專利名稱：：高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及適合汽車、家電等領(lǐng)域、屈服應(yīng)力低且耐常溫時(shí)效性和燒結(jié)硬化性優(yōu)良的熱鍍鋅鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
：近年來，對于汽車用鋼板，為了以利用車體輕量化提高每加侖里程為目的的鋼板的薄壁化和安全性提高，正在推廣高強(qiáng)度化。但是，鋼板的高強(qiáng)度化通常存在如下問題導(dǎo)致沖壓成形性變差，產(chǎn)生被稱為表面變形的數(shù)十微米左右的變形，從而導(dǎo)致外觀性變差。與此相對，正在開發(fā)沖壓成形時(shí)軟質(zhì)且容易成形、沖壓成形后的涂裝燒結(jié)工序中顯示出高的燒結(jié)硬化性的鋼板(BH鋼板)。該鋼板以極低碳鋼為基礎(chǔ)且添加Ti、Nb來控制固溶C量，因此強(qiáng)度為340MPa級時(shí)，屈服應(yīng)力(以下也稱為YP)低至約240MPa，因此耐表面變形性良好；沖壓成形和涂裝燒結(jié)后的屈服應(yīng)力(YP')高至約300MPa，從而確保抗凹性。但是，從輕量化的觀點(diǎn)出發(fā)，期望比現(xiàn)有的板厚0.65~0.80mm的340BH鋼板更薄的鋼板，例如，為了使板厚薄壁化0.05mm，需要沖壓成形和涂裝燒結(jié)后的屈服應(yīng)力(YP')為約350MPa以上。而且，為了在確保低YP的同時(shí)得到高的YP'，需要涂裝燒結(jié)硬化性(以下也稱為BH)和加工硬化性(以下也稱為WH)高的鋼板。從這樣的背景出發(fā)，例如，專利文獻(xiàn)1中記載了通過將含有C:0.005~0.0070%、Mn:0.01~4.0%、Cr:0.01~3.0%的鋼的退火和冷卻條件進(jìn)行適當(dāng)控制，使退火后的組織為低溫相變產(chǎn)物單相組織，從而得到低屈服應(yīng)力且兼具高的WH、BH性，而且耐常溫時(shí)效性優(yōu)良的鋼板的方法。另夕卜，專利文獻(xiàn)2中記載了通過將含有C:0.04以下、Mn:0.53.00/0、Mo:0.011.0%的鋼的退火和冷卻條件進(jìn)行適當(dāng)控制，使退火后的組織為以體積率計(jì)含有0.5%以上且小于10%的殘留奧氏體、余量由鐵素體和貝氏體和/或馬氏體的硬質(zhì)相構(gòu)成的復(fù)合組織，從而得到屈服應(yīng)力為300MPa以下且兼具高的WH、BH性的耐常溫時(shí)效性、形狀凍結(jié)性、抗凹性優(yōu)良的鋼板的方法。專利文獻(xiàn)3中記載了通過將含有C:0.01%以上且小于0.040%、Mn:0.3~1.6%、Cr:0.5%以下、Mo:0.5%以下且Mn+1.29Cr+3.29Mo為1.3%以上且2.1以下的鋼的退火后的冷卻條件進(jìn)行適當(dāng)控制，使退火后的組織為以體積百分率計(jì)為70%以上的鐵素體和1~15%的馬氏體，從而得到具有高強(qiáng)度和高的燒結(jié)硬化性(BH)的鋼板的方法。專利文獻(xiàn)4中記載了通過將含有C:0.0025%以上且小于0.04%、Mn:0.5~2.5%、Cr:0.05~2.0%的鋼在Acl相變點(diǎn)以上且小于Ac3相變點(diǎn)的溫度下退火后，在65(TC至45(TC的溫度范圍內(nèi)以15~200°C/s的冷卻速度進(jìn)行冷卻，進(jìn)而在根據(jù)C、Mn、Cr量規(guī)定的溫度范圍內(nèi)以小于1(TC/s的冷卻速度進(jìn)行冷卻，從而得到具有優(yōu)良的燒結(jié)硬化性和耐常溫時(shí)效性以及沖壓成形性的鋼板的方法。專利文獻(xiàn)l:日本特開平6-122940號公報(bào)專利文獻(xiàn)2:日本特開2005-281867號公報(bào)專利文獻(xiàn)3:日本特開2006-233294號公報(bào)專利文獻(xiàn)4:日本特開2006-52465號公報(bào)
發(fā)明內(nèi)容但是，上述現(xiàn)有技術(shù)存在如下問題。例如，專利文獻(xiàn)1中記載的技術(shù)，耐常溫時(shí)效性的評價(jià)是以100。CX1小時(shí)的人工時(shí)效處理后的屈服點(diǎn)伸長率(下面也稱為YPE1)的恢復(fù)量進(jìn)行的，使用(l)式所示的Hundy的式子(出處Hundy，B.B"AcceleratedStrainAgeingofMildSteel".J.Iron&SteelInst.，178,p.34-38,(1954).)，計(jì)算30'C下的等價(jià)時(shí)效時(shí)間，結(jié)果是3(TC下相當(dāng)于18天，不能說耐常溫時(shí)效性必然優(yōu)良。而且，為了使其成為低溫相變產(chǎn)物單相組織，例如，在實(shí)施例中在860980r的極高的溫度范圍內(nèi)實(shí)施退火，但此時(shí)，有可能發(fā)生板斷裂等問題。因此，需要開發(fā)不需要高溫退火，而且耐常溫時(shí)效性優(yōu)良的鋼板。Log10(tr/t)=4400(l/Tr-l/T)-logl。(T/Tr)……(1)T:加速時(shí)效溫度(K)1>評價(jià)對象溫度(K)t:加速時(shí)效溫度T下的時(shí)效時(shí)間(小時(shí))l換算成評價(jià)對象溫度Tr(K)時(shí)的等價(jià)時(shí)效時(shí)間(小時(shí))專利文獻(xiàn)2中記載的技術(shù)，從提高加工硬化性(WH)的觀點(diǎn)出發(fā)，使Mo含量為0.01%以上、1.0%以下，優(yōu)選為0.1%以上、0.6%以下，使用殘留奧氏體作為金屬組織。但是，Mo是非常貴的元素，若如實(shí)施例那樣添加0.180.56n/。的Mo，則導(dǎo)致成本顯著增加。另一方面，實(shí)施例中的Mo的添加量極低的比較例中，YR高，WH顯著低。因此，需要開發(fā)不需要昂貴的Mo而具有低YR和高WH的鋼板。專利文獻(xiàn)3中記載的技術(shù)，控制馬氏體百分率和鐵素體中的固溶C，且為了得到高的燒結(jié)硬化性，在退火后以10(TC/s的冷卻速度從55075(TC的溫度冷卻到200'C以下的溫度。但是，為了滿足這樣的冷卻條件，需要如專利文獻(xiàn)3中記載的在噴流水中進(jìn)行淬火等特殊的方法，難以通過現(xiàn)有的連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線進(jìn)行制造。專利文獻(xiàn)4中記載的技術(shù)，在退火均熱后冷卻時(shí)，以15~200°C/s的速度在650'C45(TC的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行冷卻，并以小于10°C/s的速度在由C、Mn、Cr量規(guī)定的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行冷卻。在實(shí)施例中，以3°C/s的速度從退火溫度冷卻到680°C，以80°C/s的速度驟冷至Ts所表示的溫度，以小于10°C/S的速度緩冷至Tf所表示的溫度，然后以15。C/s冷卻至180°C，以100°C/s的速度冷卻至室溫。上述技術(shù)可以通過不進(jìn)行熱鍍鋅處理且同時(shí)設(shè)有過時(shí)效段的CAL進(jìn)行，但難以通過在冷卻中途實(shí)施熱鍍鋅處理、且沒有同時(shí)設(shè)置通常的過時(shí)效處理設(shè)備的CGL來進(jìn)行(實(shí)施鍍層處理時(shí)，需要在約46(TC的鍍液中將鋼板浸漬數(shù)秒，而且在進(jìn)行合金化處理時(shí)，需要加熱至50060(TC并保持?jǐn)?shù)十秒)。而且，在具有鍍層處理設(shè)備的CGL中，若同時(shí)設(shè)置過時(shí)效段，則生產(chǎn)線長度變得過長，因此通常不同時(shí)設(shè)置過時(shí)效段，而在鍍層處理后進(jìn)行氣冷。因此，如實(shí)施例中所示的以15°C/s以上的冷卻速度在650450"C的溫度范圍內(nèi)冷卻、并以約l，3°C/s的極慢的冷卻速度在39(TC以下的溫度范圍內(nèi)冷卻，難以通過現(xiàn)有的CGL的熱循環(huán)實(shí)現(xiàn)。以上述冷卻方式冷卻至室溫后，也能夠進(jìn)行熱鍍鋅，但此時(shí)導(dǎo)致成本顯著增加。因此，需要開發(fā)通過不需要如上所述的熱歷史的、由通常的CGL熱循環(huán)得到良好的材質(zhì)的技術(shù)。本發(fā)明是為了解決上述問題而完成的，目的在于，提供在以通常的CGL熱循環(huán)為前提的情況下，不使用昂貴的Mo的、屈服應(yīng)力低且耐常溫時(shí)效性和燒結(jié)硬化性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。為了解決上述問題，進(jìn)行了深入的研究，得到如下見解。通過將淬透性高的Mn、Cr控制在特定范圍內(nèi)，即使在冷卻速度慢的CGL熱循環(huán)中，珠光體、貝氏體也受到抑制，能得到低屈服應(yīng)力和高的加工硬化性。另外，由于在相同的Mn當(dāng)量下，Mn添加量越少，F(xiàn)e-C狀態(tài)圖的A1和A3線越向高溫、高C側(cè)移動(dòng)，因此鐵素體中的固溶C增大。因此，若減少M(fèi)n添加量，則固溶C的變形時(shí)效現(xiàn)象即BH特性提高。另一方面，若過度降低Mn添加量，則時(shí)效性變差，因此為了兼具耐常溫時(shí)效性和燒結(jié)硬化性，將Mn控制在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)是重要的。艮口，發(fā)現(xiàn)了通過適當(dāng)?shù)乜刂芃n量使耐常溫時(shí)效性和燒結(jié)硬化性高度平衡，將利用Cr量的調(diào)整的Mn當(dāng)量^Mn+1.3Cr)控制在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)，由此能夠制造屈服應(yīng)力低且具有高的加工硬化性的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，從而完成了本發(fā)明。本發(fā)明是基于以上見解而完成的，其主旨如下。一種高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，成分組成為以質(zhì)量％計(jì)，含有C:0.01%以上且小于0.08%、Si:0.2%以下、Mn:大于1.0%且在1.8%以下、P:0.10%以下、S:0.03%以下、Al:0.1%以下、N:0.008%以下、Cr:大于0.5%，且滿足1.9《Mn(質(zhì)量。/o)+1.3Cr(質(zhì)量。/0)《2.8，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，組織為具有鐵素體相和以面積率計(jì)為2~15%的馬氏體相，珠光體相和/或貝氏體相的總面積率為1.0%以下。如上述[l]所述的沖壓成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，所述Cr大于0.65%，所述Mn大于1.0%且在1.6%以下。如上述[1]或[2]所述的沖壓成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有B:0.01%以下。如上述[1][3]中任一項(xiàng)所述的沖壓成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有Mo:0.15%以下、V:0.5%以下、Ti:0.1%以下、Nb:0.1%以下中的任意1種以上?！N高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，將具有權(quán)利要求14中任一項(xiàng)所述的成分組成的鋼坯熱軋和冷軋后，以高于750"C且低于82(TC的退火溫度退火，在從該退火溫度到浸漬到鍍液中為止的溫度范圍內(nèi)以3~15°C/s的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，實(shí)施熱鍍鋅后，以5°C/s以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻。如上述[5]所述的沖壓成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，實(shí)施所述熱鍍鋅處理后，進(jìn)行熱鍍鋅的合金化處理。另外，在本說明書中，表示鋼的成分的％均為質(zhì)量％。而且，高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板是指具有340MPa以上的拉伸強(qiáng)度的熱鍍鋅鋼板。根據(jù)本發(fā)明，能夠得到屈服應(yīng)力低且耐常溫時(shí)效性和燒結(jié)硬化性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板。其結(jié)果是在用于汽車內(nèi)外板用途時(shí)，還能通過薄壁化而實(shí)現(xiàn)輕量化。而且，本發(fā)明的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板具有如上所述的優(yōu)良的特性，因此能夠廣泛地用于以汽車用鋼板為代表的家電等，在產(chǎn)業(yè)上是有益的。具體實(shí)施例方式本發(fā)明將成分組成規(guī)定為Mn:大于1.0%且在1.8%以下、Cr:大于0.5%，并且將Mn當(dāng)量控制在1.9《Mn(質(zhì)量。/。)+1.3Cr(質(zhì)量。/。)《2.8的適當(dāng)范圍內(nèi)。而且，將組織設(shè)為具有鐵素體相和以面積率計(jì)為215%的馬氏體相，珠光體相和/或貝氏體相的總面積率為1.0%以下。這是本發(fā)明的特征，是最重要的技術(shù)特征。通過設(shè)為這樣的成分組成和組織，能夠得到屈服應(yīng)力低且耐常溫時(shí)效性和燒結(jié)硬化性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板。而且，關(guān)于制造這種屈服應(yīng)力低且耐常溫時(shí)效性和燒結(jié)硬化性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，退火和鍍敷條件的控制是必須的，在本發(fā)明中，特征在于，以高于75(TC且低于82(TC的退火溫度退火，在從該退火溫度到浸漬到鍍液中為止的溫度范圍內(nèi)以3~15°C/s的平均冷卻速度8進(jìn)行冷卻，實(shí)施熱鍍鋅后，以5°C/s以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻。下面對本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)地說明。首先，對本發(fā)明中鋼的化學(xué)成分的限定原因進(jìn)行說明。C:0.01%以上且小于0.08%c對高強(qiáng)度化有效，是本發(fā)明中重要的元素之一。在本發(fā)明中，為了確保預(yù)定量以上的馬氏體相，使其含量為0.01%以上。另一方面，C量為0.08。/。以上時(shí)，馬氏體相變得過多，YP上升、BH量降低，而且焊接性也變差。因此，使C量小于0.08。/。，為了得到更低的YP、更高的BH，優(yōu)選使C量小于0.06M，更優(yōu)選使C量為0.05%以下。Si:0.2%以下Si的固溶強(qiáng)化能大，從低屈服強(qiáng)度化(低YP化)的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使其含量少。但是，由于容許Si量達(dá)到0.2%，因此使Si量為0.2%以下。Mn:大于1.0%且在1.8%以下Mn是本發(fā)明中最重要的元素。若Mn量大于1.8n/。，則鐵素體中的固溶C量減少，BH性降低。另外，若Mn量為1.0%以下，則鐵素體中的固溶C多，因而具有高的BH性，但另一方面，有時(shí)耐常溫時(shí)效性變差。因此，從兼具BH性和耐常溫時(shí)效性的觀點(diǎn)出發(fā)，使Mn量大于1.0%且在1.8%以下，優(yōu)選為大于1.0%且在1.6%以下。P:0.10%以下P是對高強(qiáng)度化有效的元素。但是，若P量大于0.10M，則屈服強(qiáng)度(YP)上升，耐表面變形性變差。而且，使鍍鋅層的合金化速度降低，成為鍍敷不良或不鍍的原因，并且在鋼板的晶界偏析而使耐二次加工脆性變差。因此，使P量為0.10。/。以下。S:0.03%以下s使熱加工性下降，鋼坯的熱裂紋敏感性提高，因此優(yōu)選其含量少。特別是，若S量大于0.03。/。，則由于微小的MnS析出而延展性變差，且使沖壓成形性變差。因此，使S量為0.03。/。以下。而且，從沖壓成形性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使S量為0.015。/。以下。Ah0.1%以下Al作為脫氧元素使鋼中的夾雜物減少，而且具有將鋼中不需要的固溶N固定為氮化物的作用。但是，若A1量大于0.1。/。，則簇狀的氧化鋁類夾雜物增加，延展性變差，且使沖壓成形性變差。因此，使Al量為0.1%以下。在作為脫氧元素利用來充分地降低鋼中的氧時(shí)，優(yōu)選含有0.02%以上的Al。N:0.008%以下從耐常溫時(shí)效性的觀點(diǎn)出發(fā)，不優(yōu)選N以固溶狀態(tài)殘留，因此優(yōu)選使其含量少。特別是，若N量為大于0.008%,則固定N所需的氮化物形成元素的添加量增加，導(dǎo)致制造成本增加。而且，過量的氮化物的生成導(dǎo)致延展性和韌性變差。因此，使N量為0.008%以下。從確保延展性和韌性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選N小于0.005%。Cr:大于0.5%Cr是提高淬透性的元素，是對馬氏體相的生成非常重要的元素。而且，Cr與Mn相比，提高淬透性的效果更高，而且固溶強(qiáng)化能小，因此對低YP化有效，在本發(fā)明中積極地添加。Cr量為0.5M以下時(shí)，有時(shí)不能得到上述的提高淬透性效果和低YP效果，因此使Cr大于0.5%，優(yōu)選大于0.65%。另外，如上所述，從兼具BH特性和耐常溫時(shí)效性的觀點(diǎn)出發(fā)，限制Mn的添加量，因此為了在冷卻速度慢的CGL熱循環(huán)中也抑制珠光體、貝氏體，達(dá)到低YP化，需要通過調(diào)整Cr量來控制為預(yù)定的Mn當(dāng)量。由此，使Cr量大于0.5。/。，優(yōu)選大于0.65%。Mn+1.3Cr:1.9%以上、2.8%以下Mn+1.3Cr的值是表示淬透性的指標(biāo)之一，為了使馬氏體相生成，適當(dāng)?shù)乜刂圃撝凳侵匾?。若Mn+1.3Cr的值小于1.9%，則淬透性變得不充分，在退火后的冷卻時(shí)容易生成珠光體、貝氏體，YP上升。另一方面，若Mn+1.3Cr的值大于2.8%，則淬透性效果飽和，由于過量的合金元素的添加，導(dǎo)致制造成本增加。因此，使Mn+1.3Cr的值為1.9%以上、2.8%以下，優(yōu)選為大于2.3%且在2.8%以下。通過以上的必須元素，能得到本發(fā)明鋼的目的特性，在上述的必須添加元素的基礎(chǔ)上，還可以根據(jù)需要添加下述元素。B:0.01%以下B是提高淬透性的元素，為了使馬氏體相穩(wěn)定地生成，可以添加0.0005%以上。而且，通過添加0.0015%以上、0.004。/o以下的B，能使鐵素體的晶粒生長性提高，并且能使BH提高，而且能夠改善低YP化與高BH化的平衡。但是，若添加B超過0.01。/。，則對材質(zhì)和鑄造性等的不良影響變得顯著。因此，添加B時(shí)，使其為0.01%以下。Mo:0.15%以下、V:0.5%以下、Ti:0.1%以下、Nb:0.1%以下中的l種以上Mo:0.15%以下Mo是昂貴的元素，是導(dǎo)致YP上升的元素，但也是對于改善鍍層表面品質(zhì)、或提高淬透性而穩(wěn)定地得到馬氏體相有效的元素，可以添加0.01%以上。但是，若Mn量大于0.15。/。，則其效果飽和，導(dǎo)致成本顯著增加。因此，添加Mo時(shí)，使其為對YP上升的不良影響小的、0.15。/。以下。從低成本化、低YP化的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使Mo含量少，優(yōu)選不添加Mo(不可避免地混入的0.02%以下)。V:0.5%以下V是提高淬透性的元素，為了使馬氏體相穩(wěn)定地生成，可以添加0.01%以上。但是，即使過量添加v，也不能得到與成本相應(yīng)的效果。因此，添加V時(shí)，使其為0.5%以下。Ti:0.1%以下、Nb:0.1%以下Ti、Nb形成碳氮化物而使固溶C、N量降低，為了防止時(shí)效變差，可以分別添加0.01%以上。但是，即使均過量地添加超過0.1%，其效果飽和，也不能得到與成本相應(yīng)的效果。因此，添加Ti、Nb時(shí)，使它們各自為0.1%以下。另外，除上述之外的余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)。作為不可避免的雜質(zhì)，例如，O形成非金屬夾雜物而對品質(zhì)產(chǎn)生不良影響，因此優(yōu)選將O降低至0.003%以下。接著，對本發(fā)明的沖壓成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的組織進(jìn)行說明。鐵素體相和以面積率計(jì)為2%以上、15%以下的馬氏體相本發(fā)明的熱鍍鋅鋼板，是鐵素體相和以面積率計(jì)為2%以上、15%以下的馬氏體相的兩相組織。通過將馬氏體相控制在該范圍內(nèi)，使耐表面變形性、加工硬化性提高，能得到可以用于汽車覆蓋件用途的鋼板。若馬氏體相的面積率大于15%，則硬度顯著上升，例如，不具有作為本發(fā)明對象的汽車內(nèi)外板用鋼板的充分的耐表面變形性和沖壓成形性。因此，使馬氏體相的面積率為15%以下。另一方面，馬氏體相的面積率小于2%時(shí)，YPE1容易殘留，而且YP變高，其結(jié)果是耐表面變形性變差。因此，使馬氏體相的面積率為2%以上、15%以下，優(yōu)選為2%以上、10%以下。珠光體相和/或貝氏體相的總面積率為1.0%以下在退火后實(shí)施緩冷、特別是實(shí)施合金化處理時(shí)，若不優(yōu)化Mn當(dāng)量，則主要與馬氏體鄰接地生成微小的珠光體相或貝氏體相，YR上升。即，通過使珠光體相和/或貝氏體相的總面積率為1.0%以下，能實(shí)現(xiàn)低YP化，因此使其總面積率為1.0%以下。而且，本發(fā)明的鋼板中，除了鐵素體相、馬氏體相、珠光體相、貝氏體相之外，還可以含有以面積率計(jì)為約1.0%的殘留y相、不可避免的碳化物。另外，上述面積率可以如下求出將鋼板的L截面(與軋制方向平行的垂直截面)研磨后，用硝酸乙醇溶液腐蝕，使用SEM在4000倍的倍率下觀察12個(gè)視野，對拍攝的組織照片進(jìn)行圖像分析。組織照片中鐵素體是稍黑的對比度的區(qū)域，將碳化物為層狀或點(diǎn)狀地生成的區(qū)域記為珠光體和貝氏體，將具有白對比度的粒子記為馬氏體。另外，例如通過適當(dāng)?shù)乜刂芃n當(dāng)量和退火后的冷卻條件，能將組織控制在上述面積率范圍內(nèi)。下面對本發(fā)明的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造條件進(jìn)行說明。本發(fā)明的熱鍍鋅鋼板如下制造將調(diào)整至上述化學(xué)成分范圍內(nèi)的鋼熔煉成鋼坯，接著，在熱軋后進(jìn)行(酸洗)、冷軋，接著，退火后，在從該退火溫度到浸漬到鍍液中為止的溫度范圍內(nèi)以3~15°C/s的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，實(shí)施熱鍍鋅后，以5°C/s以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻。在此，鋼的熔煉方法沒有特殊限定，可以使用電爐，也可以使用轉(zhuǎn)爐。而且，熔煉后的鋼的鑄造方法，可以通過連鑄法制成鋼坯，也可以通過鑄錠法制成鋼錠。連鑄后將鋼坯熱軋時(shí)，可以在加熱爐中將鋼坯再加熱后進(jìn)行軋制，或者也可以不加熱鋼坯而直接進(jìn)行軋制。而且，也可以在制成鋼錠后進(jìn)行開坯軋制，然后供于熱軋。熱軋可以根據(jù)常用方法實(shí)施，例如，可以使鋼坯的加熱溫度為1100~1300°C、終軋溫度在Ar3點(diǎn)以上、終軋后的平均冷卻速度為1020(TC/s、巻取溫度為400~750°C。關(guān)于冷軋率，可以在通常的作業(yè)范圍內(nèi)的50~85%下進(jìn)行。下面對本發(fā)明中重要的退火和鍍敷工序(CGL工序)進(jìn)行詳細(xì)地說明。退火溫度高于75(TC且低于820°C為了得到鐵素體相+馬氏體相的顯微組織，退火溫度需要加熱至適當(dāng)?shù)臏囟?。退火溫度?5(TC以下時(shí)，奧氏體相的生成不充分，因此不能得到預(yù)定量的馬氏體相。因此，由于YPE1的殘留、YP的上升等，耐表面變形性變差。另一方面，退火溫度為82(TC以上時(shí)，鐵素體中的固溶C量降低，有時(shí)不能得到高的BH量。而且，C向奧氏體的富集變得不充分，在之后的冷卻時(shí)、合金化處理時(shí)容易生成珠光體、貝氏體，YP有可能上升。因此，使退火溫度高于750。C且低于820°C。(1次)平均冷卻速度3'C/s以上、15。C/s以下在制造熱鍍鋅鋼板時(shí)，將退火后從該退火溫度到在鍍液中浸漬為止的1次平均冷卻速度設(shè)為3°C/s以上、15。C/s以下。冷卻速度小于3'C/s時(shí)，冷卻中的珠光體、貝氏體生成量變得顯著，YP上升。而且，由于生成珠光體、貝氏體，不能得到預(yù)定量的馬氏體相，YPE1的殘留導(dǎo)致YP上升。另一方面，冷卻速度大于15°C/s時(shí)，C、Mn、Cr向奧氏體的富集變得不充分，在之后的冷卻時(shí)、合金化處理時(shí)奧氏體分解為珠光體、貝氏體，它們的生成量增大，因此YP上升。另外，鐵素體14中的C富集受到抑制，有時(shí)不能得到高的BH量。因此，將退火后從該退火溫度到在鍍液中浸漬為止的1次平均冷卻速度設(shè)為3'C/s以上、15"C/s以下。優(yōu)選的平均冷卻速度為5°C/s以上、15。C/s以下。另外，鍍層處理中鍍液溫度可以為通常的約40(TC約480°C。另外，在實(shí)施了熱鍍鋅處理后，還可以根據(jù)需要進(jìn)行熱鍍鋅的合金化處理。此時(shí)的熱鍍鋅的合金化處理，例如，在熱鍍鋅液中浸漬后，根據(jù)需要加熱至500700'C的溫度范圍內(nèi)，并保持?jǐn)?shù)秒至數(shù)十秒?，F(xiàn)有的沒有優(yōu)化Mn當(dāng)量的鋼板，由于進(jìn)行上述的合金化處理，材質(zhì)顯著變差，但本發(fā)明鋼即使實(shí)施上述合金化處理，YP的上升也小。另外，作為熱鍍鋅條件，優(yōu)選鍍層附著量為每單面2070g/m2，在進(jìn)行合金化處理時(shí)，優(yōu)選鍍層中的Fey。為615n/。。(2次)冷卻速度5°C/s以上為了穩(wěn)定地得到馬氏體，實(shí)施了熱鍍鋅處理后、或者實(shí)施了熱鍍鋅的合金化處理后的2次冷卻，是以5°C/s以上的平均冷卻速度冷卻至Ms點(diǎn)以下的溫度。在2次冷卻速度小于5°C/s的緩冷中，在400~500'C附近生成珠光體或貝氏體，YP上升。另一方面，2次冷卻速度的上限沒有必要特別限定，但若超過100'C/s則馬氏體變得過硬，延展性下降。因此，2次冷卻速度優(yōu)選為100°C/s以下。由此，使2次冷卻速度為5。C/s以上，優(yōu)選為10°C/s以上、100。C/s以下。而且，在本發(fā)明中，為了在熱處理后矯正形狀，還可以對本發(fā)明的鋼板進(jìn)行表面光軋。另外，在本發(fā)明中，雖然設(shè)想了通過通常的煉鋼、鑄造、熱軋各工序制造鋼原材的情況，但也可以通過例如薄板坯連鑄等省略熱軋工序的一部分或全部來進(jìn)行制造。另外，還可以進(jìn)一步對本發(fā)明的熱鍍鋅鋼板的表面實(shí)施有機(jī)覆膜處理。實(shí)施例實(shí)施例1下面通過實(shí)施例進(jìn)一步說明本發(fā)明。將具有表1所示的鋼A~Y的化學(xué)成分的鋼通過真空熔煉進(jìn)行熔煉，制成鋼坯。將這些鋼坯加熱至1200'C后，以85(TC的終軋溫度進(jìn)行熱軋，接著進(jìn)行冷卻，然后在60(TC下巻取，制造板厚為2.5mm的熱軋鋼板。對所得到的熱軋鋼板進(jìn)行酸洗后，以70%的軋制率進(jìn)行冷軋，制成板厚為0.75mm的冷軋鋼板。<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>對于以上得到的熱鍍鋅鋼板，采集樣品，測定馬氏體相的面積率、珠光體相和/或貝氏體相的總面積率，并測定拉伸特性、加工硬化量(WH)、燒結(jié)硬化量(BH)和加速時(shí)效試驗(yàn)后的屈服點(diǎn)伸長率(YPE1)。詳細(xì)的測定方法如下所示。(1)馬氏體相的面積率對樣品的L截面(與軋制方向平行的垂直截面)進(jìn)行機(jī)械研磨，用硝酸乙醇溶液腐蝕，然后用掃描電子顯微鏡(SEM)以4000倍的倍率對12個(gè)視野進(jìn)行觀察，并使用拍攝的組織照片(SEM照片)進(jìn)行定量。在此，將具有白的對比度的粒子記為馬氏體，將剩下的具有黑的對比度的粒子記為鐵素體，求出馬氏體占整體的比例。(2)拉伸特性沿著相對于軋制方向成90。的方向(C方向)采集JIS5號試驗(yàn)片，根據(jù)JISZ2241的規(guī)定進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測定屈服應(yīng)力(YP)和拉伸強(qiáng)度(TS)。(3)加工硬化量(WH):測定2M的預(yù)應(yīng)變后的應(yīng)力與屈服應(yīng)力(YP)的應(yīng)力差。(4)燒結(jié)硬化量(BH):測定2%的預(yù)應(yīng)變后的應(yīng)力與進(jìn)行了相當(dāng)于170°CX20分鐘的涂裝燒結(jié)的熱處理后的屈服應(yīng)力的應(yīng)力差。(5)加速時(shí)效試驗(yàn)后的屈服點(diǎn)伸長率(YPE1):實(shí)施了10(TCX24小時(shí)的熱處理后，進(jìn)行拉伸試驗(yàn)(根據(jù)JISZ2241)，測定YPE1。例如，設(shè)想出口鋼板時(shí)越過赤道的情況，設(shè)定加速時(shí)效條件，以使由Hundy的式子計(jì)算出的等效時(shí)效時(shí)間在3(TC下為1.2年，在5(TC下為約2個(gè)月。以上的測定結(jié)果與制造條件一起示于表2。<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>*F:鐵素體，M:馬氏體，P:珠光體，B:貝氏體在表2中，No.l17和4042的成分、制造條件在本發(fā)明范圍內(nèi)，是具有馬氏體相的面積率為2%以上、15%以下且珠光體和/或貝氏體的總面積率為1.0%以下的組織的本發(fā)明例。本發(fā)明例與比較例相比，YR低、BH高，且時(shí)效后的YPE1也小，為0.2%以下。另一方面，使用成分在本發(fā)明范圍外的鋼RV制造的比較例No.l8~22，YR、BH、時(shí)效后的YPE1均差。具體而言，No.l8(鋼R)的Mn量、Cr量在本發(fā)明范圍外，特別是Mn多，因此BH量低。No.l9(鋼S)的Mn少，因此鐵素體中的固溶C多，具有高的BH，但另一方面，時(shí)效后的YPEl高，耐時(shí)效性差。No.20(鋼T)的Mn多，因此鐵素體中的固溶C量少，BH低。而且，由于鐵素體被固溶強(qiáng)化，因此YP升高，耐表面變形性差。No.21(鋼U)的Mn+1.3Cr的值低，因此退火后的冷卻時(shí)生成珠光體、貝氏體，不能確保預(yù)定量的馬氏體，因此YR升高，且時(shí)效后的YPE1高。No.22(鋼V)的C量少，因此不能得到預(yù)定量的馬氏體，YR高，時(shí)效后的YPE1也高。實(shí)施例2將具有表1所示的鋼C、D、E、G的化學(xué)成分的鋼通過真空熔煉進(jìn)行熔煉，在與實(shí)施例1同樣的條件下實(shí)施熱軋、酸洗、冷軋，在表3所示的退火溫度下保持60秒后，在表3所示的條件下進(jìn)行1次冷卻，進(jìn)行了熱鍍鋅處理(鍍液溫度460'C)后，實(shí)施合金化處理，進(jìn)行2次冷卻直至15(TC以下的溫度，并實(shí)施表面光軋。對于以上得到的熱鍍鋅鋼板，采集樣品，通過與實(shí)施例1同樣的方法，測定馬氏體相的面積率、珠光體相和/或貝氏體相的總面積率，并測定拉伸特性、加工硬化量(WH)、燒結(jié)硬化量(BH)和加速時(shí)效試驗(yàn)后的YPE1。所得到的結(jié)果與制造條件一起示于表3。表3<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>*F:鐵素體，M:馬氏體，P:珠光體，B:貝氏體在表3中，No.23、25、26、28~31、3539的成分、制造條件在本發(fā)明范圍內(nèi)，是具有馬氏體相的面積率為2%以上、15%以下且珠光體和/或貝氏體的總面積率為1.0%以下的組織的本發(fā)明例。本發(fā)明例與比較例相比，YR低、BH高，且時(shí)效后的YPE1也小，為0.2%以下。另一方面，No.24由于退火溫度低，因而不能得到預(yù)定量的馬氏體相，YR高，時(shí)效后的YPE1也高，耐常溫時(shí)效性差。No.27由于退火溫度高，因而退火中元素向奧氏體的富集變得不充分，在合金化處理時(shí)生成珠光體、貝氏體。其結(jié)果是與相同強(qiáng)度的發(fā)明例相比，YR升高。No.32由于1次冷卻速度慢，因而橫穿珠光體、貝氏體的生成鼻點(diǎn)(nose)，因此它們的生成量增大，YP上升。而且，由于生成珠光體、貝氏體，不能得到預(yù)定量的馬氏體，YPE1的殘留導(dǎo)致YP上升，YR升高，時(shí)效后的YPE1也升高。No.33由于1次冷卻速度快，因而元素向奧氏體中的富集變得不充分，在合金化處理時(shí)容易生成珠光體、貝氏體。其結(jié)果是冷卻后得到的馬氏體的面積率減少，YR升高，且時(shí)效后的YPE1也升高。No.34由于2次冷卻速度慢，因而在2次冷卻中的40050(TC附近的溫度范圍內(nèi)奧氏體分解成珠光體、貝氏體，它們的生成量增加，因此冷卻后得到的馬氏體的面積率減少。因此，YR升高，時(shí)效后的YPE1也升高。產(chǎn)業(yè)上的利用可能性本發(fā)明的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，由于屈服應(yīng)力低且兼具優(yōu)良的耐常溫時(shí)效性和燒結(jié)硬化性，因此能夠應(yīng)用于具有高成形性的部件，汽車內(nèi)外板用途自不必說，還適合用于需要高成形性的領(lǐng)域。權(quán)利要求1.一種高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，成分組成為以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.01％以上且小于0.08％、Si0.2％以下、Mn大于1.0％且在1.8％以下、P0.10％以下、S0.03％以下、Al0.1％以下、N0.008％以下、Cr大于0.5％，且滿足1.9≤Mn(質(zhì)量％)+1.3Cr(質(zhì)量％)≤2.8，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，組織為具有鐵素體相和以面積率計(jì)為2～15％的馬氏體相，珠光體相和/或貝氏體相的總面積率為1.0％以下。2.如權(quán)利要求l所述的沖壓成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，所述Cr大于0.65。/。，所述Mn大于1.0。/。且在1.6%以下。3.如權(quán)利要求1或2所述的沖壓成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有B:0.01%以下。4.如權(quán)利要求1~3中任一項(xiàng)所述的沖壓成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有Mo:0.15%以下、V:0.5%以下、Ti:0.1%以下、Nb:0.1%以下中的任意1種以上。5.—種高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，將具有權(quán)利要求1~4中任一項(xiàng)所述的成分組成的鋼坯熱軋和冷軋后，以高于750。C且低于82(TC的退火溫度退火，在從該退火溫度到浸漬到鍍液中為止的溫度范圍內(nèi)以3~15°C/s的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，實(shí)施熱鍍鋅后，以5°C/s以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻。6.如權(quán)利要求5所述的沖壓成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，實(shí)施所述熱鍍鋅處理后，進(jìn)行熱鍍鋅的合金化處理。全文摘要提供在以通常的CGL熱循環(huán)為前提的情況下，不使用昂貴的Mo的、屈服應(yīng)力低且耐常溫時(shí)效性和燒結(jié)硬化性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。該高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的成分組成為以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.01％以上且小于0.08％、Si0.2％以下、Mn大于1.0％且在1.8％以下、P0.10％以下、S0.03％以下、Al0.1％以下、N0.008％以下、Cr大于0.5％，且滿足1.9≤Mn(質(zhì)量％)+1.3Cr(質(zhì)量％)≤2.8，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。其組織為具有鐵素體相和以面積率計(jì)為2～15％的馬氏體相，珠光體相和/或貝氏體相的總面積率為1.0％以下。而且，制造上述熱鍍鋅鋼板時(shí)，在冷軋后，進(jìn)行退火和鍍層處理時(shí)，控制溫度、冷卻速度。文檔編號C21D9/46GK101688277SQ200880023829公開日2010年3月31日申請日期2008年7月10日優(yōu)先權(quán)日2007年7月11日發(fā)明者奧田金晴,小野義彥,木村英之,櫻井理孝,藤田毅申請人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社