专利名称：加工性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及高强度合金化热浸镀锌钢板及其制造方法，更详细地说，涉及具有优良的加工性、可以适用于各种用途例如建材用或汽车用钢板的镀覆钢板。
背景技术：
作为耐腐蚀性良好的镀覆钢板，有合金化热浸镀锌钢板。这种合金化热浸镀锌钢板通常通过如下过程制造使钢板脱脂后在无氧化炉中预热，为了表面的洁净化和确保材质、在还原炉中进行还原退火，浸渍在熔融锌浴中，控制附着量后进行合金化。由于作为其特征、耐腐蚀性及镀层密合性等优异，所以以汽车、建材用途等为中心，被广泛地使用。
特别是近年来，在汽车领域中，为了兼顾确保在碰撞时保护乘客那样的功能和同时以提高燃油里程为目的的轻量化，镀覆钢板的高强度化成为必要。
为了不使加工性恶化而使钢板高强度化，添加Si、Mn和P等元素是很有效的，但是，由于添加这些元素会延缓合金化，所以与低碳钢相比必需进行高温长时间的合金化。由于这种高温长时间的合金化会使钢板中残存的奥氏体相变成为珠光体，降低加工性，所以作为其结果抵消了添加元素的效果。关于添加Si的高强度钢板的合金化，在特开平5-279829号公报中公开了由连续热浸镀锌生产线也可以实现的制造方法，但是其制造条件的范围叙述得极广，在实际的生产中缺乏实用性。另外，在特开平11-131145号公报中所公开的制造方法为了生成残余奥氏体，在镀覆后进行低温保持，但这样会导致设备的增大因而使生产性恶化。
发明内容
因此，本发明是提出解决上述问题点的加工性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板和不必设置新的设备而制造加工性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板的方法的发明。
本发明者们对于高强度钢板的镀覆处理反复进行认真研究的结果发现，通过使用使热处理条件及镀覆条件最佳化后的连续热浸镀锌设备对添加了一定量或其以上C、Si、Mn的钢进行镀覆处理，就可以制造加工性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板。
即，本发明的要旨如下所述。
(1)一种加工性优良的高强度合金化热浸镀锌钢板，其特征在于以质量％计，含有C 0.05～0.15％、Si0.3～2.0％、Mn1.0～2.8％、P0.03％或其以下、S0.02％或其以下、Al0.005～0.5％、N0.0060％或其以下、其余为Fe和不可避免的杂质；进而，在分别以％C、％Si、％Mn作为C、Si、Mn的含有量时，在满足(％Mn)/(％C)≥12，并且(％Si)/(％C)≥4的高强度钢板的表面上，具有由含有Al0.05～0.5质量％、Fe5～15质量％、其余是Zn及不可避免的杂质构成的合金化热浸镀锌层；抗拉强度F(MPa)和延展率L(％)的关系满足L≥52-0.035×F。
(2)一种加工性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于将由在(1)中所述的化学成分组成的板状钢坯在Ar3点或其以上的温度下进行精轧，实施50～85％的冷轧后，由连续热浸镀锌设备在700℃～850℃的铁素体、奥氏体的二相共存温度区域内进行退火，以0.5～10℃/秒的平均冷却速度从其达到的最高温度冷却至650℃，接着以3℃/秒或其以上的平均冷却速度从650℃冷却至500℃，从冷却到500℃至镀浴开始前的时间保持在30秒～240秒，然后进行热浸镀锌处理，借此，在上述冷轧钢板的表面上形成热浸镀锌层，然后，通过对形成上述热浸镀锌层的上述钢板实施合金化处理，在上述钢板的表面上形成合金化热浸镀锌层，在由浴中有效Al浓度0.07～0.105质量％、其余为Zn及不可避免的杂质构成的成分组成的热浸镀锌浴中进行上述热浸镀锌处理，而且在满足225+2500×[Al％]≤T≤295+2500×[Al％]的温度T(℃)下进行上述合金化处理，其中[Al％]镀锌浴中的浴中有效Al浓度(质量％)。
(3)如(2)中所述的加工性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在浴中有效Al浓度满足[Al％]≤0.103-0.008×[Si％]的浴中有效Al浓度(质量％)的情况下进行，其中[Si％]钢板中Si的含量(质量％)。
(4)如(2)～(3)的任一项所述的加工性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，热浸镀后直至冷却至400℃或其以下的温度的时间是10秒～100秒。
(5)如(2)～(4)的任一项所述的加工性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，使热浸镀锌浴的温度不到460℃。
(6)如(2)～(5)的任一项所述的加工性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在退火后冷却至450℃或其以下后、进行再加热直至超过450℃的温度，来进行热浸镀锌处理。
具体实施例方式
下面详细地说明本发明。
首先对C、Si、Mn、P、S、Al、N的数值限定理由进行说明。
C是要想用由马氏体或残余奥氏体产生的组织强化来使钢板高强度化的情况下所必需的元素。将C的含有量取为0.05％或其以上的理由在于，C不足0.05％时，在难以将喷雾或喷流水作为冷却剂、从退火温度急速冷却的热浸镀锌生产线中容易生成渗碳体或珠光体，难以确保必要的抗拉强度。另一方面，将C含量取为0.15％或其以下的理由在于，C超过0.15％时，难以由点焊形成致密的焊接部，同时C的偏析变得显著，加工性会劣化。
Si作为不严重损害钢板的加工性特别是延展率而增加强度的元素，添加0.3～2.0％，并且取为C含有量的4倍或其以上的质量％。将Si的含有量取为0.3％或其以上的理由在于，Si不足0.3％时难以确保必要的抗拉强度；将Si的含有量取为2.0％或其以下的理由在于，Si超过2.0％时，增加强度的效果就会饱和，同时会导致延展性的降低。另外，通过将其取为C含有量的4倍或其以上的质量％，可以显著地延缓在为了在镀覆后马上进行的合金化处理的再加热中珠光体和渗碳体相变的进行，在冷却至室温后也可以形成体积率为3～20％的马氏体和残余奥氏体混在于铁素体中的金属组织。
Mn由于与C一起降低奥氏体的自由能量、因此为了在直至将钢带浸渍在镀浴中的期间使奥氏体稳定化的目的，要添加1.0％或其以上。另外，通过添加C含有量的12倍或其以上的质量％，可以显著延缓在为了镀覆后马上进行的合金化处理的再加热中珠光体和渗碳体相变的进行，在冷却至室温后也可以形成体积率为3～20％的马氏体和残余奥氏体混在于铁素体中的金属组织。但是，如果添加量过大，板状钢坯上就容易产生裂纹，另外，点焊性也劣化，所以将2.8％取为上限。
P一般作为不可避免的杂质含于钢中，但是由于其含量超过0.03％时，不但点焊性的劣化会显著，而且对于如本发明那样的抗拉强度超过490Mpa的高强度钢板，其韧性和冷轧性能都会显著劣化，所以将其含量取为0.03％或其以下。S一般也作为不可避免的杂质含于钢中，但是由于其量超过0.02％时，向轧制方向上延展的MnS的存在就会显著，对钢板的弯曲性产生坏的影响，所以将其含量取为0.02％或其以下。
Al作为钢的脱氧元素、另外为了抑制由AlN引起的热轧材料的晶粒细化和一系列的热处理工序中产生的晶粒的粗大化从而改善材质，有必要添加0.005％或其以上的Al。但是，由于超过0.5％时不仅成本增高，而且也会使表面性能劣化，所以将其含有量取为0.5％或其以下。另外，N一般也作为不可避免的杂质含于钢中，但是由于在其量超过0.006％时，延展率和脆性都劣化，所以将其含量取为0.006％或其以下。
另外，即使在以上述这些元素为主要成分的钢中含有总计1％或其以下的Nb、Ti、B、Mo、Cu、Sn、Zn、Zr、W、Cr、Ni、Co、Ca、稀土元素(包括Y)、V、Ta、Hf、Pb、Mg、AS、Sb、Bi，也不会有损于本发明的效果，还有可以根据其含量改善耐腐蚀性和加工性等优选的情况。
下面，对合金化热浸镀锌层进行说明。
本发明中将合金化热浸镀锌层的Al成分限定为0.05～0.5质量％的理由在于，不足0.05质量％时，在合金化处理时Zn-Fe合金化就会过度进行，在基体界面上脆的合金层过于发达，镀层密合性就会劣化；超过0.5质量％时，由于Fe-Al-Zn系保护层形成得过厚，在合金化处理时合金化无法进行，所以无法得到具有目的铁含有量的镀层。
另外，将Fe成分限定为5～15质量％的理由在于，不足5质量％时，在镀层表面上就会形成柔软的Zn-Fe合金，从而使冲压成形性劣化；超过15质量％时，在基体界面上脆的合金层就会过于发达，从而镀层密合性劣化。优选为7～13质量％。
本发明的钢板，即使在热浸镀锌浴中或者在锌的镀层中含有或者混入Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、稀土元素的1种或者2种或其以上，也不会损害本发明的效果，还有可以根据其含量改善耐腐蚀性和加工性等优选的场合。对于合金化热浸镀锌的附着量不设特别的限制，但是从耐腐蚀性的观点出发，优选20g/m2或其以上，从经济性的观点出发，优选150g/m2或其以下。
本发明的所谓加工性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板，是具有其抗拉强度TS为490Mpa或其以上、抗拉强度F(Mpa)和延展率L(％)的关系满足L≥52-0.035×F的性能的钢板。
将延展率L限定为[52-0.035×F]％及其以上的理由在于，在L比[52-0.035×F]低的情况下，在深冲等的严格加工时会发生断裂等，加工性会不充分。
下面，对制造条件的限定理由进行说明。
限定的目的在于，形成含有3～20％的马氏体和残余奥氏体的金属组织，兼顾高强度和冲压加工性都良好。在马氏体和残余奥氏体的体积率不足3％的情况下，无法实现高强度。另一方面，马氏体和残余奥氏体的体积率超过20％时，虽然具有高强度，但是钢板的加工性劣化，不能达到本发明的目的。
对于供给热轧的板状钢坯无特别的限定，只要是连续铸造板状钢坯或由薄板坯浇铸等制造的就可以。另外，也适合于铸造后直接进行热轧的连续铸造～直送轧制(CC～DR)那样的加工过程。
从确保钢板的冲压成形性的观点出发，热轧的精轧温度必须取为Ar3点或其以上。对热轧后的冷却条件或卷取温度无特别的限定，但为了避免卷材两端部的材质波动增大，另外避免因氧化铁皮厚度的增加产生的酸洗性的劣化，将卷取温度取为750℃或其以下，另外，由于如果部分地生成贝氏体或马氏体、冷轧时就容易产生边部断裂，在极端的情况下也会发生板断裂，所以优选为550℃或其以上。冷轧在通常的条件下就可以，以铁素体容易加工硬化的方式使马氏体和残余奥氏体微细地分散，从最大限度地获得加工性的提高的目的出发，其轧制率取为50％或其以上。另一方面，由于以超过85％的轧制率进行冷轧时冷轧负荷必须很大，所以是不现实的。
在使用生产线内退火方式的连续热浸镀锌设备进行退火时，其退火温度取为700℃～850℃的铁素体、奥氏体二相共存的区域。退火温度不足700℃时，再结晶就会不充分，钢板不能具备必要的冲压加工性。在超过850℃那样的温度下进行退火时，由于钢带的表面上Si或Mn的氧化物层的生长比较显著，容易导致镀覆不良，所以不理想。另外，在浸渍到连续镀浴而冷却的过程中，即使是缓慢冷却至650℃，也不会生成有充分体积率的铁素体，在从650℃到镀浴温度的冷却过程中，奥氏体相变成为马氏体，由于在其后为了合金化处理而进行的再加热中，马氏体被回火，析出渗碳体，所以难以兼顾高强度和冲压加工性的良好。
带钢在退火后向连续镀浴的浸渍过程中被冷却，该情况的冷却速度，从其达到的最高温度至650℃为平均0.5～10℃/秒，接着，从650℃直至500℃为3℃/秒的平均冷却速度冷却，将从冷却到500℃至镀浴开始前的时间保持在30秒～240秒，然后浸渍到镀浴中。
直至650℃取为平均0.5～10℃/秒的目的在于，在为了改善加工性而增加铁素体的体积率的同时，通过增加奥氏体的C浓度，降低其产生的自由能量，使马氏体相变的开始的温度取为镀浴温度或其以下。由于为了将直至650℃的平均冷却速度取为不足0.5℃/秒，就必须延长连续热浸镀锌设备的生产线长度因而成本升高，所以将直至650℃的平均冷却速度取为0.5℃/秒或其以上。
为了将直至650℃的平均冷却速度取为不足0.5℃/秒，也可以考虑降低其达到的最高温度，在奥氏体的体积率小的温度下进行退火，但是在该情况下实际操作中与应该容许的温度范围相比，适宜的温度范围较窄，即使退火温度降低很少，也会无法形成奥氏体，因而不能达到目的。
另一方面，如果使直至650℃的平均冷却速度取为超过10℃/秒，由于不仅奥氏体的体积率的增加不充分，而且奥氏体中C的浓度的增加也少，所以在将钢带浸渍在镀浴中之前，其一部分发生马氏体相变，由于在其后的用于合金化处理的加热中，马氏体被回火，作为渗碳体析出，因而难以兼顾高强度和加工性的良好。
将从650℃直至500℃的平均冷却速度取为3℃/秒或其以上是由于可以避免在其冷却途中奥氏体相变成为珠光体，在其冷却速度不足3℃/秒时，在本发明所规定的温度下退火、即使再冷却到650℃也不能避免珠光体的生成。对于平均冷却速度的上限不作特别的规定，但是以平均冷却速度超过20℃/秒的方式冷却钢带，困难的是干燥的氛围气体。
将从冷却到500℃至镀浴开始前的时间保持在30秒～240秒的理由在于不足30秒时，向奥氏体中的C的稠化就会不充分，奥氏体中的C浓度甚至于达不到室温下可达到的奥氏体的残留水平；超过240秒时，贝氏体相变就会进行过度，奥氏体量变少，不能生成充分量的残余奥氏体。
进而，在该从500℃到镀浴开始的保持的期间，如果一次冷却至450℃或其以下并保持25秒或其以上，就可以促进向奥氏体中的C的稠化，从而得到加工性优异的高强度合金化热浸镀锌。但是，由于在450℃或其以下将板向镀浴中浸渍时，镀浴就会冷却而凝固，所以必须在进行再加热到超过450℃的温度后再进行热浸镀锌处理。
在根据本发明的合金化热浸镀锌钢板的制造中，所用的热浸镀锌浴其Al浓度调整为浴中有效Al浓度C为0.07～0.105质量％。这里，所谓浴中有效Al浓度就是从浴中Al浓度中减去浴中Fe浓度后的值。
将有效Al浓度限定在0.07～0.105质量％内的理由在于在有效Al浓度比0.07％还低的情况下，由于作为镀覆初期的合金化保护层的Fe-Al-Zn相的形成不充分，镀覆处理时在镀覆钢板界面上脆的Γ相变厚，所以只能得到加工时的镀覆膜的密合力差的合金化热浸镀锌钢板。另一方面，在有效Al浓度比0.105％还高的情况下，由于需要高温长时间的合金化，钢中残存的奥氏体相变成为珠光体，所以难以兼顾高强度和加工性的良好。
进而，在本发明中合金化处理时的合金化温度在满足225+2500×[Al％]≤T≤295+2500×[Al％]的温度T(℃)下进行，其中[Al]镀锌浴中的浴中有效Al浓度(质量％)。
将合金化温度T限定为[225+2500×[Al％]]℃～[295+2500×[Al％]]℃的理由在于合金化温度T比[225+2500×[Al％]]℃还低时，合金化就不能进行，或者因合金化的进行不充分成为合金化未处理，从而镀覆表层被加工性差的η相或ζ相所覆盖。另外T比[295+2500×[Al％]]℃还高时，合金化就会进行过度并超过本发明的镀层中的Fe％、加工时镀层密合力降低的情况就会增加。
本发明中合金化温度过高时，钢中残存的奥氏体就会相变成为珠光体，不能得到目的的兼顾高强度和加工性的钢板。因此，Si的添加量越多，就越难以合金化，为了提高加工性，有效的是降低浴中有效Al浓度、降低合金化温度。
具体地说，在满足[Al％]≤0.103-0.008×[Si％]的浴中有效Al浓度(质量％)下进行镀覆，其中[Si％]钢板中Si的含量(质量％)。
将有效Al浓度限定为
]％或其以下的理由在于，在有效Al浓度比
]％还高的情况下，必须进行高温长时间的合金化，钢中残存的奥氏体会相变成为珠光体，加工性就会劣化。
将热浸镀后直至冷却到400℃或其以下的温度的时间限定为10秒～100秒的理由在于不足10秒时，向奥氏体中的C的稠化会不充分，奥氏体中的C的浓度甚至于达不到室温下可达到的奥氏体残留水平；超过100秒时，贝氏体相变就会进行过度，奥氏体的量变少，不能生成充分量的残余奥氏体。优选为10秒～80秒。
在本发明中对于合金化炉的加热方式不作特别的限定，只要能够确保本发明的温度，由通常的煤气炉的辐射加热，或者高频感应加热都没有关系。另外，从合金化加热后所到达的最高板温度冷却的方法也不用问，只要是在合金化后通过气封等将热量遮断，开放放置或者更急速地冷却的气体冷却等都没有问题。
将热浸镀锌浴的温度限定为不足460℃的理由在于，在460℃或其以上时，作为镀覆初期的合金化保护层的Fe-Al-Zn相的形成就会进行过度，使合金化温度上升，特别是在Si添加量高的钢种中容易成为使加工性降低的原因。对于浴温的下限无特别的限定，但是，由于锌的熔点是419.47℃，所以在物理上在该熔点或其以上的浴温下才能进行热浸镀覆。
(实施例)下面，根据实施例具体地说明本发明。
将由表1所示的成分构成的板状钢坯加热至1150℃，在精轧温度910～930℃下制成4.5mm的热轧钢带，在580～680℃下卷取。酸洗后实施冷轧制成1.6mm的冷轧钢带后，使用生产线内退火方式的连续热浸镀锌设备进行如表2所示条件的热处理和镀覆，制造合金化热浸镀锌钢板。
从各钢板切出JIS5号实验片，通过进行常温下的抗拉试验，求出抗拉强度(TS)、延展率(E1)。抗拉强度以490Mpa或其以上为合格，延展率以[52-0.035×抗拉强度]％或其以上为合格。用加入抑制剂的盐酸溶解被膜，通过ICP测定镀覆膜的附着量及Fe、Al浓度。镀层中的Fe浓度以5～15％为合格。
评价结果如表2所示。由于编号1的钢中的C含有量在本发明的范围之外，所以抗拉强度不足。由于编号2的钢中的Si含有量在本发明的范围之外，所以抗拉强度、延展率都不合格。由于编号3的钢中的P含有量在本发明的范围之外，所以延展率不合格。由于编号7、8、17的退火时所达到的最高温度在本发明的范围之外，所以延展率不合格。由于编号9的钢中的Mn含有量在本发明的范围之外，所以抗拉强度、延展率都不合格。由于编号12、29的合金化温度在本发明的范围之外，所以延展率不合格。由于编号15的合金化温度在本发明的范围之外，所以镀层中的Fe％不合格。由于编号20、30的从所达到的最高温度直至650℃的平均冷却速度在本发明的范围之外，所以延展率不合格。由于编号21的从500℃至镀浴开始的保持时间在本发明的范围之外，所以延展率不合格。由于编号26的钢中的Mn含有量/C含有量在本发明的范围之外，所以延展率不合格。由于编号27的钢中的Si含有量/C含有量在本发明的范围之外，所以延展率不合格。由于编号31的从650℃直至500℃的平均冷却速度在本发明的范围之外，所以延展率不合格。由于编号32的钢中的Mn含有量在本发明的范围之外，所以延展率不合格。由于编号33的钢中的C含有量在本发明的范围之外，所以延展率不合格。除此以外的本发明品是高强度而且加工性良好的合金化热浸镀锌钢板。
另外，在镀浴温度不足460℃时，与钢中Si含量无关，可以制造高强度而且加工性良好的合金化热浸镀锌钢板。另一方面，虽然在470℃时，在编号5的低Si含有量的情况下和编号35的高Si含有量而低Fe％的情况下可以制造，但是在编号36的高Si含有量下要提高Fe％时，就必需提高合金化温度，作为结果则延展率变为不合格。
表1
有下划线的表示在本发明范围之外表2
(实施例2)将由表1的H所示的成分构成的板状钢坯加热至1150℃，在精轧温度910～930℃下制成4.5mm的热轧钢带，在580～680℃下卷取。酸洗后实施冷轧制成1.6mm的冷轧钢带后，使用生产线内退火方式的连续热浸镀锌设备进行如表3所示的条件的热处理和镀覆，制造合金化热浸镀锌钢板。从各钢板切出JIS5号实验片，通过进行常温下的抗拉试验，求出抗拉强度(TS)、延展率(E1)。抗拉强度以490Mpa或其以上为合格，延展率以[52-0.035×抗拉强度]％或其以上为合格。用加入抑制剂的盐酸溶解被膜、通过ICP测定镀覆膜的附着量及Fe、Al浓度。镀层中的Fe浓度以5～15％为合格。
镀层的密合性是这样评价的将预先在压缩侧粘贴了粘接带(玻璃纸带)的实验片以弯曲角度60°的方式弯曲成V字状，弯曲恢复后将粘接带剥离，通过目视观察镀层的剥离程度，按以下的分类进行评价，以△或其以上为合格。◎镀层的剥离宽度不足1mm，○镀层的剥离宽度在1mm或其以上但不足6mm，△镀层的剥离宽度在6mm或其以上但不足12mm，×镀层的剥离宽度在12mm或其以上。
评价结果如表3所示。由于编号4的镀浴中的有效Al浓度在本发明的范围以外，所以镀层的密合性不合格。由于编号7的镀浴中的有效Al浓度在本发明的范围以外，所以延展率不合格。由于编号8的镀浴中的有效Al浓度在本发明的范围以外，所以镀层中的Fe％不合格。除此以外的本发明品是高强度而且加工性良好的合金化热浸镀锌钢板。
表3
产业利用的可能性如上所述，本发明可以提供加工性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板及其制造方法。
权利要求
1.一种加工性优良的高强度合金化热浸镀锌钢板，其特征在于以质量％计，含有C0.05～0.15％、Si0.3～2.0％、Mn1.0～2.8％、P0.03％或其以下、S0.02％或其以下、Al0.005～0.5％、N0.0060％或其以下、其余为Fe和不可避免的杂质；进而，在分别以％C、％Si、％Mn作为C、Si、Mn的含有量时，在满足(％Mn)/(％C)≥12，并且(％Si)/(％C)≥4的高强度钢板的表面上，具有由含有Al0.05～0.5质量％、Fe5～15质量％、其余是Zn及不可避免的杂质构成的合金化热浸镀锌层；抗拉强度F(MPa)和延展率L(％)的关系满足L≥52-0.035×F。
2.一种加工性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于将由如权利要求1所述的化学成分组成的板状钢坯在Ar3点或其以上的温度下进行精轧，实施50～85％的冷轧后，由连续热浸镀锌设备在700℃～850℃的铁素体、奥氏体的二相共存温度区域内进行退火，以0.5～10℃/秒的平均冷却速度从其达到的最高温度冷却至650℃，接着，以3℃/秒或其以上的平均冷却速度从650℃冷却至500℃，将从冷却到500℃至镀浴开始前的时间保持在30秒～240秒，然后进行热浸镀锌处理，借此，在上述冷轧钢板的表面上形成热浸镀锌层，然后，通过对形成上述热浸镀锌层的上述钢板实施合金化处理，在上述钢板的表面上形成合金化热浸镀锌层，在由浴中有效Al浓度0.07～0.105Wt％、其余为Zn及不可避免的杂质构成的成分组成的热浸镀锌浴中进行上述热浸镀锌处理，而且在满足225+2500×[Al％]≤T≤295+2500×[Al％]的温度T(℃)下进行上述合金化处理，其中[Al％]镀锌浴中的浴中的有效Al浓度(质量％)。
3.如权利要求2所述的加工性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在浴中有效Al浓度满足[Al％]≤0.103-0.008×[Si％]的浴中有效Al浓度(质量％)的情况下进行，其中[Si％]钢板中Si的含量(质量％)。
4.如权利要求2～权利要求3的任一项所述的加工性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，热浸镀后直至冷却至400℃或其以下的温度的时间是10秒～100秒。
5.如权利要求2～权利要求4的任一项所述的加工性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，使热浸镀锌浴的温度不到460℃。
6.如权利要求2～权利要求5的任一项所述的加工性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在退火后冷却至450℃或其以下后、进行再加热直至超过450℃的温度，来进行热浸镀锌处理。
全文摘要
一种加工性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板，其特征在于，以提供可以同时达到优异的加工性和高强度的合金化热浸镀锌钢板和其制造方法为目的，以质量％计，含有C0.05～0.15％、Si0.3～2.0％、Mn1.0～2.8％、P0.03％或其以下、S0.02％或其以下、Al0.005～0.5％、N0.0060％或其以下、其余由Fe和不可避免的杂质构成，进而，在分别以％C、％Si、％Mn作为C、Si、Mn含有量时，在满足(％Mn)/(％C)≥12而且(％Si)/(％C)≥4的高强度钢板上，具有含有Al0.05～0.5质量％、Fe5～15质量％、其余由Zn和不可避免的杂质构成的合金化热浸镀锌层，抗拉强度F(MPa)和延展率L(％)的关系满足L≥52－0.035×F。
文档编号C21D8/02GK1717499SQ02830100
公开日2006年1月4日 申请日期2002年12月26日 优先权日2002年12月26日
发明者本田和彦, 龟田正春, 佐久间康治, 斋藤秋男, 西山铁生, 伊丹淳 申请人:新日本制铁株式会社