專利名稱：彎曲性和焊接性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及適用于要求實施嚴(yán)格的彎曲加工等的汽車部件等的、彎曲性和焊接性優(yōu)良、并且拉伸強(qiáng)度(TS)為980MPa以上的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。需要說明的是，本發(fā)明中的熱鍍鋅鋼板包括在熱鍍鋅后實施了合金化熱處理的所謂的合金化熱鍍鋅鋼板。
背景技術(shù)：
用于汽車部件等的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，在其用途的特征方面，除了強(qiáng)度高之外，還要求加工性優(yōu)良。
最近，從利用車身輕量化來提高燃料效率以及確保撞擊安全性的觀點出發(fā)，對汽車車身要求高強(qiáng)度的鋼板，并且其應(yīng)用正在擴(kuò)大。另外，以往，高強(qiáng)度鋼板以輕加工的形狀為主體，但也開始研究面向復(fù)雜形狀的應(yīng)用。但是，通常，隨著鋼板的高強(qiáng)度化，具有加工性降低的傾向，因此，將高強(qiáng)度鋼板應(yīng)用于車身時，在沖壓成形時產(chǎn)生鋼板斷裂等問題。特別是對于拉伸強(qiáng)度為980MPa以上的高強(qiáng)度鋼板而言，在應(yīng)用于要求彎曲成形加工的部件時，容易發(fā)生上述問題。另外，在車身加工中，沖壓成形后具有安裝工序，但該工序中，需要實施電阻點焊，因此，除了加工性之外，還要求優(yōu)良的焊接性。為了應(yīng)對上述要求等，例如在專利文獻(xiàn)廣7中提出了如下方法，通過限定鋼成分和組織，或?qū)崿F(xiàn)熱軋條件和退火條件的優(yōu)化等，得到高加工性且高強(qiáng)度的熱鍍鋅鋼板。另夕卜，專利文獻(xiàn)12中公開了得到彎曲性優(yōu)良的冷軋鋼板的技術(shù)，另外，專利文獻(xiàn)13中公開了得到彎曲性優(yōu)良的高張力熱鍍鋅鋼板的技術(shù)，另外，專利文獻(xiàn)14中公開了得到加工性和焊接性優(yōu)良的熱鍍鋅鋼板的技術(shù)。現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)I :日本特開2004-232011號公報專利文獻(xiàn)2 :日本特開2002-256386號公報專利文獻(xiàn)3 :日本特開2002-317245號公報專利文獻(xiàn)4 :日本特開2005-105367號公報專利文獻(xiàn)5 :日本專利第3263143號公報專利文獻(xiàn)6 :日本專利第3596316號公報專利文獻(xiàn)7 :日本特開2001-11538號公報專利文獻(xiàn)8 日本特開平2-175839號公報專利文獻(xiàn)9 :日本特開平5-195149號公報專利文獻(xiàn)10 :日本特開平10-130782號公報專利文獻(xiàn)11 :日本特開2005-273002號公報專利文獻(xiàn)12 :日本特開2002-161336號公報
專利文獻(xiàn)13 :日本特開2006-161064號公報專利文獻(xiàn)14 日本特開2008-280608號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問題上述專利文獻(xiàn)中，專利文獻(xiàn)I中記載了 C、Si的含量多、拉伸強(qiáng)度為980MPa級的鋼材，但完全沒有考慮提高延伸凸緣性和彎曲性。另外，專利文獻(xiàn)2 4中公開了有效利用Cr的鋼材，但也完全沒有考慮提高延伸凸 緣性和彎曲性。另外，專利文獻(xiàn)5 7中具有關(guān)于作為評價延伸凸緣性的指標(biāo)之一的擴(kuò)孔率λ的記載，但測定擴(kuò)孔率的鋼板的拉伸強(qiáng)度(TS)沒有達(dá)到980MPa。另外，關(guān)于彎曲性沒有任何記載。專利文獻(xiàn)8 11中公開了通過使距鋼板表面10體積％以上或10 μ m以上的厚度軟質(zhì)化來提高彎曲特性的技術(shù)，但由于鋼板表層的軟質(zhì)層厚，具有疲勞強(qiáng)度降低的問題。專利文獻(xiàn)12中記載了具有距鋼板表面10 μ m以內(nèi)的軟質(zhì)層時彎曲特性提高，但沒有規(guī)定鋼板的組織，該技術(shù)也不能避免作為鋼板整體的疲勞強(qiáng)度降低的問題。專利文獻(xiàn)13中公開了通過使在距鋼板的表層深度10 μ m的表面附近的鐵素體相的面積率為80%以上來改善鋼板的彎曲性的技術(shù)，但完全沒有提及鋼板內(nèi)部組織。另外，也沒有關(guān)于鋼板的焊接性以及平面彎曲疲勞特性的技術(shù)的記載，關(guān)于鋼板的焊接性以及平面彎曲疲勞特性，仍然存在問題。專利文獻(xiàn)14中公開了加工性和焊接性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，關(guān)于彎曲性，公開了實現(xiàn)90° V彎曲下極限彎曲半徑< 1.5t(以下，t是指鋼板的板厚)的技術(shù)，達(dá)到O. 36t。但是，為了進(jìn)一步擴(kuò)大高強(qiáng)度鋼板在汽車車身中的應(yīng)用，要求彎曲性進(jìn)一步提高、即極限彎曲半徑的降低，具體而言，要求極限彎曲半徑< O. 3t。本發(fā)明是鑒于上述現(xiàn)狀而開發(fā)完成的，其目的在于，提供彎曲性、焊接性極優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其有利的制造方法，其中，所述高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板具有980MPa以上的高拉伸強(qiáng)度，并且不會使平面彎曲疲勞特性變差，具體而言，作為平面彎曲疲勞特性，由疲勞極限/拉伸強(qiáng)度表示的耐久比滿足O. 35以上。需要說明的是，本發(fā)明中，高強(qiáng)度是指拉伸強(qiáng)度為980MPa以上。另外，彎曲性優(yōu)良是指滿足90° V彎曲時的極限彎曲半徑< O. 3t，另外，焊接性優(yōu)良是指熔核直徑為4t1/2(mm)以上時母材斷裂。用于解決問題的方法發(fā)明人為了解決上述問題反復(fù)進(jìn)行了深入的研究。其結(jié)果，得到如下所述的見解。(I)通過降低鋼板成分組成中C、P、S量，能夠?qū)崿F(xiàn)良好的焊接性。(2)為了改善彎曲特性，有效的是使鋼板表層部組織以鐵素體相為主體、具體而言以體積百分率計超過70%為鐵素體相而軟質(zhì)化，但由于鋼板表層部的軟質(zhì)化，耐疲勞特性變差。但是，如果使鋼板表層部為約10 μ m以內(nèi)，則軟質(zhì)化對耐疲勞特性的影響小，對提高彎曲特性的效果大。(3)另一方面，為了確保彎曲特性，需要使較上述鋼板表層部更靠內(nèi)部的鋼板組織在某種程度以上、具體而言以體積百分率計約20%以上為鐵素體相，但超過70%時，耐疲勞特性降低，將難以確保980MPa以上的強(qiáng)度。本發(fā)明基于上述見解。SP，本發(fā)明的主旨構(gòu)成如下。I. 一種彎曲性和焊接性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，以質(zhì)量％計，含有C :0. 05%以上且小于O. 12%、P :0. 001 O. 040%以及S :0. 0050%以下，其特征在于，具有如下組織，從該鋼板的表面至10 μ m深度的鋼板表層部含有以體積百分率計超過70%的鐵素體相，并且較距該表面IOym深度更靠內(nèi)部的鋼板內(nèi)層部至少含有體積百分率為2(Γ70%、并且平均結(jié)晶 粒徑為5 μ m以下的鐵素體相，并且，拉伸強(qiáng)度為980MPa以上，在鋼板表面上具有熱鍍鋅層。2.上述I所述的彎曲性和焊接性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鋼板內(nèi)層部的組織含有體積百分率為2(Γ70%、平均結(jié)晶粒徑為5 μ m以下的鐵素體相；體積百分率為3(Γ80%、平均結(jié)晶粒徑為5 μ m以下的貝氏體相和/或馬氏體相；和體積百分率為5%以下(包括0%)的殘留奧氏體相和/或珠光體相。3.上述I或2所述的彎曲性和焊接性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鋼板以質(zhì)量%計含有C :0. 05%以上且小于O. 12%、P :0. 001 O. 040%、S :0. 0050%以下、Si O. 01 I. 6%、Mn 2. 0 3· 5%、Al 0. 005 O. 1%以及N 0. 0060%以下、余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)的組成構(gòu)成。4.上述3所述的彎曲性和焊接性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鋼板以質(zhì)量％計還含有選自Cr :超過O. 5%且2. 0%以下、Mo :0. θΓθ. 50%以及B :O. 000Γ0. 0030%中的一種或兩種以上，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)的組成構(gòu)成。5.上述3或4所述的彎曲性和焊接性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鋼板以質(zhì)量％計還含有選自Ti :0. 010 0· 080%以及Nb :0. 010 0· 080%中的一種或兩種，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)的組成構(gòu)成。6.上述5所述的彎曲性和焊接性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鋼板以質(zhì)量％計含有C 0. 05%以上且小于0. 12%、P 0. 00Γ0. 040%、S :0. 0050%以下、Si 0. 01 I. 6%、Mn 2. 0 3· 5%、Al 0. 005 0. 1%、N 0. 0060% 以下、Cr :超過 0. 5% 且 2. 0% 以下、Mo 0. θΓθ. 50%、Ti 0. 010 0· 080%、Nb :0· 010 0· 080% 以及 B :0· ΟΟΟΓΟ. 0030%，余量由 Fe
及不可避免的雜質(zhì)的組成構(gòu)成。S卩，上述6所述的鋼板為上述I或2所述的彎曲性和焊接性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有c :0. 05%以上且小于0. 12%、P :0. 00Γ0. 040%、S 0. 0050% 以下、Si 0. 01 I. 6%、Mn 2. 0 3· 5%、Al 0. 005 0. 1%、N 0. 0060% 以下、Cr :超過 0. 5% 且 2. 0% 以下、Mo :0. θΓθ. 50%、Ti :0· 010 0· 080%、Nb :0· 010 0· 080% 以及 B :0. 000Γ0. 0030%，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)的組成構(gòu)成。7. 一種彎曲性和焊接性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，包括如下工序?qū)⑸鲜?飛中任一項所述的組成的鋼坯加熱后，進(jìn)行熱軋，接著，卷取成卷材后，進(jìn)行酸洗，然后，進(jìn)行冷軋后，實施熱鍍鋅，所述制造方法的特征在于，在115(Γ1300 的溫度下鋼坯加熱后，使熱終軋溫度為85(T950°C進(jìn)行熱軋，然后，在熱終軋溫度I熱終軋溫度-100°C )的溫度范圍內(nèi)以平均冷卻速度為5 200°C /秒進(jìn)行冷卻，在40(T65(TC的溫度下卷取成卷材，接著，進(jìn)行酸洗，然后，進(jìn)行冷軋后，進(jìn)一步在實施作為兩階段升溫工序的退火時，使從200°C至50(T80(TC的中間溫度的一次平均升溫速度為5 50°C /秒，以空氣比為I. l(Tl. 20進(jìn)行一次升溫至該中間溫度，進(jìn)一步使從該中間溫度至73(T900°C的退火溫度的二次平均升溫速度為O. rio°c /秒，以空氣比小于I. 10進(jìn)行二次升溫至該退火溫度，在該退火溫度范圍內(nèi)保持10 500秒后，以1 30°C /秒的平均冷卻速度冷卻至45(T550°C的溫度范圍，接著，實施熱鍍鋅處理、或者進(jìn)一步的合金化處理。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，能夠得到彎曲性和焊接性得以有效提高的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板。而且，該高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板能夠同時滿足作為汽車部件所要求的強(qiáng)度以及加工性，能夠適用于沖壓成形為彎曲加工嚴(yán)格的形狀的汽車部件。
具體實施例方式以下，對本發(fā)明具體地進(jìn)行說明。首先，對本發(fā)明中將鋼板的成分組成限定在上述范圍內(nèi)的理由進(jìn)行說明。需要說明的是，關(guān)于鋼板成分的“％”表示只要沒有特別說明，則是指質(zhì)量％。C 0. 05% 以上且小于 O. 12%C是在利用馬氏體相和貝氏體相等硬質(zhì)相使鋼強(qiáng)化的方面不可缺少的元素。在此，為了得到980MPa以上的拉伸強(qiáng)度(以下，稱為TS)，需要O. 05%以上的C，隨著C的增加，TS增加。另一方面，C達(dá)到O. 12%以上時，點焊性顯著變差，并且存在由于硬質(zhì)相的增量所帶來的硬質(zhì)化使彎曲性等加工性顯著降低的傾向。因此，將C限定在O. 05%以上且小于O. 12%的范圍。更優(yōu)選為O. 105%以下。另外，從穩(wěn)定地確保980MPa以上的TS的觀點出發(fā)，優(yōu)選C為O. 08%以上。P 0. ΟΟΓΟ. 040%P是有助于強(qiáng)度提高的元素，因此，本發(fā)明中，含有O. 001%以上。但是，相反P也是使焊接性變差的元素。本發(fā)明中，通過使從鋼板的表面至IOym深度、即從鋼板與鋅鍍層的界面至IOym深度的鋼板表層部(以下，稱為鋼板表層部)的鐵素體以體積百分率計超過70%，能夠使焊接性得以改善，但P超過O. 040%時，P使焊接性變差的影響顯著出現(xiàn)。因此，將P限定為O. 001 O. 040%ο優(yōu)選為O. 001 O. 025%、更優(yōu)選為O. 001 O. 015%。S 0. 0050% 以下S量增加時，焊接性變差。特別是含量超過O. 0050%時，對焊接性變差的影響顯著出現(xiàn)。另外，S量增加時，成為熱加工紅熱脆性的原因，在制造工序中，不僅有時產(chǎn)生熱軋板的斷裂等不良情況，而且由于在鋼板中形成夾雜物MnS，在冷軋后以板狀夾雜物的形式存在，從而使材料的極限變形能力降低，或使延伸凸緣性等成形性降低，因此，優(yōu)選降低S量，但O. 0050%以下是允許的。優(yōu)選為O. 0030%以下。需要說明的是，過度的降低伴隨煉鋼工序中脫硫成本的增加，因此,優(yōu)選使S的下限為約O. 0001%。本發(fā)明中，為了實現(xiàn)良好的焊接性，如上所述規(guī)定C、P以及S量。需要說明的是，本發(fā)明中，為了得到期望的特性，具體而言，為了提高強(qiáng)度和彎曲特性，例如含有Si、Mn、Al等是有效的，進(jìn)而，為了提高淬透性，添加預(yù)定量的選自Cr、Mo以及B中的一種或兩種以上是有效的。另外，作為能夠利用析出強(qiáng)化的元素，通過添加預(yù)定量的選自Ti以及Nb中的一種或兩種，能夠進(jìn)一步提高彎曲性。因此，優(yōu)選分別適當(dāng)含有Si :0. ΟΓ . 6%、Μη 2. (Γ3. 5%、Al 0. 005 O. 1%、Cr :超過 O. 5% 且 2. 0% 以下、Mo 0. 01 O. 50%、Ti 0. 010 0· 080%、Nb O. 010 0. 080%以及B :0. 000Γ0. 0030%。另外，N的含量多時，如下所述，對鋼板的延展性帶來的影響增大，因此，優(yōu)選將N限定在O. 0060%以下的范圍內(nèi)。Si 0. ΟΓ . 6%Si是通過固溶強(qiáng)化有助于鋼板的強(qiáng)度提高以及彎曲性的元素。但是，含量不足O. 01%時，其添加效果不足。另一方面，含有超過I. 6%時，在鋼板表面以氧化物的形式富集，成為無法鍍覆(不As務(wù))的原因。因此，優(yōu)選使Si為O. Ofl. 6%的范圍。另外，在避免無法鍍覆的方面，更優(yōu)選使Si為O. 8%以下，進(jìn)一步優(yōu)選使其小于O. 35%，特別優(yōu)選使其為O. 20%以下。Mn 2. 0 3· 5%·Mn有效地有助于強(qiáng)度提高，在含有2. 0%以上時能夠確認(rèn)到該效果。另一方面，在超過3. 5%過量含有時，由于Mn的偏析等導(dǎo)致組織的相變點局部不同。其結(jié)果，形成鐵素體相和馬氏體相以帶狀存在的不均勻的組織時，彎曲性降低。另外，在鋼板表面上以氧化物的形式富集，成為無法鍍覆的原因。因此，使Mn在2. (Γ3. 5%的范圍內(nèi)含有。優(yōu)選為2. 2^2. 8%。Al 0. 005 O. 1%Al在煉鋼工序中作為脫氧劑有效，并且，在將降低彎曲性的非金屬夾雜物分離到熔渣中的方面也是有用的元素。而且，Al具有在退火時抑制妨礙鍍覆性的Mn、Si系氧化物的形成來改善鍍層表面外觀的作用。為了得到這樣的效果，需要添加O. 005%以上。另一方面，添加超過O. 1%時，不僅導(dǎo)致鋼制造成本的增大，而且使焊接性降低。因此，使Al在O. 005^0. 1%的范圍內(nèi)含有。優(yōu)選為O. οΓο. 06%ON :0. 0060% 以下從利用鐵素體的潔凈化來提高延展性的觀點出發(fā)，優(yōu)選N量較少，特別是含量超過O. 0060%時，延展性的變差變顯著，因此，使N以O(shè). 0060%作為上限。需要說明的是，從精制成本的觀點出發(fā)，優(yōu)選使下限值為約O. 0001%。因此，使N為O. 0060%以下。優(yōu)選為O. 000Γ0. 0060% 的范圍。Cr :超過 0. 5% 且 2. 0% 以下Cr是對鋼的淬火強(qiáng)化有效的元素，同時也有效地有助于使奧氏體相的淬透性提高、使硬質(zhì)相均勻微小地分散，從而改善伸長率、延伸凸緣性以及彎曲性。但是，Cr為0. 5%以下時，其添加效果不足。另一方面，Cr超過2. 0%時，該效果飽和，反而導(dǎo)致表面品質(zhì)變差。因此，使Cr在超過0. 5%且2. 0%以下的范圍內(nèi)含有。優(yōu)選為超過0. 5%且I. 0%以下。Mo 0. θΓθ. 50%Mo是對鋼的淬火強(qiáng)化有效的元素，通過在低碳鋼成分體系中微量添加，容易確保強(qiáng)度，并且也具有使焊接性以及彎曲性提高的效果。但是，Mo不足0.01%時，其添加效果不足。另一方面，Mo超過0.50%時，該效果飽和，成為成本上升的主要原因。因此，使Mo在0. οΓο. 50%的范圍內(nèi)含有。優(yōu)選為0. οΓο. 35%。Ti 0. 010 0· 080%
Ti通過在鋼中與C或N形成微小碳化物或微小氮化物，使熱軋板組織以及退火后的鋼板組織發(fā)生細(xì)?；?，使彎曲性提高，對析出強(qiáng)化的賦予有效地發(fā)揮作用。但是，Ti不足O. 010%時，其添加效果不足。另一方面，Ti超過O. 080%時，不僅該效果飽和，而且在鐵素體中生成過量的析出物，使鐵素體的延展性降低。因此，使Ti在O. 01(Γ0. 080%的范圍內(nèi)含有。優(yōu)選為O. 010 0· 060%。Nb 0. 010 0· 080%Nb是通過固溶強(qiáng)化或析出強(qiáng)化而有助于鋼板的強(qiáng)度提高的元素。另外，還具有通過使鐵素體相強(qiáng)化來降低與馬氏體相的硬度差的作用，也有效地有助于延伸凸緣性的改善。而且，有助于鐵素體晶粒以及貝氏體/馬氏體區(qū)的晶粒的微小化，具有改善彎曲性的效果。但是，Nb不足O. 010%時，其添加效果不足。另一方面，超過O. 080%含有時，熱軋板發(fā)生硬質(zhì)化，導(dǎo)致熱軋和冷軋時的軋制載荷的增大。另外，使鐵素體的延展性降低，加工性也變差。因此，使Nb在O. 01(Γ0. 080%的范圍內(nèi)含有。需要說明的是，從強(qiáng)度以及加工性的觀點出發(fā)，優(yōu)選使Nb為O. 030 0· 070%。
B 0. 000Γ0. 0030%B提高淬透性，抑制在退火冷卻過程中發(fā)生的鐵素體的生成，有助于得到期望量的硬質(zhì)相，使彎曲性提高。但是，B不足O. 0001%時，其添加效果不足。另一方面，超過O. 0030%時，上述效果飽和。因此，使B在O. 000Γ0. 0030%的范圍內(nèi)含有。優(yōu)選為0. 0005 0. 0020%。S卩，例示本發(fā)明的特別優(yōu)選的成分組成時，如下。I)含有 C 0. 05% 以上且小于 0. 12%、P 0. 00Γ0. 040%、S :0. 0050% 以下、Si :0. 01 I. 6%、Mn 2. 0 3· 5%、Al 0. 005 0. 1%以及N 0. 0060%以下，余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)。2)上述I)的組成中，還含有選自Cr :超過0. 5%且2. 0%以下、Mo :0. θΓθ. 50%以及B :0. ΟΟΟΓΟ. 0030%中的一種或兩種以上的組成。3)上述 I)或 2)的組成中，還含有選自 Ti :0. 010^0. 080% 以及 Nb :0. 010^0. 080%中的一種或兩種的組成。需要說明的是，例示本發(fā)明的最優(yōu)選的成分組成時，如下。含有C :0· 05% 以上且小于 0. 12%、P 0. 00Γ0. 040%、S :0. 0050% 以下、Si :0. 01 I. 6%、Mn 2. 0 3· 5%、Al 0. 005 0. 1%、N 0. 0060% 以下、Cr :超過 0. 5% 且 2. 0% 以下、Mo 0. θΓθ. 50%、Ti 0. 010 0· 080%、Nb :0· 010 0· 080% 以及 B :0· ΟΟΟΓΟ. 0030%，余量為 Fe
及不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明中，根據(jù)需要，還可以適當(dāng)含有以下的元素。Ca具有通過控制MnS等硫化物的形狀而使延展性提高的效果，即使大量含有其效果具有飽和的傾向。因此，含有Ca的情況下，優(yōu)選為0. OOOfO. 0050%、更優(yōu)選為
0.000Γ0. 0020%。另外，V具有通過形成碳化物而使鐵素體相強(qiáng)化的效果，但大量含有時使鐵素體相的延展性降低。因此，優(yōu)選含有0. 001%以上且小于0. 05%的V。更優(yōu)選為0. 001%以上且小于 0. 005%。而且，優(yōu)選分別在0. 000Γ0. 1%的范圍內(nèi)含有REM或Sb，其中，REM具有在不使鍍覆性大幅變化的前提下控制硫化物類夾雜物的形態(tài)的作用，由此有效地有助于加工性的提高，Sb具有對鋼板表層的結(jié)晶進(jìn)行整粒的作用的Sb，。此外，優(yōu)選形成析出物的Zr、Mg等含量盡可能少，因此，無需積極地添加，分別允許小于O. 0200%，但優(yōu)選為小于O. 0002%的范圍。另外，Cu是對焊接性帶來不良影響的元素，Ni是對鍍覆后的表面外觀帶來不良影響的元素。因此，Cu、Ni分別允許小于O. 4%，優(yōu)選為小于O. 04%的范圍。本發(fā)明的鋼板的上述成 分組成以外的余量優(yōu)選由Fe及不可避免的雜質(zhì)的組成構(gòu)成。接著，對本發(fā)明重要的要素即鋼組織的適當(dāng)范圍及其限定理由進(jìn)行說明。鋼板表層部為含有以體積百分率計超過70%的鐵素體相的組織通過使鋼板表層部的組織為鐵素體相主體的組織，能夠改善鋼板的彎曲性。鐵素體相的體積百分率為70%以下時，無法得到該效果。因此，使鋼板表層部中的鐵素體相的體積百分率超過70%。優(yōu)選為85%以上。需要說明的是，本發(fā)明中的鋼板組織的確認(rèn)通過如下步驟進(jìn)行，對與鋼板的軋制方向平行的面以約1000倍 約3000倍的適當(dāng)?shù)谋堵逝臄zSEM(掃描型電子顯微鏡)照片，在鋼板表層部取三個任意的部位，求出鐵素體體積百分率等。另外，本發(fā)明的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板具有如下組織，在較距鋼板表面10 μ m深度更靠內(nèi)部的鋼板內(nèi)層部中，至少含有體積百分率為2(Γ70%、并且平均結(jié)晶粒徑為5μπι以下的鐵素體相。需要說明的是，對于從鋼板表層部的內(nèi)側(cè)至鋼板厚度方向中心(以下，稱為鋼板內(nèi)層部)的組織而言，用距鋼板表面的深度為1(Γ50μπι、厚度為40μπι的區(qū)域以及板厚1/4位置處的厚度40 μ m的區(qū)域中的組織來代表，觀察兩個位置處的組織，兩個位置均為體積百分率為2(Γ70%、并且平均結(jié)晶粒徑為5μπι以下的鐵素體相的情況下，鋼板內(nèi)層部滿足上述組織。具體而言，在鋼板的軋制方向的面中，對于從鋼板表面即鋼板與鍍鋅層的界面向鋼板中心側(cè)1(Γ50 μ m的區(qū)域(深度方向40 μ m、軋制方向20 μ m的區(qū)域)以及板厚1/4位置的深度方向40 μ mX軋制方向20 μ m的區(qū)域的各組織，以約1000倍 約3000倍的適當(dāng)?shù)谋堵逝臄zSEM照片，取任意的約三個部位進(jìn)行觀察，由此進(jìn)行確認(rèn)。鐵素體相的體積百分率2(Γ70%(鋼板內(nèi)層部)鐵素體相為軟質(zhì)相，有助于鋼板的延展性，因此，在本發(fā)明的鋼板內(nèi)層部的組織需要使鐵素體相以體積百分率計為20%以上。另一方面，鐵素體相以體積百分率計超過70%存在時，過度地發(fā)生軟質(zhì)化，將難以確保鋼板的強(qiáng)度以及平面彎曲疲勞特性。因此，使鐵素體相以體積百分率計為20 70%。優(yōu)選為30 50%的范圍。鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑5μπι以下(鋼板內(nèi)層部)晶粒的微小化有助于鋼板的伸長率、延伸凸緣性以及彎曲性的提高。因此，在本發(fā)明的鋼板內(nèi)層部，通過將復(fù)合組織中的鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑限制為5μπι以下，實現(xiàn)彎曲性的提高。另一方面，鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑超過5μπι時，無法確保期望的平面彎曲疲勞特性。另外，軟質(zhì)的區(qū)域和硬質(zhì)的區(qū)域稀疏地存在時，變形變得不均勻，彎曲性變差。另一方面，軟質(zhì)的鐵素體相和硬質(zhì)的馬氏體相均勻微小地存在時，加工時鋼板的變形變均勻。因此，優(yōu)選鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑小。需要說明的是，為了抑制鋼板的彎曲性變差，優(yōu)選鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑的范圍為廣3. 5 μ m。本發(fā)明中，對于鋼板內(nèi)層部的鐵素體相以外的鋼板組織，可以設(shè)定為以下的鋼板組織。貝氏體相和/或馬氏體相的體積百分率3(Γ80%貝氏體相和/或馬氏體相為硬質(zhì)相，具有通過相變組織強(qiáng)化而使鋼板的強(qiáng)度增加的作用。另外，為了實現(xiàn)TS為980MPa以上，貝氏體相和/或馬氏體相優(yōu)選以體積百分率計為30%以上。另一方面，為了具有期望的彎曲性，優(yōu)選以體積百分率計為80%以下。貝氏體相和/或馬氏體相的平均結(jié)晶粒徑5 μ m以下通過使貝氏體相和/或馬氏體相微小化，鋼板的擴(kuò)孔特性、彎曲性和平面彎曲?！谔匦蕴岣?，特別是通過使復(fù)合組織中的貝氏體相以及馬氏體相的平均結(jié)晶粒徑為5μπι以下，能夠?qū)崿F(xiàn)期望的特性。優(yōu)選為3μπι以下。作為上述鐵素體相、馬氏體相、貝氏體相以外的鋼板內(nèi)層部的余量組織，認(rèn)為是殘留奧氏體相和珠光體相，但只要它們的合計量以體積百分率計為5%以下(包括0%)，則對本發(fā)明的效果沒有影響。接著，對本發(fā)明的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的優(yōu)選的制造方法進(jìn)行說明。首先，由制備成本發(fā)明的成分組成的鋼水，通過連鑄法或鑄錠-開坯法等制造鋼坯。接著，將所得到的鋼坯冷卻后，再加熱后、或者經(jīng)鑄造后未經(jīng)加熱處理而直接進(jìn)行熱軋的一系列的工序，但此時，在對鋼坯進(jìn)行再加熱的情況下，為了使熱軋板形成均勻組織，將鋼坯加熱溫度設(shè)為115(Tl300°C，并且，為了提高伸長率、延伸凸緣性等加工性，將熱軋的終軋溫度設(shè)為85(T950°C，抑制由鐵素體相和珠光體相兩相構(gòu)成的帶狀組織的生成。而且，將熱終軋溫度I熱終軋溫度-100°C )之間的平均冷卻速度設(shè)為5 200°C /秒，為了使鋼板的表面性狀以及冷軋性提高，將卷取成卷材的卷取溫度調(diào)節(jié)至40(T65(TC，結(jié)束熱軋，酸洗后，通過冷軋，得到期望的板厚。對于此時的冷軋軋制率，為了通過促進(jìn)鐵素體相的再結(jié)晶來使延展性提高，優(yōu)選設(shè)為30%以上的冷軋軋制率。接著，在實施熱鍍鋅工序之前，實施由兩階段升溫工序構(gòu)成的退火。通過由該兩階段升溫工序構(gòu)成的退火，分別對鋼板的表層部和內(nèi)層部的組織進(jìn)行控制。具體而言，將從200°C至中間溫度的一次平均升溫速度設(shè)為5 50°C /秒，將中間溫度設(shè)為50(T80(TC，將從中間溫度至退火溫度的二次平均升溫速度設(shè)為O. f 10°C /秒，將退火溫度設(shè)為73(T900°C，在該溫度范圍內(nèi)保持1(Γ500秒后，以f 30°C /秒的平均冷卻速度冷卻至冷卻停止溫度450 550°C。上述工序中，鋼板表層部的組織調(diào)節(jié)通過將一次升溫時的退火爐內(nèi)的空氣比設(shè)定在I. 1(Γ1.20的范圍內(nèi)進(jìn)行。需要說明的是，使二次升溫時的退火爐內(nèi)的空氣比小于I. 10。冷卻后，接著，將鋼板浸潰到熱鍍鋅浴中，接著，通過氣體擦拭等控制鍍鋅層附著量后，或者進(jìn)一步加熱進(jìn)行合金化處理后，冷卻至室溫。這樣，得到作為本發(fā)明目的的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，也可以對鍍覆后的鋼板實施平整軋制。以下，對制造條件的適當(dāng)范圍及其限定理由更加具體地進(jìn)行說明。鋼坯加熱溫度115(Tl300°C在鋼坯的加熱階段存在的析出物，在最終得到的鋼板內(nèi)以粗大的析出物的形式存在，不僅對強(qiáng)度沒有幫助，而且有時阻礙所得到的熱軋板的組織的均勻化。因此，需要使鑄造時析出的析出物再溶解。在此，如果為1150°C以上的加熱，則例如即使在具有Ti、Nb系析出物的情況下，也能夠再溶解，另外，從使鋼坯表層的氣泡、偏析等缺陷呈片狀脫落(7>一>* 7 )、減少鋼板表面的裂縫、凹凸、實現(xiàn)平滑的鋼板表面的觀點出發(fā)，將鋼板加熱至1150°C以上也是有用的。另一方面，加熱溫度超過1300°C時，引起鋼板組織中的奧氏體晶粒的粗大化，最終組織變粗大，因而使伸長特性降低。因此，鋼坯加熱溫度限定在115(Tl30(rC的范圍內(nèi)。終軋溫度85(T950°C通過將熱軋時的終軋溫度設(shè)定為850°C以上，能夠顯著提高彎曲性(延展性、延伸凸緣性)，該溫度低于850°C時，在熱軋后形成結(jié)晶生長(展伸)的加工組織，因此，鋼板的延展性降低。另外，在鑄片內(nèi)作為奧氏體穩(wěn)定化元素的Mn發(fā)生偏析時，該區(qū)域的Ar3相變點降低，直到低溫成為奧氏體區(qū)，未再結(jié)晶溫度范圍與軋制結(jié)束溫度為相同的溫度范圍，結(jié)果，在熱軋中殘留未再結(jié)晶的奧氏體。這樣，在不均勻的組織阻礙加工時的材料的均勻的變 形，因此，難以得到優(yōu)良的彎曲性。另一方面，終軋溫度超過950°C時，氧化物(氧化皮)的生成量急劇增大，鋼基-氧化物界面粗糙，具有酸洗、冷軋后的表面品質(zhì)變差的傾向。另外，在酸洗后熱軋氧化皮的殘余物等部分地存在時，對電阻點焊的焊接性帶來不良影響。另外，也有時結(jié)晶粒徑變得過度粗大而在成形加工時產(chǎn)生沖壓品表面粗糙。因此，使終軋溫度為85(T950°C的范圍。優(yōu)選為9000C 930°C的范圍。終軋溫度 (終軋溫度_100°C )之間的平均冷卻速度為5 200°C /秒剛終軋后的高溫范圍[終軋溫度I終軋溫度-100°C )]內(nèi)的冷卻速度不足5°C /秒時，熱軋后的鋼板進(jìn)行再結(jié)晶以及晶粒生長，熱軋板組織變粗大，同時，形成鐵素體和珠光體形成為層狀的帶狀組織。在退火前形成帶狀組織時，在產(chǎn)生成分的濃度不均的狀態(tài)下進(jìn)行熱處理，因此，難以通過鍍覆工序中的熱處理使組織微小均勻化。其結(jié)果，最終得到的鋼板的組織變得不均勻，伸長率和彎曲性降低。因此，使[終軋溫度I終軋溫度-100°C)]內(nèi)的平均冷卻速度為5°C/秒以上。另一方面，即使[終軋溫度I終軋溫度-100°C)]內(nèi)的平均冷卻速度超過200°C /秒，其效果飽和，還引起需要專用的冷卻裝置等成本上的不利。因此，使[終軋溫度 (終軋溫度_100°C )]的溫度范圍內(nèi)的平均冷卻速度為5 200°C /秒的范圍。優(yōu)選為2(Tl00°C /秒的范圍。卷取溫度400 6501軋制后的鋼板的卷取溫度超過650°C時，熱軋氧化皮厚增加，因此，冷軋后的表面粗糙，在表面上形成凹凸，而且，鐵素體粒徑變粗大，因而導(dǎo)致鋼板的彎曲性的降低。另外，在酸洗后殘存熱軋氧化皮時，對電阻點焊的焊接性帶來不良影響。另一方面，卷取溫度低于400°C時，熱軋板強(qiáng)度上升，冷軋工序中的鋼板的軋制負(fù)荷增大，生產(chǎn)率降低。因此，使卷取溫度為40(T650°C的范圍。優(yōu)選為45(T600°C的范圍。一次平均升溫速度(從200°C至中間溫度)5 50°C /秒、一次升溫時的爐內(nèi)的空氣比1. I (Tl. 20、中間溫度:500^800 0C鍍覆開始前的退火時的一次升溫速度慢于5°C /秒時，鋼板的晶粒變粗大，使伸長率以及彎曲性降低。另一方面，一次升溫速度的上限沒有特別限制，但超過50°C /秒時，具有其作用飽和的傾向。因此，使一次平均升溫速度為5 50°C /秒的范圍。優(yōu)選為1(T50°C /秒的范圍、更優(yōu)選為15 30°C /秒的范圍。一次升溫與二次升溫之間的中間溫度超過800°C時，鋼板的結(jié)晶粒徑變粗大，彎曲性降低，并且鋼板表層部的組織中的鐵素體相體積百分率增加，疲勞特性降低。另一方面，中間溫度低于500°C時，其效果飽和，最終得到的組織的鋼板表層部與鋼板內(nèi)層部的鐵素體相體積百分率變得沒有差別。因此，使中間溫度為50(T80(TC。需要說明的是，優(yōu)選使中間溫度為約(退火溫度_200°C )。通常，上述一次升溫時的退火爐內(nèi)的空氣比為1.00以下，但本發(fā)明中，將一次升溫時的爐內(nèi)的空氣比設(shè)定在I. 10^1. 20的范圍內(nèi)。這樣，通過將一次升溫時的爐內(nèi)的空氣比設(shè)定在I. l(Tl. 20的范圍內(nèi)，能夠使作為本發(fā)明的最大特征的鋼板表層部的組織以鐵素體相計超過70%。在此，一次升溫時的爐內(nèi)的空氣比超過I. 20時，即使在鋼板內(nèi)層部，鐵素體相體積百分率也增加，其結(jié)果，鋼板的疲勞特性變差。另一方面，空氣比不足1.10時，與上述的·通常的空氣比的情況同樣，鋼板表層部的鐵素體百分率達(dá)到70%以下，彎曲特性沒有提高。優(yōu)選為I. 12^1. 17的范圍。需要說明的是，本發(fā)明中的空氣比是退火爐內(nèi)的空氣量相對于由使可燃成分完全燃燒時的化學(xué)變化求出的最小限所需的空氣量的比。因此，1.00是含有相當(dāng)于理論空氣量的氣氛，超過1.00時，為了使可燃成分完全燃燒，空氣量為過量的氣氛。另一方面，不足
I.00是指不能使可燃成分完全燃燒。本發(fā)明中，如果將鍍覆開始前的退火時的一次升溫時的爐內(nèi)的空氣比設(shè)為上述比率，則能夠有效地僅使鋼板表層部的組織以鐵素體相的體積百分率計超過70%。關(guān)于其機(jī)理，尚不明確，發(fā)明者人如下考慮。S卩，在空氣比高的條件下，鋼板表面的Fe發(fā)生氧化，生成Fe氧化物，其氧化物中的O在鋼中與C結(jié)合，由此，固溶C減少。其結(jié)果，僅僅鋼板表層部的組織的鐵素體體積百分率增加。二次平均升溫速度(從中間溫度至退火溫度)0. f 10°C /秒、二次升溫時的爐內(nèi)的空氣比小于I. 10在鍍覆開始前的退火時的二次平均升溫速度快于10°C /秒的情況下，奧氏體相的生成減慢，因此，最終得到的鐵素體相的體積百分率增大，難以確保鋼板的強(qiáng)度。另一方面，二次平均升溫速度慢于O. 1°C/秒的情況下，結(jié)晶粒徑變粗大，伸長率和彎曲性降低。因此，使二次平均升溫速度為O. riO°C /秒的范圍。優(yōu)選為O. 5^50C /秒的范圍。使本發(fā)明中的二次升溫時的爐內(nèi)的空氣比小于I. 10。二次升溫時的爐內(nèi)的空氣比達(dá)到I. 10以上時，在較鋼板表層 ομπι深度更靠內(nèi)部的鋼板內(nèi)層部，鐵素體相的體積百分率也超過70%，疲勞特性變差。另外，可以使本發(fā)明中的二次升溫時的爐內(nèi)的空氣比為通常的空氣比即1.00以下，之后的退火工序的空氣比也可以在通常的范圍內(nèi)進(jìn)行。優(yōu)選為O. 6(Γ0. 95的范圍。退火溫度73(T900°C、保持時間10 500秒鍍覆開始前的退火溫度低于730°C的情況下，在退火時沒有充分地生成奧氏體，因此，無法充分地確保鋼板的強(qiáng)度。另一方面，退火溫度高于900°C的情況下，在加熱中奧氏體相變粗大，在之后的冷卻過程中生成的鐵素體的量減少，鋼板的彎曲性降低。另外，最終得到的鋼板組織的結(jié)晶粒徑整體過度變粗大，具有伸長率、彎曲性均降低的傾向。因此，使退火溫度為73(T900°C。優(yōu)選為75(T850°C的范圍。另外，上述退火溫度范圍內(nèi)的保持時間小于10秒的情況下，在退火中的奧氏體相的生成量不足，難以確保最終的鋼板的強(qiáng)度。另一方面，在實施長時間退火的情況下，具有鋼板組織的晶粒生長而變粗大的傾向。特別是該保持時間超過500秒的情況下，在加熱退火中的奧氏體相以及鐵素體相的粒徑變得過度粗大，熱處理后所得到的鋼板的組織的彎曲性降低。此外，奧氏體晶粒的粗大化成為沖壓成形時的表面粗糙的原因，因此不優(yōu)選。另外，在直到冷卻停止溫度的冷卻過程中的鐵素體相的生成量也減少，因此，伸長性也降低。因此，為了同時實現(xiàn)更微小的組織、和縮小退火前的組織的影響而得到均勻微小的組織，使保持時間為1(Γ500秒的范圍。優(yōu)選為2(Γ200秒的范圍。從退火溫度至冷卻停止溫度的平均冷卻速度f30°C /秒、冷卻停止溫度450^550 0C 直到該冷卻停止溫度的平均冷卻速度，對于控制軟質(zhì)的鐵素體相與硬質(zhì)的貝氏體相和/或馬氏體相的存在比率，鋼板具有TS為980MPa級以上的強(qiáng)度的同時、確保優(yōu)良的加工性發(fā)揮重要的作用。即，平均冷卻速度超過30°C /秒時，抑制冷卻中的鐵素體相的生成，過量生成貝氏體相和馬氏體相，因此，容易確保TS為980MPa級，但導(dǎo)致彎曲性變差。另一方面，平均冷卻速度慢于1°C /秒時，不僅在冷卻過程中生成的鐵素體相的量增多，而且珠光體相也增多，因此，不能確保高TS。因此，使直到冷卻停止溫度的平均冷卻速度為I 30°C /秒的范圍。優(yōu)選的范圍為5 20°C /秒。更優(yōu)選為1(T20°C /秒的范圍。需要說明的是，此時的鋼板的冷卻方法優(yōu)選為一般的氣體冷卻法，此外，可以使用爐內(nèi)冷卻法、噴霧冷卻法、軋輥冷卻法、水冷法等以往公知的方法，另外，也可以適當(dāng)組合各種方法來進(jìn)行。冷卻停止溫度高于550°C的情況下，從奧氏體向比馬氏體相更軟質(zhì)的珠光體相或者貝氏體相進(jìn)行鋼板組織的相變，難以確保TS為980MPa級。另外，也有時生成硬質(zhì)的殘留奧氏體相，但該情況下，延伸凸緣性降低。另一方面，冷卻停止溫度低于450°C的情況下，由于貝氏體相變的進(jìn)行，殘留奧氏體相增加，難以確保TS為980MPa級，并且彎曲特性變差。上述冷卻停止后，實施熱鍍鋅處理，得到熱鍍鋅鋼板?；蛘呱鲜鰺徨冧\處理后，使用感應(yīng)加熱裝置等，進(jìn)一步實施進(jìn)行再加熱的合金化處理，得到合金化熱鍍鋅鋼板。需要說明的是，本發(fā)明中，對于熱鍍鋅處理以及合金化處理的各條件，沒有特別限制，在以往公知的條件下進(jìn)行即可。在此，優(yōu)選使熱鍍鋅層的附著量為每單面為約20g/nT約150g/m2。這是由于，鍍層附著量小于20g/m2時，難以確保耐腐蝕性，另一方面，超過150g/m2時，耐腐蝕效果飽和，成本上變得不利。更優(yōu)選為3(T70g/m2的范圍。需要說明的是，連續(xù)退火后，從形狀矯正和表面粗糙度調(diào)節(jié)的目的出發(fā)，可以對最終得到的合金化熱鍍鋅鋼板進(jìn)行表面光軋，但在過度地進(jìn)行平整軋制的情況下，在鋼板中過多地引入應(yīng)變，形成晶粒生長的軋制加工組織，延展性降低。因此，優(yōu)選使平整軋制的軋制率為約O. P/Γ約I. 5%的范圍。實施例
對達(dá)到表I所示的成分組成的鋼進(jìn)行熔煉，在表2-1、2-2所示的條件下，實施鋼坯加熱、熱軋、卷取、軋制率為50%的冷軋、連續(xù)退火以及鍍覆處理，制造板厚為2. 0mm、每單面的鍍層附著量為45g/m2的熱鍍鋅鋼板以及合金化熱鍍鋅鋼板。需要說明的是，使冷軋時的軋制率均為50%。另外，連續(xù)退火時的爐內(nèi)的空氣比，一次升溫中設(shè)定為表2-1，2-2所示的空氣比，二次升溫及其以后，設(shè)定為O. 8 1.0的范圍。對于這樣得到的熱鍍鋅鋼板以及合金化熱鍍鋅鋼板，進(jìn)行以下所示的材料試驗，考察材料特性。將結(jié)果不于表3_1、3_2以及表4。需要說明的是，材料試驗以及材料特性的評價法如下。(I)鋼板的組織
在與鋼板的軋制方向平行的面中，以100(Γ3000倍拍攝鋼板表層部以及作為鋼板內(nèi)層部的距鋼板表面1(Γ50 μ m的區(qū)域和板厚1/4位置的SEM照片。使用這些SEM照片，測定鋼板組織的體積百分率。S卩，鋼板內(nèi)層部的組織，通過觀察從鋼板表面或從鋼板與鍍鋅層的界面向鋼板中心側(cè)1(Γ50μπι的區(qū)域(深度方向40μπιΧ軋制方向20μ )以及板厚為1/4位置的40 μ mX 20 μ m的區(qū)域(深度方向40 μ mX軋制方向20 μ m)各自的組織來鑒定。需要說明的是，鐵素體相的結(jié)晶粒徑基于JIS G 0552 :1998中規(guī)定的方法，測定結(jié)晶粒度，換算成平均結(jié)晶粒徑。另外，對于鐵素體相、珠光體相的體積百分率，使用倍率為1000的截面組織照片，通過目視判定，鑒定鐵素體以及珠光體，通過圖像分析，求出鐵素體相以及珠光體相的占有面積，除以分析的面積(截面組織照片的面積)，由此，求出鐵素體相以及珠光體相的面積百分率，將其作為體積百分率。另外，關(guān)于殘留奧氏體的量，將作為測定對象的鋼板磨削至板厚1/4位置后，通過化學(xué)磨削進(jìn)一步磨削O. Imm,對于該面,通過X射線衍射裝置,使用Mo的Ka射線,測定fee鐵的(200)面、(220)面、(311)面和bcc鐵的(200)面、(211)面、(220)面的積分強(qiáng)度，由這些測定值求出殘留奧氏體的百分率，作為殘留奧氏體的體積百分率。另外，作為本發(fā)明的鋼板的鋼組織，鐵素體相、奧氏體相、珠光體相以外的余量為貝氏體相和/或馬氏體相，因此，貝氏體相與馬氏體相的合計量為鐵素體相、奧氏體相、珠光體相以外的部分。對于貝氏體相和馬氏體相的平均粒徑，使用倍率為3000倍的SEM照片，鑒定為貝氏體或者馬氏體，將這些連續(xù)的一個區(qū)域視為晶粒，基于JIS G 0552 :1998中規(guī)定的方法，測定粒度，換算成各相的平均粒徑。(2)拉伸特性使用將與軋制方向成90°的方向作為長度方向(拉伸方向)的JIS Z2201中記載的5號試驗片，進(jìn)行基于JIS Z 2241的拉伸試驗來評價。(3)彎曲性(極限彎曲半徑)基于JIS Z 2248中規(guī)定的V形模具法實施。此時，對于彎曲部外側(cè)是否有裂縫進(jìn)行目視觀察，將沒有產(chǎn)生裂縫的最小的彎曲半徑設(shè)定為極限彎曲半徑。需要說明的是，將極限彎曲半徑< O. 3t設(shè)為彎曲性良好。另外，表4中同時記載了極限彎曲半徑/t的值。(4)焊接性(電阻點焊)
首先，在以下的條件下進(jìn)行點焊。設(shè)定電極DR6mm-40R、加壓力4802N(490kgf)、初期加壓時間30次循環(huán)/60Hz、通電時間17次循環(huán)/60Hz、保持時間1次循環(huán)/60Hz。關(guān)于試驗電流，對于相同編號的鋼板，以O(shè). 2kA間距從4. 6kA變化至10. OkA,另外，從10. 5kA開始以O(shè). 5kA間距變化至熔合。接著，對各試驗片進(jìn)行十字拉伸試驗、焊接部的熔核直徑的測定。電阻點焊接頭的十字拉伸試驗基于JIS Z 3137的規(guī)定來實施。另外，熔核直徑的測定基于JIS Z 3139的規(guī)定，如下實施。將電阻點焊后的對稱圓狀的熔塞(I 7)部分沿著與鋼板表面垂直的截面，以通過焊接點的大致中心的截面進(jìn)行半切割。對切割截面進(jìn)行磨削、蝕刻后，通過利用光學(xué)顯微鏡觀察的截面組織觀察，測定熔核直徑。在此，將除去塑性金屬環(huán)區(qū)后的熔融區(qū)域的最大直徑作為熔核直徑。對于熔核直徑在4t1/2(mm)以上的焊接材，進(jìn)行十字拉伸試驗，在從母材開始斷裂 這樣的密合性良好的焊接的情況下，將該焊接性設(shè)為良好。(5)平面彎曲疲勞試驗平面彎曲疲勞試驗基于JIS Z 2275，在完全交變應(yīng)力(應(yīng)力比I)、頻率20Hz的條件下進(jìn)行。對于平面彎曲疲勞特性，將疲勞極限/TS所示的耐久比為O. 35以上判斷為良好。表I
權(quán)利要求
1.一種彎曲性和焊接性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，以質(zhì)量％計，含有c :0. 05%以上且小于O. 12%、P :0. 001 O. 040%以及S :0. 0050%以下，其特征在于， 具有如下組織，從該鋼板的表面至10 μ m深度的鋼板表層部含有以體積百分率計超過70%的鐵素體相，并且較距該表面IOym深度更靠內(nèi)部的鋼板內(nèi)層部至少含有體積百分率為2(Γ70%、并且平均結(jié)晶粒徑為5μπι以下的鐵素體相， 拉伸強(qiáng)度為980MPa以上，在鋼板表面上具有熱鍍鋅層。
2.如權(quán)利要求I所述的彎曲性和焊接性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鋼板內(nèi)層部的組織含有 體積百分率為2(Γ70%、平均結(jié)晶粒徑為5μπι以下的鐵素體相； 體積百分率為3(Γ80%、平均結(jié)晶粒徑為5μπι以下的貝氏體相和/或馬氏體相；和 體積百分率為5%以下(包括0%)的殘留奧氏體相和/或珠光體相。
3.如權(quán)利要求I或2所述的彎曲性和焊接性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鋼板以質(zhì)量%計含有C :0. 05%以上且小于O. 12%、P :0. 001 O. 040%、S :0. 0050%以下、Si 0. 01 I. 6%、Μη :2· 0 3· 5%、Α1 :0. 005 O. 1% 以及 N :0. 0060% 以下，余量由 Fe 及不可避免的雜質(zhì)的組成構(gòu)成。
4.如權(quán)利要求3所述的彎曲性和焊接性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鋼板以質(zhì)量％計還含有選自Cr :超過O. 5%且2. 0%以下、Mo :0. θΓθ. 50%以及B O. 000Γ0. 0030%中的一種或兩種以上，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)的組成構(gòu)成。
5.如權(quán)利要求3或4所述的彎曲性和焊接性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鋼板以質(zhì)量％計還含有選自Ti :0. 010^0. 080%以及Nb :0. 010^0. 080%中的一種或兩種，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)的組成構(gòu)成。
6.如權(quán)利要求5所述的彎曲性和焊接性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鋼板以質(zhì)量%計含有C :0. 05%以上且小于0. 12%、P :0. 00Γ0. 040%、S :0. 0050%以下、Si 0. 01 I. 6%、Mn 2. 0 3· 5%、Al 0. 005 0. 1%、N 0. 0060% 以下、Cr :超過 0. 5% 且 2. 0% 以下、Mo 0. θΓθ. 50%、Ti 0. 010 0· 080%、Nb :0· 010 0· 080% 以及 B :0· ΟΟΟΓΟ. 0030%，余量由 Fe及不可避免的雜質(zhì)的組成構(gòu)成。
7.一種彎曲性和焊接性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，包括如下工序?qū)?quán)利要求1飛中任一項所述的組成的鋼坯加熱后，進(jìn)行熱軋，接著，卷取成卷材后，進(jìn)行酸洗，然后，進(jìn)行冷軋后，實施熱鍍鋅，所述制造方法的特征在于， 在115(Tl300°C的溫度下鋼坯加熱后，使熱終軋溫度為85(T950°C進(jìn)行熱軋，然后，在熱終軋溫度I熱終軋溫度-100°C )的溫度范圍內(nèi)以平均冷卻速度為5 200°C /秒進(jìn)行冷卻，在40(T650°C的溫度下卷取成卷材，接著，進(jìn)行酸洗，然后，進(jìn)行冷軋后，進(jìn)一步在實施作為兩階段升溫工序的退火時，使從200°C至50(T80(TC的中間溫度的一次平均升溫速度為5 50°C /秒，以空氣比為I. l(Tl. 20進(jìn)行一次升溫至該中間溫度，進(jìn)一步使從該中間溫度至73(T900°C的退火溫度的二次平均升溫速度為0. ΓΙΟΓ /秒，以空氣比小于I. 10進(jìn)行二次升溫至該退火溫度，在該退火溫度范圍內(nèi)保持1(Γ500秒后，以f 30°C /秒的平均冷卻速度冷卻至45(T550 °C的溫度范圍，接著，實施熱鍍鋅處理、或者進(jìn)一步的合金化處理。
全文摘要
根據(jù)本發(fā)明，在以質(zhì)量%計含有C0.05%以上且小于0.12%、P0.001~0.040%以及S0.0050%以下的鋼板中，通過設(shè)定如下組織，從該鋼板的表面至10μm深度的鋼板表層部含有以體積百分率計超過70%的鐵素體相，并且較距該表面10μm深度的更靠內(nèi)部的鋼板內(nèi)層部至少含有體積百分率為20~70%、并且平均結(jié)晶粒徑為5μm以下的鐵素體相，而且，使拉伸強(qiáng)度為980MPa以上，然后，包覆熱鍍鋅層，由此，能夠得到具有TS≥980MPa的高拉伸強(qiáng)度、并且彎曲性和焊接性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板。
文檔編號C23C2/40GK102918174SQ20118002707
公開日2013年2月6日 申請日期2011年5月30日 優(yōu)先權(quán)日2010年5月31日
發(fā)明者高木周作, 長谷川浩平 申請人:杰富意鋼鐵株式會社