CN102859022B - 加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供在通过激光加工进行开孔加工时加工性（延伸凸缘性）优良的拉伸强度590MPa以上的高强度热镀锌钢板及其制造方法。一种加工性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，钢的成分组成为，以质量%计，含有C：0.03~0.15%、Si：低于0.5%、Mn：1.0~2.5%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、Al：0.05%以下、N：0.0050%以下、Cr：0.05~0.8%、V：0.01~0.1%，余量由Fe及不可避免的杂质构成，钢的显微组织为，具有平均粒径15μm以下的铁素体和以面积率计为5~40%的马氏体，所述马氏体的长径比小于3.0的马氏体在全部马氏体中所占的比例以面积率计超过95%，并且，在钢板表面上具有镀锌被膜。

Description

加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适于汽车部件等用途的加工性优良的拉伸强度590MPa以上的高强度热镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，在产业界从保护地球环境的观点出发，进行了降低CO2等废气的尝试。特别是在汽车产业中，尝试通过使车身轻量化而使燃料效率提高，从而降低废气量的对策。作为车身轻量化的方法之一，在使用于汽车的钢板高强度化的同时，进行钢板板厚的薄型化。
另外，在汽车的撞击安全规定不断严格化的状况下，出于使车身的耐撞击性能提高的目的，进行了在汽车的结构部件、增强构件等中应用高强度钢板的研究。将高强度钢板在汽车的结构部件、增强构件等中应用时，多数情况下在通过冲孔加工进行开孔加工后实施扩孔加工(内缘翻边)，期待高强度钢板的延伸凸缘性(扩孔性)优良。以往，在冲孔加工中由冲孔模具进行的机械加工为主流，但从削减模具养护成本的观点出发，尝试了通过激光加工实施开孔加工的方法，如非专利文献1所示，一部分被实用化。
关于加工性优良的高强度热镀锌钢板，例如，在专利文献1中提出了一种热镀锌钢板和合金化热镀锌钢板以及它们的制造方法，其中，通过将成分组成调节成适当范围，使组织形成以铁素体作为主体的铁素体和马氏体组织，并且规定板厚方向的Mn的微观偏析，由此使耐腐蚀性、伸长率和扩孔性优良。但是，专利文献1中公开的技术中，关于扩孔试验方法没有任何公开，关于激光加工冲孔时的扩孔性，没有公开具体的评价。
专利文献2中提出了通过使成分组成以及铁素体相、贝氏体相、马氏体相的三相复合组织的状态最佳化，而使拉伸强度(TS)为约390~690MPa的加工性和烧结硬化性优良的高强度合金化热镀锌钢板及其制造方法。另外，专利文献3中提出了一种弯曲加工性优良的热镀锌高强度钢板的制造方法，其中，通过控制热镀锌生产线的再结晶退火的加热温度、从该加热温度至Ms点以上且480℃以下的冷却速度和该温度下的保持时间，使组织成为以贝氏体或者铁素体和贝氏体作为主体的均匀微小的贝氏体、铁素体和马氏体的复合组织。对于专利文献2、专利文献3中公开的技术而言，作为加工性以及弯曲加工性，通过扩孔进行评价，但专利文献2中没有公开冲孔方法，专利文献3中用10mmφ的冲孔评价扩孔率，但关于激光加工孔情况下的扩孔率均未进行评价。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2007-070659号公报
专利文献2：日本特开平6-73497号公报
专利文献3：日本特开平4-173945号公报
非专利文献
非专利文献1：鉄と鋼(铁与钢)、第75年(1989)第7号、p.1024
发明内容
发明所要解决的问题
本发明是鉴于上述现有技术的问题而完成的，其目的在于，提供在利用激光加工的开孔加工后加工性(延伸凸缘性)优良的拉伸强度590MPa以上的高强度热镀锌钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了实现上述目的，关于通过激光加工进行开孔加工后的高强度热镀锌钢板的延伸凸缘性进行了深入的研究，结果发现，适当地控制添加元素、钢组织、制造条件、特别是热轧以及连续热镀锌处理工序的制造条件极重要。还发现，通过使钢组织为如下组织，具有平均粒径为15μm以下的铁素体和以面积率计为5~40%的马氏体，上述马氏体的长径比小于3.0的马氏体在全部马氏体中所占的比例以面积率计超过95%，通过激光加工进行开孔加工后的高强度热镀锌钢板的延伸凸缘性提高。
本发明是基于以上的见解而完成的，提供(1)~(3)。
(1)一种加工性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，钢的成分组成为，以质量%计，含有C：0.03~0.15%、Si：低于0.5%、Mn：1.0~2.5%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、Al：0.05%以下、N：0.0050%以下、Cr：0.05~0.8%、V：0.01~0.1%，余量由Fe及不可避免的杂质构成，钢的显微组织为，具有平均粒径15μm以下的铁素体和以面积率计为5~40%的马氏体，所述马氏体的长径比小于3.0的马氏体在全部马氏体中所占的比例以面积率计超过95%，并且，在钢板表面上具有镀锌被膜。
(2)如上述(1)所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为钢的成分组成，以质量%计，还含有选自Ti：0.01~0.1%、Nb：0.01~0.1%、Cu：0.01~0.1%、Ni：0.01~0.1%、Sn：0.001~0.01%、Mo：0.01~0.5%中的一种或两种以上。
(3)一种高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述(1)或(2)所述的成分组成的钢原材在Ar3点以上的温度下终轧后，在600℃以下的温度下卷取，在卷取后以使直到400℃的平均冷却速度达到5℃/分钟钟以上的方式进行冷却，酸洗，或者进一步以40%以上的轧制率进行冷轧，然后，在700~820℃下均热，以1~50℃/秒的平均冷却速度冷却至600℃以下，进行热镀锌或者进一步的镀层的合金化处理后，冷却至常温，并且从所述冷却至600℃以下到所述冷却至常温的过程中，使400~600℃的温度范围的滞留时间在150秒以内。
发明效果
根据本发明，可以得到在利用激光加工的开孔加工后进行扩孔加工时加工性(延伸凸缘性)优良的拉伸强度590MPa以上的高强度热镀锌钢板。
附图说明
图1是表示马氏体的长径比以及马氏体的面积率与扩孔率λ的关系的图。
具体实施方式
首先，对成为本发明的契机的实验结果进行说明。将以质量%计含有C：0.09%、Si：0.15%、Mn：1.75%、P：0.035%、S：0.0006%、Al：0.035%、N：0.0025%、Cr：0.21%、V：0.017%、余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢坯进行由粗轧、7道次的终轧构成的热轧，得到板厚3.6mm的热轧钢板。在此，使终轧为700~900℃、卷取温度为450~700℃，使卷取后的平均冷却速度在空冷(1℃/分钟)~50℃/分钟间变化(需要说明的是，冷却速度是从卷取后直至400℃的平均冷却速度)。接着，将该热轧钢板酸洗后，实施冷轧、连续热镀锌处理，得到板厚1.4mm的供试材料。关于连续热镀锌处理，使均热温度为670~900℃、使均热后的平均冷却速度为0.3~100℃/秒，并使从600℃冷却至室温的期间的400~600℃的滞留时间在30~300秒间变化。关于这些供试材料，观察钢组织的同时评价拉伸特性以及延伸凸缘性。
关于钢组织的评价，对板厚1/4位置的轧制方向平行断面进行研磨和硝酸乙醇腐蚀后，对于断面三个部位，在各部位通过扫描型电子显微镜以1000倍的倍率对10个视野(合计30个视野)进行观察，通过使用Media Cybernetics公司制造的图像分析软件“Image ProPlus ver.4.0”的图像分析处理，测定其图像。即，通过图像分析区分铁素体、珠光体、渗碳体、马氏体，求出铁素体粒径、马氏体面积率、马氏体的长径比。长径比是使用图像分析装置将马氏体近似为椭圆而求出的(椭圆的长轴)/(椭圆的短轴)的平均值。
本实验中，根据热轧条件以及连续热镀锌条件，马氏体的长径比、平均铁素体粒径、马氏体面积率发生变化。在此，在任意的条件下，铁素体的平均粒径为15μm以下，马氏体的面积率与铁素体的面积率的合计为95%以上。
为了评价延伸凸缘性，从所得到的供试材料上选取扩孔试验用的试验板(尺寸：100mm×100mm)，实施扩孔试验。在试验板的中心通过激光加工进行10mmφ的开孔加工。然后，通过圆锥冲头(直径50mmφ、肩部R8mm)挤压孔来进行扩孔加工，测定在孔边缘产生贯穿板厚裂纹的时刻的孔径d(mm)，计算用下式定义的扩孔率λ(%)。
λ=100×(d-10)/10
另外，实施5次同样的试验，求出平均的扩孔率λ。
将所得到的结果示于图1。图1中，马氏体的长径比，是相对于全部马氏体、马氏体的长径比的面积率的累积频数超过95%(低于该长径比的马氏体的面积率超过95%)的马氏体的长径比。
由图1可知，钢组织为，铁素体的平均粒径为15μm以下，马氏体的面积率与铁素体的面积率的合计为95%以上，马氏体的面积率为5~40%，马氏体的长径比小于3.0，即，长径比小于3.0的马氏体在全部马氏体中所占的比例以面积率计超过95%时，延伸凸缘性显著提高。
接着，对本发明钢板的成分组成的限定理由进行说明。需要说明的是，组成中的质量%只要没有特别说明，则简单记为%。
C：0.03~0.15%
C是用于确保期望的强度而必须的元素，因此，需要为0.03%以上。另一方面，添加超过0.15%时，在通过激光加工的开孔中，孔侧面过度地硬化，延伸凸缘性变差。因此，使C在0.03~0.15%的范围内。
Si：低于0.5%
Si是用于对钢进行强化的有效的元素，但添加量为0.5%以上时，镀层的密合性以及表面外观显著变差。因此，使Si低于0.5%。需要说明的是，优选为0.2%以下。
Mn：1.0~2.5%
Mn与C同样是用于确保期望的强度而必须的元素。为了确保期望的强度，需要使下限为1.0%以上，但超过2.5%过量添加时，与C的过量添加同样在孔侧面过度淬火而过度地硬化，延伸凸缘性变差。因此，使Mn在1.0~2.5%的范围内。
P：0.05%以下
P是对钢的强化有效的元素，但添加量超过0.05%时，通过热轧生成的表面氧化层(氧化皮)的剥离变得过多，镀覆后的表面性状变差。因此，使P为0.05%以下。
S：0.01%以下
S在添加量超过0.01%时，延伸凸缘性变差。因此，使S为0.01%以下。
Al：0.05%以下
Al超过0.05%时，镀覆后的表面外观显著变差，因此，使Al为0.05%以下。
N：0.0050%以下
N只要是在通常的钢中含有的量即0.0050%以下，则不损害本发明的效果。因此，使N为0.0050%以下。
Cr：0.05~0.8%
Cr是使钢的淬透性提高而对钢的强化有效的元素，因此，添加0.05%以上。另一方面，添加超过0.8%时，该效果饱和，并且在退火中在钢板表面上形成Cr系氧化物，镀层的密合性变差，因此，使Cr在0.05~0.8%的范围内。
V：0.01~0.1%
V是使钢的淬透性提高而对钢的强化有效的元素，因此，添加0.01%以上。另一方面，添加超过0.1%时，钢的淬火强化变得过大，与C和Mn同样，孔侧面过度地硬化，延伸凸缘性变差。因此，使V在0.01~0.1%的范围内。
上述成分为基本组成，本发明中，除了上述的基本组成之外，还可以含有选自Ti：0.01~0.1%、Nb：0.01~0.1%、Cu：0.01~0.1%、Ni：0.01~0.1%、Sn：0.001~0.01%、Mo：0.01~0.5%中的一种或两种以上。
Ti、Nb是以通过组织的微小化和析出强化来进行高强度化为目的而添加的。Mo是对钢的淬火强化有效的元素，为了实现高强度化而添加的。Cu、Ni、Sn是有助于强度的元素，是为了钢的强化而添加的。各元素的下限是得到期望的效果的最低限度的量，另外，上限为效果饱和量。
此外，可以在0.0001%以上且0.1%以下的范围内含有有效地有助于加工性的提高的REM，这是因为不会使镀覆性大幅变化且具有控制硫化物类夹杂物的形态的作用。上述成分以外的余量为Fe以及不可避免的杂质。
接着，对本发明钢板的显微组织的限定理由进行说明。
本发明钢板的显微组织(钢组织)，具有平均粒径为15μm以下的铁素体和以面积率计为5~40%的马氏体，上述马氏体的长径比小于3.0的马氏体在全部马氏体中所占的比例以面积率计超过95%。通过形成上述组织，利用激光加工进行开孔加工后的材料的延伸凸缘性显著提高。
利用激光加工的开孔加工中，在极短时间内对孔侧面附近进行加热和冷却，因此，钢组织变化为以马氏体为主体的组织。马氏体的长径比达到3.0以上时，对于激光加工后的孔侧面的组织而言，各马氏体连接而形成粗大的马氏体，在扩孔加工中在加工初期产生的微小的裂缝传播，成为贯穿板厚裂纹，延伸凸缘性降低。另外，即使马氏体的长径比小于3.0，但长径比小于3.0的马氏体以面积率计为全部马氏体的95%以下时，对于激光加工后的孔侧面的组织而言，各马氏体连接而变粗大的马氏体增加，在扩孔加工中在加工初期产生的微小的裂缝传播，成为贯穿板厚裂纹，延伸凸缘性降低。如果长径比小于3.0的马氏体以面积率计超过全部马氏体的95%，则防止在扩孔加工中在加工初期产生的微小的裂缝传播而引起贯穿板厚裂纹，从而显示出优良的延伸凸缘性。因此，本发明中，将长径比小于3.0的马氏体在全部马氏体中所占的比例限定为以面积率计超过95%。
钢组织的马氏体的面积率超过40%或低于5%时，铁素体相与马氏体相的硬度差增大，因此，在扩孔加工初期产生的微小裂缝的传播加快，延伸凸缘性降低。因此，将马氏体的面积率限定为5~40%。
控制铁素体粒径也很重要。利用激光加工的开孔加工中，在极短时间内对孔侧面附近进行加热和冷却。铁素体粒径增大时，在利用激光加工的开孔加工的极短时间的加热和冷却后，抑制铁素体的析出，铁素体、马氏体组织变得不均匀，抑制扩孔加工中的裂缝传播的作用降低，延伸凸缘性降低。通过使铁素体的平均粒径为15μm以下，促进在孔侧面附近在极短时间的加热和冷却后的铁素体析出，使铁素体、马氏体组织均匀化，由此，抑制扩孔加工中的裂缝传播，从而能够使延伸凸缘性提高。因此，将铁素体的平均粒径限定为15μm以下。
需要说明的是，对于钢组织而言，除了铁素体和以面积率计为5~40%的马氏体之外，即使还含有以面积率计为5%以内的渗碳体、贝氏体等组织，也不会损害本发明的效果。
接着，对本发明钢板的优选制造方法进行说明。
将具有上述组成的钢水通过转炉等常用的熔炼方法进行熔炼，优选通过连铸法等常用的铸造方法形成钢原材(钢坯)。
接着，对所得到的钢原材实施通过进行加热、轧制而得到热轧板的热轧。对于热轧而言，优选使终轧的结束温度为Ar3点以上，在600℃以下的温度下卷取，在卷取后以5℃/分钟以上的平均冷却速度进行冷却。
终轧的结束温度：Ar3点以上
终轧的结束温度低于Ar3点时，生成铁素体，由于该加工应变引起的粗大化等，板厚方向的组织变得不均匀，无法使在冷轧、退火后的组织中长径比小于3.0的马氏体所占的比例以面积率计超过95%。因此，使终轧的结束温度为Ar3点以上。需要说明的是，Ar3点可以由下式(1)计算，但也可以使用实际测定的温度。
Ar3=910-310×[C]-80×[Mn]+0.35×(t-0.8) …(1)
其中，[C]、[Mn]表示各元素的含量(%)，t表示板厚(mm)。需要说明的是，根据含有元素，可以引入校正项，例如，在含有Cu、Cr、Ni、Mo的情况下，也可以在式(1)的右边加入-20×[Cu]、-15×[Cr]、-55×[Ni]、-80×[Mo]等校正项。在此，[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]为各元素的含量(%)。
卷取温度：600℃以下
卷取温度超过600℃时，生成长径比高的薄层状的珠光体，即使通过冷轧以及退火珠光体分裂，在热镀锌后的钢板中，长径比小于3.0的马氏体所占的比例以面积率计也为95%以下，延伸凸缘性降低。因此，使卷取温度为600℃以下。需要说明的是，由于热轧板的形状会变差，因此，优选使卷取温度为200℃以上。
卷取后直到400℃的平均冷却速度：5℃/分钟以上
卷取后直到400℃的平均冷却速度低于5℃/分钟时，所析出的珠光体在长轴方向上生长，珠光体的长径比增高，因此，在连续热镀锌处理后的钢板中，长径比小于3.0的马氏体所占的比例以面积率计为95%以下，延伸凸缘性降低。因此，使卷取后直到400℃的平均冷却速度为5℃/分钟以上。需要说明的是，即使使平均冷却速度为20℃/分钟以上，其效果饱和，因此，优选使上限为20℃/分钟。
在热轧后，进行酸洗，或进一步冷轧，然后，进行连续热镀锌处理。酸洗通过常用的方法即可。关于冷轧，优选轧制率如下述，此外通过常用的方法即可。
冷轧的轧制率：40%以上
冷轧的轧制率低于40%时，难以进行铁素体的再结晶，延展性变差，并且马氏体沿着轧制方向上伸展的晶粒的晶界析出，难以使长径比小于3.0的马氏体所占的比例以面积率计超过95%。因此，使冷轧的轧制率为40%以上。
对于连续热镀锌处理工序而言，在700~820℃下均热后，以1~50℃/秒的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度范围，进行热镀锌，根据需要进一步进行合金化处理。
为了得到期望的马氏体面积率，均热温度需要为700℃以上，但超过820℃时，铁素体粒径增大，得不到期望的特性，因此，将其作为上限。以1~50℃/秒的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度范围，这是由于，没有生成珠光体，并且使微小的铁素体析出，冷却速度的下限低于该范围时，生成珠光体，或铁素体粒径增大，因此，如上进行规定。冷却速度的上限超过该范围时，马氏体的面积率超过40%，因此，如上进行规定。
冷却至600℃以下的温度范围后，进行热镀锌，根据需要，进一步实施合金化处理后，冷却至常温。在冷却至600℃以下的温度范围后冷却至常温的过程中，400~600℃的温度范围的滞留时间延长时，渗碳体从奥氏体中的析出变显著，马氏体面积率降低，强度降低，因此，将400~600℃的温度范围的滞留时间的上限规定为150秒。
即使对所得到的高强度热镀锌钢板实施化学转化处理等各种表面处理，也不会损害本发明的效果。
实施例
以具有表1所示的组成的钢原材(钢坯)作为起始原材。将这些钢原材加热至表2所示的加热温度后，在表2所示的条件下实施热轧、冷轧、连续热镀锌。将锌镀层量调节成每个单面60g/m2，合金化处理将被膜中Fe%调节至10%。关于所得到的钢板，对组织观察、拉伸试验、延伸凸缘性进行评价。试验方法如下。
(1)组织观察
关于钢组织的评价，对板厚1/4位置的轧制方向平行断面进行研磨、硝酸乙醇腐蚀后，对于断面三个部位，在各部位通过扫描型电子显微镜以1000倍的倍率对10个视野(合计30个视野)进行观察，通过使用Media Cybernetics公司制造的图像分析软件“Image ProPlus ver.4.0”的图像分析处理，测定其图像。即，通过图像分析区分铁素体、珠光体、渗碳体、马氏体，求出铁素体粒径、马氏体面积率、长径比小于3.0的马氏体所占的面积率。长径比是使用图像分析装置将马氏体近似为椭圆而求出的(椭圆的长轴)/(椭圆的短轴)的平均值。
(2)拉伸试验
从所得到的钢板的轧制方向上选取JIS5号拉伸试验片，实施拉伸试验。对于拉伸试验而言，实施直到断裂，求出拉伸强度(TS)。对各试样实施2次同样的试验，求出平均值，得到该试样的拉伸特性值。
(3)延伸凸缘性
从所得到的供试材料上选取用于评价延伸凸缘性的扩孔试验用试验板(尺寸：100mm×100mm)，实施扩孔试验。在试验板的中心通过激光加工进行10mmφ开孔加工。然后，通过圆锥冲头(直径50mmφ、肩部R8mm)挤压孔来进行扩孔加工，测定在孔边缘产生贯穿板厚裂纹的时刻的孔径d(mm)，计算用下式定义的扩孔率λ(%)。
λ=100×(d-10)/10
另外，实施5次同样的试验，求出平均扩孔率λ，将平均扩孔率λ为90%以上的情况判定为延伸凸缘性良好。
将所得到的结果一同示于表2。
表1
（质量%）
钢No. C Si Mn P S Al N Cr V Ti Nb Cu Ni Sn Mo 备注
A 0.09 0.14 1.9 0.033 0.0018 0.035 0.0033 0.20 0.016 - - - - - - 本发明钢
B 0.12 0.01 1.7 0.015 0.0025 0.021 0.0015 0.15 0.030 - - - - - - 本发明钢
C 0.08 0.22 1.8 0.023 0.0011 0.037 0.0036 0.23 0.036 0.03 - - - - - 本发明钢
D 0.08 0.05 2.1 0.028 0.0031 0.033 0.0024 0.18 0.031 - - - - - - 本发明钢
E 0.06 0.19 2.0 0.015 0.0057 0.019 0.0022 0.27 0.035 - - - - - - 本发明钢
F 0.10 0.15 1.8 0.032 0.0023 0.031 0.0039 0.17 0.040 - 0.02 - - - - 本发明钢
G 0.09 0.05 1.9 0.019 0.0044 0.026 0.0018 0.21 0.050 - - 0.02 - - - 本发明钢
H 0.11 0.13 1.7 0.007 0.0068 0.034 0.0035 0.33 0.030 - - - 0.02 - - 本发明钢
I 0.07 0.20 2.1 0.035 0.0008 0.038 0.0048 0.25 0.024 - - - - 0.003 - 本发明钢
J 0.10 0.07 2.2 0.024 0.0035 0.022 0.0027 0.18 0.045 - - - - - 0.02 本发明钢
K 0.05 0.20 2.1 0.018 0.0030 0.023 0.0033 0.34 0.080 - - - - - - 本发明钢
L 0.08 0.08 2.4 0.032 0.0026 0.036 0.0011 0.13 0.030 - - - - - - 本发明钢
M 0.14 0.11 1.8 0.026 0.0024 0.012 0.0032 0.16 0.035 - - - - - - 本发明钢
N 0.13 0.09 1.1 0.030 0.0006 0.025 0.0029 0.40 0.055 - - - - - - 本发明钢
O 0.07 0.21 1.8 0.031 0.0033 0.025 0.0041 0.65 0.040 - - - - - - 本发明钢
P 0.08 0.30 1.8 0.037 0.0031 0.015 0.0034 0.22 0.053 - - - - - - 本发明钢
Q 0.11 0.17 2.2 0.029 0.0042 0.027 0.0019 0.07 0.060 - - - - - - 本发明钢
R 0.10 0.45 1.5 0.025 0.0027 0.030 0.0037 0.37 0.025 - - - - - - 本发明钢
S 0.08 0.01 2.0 0.013 0.0009 0.036 0.0031 0.06 0.021 - - - - - 0.15 本发明钢
T 0.08 0.18 1.8 0.016 0.0015 0.029 0.0033 0.06 0.050 0.02 - - - - 0.13 本发明钢
a 0.12 0.02 2.0 0.022 0.0033 0.034 0.0028 0.01 0.005 - - - - - - 比较钢
b 0.09 0.14 0.8 0.036 0.0028 0.031 0.0037 0.02 0.033 - - - - - - 比较钢
c 0.08 0.19 2.7 0.009 0.0011 0.018 0.0023 0.22 0.023 - - - - - - 比较钢
d 0.11 0.22 3.1 0.024 0.0026 0.023 0.0031 0.01 0.030 - - - - - - 比较钢
e 0.10 0.07 2.9 0.029 0.0040 0.016 0.0035 0.18 0.008 - - - - - - 比较钢
f 0.09 0.33 1.8 0.034 0.0037 0.029 0.0042 0.02 0.050 - - - - - - 比较钢
g 0.17 0.07 2.0 0.017 0.0014 0.025 0.0036 0.13 0.025 - - - - - - 比较钢
h 0.12 0.73 2.1 0.026 0.0022 0.032 0.0025 0.15 0.030 - - - - - - 比较钢
i 0.10 0.09 1.9 0.031 0.0025 0.030 0.0044 0.16 0.007 - - - - - - 比较钢
表2
下划线：本发明范围之外
*：C：渗碳体、B：贝氏体、P：珠光体
表2续
下划线：本发明范围之外
*：C：渗碳体、B：贝氏体、P：珠光体
接着，准备具有本发明钢D、P、S和比较钢e的成分的钢原材，在各种制造条件下制造热镀锌钢板。关于这些制造条件和所得到的钢板，将实施上述评价的结果一同示于表3。
表3
下划线：本发明范围之外
*：C：渗碳体、B：贝氏体、P：珠光体
表3续
下划线：本发明范围之外
*：C：渗碳体、B：贝氏体、P：珠光体
由表2以及表3可知，对于钢的成分组成和钢组织在本发明范围内的本发明例的钢板而言，拉伸强度(TS)为590MPa以上，通过激光加工进行开孔加工后的扩孔率高，延伸凸缘性优良，另一方面，对于钢的成分组成和钢组织中的至少一个不满足本发明范围的比较例的钢板而言，通过激光加工进行开孔加工后的扩孔率低，延伸凸缘性变差，或者进而拉伸强度(TS)低于590MPa，没有得到期望的强度。
另外，对于使用本发明方法中规定的成分组成的钢原材、在本发明方法规定的条件下进行从热轧工序到连续热镀锌处理工序的本发明例的钢板而言，得到钢组织在本发明范围内的钢板，拉伸强度(TS)为590MPa以上，通过激光加工进行开孔加工后的扩孔率高，延伸凸缘性优良。另一方面，对于即使使用本发明方法中规定的成分组成的钢原材、但从热轧工序到连续热镀锌处理工序不满足本发明方法中规定的条件的比较例的钢板、没有使用本发明方法中规定的成分组成的钢原材的比较例的钢板而言，无法得到钢组织满足本发明范围的钢板，通过激光加工进行开孔加工后的扩孔率低，延伸凸缘性变差，或者进而拉伸强度(TS)低于590MPa，没有得到期望的强度。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供拉伸强度590MPa以上、利用激光加工的开孔加工后的延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。

Claims (3)

1.一种利用激光加工的开孔加工后加工性即延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，钢的成分组成为，以质量％计，含有C：0.03～0.15％、Si：低于0.5％、Mn：1.0～2.5％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.05％以下、N：0.0050％以下、Cr：0.05～0.8％、V：0.01～0.1％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，钢的显微组织为，具有平均粒径15μm以下的铁素体和以面积率计为5～40％的马氏体，所述马氏体的长径比小于3.0的马氏体在全部马氏体中所占的比例以面积率计超过95％，并且，在钢板表面上具有镀锌被膜。
2.如权利要求1所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为钢的成分组成，以质量％计，还含有选自Ti：0.01～0.1％、Nb：0.01～0.1％、Cu：0.01～0.1％、Ni：0.01～0.1％、Sn：0.001～0.01％、Mo：0.01～0.5％中的一种或两种以上。
3.一种如权利要求1或2所述的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或2所述的成分组成的钢原材在Ar3点以上的温度下终轧后，在600℃以下的温度下卷取，在卷取后以使直到400℃的平均冷却速度达到5℃/分钟以上的方式进行冷却，酸洗，或者进一步以40％以上的轧制率进行冷轧，然后，在700～820℃下均热，以1～50℃/秒的平均冷却速度冷却至600℃以下，进行热镀锌或者进一步的镀层的合金化处理后，冷却至常温，并且从所述冷却至600℃以下到所述冷却至常温的过程中，使400～600℃的温度范围的滞留时间在150秒以内。
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