成形性優(yōu)異的高強度鋼板、高強度鍍鋅鋼板及它們的制造方法
【專利摘要】本發(fā)明涉及在確保最大抗拉強度為900MPa以上的高強度的同時可得到優(yōu)異的延展性和拉伸凸緣性的成形性優(yōu)異的高強度鋼板、高強度鍍鋅鋼板，其具有規(guī)定的成分組成，鋼板組織以體積分率計含有1～20％的殘留奧氏體相，殘留奧氏體相的馬氏體相變點為-60℃以下。
【專利說明】成形性優(yōu)異的高強度鋼板、高強度鍍鋅鋼板及它們的制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及成形性優(yōu)異的高強度鋼板、高強度鍍鋅鋼板及它們的制造方法。
【背景技術(shù)】
[0002]近年來，對于汽車等中使用的鋼板的高強度化的要求不斷提高，特別是以沖撞安全性等的提高等為目的，也逐漸使用最大拉伸應(yīng)力為900MPa以上的高強度鋼板。這樣的高強度鋼板與軟鋼板同樣地通過壓制加工大量且廉價地成形，作為部件被供給。
[0003]但是，近年來，伴隨著高強度鋼板快速地高強度化，特別是最大拉伸應(yīng)力為900MPa以上的高強度鋼板的成形性不足，產(chǎn)生以拉伸凸緣加工為代表的伴隨著局部變形的加工困難的問題。因此，對于最大拉伸應(yīng)力高的高強度鋼板，也要求實現(xiàn)充分的加工性。
[0004]專利文獻(xiàn)I中，作為使高強度鋼板的彎曲性提高的技術(shù)，公開了一種抗拉強度為780~1470MPa、形狀良好且具有優(yōu)異的彎曲性的鋼板，其是具有以貝氏體和回火馬氏體為主體的顯微組織的鋼板，通過下述方法得到:使鋼中所含的Si量以質(zhì)量％計為0.6%以下，冷卻到比規(guī)定的貝氏體相變溫度低50°C以上的溫度，促進(jìn)從奧氏體向貝氏體或馬氏體的相變，從而使組織中含有的馬氏體相變點為一 196°C以上的殘留奧氏體的體積率為2%以下而得到。[0005]專利文獻(xiàn)2中，作為使高強度鋼板的成形性提高的技術(shù)，公開了下述方法:將實施了熱軋的鋼板冷卻到500°C以下并卷取后，再加熱到550~700°C，接著，依次實施冷軋工序和連續(xù)退火工序，由此，含有殘留奧氏體、還含有低溫相變相的第2相的平均粒徑變得微細(xì)，并且殘留奧氏體量、殘留奧氏體的固溶C量、平均粒徑滿足規(guī)定的關(guān)系式，從而提高延展性及拉伸凸緣性。
[0006]專利文獻(xiàn)3中，作為使高強度鋼板的拉伸凸緣性提高的技術(shù)，公開了減小鋼板內(nèi)部的硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差、使鋼板整個區(qū)域具有同等的硬度的鋼板。
[0007]專利文獻(xiàn)4中，作為使高強度鋼板的拉伸凸緣性提高的技術(shù)，公開了通過熱處理使硬質(zhì)部位的硬度降低、從而減小了與軟質(zhì)部的硬度差的鋼板。
[0008]專利文獻(xiàn)5中，作為使高強度鋼板的拉伸凸緣性提高的技術(shù)，公開了通過使硬質(zhì)部位成為較軟質(zhì)的貝氏體從而減小了與軟質(zhì)部的硬度差的鋼板。
[0009]專利文獻(xiàn)6中，作為使高強度鋼板的拉伸凸緣性提高的技術(shù)，公開了下述鋼板:其是具有由以面積率計為40~70%的回火馬氏體和剩余的鐵素體構(gòu)成的組織的鋼板，減小了在鋼板的厚度方向截面中的Mn濃度的上限值與下限值之比。
[0010]現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0011]專利文獻(xiàn)
[0012]專利文獻(xiàn)1:日本特開平10 - 280090號公報
[0013]專利文獻(xiàn)2:日本特開2003 - 183775號公報
[0014]專利文獻(xiàn)3:日本特開2008 - 266779號公報[0015]專利文獻(xiàn)4:日本特開2007 - 302918號公報
[0016]專利文獻(xiàn)5:日本特開2004 - 263270號公報
[0017]專利文獻(xiàn)6:日本特開2010 - 65307號公報
【發(fā)明內(nèi)容】
[0018]發(fā)明所要解決的課題
[0019]在專利文獻(xiàn)I中記載的高強度鋼板中，存在鋼板組織中使延展性提高的鐵素體及殘留奧氏體少、無法得到充分的延展性的問題。
[0020]專利文獻(xiàn)2中記載的高強度鋼板的制造方法存在需要大規(guī)模的再加熱裝置、從而制造成本增大的問題。
[0021]專利文獻(xiàn)3~6中記載的技術(shù)中，最大抗拉強度為900MPa以上的高強度鋼板的加工性不充分。
[0022]本發(fā)明鑒于上述問題而作出，以提供在確保最大抗拉強度為900MPa以上的高強度的同時可得到優(yōu)異的延展性和拉伸凸緣性的成形性優(yōu)異的高強度鋼板、高強度鍍鋅鋼板及它們的制造方法為課題。
[0023]用于解決課題的手段
[0024]本
【發(fā)明者】們對高強度鋼板中用于得到優(yōu)異的延展性和拉伸凸緣性的鋼板組織、制造方法進(jìn)行了深入研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過將鋼成分控制在適當(dāng)?shù)姆秶?，進(jìn)而，將冷軋后的退火條件適當(dāng)化，能將鋼板組織中的殘留奧氏體相的比例控制在規(guī)定范圍內(nèi)，同時使殘留奧氏體相的馬氏體相變開始溫度降低，通過在這樣的條件下制造高強度鋼板，將鋼板組織中的殘留奧氏體相的比例和馬氏體相變點控制在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)，從而在確保900MPa以上的最大抗拉強度的同時延展性和拉伸凸緣性(擴孔性)提高，可得到優(yōu)異的成形性。
[0025]本發(fā)明是基于上述見解進(jìn)一步進(jìn)行研究后得到的，其要旨如下。
[0026](I) 一種成形性優(yōu)異的高強度鋼板，其特征在于，其為下述鋼，所述鋼以質(zhì)量％計含有 C:0.075 ~0.300%,Si:0.70 ~2.50%,Mn:1.30 ~3.50%,P:0.001 ~0.030%,S:0.0001 ~0.0100%,Al:0.005 ~1.500%,N:0.0001 ~0.0100%,O:0.0001 ~0.0100%,作為選擇性元素，含有下述元素中的I種或2種以上:Ti:0.005~0.150%, Nb:0.005~0.150 %、B:0.0001 ~0.0100 Cr:0.01 ~2.00 %、N1:0.01 ~2.00 %、Cu:0.01 ~
2.00%,Mo:0.01 ~1.00%,V:0.005 ~0.150%,Ca,Ce,Mg,Zr,Hf,REM 中的 I 種或 2 種以上:合計為0.0001~0.5000%，剩余部分由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，鋼板的組織以體積分率計含有2~20%的殘留奧氏體相，上述殘留奧氏體相的馬氏體相變點為一 60°C以下。
[0027] (2)根據(jù)上述(I)的成形性優(yōu)異的高強度鋼板，其特征在于，上述殘留奧氏體相在一 198°C下進(jìn)行馬氏體相變的比例以體積分率計為全部殘留奧氏體相的2%以下。
[0028](3)根據(jù)上述(I)或(2)的成形性優(yōu)異的高強度鋼板，其特征在于，上述殘留奧氏體相的馬氏體相變點為一 198°C以下。
[0029](4)根據(jù)上述(I)~(3)中任一項的成形性優(yōu)異的高強度鋼板，其特征在于，鋼板的組織以體積分率計還含有鐵素體相:10~75%、貝氏體鐵素體相和/或貝氏體相:10~50%、回火馬氏體相:10~50%、以及新馬氏體相:10%以下。
[0030](5) 一種成形性優(yōu)異的高強度鍍鋅鋼板，其特征在于，其在上述(I)~(4)中任一項的高強度鋼板的表面形成鍍鋅層而成。
[0031](6) 一種成形性優(yōu)異的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，其具備下述工序:熱軋工序，其將板坯直接或在暫時冷卻后加熱到1050°C以上，在Ar3點以上結(jié)束軋制而制成鋼板，在500~750°C的溫度下卷取，所述板坯以質(zhì)量％計含有C:0.075~0.300%, Si:0.70 ~2.50 %、Mn:1.30 ~3.50 %、P:0.001 ~0.030 %、S:0.0001 ~0.0100 Al:0.005 ~1.500%, N:0.0001 ~0.0100%, O:0.0001 ~0.0100%，作為選擇性元素，含有以下元素中的I種或2種以上:Ti:0.005~0.150%, Nb:0.005~0.150%, B:0.0001~0.0100%,Cr:0.01 ~2.00%,N1:0.01 ~2.00%,Cu:0.01 ~2.00%,Mo:0.01 ~1.00%,
V:0.005 ~0.150 %、Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM 中的 I 種或 2 種以上:合計為 0.0001 ~0.5000%，剩余部分由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；冷軋工序，其將卷取的鋼板在酸洗后以壓下率為35~75%的壓下率進(jìn)行冷軋；退火工序，其將上述冷軋工序后的鋼板加熱到最高加熱溫度740~1000°C后，將該最高加熱溫度至700°C的平均冷卻速度設(shè)為1.0~10.(TC /秒、將700~500°C的平均冷卻速度設(shè)為5.0~200°C /秒進(jìn)行冷卻，接著，在350~450°C下滯留30~1000秒，然后，冷卻到室溫，并且，在從上述最高加熱溫度冷卻至室溫的期間，實施至少I次以上的從Bs點或低于500°C的溫度至500°C以上的再加熱，并實施至少I次以上的從Ms點或低于350°C的溫度至350°C以上的再加熱。
[0032](7)—種成形性優(yōu)異的高強度鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在通過上述(6)的高強度鋼板的制造方法制造了高強度鋼板后，實施電鍍鋅。
[0033](8) 一種成形性優(yōu)異的高強度鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在上述(6)的高強度鋼板的制造方法中，在上述退火工序中從上述最高加熱溫度至室溫的期間進(jìn)行冷卻時，通過將上述冷軋工序后的鋼板浸潰在鋅浴中，實施熱浸鍍鋅。
[0034](9) 一種成形 性優(yōu)異的高強度鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在上述(6)的高強度鋼板的制造方法中，在上述退火工序后實施熱浸鍍鋅。
[0035](10)根據(jù)上述(8)或(9)的成形性優(yōu)異的高強度鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在實施了上述熱浸鍍鋅后，在470~650°C的溫度下實施合金化處理。
[0036]發(fā)明效果
[0037]根據(jù)本發(fā)明，能實現(xiàn)在確保900MPa以上的最大抗拉強度的同時可得到優(yōu)異的成形性的高強度鋼板。
【專利附圖】
【附圖說明】
[0038]圖1A是表示本發(fā)明的制造方法的退火處理的冷卻模式的一例的圖。
[0039]圖1B是表示本發(fā)明的制造方法的退火處理的冷卻模式的另一例的圖。
[0040]圖2是對本發(fā)明的實施例進(jìn)行說明的圖，是表示抗拉強度TS與總拉伸率EL的關(guān)系的圖。
[0041]圖3是對本發(fā)明的實施例進(jìn)行說明的圖，是表示抗拉強度TS與擴孔率λ的關(guān)系的圖。
【具體實施方式】
[0042]下面，對作為本發(fā)明的實施方式的成形性優(yōu)異的高強度鋼板、高強度鍍鋅鋼板及它們的制造方法進(jìn)行說明。另外，以下的實施方式為了更好地理解本發(fā)明的宗旨而進(jìn)行詳細(xì)說明，因此只要沒有特別指定，就不是對本發(fā)明進(jìn)行限定。
[0043]另外，在以下的說明中，將在鋼板制造中的溫度降低的過程中奧氏體(Y鐵)相變成馬氏體的開始溫度設(shè)為Ms點，將所制造的本發(fā)明的高強度鋼板的組織中的殘留奧氏體相變成馬氏體的開始溫度記為Ms^點。
[0044]首先，對本發(fā)明的高強度鋼板的組織進(jìn)行說明。
[0045]本發(fā)明的高強度鋼板的鋼板組織具有2~20%的殘留奧氏體相，殘留奧氏體相的Msr點為一 60°C以下。這樣的本發(fā)明的高強度鋼板的鋼板組織中所含的殘留奧氏體相對于多次的深冷處理也是穩(wěn)定的。
[0046]殘留奧氏體相以外的組織只要能確保最大抗拉強度為900MPa以上的強度即可，沒有特別限定，但是，鋼板組織中優(yōu)選以體積分率計具有鐵素體相:10~75%、貝氏體鐵素體相和/或貝氏體相:10~50%、回火馬氏體相:10~50%、新馬氏體相:10%以下。通過具有這樣的鋼板 組織，成為具有更優(yōu)異的成形性的高強度鋼板。
[0047]對鋼板的組織中可含有的各相進(jìn)行說明。
[0048][殘留奧氏體相]
[0049]殘留奧氏體相具有使強度及延展性大幅提高、但通常成為破壞的起點而使拉伸凸緣性大幅變差的特性。
[0050]在本發(fā)明的鋼板的組織中，通過后述的2次再加熱，已經(jīng)消除了在殘留奧氏體相中存在的可成為馬氏體相變的開始位點的缺陷，僅選擇性地殘留純度高的奧氏體相。其結(jié)果是，可得到非常穩(wěn)定的殘留奧氏體相。這樣的殘留奧氏體相伴隨著變形緩緩地進(jìn)行馬氏體相變，因此難以成為破壞的起點，具有拉伸凸緣性的劣化極小的特性。
[0051]作為上述這樣的穩(wěn)定性的指標(biāo)，可舉出殘留奧氏體相的馬氏體相變開始溫度(M\點)。殘留有純度高的奧氏體相的穩(wěn)定的殘留奧氏體即使實施在液氮中浸潰I小時、所謂的深冷處理，殘留奧氏體量也不會變，點為液氮溫度(一 198°C)以下，非常穩(wěn)定。進(jìn)而，一般通過反復(fù)進(jìn)行深冷處理，殘留奧氏體會緩緩減少，但是在本發(fā)明的高強度鋼板中，即使對于5次的深冷處理，殘留奧氏體也不會減少，極其穩(wěn)定。
[0052]本發(fā)明的鋼板通過使點為一60°C以下的殘留奧氏體相以體積分率計存在2%以上，可得到強度及延展性大幅提高且拉伸凸緣性的劣化極少的高強度鋼板。
[0053]從強度及延展性的觀點出發(fā)，優(yōu)選將鋼板組織中的殘留奧氏體相的體積分率設(shè)為4%以上，更優(yōu)選設(shè)為6%以上。另一方面，為了使鋼板組織中的殘留奧氏體相的體積分率超過20%，需要添加適量以上的C和Mn等元素，會損害焊接性，因此，殘留奧氏體相以20%為上限。
[0054]在本發(fā)明中，優(yōu)選將殘留奧氏體相在一 198°C下發(fā)生馬氏體相變的比例設(shè)為以體積分率計2%以下。由此，可得到更穩(wěn)定的殘留奧氏體相，因此，延展性和拉伸凸緣性顯著提高，可得到優(yōu)異的成形性。
[0055]此外，鋼板組織中的殘留奧氏體的此^點為一 198°C以下時，成為更穩(wěn)定的殘留奧氏體相，延展性和拉伸凸緣性更顯著地提高，可得到優(yōu)異的成形性，因此優(yōu)選。
[0056]關(guān)于殘留奧氏體相的體積分率，以與鋼板的板面平行且I / 4厚的面作為觀察面進(jìn)行X射線解析，計算面積分率，將其視作體積分率。其中，I / 4厚的面是在深冷處理后再對母材實施磨削加工及化學(xué)研磨、精加工成鏡面而成的面。
[0057]此外，考慮到測定誤差，認(rèn)為在滿足以下所示的關(guān)系式的時間點，殘留奧氏體相發(fā)生馬氏體相變。
[0058]Vy (n) / Vy (O) < 0.90
[0059]其中，η表示深冷處理的次數(shù)，V Y (η)表示第η次的深冷處理后的殘留奧氏體分率，V Y (O)表示母材中的殘留奧氏體分率。
[0060][鐵素體相]
[0061]鐵素體相是對延展性的提高有效的組織，在鋼板組織中優(yōu)選以體積分率計含有10~75%。鋼板組織中的鐵素體相的體積分率低于10%時，有無法得到充分的延展性的擔(dān)心。從延展性的觀點出發(fā)，鋼板組織中含有的鐵素體相的體積分率更優(yōu)選含有15%以上，進(jìn)一步優(yōu)選含有20%以上。鐵素體相為軟質(zhì)組織，因此，體積分率超過75%時，有時無法得到充分的強度。為了充分提高鋼板的抗拉強度，更優(yōu)選將鋼板組織中含有的鐵素體相的體積分率設(shè)為65%以下，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)為50%以下。
[0062][貝氏體鐵素體相和/或貝氏體相]
[0063]貝氏體鐵素體相和/或貝氏體相為強度與延展性的平衡優(yōu)異的組織，優(yōu)選在鋼板組織中以體積分率計含有10~50%。貝氏體鐵素體相和/或貝氏體是具有軟質(zhì)鐵素體相與硬質(zhì)的馬氏體相、回火馬氏體相及殘留奧氏體相的中間的強度的顯微組織，從拉伸凸緣性的觀點出發(fā)，更優(yōu)選含有15%以上，進(jìn)一步優(yōu)選含有20%以上。貝氏體鐵素體相和/或貝氏體的體積分率超過50%時，屈服應(yīng)力過度提高，形狀凍結(jié)性變差，因此不優(yōu)選。
[0064][回火馬氏體相]
[0065]回火馬氏體相為使抗拉強度大幅提高的組織，在鋼板組織中以體積分率計可以含有50%以下。從抗拉強度的觀點出發(fā)，回火馬氏體的體積分率優(yōu)選為10%以上。鋼板組織中所含的回火馬氏體的體積分率超過50%時，屈服應(yīng)力過度提高，形狀凍結(jié)性變差，因此不優(yōu)選。
[0066][新馬氏體相]
[0067]新馬氏體相具有大幅提高抗拉強度的效果。但是，由于成為斷裂的起點而使拉伸凸緣性大幅劣化，因此，鋼板組織中的新馬氏體相以體積分率計優(yōu)選限制為15%以下。為了提高拉伸凸緣性，更優(yōu)選將鋼板組織中的新馬氏體相的體積分率設(shè)為10%以下，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)為5%以下。
[0068][其他]
[0069]本發(fā)明的高強度鋼板的鋼板組織中，可以進(jìn)一步含有珠光體相和/或粗大的滲碳體相等，也可以含有上述以外的組織。但是，高強度鋼板的鋼板組織中珠光體相和/或粗大的滲碳體相增多時，產(chǎn)生彎曲性變差的問題。因此，鋼板組織中含有的珠光體相和/或粗大的滲碳體相的體積分率優(yōu)選合計為10%以下，更優(yōu)選為5%以下。
[0070]本發(fā)明的高強度鋼板的鋼板組織中含有的各組織的體積分率例如可通過以下所示的方法測定。
[0071]本發(fā)明的高強度鋼板的鋼板組織中所含的鐵素體相、貝氏體鐵素體相、貝氏體相、回火馬氏體相及新馬氏體相的體積分率的測定中，首先，以與鋼板的軋制方向平行的板厚截面作為觀察面，采集試樣。然后，將該試樣的觀察面研磨，進(jìn)行硝酸乙醇腐蝕，將板厚的1/8~3/8厚的范圍用場發(fā)射型掃描型電子顯微鏡(FE - SEM =Field Emission ScanningElectron Microscope)進(jìn)行觀察,測定面積分率,將其視作體積分率。
[0072]接著，對本發(fā)明的高強度鋼板的成分組成進(jìn)行說明。另外，以下的說明中，只要沒有特別指定，“ % ”表示“質(zhì)量％ ”。
[0073]C:0.075 ~0.300%
[0074]C是為了得到殘留奧氏體相而需要的元素，為了兼顧優(yōu)異的成形性和高強度而含有。C含量超過0.300%時，焊接性變得不充分。從焊接性的觀點出發(fā)，C含量更優(yōu)選為0.250%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.220%以下。C含量低于0.075%時，變得難以得到充分量的殘留奧氏體相，強度及成形性降低。從強度及成形性的觀點出發(fā)，C含量更優(yōu)選為0.090%以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.100%以上。
[0075]S1:0.70 ~2.50%
[0076]Si是通過抑制鋼板中的鐵系碳化物的生成而容易得到殘留奧氏體相的元素，是為了提高強度和成形性而需要的元素。Si含量超過2.50%時，鋼板脆化，延展性變差。從延展性的觀點出發(fā)，Si含量更優(yōu)選為2.20%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為2.00%以下。Si含量低于0.70%時，在退火后冷卻到室溫的期間生成鐵系碳化物，無法充分地得到殘留奧氏體相，強度及成形性變差。從強度及成形性的觀點出發(fā)，Si的下限值更優(yōu)選為0.90%以上，進(jìn)一步優(yōu)選為1.00%以上。
[0077]Mn: 1.30 ~3.50%[0078]Mn為了提高鋼板的強度而添加。Mn含量超過3.50%時，在鋼板的板厚中央部生成粗大的Mn濃化部，容易發(fā)生脆化，容易產(chǎn)生鑄造的板坯破裂等問題。此外，Mn含量超過
3.50%時，有焊接性也變差的問題。因此，Mn含量需要設(shè)為3.50%以下。從焊接性的觀點出發(fā)，Mn含量更優(yōu)選為3.20%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為3.00%以下。Mn含量低于1.30%時，在退火后的冷卻中大量形成軟質(zhì)的組織，因此，變得難以確保900MPa以上的最大抗拉強度。因此，需要將Mn含量設(shè)為1.30%以上。此外，為了提高鋼板的強度，Mn含量更優(yōu)選為1.50%以上，進(jìn)一步優(yōu)選為1.70%以上。
[0079]P:0.001 ~0.030%
[0080]P具有向鋼板的板厚中央部偏析的傾向，具有使焊接部脆化的特性。P含量超過0.030%時，焊接部大幅脆化，因此，P含量限制在0.030%以下。P含量的下限不特別限定也能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但是，P含量低于0.001%時，制造成本大幅增加，因此以0.001%為下限。
[0081]S:0.0001 ~0.0100%
[0082]S對焊接性以及鑄造時及熱軋時的制造性產(chǎn)生不良影響。因此，S含量的上限值設(shè)為0.0100%以下。此外，S與Mn結(jié)合形成粗大的MnS而使延展性或拉伸凸緣性降低，因此更優(yōu)選設(shè)為0.0050%以下，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)為0.0025%以下。S含量的下限不特別限定也能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但是，S含量低于0.0001%時，制造成本大幅增加，因此，以0.0001%為下限。
[0083]Al:0.005 ~1.500%
[0084]Al是抑制鐵系碳化物的生成而容易得到殘留奧氏體的元素，提高鋼板的強度及成形性。Al含量超過1.500%時，焊接性變差，因此，將上限設(shè)為1.500%。從焊接性的觀點出發(fā)，Al含量更優(yōu)選設(shè)為1.200%以下，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)為0.900%以下。Al作為脫氧材料也是有效的元素，但是，Al含量低于0.005%時，無法充分得到作為脫氧材料的效果，因此，Al含量的下限設(shè)為0.005%。為了充分得到脫氧的效果，Al量更優(yōu)選設(shè)為0.010%以上。
[0085]N:0.0001 ~0.0100%
[0086]N形成粗大的氮化物，使延展性及拉伸凸緣性劣化，因此需要抑制添加量。N含量超過0.0100%時，該傾向變得顯著，因此，N含量的上限設(shè)為0.0100%。N成為焊接時的氣孔產(chǎn)生的原因，因此優(yōu)選較少。N含量的下限不特別限定也能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但是，N含量低于0.0001%時，制造成本大幅增加，因此以0.0001%為下限。
[0087]O:0.0001 ~0.0100%
[0088]O形成氧化物，使延展性及拉伸凸緣性劣化，因此需要抑制含量。O含量超過0.0100%時，拉伸凸緣性的劣化變得顯著，因此，O含量的上限設(shè)為0.0100%以下。O含量更優(yōu)選為0.0080%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.0060%以下。O含量的下限不特別限定也能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但是，O含量低于0.0001%時，制造成本大幅增加，因此以0.0001%為下限。
[0089]本發(fā)明的高強度鋼板可以根據(jù)需要進(jìn)一步含有以下所示的元素。
[0090]T1:0.005 ~0.150%
[0091]Ti是利用析出物強化、由鐵素體晶粒的成長抑制帶來的細(xì)粒強化及通過再結(jié)晶的抑制的位錯強化，有助于鋼板的強度上升的元素。Ti含量超過0.150%時，碳氮化物的析出增多而導(dǎo)致成形性變差，因此，Ti含量設(shè)為0.150%以下。從成形性的觀點出發(fā)，Ti含量更優(yōu)選為0.100%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.070%以下。為了充分得到Ti的強度上升效果，Ti含量需要設(shè)為0.005%以上。為了鋼板的高強度化，Ti含量優(yōu)選為0.010%以上，更優(yōu)選為0.015% 以上。
[0092]Nb:0.005 ~0.150%
[0093]Nb是利用析出物強化、由鐵素體晶粒的成長抑制帶來的細(xì)粒強化及通過再結(jié)晶的抑制的位錯強化，有助于鋼板的強度上升的元素。Nb含量超過0.150%時，碳氮化物的析出增多而導(dǎo)致成形性劣化，因此，Nb含量需要設(shè)為0.150%以下。從成形性的觀點出發(fā)，Nb含量優(yōu)選為0.100%以下，更優(yōu)選設(shè)為0.060%以下。為了充分得到Nb的強度上升效果，Nb含量需要為0.005%以上。為了鋼板的高強度化，優(yōu)選Nb含量為0.010%以上，更優(yōu)選為0.015% 以上。
[0094]V:0.005 ~0.150%
[0095]V是利用析出物強化、由鐵素體晶粒的成長抑制帶來的細(xì)粒強化及通過再結(jié)晶的抑制的位錯強化，有助于鋼板的強度上升的元素。V含量超過0.150%時，碳氮化物的析出增多而導(dǎo)致成形性劣化，因此，V含量設(shè)為0.150%以下。為了充分得到V的強度上升效果，V含量需要為0.005%以上。
[0096]B:0.0001 ~0.0100%
[0097]B是抑制高溫下的相變、對高強度化有效的元素，可以代替C和/或Mn的一部分進(jìn)行添加。B的含量超過0.0100%時，熱加工性受損，生產(chǎn)性降低，因此，B含量設(shè)為0.0100%以下。從生產(chǎn)性的觀點出發(fā)，B含量優(yōu)選為0.0050%以下，更優(yōu)選為0.0030%以下。為了充分得到B的高強度化，需要將B含量設(shè)為0.0001%以上。為了使鋼板有效地高強度化，優(yōu)選B含量為0.0003%以上，更優(yōu)選為0.0005%以上。[0098]Mo:0.01 ~1.00%
[0099]Mo是抑制高溫下的相變、對高強度化有效的元素，可以代替C和/或Mn的一部分進(jìn)行添加。Mo含量超過1.00%時，熱加工性受損，生產(chǎn)性降低，因此，Mo含量設(shè)為1.00%以下。為了充分得到Mo的高強度化的效果，其含量需要為0.01%以上。
[0100]W:0.01 ~L 00%
[0101]W是抑制高溫下的相變、對高強度化有效的元素，可以代替C和/或Mn的一部分進(jìn)行添加。W含量超過1.00%時，熱加工性受損，生產(chǎn)性降低，因此，W含量設(shè)為1.00%以下。為了充分得到W的高強度化，W含量需要為0.01%以上。
[0102]Cr:0.01 ~2.00%
[0103]Cr是抑制高溫下的相變、對高強度化有效的元素，可以代替C和/或Mn的一部分進(jìn)行添加。Cr含量超過2.00%時，熱加工性受損，生產(chǎn)性降低，因此，Cr含量設(shè)為2.00%以下。為了充分得到Cr的高強度化，其含量需要為0.01%以上。
[0104]N1:0.01 ~2.00%
[0105]Ni是抑制高溫下的相變、對高強度化有效的元素，可以代替C和/或Mn的一部分進(jìn)行添加。Ni含量超過2.00%時，焊接性受損，因此，Ni含量設(shè)為2.00%以下。為了充分得到Ni的高強度化，其含量需要為0.01%以上。`
[0106]Cu:0.01 ~2.00%
[0107]Cu是通過作為微細(xì)的粒子存在于鋼中而提高強度的元素，可以代替C和/或Mn的一部分進(jìn)行添加。Cu含量超過2.00%時，焊接性受損，因此，其含量設(shè)為2.00%以下。為了充分得到Cu的高強度化，其含量需要為0.01%以上。
[0108]Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM 中的 I 種或 2 種以上合計為 0.0001 ~ 0.5000%
[0109]Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM是對于成形性的改善有效的元素，可以添加I種或2種以上。Ca、Ce、Mg、Zr、Hf及REM中的I種或2種以上的含量合計超過0.5000%時，反而有損害延展性的擔(dān)心，因此，各元素的含量的合計設(shè)為0.5000%以下。為了充分得到改善鋼板的成形性的效果，各元素的含量的合計需要為0.0001%以上。從成形性的觀點出發(fā)，各元素的含量的合計優(yōu)選為0.0005%以上，更優(yōu)選為0.0010%以上。這里，REM是Rare Earth Metal的簡稱，是指鑭系的元素。本發(fā)明中，REM和Ce多以稀土金屬混合物的形式添加，有時除了La和Ce之外復(fù)合地含有鑭系元素。此外，作為不可避免的雜質(zhì)，在含有除這些La和Ce之外的鑭系元素的情況下也能發(fā)揮本發(fā)明的效果。進(jìn)而，在添加了金屬La或Ce的情況下，也能發(fā)揮本發(fā)明的效果。
[0110]以上，對本發(fā)明的成分組成進(jìn)行了說明，但是，只要是不損害本發(fā)明的鋼板的特性的范圍，例如作為起因于原料的雜質(zhì)，也可以含有除必需的添加元素以外的元素。
[0111]本發(fā)明的高強度鋼板也可以是在表面形成有鍍鋅層或合金化的鍍鋅層的高強度鍍鋅鋼板。通過在高強度鋼板的表面形成鍍鋅層，成為具有優(yōu)異的耐蝕性的鋼板。此外，通過在高強度鋼板的表面形成合金化的鍍鋅層，成為具有優(yōu)異的耐蝕性、涂料的密合性優(yōu)異的鋼板。
[0112]接著，對本發(fā)明的高強度鋼板的制造方法如下進(jìn)行說明。
[0113]為了制造本發(fā)明的高強度鋼板，首先，鑄造具有上述的成分組成的板坯。作為供于熱軋的板坯，例如可以使用連續(xù)鑄造板坯、或用薄板坯澆鑄機等制造得到的板坯。本發(fā)明的高強度鋼板的制造方法中，采用在鑄造后立即進(jìn)行熱軋的連續(xù)鑄造一直接軋制(CC - DR)那樣的工藝是適合的。
[0114]熱軋工序中的板坯加熱溫度需要設(shè)為1050°C以上。板坯加熱溫度低時，精軋溫度低于Ar3點。其結(jié)果是，成為鐵素體相及奧氏體相的二相區(qū)軋制，因此，熱軋板組織成為不均質(zhì)的混晶組織，即使經(jīng)過冷軋及退火工序，也無法消除不均質(zhì)的組織，延展性和彎曲性劣化。此外，精軋溫度降低時，軋制載荷增加，有軋制變得困難、或者招致軋制后的鋼板的形狀不良的擔(dān)心。板坯加熱溫度的上限不特別限定也能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但是，使加熱溫度過度高在經(jīng)濟上不優(yōu)選，因此，優(yōu)選將板坯加熱溫度的上限設(shè)為1350°C以下。
[0115]Ar3點可通過以下的式子計算。
[0116]Ar3 ( 0C) = 901 — 325XC + 33XSi — 92X (Mn + Ni / 2 + Cr / 2 + Cu /
2+ Mo / 2) + 52XA1
[0117]上式中，C、S1、Mn、N1、Cr、Cu、Mo、Al為各元素的含量(質(zhì)量％ )。
[0118]熱軋的精軋溫度以800°C或者Ar3點中較高者為下限，以1000°C為上限。精軋溫度低于800°C時，精軋時的軋制載荷增高，有軋制變得困難、或者招致軋制后得到的熱軋鋼板的形狀不良的擔(dān)心。精軋溫度低于Ar3點時，熱軋成為鐵素體相及奧氏體相的二相區(qū)軋制，有時熱軋鋼板的組織成為不均質(zhì)的混晶組織。
[0119]精軋溫度的上限不特別限定也能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但是，使精軋溫度過度高時，為了確保該溫度，必須使板坯加熱溫度過度高。因此，精軋溫度的上限溫度優(yōu)選設(shè)為1000°c以下。
[0120]軋制后的鋼板在500~750°C下卷取。將鋼板在超過750°C的溫度下卷取時，鋼板表面形成的氧化物的厚度過度增大，酸洗性劣化。為了提高酸洗性，卷取溫度優(yōu)選為720V以下，更優(yōu)選為700°C以下。卷取溫度低于500°C時，熱軋鋼板的強度過高，冷軋變得困難。從減輕冷軋的負(fù)荷的觀點出發(fā)，卷取溫度優(yōu)選設(shè)為550°C以上，更優(yōu)選設(shè)為600°C以上。
[0121]對如此制造的熱軋鋼板實施酸洗處理。通過酸洗能除去鋼板表面的氧化物，從提高最終制品的冷軋高強度鋼板的化成性、或者熱浸鍍鋅或合金化熱浸鍍鋅鋼板用的冷軋鋼板的熱浸鍍性的方面出發(fā)是重要的。酸洗可以是僅一次的處理，也可以分多次實施處理。
[0122]酸洗后的鋼板可以直接供于退火工序，但是，通過以35~75%的壓下率實施冷車L，可得到板厚精度高且具有優(yōu)異的形狀的鋼板。當(dāng)壓下率低于35%時，難以保持形狀平坦，最終制品的延展性變差，因此壓下率設(shè)為35 %以上。壓下率超過75 %時，冷軋載荷變得過大，冷軋變得困難。因此，壓下率的上限設(shè)為75%。對于軋制道次的次數(shù)、各道次的壓下率，不特別規(guī)定也能發(fā)揮本發(fā)明的效果。
[0123]接著，對得到的熱軋鋼板或冷軋鋼板實施以下的退火處理。
[0124]首先，將軋制后的鋼板加熱到740~1000°C的范圍的最高加熱溫度。最高加熱溫度低于740°C時，奧氏體相的量變得不充分，在此后的冷卻中的相變中變得難以確保充分量的硬質(zhì)組織。最高加熱溫度超過1000°C時，奧氏體相的粒徑變得粗大，冷卻中相變難以進(jìn)行，特別是難以充分得到軟質(zhì)的鐵素體組織。
[0125]至最高加熱溫度為止的加熱優(yōu)選將(最高加熱溫度一 20)°C~最高加熱溫度之間、即加熱時的最后的20°C間的加熱速度設(shè)為0.1~0.80C /秒。通過將至最高加熱溫度為止的20°C間的加熱速度設(shè)為上述范圍而進(jìn)行緩慢加熱，向奧氏體相的逆相變的進(jìn)行速度變慢，可得到初期奧氏體相中的缺陷減少的效果。
[0126]加熱到最高加熱溫度為止時的滯留時間可根據(jù)最高加熱溫度等適當(dāng)?shù)卮_定，沒有特別限定，但是優(yōu)選為10秒以上，更優(yōu)選為40~540秒。
[0127]接著，將最高加熱溫度~700°C之間的平均冷卻速度設(shè)為1.0~10.(TC /秒進(jìn)行I次冷卻。通過該I次冷卻，能使鐵素體相變、向貝氏體鐵素體和/或貝氏體的相變適度進(jìn)行，并且在Ms點之前使未相變奧氏體相殘留,使其全部或者一部分相變成馬氏體。
[0128]上述的冷卻溫度范圍的平均冷卻速度低于1.(TC /秒時，在冷卻中進(jìn)行珠光體相變，未相變的奧氏體相減少，無法得到充分的硬質(zhì)組織，其結(jié)果是，有時難以確保最大抗拉強度為900MPa以上的強度。平均冷卻速度超過10.(TC /秒時，有時難以使軟質(zhì)的鐵素體組織充分生成。
[0129]從剛加熱后開始至鋼板溫度達(dá)到700°C期間的鐵素體相變溫度區(qū)域中的滯留時間沒有特別制限，但是優(yōu)選為20~1000秒。為了使軟質(zhì)的鐵素體相充分生成，在從剛退火后開始至鋼板溫度達(dá)到700°C期間的鐵素體相變溫度區(qū)域中，需要停留20秒以上，并且優(yōu)選停留30秒以上，更優(yōu)選停留50秒以上。在鐵素體相變溫度區(qū)域停留的時間超過1000秒時，鐵素體相變過度進(jìn)行，未相變奧氏體減少，無法得到充分的硬質(zhì)組織。
[0130]進(jìn)而，上述的I次冷卻后，將700~500°C的平均冷卻速度設(shè)為5.0~200°C /秒而進(jìn)行2次冷卻。通過該2次冷卻，從退火后的奧氏體向鐵素體的相變可靠地進(jìn)行。從超過700°C的溫度區(qū)域開始以與I次冷卻同樣的1°C /秒~10.(TC /秒的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻時，鐵素體相的生成變得不充分，難以確保高強度鋼板的延展性。
[0131]本發(fā)明的制造方法中，將實施了上述的2個階段的冷卻處理的鋼板在350~450°C的溫度范圍中滯留30~1000秒的時間。此時的滯留溫度低于350°C時，微細(xì)的鐵系碳化物生成，從而不進(jìn)行C向奧氏體相的濃化，成為不穩(wěn)定的奧氏體相。滯留溫度超過450°C時，奧氏體相中的C的固溶限度降低，C少量就飽和，因此，不進(jìn)行C的濃化，成為不穩(wěn)定的奧氏體相。
[0132]滯留時間低于30秒時，貝氏體相變未充分進(jìn)行，C (碳)從貝氏體相向奧氏體相的排出量少，C向奧氏體相的濃化變得不充分，成為不穩(wěn)定的奧氏體相。滯留時間超過1000秒時，粗大的鐵系碳化物的生成開始，奧氏體中的C濃度反而降低，因而成為不穩(wěn)定的奧氏體相。
[0133]進(jìn)而，在本發(fā)明的退火工序中，如圖1A所示，從最高加熱溫度冷卻至室溫時，進(jìn)行至少I次以上的從Bs點(貝氏體相變開始溫度)或低于500°C的溫度至500°C以上的再加熱，并且，進(jìn)行至少I次以上的從Ms點或者低于350°C的溫度至350°C以上的再加熱。通過進(jìn)行這樣的2種條件的再加熱處理，在未相變的殘留奧氏體相中，能使內(nèi)部具有缺陷、容易相變成其他組織的奧氏體相、即不穩(wěn)定的奧氏體相優(yōu)先相變，形成貝氏體相、貝氏體鐵素體相或者回火馬氏體相。
[0134]另外，例如，如圖1B所示，在冷卻到Ms點或低于350°C的溫度后再加熱到500°C以上時，也可以設(shè)定為分別進(jìn)行從Ms點或低于350°C的溫度至350°C以上的再加熱、及從Bs點或低于500°C的溫度至500°C以上的再加熱，實施這樣的模式的再加熱處理。
[0135]此外，在從Ms點或低于350°C的溫度至350°C以上的再加熱、與從Bs點或低于500°C的溫度至500°C以上的再加熱的期間，也可以進(jìn)行上述的350~450°C的溫度范圍中的滯留。
[0136]Bs點(貝氏體相變開始溫度)可以通過以下的式子計算。
[0137]Bs (0C) = 820 — 290C / (I — VF) — 37Si — 90Mn — 65Cr — 50Ni + 70A1
[0138]在上式中，VF是鐵素體的體積分率，C、Mn、Cr、N1、Al、Si是各個元素的添加量(質(zhì)
量％ )。
[0139]Ms點(馬氏體相變開始溫度)可通過以下的式子計算。
[0140]Ms (0C) = 541 — 474C / (I — VF) — 15Si — 35Mn — 17Cr — 17Ni + 19A1 [0141]在上式中，VF是鐵素體的體積分率，C、S1、Mn、Cr、N1、Al是各個元素的添加量(質(zhì)
量％ )。
[0142]另外，在高強度鋼板的制造中難以直接測定鐵素體相的體積分率，因此，在本發(fā)明中，切出向連續(xù)退火線通板前的冷軋鋼板的小片，以與向連續(xù)退火線通板時相同的溫度過程對該小片進(jìn)行退火，測定小片的鐵素體相的體積的變化，將使用該結(jié)果算出的數(shù)值作為鐵素體的體積分率VF。在相同的條件下制造鋼板時，該測定可以使用最初的I次的測定結(jié)果，不需要每次測定。大幅改變制造條件時，重新進(jìn)行測定。當(dāng)然，也可以觀察實際制造的鋼板的顯微組織，對下次以后的制造進(jìn)行反饋。
[0143]在從上述的Bs點或低于500°C的溫度至500°C以上的再加熱中，將開始溫度設(shè)為Bs點或者低于500°C的溫度是為了使消耗奧氏體中的缺陷的貝氏體核生成。將再加熱溫度設(shè)為500°C以上是為了使相變核不活潑化、避免通過在高溫區(qū)過度進(jìn)行相變而誘發(fā)的鐵系碳化物的生成。
[0144]在從Ms點或者低于350°C的溫度至350°C以上的再加熱中，將開始溫度設(shè)為Ms點或者低于350°C的溫度是為了使消耗奧氏體中的缺陷的馬氏體核生成。將再加熱溫度設(shè)為350°C以上是為了避免妨礙C向奧氏體相濃化的微細(xì)的鐵系碳化物因在低于350°C的溫度下放置而在馬氏體和/或貝氏體中生成。
[0145]關(guān)于上述那樣的通過進(jìn)行在2個階段的不同的溫度區(qū)域下的再加熱從而使殘留奧氏體相的穩(wěn)定性飛躍地提高的理由，還不是十分明確，但是，推測是因為貝氏體核與馬氏體核分別消耗了不同種類的缺陷。
[0146]通過以上的工序，在殘留奧氏體相中存在的能成為馬氏體相變的開始位點的缺陷被消耗，僅選擇性地殘留純度高的奧氏體相，可得到非常穩(wěn)定的殘留奧氏體相。其結(jié)果是，可得到具有高延展性和拉伸凸緣性、成形性優(yōu)異的高強度鋼板。
[0147]對于退火后的鋼板，以形狀矯正為目的，可以實施0.03~0.80%左右的冷軋。此時，若退火后的冷軋率過高，則軟質(zhì)的鐵素體相在加工硬化后有時延展性大幅劣化，因此軋制率優(yōu)選設(shè)為上述的范圍。
[0148]也可以對退火后的鋼板實施電鍍鋅，制成高強度鍍鋅鋼板。此外，也可以對退火后的鋼板實施熱浸鍍鋅，制成高強度鍍鋅鋼板。此時，例如，在退火工序中從最高加熱溫度至室溫期間，例如，可以通過在冷卻到500°C、進(jìn)一步實施再加熱后，在鋅浴中浸潰，從而實施熱浸鍍鋅。
[0149]此外，可以在上述退火處理中的2次冷卻和在350~450°C下的滯留期間、或者在350~450°C下的滯留后，將鋼板在鍍鋅浴中浸潰，制造高強度鍍鋅鋼板。
[0150]也可以在實施熱浸鍍鋅處理后，進(jìn)一步在470~650°C的溫度下實施鋼板表面的鍍層的合金化處理。通過進(jìn)行這樣的合金化處理，鍍鋅層進(jìn)行合金化而成的Zn - Fe合金在表面形成，可得到防銹性優(yōu)異的高強度鍍鋅鋼板。
[0151]也可以用該合金化處理的加熱來代替上述的從Bs點或低于500°C的溫度至500°C以上的再加熱、或者從Ms點或低于350°C的溫度至350°C以上的再加熱。
[0152]在實施鍍覆處理時，為了使鍍覆密合性提高，例如，可以對退火工序前的鋼板預(yù)先實施由選自N1、Cu、Co、Fe中的I種或多種元素構(gòu)成的鍍層的鍍覆。通過利用該方法實施鍍覆處理，可得到在表面形成有鍍鋅層、具有高延展性和拉伸凸緣性、成形性優(yōu)異的高強度鍛鋒鋼板。
[0153]在表面形成有鍍鋅層的高強度鋼板上可以進(jìn)一步形成由P氧化物和/或含P的復(fù)合氧化物構(gòu)成的皮膜。
[0154]實施例
[0155]以下，使用實施例對本發(fā)明的成形性優(yōu)異的高強度鋼板、高強度鍍鋅鋼板及它們的制造方法進(jìn)行更具體地說明。本發(fā)明當(dāng)然不限定于下述實施例，也可以在能適合本發(fā)明的宗旨的范圍內(nèi)適當(dāng)?shù)卦黾幼兏鼇韺嵤?，它們均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。
[0156] 鑄造具有表1、2所不的A~AG的化學(xué)成分(組成)的板還,鑄造后立即在表3~5所示的條件下實施熱軋、冷卻、卷取、酸洗。然后，實驗例5、14、19、24、29、34、39、44、49、54、59、98、102、119為熱軋鋼板的狀態(tài)，其他實驗例在酸洗后根據(jù)表3~6中記載的條件實施冷車U然后，在表7~14所示的條件下實施退火工序，制成實驗例I~127的鋼板。
[0157]表1
[0158]
【權(quán)利要求】
1.一種成形性優(yōu)異的高強度鋼板，其特征在于，其為下述鋼，所述鋼以質(zhì)量％計含有 C:0.075 ~0.300%,
S1:0.70 ~2.50%,
Mn:1.30 ~3.50%,
P:0.001 ~0.030%,
S:0.0001 ~0.0100%,
Al:0.005 ~1.500%,
N:0.0001 ~0.0100%,
O:0.0001 ~0.0100%, 作為選擇性元素，含有以下元素中的I種或2種以上:
T1:0.005 ~0.150%,
Nb:0.005 ~0.150%,
B:0.0001 ~0.0100%,
Cr:0.01 ~2.00%,
N1:0.01 ~2.00%,
Cu:0.01 ~2.00%,
Mo:0.01 ~1.00%,
V:0.005 ~0.150%, Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM 中的 I 種或 2 種以上:合計為 0.0001 ~0.5000%, 剩余部分由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 鋼板的組織以體積分率計含有2~20%的殘留奧氏體相， 所述殘留奧氏體相的馬氏體相變點為一 60°C以下。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的成形性優(yōu)異的高強度鋼板，其特征在于， 所述殘留奧氏體相在一 198°C下進(jìn)行馬氏體相變的比例以體積分率計為全部殘留奧氏體相的2%以下。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的成形性優(yōu)異的高強度鋼板，其特征在于，所述殘留奧氏體相的馬氏體相變點為一 198°C以下。
4.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的成形性優(yōu)異的高強度鋼板，其特征在于，鋼板的組織以體積分率計還含有 鐵素體相:10~75%、 貝氏體鐵素體相和/或貝氏體相:10~50%、 回火馬氏體相:10~50%、以及 新馬氏體相:10%以下。
5.一種成形性優(yōu)異的高強度鍍鋅鋼板，其特征在于，其在權(quán)利要求1或2所述的高強度鋼板的表面形成鍍鋅層而成。
6.一種成形 性優(yōu)異的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，具備下述工序: 熱軋工序，其將下述板坯直接或在暫時冷卻后加熱到1050°C以上，在Ar3點以上結(jié)束軋制而制成鋼板，在500~750°C的溫度下卷取，所述板坯以質(zhì)量％計含有C:0.075 ~0.300%,Si:0.70 ~2.50%,
Mn:1.30 ~3.50%,
P:0.001 ~0.030%,
S:0.0001 ~0.0100%,
Al:0.005 ~1.500%,
N:0.0001 ~0.0100%,
O:0.0001 ~0.0100%, 作為選擇性元素，含有以下元素中的I種或2種以上:
T1:0.005 ~0.150%,
Nb:0.005 ~0.150%,
B:0.0001 ~0.0100%,
Cr:0.01 ~2.00%,
N1:0.01 ~2.00%,
Cu:0.01 ~2.00%,
Mo:0.01 ~1.00%,
V:0.005 ~0.150%, Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM 中的 I 種或 2 種以上:合計為 0.0001 ~0.5000%, 剩余部分由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成； 冷軋工序，其將卷取的鋼板在酸洗后以壓下率為35~75%的壓下率進(jìn)行冷軋； 退火工序，其將所述冷軋工序后的鋼板加熱到最高加熱溫度740~1000°C后，將該最高加熱溫度至700°C的平均冷卻速度設(shè)為1.0~10.00C/秒、將700~500°C的平均冷卻速度設(shè)為5.0~200°C /秒進(jìn)行冷卻，接著，在350~450°C下滯留30~1000秒，然后，冷卻到室溫，并且在從所述最高加熱溫度冷卻至室溫的期間，實施至少I次以上的從Bs點或低于500°C的溫度至500°C以上的再加熱，并實施至少I次以上的從Ms點或低于350°C的溫度至350°C以上的再加熱。
7.一種成形性優(yōu)異的高強度鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在通過權(quán)利要求6所述的高強度鋼板的制造方法制造了高強度鋼板后，實施電鍍鋅。
8.一種成形性優(yōu)異的高強度鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在權(quán)利要求6所述的高強度鋼板的制造方法中，在所述退火工序中從所述最高加熱溫度至室溫的期間進(jìn)行冷卻時，通過將所述冷軋工序后的鋼板浸潰在鋅浴中，實施熱浸鍍鋅。
9.一種成形性優(yōu)異的高強度鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在權(quán)利要求6所述的高強度鋼板的制造方法中，在所述退火工序后實施熱浸鍍鋅。
10.根據(jù)權(quán)利要求8或9所述的成形性優(yōu)異的高強度鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在實施了所述熱浸鍍鋅后，在470~650°C的溫度下實施合金化處理。
【文檔編號】C25D5/26GK103717774SQ201280037789
【公開日】2014年4月9日 申請日期:2012年7月27日 優(yōu)先權(quán)日:2011年7月29日
【發(fā)明者】川田裕之, 丸山直紀(jì), 村里映信, 南昭暢, 安井健志, 山口裕司, 杉浦夏子 申請人:新日鐵住金株式會社