CN101514427B - 具有优异延展性的高强度钢板和用于制造该钢板的方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种高强度钢板和用于制造该高强度钢板的方法，该高强度钢板除具有950MPa以上的拉伸强度和高延展性外，还具有优异的磷化处理性能和合金化热浸镀锌性能，并且随退火条件变化机械性能的变化小。上述高强度钢板具有下述成分组成，该组成包含0.05～0.20质量％的C，0.5质量％以下的Si，1.5～3.0质量％的Mn，0.06质量％以下的P，0.01质量％以下的S，0.3～1.5质量％的A1，0.02质量％以下的N，0.01～0.1质量％的Ti和0.0005～0.0030质量％的B；0.1～1.5质量％的Cr与0.01～2.0质量％的Mo的至少一种；以及余量为Fe和不可避免的杂质，并且除此之外，该高强度钢板由包括铁素体和马氏体的微组织组成并且具有950MPa以上的拉伸强度。

Description

具有优异延展性的高强度钢板和用于制造该钢板的方法
技术领域
本发明涉及一种高强度钢板和用于制造该钢板的方法，该高强度钢板具有主要适用于汽车车身、特别适用于汽车结构构件的高强度和优异的可成形性(延展性)；优异的磷化处理性能(phosphatability)和镀Zn性能；在制造中随退火条件的改变，机械性能方面的变化小；以及950MPa以上的拉伸强度。在这种情况下，上述“随退火条件的改变，机械性能方面的变化小”表明了在退火步骤中于780～860℃的均热温度范围内，最大和最小拉伸强度间的差值ΔTS为100MPa以下。
背景技术
近年来，由于全球环境保护，已强烈需求改善汽车的燃料效率。因此，已经积极地进行了将形成汽车车身的材料强度增加、将厚度减少和将重量降低。然而，由于延展性的劣化，钢板强度的增加可引起可成形性的劣化，因此期望开发同时具有高强度和高延展性的材料。
迄今为止，对于适应上述需求的材料，已开发了复合微组织钢板，例如由铁素体和马氏体组成的相变硬化型DP钢(双相钢)和利用残余奥氏体的TRIP(相变诱发塑性)现象的TRIP钢。
例如，在专利文件1和2中，已公开了利用残余奥氏体的应变诱导相变的TRIP钢。然而，由于该TRIP钢需要添加大量的Si，因此出现了钢板表面的磷化处理性能和/或合金化热浸镀锌性能劣化的问题，并且另外，由于为了增加强度而需要添加大量的C，例如还容易出现在点焊接头易于发生熔核断裂的问题。
另外，在专利文件3中，已公开了一种具有优异可成形性的合金化热浸镀锌钢板，其通过添加大量的Si确保残余γ而达到高的延展性。然而，由于Si引起镀Zn性能的劣化，因此当在上述钢上进行镀Zn时，必须进行诸如预镀覆Ni、施加特定的化学品或还原钢表面上的氧化层以控制氧化层厚度的复杂步骤。
另外，在专利文件4和5中，已公开了一种包含少量Si的TRIP钢。然而，由于该TRIP钢为了确保高强度而需要添加大量的C，因此仍存在与焊接相关的问题，并且另外，由于屈服应力在980MPa以上的拉伸强度下显著增加，因此在金属板材冲压中出现了尺寸精度劣化的问题。
此外，一般来讲，在TRIP钢中，由于存在大量残余奥氏体，因此在通过成形时的诱导相变产生的马氏体相与附近的相之间的界面处，产生大量孔隙和位错。因此，已经指出在上述位置，氢被积聚，结果，不利地易于发生延迟断裂。
另一方面，虽然已知由铁素体和马氏体组成的相变硬化型DP钢是具有低屈服应力和较高延展性的钢板，但为了实现高强度和高延展性，仍需要添加大量的Si，结果，发生了磷化处理性能和/或合金化热浸镀锌性能劣化的问题。因此，在专利文件6和7中，为了确保合金化热浸镀锌性能，已公开了一种钢板，其中Si的量减少并且添加Al；然而，还不能说实现了足够的延展性。
[专利文件1]日本未审查专利申请公开No.61-157625
[专利文件2]日本未审查专利申请公开No.10-130776
[专利文件3]日本未审查专利申请公开No.11-279691
[专利文件4]日本未审查专利申请公开No.05-247586
[专利文件5]日本未审查专利申请公开No.2000-345288
[专利文件6]日本未审查专利申请公开No.2005-220430
[专利文件7]日本未审查专利申请公开No.2005-008961
发明内容
如上所述，通过传统的DP钢和TRIP钢，目前还未实现同时具有高强度和高延展性并且还具有优异磷化处理性能、镀Zn性能等的高强度冷轧钢板。另外，在上述钢板中，当制造中执行的退火条件改变时，机械性能的变化、特别是拉伸强度的变化大，因此出现了制造稳定性不够好的问题。
因此，为了解决常规技术的上述问题，已经构想出本发明，并且本发明的目的是提出一种高强度钢板和用于制造该高强度钢板的方法，该高强度钢板具有950MPa以上的拉伸强度和高延展性；优异的磷化处理性能和合金化热浸镀锌性能；以及随退火条件变化，机械性能的变化小。
为了达到上述目的，本发明的发明人已经对高强度钢板的成分组成和微组织进行了集中和深入的研究。结果，发现当通过在适当的范围内控制钢的成分组成(即，特别是通过添加适量的Al增加铁素体和奥氏体的临界温度区域)降低机械性能随退火步骤中均热温度改变的变化时，此外，当通过添加适量的Cr、Mo和B以增强退火中产生的奥氏体的淬火性能，由此降低机械性能随退火后冷却条件改变而发生的变化时，能够稳定地获得冷轧钢板，该钢板由包含铁素体和马氏体作为主要成分的微组织组成、具有高强度和高延展性并且还具有优异的磷化处理性能和镀Zn性能。
根据通过上述发现作出的本发明，提供一种包含如下成分组成的高强度钢板，该成分组成包含0.05～0.20质量％的C，0.5质量％以下的Si，1.5～3.0质量％的Mn，0.06质量％以下的P，0.01质量％以下的S，0.3～1.5质量％的Al，0.02质量％以下的N，0.01～0.1质量％的Ti和0.0005～0.0030质量％的B；0.1～1.5质量％的Cr与0.01～2.0质量％的Mo的至少一种；以及余量为Fe和不可避免的杂质，上述高强度钢板由包括铁素体和马氏体的微组织组成并且具有950MPa以上的拉伸强度。
除上述成分组成外，根据本发明的高强度钢板可进一步包含0.01～0.1质量％的Nb与0.01～0.12质量％的V中的至少一种，和/或总含量为0.01～4.0质量％的Cu和Ni的至少一种。
另外，根据本发明的高强度钢板的微组织可包括20～70体积％的铁素体和20体积％以上的马氏体，或还可包括小于10体积％的残余奥氏体。
另外，根据本发明的高强度钢板可在其上具有热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。
另外，根据本发明，提出一种用于制造高强度钢板的方法，其包括以下步骤：将具有上述成分组成的钢坯进行热轧，接着进行冷轧；然后在780～900℃的温度下进行300秒以下的退火；然后在5℃/秒以上的平均冷却速率下冷却至500℃以下的温度。
在用于制造高强度钢板的方法中，根据本发明，热浸镀锌可在退火步骤后在钢板的表面上进行，或者可接着进一步进行合金化处理。
由于根据本发明的高强度钢板不仅具有高强度，还具有优异的延展性，因此能优选该钢板用于需要同时具有优良可成形性和高强度的汽车结构构件。另外，由于还具有优异的磷化处理性能、合金化热浸镀锌性能和合金化处理性能，根据本发明的高强度钢板还优选用于，例如需要具有优良耐腐蚀性能的汽车悬架和底盘部件、家用电器和电气部件。
具体实施方式
首先，将描述用于限制根据本发明高强度钢板的成分组成的原因。
C：0.05～0.20质量％
C是确保适量马氏体和获得高强度的必要成分。当C的量小于0.05质量％时，难以获得本发明期望的钢板强度。另一方面，当C的含量大于0.20质量％时，焊接部分和热影响区被显著硬化，因此焊接性被劣化。因此，在本发明中，C的含量被设定在0.05～0.20质量％的范围内。另外，为了稳定地获得950MPa以上的拉伸强度，C的含量优选设定为0.085质量％以上，并且更优选为0.10质量％以上。
Si：0.5质量％以下
Si是增加强度而不劣化延展性的有效成分。然而，当Si的含量大于0.5质量％时，在热浸镀锌钢板中产生裸点和/或随后进行的合金化反应被抑制；因此，结果，可能发生表面质量的劣化和/或耐腐蚀性的劣化，或者在冷轧钢板的情况下，在某些情况下可发生磷化处理性能的劣化。因此，在本发明中，Si的含量被设定为0.5质量％以下。另外，在合金化热浸镀锌性能为显著重要的情况下，Si的含量优选被设定为0.3质量％以下。
Mn：1.5～3.0质量％
Mn是不仅在钢的固溶强化中有效，而且在改善淬火方面也有效的元素。当Mn的含量小于1.5质量％时，不能获得本发明期望的高强度，并且另外，因为由于淬透性的劣化而在冷却(在退火后进行)中形成珠光体，所以延展性也劣化。另一方面，在Mn的含量大于3.0质量％的情况下，当钢水通过浇铸形成钢坯时，在钢坯表面和/或拐角部分易于发生断裂。此外，在通过热轧和冷轧钢坯、接着退火而获得的钢板中，严重地产生表面缺陷。因此，根据本发明，Mn的含量被设定在1.5～3.0质量％的范围内。另外，当降低热轧和冷轧中的轧制负荷并确保轧制性能时，Mn的含量优选为2.5质量％以下。
P：0.06质量％以下
P是不可避免地包含在钢中的杂质，并且为了改善可成形性和镀层附着性，优选降低P的含量。因此，在本发明中，P的含量被设定为0.06质量％以下。另外，P的含量优选为0.03质量％以下。
S：0.01质量％以下
S是不可避免地包含在钢中的杂质，并且因为S严重地劣化了钢的延展性，优选降低S的含量。因此，在本发明中，S的含量被设定为0.01质量％以下。另外，S的含量优选为0.005质量％以下。
Al：0.3～1.5质量％
Al是作为脱氧剂添加的成分，并且也是有效改善延展性的成分。另外，通过增加铁素体和奥氏体的临界温度区域，Al具有使机械性能随退火步骤中均热温度改变的变化减少的效果。为了获得上述效果，必须添加0.3质量％以上的Al。另一方面，当Al过多地存在于钢中时，钢板在热浸镀锌后的表面质量被劣化；然而，当Al的含量为1.5质量％以下时，可保持优异的表面质量。因此，Al的含量被设定在0.3～1.5质量％的范围内。Al的含量优选在0.3～1.2质量％的范围内。
N：0.02质量％以下
N是不可避免地包含在钢中的元素，并且当包含大量N时，除机械性能由于老化而劣化外，因为AlN的析出量增加，Al的添加效果也被劣化。另外，也增加了必需用于以TiN形式固定N的Ti量。因此，N含量的上限被设定为0.02质量％。另外，N的含量优选为0.005质量％以下。
Ti：0.01～0.1质量％
Ti以TiN形式固定N并且在浇铸中抑制引起钢坯表面断裂的AlN的产生。该效果可通过添加0.01质量％以上的Ti获得。然而，当添加量大于0.1质量％时，退火后的延展性严重劣化。因此，Ti的含量被设定在0.01～0.1质量％的范围内。另外，Ti的含量优选在0.01～0.05质量％的范围内。
B：0.0005～0.0030质量％
B在退火后进行的冷却期间抑制从奥氏体到铁素体的转变，并且促进硬的马氏体的产生；因此，B有助于增加钢板的强度。上述效果可通过添加0.0005质量％以上的B获得。然而，若添加大于0.0030质量％的B，则改善淬透性的效果饱和，另外，通过在钢板表面上形成B氧化物，也劣化了磷化处理性能和合金化热浸镀锌性能。因此，以0.0005～0.0030质量％的量添加B。B的含量优选在0.0007～0.0020质量％的范围内。
Cr：0.1～1.5质量％，以及Mo：0.01～2.0质量％
Cr和Mo在退火后进行的冷却中将铁素体-珠光体的转变前端(nose)改变至长时间侧，并促进马氏体产生；因此，它们是改善淬透性和增加强度的有效元素。为了获得上述效果，必须添加0.1质量％以上的Cr和0.01质量％以上的Mo的至少一种。另一方面，当Cr大于1.5质量％或Mo大于2.0质量％时，由于产生稳定的碳化物，淬透性被劣化，另外，也增加了合金化成本。因此，在本发明中，添加0.1～1.5质量％的Cr与0.01～2.0质量％的Mo的至少一种。此外，为了达到TS×El大于18,000Mpa·％的目的，Cr的含量优选被设定为0.4质量％以上。另外，当进行热浸镀锌处理时，由Cr形成的Cr氧化物可在表面上产生并且可引起裸点，因此，Cr的含量优选被设定为1.0质量％以下。另外，Mo可劣化冷轧钢板的磷化处理性能，或过量添加Mo可引起合金化成本的增加；因此，所述含量优选被设定为0.5质量％以下。
除了上述成分，必要时，以下成分也可添加到本发明的高强度钢板中，
Nb：0.01～0.1质量％
Nb形成细小碳氮化物并且具有抑制再结晶的铁素体晶粒生长以及在退火中使奥氏体核产生点的数量增加的效果；因此，可改善钢板在退火后的延展性。为了获得上述效果，Nb的含量优选被设定为0.01质量％以上。另一方面，当所述含量大于0.1质量％时，大量碳氮化物析出，并且延展性被相反地劣化。此外，由于增加了热轧和冷轧中的轧制负荷，可劣化轧制效率，和/或可发生合金化成本的增加。因此，当添加Nb时，其含量优选被设定在0.01～0.1质量％的范围内。另外，所述含量更优选在0.01～0.08质量％的范围内。
V：0.01～0.12质量％
V具有改善淬透性的效果。当添加0.01质量％以上的V时，可获得该效果。然而，当其含量大于0.12质量％时，该效果饱和，另外，增加了合金化成本。因此，当添加V时，其含量优选被设定在0.01～0.12质量％的范围内。另外，所述含量更优选在0.01～0.10质量％的范围内。
Cu和Ni的至少一种：总含量为0.01～4.0质量％
Cu和Ni具有通过固溶强化的强度改善效果，并且为了强化钢，可添加总含量为0.01质量％以上的Cu和Ni的至少一种。然而，当Cu和Ni的含量大于4.0质量％时，延展性和表面质量被严重劣化。因此，当添加Cu和Ni时，上述两种元素的至少一种的总含量优选被设定在0.01～4.0质量％的范围内。
在本发明的高强度钢板中，除上述成分外的余量包括Fe和不可避免的杂质。然而，只要本发明的效果不受到不良影响，也可包含除上述成分外的任何成分。
接着，将描述本发明高强度钢板的微组织。
为了达到950MPa以上的拉伸强度和高延展性，本发明高强度钢板的微组织必须由作为主要相的铁素体和马氏体(各自具有下述体积分数)以及作为余量的残余奥氏体组成。在这种情况下，上述铁素体显示出多边形铁素体和贝氏体铁素体。
铁素体的份数：20～70体积％
为了确保延展性，铁素体的体积分数优选被设定为20体积％以上。另外，为了获得950MPa以上的拉伸强度，铁素体的体积分数优选被设定为70体积％以下。因此，本发明高强度钢板的铁素体份数优选被设定在20～70体积％的范围内。
马氏体的份数：20体积％以上
为了获得950MPa以上的拉伸强度，马氏体的体积分数优选被设定为20体积％以上，并且更优选被设定为30体积％以上。另外，没有特别规定马氏体份数的上限；然而，为了确保高延展性，该份数优选小于70体积％。
残余奥氏体的份数：小于10体积％
当奥氏体(γ)残留在钢板微组织中时，由于易于发生二次加工脆化和延迟断裂，优选尽可能地减少残余奥氏体的份数。当残余γ的体积分数小于10体积％时，其不利影响并不显着，并且上述份数在可允许的范围内。所述含量优选为7体积％以下，并且更优选为4体积％以下。
接着，将描述用于制造本发明高强度钢板的方法。
本发明的高强度钢板可通过以下步骤形成：利用转炉、电弧炉等通过通常已知的方法熔融具有上述成分组成的钢，进行连续浇铸以形成钢坯，然后立即进行热轧，或者在钢坯一旦冷却到约室温后，进行再加热，接着热轧。
热轧的精轧温度被设定为800℃以上。当精轧温度小于800℃时，除轧制负荷增加外，钢板微组织在最终轧制阶段变成双相微组织，并且发生了铁素体晶粒的严重粗化。粗化的晶粒并未通过随后的冷轧和退火而完全移除，因此，在某些情况下不能获得具有优良可成形性的钢板。另外，为了确保冷轧中的负荷和酸洗性能，热轧后的卷取温度优选被设定在400～700℃的范围内。
接着，在热轧钢板的表面上形成的鳞状物优选通过酸洗等移除后，进行冷轧以获得具有期望厚度的钢板。在该步骤中，冷轧压下率优选被设定为40％以上。当冷轧压下率小于40％时，由于冷轧后引入钢板的张力较小，因此再结晶铁素体在退火后的粒径显著增加，结果，延展性被劣化。
为了获得期望的强度和延展性，即为了获得优异的强度和延展性的平衡，在冷轧后通过退火处理钢板。该退火必须通过以下步骤进行：将钢板在780～900℃范围内的均热温度下保持300秒以下，然后在5℃/秒以上的平均冷却速率下冷却至500℃以下的温度。在这种情况下，为了引起马氏体转变，均热温度必须被设定在奥氏体和铁素体的临界区域的温度以上；然而，为了增加奥氏体的份数和促进C浓缩到奥氏体中，均热温度必须被设定为780℃以上。另一方面，当均热温度大于900℃时，奥氏体的粒径严重粗化，并且钢板在退火后的延展性被劣化。因此，均热温度被设定在780～900℃的范围内。为了达到TS×El大于18,000，均热温度优选在780～860℃的范围内。
本发明的高强度钢板特征在于即使当退火中的均热温度改变时，机械性能的变化仍很小。这样的原因是由于Al的含量高，因此增加了奥氏体和铁素体的临界区域的温度范围，结果，即使当均热温度显著改变时，退火后钢板微组织的变化仍很小；因此，可抑制退火后机械性能(特别是拉伸强度)的变化。结果，即使当均热温度在780～860℃的范围内改变时，所得钢板的拉伸强度的变化ΔTS(最大和最小值间的差值)仍被减少到100MPa以下，因此本发明的高强度钢板具有显著优异的制造稳定性。
在退火中从均热温度冷却对于马氏体相的产生很重要，并且从均热温度到500℃以下的平均冷却速率必须被设定为5℃/秒以上。当平均冷却速率小于5℃/秒时，从奥氏体产生珠光体，因此不能获得高延展性。平均冷却速率优选为10℃/秒以上。另外，当冷却停止温度大于500℃时，产生渗碳体和/或珠光体，结果，不能获得高延展性。
在根据上述条件进行退火和冷却之后，本发明的高强度钢板可通过进行热浸镀锌形成热浸镀锌钢板(GI)。热浸镀锌的镀覆量在这种情况下可根据所需的耐腐蚀性适当地确定，并且没有特别限制；然而，在用于汽车结构构件的钢板中，所述量通常为30～60g/m2。
在进行上述热浸镀锌之后，本发明的高强度钢板必要时还可进行合金化处理，其中，当热浸镀锌层保持在450～580℃的温度范围内时，使其合金化。在该合金化处理中，当处理温度变高时，镀层的Fe含量大于15质量％，并且难以确保镀层附着性和可成形性；因此，处理温度优选被设定为580℃以下。另一方面，当合金处理温度小于450℃时，由于合金化进行缓慢，因此降低了生产率。因此，合金化处理温度优选被设定在450～580℃的范围内。
实施例
实施例1
在将具有表1所示成分组成的钢No.1～26各自在真空熔化炉中熔融以形成小铸锭后，接着将该铸锭加热到1,250℃并保持1小时，随后热轧，以便获得厚度为3.5mm的热轧钢板。在该过程中，将热轧的精轧最终温度设定为890℃，在轧制后以20℃/秒的平均冷却速率进行冷却，然后在600℃下进行1小时的热处理，其对应于600℃的卷取温度。接着，在通过酸洗处理该热轧钢板后，并接着将其冷轧至1.5mm厚后，对该冷轧钢板，在表2所示的条件下于还原气体(含N2和5体积％的H2)中进行退火，使得形成冷轧钢板(CR)。另外，在进行上述退火后，在用于热浸镀锌处理的470℃温度下，将部分冷轧钢板浸入热浸镀锌浴中，接着冷却至室温，以形成热浸镀锌钢板(GI)，或者在上述热浸镀锌后，在550℃下通过合金化处理进一步加工如此处理的所述部分冷轧钢板15秒，以形成合金化热浸镀锌钢板(GA)。将上述热浸镀锌的量设定为每个表面60g/m2。
使冷轧钢板(CR)、热浸镀锌钢板(GI)和由此获得的合金化热浸镀锌钢板(GA)经历以下试验。
<微组织>
在使用SEM观察以上三种类型钢板平行于轧制方向的截面微组织，并图像分析微组织的照片后，从铁素体和珠光体的占据面积，获得其各自的面积比率并将其作为体积分数。另外，残余奥氏体的体积分数可通过以下方法进行测量：在相应于薄片厚度的四分之一的深度处将钢板化学抛光成平面，接着对该抛光平面进行X射线衍射。将Mo-Kα线用作上述X射线衍射的入射X射线，并且相对于铁素体相的{110}、{200}和{211}面的衍射X射线强度，获得残余奥氏体相的{111}、{200}和{311}面的衍射X射线强度，使得将其平均值作为残余奥氏体相的体积分数。另外，将铁素体、珠光体和残余奥氏体的体积分数总值的余量视为马氏体的体积分数。
<拉伸试验>
在根据JIS Z2201从上述三种类型钢板获得JIS No.5拉伸试样使得拉伸方向沿着轧制方向后，根据JIS Z2241进行拉伸试验，以便测量屈服应力YP、拉伸强度TS和伸长率El。另外，从上述结果，为了评价强度-延展性的平衡，获得TS×El值。
<磷化处理性能>
在42℃的浴温下，使用商用磷化处理剂(由Nihon Parkerizing有限公司制造的Palbond PB-L3020体系)对上述冷轧退火钢板进行磷化性能处理达120秒的处理时间后，使用SEM观察在钢板表面上形成的磷化膜，然后基于以下标准评价磷化处理性能。
Figure G2009100071966D00131
：未在磷化膜上观察到遮盖力不足(lack of hiding)和不规则性。
○：未在磷化膜上观察到遮盖力不足，但在一定程度上观察到不规则性。
△：在部分磷化膜上观察到遮盖力不足。
×：在磷化膜上明显地观察到遮盖力不足。
<镀Zn性能>
通过视觉检测和用具有10×放大率的放大镜观察热浸镀锌钢板(GI)和合金化热浸镀锌钢板(GA)的表面，然后基于以下标准进行评价。
○：不存在裸点(根本未观察到裸点)。
△：裸点略微存在(存在通过具有10×放大率的放大镜可观察到的非常小的裸点部分，但该问题可通过改善的条件，诸如镀覆浴温或当钢板浸入镀槽时的温度而解决)。
×：存在裸点(通过视觉检测观察到裸点，并且该问题不能通过改善镀覆条件而解决)。
<外观评价>
通过视觉检测观察合金化热浸镀锌钢板(GA)的表面，并且研究了由合金化延迟引起的不规则外观的产生。随后，基于以下标准进行评价。
○：未通过合金化引起不规则性(优良)。
×：通过合金化引起不规则性(不好)。
Figure G2009100071966D00151
上述评价试验的结果也在表2中示出。
从表2，发现所有使用具有本发明成分组成、并在本发明的制造条件下制造的钢板均具有优良的强度-延展性平衡，因为拉伸强度TS为950MPa以上并且TS×El为16,000MPa·％以上，并且该钢板也具有优异的磷化处理性能、镀Zn性能和合金化处理性能。
另一方面，不满足本发明的成分组成和制造条件的钢板各自在至少一种上述性能中较差。例如，在虽然满足钢的成分组成但均热温度过高的钢板No.1A中，微组织粗化，并且延展性劣化；因此，劣化了强度-延展性平衡。另外，在钢板No.2A中，由于均热温度过低，再结晶未充分进行，因此延展性劣化。另外，在钢板No.13I中，由于从均热温度的冷却速率过慢，从而不利地产生了22.1％水平的珠光体，并且降低了马氏体的分数；因此，拉伸强度小于950MPa。
另外，钢板No.15A、16A、17C、18I、19A、20A、22C和24C全部均具有小于16,000MPa·％的TS×El并且具有较差的强度-延展性平衡。另外，在钢板No.21A中，虽然TS ×El为16,000MPa·％以上，但拉伸强度却小于950MPa。此外，在具有超出本发明范围的高Si含量的钢板No.25A和26I以及具有超出本发明范围的高Cr含量的钢板No.23A中，虽然TS×El为16,000MPa·％以上，但由于在钢板表面上形成的氧化物的存在，镀Zn性能和合金化处理性能劣化。
实施例2
合金化热浸镀锌钢板(GA)各自通过以下步骤形成：在实施例1所示的条件下，从表1所示的各铸锭No.2、5、18和21形成冷轧钢板，在固定条件下进行退火，不同的是将均热温度变成表3所示的780、820和860℃，然后进行热浸镀锌，接着进行合金化处理。
以类似于实施例1的方式，研究上述合金化热浸镀锌片的微组织和机械性能，并且其结果也在表3中示出。
Figure G2009100071966D00171
从表3看出，在从不满足本发明成分组成的钢No.18和21获得的钢板中，当将均热温度在780～860℃的范围内改变时获得的拉伸强度变化ΔTS显著大于100MPa；然而，在从满足本发明成分组成的钢No.2和5获得的钢板中，拉伸强度的变化为100MPa以下。因此，发现本发明的钢板在制造稳定性方面优异。
工业适用性
由于不仅具有高强度，还具有优异的延展性，本发明的高强度钢板不仅能应用于汽车零部件，而且还优选用于家用电器和建筑/建造(由于需要优良的可成形性，因此传统材料不易应用)的应用。

Claims (10)

1.一种高强度钢板，其包含下述成分组成，所述成分组成包括0.05～0.20质量％的C，0.3质量％以下的Si，1.5～3.0质量％的Mn，0.06质量％以下的P，0.01质量％以下的S，0.3～1.5质量％的Al，0.02质量％以下的N，0.01～0.1质量％的Ti，和0.0005～0.0030质量％的B；0.51～1.5质量％的Cr与0.01～2.0质量％的Mo中的至少一种；余量为Fe和不可避免的杂质，其中所述高强度钢板由包括铁素体和马氏体的微组织构成并且具有950MPa以上的拉伸强度。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中除所述成分组成外进一步包含0.01～0.1质量％的Nb与0.01～0.12质量％的V中的至少一种。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中除所述成分组成外进一步包含总含量为0.01～4.0质量％的Cu和Ni中的至少一种。
4.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中所述微组织包括20～70体积％的铁素体和20体积％以上的马氏体。
5.根据权利要求4所述的高强度钢板，其中所述微组织进一步包括小于10体积％的残余奥氏体。
6.根据权利要求1、2和5中任一项所述的高强度钢板，其中所述钢板在其上具有热浸镀锌层。
7.根据权利要求1、2和5中任一项所述的高强度钢板，其中所述钢板在其上具有合金化热浸镀锌层。
8.一种制造高强度钢板的方法，其包含以下步骤：将具有根据权利要求1～3中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧，接着进行冷轧；然后在780～900℃的温度下进行300秒以下的退火；然后以5℃/秒以上的平均冷却速率冷却至500℃以下的温度。
9.根据权利要求8所述的制造高强度钢板的方法，其进一步包含在退火步骤后在所述钢板的表面上进行热浸镀锌的步骤。
10.根据权利要求9所述的制造高强度钢板的方法，其进一步包含在热浸镀锌后进行合金化处理的步骤。
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