专利名称：有优异的点焊性和材料性质稳定性的高强度热浸镀锌钢板的制作方法
技术领域：
本发明涉及一种具有优异点焊性和材料性质稳定性的热浸镀锌钢板。具体而言，本发明涉及一种在点焊性和材料性质稳定性上优异的高强度热浸镀锌钢板，所述材料性质包括拉伸强度(TS)、伸长率(总的伸长率，EL)和屈服强度(YP)，在拉伸强度(TS)为780～1180MPa的大范围内，无论退火(匀热)该钢板后冷却处理的条件如何，这些性质的变化都非常少。
背景技术：
最近，对于改善车辆等的撞击安全性的要求日益增加。高强度钢板广泛用于车身等的框架中以确保在撞击时乘客的安全以及通过减少由于装备了自动防故障装置而导致车辆重量的增加以改善燃油经济性。尤其是，为了防止当车辆从侧面受撞击时部分弯曲框架进入到车辆室内，而使用了具有约780～约1180MPa非常高拉伸强度的高拉伸强度钢板。其中，主要由铁素体(ferrite)和马氏体构成的复合结构(或双相，简称为“DP”)钢板由于其优异的强度和延展性而通常用于多重目的应用。因为用于车辆的钢板需要优异的耐腐蚀性，因此具有复合结构的热浸镀锌钢板以及通过在热浸镀锌钢板应用合金化步骤而获得的镀锌钢板已经发展成为具有这些性能的所述钢板(例如，参见JP-A-198459/1989、JP-A-105960/1993和JP-A-193419/1999)。
任一上述文献都公开了具有优异可成型性等的高强度热浸镀锌钢板是使用化学组成受控的钢并通过最优化连续热浸镀锌生产线的生产条件而制备的。
Yoshinobu Oomiya等发表在2002年12月52卷第3期的R & D KOBESTEEL ENGINEERING REPORTS中的“Properties of 590MPa grade low YPtype hot-dip galvarmealed steel sheet”公开了一种热浸镀锌钢板，它的拉伸强度为590MPa，而不是780～1180MPa，它通过在组成上加入少量的Cr和Mo将包括铁素体、马氏体和贝氏体的三相结构转变成为由铁素体和马氏体构成的完全复合结构，从而提高了可成型性和点焊性。
众所周知，主要由铁素体和马氏体组成的复合结构或双相钢板在材料性能(这指钢板的机械性质，更具体而言，在本发明中是指拉伸强度、总伸长率和屈服强度)取决于退火(匀热)钢板后的冷却处理的条件(冷却速率和冷却保持温度)而有很大改变。通常，热浸镀锌钢板(以及进一步热浸镀锌层退火处理钢板)是通过如下步骤生产的酸洗热轧钢板；冷扎酸洗后的钢板以形成冷扎钢板；然后在连续热浸镀锌生产线上将该冷扎钢板进行热浸镀锌(以及进一步的合金化)。在连续热浸镀锌生产线上，退火(匀热)处理是在连续退火炉中进行，退火后进行冷却处理，直到退火钢被冷却到用于热浸镀锌的温度为止，然后进行镀锌处理。在其中的冷却步骤中，通过强制冷却装置如气体冷却、喷雾冷却或者包括使钢板与冷却辊滑道(skid)接触的轧辊冷却，奥氏体通常转变成包括马氏体、贝氏体等的刚性结构。因此，虽然冷却速率和冷却终端温度必需严格控制以获得所需的复合结构的钢板，但是由于各种原因在实际生产层面上要在某些条件上恒定进行并控制冷却是非常困难的。由于在压制成形中尺寸精度的变化，这样获得的产品在材料性质上有很大变化，会不利地导致出现裂纹等问题。
因此，需要提供一种表现出约780～1180MPa范围高强度的热浸镀锌钢板，它不仅具有优异的内在点焊性，而且具有优异的材料性质的稳定性，即不管生产条件(尤其是，退火后钢板的冷却处理)如何，材料性质的变化都非常小。然而，JP-A-198459/1989、JP-A-105960/1993和JP-A-193419/1999都没有公开为该目的生产的钢板。因此，其中已公开的钢板的材料性质不够稳定。应该注意的是因为上面的“Properties of 590MPagrade low YP type hot-dip galvannealed steel sheet”并没有考虑强度为约780～1180MPa的范围，因此该文献与本发明不同，该文献与本发明的主要区别在于为获得所需性质(如下所述)目的的化学组成设计的思想。
发明内容
本发明是鉴于上述问题而完成的，因此本发明目的是提供一种高强度热浸镀锌钢板，该钢板不仅具有优异的点焊性，而且在从780～1180MPa的强度大范围内具有优异的包括拉伸强度、总伸长率和屈服强度的“材料性质稳定性”，即使生产条件(尤其是，钢退火后冷却处理的条件)改变，这些性质的变化也很少。
根据本发明的一种热浸镀锌钢板，它解决了上述问题，并具有优异的点焊性和材料性质的稳定性，其特征在于该热浸镀锌钢板的钢包括一种复合结构，该复合结构中铁素体和马氏体的总面积与整个结构总面积的比值为95面积％或更大，还在于该热浸镀锌钢板的钢包括以质量％计(下面的元素的含量都以相同方式表示)的C0.05～0.12％；Si不超过0.05％；Mn2.7～3.5％；Cr0.2～0.5％；Mo0.2～0.5％；Al不超过0.10％P不超过0.03％；和S不超过0.03％，以及在于该热浸镀锌钢板具有在780～1180MPa范围的拉伸强度和0.40或更大的延度比，所述延度比为横向拉伸强度与剪切拉伸强度的比。
根据本发明，提供一种高强度热浸镀锌钢板，该钢板不仅具有优异的点焊性，而且在从780～1180MPa的强度大范围内具有优异的包括拉伸强度、总伸长率和屈服强度的“材料性质稳定性”，即使生产条件(尤其是，钢退火后冷却处理的条件)改变，这些性质的变化也很少。
图1所示为在用于制备本发明钢板的热浸镀锌生产线上的热循环模式。
图2所示为当使用A型钢时匀热温度与各种材料性质(YP、TS和EL)之间的关系。
图3所示为当使用A型钢时匀热后初级冷却速率与各种材料性质(YP、TS和EL)之间的关系。
图4所示为当使用A型钢时匀热后次级冷却速率与各种材料性质(YP、TS和EL)之间的关系。
具体实施例方式
为了提供一种在780～1180MPa的大范围内具有优异点焊性和材料性质稳定性的热浸镀锌钢板，本发明人致力于研究钢的组成。结果，发明人发现为获得具有理想性质的钢板，向基础元素C、Si和Mn中加入元素Cr和Mo作为必要元素以及控制这些元素中每一种的含量都在预定范围内是非常重要的，由此本发明人完成了本发明。如下是关于这些元素各自的主要概念C含量尽可能地降低(不超过0.12％)，由此可改善点焊性。
Si含量尽可能地降低(不超过0.05％)，由此可防止不良影响，包括在镀锌过程中没有镀锌饰面(galvanized finish)(即，由于降低了镀锌的粘附力导致镀锌没有粘附到钢板上的现象)等。
元素Cr和Mo都以小量(每个加入量为0.2～0.5％)加入，而Mn量则尽可能大地(2.7～3.5％)加入。因为这些元素中任一种都对稳定奥氏体相和促进冷却过程中的刚性相的形成是有益的，尤其是实现了材料性质的稳定，由此可获得低屈服比(yield rate)和高强度。
应该注意到上述元素的单独作用是本领域公知的，使用这些作用的组合设计也在JP-A-198459/1989、JP-A-105960/1993和JP-A-193419/1999中有描述。然而，从发明人的研究结果可明显看出，因为上述文献与上述本发明不同，上述文献并没有尤其是从材料性质的稳定性考虑采取这些组合设计的方法，在上述文献实施例中所公开的组合物并不能提供所需的性质。即，在JP-A-198459/1989中，Mn含量小，而且只加入Cr和Mo中的一种。在JP-A-105960/1993中，只加入Mo，而Cr根本就没有加入。在JP-A-193419/1999中，为了改善在强度等级基本上为约490～780MPa范围内的可形成性等，C含量大，Mn含量小，而且只加入Cr和Mo中的一种。本发明人通过下列实例证实具有该化学组成的钢板的材料性质稳定性尤其差。本发明人也通过下面提及的实施例证实了如下事实。上述的“Propertiesof 590MPa grade low YP type hot-dip galvannealed steel sheet”与本发明由于所感兴趣的强度范围不同因而在组合设计的主要观点上有区别，该文献公开了从点焊性考虑钢板的Mn含量降低，因而不能获得所需的材料性质。
从上述描述可以看出，在本发明中，元素C、Si、Mn、Cr和Mo认为是必需元素，而它们的添加量精确地控制以提供在780～1180MPa强度的大范围内具有优异的点焊性和材料性质稳定性的热浸镀锌钢板。此外，发明人发现如果这些元素中的任意之一的添加量偏离本发明所限定的范围，则不能获得所需目的。这是如何实现本发明的问题。
下面描述最能表现本发明特征的钢组成。下列化学组分的含量都是以质量％为单位描述的。
C005～0.12％元素C是加强钢板的必要元素，为获得所需强度加入量为不小于0.05％，优选为不小于0.08％。注意因为C含量超过0.12％的钢会导致点焊性降低，因此C含量应该最大为0.12％，优选0.10％或更小。
Si不超过0.05％(不包括0％)元素Si的过量加入会导致镀层不能正确形成，导致包括孔斑(borespot)的有害影响。因此，Si含量优选尽可能小，而且在本发明中应该最大为0.05％，优选0.03％或更小。
Mn2.7～3.5％，Cr0.2-0.5％和Mo0.2～0.5％如上所述，每种这些元素对于改善材料性质的稳定性是有益的，而且对于本发明是非常重要的。当每一种所加入元素的含量都小于最小值时，材料性质发生更大的改变。相反，当每一种所加入元素的含量超过最大量时，可成型性降低。
众所周知，在这些元素中Mn元素的过量加入会抑制点焊性，这正如使用C元素时的情况。因此，在上述的“Properties of 590MPa grade low YPtype hot-dip galvannealed steel sheet”中，Mn含量是降低的。然而，在本发明中，C含量代替Mn降低以改善点焊性。本发明人通过下列实例证实直到C含量降低为止，是不能获得具有优异点焊性和材料性质稳定性的热浸镀锌钢板的。Mn含量优选不小于2.9％和不大于3.2％。
此外，在本发明中，元素Cr和Mo都作为必需元素加入。因为这些元素被认为是具有包括提高可淬性的作用的相同作用，因此多数传统热浸镀锌钢板在其中加入Cr和Mo元素之一(例如，参见JP-A-198459/1989、JP-A-105960/1993和JP-A-193419/1999)。但是从材料性质的稳定性考虑，这些元素都应该在上面规定的各自范围内以小量加入。本发明人通过下面实施例证实只加入这些元素之一或元素Cr和Mo组合加入，每种加入元素的所加入量偏离上述范围都会导致材料性质的改变。
Al不超过0.10％Al元素对于脱氧是有益的，因此应该以不小于0.01％的量加入。注意Al的过量加入会使脱氧作用饱和，因而在经济上是无用的，而且会导致镀锌失败。因此，Al含量严格限制在最大为0.10％，优选不超过0.06％。
P不超过0.03％P元素对于确保材料强度是有益的。然而，P的过量加入不仅降低了可成型性，而且降低了点焊性。因此，P含量最大为0.03％，优选不超过0.01％。
S不超过0.03％S元素形成硫化物基的夹杂物如MnS，它会导致裂纹的产生。尤其是，如上所述因为在本发明中Mn含量大，因此S含量优选尽可能小。S含量最大为0.03％，优选不超过0.01％。
本发明的钢板包括上面提及的元素，余量主要是铁和不可避免的杂质。钢板能够包含不可避免的杂质如N(氮)或O(氧)，这些元素的含量不超过0.01％，而且都是从包括原料、来源、制备装置等的环境中侵入的元素。注意N的过量存在会沉析出大量的氮化物，这可以导致延展性的降低。因此，N含量优选限制在不超过0.0060％，更优选不超过0.0050％，还更优选不超过0.0040％。虽然在钢板中N含量优选小量，但是考虑到在操作中N含量减少的可能性，N含量的最小值为接近0.0010％。
此外，在本发明中，下列元素可以在对本发明上述效果没有不利影响的范围内加入到钢中。即，本发明可以应用于这样的钢板该钢板例如为沉淀强化或固体溶液强化目的而包含0.1％或更少量的作为选择元素的元素Ti或Nb，或者包含例如不超过0.005％的元素B。
具有这样的化学组成的本发明钢板是由复合结构(DP)构成的，该结构主要由铁素体和马氏体组成。术语“主要”表示使用光学显微镜(1000倍放大)观察钢板时，铁素体和马氏体的总面积与整个结构(在指结构的情况下，所有的“％”表示“面积％”)的面积的比为95％或更大(优选98％或更大)。因此，在本发明中，只要铁素体和马氏体的总面积在上述范围内，不能排除侵入在制备步骤中不可避免留下的其它结构组分(如贝氏体、珠光体等)。
下面将描述制备本发明热浸镀锌钢板的典型方法。
本发明钢板通过如下方法生产酸洗热轧钢板、冷扎酸洗过的钢板以形成冷扎钢板、然后在连续热浸镀锌生产线上对冷扎钢板进行热浸镀锌(这与通常的热浸镀锌钢板情况相同)。
在生产条件中，热轧制备热轧钢板的条件、酸洗条件、冷扎生产冷扎钢板的条件以及进行热浸镀锌处理的镀锌条件都没有特别的限制，因此通常在生产热浸镀锌钢板中使用的条件都可以在本发明中使用。更具体地，在热轧中，加热温度设定为1100～1250℃，终轧温度不小于840℃，而卷取温度为不小于500℃。在冷扎中的冷扎比等并没有特别限制。
应该注意到其中对这样获得的冷扎钢板进行退火(匀热)过程并冷却直到退火后在连续热浸镀锌生产线上镀锌为止的步骤建议按如下进行。下面将参考详细解释热浸镀锌生产线上的热循环方式的图1，对这些步骤进行详细描述。
首先，在匀热过程中，温度设定为820～900℃，而时间或周期设定为15～180秒。匀热过程对于形成有益于确保高强度的硬化相(马氏体，在某些情况下它可以包含贝氏体)是非常关键的。注意当匀热温度小于820℃时，强度提高，而可成型性降低(参见下面描述的图2)。相反，当匀热温度超过900℃时，晶体颗粒的尺寸增加，而可成型性降低。当匀热时间小于15秒时，不能获得均匀结构，材料性质降低。相反，当匀热时间超过180秒时，固有的作用饱和，生产率下降，燃料等成本增加。因此，匀热时间优选为不少于30秒，但不超过120秒。
然后，钢冷却直到它到达热浸镀锌处理的温度为止。为防止在冷却过程中奥氏体转化成为珠光体(这在本发明中是不希望出现的)，冷却方式设定为避免珠光体转变的区域。更具体地，钢板可以以均匀速率冷却，直到到达镀锌温度。另外，可以使用多级冷却的方法，该方法涉及在冷却过程中多次改变冷却速率。在如本发明的主要由铁素体和马氏体组成的复合结构或双相钢板的情况下，从引入稳定铁素体考虑，建议使用多级冷却方法。
上述多级冷却方法包括以不超过20℃/秒的平均冷却速率将钢板冷却到500～650℃(初级冷却)，然后以不超过40℃/秒的平均冷却速率将钢板冷却到450～550℃(次级冷却)。在本发明中，在每一步的最小平均冷却速率并没有特殊限制。即，通过实验可以证实例如，即使钢板以约1℃/秒的平均冷却速率冷却，也可以获得材料性能没有变化的钢板(参见下面描述的图3和图4)，这属于本发明的一个特征。
下面将更详细描述本发明的特征。通常，为避免珠光体转变区域的目的，在退火后热浸镀锌处理之前，热浸镀锌钢板预先需要冷却处理，在该处理中以约为10℃/秒或更大的平均冷却速率快速冷却钢板。因此，冷却处理使用冷却装置，如气体冷却、喷雾冷却或包括使钢板与冷却辊滑道(cooled roll skid)接触的轧辊冷却。例如，在上述多级冷却方法的实例中，使用包括在缓慢冷却区域中通过改变平均冷却速率而冷却钢板的方法，因而在每个步骤中都要严格控制冷却速率和冷却终止温度。然而，事实上，即使使用上面的冷却装置，也难于控制平均冷却速率为设定值。实际的冷却速率和冷却终止温度变化很大，这导致材料性质变化大的问题。因此，在本发明中，钢的组成设定成无论如上面所述的冷却方式怎样变化材料性质都可确保稳定。这首次成功地提供了这样的一种热浸镀锌钢板即使退火处理后直到镀锌处理时的冷却速率变化，该材料也具有优异的材料性质稳定性。
因此，在本发明中虽然在退火后直到镀锌时的最小平均冷却速率并没有特殊的限制，但是从材料性质的稳定性考虑，在上述速初级和次级冷却步骤中的最大平均冷却速率分别优选为20℃/秒和40℃/秒。
在热浸镀锌钢板如上面提及那样制备后，可以进行合金化处理以生产出热浸镀锌钢板。这种热浸镀锌钢板包括在本发明范围之内。上述的合金化处理并没有特别规定，因此可以在通常用于将钢镀锌的温度(约400～700℃)进行。合金化处理后，进行另外的冷却处理。此时的平均冷却速率也没有特别的限制，但建议是例如5℃/秒或更大。
实施例下面通过实施例更详细地描述本发明。应该理解为本发明并不是限制于下面具体实施例，而是应该理解为在上面和下面提及的本发明范围内可以加入并设计应用各种合适的改进，而且这些改进都将包括在本发明的技术范围内。
实施例1每一种具有表1给出的化学组成的A～O类型钢都在转炉中熔化以形成230mm厚的板坯。这些样品中的每一种都在下列条件下进行热轧1200℃的加热温度；850～900℃的终轧温度；510～600℃的卷取温度。结果，获得厚度为2.8mm的热轧钢板。然后，将每种热轧钢板酸洗以除去表面鳞状物，然后进行冷扎，由此获得2.0mm厚的冷扎钢板。如表2所示，这样获得的冷扎钢板在退火(匀热)条件下进行退火，然后在热浸镀锌条件进行热浸镀锌处理(冷却和镀锌)，以便获得一侧有电镀的热浸镀锌钢板(一侧45g/m2)。
使用从其中制备的JIS编号5的测试片测定这样获得的钢板的强度(TS)、屈服强度(YP)和伸长率(EL)。
此外，以下列方式评价它们的点焊性。
首先，每个上述热浸镀锌钢板在下列点焊条件焊接。然后通过焊接金属部件的直径(Nugget直径)为7mm的电流条件限定的剪切拉伸样品和横向拉伸样品分别从该焊接钢板上制取。
电流顶端直径为8mm的Dome Radius类型的电极焊接时间26次循环保持时间1次循环焊接压力6450N测定每个所得样品的剪切拉伸强度(TSS)和横向拉伸强度(CTS)以计算延度比(CTS/TSS)。延度比为0.40或更大的钢板评价为“具有优异点焊性的钢板”(本发明实施例)。
应该指出在本发明中为评价点焊性不仅要制备剪切拉伸样品，而且要制备横向拉伸样品，这是因为考虑到横向拉伸强度在高的强度范围(尤其是980MPa等级)趋向于显著降低。基于上述“延度比”的点焊性评价方法作为考虑了上述方面的评价方法尤其有用。
这些评价结果在表3示出。注意所有这些钢板都被证实为主要由总量为95％或更多的铁素体和马氏体构成的复合结构。
注“差异”表示使用不同种类的钢(A～O)通过改变条件而形成的镀锌钢板各种性质(YP、TS、EL)的变化(或者各种性质的最大值与最小值之间的差异)。
以表3为基础可以看出如下内容。在表1示出的A～O类型钢中，所有种类A、B、D、G、H、J、K和M的钢都是满足本发明化学组成需要的实施例。即使退火条件、退火后进行的冷却方式以及镀锌温度都如表2所示那样进行不同改变，这些钢也表现出具有0.40或更大延度比的优异点焊性。而且，发现这些钢具有优异的材料性质稳定性，这是因为每种钢板的YP变化(每种处理条件之间的YP差异)都限制为18MPa或更小，TS变化(每种处理条件之间的TS差异)都限制为13MPa或更小，而EL变化(每种处理工艺的条件之间的EL差异)都限制为1.8％或更小。
相反，没有满足本发明规定的任一要求的上述实施例具有下列问题。
当使用具有大量C和少量Mn的C和F类钢中的每种时，处理条件的变化显著改变了YP和TS值。延度比小于0.40，而点焊性降低。
当使用具有少量Mn的E类钢时，处理条件的变化显著改变了YP和TS值。当使用具有大量Mn的O类钢时，延展性降低。
当使用具有大量C的I类钢时，延度比小于0.40，而点焊性降低。
当使用没有向其中加入元素Mo的L类钢和具有少量Cr的N类钢时，处理条件的变化使得YP和TS值都发生改变。
其次，表1给出的A类钢(本发明实施例)以上述方法进行热轧、酸洗和冷扎。随后，钢板通过在约780～880℃范围改变匀热温度(退火温度)而退火50秒(参见图2)，并且通过改变退火后的冷却方式(初级冷却速度和次级冷却速度)而以图3和4所示的方式进行冷却。在每个上述退火和冷却处理后的每个时间点上以上述相同方法测定钢板的各种性质(TS、YP和EL)。这些评价结果在图2～4中示出。图2所示为如下获得的钢板拉伸强度(TS)、屈服强度(YP)和伸长率(EL)的测定结果。表1给出的A类型钢(本发明钢)以所述方式进行热轧、酸洗和冷扎。随后，每种钢板通过在780～880℃范围改变匀热温度而退火50秒(然后初级冷却速率设定为4.9～7.5℃/秒，而次级冷却速率设定为4.0～7.6℃/秒)。图2示出，如果匀热温度控制为不小于820℃，则拉伸强度(TS)和屈服强度(YP)没有增加。
图3所示为当热浸镀锌钢板按如下制备时，其上述性质的测定结果。表1给出的A类型钢(本发明钢)以所述方式进行热轧、酸洗和冷扎。随后，每个这样获得的钢板在约832～864℃的退火温度下退火15～80秒，然后初级冷却速率在2.7～19.3℃/秒范围改变(而次级冷却速率在1.1～38.6℃/秒范围改变)。图3示出，当退火处理使用组成满足本发明范围的A型钢在合适温度下进行退火时，即使次级冷却速率如图3所示进行各种改变，上述性质也没有改变，因而获得了具有优异材料性质的热浸镀锌钢板。
图4所示为当热浸镀锌钢板按如下方法制备时，其上述性质的测定值。表1给出的A类型钢(本发明钢)以所述方式进行热轧、酸洗和冷扎。随后，每个钢板都在约832～864℃的匀热温度下退火15～80秒，然后初级冷却速率设定为2.7～569℃/秒，而次级冷却速率在1.1～38.6℃/秒范围改变。图4示出当退火处理使用组成满足本发明范围的A型钢在合适温度退火时，即使次级冷却速率是如图4所示的各种改变，上述性质也没有改变。
权利要求
1.一种热浸镀锌钢板，其中所述热浸镀锌钢板的钢包括复合结构，所属复合结构中铁素体和马氏体的总面积与整个结构的总面积的比值为95面积％或更大，以质量％计(下列元素的含量都以相同方式表示)，其中所述热浸镀锌钢板的钢包括C0.05～0.12％；Si不超过0.05％；Mn2.7～3.5％；Cr0.2～0.5％；Mo0.2～0.5％；Al不超过0.10％P不超过0.03％；和S不超过0.03％，以及其中所述热浸镀锌钢板具有在780～1180MPa范围的拉伸强度和0.40或更大的延度比，所述延度比为横向拉伸强度与剪切拉伸强度的比值。
2.如权利要求1所述的热浸镀锌钢板，其中所述钢包括0.10％或更少的C。
3.如权利要求1所述的热浸镀锌钢板，其中所述钢包括0.03％或更少的Si。
4.如权利要求1所述的热浸镀锌钢板，其中所述钢包括2.9％或更多的Mn。
5.如权利要求1所述的热浸镀锌钢板，其中所述钢包括具有98面积％或更大的铁素体和马氏体的总面积与整个结构的总面积的比值的复合结构。
6.如权利要求1所述的热浸镀锌钢板，其中所述钢通过其中温度设定为820～900℃以及时间不小于15秒的匀热处理而获得。
7.如权利要求6所述的热浸镀锌钢板，其中所述钢通过其中温度设定为820～900℃以及时间不小于30秒的匀热处理而获得。
8.如权利要求1所述的热浸镀锌钢板，其中所述热浸镀锌钢板还进行合金化处理。
全文摘要
提供了一种高强度热浸镀锌钢板，它包括主要由铁素体和马氏体构成的复合结构。以质量％计，所述钢包括C0.05～0.12％；Si不超过0.05％；Mn2.7～3.5％；Cr0.2～0.5％；Mo0.2～0.5％；Al不超过0.10％P不超过0.03％；和S不超过0.03％。即使改变生产条件(尤其是钢板退火后冷却处理的条件)，所述高强度热浸镀锌钢板也不仅具有优异的点焊性，而且在780～1180MPa强度的大范围内还具有优异的“材料性质稳定性”，所述材料性质包括拉伸强度、总伸长率和屈服强度。
文档编号C21D9/46GK1858286SQ200510070159
公开日2006年11月8日 申请日期2005年5月8日 优先权日2004年5月6日
发明者内海幸博, 山本胜大 申请人:株式会社神户制钢所