加工性和耐冲击特性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法

专利名称：加工性和耐冲击特性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及用于作为汽车用钢板的用途的耐冲击特性优良的高强度热镀锌钢板。
背景技术：
近年来，从保护地球环境的观点出发，提高汽车的燃料效率已成为重要的课题。因此，通过车身材料的高强度化来实现薄壁化、并且欲使车身自身轻量化的动向日益活跃。但是，钢板的高强度化会导致延展性的降低，即导致成形加工性的降低，因此，期望开发同时具有高强度和高加工性的材料。另外，在汽车碰撞时，各部位承受的应变速度达到约103/s， 因此，在这种高速度范围内的耐冲击特性变得特别重要。进而，最近改善汽车的耐腐蚀性的要求也日益增加，并进行了大量的实施热镀锌而得到的高张力钢板的开发。另外，为了确保冲压性、点焊性和涂料密合性，多使用在镀覆后实施热处理而使钢板的Fe在镀层中扩散的合金化热镀锌钢板。对于上述要求，作为加工性和耐冲击吸收特性优良的高强度钢板，代表性的是专利文献I中公开的由铁素体与马氏体的复合组织构成的双相组织钢板(DP钢板)。但是， 原本屈服强度低的DP钢板显示出高冲击吸收能力是由于，冲压加工引起的加工硬化大，以及，引入加工应变时，在随后的涂装烧结工序中产生应变时效而使屈服强度大幅度上升，因而存在如下问题弯曲加工等加工量小的部件不一定发挥充分的冲击吸收能力。另外，对于DP钢而言，具有在约109Γ约30%的高应变区内的冲击吸收能量高且耐冲击特性优良的特征，适用于前面碰撞部位等在碰撞时产生一 定程度的变形而吸收碰撞能量的部位，但从确保乘务人员空间的观点出发，对于像侧面碰撞部位那样在低应变区需要高吸收能量的部位，其特性不能充分令人满意。另外，在专利文献2中，公开了提高利用残余Y的相变诱发塑性的TRIP钢的耐冲击特性的技术，但具有与上述DP钢同样的问题。现有技术文献专利文献专利文献I :日本特开2003-213369号公报专利文献2 :日本特开2001-335891号公报

发明内容
发明所要解决的问题本发明的目的在于提供热镀锌钢板及其制造方法，所述热镀锌钢板具有高强度 (590MPa以上的拉伸强度TS)，加工性优良，并且即使不通过冲压加工引入应变、在约5%的低应变区以内的吸收能量也高，耐碰撞特性优良。用于解决问题的方法为了完成上述课题，并制造加工性和耐冲击特性优良的高强度热镀锌钢板，本发明人从钢板的组成和显微组织的观点出发，进行了深入研究。结果获知，通过采用主相为铁素体且第二相中包含贝氏体铁素体、马氏体和珠光体的组织，满足马氏体面积率/ (贝氏体铁素体面积率+珠光体面积率)< O. 6，并且使铁素体相中的Mn浓度与第二相中的Mn浓度之比为O. 70以上，能够得到高的加工性和耐冲击特性。加工性的提高可以如下实现有效利用Si而提高主相即铁素体的加工硬化能力， 由此提高延展性；有效利用贝氏体铁素体和珠光体而缓和软质铁素体与硬质马氏体的硬度差，由此提闻扩孔性。另外，已知Mn通常在热轧时或退火时在第二相中富集而在钢中产生分布，但通过将热轧中的卷取温度设定为低温并且对退火时的均热时间进行优化，能够使Mn在钢中的分布达到均匀，通过使铁素体相中的Mn浓度与第二相中的Mn浓度之比为O. 70以上，即使不通过冲压加工引入应变，在约5%的低应变区以内的吸收能量也高，从而能够提高耐碰撞特性。本发明基于上述见解而构成。SP，本发明涉及、
(I) 一种加工性和耐冲击特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计，含有C :0. 04%以上且O. 13%以下、Si :0.7%以上且
2.3% 以下、Mn :0. 8% 以上且 2. 0% 以下、P :0. 1% 以下、S :0. 01% 以下、Al :0. 01% 以上且 O. 1% 以下，余量由铁及不可避免的杂质构成，作为组织，以面积率计，具有75%以上的铁素体相、 1%以上的贝氏体铁素体相和1%以上且10%以下的珠光体相，而且马氏体相的面积率为10% 以下，并且，满足马氏体面积率/(贝氏体铁素体面积率+珠光体面积率)<0.6，且铁素体相中的Mn浓度与第二相中的Mn浓度之比为O. 70以上。(2)如(I)所述的加工性和耐冲击特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计，还含有选自Cr :0. 05%以上且I. 0%以下、V :0. 005%以上且O. 5% 以下、Mo :0. 005%以上且O. 5%以下中的至少一种元素。(3)如(I)或(2)所述的加工性和耐冲击特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计，还含有选自Ti :0. 01%以上且O. 1%以下、Nb :0. 01%以上且 O. 1% 以下、B :0. 0003% 以上且 O. 0050% 以下、Ni :0. 05% 以上且 I. 0% 以下、Cu :0. 05% 以上且I. 0%以下中的至少一种元素。(4)如(1) (3)中任一项所述的加工性和耐冲击特性优良的高强度热镀锌钢板， 其特征在于，作为成分组成，以质量％计，还含有选自Ca :0. 001%以上且O. 005%以下、REM O. 001%以上且O. 005%以下中的至少一种元素。(5)如(1) (4)中任一项所述的加工性和耐冲击特性优良的高强度热镀锌钢板， 其特征在于，作为成分组成，以质量％计，还含有选自Ta :0. 001%以上且O. 010%以下、Sn O. 002%以上且O. 2%以下中的至少一种元素。(6)如(1) (5)中任一项所述的加工性和耐冲击特性优良的高强度热镀锌钢板， 其特征在于，作为成分组成，以质量％计，还含有Sb :0. 002%以上且O. 2%以下。(7) 一种加工性和耐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(1Γ(6)中任一项所述的成分组成的钢坯实施热轧，然后，在300°C以上且570°C以下的温度下进行卷取，对制造得到的热轧板进行酸洗，或者进一步进行冷轧，然后，在 75(T900°C的温度范围内在t :保持时间(s)满足下式的条件下进行退火，15 ≤ t ≤ 47. 6 X KTicVexp (—27016/ (T + 273))其中，T :退火温度(°C )，然后进行冷却，在45(T550°C的温度范围内保持l(T200s，接着，实施热镀锌，或者进一步在50(T60(TC的温度范围内在Tave :平均保持温度(V )和th :保持时间(s)满足下式的条件下，实施锌镀层的合金化处理，O. 45 ≤ exp [200/ (400-Tave) ] X In (th)≤ I. O。发明效果根据本发明，能够得到加工性优良、并且即使不通过冲压加工引入应变、在约5% 的低应变区以内的吸收能量也高、从而耐冲击特性优良的高强度热镀锌钢板，并且能够实现如下的优良效果能够兼顾汽车的轻量化和碰撞安全性的提高，大幅有助于汽车车身的高性能化。
具体实施例方式下面，对本发明进行具体说明。首先，对本发明中将钢的成分组成限定在上述范围内的理由进行说明。需要说明的是，表示成分的“％”在没有特别说明的情况下表示“质量％”。C 0. 04% 以上且 O. 13% 以下C是稳定奥氏体的元素，易于生成铁素体以外的相，因此是提高钢板强度必需的元素。C量低于O. 04%时，即使实现制造条件的最优化，也难以确保期望的强度。另一方面，C 量超过O. 13%时，铁素体相减少而使钢板的加工性降低，而且，焊接部和热影响部的硬化显著，从而使焊接部的机械特性变差。从上述观点出发，使C量为0.04%以上且O. 13%以下。Si 0. 7% 以上且 2. 3% 以下Si是铁素体生成元素，而且也是对固溶强化有效的元素。而且，为了改善强度与延展性的平衡并且确保铁素体的硬度，需要添加O. 7%以上。但是，超过2. 3%的Si的过量添加会引起表面性状因红氧化皮等的产生而变差、镀层附着性和密合性变差。因此，使Si为 O. 7%以上且2. 3%以下。优选为I. 2%以上且I. 8%以下。Mn 0. 8% 以上且 2. 0% 以下Mn是对钢的强化有效的元素。另外，是稳定奥氏体的元素，并且是调节第二相的百分率必需的元素。因此,需要添加O. 8%以上的Mn。另一方面，超过2. 0%而过量添加时，第二相中的马氏体面积率增加，从而使延伸凸缘性降低。因此，使Mn为O. 8%以上且2. 0%以下。优选为I. 0%以上且I. 8%以下。P 0. 1% 以下P是对钢的强化有效的元素，但超过O. 1%而过量添加时，由于晶界偏析而引起脆化，从而使耐冲击性变差。另外，超过O. 1%时，使合金化速度大幅度延迟。因此，使P为O. 1% 以下。S 0. 01% 以下S形成MnS等夹杂物，成为耐冲击性变差、沿焊接部的金属流产生裂纹的原因，因此，优选尽可能低，从制造成本的方面出发，使S为O. 01%以下。Al 0. 01% 以上且 O. 1% 以下Al作为脱氧剂而发挥作用，是对钢的纯度有效的元素，优选在脱氧工序中进行添力口。在此，Al量低于O. 01%时，其添加效果不足，因此，使下限为O. 01%。但是，Al的过量添加会使炼钢时的钢还质量变差。因此，使Al为O. 1%以下。本发明的高强度热镀锌钢板以上述的成分组成为基本成分，余量由铁及不可避免的杂质构成，可以根据期望的特性适当含有选自下述元素中的至少一种元素。Cr 0. 05% 以上且 I. 0% 以下、V 0. 005% 以上且 O. 5% 以下、Mo 0. 005% 以上且 O. 5% 以下Cr、V、Mo是提高淬透性、对钢的强化有效的元素。其效果在Cr :0. 05%以上、V O. 005%以上、Mo :0. 005%以上时得到。但是，分别超过Cr :1. 0%、V :0. 5%、Mo :0. 5%而过量添加时，第二相百分率过大，从而担心使加工性降低。因此，在添 加这些元素时，使它们的量分别为Cr :0. 05%以上且I. 0%以下、V :0. 005%以上且O. 5%以下、Mo :0. 005%以上且O. 5% 以下。可以进一步含有下述的Ti、Nb、B、Ni、Cu中的一种以上的元素。Ti 0. 01% 以上且 O. 1% 以下、Nb 0. 01% 以上且 O. 1% 以下Ti,Nb对钢的析出强化有效，其效果分别在O. 01%以上时得到，只要在本发明规定的范围内则可以用于钢的强化。但是，分别超过O. 1%时，加工性降低。因此。在添加Ti、Nb 的情况下，使Ti的添加量为O. 01%以上且O. 1%以下，使Nb的添加量为O. 01%以上且O. 1% 以下。B 0. 0003% 以上且 O. 0050% 以下B具有抑制铁素体在奥氏体晶界生成和生长的作用，因此，可以根据需要进行添力口。其效果在O. 0003%以上时得到。但是，超过O. 0050%时，加工性降低。因此，在添加B 时，使其为O. 0003%以上且O. 0050%以下。 Ni 0. 05% 以上且 I. 0% 以下、Cu 0. 05% 以上且 I. 0% 以下Ni、Cu是对钢的强化有效的元素，只要在本发明规定的范围内则可以用于钢的强化。为了得到这些效果，分别需要O. 05%以上。另一方面，Ni、Cu均超过I. 0%而添加时，钢板的加工性降低。因此，在添加Ni、Cu时，使其添加量分别为O. 05%以上且I. 0%以下。可以进一步含有下述的Ca、REM(稀土元素)中的一种以上的元素。Ca 0. 001% 以上且 O. 005% 以下、REM 0. 001% 以上且 O. 005% 以下Ca和REM是用于使硫化物的形状球形化而改善硫化物给扩孔性带来的不良影响的有效元素。为了得到该效果，分别需要O. 001%以上。但是，超过O. 005%的过量添加会引起夹杂物等的增加，从而引起表面缺陷和内部缺陷等。因此，在添加Ca、REM时，使其添加量分别为O. 001%以上且O. 005%以下。可以进一步含有下述的Ta、Sn中的一种以上的元素。Ta 0. ΟΟΓΟ. 010%、Sn :0. 002 O. 2%Ta与Ti、Nb相同，不仅形成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于高强度化，而且在 Nb碳化物、Nb碳氮化物中部分固溶，形成(Nb、Ta) (C、N)这样的复合析出物，由此，具有显著抑制析出物的粗大化、使析出强化对强度的贡献达到稳定的效果。因此，在添加Ta的情况下，优选使其含量为0.001%以上。但是，在过量添加的情况下，不但上述的析出物稳定化效果达到饱和，而且合金成本升高，因此，在添加Ta的情况下，优选使其含量为O. 010%以下。从抑制钢板表面的氮化、氧化、或因氧化而产生的钢板表层的数十微米区域的脱碳的观点出发，可以添加Sn。通过抑制这种氮化和氧化，防止钢板表面的马氏体的生成量减少，从而改善疲劳特性和耐时效性。从抑制氮化和氧化的观点出发，在添加Sn的情况下，优选使其含量为O. 002%以上，在超过O. 2%时，会导致韧性的降低，因此，优选使其含量为O. 2% 以下。可以进一步含有下述的Sb。Sb 0. 002 O. 2%Sb也与Sn同样，从抑制钢板表面的氮化、氧化、或因氧化而产生的钢板表层的数十微米区域的脱碳的观点出发，可以进行添加。通过抑制这种氮化和氧化，防止钢板表面的马氏体的生成量减少，从而改善疲劳特性和耐时效性。 从抑制氮化和氧化的观点出发，在添加Sb的情况下，优选使其含量为O. 002%以上，在超过O. 2%时，会导致韧性的降低，因此，优选使其含量为O. 2%以下。接下来，对钢组织进行说明。铁素体相的面积率75%以上为了确保良好的延展性，需要铁素体相以面积率计为75%以上。贝氏体铁素体相的面积率1%以上为了确保良好的扩孔性，S卩，为了缓和软质铁素体与硬质马氏体的硬度差，需要贝氏体铁素体相的面积率为1%以上。珠光体相的面积率1%以上且10%以下为了确保良好的扩孔性，需要使珠光体相的面积率为1%以上。珠光体相的面积率超过10%时，延展性(TSXEL)降低。因此，使珠光体相的面积率为1%以上且10%以下。马氏体相的面积率10%以下马氏体相的面积率超过10%时，延伸凸缘性的降低变得显著。因此，使马氏体相的面积率为10%以下。马氏体面积率/ (贝氏体铁素体面积率+珠光体面积率)< O. 6马氏体因与铁素体的强度差大而使延伸凸缘性降低，但通过使贝氏体铁素体和珠光体共存，并且使马氏体面积率/ (贝氏体铁素体面积率十珠光体面积率X O. 6，能够抑制由马氏体引起的扩孔性的降低。因此，使马氏体面积率/(贝氏体铁素体面积率+珠光体面积率)(0.6。需要说明的是，除铁素体、贝氏体铁素体、珠光体、马氏体以外，还有时生成残余奥氏体、回火马氏体、渗碳体等碳化物，但只要满足上述的铁素体、贝氏体铁素体、珠光体、马氏体的面积率，就能够达到本发明的目的。另外，本发明中的铁素体、贝氏体铁素体、珠光体、马氏体的面积率是指各相在观察面积中所占的面积比例。对于显微组织而言，对钢板的轧制方向截面的板厚1/4部进行研磨，然后，利用3% 硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用扫描电子显微镜在倍率为5000倍的视野进行观察，并使用 Media Cybernetics公司的Image-Pro求出各相的面积率。
此时，由于难以辨别马氏体和残余奥氏体，因此，在200°C下对得到的热镀锌钢板实施2小时的回火处理，然后，通过上述方法对与钢板的轧制方向平行的板厚截面的组织进行观察，将通过上述方法求出的回火马氏体相的面积率作为马氏体相的面积率。另外，残余奥氏体相的含量可以通过将钢板研磨至板厚方向的1/4面并利用该板厚1/4面的衍射X射线强度而求出。此时，入射X射线使用CoK α射线，对残余奥氏体相的 {111}、{200}、{220}、{311}面与铁素体相的{110}、{200}、{211}面的峰的积分强度的所有组合求出强度比，将它们的平均值作为残余奥氏体相的含量，并且可以将其含量作为残余奥氏体的面积率来处理。铁素体相中的Mn浓度与第二相中的Mn浓度之比(铁素体相中的Mn浓度/第二相中的Mn浓度)为O. 70以上通过使钢中的Mn分布达到均匀，即使不通过冲压加工引入应变，在约5%的低应变区以内的吸收能量也高，能够提高耐碰撞特性，通过使铁素体相中的Mn浓度与第二相中的 Mn浓度之比为O. 70以上，可以得到该效果。因此，使铁素体相中的Mn浓度与第二相中的 Mn浓度之比为O. 70以上。接着，对制造条件进行说明。将调节为上述成分组成的钢利用转炉等进行熔炼，利用连铸法等制成钢坯。对该钢坯实施热轧，制成热轧钢板，对该热轧钢板进行酸洗，或者进一步实施冷轧，制成冷轧钢板。对酸洗后的热轧钢板或冷轧钢板实施连续退火，然后，实施热镀锌处理，或者进一步实施锌镀层的合金化处理。对各工序的限定理由进行说明。[热轧条件]卷取温度300°C以上且570°C以下当热轧后的卷取温度超过570°C时，在卷取后，促进Mn分配在第二相中，从而难以使最终组织中铁素体相中的Mn浓度与第二相中的Mn浓度之比为O. 70以上。另外，卷取温度低于300°C时，热轧板的形状变差，或者热轧板的强度过度升高，从而难以进行冷轧。因此，使卷取温度为300°C以上且570°C以下。[连续退火条件]在75(T900°C的温度范围内在满足下式的条件下进行退火。15 彡 t 彡 47. 6 X lO./exp (-27016/(T + 273))其中，t :保持时间(s)，T :退火温度(°C )。在退火温度低于750°C的情况下或者保持(退火)时间低于15s的情况下，退火时的奥氏体的生成不充分，无法确保退火冷却后需要量的低温相变相。另一方面，当退火温度超过900°C时，退火时的奥氏体显著增加，无法确保退火冷却后需要量的铁素体。另外，保持时间超过47. 6 X ΙΟ,/θχρ (-27016/ (T + 273))秒时，退火时Mn过度富集在奥氏体相中，从而难以使最终组织中铁素体相中的Mn浓度与第二相中的Mn浓度之比为O. 70以上。退火后进行冷却，在45(T550°C的温度范围内保持l(T200s。在保持温度超过550°C的情况下或保持时间低于IOs的情况下，无法促进贝氏体相变，从而几乎得不到贝氏体铁素体，因此，无法得到期望的扩孔性。另外，在保持温度低于 450°C或保持时间超过200s的情况下，第二相的大部分形成因促进贝氏体相变而生成的固溶碳量多的奥氏体和贝氏体铁素体，无法得到期望的珠光体面积率，并且硬质马氏体的面积率增加，从而无法得到良好的扩孔性和材质稳定性。进行上述保持后，为了提高实际使用时的防锈能力，对表面实施热镀锌处理。为了确保冲压性、点焊性和涂料密合性，多使用在镀覆后实施热处理而使钢板的Fe在镀层中扩散的合金化热镀锌钢板。在制造合金化热镀锌钢板时，热镀锌后，进一步在下述条件下进行合金化处理。[合金化处理条件]在50(T600°C的温度范围内在Tave :平均保持温度(°C )、th :保持时间(S)满足下式的条件下进行镀层的合金化处理，O. 45 ( exp [200/ (400-Tave) ] X In (th)彡 I. O。需要说明的是，exp(X)、ln(X)分别表示X的指数函数、自然对数。 为了在镀层中得到适当的Fe%，镀层的合金化处理采用50(T60(TC的范围。在exp [200/(400-Tave)] Xln (th)低于O. 45的情况下，在最终组织中存在大量马氏体，并且上述硬质马氏体与软质铁素体邻接，因此，在不同相之间产生较大的硬度差，从而使扩孔性降低。在exp [200/ (400-Tave) ] Xln(th)超过I. O的情况下,未相变奥氏体几乎都相变为渗碳体或珠光体，结果，无法得到期望的强度与延展性的平衡。需要说明的是，在本发明的制造方法中的一系列热处理中，只要在上述的温度范围内则不需要使保持温度固定，只要在规定的范围内，就不会损害本发明的主旨。另外，只要满足热历程，则钢板可以在任何设备中实施热处理。而且，为了进行形状矫正，在热处理后对本发明的钢板进行表面光轧也包括在本发明的范围内。需要说明的是，在本发明中，假定了将钢材料经过通常的炼钢、铸造、热轧各工序而进行制造的情况，但也可以是利用例如薄板坯铸造等省略热轧工序的一部分或全部而进行制造的情况。其他制造方法没有特别限定，以下示出优选的一例。[铸造条件]为了防止成分的宏观偏析，使用的钢坯优选通过连铸法进行制造，也可以通过铸锭法、薄钢坯铸造法进行制造。另外，在制造钢坯后，除了可以采用先冷却到室温、然后再次进行加热的现有方法，也可以毫无问题地采用如下的直送轧制或直接轧制等节能工艺不冷却至室温而将温片直接插入到加热炉中，或者稍微进行保温后，立即进行轧制。[热轧条件]钢坯加热温度1100°C以上钢坯加热温度从能量方面而言优选为低温加热，加热温度低于110(TC时，会产生如下问题碳化物不能充分固溶，或者因轧制载荷增大而在热轧时产生故障的危险增大等。需要说明的是，由于氧化皮损失随着氧化量的增加而增大等，因此，优选使钢坯加热温度为1300°C 以下。需要说明的是，从即使降低钢坯加热温度也能够防止热轧时的故障的观点出发，可以有效利用对薄板坯进行加热的所谓薄板坯加热器。终轧温度=Ar3相变点以上终轧结束温度低于Ar3相变点时，在轧制中生成α和Y，易于在钢板中生成带状组织，该带状组织在冷轧后或退火后仍会残留，从而有时会成为使材料特性产生各向异性或者使加工性降低的原因。因此，优选使终轧温度为Ar3相变点以上。
需要说明的是，在本发明的热轧工序中，为了降低热轧时的轧制载荷，终轧的一部分或全部可以采用润滑轧制。从钢板形状的均匀化、材质的均匀化的观点出发，进行润滑轧制也是有效的。另外，优选使润滑轧制时的摩擦系数为O. 25、. 10的范围。另外，优选采用将前后相邻的薄板坯彼此接合并连续进行终轧的连轧工艺。从热轧的操作稳定性的观点出发，也优选采用连轧工艺。[冷轧条件]接着，在实施冷轧的情况下，利用酸洗除去热轧钢板的表面氧化皮，然后供于冷车L，制成预定板厚的冷轧钢板。在此，酸洗条件和冷轧条件没有特别限 制，根据常规方法进行即可。优选使冷轧的轧制率为40%以上。[热镀锌条件]镀覆处理通过将钢板浸入到溶解Al量为O. 08、. 18%、浴温为44(T500°C的镀浴中
来进行，通过气体擦拭等调节附着量。需要说明的是，为了矫正形状、调节表面粗糙度等，可以对热镀锌处理后的钢板进行表面光轧。另外，也可以实施树脂或油脂包覆、各种涂装等处理。实施例将具有表I所示的成分组成且余量由Fe及不可避免的杂质(表I中，N为不可避免的杂质)构成的钢利用转炉进行熔炼，通过连铸法制成铸片。
权利要求
1.一种加工性和耐冲击特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于， 作为成分组成，以质量％计，含有c :0. 04%以上且0. 13%以下、Si :0. 7%以上且2. 3%以下、Mn :0. 8%以上且2. 0%以下、P :0. 1%以下、S :0. 01%以下、Al :0. 01%以上且0. 1%以下，余量由铁及不可避免的杂质构成，作为组织，以面积率计，具有75%以上的铁素体相、1%以上的贝氏体铁素体相和1%以上且10%以下的珠光体相，而且马氏体相的面积率为10%以下，并且，满足马氏体面积率/ (贝氏体铁素体面积率+珠光体面积率X 0. 6，且铁素体相中的Mn浓度与第二相中的Mn浓度之比为0. 70以上。
2.如权利要求I所述的加工性和耐冲击特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计，还含有选自Cr :0. 05%以上且I. 0%以下、V :0. 005%以上且0. 5%以下、Mo :0. 005%以上且0. 5%以下中的至少一种元素。
3.如权利要求I或2所述的加工性和耐冲击特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计，还含有选自Ti :0. 01%以上且0. 1%以下、Nb :0. 01%以上且0.1%以下、B :0. 0003%以上且0. 0050%以下、Ni :0. 05%以上且I. 0%以下、Cu :0. 05%以上且1.0%以下中的至少一种元素。
4.如权利要求广3中任一项所述的加工性和耐冲击特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计，还含有选自Ca :0. 001%以上且0. 005%以下、REM 0.001%以上且0. 005%以下中的至少一种元素。
5.如权利要求广4中任一项所述的加工性和耐冲击特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计，还含有选自Ta :0. 001%以上且0. 010%以下、Sn :0.002%以上且0. 2%以下中的至少一种元素。
6.如权利要求1飞中任一项所述的加工性和耐冲击特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计，还含有Sb :0. 002%以上且0. 2%以下。
7.—种加工性和耐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，对具有权利要求广6中任一项所述的成分组成的钢坯实施热轧，然后，在300°C以上且570°C以下的温度下进行卷取，对制造得到的热轧板进行酸洗，或者进一步进行冷轧，然后，在75(T900°C的温度范围内在t :保持时间(s)满足下式的条件下进行退火，15≤t ≤ 47. 6 X KTicVexp (-27016/ (T + 273)) 其中，T :退火温度(°C)， 然后进行冷却，在45(T550°C的温度范围内保持1(T200s，接着，实施热镀锌，或者进一步在50(T60(TC的温度范围内在Tave :平均保持温度(V )和th :保持时间(s)满足下式的条件下，实施锌镀层的合金化处理，0.45 ( exp[200/(400-Tave)]X In (th)≤ I.O。
全文摘要
本发明提供热镀锌钢板及其制造方法，所述热镀锌钢板具有590MPa以上的拉伸强度TS，加工性优良，并且即使不通过冲压加工引入应变、在约5%的低应变区以内的吸收能量也高，耐碰撞特性优良。本发明的热镀锌钢板，作为成分组成，以质量%计，含有C0.04%以上且0.13%以下、Si0.7%以上且2.3%以下、Mn0.8%以上且2.0%以下、P0.1%以下、S0.01%以下、Al0.01%以上且0.1%以下，余量由铁及不可避免的杂质构成，作为组织，以面积率计，具有75%以上的铁素体相、1%以上的贝氏体铁素体相和1%以上且10%以下的珠光体相，而且马氏体相的面积率为10%以下，并且，满足马氏体面积率/(贝氏体铁素体面积率＋珠光体面积率)≤0.6，且铁素体相中的Mn浓度与第二相中的Mn浓度之比为0.70以上。
文档编号C23C2/28GK102712977SQ201180006862
公开日2012年10月3日 申请日期2011年1月18日 优先权日2010年1月22日
发明者中垣内达也, 川崎由康, 金子真次郎, 铃木善继, 长泷康伸 申请人:杰富意钢铁株式会社