，因此使n含量的下限为0.0001％。n含量优选为0.0010％以上，更优选为0.0015％以上。
[0074]
上述钢板的成分组成中，作为任意成分，可以含有ti、nb、v和zr中的1种以上合计0.005％～0.10％，mo、cr、cu和ni中的1种以上合计0.005％～0.5％以及b：0.0003％～0.005％中的至少一个。
[0075]
ti、nb、v以及zr通过形成c、n和碳化物、氮化物(也有碳氮化合物的情况)，形成微细析出物而有助于钢板的高强度化、特别是高yr化。从得到该效果的观点考虑，优选含有ti、nb、v和zr中的1种以上合计0.005％以上。更优选为0.015％以上，进一步优选为0.030％以上。另外，这些的元素也对钢中氢的捕捉位点(无害化)有效。然而合计超过0.10％的过度的含有会提高冷轧时的变形电阻而阻碍生产率，除此之外，过度的或者粗大的析出物的存在使铁素体的延展性降低，使钢板的延展性、弯曲性、延伸凸缘性等加工性降低。因此，优选将上述合计设为0.10％以下。更优选为0.08％以下，进一步优选为0.06％以下。
[0076]
mo、cr、cu以及ni容易提高淬火性而生成马氏体，因此是有助于高强度化的元素。因此，优选含有mo、cr、cu和ni中的1种以上合计0.005％以上。合计含量更优选为0.010％以上，进一步为0.050％以上。另外，对于mo、cr、cu以及ni，合计含量超过0.5％的过度的含有导致效果的饱和、成本增加，由此优选使合计含量0.5％以下。另外，关于cu，其诱发热轧时的破裂，成为表面瑕疵的产生原因，最大cu含量优选为0.5％以下。关于ni，有抑制因含有cu而产生表面瑕疵的效果，因此优选含有cu时含有ni。特别是优选含有cu含量的1/2以上的ni。
[0077]
b容易提高淬火性而生成马氏体，因此，是有助于高强度化的元素。另外，b含量优选为0.0003％以上，更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。关于b含量，为了得到在退火冷却过程引起的铁素体生成的抑制效果，优选设置上述下限。另外，即使b含量含有超过0.005％，效果也饱和，由此优选设置上述上限。过度的淬火性也有焊接时的焊接部破裂等不利因素。
[0078]
上述钢板的成分组成中，作为任意成分，可以含有sb：0.001％～0.1％以及sn：
0.001％～0.1％中的至少一个。
[0079]
sb、sn是抑制脱碳、脱氮、脱硼等，对钢板的强度降低抑制有效的元素。并且，也对点焊破裂抑制有效，由此sn含量和sb含量分别优选为0.001％以上。sn含量和sb含量分别更优选为0.003％以上，进一步为0.005％以上。然而，sn和sb分别超过0.1％的过度的含有使钢板的延伸凸缘性等加工性降低。因此，sn含量和sb含量分别优选为0.1％以下。sn含量和sb含量分别更优选为0.030％以下，进一步优选为0.010％以下。
[0080]
上述钢板的成分组成中，作为任意成分，可以含有ca：0.0010％以下。
[0081]
ca在钢中形成硫化物、氧化物，使钢板的加工性降低。因此，ca含量优选为0.0010％以下。ca含量更优选为0.0005％以下，进一步优选为0.0003％以下。另外，下限没有特别限定，但制造上也难以完全不包含ca，因此，ca含量优选为0.00001％以上。ca含量更优选为0.00005％以上。
[0082]
上述钢板的成分组成中，上述以外的剩余部分为fe及不可避免的杂质。关于上述任意成分，对于具有含量的下限的成分，其以小于上述下限值含有时，不损害本发明的效果，由此该任意成分是不可避免的杂质。
[0083]
接着，对于上述钢板的钢组织进行说明。
[0084]
钢组织以面积率计马氏体为40％以上且铁素体为30％以下(包含0％)，以4％～20％含有残留奥氏体，以10％～50％含有贝氏体。
[0085]
残留奥氏体的面积率为4％～20％
[0086]
钢板制造后在室温可确认的奥氏体(残留奥氏体)因加工等应力诱发而相变为马氏体，由此容易传播应变，提高钢板的延展性。其效果是残留奥氏体的面积率在4％以上出现，在5％以上变得显著。另一方面，奥氏体(fcc相)与铁素体(bcc相)相比，钢中氢的扩散变缓，氢容易残存在钢中，并且氢吸藏能力高，由此该残留奥氏体发生加工诱导相变的情况下，可能会增加钢中的扩散性氢。因此，残留奥氏体的面积率为20％以下。残留奥氏体的面积率优选为18％以下，更优选为15％以下。
[0087]
铁素体的面积率为30％以下(包含0％)
[0088]
从得到高拉伸强度和屈服比的观点考虑，铁素体的存在是不理想的，本发明中从兼得延展性的观点考虑允许到以面积率计为30％以下。铁素体的面积率优选为20％以下，更优选为15％以下。铁素体的面积率的下限没有特别限定，但铁素体的面积率优选为1％以上，更优选为2％以上，进一步优选为3％以上。应予说明，在比较高的温度下生成的不含有碳化物的贝氏体在后述的实施例记载的扫描电子显微镜下的观察中与铁素体区分不开，视为铁素体。
[0089]
马氏体的面积率为40％以上
[0090]
这里马氏体包含回火马氏体(包含自回火马氏体)。淬火马氏体和回火马氏体是硬质相，对于得到高拉伸强度，在本发明中很重要。与淬火马氏体相比，回火马氏体有软化的趋势。为了确保必要的强度，马氏体的面积率为40％以上，优选为45％以上。马氏体的面积率的上限没有特别规定，但从与其它组织的平衡来看，马氏体的面积率优选为86％以下。另外，从延展性确保的观点考虑，更优选为80％以下。
[0091]
贝氏体的面积率为10％～50％
[0092]
贝氏体与铁素体相比是硬质的，对于提高钢板强度也有效。如上所述，本发明中不
含有碳化物的贝氏体被视为铁素体，由此这里所指贝氏体是包含碳化物的贝氏体。另一方面，贝氏体与马氏体相比具有延展性，贝氏体的面积率为10％以上。而为了确保必要的强度，贝氏体的面积率为50％以下，优选为45％以下。
[0093]
此外，钢组织作为上述组织以外的组织，有时在剩余部分包含珠光体和碳化物等析出物。这些其它的组织(铁素体、残留奥氏体、马氏体、贝氏体以外的剩余部分)优选以面积率计为10％以下，更优选为5％以下。
[0094]
上述的钢组织中的面积率采用通过实施例中记载的方法得到的结果。更具体的面积率的测定方法记载于实施例，但简单来讲如下所述。上述面积率以从表面起板厚的1/4厚度位置(1/8～3/8)的区域的组织为代表进行观察而计算。另外，上述面积率是通过对钢板的l截面(与轧制方向平行的板厚剖面)进行研磨后，利用硝酸乙醇液腐蚀，对利用sem计以1500倍的倍率观察3个视场以上并拍摄的图像进行解析而求得。
[0095]
接着，对镀锌层进行说明。
[0096]
镀锌层的组成没有特别限定，一般的组成即可。例如，为热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层的情况下，一般而言，含有fe：20质量％以下、al：0.001质量％～1.0质量％，并且，优选是含有选自pb、sb、si、sn、mg、mn、ni、cr、co、ca、cu、li、ti、be、bi、rem中的1种或2种以上合计0质量％～3.5质量％，剩余部分由zn及不可避免的杂质构成的组成。本发明中，优选具有每单面的镀覆附着量为20～80g/m2的热浸镀锌层、将其进一步合金化的合金化热浸镀锌层。另外，镀覆层为热浸镀锌层的情况下镀覆层中的fe含量小于7质量％，合金化热浸镀锌层的情况下镀覆层中的fe含量优选为7～20质量％。
[0097]
本发明的高强度镀锌钢板中，利用实施例记载的方法测定而得到的钢中的扩散性氢量小于0.20质量ppm。钢中的扩散性氢使板坯的耐氢脆性劣化。钢中的扩散性氢量为0.20质量ppm以上时，例如焊接时容易产生焊接部熔核的裂纹破裂。本发明中，发现通过使钢中的扩散性氢量小于0.20质量ppm而具有改善效果。优选为0.15质量ppm以下，更优选为0.10质量ppm以下，进一步优选为0.08质量ppm以下。下限没有特别限定，越少越好，由此下限为0质量ppm。本发明中，在将钢板成型加工、焊接前，需要使钢中的扩散性氢小于0.20质量ppm。但是，对于将钢板成型加工、焊接后的制品(部件)，从一般的使用环境下放置的该制品切出样品而测定钢中的扩散性氢量时，钢中的扩散性氢小于0.20质量ppm时，成型加工、焊接前也视为小于0.20质量ppm。
[0098]
本发明的高强度镀锌钢板具有充分的强度。具体而言为1100mpa以上。本发明的高强度镀锌钢板的屈服比高。具体而言屈服比(yr)为67％以上。本发明的高强度镀锌钢板的拉伸强度(ts)与伸长率(el)的平衡通过考虑板厚(t)而调整。具体而言，以满足下述式(1)的方式调整。式(1)中，拉伸强度ts的单位为mpa，伸长率el的单位为％以及板厚t的单位为mm。在解决本发明的课题的方面如此调整机械性质是很重要的。应予说明，板厚通常优选为0.3mm～3.0mm。
[0099]
ts
×
(el+3－2.5t)≥13000
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
(1)
[0100]
＜高强度镀锌钢板的制造方法＞
[0101]
本发明的高强度镀锌钢板的制造方法具有退火工序、镀覆工序和后热处理工序。应予说明，对以下所示的坯料(钢板坯)、钢板等进行加热或冷却时的温度只要没有特别说明，是指坯料(钢板坯)、钢板等的表面温度。
[0102]
退火工序是如下的工序：将具有上述成分组成的冷轧钢板在氢浓度1vol％～13vol％的退火炉内气氛中在退火炉内温度t1：(a
c3
点－10℃)～900℃的温度区域加热5s以上后，冷却，在400℃～550℃的温度区域滞留20s～1500s。
[0103]
首先，对冷轧钢板的制造方法进行说明。
[0104]
本发明的制造方法中使用的冷轧钢板由钢板坯制造。钢板坯一般是指利用称为坯料(铸片)的连续铸造方法制造而成的板坯。采用连续铸造法是出于防止合金成分的宏观偏析的目的。钢板坯可以利用铸锭法、薄坯料铸造法等来进行制造。
[0105]
另外，可以是在制造钢坯料后，在暂时冷却至室温其后再加热的现有方法的基础上，不冷却至室温附近，温片直接装入到加热炉而热轧的方法，稍微进行了补热后立即热轧的方法，或者保持铸造后高温状态的状态下进行热轧的方法中的任一者。
[0106]
热轧的条件没有特别限定，优选将具有上述成分组成的钢板坯在1100℃～1350℃的温度下进行加热，实施精轧温度为800℃～950℃的热轧，在450℃～700℃的温度下卷取的条件。以下，对这些优选的条件进行说明。
[0107]
钢坯料的加热温度优选为1100℃～1350℃的范围。在上述上限温度范围外时，存在于钢坯料中的析出物容易粗大化，例如有时对进行基于析出强化的强度确保不利。另外，在将粗大的析出物作为核而在后续热处理中有可能给组织形成带来负面影响。另外，导致奥氏体粒的粗大化，钢组织也粗大化，有时成为钢板的强度、伸长率降低的原因。另一方面，通过利用适当的加热，通过脱除氧化皮减少坯料表面的气泡、缺陷等而减少钢板表面的裂纹、凹凸，实现平滑的钢板表面是有益的。为了得到这样的效果，钢坯料的加热温度优选为1100℃以上。
[0108]
相对于被加热的钢坯料，实施包含粗轧和精轧的热轧。一般而言钢坯料在粗轧中成为板料，通过精轧成为热轧钢卷。另外，根据铣削能力等，并不拘泥于进行这样的区分，如果为规定的尺寸则没有问题。作为热轧条件，优选为以下的条件。
[0109]
优选的是精轧温度：800℃～950℃。通过将精轧温度设为800℃以上，有将热轧钢卷中得到的钢组织形成得均匀的趋势。该阶段中均匀地形成钢组织有助于最终制品的钢组织变得均匀。钢组织不均匀时，伸长率等加工性降低。另一方面，超过950℃时氧化物(氧化皮)生成量变多，基底钢和氧化物的界面变粗糙，存在酸洗和冷轧后的表面品质劣化的情况。
[0110]
另外，有时因在钢组织中的晶体粒径变得粗大，从而如同钢坯料，成为钢板的强度、伸长率等加工性降低的原因。上述热轧结束后，为了进行钢组织的微细化、均匀化，优选在精轧结束后3秒以内开始冷却，以10～250℃/s的平均冷却速度对[精轧温度]～[精轧温度－100℃]的温度区域进行冷却。该平均冷却速度通过用[精轧温度]与[精轧温度－100℃]的温度差(℃)除以从[精轧温度]到[精轧温度－100℃]的冷却所需的时间进行计算。
[0111]
卷取温度优选为450℃～700℃。热轧后的钢卷卷取之前的温度、即卷取温度为450℃以上时，从添加nb等时碳化物的微细析出的观点考虑优选，卷取温度为700℃以下时渗碳体析出物不过于粗大，因而优选。另外，成为450℃～700℃的温度区域时，在卷绕成钢卷后的保持中组织容易变化，后续工序的冷轧中容易引起板坯的钢组织的不均匀性所导致的轧制障碍等。从热轧板的钢组织的整粒化等观点考虑，更优选的卷取温度为500℃～680℃。
[0112]
接着，进行冷轧工序。通常，利用酸洗除去氧化皮后，实施冷轧，成为冷轧钢卷。该
酸洗可根据需要进行。
[0113]
冷轧优选为压下率20％以上。这是为了在后续进行的加热中得到均匀微细的钢组织。小于20％时有加热时容易变成粗粒的情况、容易变得不均匀的组织的情况，如上所述，其后的热处理后最终制品板的强度、加工性可能会降低，除此之外，使表面性状劣化。压下率的上限没有特别规定，但有时由于是高强度的钢板，所以有时高压下率引起基于轧制负荷的生产率的降低，形成形状不良。压下率优选为90％以下。
[0114]
退火工序中，对于上述冷轧钢板，将具有上述成分组成的冷轧钢板在氢浓度1vol％～13vol％的退火炉内气氛下在退火炉内温度t1：(a
c3
点－10℃)～900℃的温度区域下加热5s以上后，冷却，在400℃～550℃的温度区域滞留20s～1500s。
[0115]
用于设为退火炉内温度t1：(a
c3
点－10℃)～900℃的温度区域的平均加热速度没有特别限定，但平均加热速度出于钢组织的均匀化的理由优选小于10℃/s。另外，从抑制制造效率降低的观点考虑平均加热速度优选为1℃/s以上。
[0116]
为了确保材质和镀覆性两者，退火炉内温度t1设为(a
c3
点－10℃)～900℃。退火炉内温度t1小于(a
c3
点－10℃)时，最终得到的钢组织中，铁素体的面积率变高，并且难以生成必要量的残留奥氏体、马氏体、贝氏体。另外，退火炉内温度t1超过900℃时结晶粒粗大化而伸长率等加工性降低，因而不理想。另外，退火炉内温度t1超过900℃时，mn、si在表面容易稠化，阻碍镀覆性。另外，退火炉内温度t1超过900℃时对设备的负荷也高，有可能无法稳定地制造。
[0117]
另外，本发明的制造方法中，在退火炉内温度t1：(a
c3
点－10℃)～900℃的温度下加热5s以上。上限没有特别限定，出于防止过度的奥氏体粒径的粗大化的理由，优选为600秒以下。
[0118]
(a
c3
点－10℃)～900℃的温度区域的氢浓度为1vol％～13vol％。本发明中，相对于上述的退火炉内温度t1，炉内气氛也同时控制，由此确保镀覆性，同时防止向钢中的过度的氢侵入。氢浓度小于1vol％时，多发生不镀覆。超过13vol％的氢浓度时相对于镀覆性的效果饱和，同时向钢中的氢侵入显著增大，使最终制品的耐氢脆性劣化。应予说明，对于上述(a
c3
点－10℃)～900℃的温度区域以外，氢浓度可以不在1vol％以上的范围。
[0119]
在上述氢浓度气氛下滞留后，冷却时，在400℃～550℃的温度区域中滞留20s以上。这是为了容易得到贝氏体的生成和残留奥氏体。并且，该滞留也具有除去钢中的氢的效果。为了使贝氏体和残留奥氏体生成所希望的量，需要在该温度区域滞留20s以上。滞留时间的上限从制造成本等观点考虑为1500s以下。小于400℃的滞留后续容易小于镀覆浴温，镀覆浴的品质变差，不优选，但该情况下将板温加热到镀覆浴即可，因此，将上述温度区域的下限设为400℃。另一方面，超过550℃的温度区域中不仅容易出现贝氏体，而且容易出现铁素体、珠光体，不易得到残留奥氏体。从上述退火炉内温度t1到该温度区域的冷却优选为3℃/s以上的冷却速度(平均冷却速度)。冷却速度小于3℃/s时容易导致铁素体、珠光体相变，有时得不到所希望的钢组织。优选的冷却速度的上限没有特别规定。另外，作为冷却停止温度，设为上述的400～550℃即可，也可以暂时冷却到这以下的温度后通过再加热而滞留在400～550℃的温度区域。此时，有时也在冷却到ms点以下的情况下生成马氏体后进行回火。
[0120]
镀覆工序中，对退火工序后的钢板进行镀覆处理，以平均冷却速度3℃/s以上冷却
到100℃以下。
[0121]
镀覆处理的方法优选为热浸镀锌处理。条件可以适当地设定。另外，可以根据需要进行合金化处理，合金化时，进行在热浸镀锌后加热的合金化处理。例如，合金化处理时的温度可例示在480℃～600℃的温度区域保持1秒(s)～60秒左右的处理。应予说明，处理温度超过600℃时不宜得到残留奥氏体，由此优选在600℃以下进行处理。
[0122]
上述镀覆处理后(进行合金化处理的情况下合金化处理后)以平均冷却速度3℃/s以上冷却至100℃以下。这是为了得到高强度化所需的马氏体。该平均冷却速度通过将从镀覆处理后的冷却开始温度到100℃的温度差除以从该冷却开始温度到100℃的冷却所需的时间而计算。小于3℃/s时难以得到强度所需的马氏体，并且以比100℃更高的温度停止冷却时，马氏体在此时刻过度地回火(自回火)，或者奥氏体不变为马氏体，相变为铁素体而难以得到所需的强度。平均冷却速度的上限没有特别规定，优选为200℃/s以下。若比该速度快，则设备投资的负担过大。应予说明，可以在镀覆处理后立即冷却。
[0123]
在上述镀覆工序后进行后热处理工序。后热处理工序是如下的工序：将镀覆工序后的镀覆钢板在氢浓度10vol％以下且露点50℃以下的炉内气氛中，在70℃～450℃的温度t2(℃)，滞留0.02(hr)以上且满足下述式(2)的时间t(hr)以上。
[0124]
135－17.2
×
ln(t)≤t2
ꢀꢀꢀꢀ
(2)
[0125]
为了减少钢中的扩散性氢量，进行后热处理工序。通过设为氢浓度10vol％以下且露点50℃以下的炉内气氛，能够抑制钢中的扩散性氢量的增加。氢浓度优选为少，优选为5vol％以下，更优选为2vol％以下。氢浓度的下限没有特别限定，如上所述优选为少的一方，由此优选的下限是1vol％。另外，为了得到上述效果，露点为50℃以下，优选为45℃以下，更优选为40℃以下。露点的下限没有特别限定，但从制造成本的观点考虑优选为－80℃以上。
[0126]
对于滞留的温度t2，超过450℃的温度时，导致基于残留奥氏体的分解的延展性降低、拉伸强度的降低、镀覆层的劣化、外观的劣化，因此温度t2的上限为450℃。优选为430℃以下，更优选为420℃以下。另外，滞留的温度t2的下限小于70℃时，难以充分降低钢中的扩散性氢量，产生焊接部的裂纹破裂。因此，将上述温度t2的下限设为70℃。优选为80℃以上，更优选为90℃以上。
[0127]
另外，为了减少钢中的氢，不仅温度，使时间合理化也很重要。通过使滞留的时间调整为0.02hr以上且设为满足上述式(2)的时间，从而能够减少钢中的扩散性氢量。
[0128]
也能够在上述冷轧后，退火工序前，将冷轧中得到的冷轧板加热到a
c1
点～(a
c3
点+50℃)的温度区域，进行酸洗的前处理工序。
[0129]
加热到a
c1
点～(a
c3
点+50℃)的温度区域
[0130]“加热到a
c1
点～(a
c3
点+50℃)的温度区域”是为了在最终制品确保基于钢组织的形成的高延展性和镀覆性的条件。在后续退火工序前，材质上优选得到包含马氏体的组织。并且，从镀覆性的观点考虑，优选利用该加热在钢板表层部稠化mn等氧化物。从该观点出发，优选加热到a
c1
点～(a
c3
点+50℃)的温度区域。这里，上述的a
c1
、a
c3
使用以下的式中得到的值。
[0131]ac1
＝751－27c+18si－12mn－23cu－23ni+24cr+23mo－40v－
[0132]
6ti+32zr+233nb－169al－895b
[0133]ac3
＝910－203(c)
1/2
+44.7si－30mn－11p+700s+400al+400ti。
[0134]
应予说明，上述式的元素符号是指各元素的含量(质量％)，不含有的成分为0。
[0135]
上述加热后的酸洗在后续退火工序中担保镀覆性，由此利用酸洗除去稠化在钢板表层部的si、mn等氧化物。应予说明，在进行前处理工序的情况下需要进行酸洗。
[0136]
另外，可以在镀覆工序后进行平整轧制。
[0137]
平整轧制优选在镀覆工序的冷却后以0.1％以上的伸长率进行。也可以不进行平整轧制。平整轧制的情况下，在形状校正、表面粗糙度调整的目的的基础上，出于稳定地得到ys的目的，优选以0.1％以上的伸长率进行平整轧制。形状校正、表面粗度调整可以代替平整轧制而实施调平加工。过度的平整轧制在钢板表面导入有过度的应变，降低延展性、延伸凸缘性的评价值。另外，过度的平整轧制也降低延展性，除此之外，由于高强度钢板，设备负荷也提高。因此，平整轧制的压下率优选为3％以下。
[0138]
优选在上述平整轧制之前或之后进行宽度修整。通过该宽度修整，能够进行钢卷宽度调整。另外，如下所述，通过将宽度修整在后热处理工序之前进行，能够后续在后热处理中高效地释放出钢中氢。
[0139]
进行宽度修整的情况下，优选在后热处理工序前进行。在后热处理工序前进行宽度修整的情况下，优选将后热处理工序的、70℃～450℃的温度t2(℃)下滞留的滞留时间t(hr)设为0.02(hr)以上且满足下述式(3)的条件。
[0140]
130－17.5
×
ln(t)≤t2
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
(3)
[0141]
由上述式(3)可知，与上述式(2)的情况相比较，温度条件相同时能够短时间化，滞留时间的条件相同时可以低温化。
[0142]
＜高强度部件及其制造方法＞
[0143]
本发明的高强度部件是本发明的高强度镀锌钢板实施成型加工和焊接中的至少一个。另外，本发明的高强度部件的制造方法具有将根据本发明的高强度镀锌钢板的制造方法制造的高强度镀锌钢板进行成型加工和焊接中的至少一方的工序。
[0144]
本发明的高强度部件是拉伸强度为1100mpa以上的高强度，且屈服比为67％以上且强度－延展性平衡优异，耐氢脆性也优异，并且表面性状(外观)也良好。因此，本发明的高强度部件例如可以适宜用于汽车部件。
[0145]
成型加工可以毫无限制地使用冲压加工等一般的加工方法。另外，焊接可以毫无限制使用点焊、弧焊等一般的焊接。
[0146]
实施例
[0147]
[实施例1]
[0148]
用转炉熔制表1所示的钢a的成分组成的钢液，利用连续铸造机形成坯料。将该坯料加热到1200℃，以精轧制温度840℃、卷取温度550℃形成热轧钢卷。将该热轧钢卷形成为冷压下率50％且板厚1.4mm的冷轧钢板。对该冷轧钢板，利用各种氢浓度且露点－30℃的退火炉内气氛的退火处理，加热到810℃((a
c3
点－10℃)～900℃的范围内)，滞留60秒滞留后，冷却到500℃，滞留100秒。其后实施镀锌而进行合金化处理，镀覆后通过水温40℃的水槽，从而在冷却停止温度100℃以下，将平均冷却速度设为3℃/s以上的条件下进行冷却，制造高强度镀锌钢板(制品板)。平整轧制在镀覆后实施，伸长率为0.2％。宽度修整不实施。
[0149]
各自切出样品，评价焊接部的熔核破裂而作为钢中的氢量分析、耐氢脆性的评价。
将结果示于图1。
[0150]
钢中的氢量
[0151]
按照以下的方法测定钢中的氢量。首先，从实施后热处理完成的镀锌钢板，切出5
×
30mm左右的试验片。接着，使用雕刻机(精密磨床)而除去试验片表面的镀覆，置入石英管中。接着，在将石英管中用ar置换后，以200℃/hr升温，利用气相色谱仪测定到400℃为止产生的氢。这样，利用升温分析法测定释放出氢量。将在从室温(25℃)到小于250℃的温度区域中检测到的氢量的累积值设为扩散性氢量。
[0152]
耐氢脆性(焊接破裂)
[0153]
作为耐氢脆性的评价，评价钢板的电阻点焊部的熔核破裂。评价方法是在30
×
100mm的板的两端夹着板厚2mm的板作为隔离物，以电焊接合隔离物间的中央而制成作为部件的试验片。此时，点焊使用变频器直流电阻点焊机，电极使用铬铜制的前端径6mm的圆顶型。加压力为380kgf，通电时间为16个周期/50hz，保持时间为5个周期/50hz。使焊接电流值变化而制成各种熔核径的样品。
[0154]
两端的隔离物间隔为40mm，钢板和隔离物预先利用焊接进行固缚。焊接后防止24小时后，将隔离物部作为切口，进行焊接熔核的截面观察，进行基于氢脆化的破裂(裂纹)的有无的评价，求出没有裂纹的最小的熔核径。图1中示出了扩散性氢量(质量ppm)和最小熔核径(mm)的关系。
[0155]
如图1所示，钢中的扩散性氢量超过0.20质量ppm时至少熔核径急剧地变大，至少熔核径超过4mm而劣化。
[0156]
此外，扩散性氢量为本发明范围的情况下，钢组织、机械性质也在本发明范围。
[0157][0158]
[实施例2]
[0159]
用转炉熔制表1所示的钢a～n的成分组成的钢液，利用连续铸造机形成坯料后，加热到1200℃后进行热轧，形成精轧温度910℃，在卷取温度560℃形成热轧钢卷。其后，形成冷压率50％且1.4mm的板厚的冷轧钢卷。对其在表2所示的各种条件下实施加热(退火)、酸洗(酸洗使用酸洗液的hcl浓度调整为5mass％，液温调整为60℃的酸洗液)、镀覆处理、平整轧制、宽度修整、后热处理，制造1.4mm厚的高强度镀锌钢板(制品板)。此外，通过在冷却(镀覆处理后的冷却)中通过水温50℃的水槽，冷却到100℃以下。另外，镀覆处理中，在530℃且
20秒的条件下，进行镀锌的合金化处理。
[0160]
采取由以上得到的镀锌钢板的样品，利用下述的方法进行钢组织观察和拉伸试验，测定
·
计算组织的分率(面积率)、屈服强度(ys)、拉伸强度(ts)、屈服比(yr＝ys/ts)。另外，目测观察外观而评价镀覆性(表面性状)。评价方法如下所述。作为耐氢脆性的评价，评价焊接部的熔核破裂。
[0161]
组织观察
[0162]
从镀锌钢板采取组织观察用试验片，研磨l截面(与轧制方向平行的板厚剖面)后，利用硝酸乙醇液腐蚀，对利用sem在从表面起1/4t(t为总厚)附近的位置以1500倍的倍率观察3个视场以上并拍摄的图像进行解析(针对观察视场测定面积率，计算平均值)。其中，残留奥氏体的体积率(将体积率视为面积率)根据x射线衍射强度进行定量，由此存在导致各组织的合计超过100％的结果的情况。表3的f是指铁素体，m是指马氏体，b是指贝氏体，残留γ是指残留奥氏体。
[0163]
此外，对于上述组织观察，在一部分的例子中，作为其他的相，观察到珠光体、析出物、夹杂物的凝聚。
[0164]
拉伸试验
[0165]
从镀锌钢板沿着相对于轧制方向为直角方向采取jis5号拉伸试验片(jisz2201)，以拉伸速度(十字头速度)10mm/min恒定进行拉伸试验。屈服强度(ys)是从应力150～350mpa弹性区域的倾斜度读取0.2％耐力的值，拉伸强度是拉伸试验中的最大载荷除以初始的试验片平行部截面积的值。平行部的截面积计算中的板厚使用包括镀覆厚度在内的板厚值。测定拉伸强度(ts)、屈服强度(ys)、伸长率(el)，计算屈服比yr和式(1)。
[0166]
耐氢脆性
[0167]
作为耐氢脆性的评价，评价钢板的电阻点焊部的氢脆性。评价方法与实施例1相同。焊接电流值是形成与各自的钢板强度对应的熔核径的条件。1100mpa以上且小于1250mpa时，为3.8mm的熔核径，1250mpa～1400mpa时为4.8mm的熔核径。实施例1同样地两端的隔离物间隔为40mm，钢板和隔离物预先通过焊接固缚。焊接后放置24小时后，将隔离物部作为切口，进行焊接熔核的截面观察，对破裂(裂纹)的有无进行评价。在表3的焊接破裂一栏中，将无裂纹表示为
“○”
，将有裂纹表示为「
×
」。
[0168]
表面性状(外观)
[0169]
镀覆后，目视观察后热处理后的外观，将完全没有不镀覆缺陷的情况设为“良好”，将产生了不镀覆缺陷的情况设为“不良”，将没有不镀覆缺陷但产生了镀覆外观斑痕等的情况设为“略良好”。应予说明，不镀覆缺陷是指以数μm～数mm左右的水平，镀覆不存在，钢板露出的区域。
[0170]
钢中的扩散性氢量
[0171]
钢中的扩散性氢量的测定按照与实施例1相同的方法进行。
[0172]
将得到的结果示于表3。发明例的ts、yr、表面性状、耐氢脆性均良好。比较例任一个都变差。另外，根据发明例与比较例的对比可知，在本发明的成分组成、钢组织的范围内，扩散性氢量与耐氢脆性之间的关系与图1相同，扩散性氢量小于0.20质量ppm时，作为耐氢脆性，电阻点焊部熔核破裂的评价变得良好。
[0173]
[0174][0175]
产业上的可利用性
[0176]
本发明的高强度镀锌钢板不仅具有高拉伸强度，而且具有高屈服强度比和良好的延展性，板坯的耐氢脆性、表面性状也优异。因此，在汽车车体的骨架部件、特别是对碰撞安全性有影响的车厢周边的部件，应用使用本发明的高强度镀锌钢板而得到的高强度部件的情况下，与其安全性能的提高的同时，有助于基于高强度薄壁化效果的车体轻型化。其结果是本发明也可以对co2排放等环境方面有贡献。另外，本发明的高强度镀锌钢板兼具良好的
表面性状
·
镀覆品质，因此也能够积极地应用于脚周围等的担心雨雪腐蚀的部位。因此，根据本发明，对于车体的防锈
·
耐腐蚀性，也能够期待性能提高。这种特性并不限于汽车部件，而且对土木
·
建筑、家电领域也有效。