CN108603269B - 高强度镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供具有优异的弯曲性、耐点焊部裂纹性、拉伸凸缘性及轴向压溃稳定性的高强度镀锌钢板及其制造方法。所述高强度镀锌钢板具备钢板和特定的镀锌层，其中，该钢板具有特定的成分组成和钢组织，所述钢组织为：以总面积率计含有铁素体和不含碳化物的贝氏体25％以下(包括0％)，以总面积率计含有回火马氏体和含碳化物的贝氏体70～97％，以总面积率计含有马氏体和残留奥氏体3～20％，以面积率计含有残留奥氏体1～5％，铁素体、不含碳化物的贝氏体、马氏体及残留奥氏体的总面积率为3～30％，残留奥氏体中的C量为0.10～0.50％，含碳化物的贝氏体的平均结晶粒径及回火马氏体的平均结晶粒径为5～20μm。

Description

高强度镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适用于汽车用部件用途、且弯曲性、耐点焊部裂纹性、拉伸凸缘性及轴向压溃稳定性(是指在轴向压溃时不产生裂纹、破裂，稳定地被压溃成蛇腹状的性质)优异的高强度镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
从改进汽车的碰撞安全性、改善油耗、以及防锈的观点考虑，要求用于汽车用部件的钢板的高防锈高强度化。但是，材料的强化通常导致加工性降低，因此要求开发除了强度和防锈以外，加工性也优异的钢板。而且，要求加工后作为部件的性能也优异。例如，在碰撞盒(crash box)等部件中具有弯曲加工部、冲裁端面，因此，从加工性的观点考虑，要求弯曲性及拉伸凸缘性优异。另外，从部件组装、性能的观点考虑，要求点焊部完整、轴向压溃特性稳定。因此，希望综合满足这些特性。专利文献1中公开了与弯曲性及拉伸凸缘性优异的合金化熔融镀锌钢板相关的技术。然而，专利文献1中没有考虑到镀锌所导致的点焊部裂纹、轴向压溃稳定性，存在改进的余地。
专利文献2中公开了通过细化铁素体粒而提高轴向压溃稳定性的技术。然而，专利文献2中没有考虑拉伸凸缘性，存在改进的余地。另外，没有镀锌钢板的见解，也没有考虑镀锌导致的点焊部裂纹。
这样，不存在综合满足强度、弯曲性、耐点焊部裂纹性、拉伸凸缘性及轴向压溃稳定性的钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2015-193907号公报
专利文献2：日本特开2009-138222号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明是解决上述课题的发明，其目的在于提供一种具有优异的弯曲性、耐点焊部裂纹性、拉伸凸缘性及轴向压溃稳定性的高强度镀锌钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
为了实现上述的课题，本发明人等进行了深入研究。其结果发现，通过形成高强度熔融镀锌钢板，能够解决上述课题，所述高强度熔融镀锌钢板具备钢板和形成在钢板上的镀锌层，所述钢板的成分组成以质量％计含有：C：0.08～0.15％、Si：0.1～1.0％、Mn：2.0～3.0％、P：0.100％以下(不包括0％)、S：0.02％以下(不包括0％)、Al：0.01～1.0％、N：0.010％以下，并且含有选自以下成分中的1种以上：Cr：0.005～2.0％、Ti：0.005～0.20％、Nb：0.005～0.20％、Mo：0.005～2.0％、V：0.005～2.0％，且满足Cr+Ti+Nb+Mo+V≥Si，余量由Fe及不可避免的杂质构成；所述钢板的钢组织为：以总面积率计含有铁素体和不含碳化物的贝氏体25％以下(包括0％)，以总面积率计含有回火马氏体和含碳化物的贝氏体70～97％，以总面积率计含有马氏体和残留奥氏体3～20％，以面积率计含有残留奥氏体1～5％，所述铁素体、所述不含碳化物的贝氏体、所述马氏体及所述残留奥氏体的总面积率为3～30％，残留奥氏体中的C量为0.10～0.50％，含碳化物的贝氏体的平均结晶粒径及回火马氏体的平均结晶粒径为5～20μm。
本发明是基于这样的见解而完成的，更具体而言，本发明提供以下内容。
[1]一种高强度镀锌钢板，其具备：钢板、和形成在所述钢板上且Fe含量为6质量％以上的镀锌层，其中，
所述钢板的成分组成以质量％计含有：C：0.08～0.15％、Si：0.1～1.0％、Mn：2.0～3.0％、P：0.100％以下(不包括0％)、S：0.02％以下(不包括0％)、Al：0.01～1.0％、N：0.010％以下，并且含有选自以下成分中的1种以上：Cr：0.005～2.0％、Ti：0.005～0.20％、Nb：0.005～0.20％、Mo：0.005～2.0％、V：0.005～2.0％，且满足Cr+Ti+Nb+Mo+V≥Si，余量由Fe及不可避免的杂质构成；
所述钢板的钢组织为：以总面积率计含有铁素体和不含碳化物的贝氏体25％以下(包括0％)，以总面积率计含有回火马氏体和含碳化物的贝氏体70～97％，以总面积率计含有马氏体和残留奥氏体3～20％，以面积率计含有残留奥氏体1～5％，所述铁素体、所述不含碳化物的贝氏体、所述马氏体及所述残留奥氏体的总面积率为3～30％，残留奥氏体中的C量为0.10～0.50％，含碳化物的贝氏体的平均结晶粒径及回火马氏体的平均结晶粒径为5～20μm。
[2]根据[1]中记载的高强度镀锌钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有选自以下成分中的1种以上：Ni：0.005～2.0％、Cu：0.005～2.0％、B：0.0001～0.0050％、Ca：0.0001～0.0050％、REM：0.0001～0.0050％、Sn：0.01～0.50％、Sb：0.0010～0.10％。
[3]一种高强度镀锌钢板的制造方法，该方法具有以下工序：
退火工序，将对具有[1]或[2]所述的成分组成的钢实施热轧及酸洗而制作成的热轧板、或者以20％以上的压下率对该热轧板实施冷轧而制作成的冷轧板进行加热，该加热的条件为：600～720℃的温度范围的加热速度为3.0℃/秒以下、且加热温度为780～950℃，
冷却至150～400℃，在该冷却中，450～720℃的平均冷却速度为10℃/秒以上，
在所述加热及冷却中，在780～950℃的温度范围的停留时间为30秒钟以上，
在所述冷却后进行再加热，该再加热的条件为：加热温度大于150℃且为600℃以下、并且在大于150℃且600℃以下的温度范围的停留时间为1000秒钟以下，或者，在所述冷却后使其停留，该停留的条件为：在大于150℃且400℃以下的温度范围的停留时间为1000秒钟以下；
镀锌工序，对所述退火工序后的退火板实施镀锌，接着加热至460～600℃实施镀敷合金化处理，冷却至50℃以下。
发明效果
根据本发明，能够获得具有优异的弯曲性、耐点焊部裂纹性、拉伸凸缘性及轴向压溃稳定性的高强度镀锌钢板。本发明的高强度镀锌钢板适于汽车部件用原料。
附图说明
图1是用于说明含碳化物的贝氏体(a)和不含碳化物的贝氏体(b)的图。
图2是示意性地示出轴向压溃稳定性的评价中使用的轴向压溃部件的图。
图3是示意性地示出轴向压溃稳定性的评价中使用的压溃试验体的制作方法的图。
图4是示意性地示出点焊部裂纹的评价方法的图。
符号说明
1 点焊部
2 底板
3 TIG焊接部
4 电极
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明并不限定于以下的实施方式。
本发明的高强度镀锌钢板具有钢板和镀锌层。首先，对钢板进行说明。钢板具有特定的成分组成和特定的钢组织。按照成分组成、钢组织的顺序进行说明。
钢板的成分组成以质量％计含有：C：0.08～0.15％、Si：0.1～1.0％、Mn：2.0～3.0％、P：0.100％以下(不包括0％)、S：0.02％以下(不包括0％)、Al：0.01～1.0％、N：0.010％以下，并且含有选自以下成分中的1种以上：Cr：0.005～2.0％、Ti：0.005～0.20％、Nb：0.005～0.20％、Mo：0.005～2.0％、V：0.005～2.0％，且满足Cr+Ti+Nb+Mo+V≥Si，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
上述成分组成以质量％计可以进一步含有选自以下成分中的1种以上：Ni：0.005～2.0％、Cu：0.005～2.0％、B：0.0001～0.0050％、Ca：0.0001～0.0050％、REM：0.0001～0.0050％、Sn：0.01～0.50％、Sb：0.0010～0.10％。以下，对各成分进行说明。表示成分的含量的“％”是指“质量％”。
C：0.08～0.15％
C(碳)是有助于提高马氏体、残留奥氏体的面积率，提高强度，提高轴向压溃稳定性的有效的元素。C含量小于0.08％时，无法充分获得这样的效果。另一方面，C含量超过0.15％时，导致弯曲性变差、点焊部裂纹。因此，C含量设为0.08～0.15％。下限优选为0.09％以上，上限优选为0.13％以下。
Si：0.1～1.0％
Si(硅)是通过抑制碳化物的生成、促进奥氏体中C富集而生成残留奥氏体，有助于提高轴向压溃稳定性的有效的元素。为了获得这样的效果，需要将Si含量设为0.1％以上。另一方面，Si含量超过1.0％时，残留奥氏体过度稳定化，轴向压溃稳定性降低。因此，Si含量设为0.1～1.0％。下限优选为0.15％以上，更优选为超过0.3％，上限优选为0.7％以下。
Mn：2.0～3.0％
Mn(锰)是为了抑制铁素体、不含碳化物的贝氏体的生成而得到回火马氏体、残留奥氏体的有效的元素。Mn含量为2.0％以下时，无法充分获得这样的效果。另一方面，Mn含量超过3.0％时，会导致点焊部裂纹。因此，Mn含量为2.0～3.0％。下限优选为2.3％以上，上限优选为2.8％以下。
P：0.100％以下(不包括0％)
由于P(磷)使扩孔性降低，因此希望尽可能降低其含量。在本发明中，可以允许P含量达到0.100％。下限没有特别限定，但P含量小于0.001％时，会导致生产效率降低，因此优选P含量为0.001％以上。
S：0.02％以下(不包括0％)
由于S(硫)使扩孔性降低，因此希望尽可能降低其含量。在本发明中，可以允许S含量达到0.02％。下限没有特别限定，但在小于0.0002％时，会导致生产效率降低，因此优选S含量为0.0002％以上。
Al：0.01～1.0％
Al(铝)作为脱氧剂发挥作用，优选在脱氧工序中添加。为了获得这样的效果，需要将Al含量设为0.01％以上。另一方面，Al含量超过1.0％时，大量生成对本发明而言不优选的铁素体、不含碳化物的贝氏体。因此，Al含量设为0.01～1.0％。下限优选为0.02％以上，上限优选为0.50％以下。
N(氮)：0.010％以下
过量含有时会导致点焊裂纹、弯曲性变差，因此设为0.010％以下。下限优选为0.0010％以上，上限优选为0.0060％以下。
选自Cr：0.005～2.0％、Ti：0.005～0.20％、Nb：0.005～0.20％、Mo：0.005～2.0％、V：0.005～2.0％中的至少一种
Cr(铬)、Nb(铌)、Ti(钛)、Mo(钼)、V(钒)通过形成碳化物而降低残留奥氏体中的C量，是有助于提高轴向压溃稳定性的重要的成分。在Cr、Nb、Ti、Mo、V的含量分别小于上述下限时，轴向压溃稳定性降低。另一方面，在Cr、Nb、Ti、Mo、V的含量分别超过上限时，残留奥氏体中的C过于降低，扩孔率降低。因此，选自Cr、Nb、Ti、Mo、V中的至少一种成分的各自的含量设为Cr：0.005～2.0％、Nb：0.005～0.20％、Ti：0.005～0.20％、Mo：0.005～2.0％、V：0.005～2.0％。对于下限的优选含量，Cr为0.10％以上，Nb为0.01％以上，Ti为0.01％以上，Mo为0.05％以上，V为0.03％以上。对于上限的优选含量，Cr为0.80％以下，Nb为0.05％以下，Ti为0.05％以下，Mo为0.50％以下，V为0.50％以下。
需要说明的是，在从Cr、Nb、Ti、Mo、V中含有两种以上的情况下，任一种的含量为上述范围即可。这是由于，其它的含量小于上述下限值的情况也不妨害本发明的效果。小于下限值的成分作为以不可避免的杂质的形式而含有的物质来处理。
Cr+Ti+Nb+Mo+V≥Si
相对于作为碳化物抑制元素的Si的含量，通过将碳化物形成元素的Cr、Ti、Nb、Mo、V总计设为Si以上的含量，可降低残留奥氏体中的C量，能够获得希望的轴向压溃稳定性。因此，Cr、Ti、Nb、Mo、V的含量的总计为Si含量以上。
余量是Fe及不可避的杂质，可以根据需要适当含有以下元素的一种以上。
如上所述，上述成分组成可以进一步含有选自Ni：0.005～2.0％、Cu：0.005～2.0％、B：0.0001～0.0050％、Ca：0.0001～0.0050％、REM：0.0001～0.0050％、Sn：0.01～0.50％、Sb：0.0010～0.10％中的一种以上。
Ni(镍)、Cu(铜)、B(硼)是生成马氏体，有助于高强度化的有效的元素。为了获得该效果，将它们的含量设为上述下限以上是有效的。Ni、Cu、B的含量分别超过上述上限时，会导致点焊部裂纹、轴向压溃稳定性变差。对于下限的优选含量，Ni为0.050％以上，Cu为0.050％以上，B为0.0005％以上。对于上限的优选含量，Ni为0.5％以下，Cu为0.5％以下，B为0.0040％以下。
Ca(钙)、REM(稀土元素)是通过控制夹杂物的形态而有助于提高扩孔性的有效的元素。为了获得该效果，将这些元素的含量设为上述下限以上是有效的。Ca、REM的含量超过0.0050％时，有时夹杂物量增加，扩孔性变差。对于下限的优选含量，Ca为0.0005％以上，REM为0.0005％以上。对于上限的优选含量，Ca为0.0030％以下，REM为0.0030％以下。
Sn(锡)、Sb(锑)抑制脱碳、脱氮、脱硼等，对于抑制钢的强度降低是有效的元素。另外，Sn、Sb对于抑制点焊部裂纹也是有效的。为了获得这些效果，将这些元素的含量设为上述下限以上是有效的。Sn、Sb的含量超过各自的上述上限时，有时扩孔性降低。对于下限的优选含量，Sn、Sb均为0.0050％以上。对于上限的优选含量，Sn为0.10％以下，Sb为0.05％以下。
需要说明的是，在Ni、Cu、B、Ca、REM、Sn、Sb的含量小于上述下限值时，不妨害本发明的效果，因此是可以允许的。在小于下限值的情况下，将这些成分作为以不可避免的杂质的形式而含有的物质。
另外，在本发明中，可以以总计达0.002％含有作为不可避免的杂质的Zr(锆)、Mg(镁)、La(镧)、Ce(铈)等杂质元素。
接着，对钢组织进行说明。钢组织为：以总面积率计含有铁素体和不含碳化物的贝氏体25％以下(包括0％)，以总面积率计含有回火马氏体和含碳化物的贝氏体70～97％，以总面积率计含有马氏体和残留奥氏体3～20％，以面积率计含有残留奥氏体1～5％，上述铁素体、上述不含碳化物的贝氏体、上述马氏体及上述残留奥氏体的总面积率为3～30％，残留奥氏体中的C量为0.10～0.50％，含碳化物的贝氏体的平均结晶粒径及回火马氏体的平均结晶粒径为5～20μm。需要说明的是，贝氏体包括回火贝氏体。
铁素体和不含碳化物的贝氏体的总计：25％以下(包括0％)
从兼顾强度和拉伸凸缘性的观点、以及轴向压溃稳定性的观点考虑，不优选铁素体、不含碳化物的贝氏体。在本发明中，总面积率可以允许至25％。因此，铁素体和不含碳化物的贝氏体的总面积率设为25％以下，优选设为15％以下。上述面积率采用通过实施例中记载的测定方法测定得到的值。
没有碳化物的贝氏体是指，将与轧制方向平行的板厚截面抛光后，用3％硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，利用SEM(扫描电子显微镜)以1500倍的倍率对板厚方向上距表面1/4位置进行拍摄，在得到的图像数据中，无法确认碳化物的情况。如图1所示，在图像数据中，碳化物是具有白色的点状或线状这样的特征的部分，可以与不是点状或线状的岛状马氏体、残留奥氏体相区别。需要说明的是，在本发明中，将短轴长度为100nm以下的情况作为点状或线状。另外，没有碳化物的贝氏体也可以具有岛状马氏体，岛状马氏体在图像数据中是白色或亮灰色的部分。这里，碳化物可以示例出渗碳体等铁系碳化物、Ti系碳化物、Nb系碳化物等。
回火马氏体和含碳化物的贝氏体的总计：70～97％
从兼顾强度和拉伸凸缘性的观点考虑，回火马氏体及含碳化物的贝氏体均很重要。它们的总面积率小于70％时，无法实现希望的TS(拉伸强度)或扩孔率。另一方面，总面积率超过97％时，残留奥氏体、马氏体减少，轴向压溃稳定性降低。因此，回火马氏体和含碳化物的贝氏体的总面积率设为70～97％。下限优选为75％以上，更优选为80％以上。上限优选为95％以下，更优选为93％以下。上述面积率采用通过实施例中记载的测定方法测定得到的值。
具有碳化物的贝氏体是指，将与轧制方向平行的板厚截面抛光后，用3％硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，利用SEM(扫描型电子显微镜)以1500倍的倍率对板厚方向上距表面1/4位置进行拍摄，在得到的图像数据中，能够确认碳化物的情况。需要说明的是，上述面积率采用通过实施例中记载的方法测定得到的值。
马氏体和残留奥氏体的总计：3～20％
马氏体(是指淬火马氏体。其中，还包括自回火马氏体)和残留奥氏体的总面积率小于3％时，轴向压溃稳定性降低。另一方面，超过20％时，扩孔率降低。因此，马氏体和残留奥氏体的总面积率设为3～20％。下限优选为5％以上，上限优选为15％以下。上述面积率采用通过实施例中记载的测定方法测定得到的值。需要说明的是，这里，残留奥氏体是指下述的C量为0.10～0.50％的残留奥氏体。
残留奥氏体：1～5％
在本发明中，从轴向压溃稳定性的观点考虑，微量的残留奥氏体是重要的。其机理尚未明确，但可以推测这是由于，在轴向压溃时，在变形应力集中部，不稳定残留奥氏体直接转变为马氏体，促进应变传播。不稳定残留奥氏体小于1％时，无法获得这样的效果。另一方面，超过5％时，弯曲性、拉伸凸缘性降低。因此，残留奥氏体的面积率设为1～5％。上述面积率采用通过实施例中记载的测定方法测定得到的值。
残留奥氏体中的C量：0.10～0.50％
残留奥氏体中的C量超过0.50％时，残留奥氏体过于稳定，轴向压溃稳定性降低。另一方面，小于0.10％时，扩孔率降低。因此，残留奥氏体中的C量设为0.10～0.50％。下限优选为0.2％以上，上限优选为0.45％以下。上述C量采用通过实施例中记载的测定方法测定得到的值。
铁素体、不含碳化物的贝氏体、马氏体及残留奥氏体的总计：3～30％
从兼顾弯曲性、轴向压溃稳定性及拉伸凸缘性的观点考虑，在铁素体、不含碳化物的贝氏体、马氏体及残留奥氏体共存的情况下，需要将其总面积率设为3～30％。在小于3％时，无法获得希望量的马氏体和残留奥氏体，轴向压溃稳定性降低。另一方面，在超过30％时，弯曲性及扩孔率降低。因此，铁素体、不含碳化物的贝氏体、马氏体及残留奥氏体的总面积率设为3～30％。下限优选为4％以上，更优选为5％以上。上限优选为15％以下，更优选为12％以下。
回火马氏体、含碳化物的贝氏体的平均结晶粒径：5～20μm
回火马氏体及含碳化物的贝氏体中任一者的平均结晶粒径小于5μm时，晶界的残留奥氏体增加，弯曲性、扩孔率降低。另一方面，任一者的平均粒径超过20μm时，弯曲性、轴向压溃稳定性降低。因此，回火马氏体和含碳化物的贝氏体的平均结晶粒径分别设为5～20μm。下限优选为6μm以上，上限优选为16μm以下。需要说明的是，平均结晶粒径采用通过实施例中记载的方法测定而得到的值。
需要说明的是，作为其它的组织，有珠光体等，在本发明中，在不妨害本发明效果的范围内也可以以面积率计包含其它组织至10％。即，优选90％以上为上述的相。
接下来，对镀锌层进行说明。镀锌层的Fe含量为6质量％以上。通过使其为6质量％以上，能够改善耐点焊裂纹性。上限没有特别限定，从粉化性的观点考虑，优选Fe含量为15质量％以下。
＜高强度镀锌钢板的制造方法＞
本发明的高强度镀锌钢板的制造方法具有退火工序和镀锌工序。
退火工序是下述工序：将对具有上述成分组成的钢实施热轧及酸洗而制作成的热轧板、或者以20％以上的压下率对该热轧板实施冷轧而制作成的冷轧板进行加热，该加热的条件为：600～720℃的温度范围的加热速度为3.0℃/秒以下、且加热温度为780～950℃；冷却至150～400℃，在该冷却中，450～720℃的平均冷却速度为10℃/秒以上；在上述加热及冷却中，在780～950℃的温度范围的停留时间为30秒钟以上；在上述冷却后进行再加热，该再加热的条件为：加热温度大于150℃且为600℃以下、并且在大于150℃且600℃以下的温度范围的停留时间为1000秒钟以下，或者，在上述冷却后使其停留，该停留的条件为：在大于150℃且400℃以下的温度范围的停留时间为1000秒钟以下。
首先，对本发明的制造方法中使用的热轧板进行说明。热轧板的制造方法没有特别限定。为了防止宏观偏析，热轧板的制造中使用的钢坯优选利用连续铸造法来制造，也可以通过铸锭法、薄钢坯铸造法来制造。在对钢坯进行热轧中，可以暂时将钢坯冷却至室温，然后进行再加热并进行热轧，也可以不将钢坯冷却至室温，而是装入加热炉进行热轧。或者也可以应用在稍微进行保温后立即进行热轧的节能工艺。在加热钢坯时，为了使碳化物熔化、防止轧制负荷增大，优选将钢坯加热温度设为1100℃以上。另外，为了防止氧化皮损失增大，优选将钢坯加热温度设为1300℃以下。需要说明的是，钢坯加热温度是钢坯表面的温度。在对钢坯进行热轧时，也可以对粗轧后的粗钢条进行加热。而且，可以应用将粗钢条彼此接合而连续地进行精轧的所谓的连续轧制工艺。精轧增大各向异性，有时使冷轧、退火后的加工性降低，因此优选在Ar3相变点以上的精轧温度下进行。另外，为了降低轧制负荷、使形状、材质均匀化，优选在精轧的全部道次或部分道次中进行摩擦系数为0.10～0.25的润滑轧制。
卷取后的钢板可以在通过酸洗等去除氧化皮后根据需要实施热处理、压下率为20％以上的冷轧。
冷轧的压下率：20％以上
冷轧的压下率小于20％时，退火时生成粗晶粒，无法得到上述钢组织。因此，冷轧的压下率设为20％以上，优选设为30％以上。上限没有特别限定，但在超过90％时，轧制形状变差，因此优选为90％以下。
600～720℃的温度范围的加热速度：3.0℃/秒以下
600～720℃的温度范围的加热速度超过3.0℃/秒时，发生细粒化而无法得到本发明的钢组织。因此，600～720℃的温度范围的加热速度设为3.0℃/秒以下。下限没有特别限定，从生产效率等的观点考虑，优选为0.1℃/秒以上。需要说明的是，在上述温度范围外的加热速度没有特别限定，通常为0.5～3.0℃/秒的范围。另外，加热速度指平均加热速度。
加热温度：780～950℃
加热温度(退火温度)小于780℃时，过量生成铁素体，无法得到希望的钢组织。另一方面，加热温度超过950℃时，奥氏体粗大化，无法得到希望的钢组织。因此，加热温度设为780～950℃，优选设为780～900℃。
450～720℃的温度范围的平均冷却速度：10℃/秒以上
450～720℃的温度范围的平均冷却速度小于10℃/秒时，大量生成铁素体、不含碳化物的贝氏体，无法得到希望的钢组织。因此，450～720℃的平均冷却速度设为10℃/秒以上，优选设为15℃/秒以上。上限没有特别限定，从操作的观点考虑，超过100℃/秒时，温度偏差容易增大，因此优选为100℃/秒以下。需要说明的是，上述温度范围外的平均冷却速度没有特别限定，通常为15～40℃/秒的范围。
冷却停止温度：150～400℃
冷却停止温度小于150℃时，残留奥氏体的生成量降低，无法得到希望的钢组织。另一方面，冷却停止温度超过400℃时，马氏体、残留奥氏体的生成量增大，无法得到希望的钢组织。因此，冷却停止温度设为150～400℃，优选设为150～350℃。需要说明的是，在本发明中，冷却停止保持不会特别影响最终的特性，因此可以根据需要来进行。
780～950℃的温度范围的停留时间：30秒钟以上
上述加热及冷却中的780～950℃的温度范围的停留时间小于30秒钟时，奥氏体的生成不足，铁素体的生成量增大，无法得到希望的钢组织。因此，780～950℃的温度范围的停留时间设为30秒钟以上。上限没有特别限定，从生产效率等观点考虑，优选为1000秒钟以下。
再加热温度：大于150℃且600℃以下
再加热温度超过600℃时，奥氏体分解为珠光体等，因此无法得到希望量的残留奥氏体。另外，回火马氏体、含碳化物的贝氏体软化，强度降低。另一方面，在低于冷却停止温度时无法进行加热，因此将下限设为超过150℃。因此，再加热温度设为大于150℃且600℃以下，优选设为大于150℃且500℃以下。
大于150℃且600℃以下的温度范围的停留时间：1000秒钟以下
上述停留时间大于1000秒钟时，奥氏体分解为珠光体等，无法得到希望量的残留奥氏体。因此，上述停留时间设为1000秒钟以下，优选设为500秒钟以下。另外，从操作稳定性的观点考虑，优选上述停留时间为5秒钟以上。
需要说明的是，可以在冷却后使其停留来代替上述再加热，该停留的条件为：在该冷却后大于150℃且400℃以下的温度范围的停留时间为1000秒钟以下。
在上述退火工序后进行的镀锌工序是对退火板实施镀锌，接着加热至460～600℃实施镀敷合金化处理，冷却至50℃以下的工序。例如，在退火板的表面形成镀敷层，所述镀敷层以质量％计含有Fe：5.0～20.0％、Al：0.001％～1.0％，并且含有总计0～30％的选自Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi及REM中的一种或两种以上，余量由Zn及不可避免的杂质构成。镀敷处理的方法可以采用熔融镀锌，条件也可以适当设定。
镀敷合金化处理温度：460～600℃
镀锌处理后进行的合金化处理的合金化处理温度低于460℃时，合金化不充分，产生点焊部裂纹。另一方面，合金化温度超过600℃时，奥氏体分解为珠光体等，无法得到希望量的残留奥氏体。因此，合金化处理温度设为460～600℃，优选设为470～580℃。合金化时间没有特别限定，通常为1～120秒钟的范围。
冷却停止温度：50℃以下
在上述合金化处理后，冷却至50℃以下。通过冷却至50℃以下，奥氏体的一部分成为残留奥氏体，一部分成为马氏体，得到本发明的组织。
实施例
用实验室的真空熔化炉对表1所示的成分组成的钢进行熔炼、轧制，制成钢坯(表1中，N为不可避免的杂质)。将这些钢坯加热至1200℃后进行粗轧、精轧，制成厚度3.0mm的热轧板。热轧的精轧温度为900℃，卷取温度为500℃。接着，将热轧板酸洗后，一部分冷轧至1.4mm，制成冷轧板(压下率示于表2)。将得到的热轧板及冷轧板供于退火。退火在实验室中使用热处理及镀敷处理装置于表2所示的条件下进行，制作了合金化熔融镀锌钢板1～31。镀锌处理通过浸渍于460℃的镀敷液中形成附着量35～45g/m2的镀敷层的方法来进行，合金化处理通过在镀敷层形成后于450～650℃保持30秒钟，再冷却至50℃以下的方法来进行。对得到的合金化熔融镀锌钢板实施伸长率0.3％的调质轧制，然后，按照以下的试验方法进行组织观察，对拉伸特性、弯曲性、扩孔性、耐点焊裂纹性、轴向压溃稳定性进行了评价。
组织观察
铁素体、不含碳化物的贝氏体、马氏体、回火马氏体、含碳化物的贝氏体的面积率是指各组织的面积在观察面积中所占的比例，这些面积率可以通过以下方式求出：从退火后的钢板裁切出样品，对与轧制方向平行的板厚截面进行抛光，然后用3％硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜)以1500倍的倍率对板厚1/4位置分别拍摄3个视场，使用Media Cybernetics公司制造的Image-Pro根据得到的图像数据求出各组织的面积率，将视场的平均面积率作为各组织的面积率。在图像数据中，铁素体为黑色，马氏体及残留奥氏体为白色或亮灰色，贝氏体以方位一致的碳化物或岛状马氏体或包含其两者的黑色或暗灰色(由于能够确认贝氏体间的晶界，因此能够区分不含碳化物的贝氏体和含碳化物的贝氏体。需要说明的是，岛状马氏体是指如图1所示在图像数据中为白色或亮灰色的部分)来区分。需要说明的是，在本发明中，贝氏体的面积率是上述贝氏体中除了白色或亮灰色部分以外的黑色或暗灰色部分的面积率。马氏体的面积率通过从该白色或亮灰色组织的面积率中减去后述的残留奥氏体的面积率(将体积率视为面积率)而求出。需要说明的是，在本发明中，马氏体可以是含碳化物的自回火马氏体、回火马氏体。需要说明的是，含碳化物的马氏体的碳化物方位不一致，与贝氏体不同。岛状马氏体也是具有上述任一特征的马氏体。另外，在本发明中，不是点状或线状的白色部分被区分为上述马氏体或残留奥氏体。另外，珠光体可以区分为黑色和白色的层状组织。另外，对于测定了面积率的图像，通过切断法测定回火马氏体及含碳化物的贝氏体的结晶粒径，将其平均值作为该组织的平均结晶粒径。切断法中使用的线的数量设为沿纵向10根、沿横向10根，以分别将图像11等分的方式绘制。需要说明的是，在本发明中，分组边界(packet boundaries)、块边界(block boundaries)不含于晶界中。
残留奥氏体的体积率通过以下方式求出：对于将退火后的钢板磨削至板厚的1/4后通过化学抛光进一步进行了0.1mm抛光的面，利用X射线衍射装置使用Mo的Kα线，测定了fcc铁(奥氏体)的(200)面、(220)面、(311)面、bcc铁(铁素体)的(200)面、(211)面、(220)面的积分反射强度，根据来自fcc铁的各面的积分反射强度相对于来自bcc铁的各面的积分反射强度的强度比求出体积率，将其作为残留奥氏体的面积率。
另外，利用X射线衍射装置使用Kα线，根据(220)面的衍射峰位移量由式(1)计算出残留奥氏体的晶格常数，进一步由式(2)计算出残留奥氏体中的C量。
[数学式1]
Figure BDA0001761588600000141
a＝0.3578+0.0033[C]+0.000095[Mn]+0.00006[Cr]+0.0022[N]+0.00056[Al]+0.00015[Cu]+0.00031[Mo] (2)
这里，a是残留奥氏体相的晶格常数(nm)，θ是(220)面的衍射峰角度除以2所得到的值(rad)，[M]是残留奥氏体相中的元素M的质量％。在本发明中，残留奥氏体相中的除C以外的元素M的质量％为占钢总体的质量％。
Fe量
镀锌层中的Fe含量通过以下方式求出：通过含有抑制剂的盐酸使镀敷层溶解，然后使用ICP分析测定溶解的盐酸中的Fe量，作为镀敷层中的Fe含量。
拉伸试验
从退火板上沿与轧制方向成直角方向采取JIS5号拉伸试验片(JIS Z 2201)，按照应变速度设为10-3/秒的JIS Z 2241的规定进行拉伸试验，求出TS。需要说明的是，在本发明中，将980MPa以上作为合格。
弯曲试验
从退火板上采取以与轧制方向平行的方向作为弯曲试验轴方向、且宽度30mm、长度100mm的长方形试验片，进行了弯曲试验。在以下条件下进行了90°V弯曲试验：冲程速度为10mm/秒，压入负载为10ton，按压保持时间为5秒钟，弯曲半径在板厚为1.4mm时为3.5mm、在板厚为3.0mm时为7.5mm。用10倍的放大镜观察弯曲顶点的棱线部，将未确认到0.5mm以上的裂缝的情况判定为“优”。
轴向压溃稳定性
从退火板上采取以与轧制方向成直角的方向作为宽度方向、且宽度为120mm、长度为78mm的试验片和宽度为120mm、长度为150mm的试验片。弯曲半径在板厚为1.4mm时为4mm，在板厚为3.0mm时为8mm。通过弯曲加工及点焊制作了图2所示的轴向压溃部件。
然后，如图3所示，通过TIG焊接与底板(base plate)接合，制作成压溃试验体。在压溃试验中，使冲击器从图3的上方以碰撞速度10m/秒进行匀速碰撞，压溃80mm。压溃后试验体被压曲成蛇腹状，将未确认到裂纹、破裂的情况判定为“优”。
点焊部裂纹
从退火板上沿与轧制方向平行的方向采取宽度为50mm、长度为150mm的试验片2片。如图4所示，使2片试验片叠合夹紧，将下电极(固定)与钢板的间隙设为2mm，将加压力设为3.5kN。焊接熔核直径在板厚为1.4mm时为5.9mm，在板厚为3.0mm时为8.7mm。在一步的恒流条件下按压上电极进行了点焊。在焊接后进行半切，用光学显微镜观察板厚截面，将未确认到0.2mm以上的裂缝的情况作为耐点焊裂纹性良好。
扩孔试验
采取150mm×150mm的试验片，按照JFST 1001(日本铁钢联盟规格、2008年)基准，进行3次使用了60°的圆锥冲头的扩孔试验，求出平均扩孔率(％)，评价了拉伸凸缘性。将扩孔率为40％以上作为良好。
将结果示于表3。
Figure BDA0001761588600000161
Figure BDA0001761588600000171
Figure BDA0001761588600000181
在发明例中，均是TS为980MPa以上、且具有优异的弯曲性、耐点焊裂纹性、拉伸凸缘性及轴向压溃稳定性的镀锌钢板。另一方面，脱离本发明的范围的比较例未获得希望的强度、或未获得弯曲性、或未获得耐点焊裂纹性、或未获得拉伸凸缘性、或未获得轴向压溃稳定性。
工业实用性
根据本发明，可以得到TS为980MPa以上、且具有优异的弯曲性、耐点焊裂纹性、拉伸凸缘性及轴向压溃稳定性的镀锌钢板。将本发明的高强度镀锌钢板用于汽车部件用途时，能够极大地有助于改进汽车的碰撞安全性和改善油耗。

Claims (3)

1.一种高强度镀锌钢板，其具备：钢板、和形成在所述钢板上且Fe含量为6质量％以上的镀锌层，其中，
所述钢板的成分组成以质量％计含有：
C：0.08～0.15％、
Si：0.1～1.0％、
Mn：2.0～3.0％、
P：0.100％以下但不包括0％、
S：0.02％以下但不包括0％、
Al：0.01～1.0％、
N：0.010％以下，
并且含有选自以下成分中的1种以上：
Cr：0.005～2.0％、
Ti：0.005～0.20％、
Nb：0.005～0.20％、
Mo：0.005～2.0％、
V：0.005～2.0％，
且满足Cr+Ti+Nb+Mo+V≥Si，
余量由Fe及不可避免的杂质构成；
所述钢板的钢组织为：以总面积率计含有铁素体和不含碳化物的贝氏体25％以下且包括0％，以总面积率计含有回火马氏体和含碳化物的贝氏体70～97％，以总面积率计含有马氏体和残留奥氏体3～20％，以面积率计含有残留奥氏体1～4％，所述铁素体、所述不含碳化物的贝氏体、所述马氏体及所述残留奥氏体的总面积率为3～30％，残留奥氏体中的C量为0.10～0.50％，含碳化物的贝氏体的平均结晶粒径及回火马氏体的平均结晶粒径为5～20μm，
所述钢板的拉伸强度为980MPa以上。
2.根据权利要求1所述的高强度镀锌钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有选自以下成分中的1种以上：
Ni：0.005～2.0％、
Cu：0.005～2.0％、
B：0.0001～0.0050％、
Ca：0.0001～0.0050％、
REM：0.0001～0.0050％、
Sn：0.01～0.50％、
Sb：0.0010～0.10％。
3.一种高强度镀锌钢板的制造方法，该方法具有以下工序：
退火工序，将对具有权利要求1或2所述的成分组成的钢实施热轧及酸洗而制作成的热轧板、或者以20％以上的压下率对该热轧板实施冷轧而制作成的冷轧板进行加热，该加热的条件为：600～720℃的温度范围的加热速度为3.0℃/秒以下、且加热温度为780～950℃，
冷却至150～400℃，在该冷却中，450～720℃的平均冷却速度为10℃/秒以上，
在所述加热及冷却中，在780～950℃的温度范围的停留时间为30秒钟以上，
在所述冷却后进行再加热，该再加热的条件为：加热温度大于150℃且为600℃以下、并且在大于150℃且600℃以下的温度范围的停留时间为1000秒钟以下，或者，在所述冷却后使其停留，该停留的条件为：在大于150℃且400℃以下的温度范围的停留时间为1000秒钟以下；
镀锌工序，对所述退火工序后的退火板实施镀锌，接着加热至460～600℃实施镀敷合金化处理，冷却至50℃以下。
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