CN101641456A - 成形性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供，在拉伸强度780MPa以上的钢中，在将Al的添加控制在通常的脱氧所使用的水平的条件下，显示出TS×总延伸率≥15000MPa·％、TS×扩孔率≥45000MPa·％的成形性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。一种成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为钢的化学成分，以质量％计，含有C：0.05～0.3％、Si：大于0.60％且在2.0％以上、Mn：0.50～3.50％、P：0.003～0.100％、S：0.010％以下、Al：0.010～0.06％及N：0.007％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且钢板组织的纳米硬度的标准偏差为1.50GPa以下。

Description

成形性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及用于汽车、电力等产业领域的构件用的成形性优良的高强度热镀锌钢板。
背景技术
近年来，从保护地球环境的立场出发，从提高汽车的燃料效率及提高汽车的碰撞安全性的观点出发，通过车体材料的高强度化来谋求薄壁化、并使车体自身轻量化且高强度化的研究正在进行，从而促进了高张力钢板在汽车方面的应用。由于高张力钢的成形性比软钢差，因此正在开发进行了各种组织控制的成形性高的高张力钢板。而且，由于最近对提高汽车的耐腐蚀性的要求增强，因此正在开发实施了热镀锌的高张力钢板。
作为现有的技术，例如，专利文献1中提出了扩孔性优良的热镀敷高强度钢板，专利文献2～4中提出了镀层粘合性和延展性优良的热镀敷高强度钢板。
但是，这些技术为了确保TS590MPa以上的高强度，而必须添加0.25％以上的Al，因而存在合金成本和由添加Al所引起的铸造性变差等问题。并且，特别是专利文献2～4，由于含有残留奥氏体，因此虽然拉伸特性高，但在2次加工时存在裂纹发生的情况、成形部件的形状冻结性比铁素体+马氏体钢差的情况。
关于非专利文献1，在“发明内容”的项目中进行说明。
专利文献1：日本特开2005-256089号公报
专利文献2：日本特开2005-200690号公报
专利文献3：日本特开2005-200694号公报
专利文献4：日本特开2006-299344号公报
非专利文献1：Proceedings of the International Workshop on theInnovative Structural Materials for Infrastructure in 21st Centuryp189(Fig.4)
发明内容
本发明的课题在于，鉴于上述问题，得到具有与以往的高强度热镀锌钢板相同或以上的高成形性，并且具有与以往的高强度热镀锌钢板同样的成本、制造性的高强度热镀锌钢板及其制造方法。具体而言，在拉伸强度780MPa以上的钢中，在将Al的添加控制在通常的脱氧所使用的水平的条件下，显示出TS×总延伸率≥15000MPa·％、TS×扩孔率≥45000MPa·％的成形性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。为了使汽车用的车体用部件兼具轻量化与高的刚性，通过事先增加复杂形状的部件，并满足TS×总延伸率≥15000MPa·％、TS×扩孔率≥45000MPa·％，可用高张力钢板制造明显多于以往的部件。
本发明人首先对各种钢板，研究了钢板组织对TS×扩孔率、TS×总延伸率的影响。结果发现，钢板中的组织的纳米硬度的分布与TS×扩孔率相关。即，发现一般当作为钢板组织的代表部分的组织百分比、硬度在所测定的板厚1/4位置处的纳米硬度的标准偏差为1.50GPa以下时，TS×扩孔率高。
这里，纳米硬度是指使用Hysitron公司的TRIBOSCOPE，在载荷1000μN下测定的硬度。具体而言，对间距5μm的7个点排列成约7列的共计约50个点进行测定，求出其标准偏差。详情在实施例中说明。
作为显微组织的硬度测定技术，著名的是维氏硬度。但是，维氏硬度测定中负荷载荷的最小值为0.5gf，即使硬质的马氏体压痕尺寸也为1～2μm，无法测定微小的相的硬度。而且，马氏体在组织内具有板条束、板条块及板条等层次结构，贝氏体也具有被称为贝氏体束(sheaf)、亚单元(sub-unit)的层次结构，因而如非专利文献1所阐明的那样，对通过压痕尺寸测定的硬度产生影响的层次是不同的。例如，采用1μm以下的压痕尺寸进行评价的结果，与采用可以使用维氏硬度计测定的10μm以上的压痕尺寸进行评价的结果不同，材质与维氏硬度或纳米硬度的相互关系也不一样。在本发明中测定的条件下，发现压痕的一边的长度为300～800nm，减小该纳米硬度的标准偏差会使扩孔率提高。
并且发现，通过大量添加Si，并减少马氏体、残留奥氏体，可以在不使用Al而维持扩孔率的同时提高延伸率。虽然以往添加Si使镀层粘合性变差，但即使这样，在实际使用中也可以维持充分良好的粘合性。
本发明的主旨如下。
(1)一种成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为钢的化学成分，以质量％计，含有C：0.05～0.3％、Si：大于0.60％且在2.0％以下、Mn：0.50～3.50％、P：0.003～0.100％、S：0.010％以下、Al：0.010～0.06％及N：0.007％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且钢板组织的纳米硬度的标准偏差为1.50GPa以下。
(2)一种成形性优良的的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为钢的化学成分，以质量％计，含有C：0.05～0.3％、Si：大于0.60％且在2.0％以下、Mn：0.50～3.50％、P：0.003～0.100％、S：0.010％以下、Al：0.010～0.06％及N：0.007％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且，钢板组织含有以面积率计20％以上的铁素体，含有总面积率10％以上的回火马氏体、回火贝氏体和贝氏体，并且铁素体、回火马氏体、回火贝氏体和贝氏体的总面积率为90％以上，并且纳米硬度的标准偏差为1.50GPa以下。
(3)(1)或(2)所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，上述(1)或(2)所述的钢，以质量％计，还含有选自Cr：0.005～2.00％、V：0.005～2.00％、Mo：0.005～2.00％、Ni：0.005～2.00％及Cu：0.005～2.00％的1种或2种以上的元素。
(4)(1)～(3)中任一项所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，上述(1)～(3)中任一项所述的钢，以质量％计，还含有选自Ti：0.01～0.20％及Nb：0.01～0.10％的1种或2种元素。
(5)(1)～(4)中任一项所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，上述(1)～(4)中任一项所述的钢，以质量％计，还含有B：0.0002～0.005％。
(6)(1)～(5)中任一项所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，上述(1)～(5)中任一项所述的钢，以质量％计，还含有选自Ca：0.001～0.005％及REM：0.001～0.005％的1种或2种以上的元素。
(7)(1)～(6)中任一项所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，而且钢板组织的残留奥氏体及马氏体的总面积率为5％以下。
(8)(1)～(7)中任一项所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，从镀层/钢基界面至深0.5μm的区域的钢基表层部的平均固溶Si量及平均固溶Mn量均为0.5质量％以下。
(9)(1)～(7)中任一项所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，其为镀层中Fe％为7～15％的高强度合金化热镀锌钢板，并且，从镀层/钢基界面至深0.5μm的区域的钢基表层部的平均固溶Si量和平均固溶Mn量，平均固溶Si量为母材平均组成的Si量的70～90％，平均固溶Mn量为母材平均组成的Mn量的50～90％。
(10)一种成形性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将上述(1)～(6)中任一项所述成分的钢坯热轧、冷轧后，使用具有直焰炉型或无氧化炉型的加热带的连续热镀锌生产线进行退火，此时，在加热带上以从400℃至加热带输出侧温度的平均加热速度为10℃/s以上进行加热，使加热带输出侧温度达到600℃以上，接着，在还原带上以0.1～10℃/s的平均加热速度加热至最高到达温度750℃以上，保持30s以上之后，以10℃/s以上的平均冷却速度从750℃冷却至350℃以下，接着加热至350℃以上、700℃以下并保持1s以上，然后实施热镀锌，或者进一步在热镀锌后加热至490～550℃并实施合金化处理。
具体实施方式
下面，对本发明进行详细说明。首先，对钢板组织、钢的化学成分的限定理由进行说明。钢的化学成分、镀层的化学成分的各元素的含量的单位均为“质量％”，但以下仅以“％”进行表示。
纳米硬度的标准偏差为1.50GPa以下：
在板厚1/4位置附近处测定约50点的纳米硬度时，若纳米硬度的标准偏差大于1.50GPa，则无法达到TS×扩孔率≥45000MPa·％，因而使其为1.50GPa以下。优选为1.0GPa以下。标准偏差σ，对n个硬度数据x，通过式(1)求出。
σ = nΣ x 2 - ( Σx ) 2 n ( n - 1 ) - - - ( 1 )
C：0.05～0.3％
C是使奥氏体稳定的元素，由于易生成铁素体以外的硬质相，即马氏体、贝氏体、残留奥氏体、回火马氏体及回火贝氏体，因此是用于提高钢板强度，并使组织复合化而提高TS-拉伸平衡(TS×延伸率)所必需的元素。若C量小于0.05％，则即使实现制造条件最佳化，也难以确保铁素体以外的相，TS×延伸率降低。另一方面，若C量大于0.30％，则焊接部及热影响部的硬化显著，焊接部的机械特性变差。从上述观点出发，使C量在0.05～0.30％的范围内。优选为0.08％～0.15％。
Si：大于0.60％且在2.0％以下
Si是在钢的强化方面有效的元素。特别是，具有通过Si降低复合组织钢的纳米硬度的标准偏差的效果。虽然详情不清楚，但推测在将要得到同样的拉伸强度的钢板时，Si难以使硬质相的纳米硬度增加。并且，虽然Si是铁素体生成元素，但由于向奥氏体中的C的富集促进作用，因此易生成铁素体以外的硬质相，即马氏体、贝氏体、残留奥氏体、回火马氏体及回火贝氏体，得到铁素体+硬质相的复合组织，由此使高强度钢的TS×延伸率提高。并且，铁素体中的固溶Si还具有改善钢板的TS×总延伸率、扩孔性的效果。该效果是通过添加大于0.60％的Si而得到的。但是，若Si大于2.0％，则引起由向铁素体中的固溶量的增加而产生的成形性、韧性的变差，或由红锈等的发生而产生的表面性状、热镀的镀层附着/粘合性的变差。因此，使Si量为大于0.60％且在2.0％以下。优选为0.80～1.5％。
Mn：0.50～3.50％
Mn是在钢的强化方面有效的元素。并且是使奥氏体稳定的元素，是用于增加铁素体以外的相的体积、确保强度并提高TS×延伸率所必需的元素。该效果可以通过使Mn在0.50％以上来得到。另一方面，若过量添加Mn而使其大于3.50％，则由硬质相百分比过大、固溶强化所引起的铁素体的延展性变差变得显著，成形性降低。因此，使Mn为3.50％以下。优选为1.5％～3.0％。
P：0.003～0.100％
P是在钢的强化方面有效的元素，该效果可以通过使P在0.003％以上来得到。但是，若过量添加而使其大于0.100％，则引起由晶界偏析导致的脆化，使抗冲击性变差。因此，使P量为0.003％～0.100％。
S：0.010％以下
S成为MnS等夹杂物，并且是抗冲击性变差、沿焊接部的金属流动的裂纹产生的原因，因此尽可能降低其含量，但是，虽然从制造成本方面出发使其在0.010％以下，但在0.003％以下时扩孔性显著改善，因此0.003％以下为优选。
Al：0.010～0.06％
Al固定炼钢中及钢坯中的氧，抑制钢坯裂纹等缺陷发生。该效果可以通过0.010％的添加而得到。但是若大量添加，则连续铸造时的钢片裂纹发生的危险性增高，而使制造性降低。并且，合金成本上升，因而使其为0.06％以下。
N：0.007％以下
若N的总量大于0.007％，则钢板内部的粗大AlN增加，疲劳特性急剧变差。因此，使其为0.007％以下。
本发明中，以上述的成分组成作为必要成分，余量为铁及不可避免的杂质，但关于以下的成分组成，可以适量含有。
选自Cr：0.005～2.00％、V：0.005～2.00％、Mo：0.005～2.00％、Ni：0.005～2.00％及Cu：0.005～2.00％的1种或2种以上
Cr：0.005～2.00％
Cr在自退火温度起的冷却时抑制珠光体的生成，并且易生成马氏体、贝氏体、残留奥氏体、回火马氏体及回火贝氏体，使TS×延伸率提高。该效果通过使Cr为0.005％以上来得到。但是，若大于2.00％，则该效果饱和，并成为成本上升的主要原因。因此，规定为0.005～2.00％。
V：0.005～2.00％
V在自退火温度起的冷却时抑制珠光体的生成，并且易生成马氏体、贝氏体、残留奥氏体、回火马氏体及回火贝氏体，使TS×延伸率提高。该效果通过使V为0.005％以上来得到。但是，若大于2.00％，则该效果饱和，并成为成本上升的主要原因。因此，规定为0.005～2.00％。
Mo：0.005～2.00％
Mo在自退火温度起的冷却时抑制珠光体的生成，并且易生成马氏体、贝氏体、残留奥氏体、回火马氏体及回火贝氏体，使TS×延伸率提高。该效果通过使Mo为0.005％以上来得到。但是，若大于2.00％，则该效果饱和，并成为成本上升的主要原因。因此，规定为0.005～2.00％。
Ni：0.005～2.00％
Ni在自退火温度起的冷却时抑制珠光体的生成，并且易生成马氏体、贝氏体、残留奥氏体、回火马氏体及回火贝氏体，使TS×延伸率提高。该效果通过使Ni为0.005％以上来得到。但是，若大于2.0％，则该效果饱和，并成为成本上升的主要原因。因此，规定为0.005～2.00％。
Cu：0.005～2.00％
Cu在自退火温度起的冷却时抑制珠光体的生成，并且易生成马氏体、贝氏体、残留奥氏体、回火马氏体及回火贝氏体，使TS×延伸率提高。该效果通过使Cu为0.005％以上来得到。但是，若大于2.00％，则该效果饱和，并成为成本上升的主要原因。因此，规定为0.005～2.00％。
选自Ti：0.01～0.2％及Nb：0.01～0.1％的1种或2种
Ti：0.01～0.2％
Ti在钢的强化方面有效，并且使碳化物、析出物更加均匀地析出或强化铁素体基(ferrite base)，因而可以使纳米硬度的标准偏差更小，TS×扩孔率提高。虽然该效果可以通过使Ti在0.01％以上来得到，但若大于0.2％，则该效果饱和，并成为成本上升的主要原因。因此，设为0.01％～0.2％。
Nb：0.01～0.1％
Nb在钢的强化方面有效，并且使碳化物、析出物更加均匀地析出或强化铁素体基，因而可以使纳米硬度的标准偏差更小，TS×扩孔率提高。虽然该效果可以通过使Nb在0.01％以上来得到，但若大于0.1％，则该效果饱和，并成为成本上升的主要原因。因此，设为0.01％～0.1％。
B：0.0002～0.0050％
B具有抑制来自奥氏体晶界的铁素体的生成而使强度提高的作用。该效果可以通过使B为0.0002％以上来得到。但是，若大于0.0050％，则该效果饱和，并成为成本上升的主要原因。因此，设为0.0002％～0.0050％。
选自Ca：0.001～0.005％及REM：0.001～0.005％的1种或2种以上
Ca：0.001～0.005％
Ca具有通过使局部延展性提高而有助于提高延伸率、扩孔率，即提高成形性的作用。该效果可以通过使Ca为0.001％以上来得到，在0.005％时饱和。因此，设为0.001～0.005％。
REM：0.001～0.005％
REM具有通过使局部延展性提高而有助于提高延伸率、扩孔率，即提高成形性的作用。该效果可以通过使REM为0.001％以上来得到，在0.005％时饱和。因此，设为0.001～0.005％。
下面，对钢板组织进行说明。
铁素体以面积率计为20％以上：
若铁素体的面积率小于20％，则TS×总延伸率降低。因此，铁素体的面积率设为20％以上，优选为50％以上。
回火马氏体、回火贝氏体和贝氏体以总面积率计为10％以上：
若这些相的总面积率小于10％，则强度的确保变得困难，并且TS×延伸率也降低。因此，将这些相的总面积率设为10％以上。但是，若过量含有这些相，则TS×延伸率降低，因而优选该组织的总面积率为50％以下。
铁素体、回火马氏体、回火贝氏体和贝氏体的总面积率为90％以上：
若这些相的总面积率小于90％，则TS×扩孔率降低。因此，这些相的总面积率设为90％以上，优选为95％以上。
残留奥氏体和马氏体的总面积率为5％以下：
通过将这些相的总面积率设为55以下，TS×扩孔率显著提高。优选为3％以下。
下面，对从镀层/钢基界面至深0.5μm的区域的钢基表层部的固溶Si量及固溶Mn量进行说明。
热镀锌后没有进行合金化处理的高强度热镀锌钢板，从镀层/钢基界面至深0.5μm的区域的钢基表层部的平均固溶Si量及平均固溶Mn量均为0.5质量％以下。
若钢中的Si、Mn量多，则在退火阶段热镀锌之前Si、Mn在表面富集，因而热镀锌后没有进行合金化处理的热镀锌钢板，其镀层粘合性容易变差。因此，对于热镀锌钢板而言，从镀层粘合性的观点出发，需要使钢基表层中退火时选择氧化的易氧化性元素内部氧化，从而表层部的母材中的易氧化性元素的固溶绝对量大幅降低。制造工序中的内部氧化的区域，若是从镀层/钢基界面至深0.5μm的区域的钢基表层部，则镀层特性的确保充分，因而着眼于该区域的组成控制。若从镀层/钢基界面至深0.5μm的区域的钢基中的固溶Si量、固溶Mn量分别为0.5质量％以下，则在实际使用上可以确保充分良好的镀层粘合性，并且可以防止不镀的发生，但若大于0.5质量％，则不镀发生或镀层粘合性变差。因此，为了确保镀层粘合性、防止不镀的发生，必要的是，从镀层/钢基界面至深0.5μm的区域的钢基表层部的平均固溶Si量及平均固溶Mn量均为0.5质量％以下。
母材在进入CGL(连续热镀锌生产线)前，可以事先进行表面改性而使内部氧化。改性方法不限，例如可以将热轧钢板热处理，或在较高的温度、例如650℃以上的温度下卷取、并减慢卷取后的卷材的冷却速度。作为热处理方法，可以考虑在N2气氛气等非还原性气氛气中、在650℃下对热轧卷材进行热处理的方法。
并且，将CGL的加热带设为DFF(直焰炉)或NOF(无氧化炉)型，在CGL的加热带对钢基表层进行氧化处理，然后在还原处理时，通过由铁锈提供的氧同样地使钢基表层内部氧化，由此，使母材表层中的易氧化性元素的固溶元素量降低，抑制热镀锌之前的Si、Mn等的表面富集。如后所述，表层部的固溶Si量、固溶Mn量，例如氧化处理后在还原带进行还原处理时，可以通过提高加热带输出侧的钢板温度使Si、Mn等内部氧化，来降低钢基表层部的固溶Si量、固溶Mn量，因而可以通过将加热带输出侧温度控制在适当温度，来控制地铁表层部的固溶Si量、固溶Mn量。
氧化物的有无，可以通过将镀层钢板埋入树脂中进行研磨，使钢板剖面露出，使用EPMA进行组成分析、确认有无作为易氧化性元素的Si、Mn等与氧共存，或者通过使用TEM对用剖面的萃取复型、FIB薄膜加工过的样品进行组成分析等来确认。
钢基中的Si、Mn的固溶量，可以通过在同样地操作所制造的样品的剖面，对氧化物没有析出的部位进行组成分析来确认。而且，为了防止由于电子射线的扩散、来自分析位置的附近存在的氧化物的特征X射线所产生的误差，固溶量的测定优选在20000倍以上的倍率下使用FIB对薄膜加工后的样品进行TEM-EDS组成分析的方法。该方法，由于样品为薄膜，因此可以抑制电子射线的扩散，抑制来自分析位置的附近存在的氧化物的特征X射线所产生的误差，可以进行钢基自身的固溶元素量的精密的测定。
关于没有将镀层合金化处理的热镀锌钢板，镀层正下方的表层结构几乎保持镀敷之前、退火之后的状态，通过事先将Si固溶量、Mn固溶量抑制在低的水平，可以使从镀层/钢基界面至深0.5μm的区域的钢基表层部的固溶Si量和固溶Mn量为0.5质量％以下。
将镀层合金化处理后的高强度合金化热镀锌钢板，镀层中Fe％为7～15％，并且，从镀层/钢基界面至深0.5μm的区域的钢基表层部的平均固溶Si量和平均固溶Mn量，平均固溶Si量为母材平均组成的Si量的70～90％，平均固溶Mn量为母材平均组成的Mn量的50～90％。
若镀层中的Fe％小于7％，则引起烧痕等外观不良，若超过15％，则弯曲加工时的镀层剥离变得非常严重，因而需要使镀层中的Fe％为7～15％。更优选Fe％在8～13％的范围内。
合金化热镀锌钢板中，镀层正下方的表层结构，由于由合金化处理产生的钢基表层在镀层中溶出，因此与镀敷之前、退火之后的状态稍有不同，Si固溶量、Mn固溶量与没有将镀层合金化处理的热镀锌钢板相比增加。从镀层/钢基界面至深0.5μm的区域的钢基表层部的平均固溶Si量、平均固溶Mn量，相对于母材平均组成的Si量、Mn量，为了确保镀层粘合性、合金化均匀性等，需要Si为70～90％、Mn为50～90％。
若在母材中固溶一定程度的Si、Mn，则可以得到Fe-Zn合金化后的界面的粘合性提高的效果。这认为是由于固溶在母材中的Si、Mn等适当地使Fe-Zn合金化反应不均匀化而引起界面的粘固效果的缘故。若从镀层/钢基界面至深0.5μm的区域的钢基表层部的平均固溶Si量达到母材平均组成的Si量的70％以上，从镀层/钢基界面至深0.5μm的区域的钢基表层部的平均固溶Mn量达到母材平均组成的Mn量的50％以上，则该效果可充分显示出来。若平均固溶Si量小于母材平均组成的Si量的70％，平均固溶Mn量小于母材平均组成的Mn量的50％，则该效果变得不充分，粘固效果降低、镀层粘合性变差。若从镀层/钢基界面至深0.5μm的区域的钢基表层部的平均固溶Si量大于母材平均组成的Si量的90％，平均固溶Mn量大于母材平均组成的Mn量的90％，则退火时的Si、Mn表面富集增加而发生不镀的情况，镀层粘合性变得不良。
另外，虽然没有特别规定从镀层/钢基界面至深0.5μm的区域的钢基表层部的P固溶量、Al固溶量，但优选各自小于母材平均组成的P量、Al量的50％。若P、Al的含量少，则难以分析确认，因而没有对P、Al特别规定上限。
热镀锌层附着量为每一面20～150g/m2：
若热镀锌层的附着量小于20g/m2，则难以确保耐腐蚀性。并且，若镀层附着量大于150g/m2，则成本上升。因此，热镀锌层的附着量设为每一面20～150g/m2。并且，合金化热镀锌的情况下，若镀层中的铁含量(Fe％(质量％))小于7％，则合金化不均严重，弯曲加工时发生剥落，因而不优选。并且，Fe％大于15％的情况下，在镀层/钢基界面上形成硬质的Γ相，因而不优选。因此，合金化热镀锌的情况下，优选Fe％为7～15％。
下面，对制造方法进行说明。
熔炼上述的成分组成的钢坯，再进行热轧及冷轧来制造冷轧钢板。钢坯的熔炼也可以按照以往的方法，使用铸锭、连铸钢坯或薄板连铸机。热轧可以在将钢坯冷却后进行再加热，也可以在铸造后直接进行。终轧温度优选设为Ar3以上，但没有特别限定。冷轧的冷轧率可以为约30％～约60％，但不作特别限定。
接着，通过具有直焰炉型或无氧化炉型的加热带的连续热镀锌生产线，将冷轧钢板退火后实施热镀锌，或进一步实施热镀锌的合金化处理。
使加热带的输出侧温度为600℃以上，并且在加热带的炉内使从400℃至加热带输出侧温度的平均加热速度为10℃/s以上。
连续热镀锌工序中，为了在低成本下将表面活化，并确保大量含有Si、Mn的钢板的镀层粘合性，优选采用具有DFF(直焰炉)或NOF(无氧化炉)型的加热带的CGL(连续热镀锌生产线)进行制造。
具体而言，使用CGL炉内的加热带对钢基表层进行氧化处理，然后在还原处理时，通过由铁锈提供的氧同样地使钢基表层内部氧化，从而使母材表层中的易氧化性元素的固溶元素量降低，由此来抑制热镀锌之前Si、Mn等向钢板表面的表面富集。为此，需要加热钢板以使加热带输出侧的钢板温度达到600℃以上。若加热带的输出侧温度小于600℃，则由于温度低而钢基的氧化量少，还原处理时钢基表层的内部氧化变得不充分，不能充分降低镀层正下方的钢基表层中的固溶Si量、固溶Mn量。
并且，在加热带的炉内从400℃至加热带输出侧温度的平均加热速度小于10℃/s的情况下，由于生成牢固的氧化锈皮而变得难以还原，因此需要使该平均加热速度为10℃/s以上。小于400℃时几乎不促进氧化，因此没有限定小于400℃的加热速度。通过如上在加热带上快速加热，不仅镀敷性得到改善，而且钢板组织均匀细微化、从而能降低纳米硬度的不均，扩孔特性提高。
加热带的露点优选为0℃以上，并且O2浓度优选为0.1％以上。
接着，在还原带上以从还原带输入侧至最高到达温度的平均加热速度0.1～10℃/s加热至最高到达温度750℃以上，并保持30s以上。
以从还原带输入侧至最高到达温度的平均加热速度0.1～10℃/s进行加热：
若从还原带输入侧至最高到达温度的平均加热速度小于0.1℃/s，则需要减小通过速度，因而生产性变差。并且，若该平均加热速度达到10℃/s以上，则在还原带中钢基锈皮中的氧与还原带中的氢反应生成水，钢基表层的Fe类氧化锈皮被还原反应所消耗，从母材表层向钢基中扩散，从而使Si、Mn等内部氧化的氧量减少。其结果是，母材表层部的固溶Si、Mn量变得大量存在，并且在热镀锌之前这些元素在钢板表面选择氧化，因此促进Si、Mn等的表面富集。
由于还原带对表面进行还原处理，因此优选含有1～100％的H2。
加热至最高到达温度750℃以上，并保持30s以上：
若最高到达温度小于750℃、或者保持时间小于30s，则TS×延伸率不提高。这认为是由于冷轧后的变形的降低不充分。虽然没有特别规定加热温度上限及保持时间上限，但950℃以上的加热或600s以上的保持的效果饱和，并且涉及到成本上升，因而优选加热温度小于950℃、保持时间小于600s。
以10℃/s以上的平均冷却速度从750℃冷却至350℃以下：
用加热带加热后的钢板，以10℃/s以上的平均冷却速度从750℃冷却至350℃以下。若平均冷却速度小于10℃/s，则在钢板中生成珠光体，无法使铁素体、回火马氏体、贝氏体和回火贝氏体的总面积达到90％以上，TS×延伸性及TS×扩孔率不提高。冷却速度越快，越容易生成更硬质的低温相变相。本发明的情况下，优选尽可能回火而使马氏体生成，因而优选将平均冷却速度设为30℃/s以上来进行冷却，若平均冷却速度为100℃/s以上，则更为优选。另一方面，若大于500℃/s则钢板的形状变差，热镀层的适当的附着量控制、钢板总长的均匀性的确保变得极为困难，因而优选为500℃/s以下。
冷却到达温度条件为本发明中最重要的方面之一。若冷却到达温度大于350℃，则在热镀后的最终组织中，生成的马氏体、残留奥氏体大于10％，因而TS×扩孔率显著降低。因此，冷却到达温度设为350℃以下。对于上述特性，虽然优选冷却达到温度为200℃以下，但若在室温以下则效果饱和。由于从冷却后至再加热开始的时间对材质没有特别的影响，因此不作规定。从冷却后至再加热开始的时间越短成本越低，因而优选，但由于冷却结束后暂时卷取为卷材，因此也可以再次通过镀敷生产线进行加热。这种情况下，可在镀敷前进行酸洗、清洗，以除去钢板表面的锈皮。
加热至350℃以上、700℃以下并保持1s以上，然后进行热镀锌：
快速冷却至350℃以下之后，进行加热。加热时，若加热至小于350℃或大于700℃，则TS×扩孔率显著降低。其原因认为是由于热镀后生成残留奥氏体、马氏体等硬质相。从成本的观点出发，更优选该加热为小于500℃的加热。并且，该加热优选从加热前的温度起加热至更高温度，优选加热使温度上升量为200℃以上、更优选为250℃以上。加热后的保持时间，若小于1s则TS×扩孔率不提高，因而使其为1s以上。并且，即使将该保持时间设为600s以上，效果也已饱和，因而从上述特性的观点出发，优选使保持时间为10s～300s。
热镀锌可以将钢板浸入通常的镀浴中来进行。并且，在热镀锌后进行镀层的合金化处理的情况下，在镀浴中浸渍后，加热至490～550℃并保持1s～30s即可。
实施例
下面，通过实施例进一步详细地说明本发明，但下述实施例并不限制本发明，只要不改变本发明的主旨，则任何设计改变均包含于本发明的技术范围内。
通过真空熔解将表1所示化学成分的钢(A～T)熔炼，将得到的钢坯在900℃的终轧温度下进行热轧，制成热轧钢板，再在酸洗后以50％的冷轧率冷轧，得到板厚1.6mm的冷轧钢板。在表2所示条件下，对该冷轧钢板进行退火，然后在460℃下热镀锌，在480～580℃下加热10秒来进行合金化处理，以10℃/s进行冷却。也制造一部分不进行合金化处理的热镀锌钢板(钢J、M)。镀层附着量均为35～45g/m2。
对得到的镀层钢板，进行镀层粘合性评价。关于合金化处理过的镀层钢板(GA)，セロテ一プ(注册商标)剥离将镀层钢板弯曲90°时的弯曲加工部，每单位长度的剥离量通过荧光X射线测定Zn计数而得到，并按照下述的标准将等级1、2的镀层钢板评价为良好(○、△)，将3以上的镀层钢板评价为不良。
荧光X射线的Zn计数       等级
0以上且小于500    ：    1(良)
500以上且小于1000 ：    2
1000以上且小于2000：    3
2000以上且小于3000：    4
3000以上          ：    5(差)
关于没有进行合金化处理的镀层钢板(GI)，要求抑制冲击试验时的镀层剥离。这里，进行球冲击试验，セロテ一プ(注册商标)剥离加工部，目测判断有无镀层剥离。
○：无镀层剥离
×：镀层剥离
对通过上述方法制造的热镀锌钢板进行以下的调查。将调查结果示于表3。
对于钢板剖面组织，用3％硝酸乙醇溶液使组织呈现出来，使用扫描电子显微镜(SEM)以1000倍的倍率观察板厚1/4位置(相当于距表面板厚的4分之1的深度的位置)，由拍摄的组织照片将铁素体相的面积率定量化(组织的定量化，例如可以使用Adobe公司制的Photo Shop等图像处理软件来进行)。马氏体和残留奥氏体的总面积率，根据组织的细微程度拍摄1000～3000倍的适当倍率的SEM照片，若铁素体以外的部分的碳化物没有析出，则将目测判断的部分定量化。回火马氏体、回火贝氏体和贝氏体作为铁素体、马氏体、残留奥氏体和珠光体以外的部分，将回火马氏体、回火贝氏体和贝氏体的总面积率定量化。而且，组织的定量化可以使用上述的图像处理软件来进行。
拉伸特性，使用JIS 5号试验片，通过根据JIS Z 2241的方法来进行。测定TS(拉伸强度)、T.E1(总延伸率)，并求出以强度和总延伸率的积(TS×T.E1)来表示的强度-拉伸平衡的值。
扩孔试验，按照日本钢铁联盟标准JFST 1001来进行试验，根据各样品条件，求出3次试验的平均值。
纳米硬度是在距表面板厚1/4位置(相当于距表面板厚的4分之1的深度的位置)处来进行测定，使用Hysitron公司的TRIBOSCOPE，以3～5μm的间隔、7点×7～8点测定49～56点。为了使压痕成为一边为300～800nm的三角形，将负载载荷设为1000μN，在部分压痕的一边大于800nm的情况下，将负载载荷设为500μN。测定在除结晶晶界、异相界面外的位置处进行。标准偏差σ，对n个硬度数据x，通过上述的式(1)求出。
为了测定表层的Si、Mn的固溶量，对于FIB加工过的薄膜剖面样品，采用TEM-EDS在从镀层/母材界面正上方至基底钢板侧深0.5μm的区域内，为了防止干扰而进行没有析出物的部分的Si及Mn的点分析。对任意10点进行测定，将其平均值作为固溶量的评价值。关于合金化处理过的镀层钢板(GA)，使用表1所记载的化学成分(Si、Mn)作为母材平均组成，求出通过上述方法求出的固溶量(平均值)相对于表1的化学成分值的比，将该比记录于表3。
Figure G2008800092970D00201
Figure G2008800092970D00221
由上述结果可知，通过满足本发明规定的要素，能制造实现TS≥780MPa、TS×总延伸率≥15000MPa·％、TS×扩孔率≥45000MPa·％的成形性优良的高强度热镀锌钢板。而且，满足技术方案8和9中规定的要素的钢板，镀层粘合性良好。
产业上的利用可能性
本发明的高强度热镀锌钢板，在汽车、电力等产业领域中，可以作为用于要求薄壁化、耐腐蚀性的部件的高强度热镀锌钢板来利用。本发明的高强度热镀锌钢板的制造方法，可以作为制造上述高强度热镀锌钢板的方法来利用。

Claims (10)

1.一种成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为钢的化学成分，以质量％计，含有C：0.05～0.3％、Si：大于0.60％且在2.0％以下、Mn：0.50～3.50％、P：0.003～0.100％、S：0.010％以下、Al：0.010～0.06％及N：0.007％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且钢板组织的纳米硬度的标准偏差为1.50GPa以下。
2.一种成形性优良的的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为钢的化学成分，以质量％计，含有C：0.05～0.3％、Si：大于0.60％且在2.0％以下、Mn：0.50～3.50％、P：0.003～0.100％、S：0.010％以下、Al：0.010～0.06％及N：0.007％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且，钢板组织含有以面积率计20％以上的铁素体，含有总面积率10％以上的回火马氏体、回火贝氏体和贝氏体，并且铁素体、回火马氏体、回火贝氏体和贝氏体的总面积率为90％以上，并且纳米硬度的标准偏差为1.50GPa以下。
3.如权利要求1或2所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，权利要求1或2所述的钢，以质量％计，还含有选自Cr：0.005～2.00％、V：0.005～2.00％、Mo：0.005～2.00％、Ni：0.005～2.00％及Cu：0.005～2.00％的1种或2种以上的元素。
4.如权利要求1～3中任一项所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，权利要求1～3中任一项所述的钢，以质量％计，还含有选自Ti：0.01～0.20％及Nb：0.01～0.10％的1种或2种元素。
5.如权利要求1～4中任一项所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，权利要求1～4中任一项所述的钢，以质量％计，还含有B：0.0002～0.005％。
6.如权利要求1～5中任一项所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，权利要求1～5中任一项所述的钢，以质量％计，还含有选自Ca：0.001～0.005％及REM：0.001～0.005％的1种或2种以上的元素。
7.如权利要求1～6中任一项所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，钢板组织的残留奥氏体及马氏体的总面积率为5％以下。
8.如权利要求1～7中任一项所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，从镀层/钢基界面至深0.5μm的区域的钢基表层部的平均固溶Si量及平均固溶Mn量均为0.5质量％以下。
9.如权利要求1～7中任一项所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，其为镀层中Fe％为7～15％的高强度合金化热镀锌钢板，并且，从镀层/钢基界面至深0.5μm的区域的钢基表层部的平均固溶Si量和平均固溶Mn量，平均固溶Si量为母材平均组成的Si量的70～90％，平均固溶Mn量为母材平均组成的Mn量的50～90％。
10.一种成形性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1～6中任一项所述成分的钢坯热轧、冷轧后，使用具有直焰炉型或无氧化炉型的加热带的连续热镀锌生产线进行退火，此时，在加热带上以从400℃至加热带输出侧温度的平均加热速度为10℃/s以上进行加热，使加热带输出侧温度达到600℃以上，接着，在还原带上以0.1～10℃/s的平均加热速度加热至最高到达温度750℃以上，保持30s以上之后，以10℃/s以上的平均冷却速度从750℃冷却至350℃以下，接着加热至350℃以上、700℃以下并保持1s以上，然后实施热镀锌，或者进一步在热镀锌后加热至490～550℃并实施合金化处理。
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