CN101326300A

CN101326300A - 热镀锌钢板及其制造方法

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Publication number: CN101326300A
Application number: CN200680046556.8A
Authority: CN
Inventors: 木村英之; 小野义彦; 藤田毅; 二塚贵之; 松冈才二
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 2006-01-11
Filing date: 2006-12-25
Publication date: 2008-12-17
Anticipated expiration: 2026-12-25
Also published as: CN101326300B; JP5157146B2; WO2007080810A1; EP1972698B1; CA2632112C; KR101001420B1; EP1972698A4; EP1972698A1; US20090139611A1; KR20080064991A; US20110192504A1; CA2632112A1; JP2007211338A

Abstract

本发明提供一种强度和延展性的平衡及烧结固化性优良的热镀锌钢板及其制造方法。化学成分含有C：0.005～0.04％、Si：1.5％以下、Mn：1.0～2.0％、P：0.10％以下、S：0.03％以下、Al：0.01～0.1％、N：不足0.008％以及Cr：0.2～1.0％，并且满足2.1≤Mn(质量％)+1.29Cr(质量％)≤2.8，余量由铁及不可避免的杂质组成。组织由铁素体相和体积率在3.0％以上且不足10％的马氏体相组成，而且前述铁素体的平均粒径超过6μm并在15μm以下，并且，前述马氏体相在铁素体晶界中存在的比例为90％以上。另外，在制造上述热镀锌钢板时，将冷轧后所得钢板在Ac1点以上、Ac3以下的温度范围内进行退火。

Description

热镀锌钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种适用于汽车、家电等领域，并且冲压成形性良好、强度和延展性的平衡及烧结固化性优良的热镀锌钢板及其制造方法。

背景技术

近几年，从保护地球环境的观点出发需要改善耗油量，并且，从车辆冲撞时保护乘务员的观点出发需要提高汽车车体的安全性。为了满足这样的要求，用于实现汽车车体的轻量化和强化两方面的研究正在积极开展中。为了同时满足汽车车体的轻量化和强化的要求，使部件原材高强度化是有效的。但是，由于强度的提高容易导致成形性变差，因此在需要复杂加工的汽车钢板的情况下，要求高强度化的同时也要求优良的冲压成形性。

根据上述情况，一直以来为了在确保钢板的加工性的同时实现高强度化而进行了各种试验。特别是形成了通过向作为基材的IF钢中大量添加固溶强化元素Si、P，从而确保340～490MPa的拉伸强度的方法。例如，在专利文献1中公开了向加Ti极低碳钢中添加P后的拉伸强度490MPa级的高强度钢板的制造例。

并且，为了兼顾钢板的高加工性和高强度化，对在铁素体主体组织中生成马氏体或贝氏体等硬质第二相的复合组织钢板进行了研究。例如，在专利文献2中，公开了如下方法：在组织由铁素体及第二相组成的钢板中，通过在加热直至退火温度时将500～700℃的温度范围设为10℃/s以上而抑制铁素体的加工组织的恢复，并且通过使铁素体粒径微细化为2～6μm而使成为断裂起点的硬质第二相微细分散，从而得到具有17000MPa*％左右良好的强度和延展性的平衡的钢板。而且，在专利文献3及4中，公开了如下方法：在组织由铁素体和含有马氏体的第二相组成的钢板中，通过规定重结晶后的冷却速度，并且控制第二相的分数以及马氏体在第二相中所占的比例，从而得到具有500MPa以下的强度、并且具有17000MPa*％左右良好的强度和延展性的平衡的钢板。

并且，作为能够同时满足良好的冲压成形性和成形后的高强度的钢板，开发了冲压成形前比较软质且易于成形，冲压成形后能够通过涂敷烧结处理进行固化从而提高部件强度，并且具有烧结固化(以下有时称为BH)性的钢板。该BH钢板是通过利用固溶C、N的应变时效现象而使其固化的技术，例如，在专利文献5中，公开了通过使30ppm左右的固溶C存在于铁素体组织中用以固定位错，从而提高烧结固化性的钢板。而且，该专利文献5中记载的钢板被用作以往的汽车外板面板。但是，上述钢板原本的固溶C量少，因此BH量不过30～50MPa左右。而且，由于以极低碳钢作为基材，因而难以确保440MPa以上的部件强度。对此，从获得高BH性的观点出发，对通过马氏体相变向母相铁素体中引入位错、使得铁素体中的固溶C由于固定位错而能够赋予高BH性的复合组织钢板进行研究。例如，在专利文献6中，公开了如下方法：在作为淬火性的指标之一的Mn、Cr和Mo的加权总量：Mn+1.29Cr+3.29Mo为1.3～2.1％的钢中，通过使钢板组织按体积率计为70％以上的铁素体和1～15％的马氏体，从而得到具有440～640MPa的强度、并且具有60MPa以上的高BH量的钢板。

专利文献1：日本特公昭57-57945号公报

专利文献2：日本特开2002-235145号公报

专利文献3：日本特开2002-322537号公报

专利文献4：日本特开2001-207237号公报

专利文献5：日本特开昭59-31827号公报

专利文献6：日本特开2006-233294号公报

但是，上述现有技术存在如下所述的问题。

例如，专利文献1及专利文献5中记载的技术在推进高强度化方面，作为强化机制不得不依赖于固溶强化。例如，为了确保440MPa以上的强度，需要添加大量Si、P，因而难合金化和红锈、不镀等表面性状成为问题。因而难以应用于特别严格要求表面品质的汽车外板面板用途。

而且，专利文献2中记载的技术将铁素体平均粒径设为2～6μm，但由于铁素体粒径的微细化伴随着n值及均匀伸长率的降低，因此难以应用于以拉伸成形为主体的门、车蓬等汽车外板面板部材。专利文献3及专利文献4中记载的技术中第二相中马氏体所占的比例提高，因此在其制造过程中，将从退火温度至镀敷温度的一次冷却速度设为1～10℃/s，进而为了使第二相在10％以下，优选为1～3℃/s。但是，为了使第二相分数在10％以下，当将从退火温度至镀敷温度的一次冷却速度设为1～3℃/s时，例如，如实施例中所述，当从退火温度800℃至镀敷温度460℃以一次冷却速度3℃/s进行冷却时，需要113s左右，因而担忧生产率降低。而且，根据专利文献3、4中记载的实施例(专利文献3，说明书中的实施例，样品No.43及专利文献4，说明书中的实施例，样品No.29)，当对Mn+1.3Cr为2.15的钢以一次冷却速度3℃/s进行冷却时，对微组织进行评价的结果，冷却中发生了珠光体或贝氏体的相变，从而难以使第二相中的马氏体比例稳定的处于90％以上。由此结果可知，使用专利文献3或4中记载的成分及制造方法，有可能由于第二相中的珠光体或贝氏体的析出而导致延展性的降低，从而难以稳定地得到强度和延展性的平衡优良的钢板。

对于专利文献2～4中记载的技术，根据实施例制造板用0.6～0.8mmt的GA原材，对门模型进行冲压试验，结果在稍难成形部位即压花周围等产生了裂纹。因此，由测定代表的原材特性的结果可知，TS：443MPa、El：35.5％、TS×El：15727MPa*％，故而强度和延展性的平衡未必良好。作为该原因，在专利文献2～4中记载的实施例中讨论钢板的板厚为1.2mm，因而认为由于板厚效果，强度和延展性的平衡良好。因此，当对板厚不同的薄钢板的延展性进行评价时，使用以本领域技术人员广泛使用的下式(1)所示的Oliver式(出处：冲压成形难易手册-第2版-，P.458，薄钢板成形技术会)为基础变换而得的下式(2)进行检验。

El = λ {(\sqrt{} A / L)}^{m} - - - (1)

λ、m为材料常数，当为铁时，m一般为0.4。A为剖面积，L为标点距离。

El₂/El₁＝(t₂/t₁)^0.2(2)

El₁、El₂分别是板厚为t₁(mm)、t₂(mm)时的伸长率(％)。

由该结果可知，以大量用于汽车外板面板的板厚0.75mm进行评价时，专利文献2中记载的实施例(说明书中实施例，样品No.35)中，TS：446MPa、El：35.7％、TS×El：15922MPa*％，专利文献3中记载的实施例(说明书中实施例，样品No.43)中，TS：441MPa、El：35.6％、TS×El：15700MPa*％，专利文献4中记载的实施例(说明书中实施例，样品No.29)中，TS：442MPa、El：35.5％、TS×El：15691MPa*％，在任一实施例中强度延展性平衡均未必良好。另外，从冲压成形性的观点出发，认为TS×El若在16000MPa*％以上则是在实用上没有问题的水平，优选为16500MPa*％，更加优选为17000MPa*％。因此，专利文献2～4的技术难以应用于门、车蓬等汽车外板面板部材。

而且，专利文献6中记载的技术为了控制马氏体分数以及铁素体中的固溶C量、并且确保高BH量，以冷却温度为100℃/s以上、冷却停止温度为200℃以下的条件进行二次冷却，但为了满足这样的冷却条件，需要如专利文献6中所记载的在水柱中进行淬火等特殊的方法，现实的工业生产较困难。而且，专利文献6中关于成形性只记载有以圆筒试验进行的评价，没有全伸长率、均匀伸长率及局部伸长率等有关延展性的记载，因而强度和延展性的平衡未必良好，难以应用于门、车蓬等汽车外板面板部材。

发明内容

本发明正是为了解决上述问题而完成的，其目的在于，提供拉伸强度在340MPa以上并且在590MPa以下、从冲压成形性的观点出发，TS×El为16000MPa*％以上、从确保耐冲击性的观点出发，在对钢板施加2％的预应变后实施170℃×20min的热处理并进行烧结处理的前后所测定的屈服应力差在50MPa以上的热镀锌钢板，即具有高成形性、并且强度和延展性的平衡及烧结固化性优良的热镀锌钢板及其制造方法。

为了解决上述课题，本发明人着眼于铁素体相+马氏体相的复合组织。结果得到以下的结论。

首先，通过利用相变强化作为强化机制，使马氏体相的体积率尽量减少，从而得到以IF钢基材难以得到的340～590MPa的强度范围。

而且，通过控制铁素体粒径及马氏体相的存在位置，提高铁素体的变形能，从而实现均匀伸长率的提高。

进而，通过使第二相均匀分散并使局部伸长率提高，从而可以得到强度和延展性的平衡优良的热镀锌钢板。

进而，通过适当地控制作为淬火性指标之一的Mn、Cr的加权含量，得到具有高BH量的钢板。

本发明基于以上结论，其要点如下：

[1]一种热镀锌钢板，其特征在于，具有如下成分组成：按质量％计，含有C：0.005～0.04％、Si：1.5％以下、Mn：1.0～2.0％、P：0.10％以下、S：0.03％以下、Al：0.01～0.1％、N：不足0.008％、以及Cr：0.2～1.0％，并且满足2.1≤Mn(质量％)+1.29Cr(质量％)≤2.8，余量由铁及不可避免的杂质组成；组织由铁素体相和体积率在3.0％以上、不足10％的马氏体相组成，而且所述铁素体的平均粒径超过6μm并在15μm以下，并且，所述马氏体相在铁素体晶界中存在的比例为90％以上。

[2]一种热镀锌钢板，其特征在于，具有如下成分组成：按质量％计，含有C：0.005～0.04％、Si：1.5％以下、Mn：1.0～2.0％、P：0.10％以下、S：0.03％以下、Al：0.01～0.1％、N：不足0.008％、以及Cr：0.2～1.0％，并且满足2.2≤Mn(质量％)+1.29Cr(质量％)≤2.8，余量由铁及不可避免的杂质组成；组织由铁素体相和体积率在3.0％以上、不足10％的马氏体相组成，而且所述铁素体的平均粒径超过6μm并在15μm以下，并且，所述马氏体相在铁素体晶界中存在的比例为90％以上。

[3]一种热镀锌钢板，其特征在于，具有如下成分组成：按质量％计，含有C：0.005～0.04％、Si：1.5％以下、Mn：1.0～2.0％、P：0.10％以下、S：0.03％以下、Al：0.01～0.1％、N：不足0.008％、以及Cr：0.2～1.0％，并且满足2.3≤Mn(质量％)+1.29Cr(质量％)≤2.8，余量由铁及不可避免的杂质组成；组织由铁素体相和体积率在3.0％以上、不足10％的马氏体相组成，而且所述铁素体的平均粒径超过6μm并在15μm以下，并且，所述马氏体相在铁素体晶界中存在的比例为90％以上。

[4]一种热镀锌钢板，其特征在于，具有如下成分组成：按质量％计，含有C：0.005～0.04％、Si：1.5％以下、Mn：1.0～2.0％、P：0.10％以下、S：0.03％以下、Al：0.01～0.1％、N：不足0.008％、以及Cr：0.35～0.8％，并且满足2.3≤Mn(质量％)+1.29Cr(质量％)≤2.8，余量由铁及不可避免的杂质组成；组织由铁素体相和体积率在3.0％以上、不足10％的马氏体相组成，而且所述铁素体的平均粒径超过6μm并在15μm以下，并且，所述马氏体相在铁素体晶界中存在的比例为90％以上。

[5]如前述[1]至[4]中任一项所述的热镀锌钢板，其中，按质量％计，还含有Mo：0.5％以下、V：0.5％以下、B：0.01％以下、Ti：0.1％以下、及Nb：0.1％以下的一种以上。

[6]如前述[1]至[5]中任一项所述的热镀锌钢板，其中，所述热镀锌是合金化热镀锌。

[7]一种制造热镀锌钢板的方法，其特征在于，对具有前述[1]至[5]中任一项所述的成分组成的钢进行熔炼，然后进行热轧、冷轧，并将所得钢板在Ac1点以上、Ac3点以下的退火温度下进行退火。

[8]一种制造热镀锌钢板的方法，其特征在于，对具有前述[1]至[5]中任一项所述的成分组成、并且含有体积率在60％以上的低温相变相的热轧钢板进行冷轧后，对所得钢板在Ac1点以上、Ac3点以下的退火温度下进行退火。

[9]如前述[7]或[8]中的制造热镀锌钢板的方法，其中，在实施热镀锌处理后，实施热镀锌的合金化处理。

另外，在本说明书中，表示钢的成分的％均为质量％。

根据本发明，通过适当地控制Mn、Cr的加权含量、铁素体平均粒径、以及马氏体相的存在位置、分布状态及比例，能够得到强度和延展性的平衡及烧结固化性优良的热镀锌钢板。而且，由于本发明的热镀锌钢板具有如上所述的优良特性，因而能够广泛地应用于汽车用钢板、家电等，在产业上有益。

附图说明

图1是表示Mn量和Cr量及TS×El的关系的图。

图2是表示Mn和Cr的加权含量与烧结固化特性(BH)之间的关系的图。

具体实施方式

以下对本发明进行详细说明。

首先，对本发明中的钢的化学成分的限定原因进行说明。

C：0.005～0.04％

C是本发明中极为重要的元素之一，在使马氏体相生成、实现高强度化方面非常有效。但是，当C量超过0.04％时，导致加工性显著降低，而且焊接性也变差。因此，将C量设为0.04％以下。另一方面，从确保强度及确保高BH量的观点出发，一定体积率以上的马氏体相是必需的，因而必须含有一定量的C。因此，将C量设为0.005％以上，优选设为超过0.010％。

Si：1.5％以下

Si是用于稳定得到高强度化及复合组织的有效元素。但是，当Si量超过1.5％时，表面性状及化学转换处理性显著降低。因此，将Si量设为1.5％以下，优选设为1.0％以下。

Mn：1.0～2.0％

Mn是本发明中重要的元素之一。对于马氏体相的生成是非常重要的元素，通过提高淬火性、而且将钢中的S以MnS进行固定，而具有防止以S的晶界脆化作用为起因而产生的热轧时的板坯裂纹的作用。

因此，必须添加Mn为1.0％以上。另一方面，当添加Mn超过2.0％时，将会导致板坯成本的显著增加，而且，Mn的大量添加会促进带状组织的形成，从而导致加工性变差。因此，将Mn量设为2.0％以下。

P：0.10％以下

P是对高强度化有效的元素。但是，当P量超过0.10％时，会使镀锌层的合金化速度降低，从而成为镀敷不良或不镀的原因，同时，钢板的晶界偏析使耐二次加工脆性变差。因此，将P量设为0.10％以下。

S：0.03％以下

S使热加工性降低，并且使板坯的热裂纹感受性提高，当超过0.03％时，由于析出微小的MnS而使加工性变差。因此，将S量设为0.03％以下。

Al：0.01～0.1％

Al作为脱氧元素具有使钢中的夹杂物减少的作用。但是，当Al量不足0.01％时，不能稳定得到上述作用。另一方面，当Al量超过0.1％时，簇状氧化铝类夹杂物增加，从而使加工性变差。因此，将Al量设为0.01％以上、0.1％以下。

N：不足0.008％

从加工性及时效性的观点出发，N少的情况较好。当N量为0.008％以上时，由于过量氮化物的生成，使延展性及韧性变差。因此，将N量设为不足0.008％。

Cr：0.2～1.0％

Cr是本发明中重要的元素之一。Cr是使淬火性提高的元素，为了使马氏体相稳定生成而添加。与Mn相比较，提高淬火性的效果高，而且，由于马氏体相变得易于在晶界中存在，因而对于本发明的组织形成是优势元素。而且，由于固溶强化能小、适合低强度DP钢，因而是本发明中必须的元素，为了得到上述效果，添加0.2％以上，优选添加0.35％以上，更优选添加超过0.5％。但是，即使添加超过1.0％，由于不仅其效果饱和，而且形成碳化物，因而延展性变差。因此，将Cr量设为0.2％以上、1.0％以下，从强度、延展性的观点出发，优选设为0.35％以上、0.8％以下。

Mn、Cr的加权含量：2.1≤Mn(质量％)+1.29Cr(质量％)≤2.8

Mn、Cr是使淬火性提高的元素，为了使马氏体相生成而将其控制在最适量变得极为重要。当Mn、Cr的加权总量不足2.1％时，变得难以得到DP组织、不能得到期望的BH量，从而部件强度降低。而且，成为高屈服比，从而不仅冲压加工本身变得困难，而且变得容易出现形状不良。并且，在重结晶退火后的冷却时，变得容易产生珠光体、贝氏体，从而BH降低。另一方面，在Mn、Cr的加权总量超过2.8％的情况下，不仅其效果饱和，而且马氏体伴随着马氏体体积率的增大而变得易于残存在铁素体晶粒内，因而出现成形性降低。而且，由于伴随高强度化而增加的屈服强度，冲压成形性如上所述显著降低，并且，引起由于添加过量合金元素所导致的制造成本的增加。因此，将Mn、Cr的加权含量Mn+1.29Cr设为2.1～2.8％，从确保高BH性的观点出发，优选将下限设为2.2％，更优选将下限设为2.3％。而且，从优良成形性的观点出发，优选将上限设为2.6％。

通过以上的必须添加元素，本发明的钢能够得到作为目标的特性，但是，除了上述必须添加元素，还可以根据需要添加下述元素。

Mo：0.5％以下、V：0.5％以下、B：0.01％以下、Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下的一种以上

Mo：0.5％以下、V：0.5％以下

Mo、V是提高淬火性的元素，可以为了稳定生成马氏体相而进行添加。但是，即使过量添加超过0.5％，不仅延展性变差，成本方面也变得不利。因此，当添加Mo、V时，分别设为0.5％以下。

B：0.01％以下

B是使淬火性提高的有效元素，可以为了稳定得到马氏体相而进行添加。但是，即使过量添加超过0.01％，也不能得到与成本相称的效果。因此，当添加B时，设为0.01％以下。

Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下

Ti、Nb是用于形成碳氮化物从而使固溶C、N量降低、提高深冲性的有效元素。但是，即使均超过0.1％过量添加，由于其效果饱和、并且退火时的重结晶温度变高，因而制造性也降低。因此，当添加Ti、Nb时，分别设为0.1％以下。

另外，上述以外的余量由Fe及不可避免的杂质组成。作为不可避免的杂质，例如，O会形成非金属夹杂物而给品质带来坏影响，因此优选O降低到0.003％以下。

接下来，对本发明的热镀锌钢板的组织进行说明。

本发明的热镀锌钢板由铁素体相和体积率在3.0％以上并且不足10％的马氏体相组成，而且，前述铁素体的平均粒径超过6μm并在15μm以下，进而，马氏体相在铁素体晶界中存在的比例为90％以上。这是本发明重要的必要条件，通过设为这样的组织，使得在本发明中可以得到强度和延展性的平衡优良的热镀锌钢板。

马氏体相体积率：3.0％以上、不足10％

本发明的热镀锌钢板由铁素体相和体积率在3.0％以上并且不足10％的马氏体相两相组织构成。当马氏体相的体积率为10％以上时，作为本发明对象的汽车内外板面板用钢板，没有充分的冲压成形性，因此优选将马氏体相体积率设为不足10％，从成形性的观点出发，更优选将马氏体相体积率设为不足8％。另一方面，当马氏体相的体积率不足3.0％时，相变时引入的可动位错密度变得不充分，因而BH降低、并且耐冲击性降低。而且，YP上升，冲压成形性变差。进而，YPEl变得易于残留，面板面精度降低。因此，将马氏体相的体积率设为3.0％以上。

另外，本发明的钢板中，除铁素体相和马氏体相两相以外，珠光体相、贝氏体相、进而残留γ相、不可避免的碳化物若在3％左右也可以被含有，但是，当珠光体和贝氏体在马氏体附近生成时，容易成为空隙的起点，而且，具有促进空隙成长的倾向，因此，从成形性的观点出发，优选将珠光体相、贝氏体相、进而残留γ相、不可避免的碳化物设为不足1.5％，更加优选为1.0％以下。

铁素体平均粒径：超过6μm并在15μm以下

结晶粒径越微小，对拉伸成形性有效的n值或均匀伸长率越降低，当铁素体平均粒径为6μm以下时，n值及均匀伸长率的降低显著。另一方面，当铁素体平均粒径超过15μm时，冲压成形时会引起表面粗糙等，从而使表面性状变差，因而并不优选。因此，将铁素体粒径设为超过6μm并在15μm以下。

马氏体相存在的位置：铁素体晶界中90％以上

马氏体相存在的位置在本发明中非常重要，是用于得到本发明效果的重要的必要条件。铁素体晶粒内存在的马氏体相使铁素体的相变能降低，当铁素体晶粒内存在的马氏体相的比率在10％以上时，该倾向变得显著。因此，为了得到作为本发明目标的优良的强度和延展性的平衡，必须使马氏体相的90％以上占据铁素体晶界。另外，为了得到更为优良的强度和延展性的平衡，更加优选在铁素体晶界中存在的比率为95％以上。

接下来，对本发明的强度和延展性的平衡以及烧结固化性优良的热镀锌钢板的制造条件进行说明。

本发明的热镀锌钢板的特征在于，对调整为前述化学成分范围的钢进行熔炼，接着，在热轧后进行冷轧，并且将所得钢板在Ac1点以上、Ac3点以下的温度范围内进行退火。这时，优选对含有体积率在60％以上的低温相变相的热轧钢板进行冷轧。

而且，本发明的热镀锌钢板在进行退火后的热镀锌处理时，在Ac1点以上、Ac3点以下的退火温度下进行重结晶退火，然后，从退火温度到热镀锌处理温度以平均冷却速度超过3℃/s并在15℃/s以下进行一次冷却，更优选以平均冷却速度5℃/s以上进行二次冷却。或者，在前述热镀锌处理后也可以进行镀层的合金化处理。这种在退火后进行热镀锌处理的工序可以在连续热镀锌工作线中进行。

以下，对热轧钢板组织的优选条件、制造条件进行详细说明。

热轧钢板组织：60％以上的低温相变相(优选范围)

在上述工序中，作为实施热轧后所得的热轧钢板，优选具有含有60％以上的低温相变相的组织。在以往由铁素体相+珠光体相构成的组织的热轧钢板的情况下，在α+γ的两相域退火时容易存在碳化物的不溶物，而且，反映热轧钢板的珠光体相的分布而成为粗大的γ相不均匀存在的状态。结果形成了由比较粗大且不均匀分散的马氏体相组成的组织。另一方面，如本发明，在含有体积率在60％以上的低温相变相的热轧钢板的情况下，在退火时的升温过程中，微细碳化物暂时溶解于铁素体相中，而在α+γ的两相域退火时，由铁素体相的晶界均匀地生成微细的γ相。认为其结果是，作为本发明的目的，马氏体相均匀分散于铁素体晶界中，并且局部伸长率增加。另外，热轧钢板的低温相变相是指针状铁素体相、贝氏体铁素体相、贝氏体相、马氏体相及它们的混合相。而且，具有60％以上的低温相变相的热轧钢板可以通过终轧后的铁素体相变、或抑制其成长而得到，例如，可以通过终轧后以50℃/s以上进行冷却、在抑制铁素体相变的同时将卷取温度设为600℃以下而得到。更优选的卷取温度为不足550℃。

加热速度：在从Ac1相变点-50℃至退火温度的温度范围内设为不足10℃/s(优选范围)

虽然没有特别限定重结晶退火时的加热速度，但为了易于得到作为本发明目标的钢板组织(铁素体平均粒径、马氏体相存在的位置)，优选重结晶充分完成后超过Ac1相变点。因此，例如，在从Ac1相变点-50℃至退火温度的温度范围内优选设为不足10℃/s。此外，在低于该温度范围的一侧，无须设为不足10℃/s的缓慢加热，可以设为迅速加热。而且，在含有体积率在60％以上的低温相变相的热轧钢板的情况下，必然能够更加有效地得到本发明的组织。

退火温度：Ac1点以上、Ac3点以下

为了得到铁素体相+马氏体相的微组织，退火温度必须加热到合适的温度。当退火温度不足Ac1点时，不能生成奥氏体相，并且不能得到马氏体相。而且，铁素体粒径微细化，从而有时冲压成形性随着n值及均匀伸长率降低而降低。另一方面，当退火温度超过Ac3点时，铁素体相全部奥氏体化，从而由重结晶得到的成形性等特性变差。而且，导致铁素体粒径的粗大化，表面性状变差。并且，由于在本发明钢中C量被抑制在低浓度，因此在高温退火时向γ相中的C稠化不充分，从而难以得到DP组织，并且强度及BH量降低。而且，即使在充分提高淬火性而得到DP组织的情况下，马氏体也在晶粒内大量析出，从而延展性降低。因此，将退火温度设为Ac1点、Ac3点以下。从成形性的观点出发，优选设为Ac1点以上、Ac1点+100℃以下。而且，从得到优选的铁素体平均粒径的同时促进向奥氏体相的元素稠化的观点出发，将退火时间设为15秒以上并且不足60秒。另外，虽然Ac1、Ac3点可以通过实测求得，但也可以通过下式(“莱斯利(leslie)钢铁材料学”、P.273、丸善株式会社)计算出来。

Ac1＝723-10.7Mn+29.1Si+16.9Cr

Ac3＝910-203C^0.5+44.7Si+104V+31.5Mo-30Mn-11Cr+700P+400A1+400Ti

一次冷却速度：超过3℃/s并在15℃/s以下(优选范围)

在制造热镀锌钢板时，虽然没有特别限定从退火温度至热镀处理的一次冷却速度，但从马氏体形成的观点出发，优选以超过3℃/s并在15℃/s以下的平均冷却速度进行冷却。当冷却速度超过3℃/s时，在冷却过程中抑制奥氏体向珠光体的相变，作为本发明目标的马氏体相变得易于形成，并且强度和延展性的平衡及烧结固化性提高。而且，当冷却速度在15℃/s以下时，能够在钢板的板横向、纵向(通过方向)更稳定地得到本发明的目标钢板组织，因而优选。因此，优选退火温度至镀敷温度的平均冷却速度为超过3℃/s并在15℃/s以下。而且，当将平均冷却速度设为5℃/s以上、15℃/s以下时是有效的。另外，镀敷温度可以是通常的400～480℃左右。

二次冷却速度：5℃/s以上(优选范围)

对热镀锌处理后、或进一步实施热镀锌的合金化处理后的二次冷却不必进行特别限定，但在5℃/s以上时，抑制奥氏体向珠光体等的相变，从而马氏体相变得容易形成。因此，优选将二次冷却速度设为5℃/s以上。另一方面，虽然对二次冷却速度的上限不必进行特别限定，但是例如从抑制板形状变差的观点出发，优选为不足100℃/s。另外，热镀锌的合金化处理通常只要在500～700℃左右、优选550～600℃左右的温度下加热并保持几秒至几十秒左右即可。

作为其他条件，对钢的熔炼方法没有特别限制，可以是电炉，也可以是转炉。而且，熔炼后的钢的铸造方法可以是通过连铸法形成铸板，也可以是通过铸锭法形成钢锭。在连铸后对板坯进行热轧时，可以在加热炉中再加热后进行轧制，或者也可以不加热进行直接轧制。另外，也可以在铸锭后进行开坯轧制以供热轧。而且，当热轧终温度在Ar3点以上时实施比较好。对于冷轧率，优选设为50～85％的通常操作范围内。

作为热镀锌条件，单位面积重量优选为20～70g/m²，镀层中的Fe％优选为6～15％。

另外，在本发明中，为了热处理后的形状矫正，也可以对本发明的钢板进行表面光轧。并且，本发明中，设想经过通常的制钢、铸造、热轧各工序而制造钢坯的情况，但是也可以通过例如薄板坯连铸等省略部分或全部热轧工序来进行制造。

并且，对根据以上说明得到的钢板实施电镀锌类也必然能够得到目标效果。而且，也可以对这些镀敷钢板在镀敷后进一步实施有机被膜处理。

实施例

下面，通过实施例对本发明进行进一步的说明。

以真空熔化熔炼具有表1所示钢A～Y的化学成分的钢，然后通过连铸而制成板坯。钢A～S是本发明例，钢T及U是C量在本发明范围外的比较例，钢V、X及Y是Mn和Cr的加权含量在本发明范围外的比较例，钢W是Mn量及Cr量在本发明范围外的比较例。

对如上制得的板坯在1200℃下进行加热，然后在Ar3点以上的温度下进行终轧，接着，实施水冷后，在超过500℃并且不足650℃的温度下进行卷取，制造低温相变相的体积率在5～100％间变化的热轧钢板。

对所得的热轧钢板实施酸洗后，在75％的轧制率下进行冷扎，制成厚度为0.75mm的冷扎钢板。

将从所得冷扎钢板切下的样品于红外线聚焦炉中，如表2所示以5～20℃/s的加热速度从Ac1相变点-50℃加热至退火温度，并在表2所示的退火温度下保持30秒，然后，以3～20℃/s的一次冷却速度进行冷却，并浸渍于460℃的镀浴中实施热镀锌处理。进而以550℃×15秒进行合金化处理，然后，以4～20℃/s的二次冷却速度进行冷却，得到合金化热镀锌钢板。

接着，从如上得到的合金化热镀锌钢板采集样品，根据以下方法，对铁素体平均粒径、马氏体相的体积率、马氏体相以外的第二相体积率以及马氏体相的晶界析出比例进行测定，并且进行机械特性及BH测定用于性能评价。

铁素体平均粒径根据JIS G 0552所记载的切割法、由样品的板厚中央剖面处的光学显微镜组织(400倍)而进行测定。

马氏体相的体积率、马氏体相以外的第二相体积率及马氏体相的晶界析出比例是在对样品的板厚剖面进行抛光、硝酸酒精溶液腐蚀后，用由扫描电子显微镜(SEM)拍摄的微组织进行测定。其中，这些测定是在2000倍的倍率下对板厚中央部的纵100μm×横200μm视野的组织连续地进行观察，并且求得平均值。

机械特性是在采集JIS5号试验片后，根据JIS Z 2241中规定的试验方法进行拉伸试验，从而测定机械特性(YP：屈服强度、TS：拉伸强度、T-EI：全伸长率、U-EI：均匀伸长率、L-EI：局部伸长率)。

BH量是在采集JIS5号试验片后，按照JIS G 3135中规定的方法，追加2％的预应变，然后实施170℃×20分钟的热处理，之后，以进行再次拉伸试验时的屈服强度的增加量进行评价。

另外，在本发明中，将TS×El设为16000MPa*％以上，优选为16500MPa*％以上，更优选17000MPa*％以上。而且，将BH量设为50MPa以上，优选为55MPa以上，更优选为60MPa以上。从对应用于汽车外板面板的钢板通过薄壁化进行轻量化时确保必需的抗冲压性的观点出发，这是必需的BH量。

合并以上结果和制造条件示于表2。

在表2中，样品No.1、4、5、7～13、15、17～35、37、38的成分及制造条件在本发明范围内，是具有马氏体相体积率在3.0％以上并且不足10％、铁素体平均粒径超过6μm并在15μm以下、并且马氏体相在铁素体晶界中存在的比例在90％以上的组织的本发明例。可知通过本发明例，可以得到TS×El在16000MPa*％以上、并且BH量在50MPa以上、强度和延展性的平衡及烧结固化性优良的热镀锌钢板。另一方面，样品No.39、40是C量在本发明范围之外的比较例，样品No.41、43、44是Mn和Cr的加权含量在本发明范围之外的比较例，样品No.42是Mn量及Cr量在本发明范围之外的比较例，样品No.2、3、6、14、16、36是退火温度在本发明范围之外的比较例，马氏体相的体积率、铁素体平均粒径、马氏体相在铁索体晶界中存在的比例中的任意一个以上在本发明范围之外。认为该结果是，由于TS×El较差，因而冲压成形性不充分，而且，由于BH量较差，因而难以比以往的钢板更薄壁化。

而且，当对成分相同而热轧板组织不同的样品No.1与4、5与7、10与11、25～27的本发明例进行比较时，可知热轧板组织中的低温相变相的比例在60％以上的优选范围的样品No.1、5、7、10、25、26与样品No.4、11、27的本发明例相比，强度和延展性的平衡提高。并且，当对成分相同而加热速度不同的样品No.5与9、10与12，成分相同而退火温度不同的样品No.5与8、32与35，成分相同而一次冷却速度不同的No.32～34，成分相同而二次冷却速度不同的No.25、28、29的本发明例进行比较时，可知加热速度在不足10℃/s的优选范围的样品No.7、10，退火温度在Ac₁点+100℃以下的优选范围的样品No.5、32，一次冷却速度在超过3℃/s并在15℃/s以下的优选范围的样品No.32，二次冷却速度在5℃/s以上的优选范围的样品No.25、29，与No.9、12、8、35、33、34、28的本发明例相比，强度和延展性的平衡提高。

并且，基于表2的结果，除了C量在本发明范围外的样品No.39、40之外，对于具有100％低温相变相作为热轧板组织，并且加热温度、退火温度、一次冷却速度、二次冷却速度在本发明优选范围内的具有各种Mn、Cr量的样品No.1、5、10、13、15、17～25、30～32、37、38、41～44的本发明例及比较例，将整理Mn量和Cr量及TS×El的关系的结果示于图1。根据图1可知，本发明例具有16000MPa*％以上的TS×El，在Mn和Cr的加权含量为2.2～2.6％的优选范围内的本发明例中，TS×El在16500MPa*％以上，强度和延展性的平衡良好。而且，可知在Cr量为0.35～0.8％、Mn和Cr的加权含量在2.3～2.6％的更优选范围内的本发明例中，TS×El为17000MPa*％以上，强度和延展性的平衡更加优良。

而且，关于上述钢，对于Mn和Cr的加权含量与BH量的关系的整理结果如图2所示。根据图2可知，Mn和Cr的加权含量在2.1％以上的本发明例具有50MPa以上的BH量，在Mn和Cr的加权含量的下限为2.2％以上的优选范围内为55MPa以上，在Mn和Cr的加权含量的下限为2.3％以上的更优选范围内为60MPa以上，烧结固化特性良好。

产业上的利用可能性

本发明的热镀锌钢板，由于强度和延展性的平衡及烧结固化特性优良，因而能够应用于具有高成形性的部件，用于汽车内外板自不必说，更优选用于要求高成形性的领域。而且，在将本发明的热镀锌钢板用于汽车内外板时，也可以通过薄壁化而实现轻量化。

Claims

1.一种热镀锌钢板，其特征在于，具有如下成分组成：按质量％计，含有C：0.005～0.04％、Si：1.5％以下、Mn：1.0～2.0％、P：0.10％以下、S：0.03％以下、Al：0.01～0.1％、N：不足0.008％以及Cr：0.2～1.0％，并且满足2.1≤Mn(质量％)+1.29Cr(质量％)≤2.8，余量由铁及不可避免的杂质组成；组织由铁素体相和体积率在3.0％以上、不足10％的马氏体相组成，而且所述铁素体的平均粒径超过6μm并在15μm以下，并且所述马氏体相在铁素体晶界中存在的比例为90％以上。

2.一种热镀锌钢板，其特征在于，具有如下成分组成：按质量％计，含有C：0.005～0.04％、Si：1.5％以下、Mn：1.0～2.0％、P：0.10％以下、S：0.03％以下、Al：0.01～0.1％、N：不足0.008％以及Cr：0.2～1.0％，并且满足2.2≤Mn(质量％)+1.29Cr(质量％)≤2.8，余量由铁及不可避免的杂质组成；组织由铁素体相和体积率在3.0％以上、不足10％的马氏体相组成，而且所述铁素体的平均粒径超过6μm并在15μm以下，并且所述马氏体相在铁素体晶界中存在的比例为90％以上。

3.一种热镀锌钢板，其特征在于，具有如下成分组成：按质量％计，含有C：0.005～0.04％、Si：1.5％以下、Mn：1.0～2.0％、P：0.10％以下、S：0.03％以下、Al：0.01～0.1％、N：不足0.008％以及Cr：0.2～1.0％，并且满足2.3≤Mn(质量％)+1.29Cr(质量％)≤2.8，余量由铁及不可避免的杂质组成；组织由铁素体相和体积率在3.0％以上、不足10％的马氏体相组成，而且所述铁素体的平均粒径超过6μm并在15μm以下，并且所述马氏体相在铁素体晶界中存在的比例为90％以上。

4.一种热镀锌钢板，其特征在于，具有如下成分组成：按质量％计，含有C：0.005～0.04％、Si：1.5％以下、Mn：1.0～2.0％、P：0.10％以下、S：0.03％以下、Al：0.01～0.1％、N：不足0.008％以及Cr：0.35～0.8％，并且满足2.3≤Mn(质量％)+1.29Cr(质量％)≤2.8，余量由铁及不可避免的杂质组成；组织由铁素体相和体积率在3.0％以上、不足10％的马氏体相组成，而且所述铁素体的平均粒径超过6μm并在15μm以下，并且所述马氏体相在铁素体晶界中存在的比例为90％以上。

5.根据权利要求1至4中任一项所述的热镀锌钢板，其中，按质量％计，还含有Mo：0.5％以下、V：0.5％以下、B：0.01％以下、Ti：0.1％以下、及Nb：0.1％以下的一种以上。

6.根据权利要求1至5中任一项所述的热镀锌钢板，其中，所述热镀锌是合金化热镀锌。

7.一种制造热镀锌钢板的方法，其特征在于，对具有权利要求1至5中任一项所述的成分组成的钢进行熔炼，然后进行热轧、冷轧，并将所得钢板在Ac1点以上、Ac3点以下的退火温度下进行退火。

8.一种制造热镀锌钢板的方法，其特征在于，对具有权利要求1至5中任一项所述的成分组成、并且含有体积率在60％以上的低温相变相的热轧钢板进行冷轧后，对所得钢板在Ac1点以上、Ac3点以下的退火温度下进行退火。

9.根据权利要求7或8所述的制造热镀锌钢板的方法，其中，在实施热镀锌处理后，实施热镀锌的合金化处理。