专利名称：：加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及汽车、电器等产业领域中使用的加工性及抗冲击特性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。
背景技术：
：近年来，从保护地球环境的立场出发，提高汽车的燃料效率正成为重要的问题。因此，使作为车体材料的钢板高强度化、薄壁化，使车体自身轻量化的研究正在进行。由于车体材料的高强度化与提高汽车碰撞时的安全性息息相关，因此正在积极地推进高强度钢板在车体材料方面的应用。但是，通常，由于钢板的高强度化导致钢板的延展性降低，即导致加工性的降低，因此期望兼具高强度和高加工性、而且耐腐蚀性也优良的热镀锌钢板。针对这种需求，到目前为止，开发了由铁素体和马氏体构成的DP(DualPhase)钢和利用残留奥氏体的相变诱导诱导塑性的TRIP(TransformationInducedPlasticity)钢等复合组织型的高强度热镀锌钢板。非专利文献1中公开了铁素体-马氏体两相组织钢显示出优良的抗冲击特性。但是，由于铁素体_马氏体两相组织钢的r值小于1.0，深拉性低，因此限定了可应用的领域。专利文献1中提出了一种加工性好的高强度合金化热镀锌钢板，其以质量％计，含有C:0.050.15%、Si:0.31.5%、Mn:1.52.8%、P0.03%以下、S0.02%以下、A10.0050.5%及N0.0060%以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，而且满足(Mn%)/(C%)彡15且(Si%)/(C%)彡4，铁素体中含有以体积率计为320%的马氏体和残留奥氏体。但是，这种复合组织型的高强度热镀锌钢板，虽然在单轴拉伸时要求E1高，但存在扩孔加工等中需要的延伸凸缘性差的问题。因此，专利文献2中公开了一种延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法在Ac3相变点以上将具有下述组成的钢热轧后，进行酸洗、冷轧，在连续退火热镀锌生产线上，加热保持在再结晶温度以上且ACl相变点以上，然后，在移至熔融锌浴的期间内，急冷至Ms点以下，使钢板中部分或全部地生成马氏体，接着，加热至Ms点以上的温度、即至少加热至熔融锌浴温度及合金化炉温度，部分或全部地生成回火马氏体，所述钢以质量％计，含有C0.020.30%,Si1.50%以下、Mn0.603.0%,P0.20%以下、S0.05%以下、A10.010.10%，余量由Fe及不可避免的杂质构成。非专利文献1“铁与钢”，vol.83(1997)p748专利文献1日本特开平11-279691号公报专利文献2日本特开平6-93340号公报
发明内容利用专利文献2中记载的高强度热镀锌钢板，可以得到优良的延伸凸缘性。但是，存在单轴拉伸中要求的拉伸强度TS与E1的积、即TS-E1平衡低的问题。存在屈服强度YS与TS的比即屈服比YR(=YS/TS)高、加工性差的问题。而且，存在汽车碰撞时的安全性所需要的抗冲击特性差的问题。本发明的目的在于，提供TS-E1平衡高、延伸凸缘性优良、并且YR低的加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。而且，本发明的目的在于，提供TS-E1平衡高、延伸凸缘性优良、并且抗冲击特性也优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。本发明人对TS-E1平衡高、具体而言TSXE1彡19000MPa%，延伸凸缘性优良、具体而言后述的扩孔率、>70%，并且YR低、具体而言YR<75%的加工性优良的高强度热镀锌钢板进行了专心研究，得出以下见解。i)在优化成分组成的基础上，通过形成以面积率计含有2087%的铁素体、总计为310%的马氏体和残留奥氏体、以及1060%的回火马氏体的显微组织，不仅能够实现优良的延伸凸缘性，而且能够实现高的TS-E1平衡和低的YR。ii)这种显微组织可以通过如下方法得到退火时从750950°C的加热温度强制冷却至(Ms点-100°C)(Ms点-200°C)的温度范围，然后再加热，实施热镀锌。这里，Ms是从奥氏体到马氏体相变开始的温度，能够由冷却时钢的线性膨胀系数的变化求出。由于本发明基于上述见解而完成，因此提供一种加工性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，具有如下成分组成以质量％计，含有c0.050.3%,Si0.012.5%、Mn0.53.5%、P0.0030.100%,S0.02%以下、A10.0101.5%及N0.007%以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且，具有如下显微组织以面积率计，含有2087%的铁素体、总计为310%的马氏体和残留奥氏体以及1060%的回火马氏体。本发明的高强度热镀锌钢板中，还可以根据需要，以质量％计含有选自Cr0.0052.00%、Mo0.0052.00%、V0.0052.00%、Ni0.0052.00%和Cu0.0052.00%的1种或2种以上的元素。而且，还可以根据需要，以质量％计含有选自Ti0.010.20%及Nb0.010.20%的1种或2种的元素、含有B0.00020.005%,或者含有选自Ca0.0010.005%和REM0.0010.005%的1种或2种以上的元素。本发明的高强度热镀锌钢板，还可以使镀锌层为合金化镀锌层。本发明的高强度热镀锌钢板，例如能够通过下述方法制造对具有上述成分组成的钢坯实施热轧、冷轧而制成冷轧钢板，在如下条件下对所述冷轧钢板实施退火，然后实施热镀锌，所述条件为加热至750950°C的温度范围并保持10s以上之后，以10°C/s以上的平均冷却速度从750°C冷却至(Ms点-100°C)(Ms点_200°C)的温度范围，再加热至350600°C的温度范围并保持1600s。本发明的高强度热镀锌钢板的制造方法，可以在热镀锌后对镀锌层进行合金化处理。利用本发明，能够制造TS-E1平衡高、延伸凸缘性优良、并且YR低的加工性优良的高强度热镀锌钢板。通过将本发明的高强度热镀锌钢板应用于汽车车体，不仅能够实现汽车的轻量化和耐腐蚀性的提高，而且能够实现碰撞安全性的提高。本发明人对TS-E1平衡高、具体而言TSXE1彡19000MPa%，延伸凸缘性优良、具体而言后述的扩孔率、>50%，并且抗冲击特性也优良、具体而言后述的吸收能AE与TS的比AE/TS彡0.063的高强度热镀锌钢板进行了专心研究，得出以下结论。iii)在优化成分组成的基础上，通过形成如下显微组织，不仅能够实现优良的延伸凸缘性，而且能够实现高的TS-E1平衡和优良的抗冲击特性，所述显微组织为以面积率计，含有2087%的铁素体、总计为310%的马氏体和残留奥氏体、以及1060%的回火马氏体，由马氏体、残留奥氏体和回火马氏体构成的第二相的平均结晶粒径为3i!m以下。iv)这种显微组织可以通过下述方法得到退火时以10°C/s以上的升温速度在500°CACl相变点的温度范围内升温，加热至々(^相变点(Ac3相变点+30°C)的温度范围并保持10s以上，通过相变生成微小的奥氏体之后，强制冷却至(Ms点-100°C)(Ms点-200°C)的温度范围内，然后进行再加热，进而实施热镀锌。这里，Ms点是从奥氏体到马氏体相变开始的温度，可以由冷却时钢的线性膨胀系数的变化求出。由于本发明基于上述见解而完成，因此提供一种加工性和抗冲击特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，具有如下成分组成以质量％计，含有C:0.050.3%、Si0.012.5%,Mn0.53.5%、P0.0030.100%,S0.02%以下及A10.0101.5%，还含有总计为0.010.2%的选自Ti、Nb及V的至少1种元素，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且，具有如下显微组织以面积率计，含有2087%的铁素体、总计为310%的马氏体和残留奥氏体、以及1060%的回火马氏体，由上述马氏体、残留奥氏体和回火马氏体构成的第二相的平均结晶粒径为3ym以下。本发明的高强度热镀锌钢板中，还可以根据需要，以质量％计含有选自Cr0.0052.00%,Mo0.0052.00%,Ni0.0052.00%及Cu0.0052.00%的1种或2种以上的元素。而且，还可以根据需要，以质量％计含有B:0.00020.005%、或者含有选自Ca0.0010.005%,REM0.0010.005%的1种或2种以上的元素。本发明的高强度热镀锌钢板，可以使镀锌层为合金化镀锌层。本发明的高强度热镀锌钢板，例如可以通过如下方法制造对具有上述的成分组成的钢坯实施热轧、冷轧而制成冷轧钢板，在如下条件下对所述冷轧钢板实施退火，然后实施热镀锌，所述条件为以10°C/S以上的平均升温速度在500°CACl相变点的温度范围内升温，加热至ACl相变点(Ac3相变点+30°C)的温度范围并保持10s以上之后，以10°C/s以上的平均冷却速度冷却至(Ms点-100°C)(Ms点-200°C)的温度范围，再加热至350600°C的温度范围并保持1600s。本发明的高强度热镀锌钢板的制造方法，可以在热镀锌后对镀锌层进行合金化处理。通过本发明，能够制造TS-E1平衡高、延伸凸缘性优良、并且抗冲击特性优良的高强度热镀锌钢板。通过将本发明的高强度热镀锌钢板应用于汽车车体，不仅能够实现汽车的轻量化和耐腐蚀性的提高，而且能够实现碰撞时的安全性的提高。具体实施例方式下面，对本发明进行详细说明。并且，表示成分元素的含量的“％”，若无特殊说明则表示“质量％”。1)成分组成C:0.050.3%C是使奥氏体稳定的元素，是用于生成铁素体之外的马氏体等第二相而使TS上升并使TS-E1平衡提高所必需的元素。若C量小于0.05%，则难以确保铁素体之外的第二相，TS-E1平衡降低。另一方面，若C量超过0.3%，则焊接性变差。因此，使C量为0.050.3%，优选为0.080.15%。Si:0.012.5%Si是在使钢固溶强化、从而使TS-E1平衡提高方面有效的元素。为了得到上述效果，需要使Si量为0.01%以上。另一方面，若Si量超过2.5%，则导致E1降低、表面性状和焊接性变差。因此，使Si量为0.012.5%，优选为0.72.0%。Mn:0.53.5%Mn在钢的强化方面有效，是促进马氏体等第二相生成的元素。为了得到上述效果，需要使Mn量为0.5%以上。另一方面，若Mn量超过3.5%，则由第二相的过度增加、固溶强化引起的铁素体的延展性变差变得显著，加工性降低。因此，使Mn量为0.53.5%，优选为1.53.0%。P:0.0030.100%P是在钢的强化方面有效的元素。为了得到上述效果，需要使P量为0.003%以上。另一方面，若P量超过0.100%，则因晶界偏析而使钢脆化，使抗冲击特性变差。因此，使P量为0.0030.100%。S:0.02%以下S以MnS等夹杂物的形式存在，由于其使抗冲击特性、焊接性变差，因此优选尽可能降低其含量。但是，从制造成本方面出发，使s量为0.02%以下。A1:0.0101.5%A1是在使铁素体生成、从而使TS-E1平衡提高方面有效的元素。为了得到上述效果，需要使A1量为0.010%以上。另一方面，若A1量超过1.5%，则连铸时产生钢坯裂纹的危险性增高。因此，使A1量为0.0101.5%。N:0.007%以下N是使钢的耐时效性变差的元素。若N量超过0.007%，则耐时效性显著变差。因此，虽然使N量为0.007%以下，但越少越优选。选自Ti、Nb及V的至少1种总计0.010.2%Ti、Nb及V各自以TiC、NbC、VC等形式析出，是在使钢的组织微小化方面有效的元素。为了得到上述效果，需要使选自Ti、Nb及V的至少1种元素的含量总计为0.01%以上。另一方面，若选自Ti、Nb及V的至少1种元素的含量总计超过0.2%，则析出物变得过量，导致延展性降低。以此，使选自Ti、Nb及V的至少1种元素的含量总计为0.010.2%虽然余量是Fe及不可避免的杂质，但由于下述理由，也可以根据需要含有Cr:0.0052.00%,Mo0.0052.00%,V0.0052.00%,Ni0.0052.00%,Cu0.0052.00%,Ti0.010.20%,Nb0.010.20%,B0.00020.005%,Ca0.0010.005%及REM0.0010.005%。Cr、Mo、V、Ni、Cu各自为0.0052.00%Cr、Mo、V、Ni、Cu在退火时的自加热温度起的冷却时抑制珠光体的生成，是在促进马氏体等的生成、使钢强化方面有效的元素。为了得到上述效果，需要使选自Cr、Mo、V、Ni、Cu的至少1种元素的含量为0.005%。另一方面，若Cr、Mo、V、Ni、Cu各元素的含量超过2.00%,则该效果饱和，导致成本上升。因此，使Cr、Mo、V、Ni、Cu的含量各自为0.0052.00%。Ti、Nb各自为0.010.20%Ti、Nb形成碳氮化物，是在通过使钢析出强化而使其高强度化方面有效的元素。为了得到上述效果，需要使选自Ti、Nb的至少1种元素的含量为0.01%以上。另一方面，若Ti、Nb各元素的含量超过0.20%，则过度高强度化，延展性降低。因此，使Ti、Nb的含量各自为0.010.20%。B:0.00020.005%B是在抑制来自奥氏体晶界的铁素体的生成、使马氏体等第二相生成而实现高强度化方面有效的元素。为了得到上述效果，需要使B量为0.0002%以上。另一方面，若B量超过0.005%，则该效果饱和，导致成本上升。因此，使B量为0.00020.005%。Ca、REM各自为0.0010.005%Ca、REM均是在通过控制硫化物的形态来改善加工性方面有效的元素。为了得到上述效果，需要使选自Ca、REM的至少1种元素的含量为0.001%以上。另一方面，若Ca、REM各元素的含量超过0.005%，则可能给钢的洁净度带来不良影响。因此，使Ca、REM的含量各自为0.0010.005%。2)显微组织铁素体的面积率2087%铁素体使TS-E1平衡提高。为了使TSXE1彡19000MPa%，需要使铁素体的面积率为20%以上，优选为50%以上。并且，由于以下的马氏体和残留奥氏体的面积率总计为3%以上以及回火马氏体的面积率为10%以上，因此铁素体的面积率的上限为87%。马氏体和残留奥氏体的面积率总计为310%马氏体和残留奥氏体不仅有助于钢的强化，而且使TS-E1平衡提高。而且，使YR降低。为了得到上述效果，需要使马氏体和残留奥氏体的面积率总计为3%以上。但是，若马氏体和残留奥氏体的面积率总计超过10%，则延伸凸缘性降低。因此，使马氏体和残留奥氏体的面积率总计为310%。回火马氏体的面积率1060%回火马氏体与回火前的马氏体、残留奥氏体相比，对延伸凸缘性的不良影响较小，因此是在维持X>50%的优良的延伸凸缘性并且实现高强度化方面有效的第二相。为了得到上述效果，需要使回火马氏体的面积率为10%以上。但是，若回火马氏体的面积率超过60%，则不能得到TSXE1彡19000MPa%。因此，使回火马氏体的面积率为1060%。由马氏体、残留奥氏体和回火马氏体构成的第二相的平均结晶粒径3i!m以下由马氏体、残留奥氏体和回火马氏体构成的第二相的存在，在提高抗冲击特性方面有效地发挥作用。特别是，若使该第二相的平均结晶粒径为3ym以下，则能够实现AE/0.063。因此，优选由马氏体、残留奥氏体和回火马氏体构成的第二相的平均结晶粒径为3iim以下。并且，作为除马氏体、残留奥氏体和回火马氏体之外的第二相，也可以含有珠光体、贝氏体，只要满足上述的铁素体、马氏体、残留奥氏体和回火马氏体的面积率及第二相的平均结晶粒径的条件，就能够实现本发明的目的。另外，从延伸凸缘性的观点出发，优选珠光体的面积率为3%以下。这里，铁素体、马氏体、残留奥氏体及回火马氏体的面积率，是指观察面积中各相所占的面积比例，将钢板的板厚截面研磨后，用3%的硝酸乙醇溶液腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜)以10003000倍的倍率观察板厚1/4的位置，使用市售的图像处理软件求出。另外，用由马氏体、残留奥氏体和回火马氏体构成的第二相的总面积除以第二相的总个数，求出第二相每1个的平均面积，将其平方根作为第二相的平均结晶粒径。3)制造条件1本发明的高强度热镀锌钢板，例如可以通过如下方法制造对具有上述的成分组成的钢坯实施热轧、冷轧而制成冷轧钢板，在如下条件下对上述冷轧钢板实施退火，然后实施热镀锌，所述条件为加热至750950°C的温度范围并保持10s以上之后，以10°C/s以上的平均冷却速度从750°C冷却至(Ms点-100°C)(Ms点_200°C)的温度范围，再加热至350600°C的温度范围并保持1600s。退火时的加热条件在750950°C的温度范围内保持10s以上若退火时的加热温度小于750°C或保持时间小于10s，则奥氏体的生成变得不充分，在之后的冷却中无法确保足够量的马氏体等第二相。另外，若加热温度超过950°C则奥氏体粗大化，冷却时铁素体的生成受到抑制，不能得到以面积率计20%以上的铁素体。因此，使退火时的加热在750950°C的温度范围内保持10s以上。保持时间的上限虽然没有特别规定，但保持600s以上时，该效果饱和，导致成本上升，因此优选使保持时间小于600s。退火时的冷却条件以10°C/s以上的平均冷却速度从750°C冷却至(Ms点-100°c)(Ms点-200°c)的温度范围加热后，需要以10°C/s以上的平均冷却速度从750°C开始冷却，这是由于，若平均冷却速度小于10°c/s，则珠光体大量生成，不能得到需要量的回火马氏体、马氏体和残留奥氏体。冷却速度的上限虽然没有特别规定，但由于钢板形状变差，或难以将冷却控制在(Ms点-100°C)(Ms点-200°C)的冷却停止温度范围内，因此优选使其为200°C/s以下。冷却的停止温度，在控制之后的再加热、热镀锌、镀层相的合金化处理时生成的马氏体、残留奥氏体及回火马氏体的量的本发明中，是最重要的条件之一。即，冷却停止时马氏体和未相变奥氏体的量确定，则在之后的热处理中，马氏体变为回火马氏体，未相变奥氏体变为马氏体或残留奥氏体，从而控制钢的强度、TS-E1平衡、延伸凸缘性及YR。若冷却的停止温度高于(Ms点-100°C)，则马氏体相变变得不充分，未相变奥氏体的量增多，最终马氏体和残留奥氏体的面积率总计超过10%，延伸凸缘性降低。另一方面，若冷却的停止温度低于(Ms点_200°C)，则大部分奥氏体发生马氏体相变，未相变奥氏体的量减少，最终马氏体和残留奥氏体的面积率总计小于3%，TS-E1平衡变差或YR增加。因此，退火时的冷却，需要在以10°C/s以上的平均冷却速度从750°C冷却至(Ms点-100°C)(Ms点_200°C)的温度范围的条件下进行。退火时的再加热条件在350600°C的温度范围内保持1600s以10°C/s以上的平均冷却速度冷却至(Ms点-100°C)(Ms点_200°C)的温度范围之后，进行在350600°C的温度范围保持Is以上的再加热，由此使冷却时生成的马氏体回火，进而生成以面积率计为1060%的回火马氏体，并且能够在维持优良的延伸凸缘性的同时实现高强度化。若再加热温度低于350°C或保持时间小于ls，则回火马氏体的面积率小于10%，延伸凸缘性变差。另外，若再加热温度高于600°C或保持时间超过600s，则冷却时生成的未相变奥氏体相变为珠光体、贝氏体，最终马氏体和残留奥氏体的面积率总计小于3%，TS-E1平衡变差或YR增加。因此，退火时的再加热，需要在350600°C的温度范围内保持1600s的条件下进行。其它的制造方法的条件虽然没有特别限定，但优选在以下的条件下进行。虽然为了防止宏观偏析，优选通过连铸法制造钢坯，但也可以使用铸锭法、薄板坯铸造法进行制造。在热轧钢坯时，可以将钢坯暂时冷却至室温，然后再加热、进行热轧，也可以不将钢坯冷却至室温而直接送入加热炉进行热轧。或者，也可以使用进行了少量的蓄热后直接热轧的节能工艺。加热钢坯时，为了防止熔化碳化物或轧制载荷增大，优选加热至1100。°C以上。另外，为了防止氧化皮损耗的增大，优选使钢坯的加热温度为1300°c以下。热轧钢坯时，从确保轧制温度的观点出发，也可以加热粗轧后的粗棒钢。另外，可以使用所谓的连轧工艺，即将粗棒钢接合、并连续地进行终轧。为了防止成为使冷轧、退火后的加工性降低、或使各向异性增大的原因的带状组织的形成，在Ar3相变点以上的终轧温度下进行终轧。另外，为了轧制载荷的降低及形状/材质的均勻化，优选在终轧的全部道次或部分道次进行摩擦系数达到0.100.25的润滑轧制。热轧后的钢板，从温度控制、防止脱碳的观点出发，优选在450700°C的卷取温度下进行卷取。卷取后的钢板，在通过酸洗等除去氧化皮后，优选在40%以上的轧制率下进行冷轧，并在上述条件下实施退火、热镀锌。热镀锌层，在没有将镀锌层合金化的情况下将钢板浸渍在含有的A1量为0.120.22%的镀浴中，或者在将镀锌层合金化的情况下将钢板浸渍在含有的A1量为0.080.18%的镀浴中，然后通过气体擦拭等对镀层附着量进行调整。在将镀锌层合金化的情况下，之后再次在450600°C下实施130秒的合金化处理。对实施了热镀锌后的钢板、或进一步实施了镀锌层的合金化处理后的钢板，可以进行以形状矫正、表面粗糙度的调整等为目的的表面光轧。而且，也可以实施树脂、油脂涂布等各种涂装处理。4)制造条件2本发明的高强度热镀锌钢板，例如可以通过如下方法制造对具有上述的成分组成的钢坯实施热轧、冷轧而制成冷轧钢板，在如下条件下对上述冷轧钢板实施退火，然后实施热镀锌，所述条件为以10°C/S以上的平均升温速度在500°CACl相变点的温度范围内升温，加热至ACl相变点(Ac3相变点+30°C)的温度范围并保持10s以上之后，以10°C/s以上的平均冷却速度冷却至(Ms点-100°C)(Ms点-200°C)的温度范围，再加热至350600°C的温度范围并保持1600s。退火时的升温条件以10°C/s以上的平均升温速度在500°CACl相变点的温度范围内升温退火时的升温速度，是用于使由马氏体、残留奥氏体、回火马氏体构成的第二相的平均结晶粒径微小的重要条件。在具有本发明的成分组成的钢中，通过Ti、Nb、V的微小碳化物抑制再结晶，但若以10°C/s以上的平均升温速度在500°CACl相变点的温度范围内升温，则几乎不发生再结晶地被加热至之后的ACl相变点以上的温度范围。因此，加热时发生未再结晶铁素体的奥氏体相变，生成微小的奥氏体，因此冷却、再加热后的第二相的平均结晶粒径达到3i!m以下，能够得到AE/TS彡0.063的优良的抗冲击特性。另一方面，若500°CACl相变点的温度范围的平均升温速度小于10°C/s，则在升温中的500°CACl相变点的温度范围内发生再结晶，再结晶铁素体发生某种程度的晶粒成长、然后发生奥氏体相变，因而无法实现奥氏体的微小化，且不能使第二相的平均结晶粒径达到3pm以下。因此，需要以10°C/s以上、优选20°C/s以上的平均升温速度在500°C变点的温度范围内升温。退火时的加热条件在ACl相变点(Ac3相变点+30°C)的温度范围内保持10s以上若退火时的加热温度低于々(^相变点或保持时间小于10s，则奥氏体的生成不发生或变得不充分，进而在之后的冷却中不能确保足够量的马氏体等第二相。另一方面，若加热温度高于(Ac3相变点+30°C)，则奥氏体的晶粒成长显著，不能实现奥氏体的微小化。而且，由于奥氏体晶粒的晶粒成长，因此冷却时铁素体的生成受到抑制，不能得到以面积率计为20%以上的铁素体。因此，退火时的加热，需要在变点(Ac3相变点+30°C)的温度范围内保持10s以上的条件下进行。并且，保持时间，从抑制奥氏体的粗大化和能源消耗的观点出发，优选为300s以下。退火时的冷却条件以10°C/s以上的平均冷却速度从加热温度冷却至(Ms点-100°c)(Ms点-200°c)的温度范围加热后，需要以10°C/s以上的平均冷却速度从加热温度开始冷却，这是由于若平均冷却速度小于10°C/s，则珠光体大量生成，不能得到需要量的回火马氏体、马氏体及残留奥氏体。冷却速度的上限虽然没有特别规定，但由于钢板形状变差、或难以在(Ms点-100°C)(Ms点-200°C)的冷却停止温度范围内控制冷却，因此优选为200°C/s以下。冷却的停止温度，在控制之后的再加热、热镀锌、镀层相的合金化处理时控制生成的马氏体、残留奥氏体及回火马氏体的量的本发明中，是最重要的条件之一。即，冷却停止时马氏体和未相变奥氏体的量确定，则在之后的热处理中，马氏体变为回火马氏体，未相变奥氏体变为马氏体或残留奥氏体，从而控制钢的强度、TS-E1平衡及延伸凸缘性。若冷却的停止温度高于(Ms点-100°C)，则马氏体相变变得不充分，未相变奥氏体的量增多，最终马氏体和残留奥氏体的面积率总计超过10%，延伸凸缘性降低。另一方面，若冷却的停止温度低于(Ms点_200°C)，则大部分奥氏体发生马氏体相变，未相变奥氏体的量减少，最终马氏体和残留奥氏体的面积率总计小于3%，TS-E1平衡变差。因此，退火时的冷却，需要在以10°C/s以上的平均冷却速度从加热温度冷却至(Ms点-100°C)(Ms点-200°C)的温度范围的条件下进行。退火时的再加热条件在350600°C的温度范围内保持1600s以10°C/s以上的平均冷却速度冷却至(Ms点-100°C)(Ms点_200°C)的温度范围之后，进行在350600°C的温度范围保持Is以上的再加热，由此使冷却时生成的马氏体回火，进而生成以面积率计为1060%的回火马氏体，并且能够在维持优良的延伸凸缘性的同时实现高强度化。若再加热温度低于350°C或保持时间小于ls，则回火马氏体的面积率小于10%，延伸凸缘性变差。另外，若再加热温度高于600°C或保持时间超过600s，则冷却时生成的未相变奥氏体相变为珠光体、贝氏体，最终马氏体和残留奥氏体的面积率总计小于3%，TS-E1平衡变差。因此，退火时的再加热，需要在350600°C的温度范围内保持1600s的条件下进行。其它的制造方法的条件虽然没有特别限定，但优选在以下的条件下进行。虽然为了防止宏观偏析，优选通过连铸法制造钢坯，但也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法进行制造。在热轧钢坯时，可以将钢坯暂时冷却至室温，然后再加热、进行热轧，也可以不将钢坯冷却至室温而直接送入加热炉进行热轧。或者，也可以使用进行少量的蓄热后直接热轧的节能工艺。加热钢坯时，为了防止熔化碳化物或轧制载荷增大，优选加热至1100°C以上。另外，为了防止氧化皮损耗增大，优选使钢坯的加热温度为1300°C以下。热轧钢坯时，从确保轧制温度的观点出发，也可以加热粗轧后的粗棒钢。另外，可以使用所谓的连轧工艺，即将粗棒钢接合、并连续地进行终轧。为了防止成为使冷轧、退火后的加工性降低、或使各向异性增大的原因的带状组织的形成，在Ar3相变点以上的终轧温度下进行终轧。另外，为了轧制载荷的降低及形状/材质的均勻化，优选在终轧的全部道次或部分道次进行摩擦系数达到0.100.25的润滑轧制。热轧后的钢板，从温度控制、防止脱碳的观点出发，优选在450700°C的卷取温度下进行卷取。卷取后的钢板，在通过酸洗等除去氧化皮后，优选在40%以上的轧制率下进行冷轧，并在上述条件下实施退火、热镀锌。热镀锌层，在没有将镀锌层合金化的情况下将钢板浸渍在含有的A1量为0.120.22%的镀浴中，或者在将镀锌层合金化的情况下将钢板浸渍在含有的A1量为0.080.18%的镀浴中，然后通过气体擦拭等对镀层附着量进行调整。在将镀锌层合金化的情况下，之后再次在450600°C下实施130秒的合金化处理。对实施了热镀锌后的钢板、或实施了镀层的合金化处理后的钢板，可以进行以形状矫正、表面粗糙度的调整等为目的的表面光轧。另外，也可以实施树脂、油脂涂布等各种涂装处理。实施例实施例1使用转炉熔炼表1所示成分组成的钢AS，通过连铸法制成钢坯后，在900°C的终轧温度下热轧至板厚3.0mm，轧制后以10°C/s的冷却速度冷却，在600°C的卷取温度下卷取。接着，酸洗后，冷轧至板厚1.2mm，通过连续热镀锌生产线，在表2、3所示的退火条件下退火后，浸渍在460°C的镀浴中，形成附着量为3545g/m2的镀层，在520°C下进行合金化处理，以10°C/秒的冷却速度冷却，制造镀层钢板144。并且，如表2、3所示，对部分镀层钢板进行了合金化处理。然后，对于所得到的镀层钢板，通过上述的方法测定铁素体、马氏体、残留奥氏体和回火马氏体的面积率。另外，在与轧制方向成直角的方向上裁取JIS5号拉伸试验片，根据JISZ2241进行拉伸试验。然后，裁取150mmX150mm的试验片，根据JFST1001(日本钢铁联盟标准)进行3次扩孔试验，求出平均的扩孔率\(%)，并对延伸凸缘性进行评价。将结果示于表4、5。可知本发明例的镀层钢板均满足TS-E1平衡高即TSXE1彡19000MPa%，延伸凸缘性优良即扩孔率\彡70%，YR低即YR<75%。<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>下卷取。接着，酸洗后，冷轧至板厚1.2mm，通过连续热镀锌生产线，在表7所示的退火条件下退火后，浸渍在460°C的镀浴中，形成附着量为3545g/m2的镀层，在520°C下进行合金化处理，以10°C/秒的冷却速度冷却，制造镀层钢板101130。并且，如表7所示，对部分镀层钢板进行了合金化处理。然后，对于所得到的镀层钢板，通过上述的方法测定铁素体、马氏体、残留奥氏体和回火马氏体的面积率及由马氏体、残留奥氏体和回火马氏体构成的第二相的平均结晶粒径。另外，在与轧制方向成直角的方向上裁取JIS5号拉伸试验片，根据JISZ2241进行拉伸试验，求出TSXE1。然后，裁取150mmX150mm的试验片，根据JFST1001(日本钢铁联盟标准)进行3次扩孔试验，求出平均的扩孔率λ(%)，进而对延伸凸缘性进行评价。然后，根据非专利文献1中记载的方法，在与轧制方向成直角的方向上裁取平行部的宽度为5mm、长度为7mm的试验片，以200/s的应变速度进行拉伸试验，在应变量为010%的范围内将测定的应力-真应变曲线积分，算出吸收能AE，求出AE/TS，对抗冲击特性进行评价。将结果示于表8、表9。可知本发明例的镀层钢板均满足TS-El平衡高即TSXEl彡19000MPa·%，延伸凸缘性优良即扩孔率λ彡50%，抗冲击特性优良即AE/TS彡0.063。<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>权利要求一种加工性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，具有如下成分组成以质量％计，含有C0.05～0.3％、Si0.01～2.5％、Mn0.5～3.5％、P0.003～0.100％、S0.02％以下、Al0.010～1.5％及N0.007％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且，具有如下显微组织以面积率计，含有20～87％的铁素体、总计为3～10％的马氏体和残留奥氏体以及10～60％的回火马氏体。2.如权利要求1所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其中，以质量％计，还含有选自Cr0.0052.00%,Mo0.0052.00%、V0.0052.00%、Ni0.0052.00%和Cu0.0052.00%的至少1种元素。3.如权利要求1或2所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其中，以质量％计，还含有选自Ti0.010.20%和Nb0.010.20%的至少1种元素。4.如权利要求13中任一项所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其中，以质量％计,还含有B0.00020.005%。5.如权利要求14中任一项所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其中，以质量％计,还含有选自Ca0.0010.005%和REM0.0010.005%的至少1种元素。6.如权利要求15中任一项所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其中，镀锌层为合金化镀锌层。7.—种加工性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对具有权利要求15中任一项所述的成分组成的钢坯实施热轧、冷轧而制成冷轧钢板，在如下条件下对所述冷轧钢板实施退火，然后实施热镀锌，所述条件为加热至750950°C的温度范围并保持10s以上之后，以10°C/s以上的平均冷却速度从750°C冷却至(Ms点-100°C)(Ms点_200°C)的温度范围，再加热至350600°C的温度范围并保持1600s。8.如权利要求7所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其中，在实施热镀锌后，实施镀锌层的合金化处理。9.一种加工性及抗冲击特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，具有如下成分组成以质量％计，含有C0.050.3%、Si0.012.5%,Mn0.53.5%,P0.0030.100%,S0.02%以下、A10.0101.5%，还含有总计为0.010.2%的选自Ti、Nb和V的至少1种元素，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且，具有如下显微组织以面积率计，含有2087%的铁素体、总计为310%的马氏体和残留奥氏体以及1060%的回火马氏体，由所述马氏体、残留奥氏体和回火马氏体构成的第二相的平均结晶粒径为Mm以下。10.如权利要求9所述的加工性及抗冲击特性优良的高强度热镀锌钢板，其中，以质量％计，还含有选自Cr0.0052.00%,Mo:0.0052.00%,Ni:0.0052.00%禾口Cu0.0052.00%的至少1种元素。11.如权利要求9或10所述的加工性及抗冲击特性优良的高强度热镀锌钢板，其中，以质量％计，还含有B0.00020.005%。12.如权利要求911中任一项所述的加工性及抗冲击特性优良的高强度热镀锌钢板，其中，以质量％计，还含有选自Ca0.0010.005%和REM0.0010.005%的至少1种元素。13.如权利要求912中任一项所述的加工性及抗冲击特性优良的高强度热镀锌钢板，其中，镀锌层为合金化镀锌层。14.一种加工性及抗冲击特性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对具有权利要求912中任一项所述的成分组成的钢坯实施热轧、冷轧而制成冷轧钢板，在如下条件下对所述冷轧钢板实施退火，然后实施热镀锌，所述条件为以10°C/s以上的平均升温速度在500°CACl相变点的温度范围内升温，加热至变点(Ac3相变点+30°C)的温度范围并保持10s以上之后，以10°C/s以上的平均冷却速度冷却至(Ms点-100°C)(Ms点-200°C)的温度范围，再加热至350600°C的温度范围并保持1600s。15.如权利要求14所述的加工性及抗冲击特性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其中，在实施热镀锌后，实施镀锌层的合金化处理。全文摘要提供TS-E1平衡高、延伸凸缘性优良，YR低、加工性优良，并且抗冲击特性也优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。一种加工性及抗冲击特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，具有如下成分组成以质量％计，含有C0.05～0.3％、Si0.01～2.5％、Mn0.5～3.5％、P0.003～0.100％、S0.02％以下、Al0.010～1.5％及N0.007％以下，还含有总计为0.01～0.2％的选自Ti、Nb及V的至少1种元素，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且，具有如下显微组织以面积率计，含有20～87％的铁素体、总计为3～10％的马氏体和残留奥氏体以及10～60％的回火马氏体，由所述马氏体、残留奥氏体和回火马氏体构成的第二相的平均结晶粒径为3μm以下。文档编号C21D9/46GK101821419SQ200880111198公开日2010年9月1日申请日期2008年10月23日优先权日2007年10月25日发明者中垣内达也,松冈才二,金子真次郎,高木周作申请人:杰富意钢铁株式会社