CN102844454A - 加工性优异的高屈服比高强度的熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板 - Google Patents

加工性优异的高屈服比高强度的熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板 Download PDF

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Abstract

一种拉伸强度为980MPa以上的加工性优异的高屈服比高强度镀锌钢板或者合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，C：0.12～0.3％，％表示质量％的含义、Si：0.1％以下(不含0％)、Mn：2.0～3.5％、P：0.05％以下(不含0％)、S：0.05％以下(不含0％)、Al：0.005～0.1％、和N：0.015％以下(不含0％)，余量为铁和不可避免的杂质，金属组织以贝氏体为母相组织，以相对于全部组织的比例计，满足铁素体的面积率：3～20％、和马氏体的面积率：10～35％。

Description

加工性优异的高屈服比高强度的熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板
技术领域
本发明涉及加工性优异的高屈服比高强度的熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板(以下有时用镀敷钢板代表。)，特别涉及在不使加工性降低的情况下屈服比提高的拉伸强度为980MPa以上的高强度镀敷钢板。本发明的镀敷钢板，例如，适合用于要求高加工性，同时要求高屈服强度的汽车用结构部件(例如立柱、车架的纵梁、加强类等车身骨架部件；保险杠、车门护栏、薄板部件、车轮部件等强度部件)、家电用部件等。
背景技术
近年来，由于有关地球环境问题的意识提高，对于各汽车制造商，为了改善燃料费进行了车体的轻质化。此外，从乘客的安全性的观点出发，强化汽车的碰撞安全标准，也要求部件对于冲击的耐久性。因此，对于最近的汽车，高强度钢板的使用分率进一步上升，对于其中要求防锈性的车体骨架部件、加强部件，积极地应用了高强度的熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板。随着高强度钢板的用途扩大，要求的特性也提高，对于难成型部件，进一步强烈要求母材的加工性的改善。
作为同时具有强度和加工性的钢板，有以具有高伸长率的铁素体和发挥高强度的马氏体为主体的复合组织钢板(以下有时称为DP钢板)。此外，作为兼具高加工性和高屈服比的高强度钢板，例如专利文献1中公开了通过使铁素体的平均结晶粒径为5.0μm以下，使硬质第2相的平均粒径为5.0μm以下，从而具有780MPa以上的强度，同时伸长率优异，并且屈服比为60～80％的高张力熔融镀锌钢板。对于该文献中公开的技术，添加Ti、Nb的析出强化元素，实现了析出强化和组织微细化强化，但Ti、Nb的大量添加是必要的，因此从成本的观点出发有问题。
对于车体骨架用的高强度熔融镀锌钢板，要求加工性，同时要求碰撞时的能量吸收能力，要求以低成本制造屈服强度即屈服比高的钢板的技术。但是，上述DP钢板显示低屈服比，并没有同时具有高屈服比和高加工性。此外，专利文献1中示出了兼具高屈服比和加工性的钢板，但在制造成本方面存在问题。因此，希望实现能够以低成本制造显示高屈服比并且优异的加工性的高强度镀敷钢板的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：特开2006-52445号公报
发明内容
发明要解决的课题
本发明着眼于上述的实际情况而完成，其目的在于提供拉伸强度为980MPa以上、显示高屈服比并且加工性(详细地说，指TS-EL平衡、进而TS-λ平衡)优异的熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板。
用于解决课题的手段
能够解决上述课题的本发明涉及的镀敷钢板是拉伸强度为980MPa以上的加工性优异的高屈服比高强度镀敷钢板，其为在钢板的表面具有熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层的镀敷钢板，具有如下的特征：满足C：0.12～0.3％(质量％的含义。对于化学成分组成以下％都同为质量％)、Si：0.1％以下(不包括0％)、Mn：2.0～3.5％、P：0.05％以下(不包括0％)、S：0.05％以下(不包括0％)、Al：0.005～0.1％和N：0.015％以下(不包括0％)，余量为铁和不可避免的杂质，金属组织以贝氏体为母相组织，以相对于全部组织的比例计，满足铁素体的面积率：3～20％和马氏体的面积率：10～35％，。
本发明的优选的实施方式中，上述镀敷钢板还含有选自Cr：1.0％以下(不包括0％)、Mo：1.0％以下(不包括0％)和B：0.01％以下(不包括0％)中的1种以上的元素。
还含有Ti：0.3％以下(不包括0％)和/或V：0.3％以下(不包括0％)也是优选的实施方式。
发明的效果
本发明涉及的高强度镀敷钢板，以贝氏体为母相组织，适当地控制作为第2相组织的铁素体和马氏体的分率，因此拉伸强度为980MPa以上，显示高屈服比(特别地，65％以上)，并且加工性优异。本说明书中，所谓上述“加工性优异”，意味着拉伸强度：980MPa以上的情况下，TSEL平衡(进而TS-λ平衡)优异。具体地，是指在上述的高强度范围中，满足[拉伸强度(TS：MPa)×伸长率(EL：％)/100]≥130。上述TS×EL/100优选为140以上。进而，在上述的高强度范围中，优选为[拉伸强度(TS：MPa)×扩孔率(λ：％)/100]≥210，上述TS×λ/100更优选为220以上。
附图说明
图1为表示制造本发明的钢板时的加热曲线的简要图。
图2为表示制造本发明的钢板时的加热曲线的变形例的简要图。
图3为表示制造本发明的钢板时的加热曲线的另外的变形例的简要图。
图4为表示实施例中得到的钢板的组织分率的图。
图5为表示实施例中得到的钢板的机械特性的图。
具体实施方式
如上所述，作为兼具强度和加工性的钢板，可列举以铁素体和马氏体为主体的DP钢板，该DP钢板，由于在马氏体相变时在铁素体中导入可动位移(mobile dislocation)，因此成为了低屈服比。因此，本发明人以如下内容作为基本的思想：以贝氏体为母相组织(主相)，与以往的DP钢板相比对产生可动位移的马氏体与导入可动位移的铁素体的各自的分率进行控制，从而实现高屈服比。不过，通过贝氏体的导入，铁素体相对减少，由此伸长率容易下降，而且由于马氏体相对地减少，因此强度变得容易下降。进而，即使贝氏体为主相，如果马氏体、铁素体的分率比较多，有时实现高屈服比困难。因此为了能够实现高强度、高屈服比和高加工性的全部的特性，以贝氏体为主相，而且对铁素体和马氏体的各分率进行了深入研究，结果对于这些组织的分率发现了最佳范围，完成了本发明。
以下对于上述组织分率的范围及其设定理由进行详述。
[铁素体分率：3～20面积％]
铁素体作为有助于伸长率特性的提高的组织是重要的，为了确保伸长率特性，使相对于全部组织的铁素体分率为3面积％以上。优选为5面积％以上。另一方面，为了确保贝氏体组织并实现高屈服比，有必要将铁素体分率控制在20面积％以下。优选为18面积％以下。
[马氏体分率：10～35面积％]
马氏体是对于确保高强度必要的组织，本发明中，使相对于全部组织的马氏体分率为10面积％以上。优选为15面积％以上。另一方面，为了确保贝氏体组织，实现高屈服比，有必要将马氏体分率控制在35面积％以下。优选为30面积％以下。
[母相组织：贝氏体]
如上所述，本发明的钢板以贝氏体为母相组织(主相)。本发明中的“母相组织”，是指在全部组织中所占的比例最多的组织。仅由贝氏体、铁素体和马氏体这3相构成的情况下，根据上述铁素体分率和马氏体分率的上限值，贝氏体分率成为45面积％以上，贝氏体组织成为“母相组织”。需要说明的是，本发明中，在制造过程中生成的残留奥氏体包含在该马氏体中。
本发明的钢板，可只由贝氏体、铁素体和马氏体这3相构成，但在不阻碍本发明的作用的限度内，可含例如制造过程等中不可避免地生成的组织。作为这样的组织，可列举例如珠光体等，相对于全部组织的上述组织的分率，以合计表示，优选为5面积％以下。
上述组织的鉴定和分率的测定可采用后述的实施例中所示的方法进行。
为了充分发挥形成上述组织所产生的优异的特性(高强度、高屈服比和高加工性)，也发挥作为镀敷钢板的其他的特性(例如镀敷密合性、焊接性)，有必要如下所述控制钢板的化学成分组成。以下对化学成分组成详述。
[C：0.12～0.3％]
C是除了提高淬火性以外，有助于贝氏体、马氏体的硬质化，为了确保钢板的强度所必需的元素。如果C量不足，不仅铁素体大量生成，而且贝氏体、马氏体也软质化，因此实现高屈服比、高强度变得困难。因此，本发明中，将C量规定为0.12％以上。优选为0.13％以上，更优选为0.14％以上。另一方面，如果过剩地含C，则焊接性降低，因此C量为0.3％以下。优选为0.26％以下，更优选为0.23％以下。
[Si：0.1％以下(不含0％)]
Si是对于铁素体的固溶强化有效的元素，也是使镀敷密合性下降的元素，因此本发明中极力地使其少为宜。因此，Si量为0.1％以下。优选为0.07％以下，更优选为0.05％以下，进一步优选为0.03％以下。
[Mn：2.0～3.5％]
Mn是提高淬火性，有助于确保高强度的元素。如果Mn量不足，淬火性变得不充分，铁素体大量生成，实现高强度、高屈服比变得困难。因此，本发明中，含有2.0％以上的Mn。优选的Mn量为2.3％以上。另一方面，如果过剩地含有Mn，强度-伸长率平衡容易降低、焊接性变得容易降低，因此Mn量为3.5％以下，优选为3.2％以下。
[P：0.05％以下(不含0％)]
P是对于铁素体的固溶强化有效的元素，也是使镀敷密合性降低的元素，因此在本发明中极力地使其少为宜。因此，使P量为0.05％以下。优选为0.03％以下。
[S：0.05％以下(不含0％)]
S是不可避免的杂质元素，从确保加工性、焊接性的观点出发，极力地使其少为宜，因此使其为0.05％以下。优选为0.02％以下，更优选为0.01％以下。
[Al：0.005～0.1％]
Al是具有脱氧作用的元素，使其为0.005％以上。优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。但是，即使过剩地添加，其效果也饱和，因此使Al量的上限为0.1％。优选为0.08％以下，更优选为0.06％以下。
[N：0.015％以下(不含0％)]
N为不可避免的杂质元素，如果大量地含有，存在使韧性、伸长率劣化的倾向，因此使N量的上限为0.015％。优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下。
本发明中使用的钢的基本成分如上所述，余量为铁和不可避免的杂质。作为因原料、资材、制造设备等的状况而带入的上述不可避免的杂质，除了上述S、N以外，还可列举O、杂质元素(Sn、Zn、Pb、As、Sb、Bi等)等。
本发明中使用的钢，根据需要可还含有以下的任意元素。
[从Cr：1.0％以下(不含0％)、Mo：1.0％以下(不含0％)、和B：0.01％以下(不含0％)中选择的1种以上的元素]
Cr、Mo、B均为提高淬火性，有助于确保高强度的元素。为了发挥这样的效果，含Cr的情形下，优选含有0.04％以上，含Mo的情形下，优选含有0.04％以上，含B的情形下，优选含有0.0010％以上。但是，如果过剩地含有Cr、Mo，则伸长率劣化，因此优选使各自的上限为1.0％以下。更优选地，含Cr的情形下，为0.50％以下，含Mo的情形下，为0.50％以下。此外，过剩地含有B的情形下，不仅其效果饱和，而且伸长率劣化，因此B量的上限优选为0.01％，更优选为0.005％。
[Ti：0.3％以下(不含0％)和/或V：0.3％以下(不含0％)]
Ti、V为通过碳氮化物的析出、组织的微细化而有助于确保高强度的元素。为了充分地发挥这样的效果，含Ti的情形下，优选含有0.01％以上，含V的情形下，优选含有0.01％以上。但是，即使过剩地含有任一种元素，仅仅是上述效果饱和，因此优选使各自的上限为0.3％。更优选地，含Ti的情况下，为0.20％以下，含V的情况下，为0.20％以下。
为了制造本发明的熔融镀锌钢板，特别地，以满足下述的条件的方式进行冷轧后的退火是有效的。以下参照图1对退火工序详述。
需要说明的是，对于本发明的熔融镀锌钢板(GI)、合金化熔融镀锌钢板(GA)，在该图1中所示的工序中，在低温保持工序中途、或者低温保持工序与三次冷却工序之间、或者三次冷却工序的中途等，在这些工序(或工序间)附加了常规方法的镀敷工序，或者还附加了常规方法的合金化工序。
[Ac3点～(Ac3点+150℃)的温度范围(均热温度T1)中5～200秒(均热时间t1)均热]
将满足上述的成分组成的冷轧钢板加热，在Ac3点～(Ac3点+150℃)的温度范围(均热温度T1)中均热5～200秒(均热时间t1)。如果均热温度T1低于Ac3点，奥氏体相变变得不充分，铁素体大量残存，确保所需的组织变得困难。此外，由于容易在铁素体中残存加工变形，因此难以获得优异的伸长率特性。均热温度T1优选为(Ac3点+10℃)以上。另一方面，如果均热温度T1高于(Ac3点+150℃)，促进奥氏体的粒生长，组织粗大化，强度-伸长率平衡降低，因此不优选。均热温度T1优选为(Ac3点+100℃)以下。
均热时间t1为5～200秒。如果小于5秒，奥氏体相变变得不充分，铁素体大量残存，确保所需的组织变得困难。此外，铁素体中残存加工变形的情况下，难以获得优异的伸长率特性。优选为20秒以上。另一方面，如果均热时间t1过长，则促进奥氏体的粒生长，如上所述组织粗大化，强度-伸长率平衡容易下降。因此，均热时间t1为200秒以下。优选为120秒以下。
需要说明的是，均热温度T1不必为恒定温度，在从室温的升温中，只要在Ac3点～(Ac3点+150℃)的温度范围(T1)的均热时间(t1)确保5～200秒即可。因此，除了例如如图2的(a)中所示，一气地升温到最高到达温度后，在该温度下保持的方式以外，在本发明中也包含如图2的(b)中所示，到达Ac3点～(Ac3点+150℃)温度范围后，在该温度范围内进一步升温，或者如图2的(c)中所示，从不到T1的温度到最高到达温度升温的期间，在均热温度T1的均热时间t1确保5～200秒的方式。
需要说明的是，上述图1中的从室温到均热温度T1的平均加热速度HR并无特别限定，例如可为1～100℃/秒。
[从T1到380～460℃的温度范围(T2)的平均冷却速度(CR1)：3～30℃/秒]
为了满足上述铁素体分率，使从T1到380～460℃的温度范围(T2)的平均冷却速度(CR1)为3～30℃/秒是有效的。如果平均冷却速度CR1高于30℃/秒，确保3％以上的铁素体变得困难，因此伸长率特性的确保变得困难。平均冷却速度CR1优选为25℃/秒以下。另一方面，如果平均冷却速度CR1低于3℃/秒，铁素体相变进行，将铁素体分率控制在20％以内变得困难，因此难以确保高屈服比变得困难。平均冷却速度CR1优选为5℃/秒以上。
从T1到380～460℃的温度范围(T2)的冷却，可分为多阶段，这种情况下，如果从T1到380～460℃的温度范围(T2)的平均冷却速度在3～30℃/秒的范围内，对于各阶段的冷却速度并无特别限定。例如如后述的实施例中所示，为2阶段冷却，也可改变从T1到中间温度(例如500～700℃)的一次冷却速度(CR11)与从中间温度到380～460℃的温度范围(T2)的二次冷却速度(CR12)。
[380～460℃的温度范围(低温保持温度T2)中20～300秒(低温保持时间t2)加热]
以上述平均冷却速度(CR1)冷却到低温保持温度T2后，在该380～460℃的温度范围(低温保持温度T2)确保20～300秒(低温保持时间t2)。即使不到380℃的温度下贝氏体相变也发生，但是制造GI、GA的情况下，会过剩地使镀浴的温度降低，担心生产率的降低。在超过460℃的温度下，难以发生贝氏体相变，不能确保以贝氏体为主相的所需的组织。通过在容易产生贝氏体相变的380～460℃的温度下保持，能够确保以贝氏体为主相的所需的组织。低温保持温度T2优选为390℃以上，更优选为400℃以上。
此外，低温保持时间t2为20～300秒。如果低温保持时间t2低于20秒，没有充分地发生贝氏体相变，因此得到所需的组织变得困难。优选为25秒以上。另一方面，即使使低温保持时间t2超过300秒，贝氏体相变也不进行到该程度之上，生产率下降，因此使低温保持时间t2的上限为300秒。优选为200秒以下，更优选为120秒以下。
低温保持温度T2不必为恒定温度，从均热温度T1的冷却时，确保380～460℃的温度范围的加热时间为20～300秒即可。因此，可采用例如如图3的(a)中所示，一气地从均热温度T1冷却到低温保持温度T2后，在该温度下保持的方式。也可如图3的(b)中所示，到达低温保持温度T2后，进而在该温度范围冷却。此外，也可如图3的(c)中所示，从高于460℃的温度冷却到低温保持温度T2的期间，确保在380～460℃的温度范围内的时间为20～300秒。此外，可如图3的(d)中所示，在380～460℃的温度范围内升温。
这样，通过控制低温保持温度T2和低温保持时间t2，从而控制贝氏体分率。
需要说明的是，制造熔融镀锌钢板(GI)的情况下，可列举经过低温保持工序后，例如浸渍于镀浴(温度：约430～500℃)实施熔融镀锌，然后三次冷却。此外，制造合金化熔融镀锌钢板(GA)的情况下，可列举上述熔融镀锌后，加热到500～750℃左右的温度后，进行合金化后再三次冷却。
此外，在低温保持工序的中途可实施镀敷处理、合金化处理，但是这种情况下，在镀敷处理、合金化处理的前后实施的380～460℃下的保持时间的合计必须满足20～300秒。此外，三次冷却中途可实施镀敷处理、合金化处理。
需要说明的是，图1中的从380～460℃的温度范围(T2)到室温的平均冷却速度CR2并无特别限定，可为例如1～100℃/秒。
需要说明的是，铁素体和贝氏体相变后残存的奥氏体成为马氏体，因此通过控制铁素体分率和贝氏体分率，从而能够控制马氏体分率。
对于上述以外的制造条件，可按照常规方法进行，并无特别限定，例如对于热轧，例如可以是完成压延温度：Ac3点以上、卷取温度：400～700℃。热轧后可列举根据需要进行酸洗，例如进行冷轧率：35～80％的冷轧。此外，熔融镀锌、合金化熔融镀锌中的除了上述的加热条件的镀敷、合金化的条件也能够采用通常采用的条件。
实施例
以下列举实施例对本发明更具体地说明，本发明当然不受下述实施例的限制，在可适合前·后述的主旨的范围内适当地加以改变来实施也当然可以，这些均包含在本发明的技术范围内。
[实施例1]
按照通常的熔炼方法将表1中所示的化学组成的扁坯钢(板厚：25mm)熔炼、铸造而制作后，热轧(完成压延温度为880℃，卷取温度为560℃)到2.4mm厚。接下来对得到的热轧钢板进行酸洗后，冷轧(冷轧率：50％)到1.2mm厚。
接下来，在表2中所示的退火条件下，在实验室中进行模拟了镀敷连续退火生产线的退火处理。
Figure BDA00002195251500111
需要说明的是，上述表1中的Ac3点的计算式参照莱斯利铁钢材料学(The Physical Metallurgy of Steels，William C.Leslie，幸田成康(KoudaShigeyasu)监译，丸善株式会社(MARUZEN Co，Ltd.)，1985年发行，第273页)(对于下述表4也同样)。
对于如上所述得到的各钢板，如下所述进行了机械特性(拉伸强度、屈服比、伸长率)的测定、拉伸凸缘性的评价和组织观察。
[机械特性的测定]
采取JIS Z2201的5号试验片，按照JIS Z2241，测定了拉伸强度(TS)、屈服强度(YS)、总伸长率(EL)。由这些值，算出屈服比(YR)和TS×EL。将TS为980MPa以上的情形评价为高强度，将YR为65％以上的情形评价为高屈服比。此外，对于EL，将TS×EL/100为130以上的情形评价为强度与伸长率的平衡(TS-EL平衡)优异。
[拉伸凸缘性的评价]
采用日本钢铁联盟标准JFS T 1001中规定的方法采取试验片，实施了初期孔径
Figure BDA00002195251500141
的冲孔加工后，将顶角60°的圆锥冲头压入，将该冲孔扩孔。然后，求出冲孔部分产生的裂纹贯通了板厚时的孔径db，由下述式算出极限扩孔率(hole expanding limit；本说明书中有时记载为“扩孔率”)λ(％)。然后，本实施例中，将拉伸强度(TS)×扩孔率(λ)/100为210以上的情形评价为强度与拉伸凸缘性的平衡(TS-λ平衡)优异。
[组织观察(微观组织观察)]
对于马氏体，采用如下的方法测定分率。对上述得到的钢板的与压延方向垂直的截面进行研磨，进行knightal腐蚀后，采用扫描型电子显微镜以倍率3,000倍观察1视野为约30μm×30μm的测定区域。对于3个视野进行观察，求出采用点算法(point counting method)测定的马氏体面积率的算术平均。
对于铁素体，采用如下的方法测定分率。为了鉴定铁素体，对于上述得到的钢板的与压延方向垂直的截面，采用使用了扫描型电子显微镜的EBSP法，进行了结晶方位解析。EBSP法中，以0.1μm的步阶大小测定了约30μm×30μm的测定区域的结晶方位。计算全部的被结晶方位差为15°以上的大倾角粒界包围的结晶粒内的邻接的2点间的方位差，将其对于粒内全体进行了平均化的值作为平均粒内方位差，将其为0.35°以下的组织鉴定为铁素体。以倍率3000倍对于3个视野进行观察，求出采用点算法测定的铁素体面积率的算术平均。
对于采用使用了扫描型电子显微镜的EBSP法的结晶方位解析，参考铁和钢(Journal of The Iron and Steel，第94卷(2008)No.8、第313页)。
需要说明的是，贝氏体的分率通过从全部组织(100面积％)中减去上述铁素体和马氏体的分率而求得。
将这些测定结果示于表3。
Figure BDA00002195251500161
由表1～3可如下所述进行考察。即，实验No.1～6、15～21满足了本发明中规定的技术特征，因此得到了拉伸强度为980MPa以上，显示高屈服比，并且TS-EL平衡、进而TS-λ平衡也优异的钢板。而实验No.7～14、22～26不满足本发明中规定的技术特征，因此没有获得所需的特性。
详细地说，实验No.7、8、13，由于低温保持温度T2过高，因此马氏体分率超过规定范围，未能实现高屈服比。
实验No.9，由于使用C量不足的钢种C，并且低温保持温度T2过高，因此铁素体、马氏体分率都超过规定范围，未能实现高屈服比。
实验No.10、24，由于使用了C量不足的钢种C(No.10)、钢种Q(No.24)，因此铁素体过剩地生成，未能实现高强度和高屈服比。
实验No.11、25，由于使用了Mn量不足的钢种I，因此铁素体过剩地生成，未能实现高强度和高屈服比。
实验No.12，由于均热温度T1过低，因此铁素体过剩地生成，并且铁素体中残存加工变形，没有获得优异的伸长率特性。
实验No.14，由于低温保持时间t2过短，因此没有充分地生成贝氏体，马氏体过剩，屈服比降低。
实验No.22，由于低温保持温度T2过高，因此马氏体分率超过了规定范围，未能实现高屈服比。进而，马氏体分率高，拉伸强度(TS)也变高，因此伸长率特性(El)也差。
实验No.23，由于低温保持时间t2过短，因此贝氏体没有充分生成，马氏体变得过剩，屈服比降低。而且，马氏体分率高，拉伸强度(TS)也提高，因此伸长率特性也差。
实验No.26，由于Mn量过剩，没有生成铁素体，并且马氏体变得过剩，伸长率特性变差。
图4为表示本实施例中得到的钢板的组织分率的图，对于本发明涉及的钢板，可知铁素体和马氏体的分率在规定范围内。此外，图5为表示本实施例中得到的钢板的机械特性的图，可知通过使铁素体和马氏体的分率为上述图4的范围内，从而在高强度区域中，能够兼具高屈服比和优异的加工性(具体而言，为优异的强度-伸长率平衡)。
需要说明的是，本实施例使用了镀敷前的钢板，通过实验确认进行了熔融镀锌和合金化熔融镀锌的镀敷钢板中也直接地具备上述的优异的特性。
[实施例2]
将具有表4中所示的化学组成的钢在转炉中熔炼，通过连续铸造，制作扁坯钢(板厚：230mm)后，热轧(热轧中的完成压延温度为880℃，卷取温度为560℃)到2.3mm厚。接下来对得到的热轧钢板进行酸洗后，冷轧(冷轧率：39％)到1.4mm厚。
接下来，在表5中所示的退火条件下，用镀敷连续退火生产线实施退火和熔融镀锌。需要说明的是，熔融镀锌处理在低温保持工序后进行，在镀敷处理后实施3次冷却。此时的镀浴温度为450℃，镀浴停留时间为2秒。
Figure BDA00002195251500191
Figure BDA00002195251500201
对于如上所述得到的各熔融镀锌钢板，与实施例1同样地进行了机械特性(拉伸强度、屈服比、伸长率)的测定、拉伸凸缘性的评价和组织观察。将其结果示于表6。
Figure BDA00002195251500221
由表4～6可如下所述考察。即，实验No.27～29满足本发明中规定的技术特征，因此得到了拉伸强度为980MPa以上，显示高屈服比，并且TS-EL平衡、进而TS-λ平衡也优异的钢板。与其相比，实验No.30中，马氏体分率超过规定范围，未能实现高屈服比。
由本实施例的结果确认，满足本发明的技术特征的GI钢板同时具有良好的特性。本实施例中示出了GI钢板的结果，但在其后进行了合金化处理的GA钢板中，确认满足本发明的技术特征的钢板同时具有良好的特性。

Claims (3)

1.一种镀敷钢板，其是拉伸强度为980MPa以上的加工性优异的高屈服比高强度的镀敷钢板，其特征在于，是在钢板的表面具有熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层的镀敷钢板，满足：
C：0.12～0.3％，％表示质量％，对于化学成分组成以下相同；
Si：0.1％以下且不含0％；
Mn：2.0～3.5％；
P：0.05％以下且不含0％；
S：0.05％以下且不含0％；
Al：0.005～0.1％；和
N：0.015％以下且不含0％；
余量为铁和不可避免的杂质；
金属组织以贝氏体为母相组织；
以相对于全部组织的比例计，满足铁素体的面积率：3～20％、和马氏体的面积率：10～35％。
2.如权利要求1中所述的镀敷钢板，还包含从
Cr：1.0％以下且不含0％、
Mo：1.0％以下且不含0％、和
B：0.01％以下且不含0％
中选择的1种以上的元素。
3.如权利要求1中所述的镀敷钢板，还包含
Ti：0.3％以下且不含0％、和/或
V：0.3％以下且不含0％。
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