CN101688277B

CN101688277B - 高强度热镀锌钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN101688277B
Application number: CN200880023829.6A
Authority: CN
Inventors: 小野义彦; 木村英之; 奥田金晴; 藤田毅; 樱井理孝
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 2007-07-11
Filing date: 2008-07-10
Publication date: 2015-11-25
Anticipated expiration: 2028-07-10
Also published as: EP2184374B1; JP5332355B2; WO2009008553A1; KR20100023026A; US20100132850A1; EP2184374A4; EP2184374A1; CA2693763A1; CN101688277A; CA2693763C; JP2009035814A

Abstract

提供在以通常的CGL热循环为前提的情况下，不使用昂贵的Mo的、屈服应力低且耐常温时效性和烧结硬化性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。该高强度热镀锌钢板的成分组成为：以质量％计，含有C：0.01％以上且小于0.08％、Si：0.2％以下、Mn：大于1.0％且在1.8％以下、P：0.10％以下、S：0.03％以下、Al：0.1％以下、N：0.008％以下、Cr：大于0.5％，且满足1.9≤Mn(质量％)+1.3Cr(质量％)≤2.8，余量由铁和不可避免的杂质构成。其组织为：具有铁素体相和以面积率计为2～15％的马氏体相，珠光体相和/或贝氏体相的总面积率为1.0％以下。而且，制造上述热镀锌钢板时，在冷轧后，进行退火和镀层处理时，控制温度、冷却速度。

Description

高强度热镀锌钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及适合汽车、家电等领域、屈服应力低且耐常温时效性和烧结硬化性优良的热镀锌钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，对于汽车用钢板，为了以利用车体轻量化提高每加仑里程为目的的钢板的薄壁化和安全性提高，正在推广高强度化。但是，钢板的高强度化通常存在如下问题：导致冲压成形性变差，产生被称为表面变形的数十微米左右的变形，从而导致外观性变差。

与此相对，正在开发冲压成形时软质且容易成形、冲压成形后的涂装烧结工序中显示出高的烧结硬化性的钢板(BH钢板)。该钢板以极低碳钢为基础且添加Ti、Nb来控制固溶C量，因此强度为340MPa级时，屈服应力(以下也称为YP)低至约240MPa，因此耐表面变形性良好；冲压成形和涂装烧结后的屈服应力(YP’)高至约300MPa，从而确保抗凹性。

但是，从轻量化的观点出发，期望比现有的板厚0.65～0.80mm的340BH钢板更薄的钢板，例如，为了使板厚薄壁化0.05mm，需要冲压成形和涂装烧结后的屈服应力(YP’)为约350MPa以上。而且，为了在确保低YP的同时得到高的YP’，需要涂装烧结硬化性(以下也称为BH)和加工硬化性(以下也称为WH)高的钢板。

从这样的背景出发，例如，专利文献1中记载了通过将含有C：0.005～0.0070％、Mn：0.01～4.0％、Cr：0.01～3.0％的钢的退火和冷却条件进行适当控制，使退火后的组织为低温相变产物单相组织，从而得到低屈服应力且兼具高的WH、BH性，而且耐常温时效性优良的钢板的方法。

另外，专利文献2中记载了通过将含有C：0.04以下、Mn：0.5～3.0％、Mo：0.01～1.0％的钢的退火和冷却条件进行适当控制，使退火后的组织为以体积率计含有0.5％以上且小于10％的残留奥氏体、余量由铁素体和贝氏体和/或马氏体的硬质相构成的复合组织，从而得到屈服应力为300MPa以下且兼具高的WH、BH性的耐常温时效性、形状冻结性、抗凹性优良的钢板的方法。

专利文献3中记载了通过将含有C：0.01％以上且小于0.040％、Mn：0.3～1.6％、Cr：0.5％以下、Mo：0.5％以下且Mn+1.29Cr+3.29Mo为1.3％以上且2.1以下的钢的退火后的冷却条件进行适当控制，使退火后的组织为以体积百分率计为70％以上的铁素体和1～15％的马氏体，从而得到具有高强度和高的烧结硬化性(BH)的钢板的方法。

专利文献4中记载了通过将含有C：0.0025％以上且小于0.04％、Mn：0.5～2.5％、Cr：0.05～2.0％的钢在Ac1相变点以上且小于Ac3相变点的温度下退火后，在650℃至450℃的温度范围内以15～200℃/s的冷却速度进行冷却，进而在根据C、Mn、Cr量规定的温度范围内以小于10℃/s的冷却速度进行冷却，从而得到具有优良的烧结硬化性和耐常温时效性以及冲压成形性的钢板的方法。

专利文献1：日本特开平6-122940号公报

专利文献2：日本特开2005-281867号公报

专利文献3：日本特开2006-233294号公报

专利文献4：日本特开2006-52465号公报

发明内容

但是，上述现有技术存在如下问题。

例如，专利文献1中记载的技术，耐常温时效性的评价是以100℃×1小时的人工时效处理后的屈服点伸长率(下面也称为YPE1)的恢复量进行的，使用(1)式所示的Hundy的式子(出处：Hundy，B.B”AcceleratedStrainAgeingofMildSteel”.J.Iron&SteelInst.，178，p.34-38，(1954).)，计算30℃下的等价时效时间，结果是30℃下相当于18天，不能说耐常温时效性必然优良。而且，为了使其成为低温相变产物单相组织，例如，在实施例中在860～980℃的极高的温度范围内实施退火，但此时，有可能发生板断裂等问题。因此，需要开发不需要高温退火，而且耐常温时效性优良的钢板。

Log₁₀(t_r/t)＝4400(1/T_r-1/T)-log₁₀(T/T_r)……(1)

T：加速时效温度(K)

T_r：评价对象温度(K)

t：加速时效温度T下的时效时间(小时)

t_r：换算成评价对象温度T_r(K)时的等价时效时间(小时)

专利文献2中记载的技术，从提高加工硬化性(WH)的观点出发，使Mo含量为0.01％以上、1.0％以下，优选为0.1％以上、0.6％以下，使用残留奥氏体作为金属组织。但是，Mo是非常贵的元素，若如实施例那样添加0.18～0.56％的Mo，则导致成本显著增加。另一方面，实施例中的Mo的添加量极低的比较例中，YR高，WH显著低。因此，需要开发不需要昂贵的Mo而具有低YR和高WH的钢板。

专利文献3中记载的技术，控制马氏体百分率和铁素体中的固溶C，且为了得到高的烧结硬化性，在退火后以100℃/s的冷却速度从550～750℃的温度冷却到200℃以下的温度。但是，为了满足这样的冷却条件，需要如专利文献3中记载的在喷流水中进行淬火等特殊的方法，难以通过现有的连续热镀锌生产线进行制造。

专利文献4中记载的技术，在退火均热后冷却时，以15～200℃/s的速度在650℃～450℃的温度范围内进行冷却，并以小于10℃/s的速度在由C、Mn、Cr量规定的温度范围内进行冷却。在实施例中，以3℃/s的速度从退火温度冷却到680℃，以80℃/s的速度骤冷至Ts所表示的温度，以小于10℃/s的速度缓冷至Tf所表示的温度，然后以15℃/s冷却至180℃，以100℃/s的速度冷却至室温。上述技术可以通过不进行热镀锌处理且同时设有过时效段的CAL进行，但难以通过在冷却中途实施热镀锌处理、且没有同时设置通常的过时效处理设备的CGL来进行(实施镀层处理时，需要在约460℃的镀液中将钢板浸渍数秒，而且在进行合金化处理时，需要加热至500～600℃并保持数十秒)。而且，在具有镀层处理设备的CGL中，若同时设置过时效段，则生产线长度变得过长，因此通常不同时设置过时效段，而在镀层处理后进行气冷。因此，如实施例中所示的以15℃/s以上的冷却速度在650～450℃的温度范围内冷却、并以约1.3℃/s的极慢的冷却速度在390℃以下的温度范围内冷却，难以通过现有的CGL的热循环实现。以上述冷却方式冷却至室温后，也能够进行热镀锌，但此时导致成本显著增加。因此，需要开发通过不需要如上所述的热历史的、由通常的CGL热循环得到良好的材质的技术。

本发明是为了解决上述问题而完成的，目的在于，提供在以通常的CGL热循环为前提的情况下，不使用昂贵的Mo的、屈服应力低且耐常温时效性和烧结硬化性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。

为了解决上述问题，进行了深入的研究，得到如下见解。

通过将淬透性高的Mn、Cr控制在特定范围内，即使在冷却速度慢的CGL热循环中，珠光体、贝氏体也受到抑制，能得到低屈服应力和高的加工硬化性。

另外，由于在相同的Mn当量下，Mn添加量越少，Fe-C状态图的A1和A3线越向高温、高C侧移动，因此铁素体中的固溶C增大。因此，若减少Mn添加量，则固溶C的变形时效现象即BH特性提高。另一方面，若过度降低Mn添加量，则时效性变差，因此为了兼具耐常温时效性和烧结硬化性，将Mn控制在适当的范围内是重要的。

即，发现了：通过适当地控制Mn量使耐常温时效性和烧结硬化性高度平衡，将利用Cr量的调整的Mn当量(＝Mn+1.3Cr)控制在适当的范围内，由此能够制造屈服应力低且具有高的加工硬化性的高强度热镀锌钢板，从而完成了本发明。

本发明是基于以上见解而完成的，其主旨如下。

一种高强度热镀锌钢板，其特征在于，成分组成为：以质量％计，含有C：0.01％以上且小于0.08％、Si：0.2％以下、Mn：大于1.0％且在1.8％以下、P：0.10％以下、S：0.03％以下、Al：0.1％以下、N：0.008％以下、Cr：大于0.5％，且满足1.9≤Mn(质量％)+1.3Cr(质量％)≤2.8，余量由铁和不可避免的杂质构成，组织为：具有铁素体相和以面积率计为2～15％的马氏体相，珠光体相和/或贝氏体相的总面积率为1.0％以下。

如上述[1]所述的冲压成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，所述Cr大于0.65％，所述Mn大于1.0％且在1.6％以下。

如上述[1]或[2]所述的冲压成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，还含有B：0.01％以下。

如上述[1]～[3]中任一项所述的冲压成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Mo：0.15％以下、V：0.5％以下、Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下中的任意1种以上。

一种高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1～4中任一项所述的成分组成的钢坯热轧和冷轧后，以高于750℃且低于820℃的退火温度退火，在从该退火温度到浸渍到镀液中为止的温度范围内以3～15℃/s的平均冷却速度进行冷却，实施热镀锌后，以5℃/s以上的平均冷却速度进行冷却。

如上述[5]所述的冲压成形性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，实施所述热镀锌处理后，进行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％。而且，高强度热镀锌钢板是指具有340MPa以上的拉伸强度的热镀锌钢板。

根据本发明，能够得到屈服应力低且耐常温时效性和烧结硬化性优良的高强度热镀锌钢板。其结果是在用于汽车内外板用途时，还能通过薄壁化而实现轻量化。

而且，本发明的高强度热镀锌钢板具有如上所述的优良的特性，因此能够广泛地用于以汽车用钢板为代表的家电等，在产业上是有益的。

具体实施方式

本发明将成分组成规定为Mn：大于1.0％且在1.8％以下、Cr：大于0.5％，并且将Mn当量控制在1.9≤Mn(质量％)+1.3Cr(质量％)≤2.8的适当范围内。而且，将组织设为：具有铁素体相和以面积率计为2～15％的马氏体相，珠光体相和/或贝氏体相的总面积率为1.0％以下。这是本发明的特征，是最重要的技术特征。通过设为这样的成分组成和组织，能够得到屈服应力低且耐常温时效性和烧结硬化性优良的高强度热镀锌钢板。

而且，关于制造这种屈服应力低且耐常温时效性和烧结硬化性优良的高强度热镀锌钢板，退火和镀敷条件的控制是必须的，在本发明中，特征在于，以高于750℃且低于820℃的退火温度退火，在从该退火温度到浸渍到镀液中为止的温度范围内以3～15℃/s的平均冷却速度进行冷却，实施热镀锌后，以5℃/s以上的平均冷却速度进行冷却。

下面对本发明进行详细地说明。

首先，对本发明中钢的化学成分的限定原因进行说明。

C：0.01％以上且小于0.08％

C对高强度化有效，是本发明中重要的元素之一。在本发明中，为了确保预定量以上的马氏体相，使其含量为0.01％以上。另一方面，C量为0.08％以上时，马氏体相变得过多，YP上升、BH量降低，而且焊接性也变差。因此，使C量小于0.08％，为了得到更低的YP、更高的BH，优选使C量小于0.06％，更优选使C量为0.05％以下。

Si：0.2％以下

Si的固溶强化能大，从低屈服强度化(低YP化)的观点出发，优选使其含量少。但是，由于容许Si量达到0.2％，因此使Si量为0.2％以下。

Mn：大于1.0％且在1.8％以下

Mn是本发明中最重要的元素。若Mn量大于1.8％，则铁素体中的固溶C量减少，BH性降低。另外，若Mn量为1.0％以下，则铁素体中的固溶C多，因而具有高的BH性，但另一方面，有时耐常温时效性变差。因此，从兼具BH性和耐常温时效性的观点出发，使Mn量大于1.0％且在1.8％以下，优选为大于1.0％且在1.6％以下。

P：0.10％以下

P是对高强度化有效的元素。但是，若P量大于0.10％，则屈服强度(YP)上升，耐表面变形性变差。而且，使镀锌层的合金化速度降低，成为镀敷不良或不镀的原因，并且在钢板的晶界偏析而使耐二次加工脆性变差。因此，使P量为0.10％以下。

S：0.03％以下

S使热加工性下降，钢坯的热裂纹敏感性提高，因此优选其含量少。特别是，若S量大于0.03％，则由于微小的MnS析出而延展性变差，且使冲压成形性变差。因此，使S量为0.03％以下。而且，从冲压成形性的观点出发，优选使S量为0.015％以下。

Al：0.1％以下

Al作为脱氧元素使钢中的夹杂物减少，而且具有将钢中不需要的固溶N固定为氮化物的作用。但是，若Al量大于0.1％，则簇状的氧化铝类夹杂物增加，延展性变差，且使冲压成形性变差。因此，使Al量为0.1％以下。在作为脱氧元素利用来充分地降低钢中的氧时，优选含有0.02％以上的Al。

N：0.008％以下

从耐常温时效性的观点出发，不优选N以固溶状态残留，因此优选使其含量少。特别是，若N量为大于0.008％，则固定N所需的氮化物形成元素的添加量增加，导致制造成本增加。而且，过量的氮化物的生成导致延展性和韧性变差。因此，使N量为0.008％以下。从确保延展性和韧性的观点出发，优选N小于0.005％。

Cr：大于0.5％

Cr是提高淬透性的元素，是对马氏体相的生成非常重要的元素。而且，Cr与Mn相比，提高淬透性的效果更高，而且固溶强化能小，因此对低YP化有效，在本发明中积极地添加。Cr量为0.5％以下时，有时不能得到上述的提高淬透性效果和低YP效果，因此使Cr大于0.5％，优选大于0.65％。

另外，如上所述，从兼具BH特性和耐常温时效性的观点出发，限制Mn的添加量，因此为了在冷却速度慢的CGL热循环中也抑制珠光体、贝氏体，达到低YP化，需要通过调整Cr量来控制为预定的Mn当量。由此，使Cr量大于0.5％，优选大于0.65％。

Mn+1.3Cr：1.9％以上、2.8％以下

Mn+1.3Cr的值是表示淬透性的指标之一，为了使马氏体相生成，适当地控制该值是重要的。若Mn+1.3Cr的值小于1.9％，则淬透性变得不充分，在退火后的冷却时容易生成珠光体、贝氏体，YP上升。另一方面，若Mn+1.3Cr的值大于2.8％，则淬透性效果饱和，由于过量的合金元素的添加，导致制造成本增加。因此，使Mn+1.3Cr的值为1.9％以上、2.8％以下，优选为大于2.3％且在2.8％以下。

通过以上的必须元素，能得到本发明钢的目的特性，在上述的必须添加元素的基础上，还可以根据需要添加下述元素。

B：0.01％以下

B是提高淬透性的元素，为了使马氏体相稳定地生成，可以添加0.0005％以上。而且，通过添加0.0015％以上、0.004％以下的B，能使铁素体的晶粒生长性提高，并且能使BH提高，而且能够改善低YP化与高BH化的平衡。但是，若添加B超过0.01％，则对材质和铸造性等的不良影响变得显著。因此，添加B时，使其为0.01％以下。

Mo：0.15％以下、V：0.5％以下、Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下中的1种以上

Mo：0.15％以下

Mo是昂贵的元素，是导致YP上升的元素，但也是对于改善镀层表面品质、或提高淬透性而稳定地得到马氏体相有效的元素，可以添加0.01％以上。但是，若Mn量大于0.15％，则其效果饱和，导致成本显著增加。因此，添加Mo时，使其为对YP上升的不良影响小的、0.15％以下。从低成本化、低YP化的观点出发，优选使Mo含量少，优选不添加Mo(不可避免地混入的0.02％以下)。

V：0.5％以下

V是提高淬透性的元素，为了使马氏体相稳定地生成，可以添加0.01％以上。但是，即使过量添加V，也不能得到与成本相应的效果。因此，添加V时，使其为0.5％以下。

Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下

Ti、Nb形成碳氮化物而使固溶C、N量降低，为了防止时效变差，可以分别添加0.01％以上。但是，即使均过量地添加超过0.1％，其效果饱和，也不能得到与成本相应的效果。因此，添加Ti、Nb时，使它们各自为0.1％以下。

另外，除上述之外的余量为Fe及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如，O形成非金属夹杂物而对品质产生不良影响，因此优选将O降低至0.003％以下。

接着，对本发明的冲压成形性优良的高强度热镀锌钢板的组织进行说明。

铁素体相和以面积率计为2％以上、15％以下的马氏体相

本发明的热镀锌钢板，是铁素体相和以面积率计为2％以上、15％以下的马氏体相的两相组织。通过将马氏体相控制在该范围内，使耐表面变形性、加工硬化性提高，能得到可以用于汽车覆盖件用途的钢板。若马氏体相的面积率大于15％，则硬度显著上升，例如，不具有作为本发明对象的汽车内外板用钢板的充分的耐表面变形性和冲压成形性。因此，使马氏体相的面积率为15％以下。另一方面，马氏体相的面积率小于2％时，YPE1容易残留，而且YP变高，其结果是耐表面变形性变差。因此，使马氏体相的面积率为2％以上、15％以下，优选为2％以上、10％以下。

珠光体相和/或贝氏体相的总面积率为1.0％以下

在退火后实施缓冷、特别是实施合金化处理时，若不优化Mn当量，则主要与马氏体邻接地生成微小的珠光体相或贝氏体相，YR上升。即，通过使珠光体相和/或贝氏体相的总面积率为1.0％以下，能实现低YP化，因此使其总面积率为1.0％以下。

而且，本发明的钢板中，除了铁素体相、马氏体相、珠光体相、贝氏体相之外，还可以含有以面积率计为约1.0％的残留γ相、不可避免的碳化物。

另外，上述面积率可以如下求出：将钢板的L截面(与轧制方向平行的垂直截面)研磨后，用硝酸乙醇溶液腐蚀，使用SEM在4000倍的倍率下观察12个视野，对拍摄的组织照片进行图像分析。组织照片中铁素体是稍黑的对比度的区域，将碳化物为层状或点状地生成的区域记为珠光体和贝氏体，将具有白对比度的粒子记为马氏体。

另外，例如通过适当地控制Mn当量和退火后的冷却条件，能将组织控制在上述面积率范围内。

下面对本发明的高强度热镀锌钢板的制造条件进行说明。

本发明的热镀锌钢板如下制造：将调整至上述化学成分范围内的钢熔炼成钢坯，接着，在热轧后进行(酸洗)、冷轧，接着，退火后，在从该退火温度到浸渍到镀液中为止的温度范围内以3～15℃/s的平均冷却速度进行冷却，实施热镀锌后，以5℃/s以上的平均冷却速度进行冷却。

在此，钢的熔炼方法没有特殊限定，可以使用电炉，也可以使用转炉。而且，熔炼后的钢的铸造方法，可以通过连铸法制成钢坯，也可以通过铸锭法制成钢锭。

连铸后将钢坯热轧时，可以在加热炉中将钢坯再加热后进行轧制，或者也可以不加热钢坯而直接进行轧制。而且，也可以在制成钢锭后进行开坯轧制，然后供于热轧。

热轧可以根据常用方法实施，例如，可以使钢坯的加热温度为1100～1300℃、终轧温度在Ar3点以上、终轧后的平均冷却速度为10～200℃/s、卷取温度为400～750℃。关于冷轧率，可以在通常的作业范围内的50～85％下进行。

下面对本发明中重要的退火和镀敷工序(CGL工序)进行详细地说明。

退火温度：高于750℃且低于820℃

为了得到铁素体相+马氏体相的显微组织，退火温度需要加热至适当的温度。退火温度在750℃以下时，奥氏体相的生成不充分，因此不能得到预定量的马氏体相。因此，由于YPE1的残留、YP的上升等，耐表面变形性变差。另一方面，退火温度为820℃以上时，铁素体中的固溶C量降低，有时不能得到高的BH量。而且，C向奥氏体的富集变得不充分，在之后的冷却时、合金化处理时容易生成珠光体、贝氏体，YP有可能上升。因此，使退火温度高于750℃且低于820℃。

(1次)平均冷却速度：3℃/s以上、15℃/s以下

在制造热镀锌钢板时，将退火后从该退火温度到在镀液中浸渍为止的1次平均冷却速度设为3℃/s以上、15℃/s以下。冷却速度小于3℃/s时，冷却中的珠光体、贝氏体生成量变得显著，YP上升。而且，由于生成珠光体、贝氏体，不能得到预定量的马氏体相，YPE1的残留导致YP上升。另一方面，冷却速度大于15℃/s时，C、Mn、Cr向奥氏体的富集变得不充分，在之后的冷却时、合金化处理时奥氏体分解为珠光体、贝氏体，它们的生成量增大，因此YP上升。另外，铁素体中的C富集受到抑制，有时不能得到高的BH量。因此，将退火后从该退火温度到在镀液中浸渍为止的1次平均冷却速度设为3℃/s以上、15℃/s以下。优选的平均冷却速度为5℃/s以上、15℃/s以下。另外，镀层处理中镀液温度可以为通常的约400℃～约480℃。

另外，在实施了热镀锌处理后，还可以根据需要进行热镀锌的合金化处理。此时的热镀锌的合金化处理，例如，在热镀锌液中浸渍后，根据需要加热至500～700℃的温度范围内，并保持数秒至数十秒。现有的没有优化Mn当量的钢板，由于进行上述的合金化处理，材质显著变差，但本发明钢即使实施上述合金化处理，YP的上升也小。

另外，作为热镀锌条件，优选镀层附着量为每单面20～70g/m²，在进行合金化处理时，优选镀层中的Fe％为6～15％。

(2次)冷却速度：5℃/s以上

为了稳定地得到马氏体，实施了热镀锌处理后、或者实施了热镀锌的合金化处理后的2次冷却，是以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至Ms点以下的温度。在2次冷却速度小于5℃/s的缓冷中，在400～500℃附近生成珠光体或贝氏体，YP上升。另一方面，2次冷却速度的上限没有必要特别限定，但若超过100℃/s则马氏体变得过硬，延展性下降。因此，2次冷却速度优选为100℃/s以下。由此，使2次冷却速度为5℃/s以上，优选为10℃/s以上、100℃/s以下。

而且，在本发明中，为了在热处理后矫正形状，还可以对本发明的钢板进行表面光轧。另外，在本发明中，虽然设想了通过通常的炼钢、铸造、热轧各工序制造钢原材的情况，但也可以通过例如薄板坯连铸等省略热轧工序的一部分或全部来进行制造。

另外，还可以进一步对本发明的热镀锌钢板的表面实施有机覆膜处理。

实施例

实施例1

下面通过实施例进一步说明本发明。

将具有表1所示的钢A～Y的化学成分的钢通过真空熔炼进行熔炼，制成钢坯。将这些钢坯加热至1200℃后，以850℃的终轧温度进行热轧，接着进行冷却，然后在600℃下卷取，制造板厚为2.5mm的热轧钢板。对所得到的热轧钢板进行酸洗后，以70％的轧制率进行冷轧，制成板厚为0.75mm的冷轧钢板。

表1

接着，将从上述得到的冷轧钢板上切出的样品在红外热像炉(infraredimagefurnace)中在表2所示的退火温度下保持60秒后，在表2所示的条件下进行1次冷却，进行了热镀锌(镀液温度：460℃)后，实施合金化处理(520℃×15s)，进行2次冷却直至150℃以下的温度，然后实施伸长率为0.4％的表面光轧。在此，镀层处理是调整附着量为单面50g/m²，合金化处理是调整镀层中的Fe％为9～12％。

对于以上得到的热镀锌钢板，采集样品，测定马氏体相的面积率、珠光体相和/或贝氏体相的总面积率，并测定拉伸特性、加工硬化量(WH)、烧结硬化量(BH)和加速时效试验后的屈服点伸长率(YPE1)。详细的测定方法如下所示。

(1)马氏体相的面积率：对样品的L截面(与轧制方向平行的垂直截面)进行机械研磨，用硝酸乙醇溶液腐蚀，然后用扫描电子显微镜(SEM)以4000倍的倍率对12个视野进行观察，并使用拍摄的组织照片(SEM照片)进行定量。在此，将具有白的对比度的粒子记为马氏体，将剩下的具有黑的对比度的粒子记为铁素体，求出马氏体占整体的比例。

(2)拉伸特性：沿着相对于轧制方向成90°的方向(C方向)采集JIS5号试验片，根据JISZ2241的规定进行拉伸试验，测定屈服应力(YP)和拉伸强度(TS)。

(3)加工硬化量(WH)：测定2％的预应变后的应力与屈服应力(YP)的应力差。

(4)烧结硬化量(BH)：测定2％的预应变后的应力与进行了相当于170℃×20分钟的涂装烧结的热处理后的屈服应力的应力差。

(5)加速时效试验后的屈服点伸长率(YPE1)：实施了100℃×24小时的热处理后，进行拉伸试验(根据JISZ2241)，测定YPE1。例如，设想出口钢板时越过赤道的情况，设定加速时效条件，以使由Hundy的式子计算出的等效时效时间在30℃下为1.2年，在50℃下为约2个月。

以上的测定结果与制造条件一起示于表2。

在表2中，No.1～17和40～42的成分、制造条件在本发明范围内，是具有马氏体相的面积率为2％以上、15％以下且珠光体和/或贝氏体的总面积率为1.0％以下的组织的本发明例。本发明例与比较例相比，YR低、BH高，且时效后的YPE1也小，为0.2％以下。

另一方面，使用成分在本发明范围外的钢R～V制造的比较例No.18～22，YR、BH、时效后的YPE1均差。

具体而言，No.18(钢R)的Mn量、Cr量在本发明范围外，特别是Mn多，因此BH量低。No.19(钢S)的Mn少，因此铁素体中的固溶C多，具有高的BH，但另一方面，时效后的YPE1高，耐时效性差。No.20(钢T)的Mn多，因此铁素体中的固溶C量少，BH低。而且，由于铁素体被固溶强化，因此YP升高，耐表面变形性差。No.21(钢U)的Mn+1.3Cr的值低，因此退火后的冷却时生成珠光体、贝氏体，不能确保预定量的马氏体，因此YR升高，且时效后的YPE1高。No.22(钢V)的C量少，因此不能得到预定量的马氏体，YR高，时效后的YPE1也高。

实施例2

将具有表1所示的钢C、D、E、G的化学成分的钢通过真空熔炼进行熔炼，在与实施例1同样的条件下实施热轧、酸洗、冷轧，在表3所示的退火温度下保持60秒后，在表3所示的条件下进行1次冷却，进行了热镀锌处理(镀液温度：460℃)后，实施合金化处理，进行2次冷却直至150℃以下的温度，并实施表面光轧。

对于以上得到的热镀锌钢板，采集样品，通过与实施例1同样的方法，测定马氏体相的面积率、珠光体相和/或贝氏体相的总面积率，并测定拉伸特性、加工硬化量(WH)、烧结硬化量(BH)和加速时效试验后的YPE1。

所得到的结果与制造条件一起示于表3。

在表3中，No.23、25、26、28～31、35～39的成分、制造条件在本发明范围内，是具有马氏体相的面积率为2％以上、15％以下且珠光体和/或贝氏体的总面积率为1.0％以下的组织的本发明例。本发明例与比较例相比，YR低、BH高，且时效后的YPE1也小，为0.2％以下。

另一方面，No.24由于退火温度低，因而不能得到预定量的马氏体相，YR高，时效后的YPE1也高，耐常温时效性差。

No.27由于退火温度高，因而退火中元素向奥氏体的富集变得不充分，在合金化处理时生成珠光体、贝氏体。其结果是与相同强度的发明例相比，YR升高。

No.32由于1次冷却速度慢，因而横穿珠光体、贝氏体的生成鼻点(nose)，因此它们的生成量增大，YP上升。而且，由于生成珠光体、贝氏体，不能得到预定量的马氏体，YPE1的残留导致YP上升，YR升高，时效后的YPE1也升高。

No.33由于1次冷却速度快，因而元素向奥氏体中的富集变得不充分，在合金化处理时容易生成珠光体、贝氏体。其结果是冷却后得到的马氏体的面积率减少，YR升高，且时效后的YPE1也升高。

No.34由于2次冷却速度慢，因而在2次冷却中的400～500℃附近的温度范围内奥氏体分解成珠光体、贝氏体，它们的生成量增加，因此冷却后得到的马氏体的面积率减少。因此，YR升高，时效后的YPE1也升高。

产业上的利用可能性

本发明的高强度热镀锌钢板，由于屈服应力低且兼具优良的耐常温时效性和烧结硬化性，因此能够应用于具有高成形性的部件，汽车内外板用途自不必说，还适合用于需要高成形性的领域。

Claims

1.一种高强度热镀锌钢板，其特征在于，

成分组成为：以质量％计，含有C：0.01％以上且小于0.040％、Si：0.2％以下、Mn：大于1.0％且1.42％以下、P：0.10％以下、S：0.03％以下、Al：0.1％以下、N：0.008％以下、Cr：大于0.5％、B：0.0005％以上且0.01％以下，且满足1.9≤Mn(质量％)+1.3Cr(质量％)≤2.8，余量由铁和不可避免的杂质构成，

组织为：具有铁素体相和以面积率计为2～15％的马氏体相，珠光体相和/或贝氏体相的总面积率为1.0％以下。

2.如权利要求1所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，所述Cr大于0.65％。

3.如权利要求1或2所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Mo：0.15％以下、V：0.5％以下、Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下中的任意1种以上。

4.一种高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1～3中任一项所述的成分组成的钢坯热轧和冷轧后，以高于750℃且低于820℃的退火温度退火，在从该退火温度到浸渍到镀液中为止的温度范围内以3～15℃/s的平均冷却速度进行冷却，实施热镀锌后，以5℃/s以上的平均冷却速度进行冷却。

5.如权利要求4所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，实施所述热镀锌处理后，进行热镀锌的合金化处理。