CN105829563A - 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

高强度熔融镀锌钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种拉伸强度为1180MPa以上且耐冲击性和弯曲加工性优异的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法，所述高强度熔融镀锌钢板满足给定的合金组成，而且包括面积率0～10％的铁素体、面积率15～60％的马氏体、面积率20～50％的回火马氏体、面积率20～50％的贝氏体铁素体，块状马氏体、回火马氏体及贝氏体铁素体的平均结晶粒径分别为15μm以下，贝氏体铁素体的面积率减去回火马氏体的面积率而得到的值为20％以下，邻接相仅由马氏体构成的马氏体的面积率占全部马氏体的面积率为5％以下，距钢板表面深度100μm位置的维氏硬度减去距钢板表面深度20μm位置的维氏硬度而得到的值为30以上。

Description

高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适于作为汽车用钢板的用途的耐冲击性和弯曲加工性优异的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
从保护地球环境的观点考虑，为了降低CO2排放量，对于汽车工业而言，在保持汽车车身强度的同时希望其能轻质化、改善汽车的油耗始终是重要的课题。为了在保持汽车车身强度的同时使其轻质化，通过使作为汽车部件用原材料的钢板高强度化而使钢板薄壁化是有效的。另一方面，以钢板作为原材料的汽车部件多数通过压制加工、翻边加工等而成型。因此，对于用作汽车部件用原材料的高强度钢板而言，除了具有希望的强度以外，还要求具有优异的成型性。
近年来，作为汽车车身的骨架用原材料，拉伸强度TS超过1180MPa级别的超高强度钢板的应用正在扩大。然而，这样的超高强度钢板的成型难度大，难以直接应用以往的压制成型，多数实施辊轧成型等弯曲主体的加工。因此，在应用超过1180MPa级别的超高强度钢板时，弯曲加工性是最重要的特性之一。另外，另一方面，在汽车用部件原材料中，作为重要的特性之一，可以举出耐冲击性。在汽车碰撞时，由钢板制成的各部件受到的应变速度达到103/s左右。因此，对于例如柱、骨架件、保险杠等汽车部件而言，为了在汽车行驶中万一发生碰撞时确保乘客的安全，要求必需的耐冲击性。即，需要应用具有耐冲击性的高强度钢板来确保汽车的碰撞安全性，所述高强度钢板即使在碰撞时受到上述高应变速度的情况，也能发挥优异的碰撞能量吸收性能。
针对这样的要求，例如，在专利文献1中公开了涉及成型性和耐冲击性优异的TS为1180MPa级别的超高强度钢板的技术。另外，在专利文献2、专利文献3中公开了涉及弯曲加工性、点焊性等良好的高强度钢板的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2012-31462号公报
专利文献2：日本特开2011-132602号公报
专利文献3：日本特开2010-070843号公报
发明内容
发明要解决的课题
然而，在专利文献1中，虽然伸长率、拉伸凸缘性等成型性优异，但未对弯曲加工性进行研究。另外，在专利文献2、3中，未对耐冲击性进行评价，而且并没有考虑到TS超过1180MPa级别的超高强度钢板。
本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供一种适于作为汽车部件用原材料的拉伸强度(TS)为1180MPa以上、且耐冲击性和弯曲加工性优异的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法。
解决课题的方法
为了解决上述课题，本发明人等从钢板的成分组成、组织和制造方法的观点考虑，进行了深入研究，结果发现了以下事实。
可知，在特定的成分组成中，使铁素体的面积率为0～10％、贝氏体铁素体的面积率为20～50％、回火马氏体的面积率为20～50％、马氏体的面积率为15～60％，块状马氏体、回火马氏体及贝氏体铁素体的平均结晶粒径分别为15μm以下，贝氏体铁素体的面积率减去回火马氏体的面积率而得到的值为20％以下，邻接相仅由马氏体构成的马氏体的面积率占全部马氏体的面积率(即，邻接相仅由马氏体构成的马氏体相对于全部马氏体的面积率)为5％以下，进而使距钢板表面深度100μm位置的维氏硬度减去距钢板表面深度20μm位置的维氏硬度而得到的值为30以上，由此能够得到TS为1180MPa以上且具有优异的耐冲击性和弯曲加工性的高强度熔融镀锌钢板。另外可知，通控制热轧、冷轧及退火条件，能够得到TS为1180MPa以上且具有优异的耐冲击性和弯曲加工性的高强度熔融镀锌钢板。
本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下所述。
[1]一种高强度熔融镀锌钢板，其在钢板的表面具有熔融镀锌被膜，所述钢板具有以下成分组成：以质量％计，含有C：大于0.10％且小于0.18％、Si：0.01～1.00％、Mn：1.5～4.0％、P：0.100％以下、S：0.020％以下、Al：0.010～0.500％、Cr：0.010～2.000％、Nb：0.005～0.100％、Ti：0.005～0.100％、B：大于0.0005％且0.0030％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述高强度熔融镀锌钢板的微观组织包括：面积率0～10％的铁素体、面积率15～60％的马氏体、面积率20～50％的回火马氏体、面积率20～50％的贝氏体铁素体，
块状马氏体、回火马氏体及贝氏体铁素体的平均结晶粒径分别为15μm以下，
贝氏体铁素体的面积率减去回火马氏体的面积率而得到的值为20％以下，
邻接相仅由马氏体构成的马氏体的面积率占全部马氏体的面积率为5％以下，
距钢板表面深度100μm位置的维氏硬度减去距钢板表面深度20μm位置的维氏硬度而得到的值为30以上。
[2]上述[1]所述的高强度熔融镀锌钢板，以质量％计，其还含有选自Mo：0.005～2.000％、V：0.005～2.000％、Ni：0.005～2.000％、Cu：0.005～2.000％中的至少一种元素。
[3]上述[1]或[2]所述的高强度熔融镀锌钢板，以质量％计，其还含有选自Ca：0.001～0.005％、REM：0.001～0.005％中的至少一种元素。
[4]上述[1]～[3]中任一项所述的高强度熔融镀锌钢板，其中，所述熔融镀锌被膜为合金化熔融镀锌被膜。
[5]一种高强度熔融镀锌钢板的制造方法，该方法包括：
在最终精轧道次的压下率为10％以上、精轧温度为850～950℃的条件下对具有上述[1]～[3]中任一项所述的成分的钢坯实施热轧；
接着，按照在600～700℃下的滞留时间为10秒钟以下的方式进行冷却；
然后在450℃以上且小于600℃的卷取温度下进行卷取，制成热轧板；
以大于20％的压下率对该热轧板实施冷轧，制成冷轧板；
对该冷轧板实施退火，此时，
在300℃～退火温度的温度范围，在-45～20℃的露点和0.80以上的空气比的条件下以0.5℃/秒以上的平均加热速度进行加热，
使退火温度为(Ac3相变点－20)～950℃并保持10～1000秒钟的保持时间，然后以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，并使冷却停止温度为200℃以上且小于450℃，在所述冷却停止温度下保持1秒钟以上且小于10秒钟的保持时间后，再加热至450～550℃并在该温度保持10～1000秒钟，然后实施熔融镀锌处理。
[6]上述[5]所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在熔融镀锌处理后进一步实施合金化处理。
发明的效果
根据本发明，可以得到适合用作汽车部件用原材料、TS为1180MPa以上且耐冲击性和弯曲加工性优异的高强度熔融镀锌钢板。
具体实施方式
以下，对本发明的详细情况进行说明。需要说明的是，在没有特别说明的情况下，表示成分元素的含量的“％”是指“质量％”的意思。
1)成分组成
C：大于0.10％且小于0.18％
C(碳)是用于增大马氏体和回火马氏体的强度、提高TS的必需元素。C量为0.10％以下时，马氏体和回火马氏体的强度低，无法使TS为1180MPa以上。另一方面，C量为0.18％以上时，耐冲击性变差。因此，使C量为大于0.10％且小于0.18％，优选为大于0.10％且0.15％以下。
Si：0.01～1.00％
Si(硅)是使钢固溶强化而提高TS的有效元素。为了获得这样的效果，需要使Si量为0.01％以上。另一方面，如果超过1.00％，则会导致镀敷性、焊接性变差。因此，使Si量为0.01～1.00％，优选为0.01～0.80％，更优选为0.01～0.60％。
Mn：1.5～4.0％
Mn(锰)使钢固溶强化而提高TS。而且是抑制铁素体相变、贝氏体相变而生成马氏体，提高TS的元素。为了获得这样的效果，需要使Mn量为1.5％以上。另一方面，如果Mn量超过4.0％，则夹杂物明显增加，成为导致钢的纯净度、耐冲击性变差的原因。因此使Mn量为1.5～4.0％，优选为1.8～3.5％，更优选为2.0～3.0％。
P：0.100％以下
P(磷)由于晶界偏析而使耐冲击性变差，使焊接性变差，因此希望尽量降低其量。但是，从制造成本方面等考虑，使P量为0.100％以下。其下限没有特别限定。需要说明的是，P量低于0.001％时会导致生产效率降低，因此优选为0.001％以上。
S：0.020％以下
S(硫)作为MnS等夹杂物而存在，会导致焊接性变差，因此优选尽量降低其量。但是，从制造成本方面考虑，使S量为0.020％以下。其下限没有特别限定。需要说明的是，S量低于0.0005％时会导致生产效率降低，因此优选为0.0005％以上。
Al：0.010～0.500％
Al(铝)作为脱氧剂发挥作用，优选在脱氧工序中添加。为了获得这样的效果，需要使Al量为0.010％以上。另一方面，如果Al量超过0.500％，则连续铸造时钢坯断裂的危险性增高。因此使Al量为0.010～0.500％。
Cr：0.010～2.000％
Cr(铬)是抑制铁素体相变、贝氏体相变而生成马氏体，提高TS的元素。为了获得这样的效果，需要使Cr量为0.010％以上。另一方面，如果Cr量超过2.000％，则其效果饱和而导致成本增加。因此使Cr量为0.010～2.000％，优选为0.010～1.500％，更优选为0.010～1.000％。
Nb：0.005～0.100％
Nb(铌)是退火时抑制铁素体的再结晶，使晶粒微细化的有效元素。为了获得这样的效果，需要使Nb量为0.005％以上。另一方面，如果Nb量超过0.100％，则其效果饱和，导致成本增加。因此使Nb量为0.005～0.100％，优选为0.010～0.080％，更优选为0.010～0.060％。
Ti：0.005～0.100％
Ti(钛)是退火时抑制铁素体的再结晶，使晶粒微细化的有效元素。为了获得这样的效果，需要使Ti量为0.005％以上。另一方面，如果Ti量超过0.100％，则其效果饱和，导致成本增加。因此使Ti量为0.005～0.100％，优选为0.010～0.080％，更优选为0.010～0.060％。
B：大于0.0005％且0.0030％以下
B(硼)是抑制由晶界生成铁素体和贝氏体的核而获得马氏体的有效元素。为了获得这样的效果，需要使B量大于0.0005％。另一方面，如果B量超过0.0030％，则其效果饱和，会导致成本增加。因此使B量为大于0.0005％且0.0030％以下，优选为大于0.0005％且0.0025％以下，更优选为大于0.0005％且0.0020％以下。
余量为Fe及不可避免的杂质。
需要说明的是，可以根据需要适当含有以下元素中的一种以上元素。
还可以含有选自Mo(钼)：0.005～2.000％、V(钒)：0.005～2.000％、Ni(镍)：0.005～2.000％、Cu(铜)：0.005～2.000％中的至少一种元素。
由于Mo、V、Ni、Cu可生成马氏体等低温相变相，因此是对高强度化有效的元素。为了获得这样的效果，优选含有选自Mo、V、Ni、Cu中的至少一种元素，且Mo、V、Ni、Cu的含量分别为0.005％以上。另一方面，如果Mo、V、Ni、Cu的含量分别超过2.000％，则其效果饱和，会导致成本增加。因此，Mo、V、Ni、Cu的含量分别优选为0.005～2.000％。
另外，在本发明中，包括上述成分组成在内，还可以进一步含有选自Ca(钙)：0.001～0.005％、REM(稀土元素)：0.001～0.005％中的至少一种元素。
Ca、REM均是通过控制硫化物的形态而改善加工性的有效元素。为了获得这样的效果，优选含有选自Ca、REM中的至少一种元素，且Ca、REM的含量分别为0.001％以上。另一方面，如果Ca、REM各自的含量超过0.005％，则存在对钢的纯净度造成不良影响、弯曲加工性等特性降低的隐患。因此，优选Ca、REM的含量分别为0.001～0.005％。
2)微观组织
铁素体的面积率：0～10％
如果铁素体的面积率超过10％，则难以兼备1180MPa以上的TS和耐冲击性。因此使铁素体的面积率为10％以下。优选为5％以下，更优选为2％以下。需要说明的是，本发明中的铁素体是指多边形铁素体。
马氏体的面积率：15～60％
马氏体具有提高强度的效果，是得到1180MPa的TS所必需的。马氏体的面积率小于15％时，难以得到1180MPa以上的TS。另一方面，如果马氏体的面积率超过60％，则弯曲加工性变差。因此使马氏体的面积率为15～60％，优选为20～55％。
回火马氏体的面积率：20～50％
回火马氏体对于提高耐冲击性和弯曲加工性是有效的。回火马氏体的面积率小于20％时，无法充分地获得这样的效果。另一方面，如果超过50％，则难以获得1180MPa以上的TS。因此使回火马氏体的面积率为20～50％，优选为25～45％，更优选为25～40％。
贝氏体铁素体的面积率：20～50％
贝氏体铁素体不会大幅降低强度、耐冲击性，且对于提高钢的弯曲性是有效的。贝氏体铁素体的面积率小于20％时，无法充分地获得这样的效果。另一方面，如果超过50％，则难以得到1180MPa以上的TS。因此使贝氏体铁素体的面积率为20～50％，优选为25～45％，更优选为25～40％。
块状马氏体、回火马氏体及贝氏体铁素体的平均结晶粒径：分别为15μm以下
在本发明中，对于作为主体组织的马氏体、回火马氏体及贝氏体铁素体而言，均为微细的状态是重要的。在马氏体中，通过使块状马氏体、回火马氏体及贝氏体铁素体为微细的，可提高耐冲击性和弯曲加工性。如果块状马氏体、回火马氏体及贝氏体铁素体的平均结晶粒径分别超过15μm，则耐冲击性和弯曲性降低。因此，使块状马氏体、回火马氏体及贝氏体铁素体的平均结晶粒径分别为15μm以下，优选分别为12μm以下，更优选分别为10μm以下。需要说明的是，本发明中的块状马氏体是指包含旧奥氏体晶界的马氏体，不包含孤立于贝氏体铁素体中的岛状马氏体。
贝氏体铁素体的面积率减去回火马氏体的面积率而得到的值：20％以下
如果贝氏体铁素体的面积率减去回火马氏体的面积率而得到的值超过20％，则弯曲加工性变差。其机理尚不明确，但推测如下。回火马氏体具有贝氏体铁素体与马氏体的中间硬度，可以认为有助于应变分配的均匀化。如果贝氏体铁素体过多，则回火马氏体的中间层的作用变得不足，弯曲加工性变差。如果贝氏体铁素体过少，则由于延展性降低而产生弯曲加工性变差。因此，使贝氏体铁素体的面积率减去回火马氏体的面积率而得到的值为20％以下。需要说明的是，即使该值为0％以下也没有问题。
邻接相仅由马氏体构成的马氏体的面积率占全部马氏体的面积率(邻接相仅由马氏体构成的马氏体相对于全部马氏体的面积率)的比例为5％以下
如果多个硬质的马氏体邻接且马氏体局部存在，则在加工、碰撞等时会不均匀地导入应变，因此会导致弯曲加工性、耐冲击性变差。如果邻接相仅由马氏体构成的马氏体的面积率占全部马氏体的面积率的比例超过5％，作为弯曲加工性、耐冲击性明显变差。因此使邻接相仅由马氏体构成的马氏体的面积率占全部马氏体的面积率的比例为5％以下，优选为3％以下，更优选为2％以下。
距钢板表面深度100μm位置的维氏硬度减去距钢板表面深度20μm位置的维氏硬度而得到的值(ΔHv)：30以上
作为距钢板表面100μm位置的维氏硬度(Hv100)与距钢板表面20μm位置的维氏硬度(Hv20)之差(Hv100-Hv20)的ΔHv小于30时，弯曲加工性变差。其机理尚不明确，但推测如下。在弯曲加工时，开始确认到裂纹是在裂纹伸展到距钢板表面100μm左右的深度时。因此可以认为，在抑制微小裂纹时，除了钢板的平均特性以外，距钢板表面100μm以内的特性的控制也是很重要的。在弯曲加工时，从钢板的表面至内部产生应变梯度。可以认为，通过预先对钢板表面附近赋予反向的强度梯度(越靠近应变大的表层强度越低)，能够抑制裂纹的产生和发展。以上述ΔHv表示该强度梯度并通过使ΔHv为30以上来提高弯曲加工性。
需要说明的是，作为铁素体、马氏体、回火马氏体、贝氏体铁素体以外的相，有时也含有残留奥氏体、珠光体，但只要满足上述的微观组织条件，就能实现本发明的目的。
这里，铁素体、马氏体、回火马氏体及贝氏体铁素体的面积率是指各相的面积在观察面积中所占的比例。各相的面积率如下：将钢板的板厚截面进行抛光，然后用3％硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜)以1500倍的倍率对板厚1/4位置拍摄3个视野，使用MediaCybernetics公司制造的Image-Pro由得到的图像数据求出各相的面积率，将3个视野的面积率的平均值作为各相的面积率。在上述图像数据中，铁素体为黑色，贝氏体铁素体为含有岛状马氏体的黑色或含有方位一致的碳化物的灰色，回火马氏体为含有微细方位不一致的碳化物的亮灰色，马氏体为白色，由此能够进行区分。
另外，贝氏体铁素体、回火马氏体及块状马氏体的平均结晶粒径如下：在求出上述各相面积率的图像数据中，通过将该相占视野内的面积总计除以该视野内存在的该相的个数而求出该相的平均面积，将其1/2次方作为平均结晶粒径(相当于正方形的一边(正方形近似))。
3)制造条件
本发明的高强度钢板的特征在于：在最终精轧道次的压下率为10％以上、精轧温度为850～950℃的条件下对具有上述成分组成的钢坯实施热轧，接着，按照在600～700℃下的滞留时间为10秒钟以下的方式进行冷却，然后在450℃以上且小于600℃的卷取温度下进行卷取，制成热轧板，以大于20％的压下率对该热轧板实施冷轧，制成冷轧板，对该冷轧板实施退火，此时，在300℃～退火温度的温度范围，在-45～20℃的露点和0.80以上的空气比的条件下以0.5℃/秒以上的平均加热速度进行加热，
使退火温度为(Ac3相变点－20)～950℃并保持10～1000秒钟的保持时间，然后以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，并使冷却停止温度为200℃以上且小于450℃，在所述冷却停止温度下保持1秒钟以上且小于10秒钟的保持时间后，再加热至450～550℃并在该温度保持10～1000秒钟，然后实施熔融镀锌处理。
首先，对热轧的各条件进行说明。
最终精轧道次的压下率：10％以上
在热轧的精轧工序中，最终精轧道次的压下率低于10％时，退火后的钢板表层的硬度差ΔHv小于30而使弯曲性变差。其机理尚不明确，但推测如下：如果精轧的压下率降低，则热轧板的表层组织变得粗大，氧的扩散路径减少，表层附近的碳的稀薄化被抑制。因此使最终精轧道次的压下率为10％以上。
精轧温度：850～950℃
最终精轧道次的精轧温度低于850℃时，退火后的钢板表层的硬度差ΔHv小于30而使弯曲性变差。其机理尚不明确，但推测如下：如果精轧温度降低，则钢板表层残留有拉伸组织，因此氧的扩散路径减少，表层附近的碳的稀薄化被抑制。另一方面，如果超过950℃，则晶粒变得粗大化，无法获得本发明的微观组织。因此使精轧温度为850～950℃。
按照在600～700℃下的滞留时间为10秒钟以下的方式进行冷却
在精轧后的冷却中，如果在600～700℃下的滞留时间超过10秒钟，则生成B碳化物等含B的化合物，钢中的固溶B降低。其结果是，退火时的B的效果降低而无法得到本发明的微观组织。因此使600～700℃的滞留时间为10秒钟以下，优选为8秒钟以下。
在450℃以上且小于600℃的卷取温度下进行卷取
卷取温度为600℃以上时，生成B碳化物等含B的化合物，钢中的固溶B降低。其结果是，退火时的B的效果降低而无法得到本发明的微观组织。另一方面，在低于450℃时，向钢板表层供给氧受到抑制，表层附近的碳的稀薄化被抑制，退火后的钢板表层的硬度差ΔHv小于30，从而使弯曲性变差。因此使卷取温度为450℃以上且小于600℃，优选为500℃以上且小于600℃。
接下来，对得到的热轧板进行冷轧时的条件进行说明。
以大于20％的压下率进行冷轧
压下率为20％以下时，生成粗大粒而使耐冲击性变差。因此使冷轧的压下率大于20％，优选为30％以上。需要说明的是，其上限没有特别限定，但从形状的稳定性等观点考虑，优选为90％以下的程度。
接下来，对所得到的冷轧板进行退火时的条件进行说明。
在300℃～退火温度的温度范围，在-45～20℃的露点和0.80以上的空气比的条件下以0.5℃/秒以上的平均加热速度进行加热
在300℃～退火温度的温度范围，炉内气体氛围的露点低于-45℃时，不能对钢板表层充分地供给氧，表层附近的碳的稀薄化被抑制，退火后的钢板表层的硬度差ΔHv小于30而使弯曲性变差。另一方面，如果露点超过20℃，则镀敷性变差。因此使300℃～退火温度的露点为-45～20℃，优选为-40～0℃，更优选为-40～-10℃。
在300℃～退火温度的温度范围进行氧化处理时的空气比小于0.80时，不能对钢板表层充分地供给氧，表层附近的碳的稀薄化被抑制，退火后的钢板表层的硬度差ΔHv小于30而使弯曲性变差。因此使空气比为0.80以上，优选为0.90以上，更优选为1.00以上。其上限没有特别限定，但超过1.50时对生产性造成阻碍，因此优选为1.50以下。需要说明的是，这里，空气比是指作为炼铁厂的副产气体的焦炉煤气(COG)等燃料与空气之比的意思。另外，对于进行该氧化处理的氧化炉的种类没有特别限定，优选使用具备直火燃烧器的直火式加热炉。直火燃烧器是指将作为炼铁厂的副产气体的焦炉煤气(COG)等燃料与空气混合进行燃烧且使燃烧器火焰直接接触钢板表面对钢板进行加热的燃烧器。作为直火燃烧器的燃料，可以使用COG、液化天然气(LNG)等。
在300℃～退火温度的温度范围，平均加热速度小于0.5℃/秒时，奥氏体的晶粒变得粗大，无法得到本发明的微观组织。因此使平均加热速度为0.5℃/秒以上。
使退火温度为(Ac3相变点－20)～950℃并保持10～1000秒钟
退火温度小于(Ac3相变点－20)℃时，奥氏体的生成不足，生成过量的铁素体，无法得到本发明的微观组织。另一方面，如果超过950℃，则奥氏体的晶粒变得粗大，无法得到本发明的微观组织。因此使退火温度为(Ac3相变点－20)～950℃，优选为(Ac3相变点-10)～900℃，更优选为Ac3相变点～880℃。需要说明的是，Ac3相变点由以下式(1)求出。
Ac3相变点(℃)＝910－203×[C]0.5+44.7×[Si]－30×[Mn]－11×[Cr]…(1)
式中，[C]、[Si]、[Mn]及[Cr]为钢中各元素的质量％。
在作为退火温度的(Ac3相变点－20)～950℃的保持时间小于10秒钟时，奥氏体的生成不足，生成过量的铁素体，无法得到本发明的微观组织。另一方面，如果超过1000秒钟，则奥氏体的晶粒变得粗大，无法得到本发明的微观组织。因此使保持时间为10～1000秒钟，优选为30～600秒钟。
5℃/秒以上的平均冷却速度
平均冷却速度低于5℃/秒时，在冷却中过量地生成铁素体、贝氏体而无法得到本发明的微观组织。因此使平均冷却速度为5℃/秒以上。
冷却停止温度为200℃以上且小于450℃
冷却停止温度为450℃以上时，不生成回火马氏体而无法得到本发明的微观组织。另一方面，在小于200℃时，回火马氏体过量而无法得到本发明的微观组织。因此使冷却停止温度为200℃以上且小于450℃，优选为250以上且小于450℃，更优选为300～430℃。
保持1秒钟以上且小于10秒钟的保持时间
在如本发明这样使回火马氏体为50％以下的情况下，如果在冷却停止温度200℃以上且小于450℃下的保持时间小于1秒钟，则回火马氏体的分布不均匀，耐冲击性变差。另一方面，如果为10秒钟以上，则贝氏体相变过度进行而无法得到本发明的微观组织。因此使保持时间为1秒钟以上且小于10秒钟。
再加热至450～550℃并在该温度保持10～1000秒钟
如果低于450℃，则过量地生成贝氏体而无法得到本发明的微观组织。另一方面，如果超过550℃，则过量地生成铁素体而无法得到本发明的微观组织。因此再加热至450～550℃。
保持时间小于10秒钟时，贝氏体相变不足而无法得到本发明的微观组织。另一方面，如果超过1000秒钟，则过度地进行贝氏体相变而无法得到本发明的微观组织。因此使保持时间为10～1000秒钟，优选为30～500秒钟。
接着，对熔融镀锌处理的条件进行说明。
熔融镀锌处理优选如下进行：将如上所述得到的钢板浸渍于440℃以上且500℃以下的镀锌浴中，然后通过气体吹扫等来调整镀层附着量。此外，在使镀锌合金化时，优选在460℃以上且580℃以下的温度范围保持1秒钟以上且40秒钟以下来进行合金化。作为镀锌浴，优选使用Al量为0.08～0.18％的镀锌浴。
为了进行形状矫正、表面粗糙度调整等，可以对实施了熔融镀锌处理或合金化处理后的钢板进行调质轧制。其中，由于调质轧制的调压率超过0.5％时表层硬化而使弯曲性变差，因此优选使调压率为0.5％以下，更优选为0.3％以下。另外，还可以实施树脂、油脂涂层等各种涂装处理。
其它的制造方法条件没有特别限定，优选按照以下条件进行。
对于钢坯而言，为了防止宏观偏析，优选用连续铸造法制造，也可以使用铸锭法、薄钢坯铸造法来制造。在对钢坯进行热轧时，可以将钢坯暂时冷却至室温，然后再加热来进行热轧。另外，也可以不将钢坯冷却至室温而装入加热炉中来进行热轧。或者，还可以应用稍进行保热之后立即进行热轧的节能工艺。在加热钢坯的情况下，为了使碳化物熔解，防止轧制负载增大，优选加热至1100℃以上。另外，为了防止氧化皮损失增大，优选使钢坯的加热温度为1300℃以下。
从降低了钢坯的加热温度的情况下防止轧制时的不良情况的观点考虑，还可以在对钢坯进行热轧时对粗轧后的粗钢条进行加热。而且，可以应用将粗钢条彼此接合而连续地进行精轧的所谓的连续轧制工艺。另外，为了降低轧制负载、形状/材质的均匀化，优选在精轧的全部道次或部分道次中进行摩擦系数为0.10～0.25的润滑轧制。
卷取后的钢板可以通过酸洗等除去锈。酸洗后，在上述条件下实施冷轧、退火、熔融镀锌。
实施例1
用真空熔化炉对表1所示成分组成的钢进行熔炼，进行开坯轧制而制成钢坯。需要说明的是，在表1中，N为不可避免的杂质。
将这些钢坯加热至1200℃后进行粗轧、精轧并卷取，制成热轧板。接着，冷轧至1.4mm，制成冷轧板，将得到的冷轧板供于退火。热轧条件、冷轧条件及退火条件如表2、3所示。将按照表2、3所示条件制成的钢板浸渍于460℃的镀敷浴中，形成镀层附着量35～45g/m2的熔融镀锌层，然后以冷却速度10℃/秒进行冷却，得到了熔融镀锌钢板(GI)。另外，对一部分钢板而言，在形成了熔融镀锌层之后，在530℃下进行合金化处理，以冷却速度10℃/秒进行冷却，得到了合金化熔融镀锌钢板(GA)。
对得到的熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板实施压下率0.3％的表面光轧，然后按照上述方法分别求出铁素体(F)、马氏体(M)、回火马氏体(TM)、贝氏体铁素体(BF)及残留奥氏体的面积率。另外，分别求出块状马氏体、回火马氏体及贝氏体铁素体的平均结晶粒径。
另外，按照以下的试验方法求出硬度差ΔHv、拉伸特性、弯曲加工性及碰撞能量吸收性能。
＜硬度试验＞
采集以与轧制方向平行的方向为截面的宽10mm、长15mm的试验片，对距表面深度20μm和100μm的位置进行了维氏硬度试验。将负载设为50g，在各板厚位置测定5点，求出除去最大值和最小值的3点的Hv平均值作为该位置的硬度Hv，将100μm位置的硬度Hv减去20μm位置的硬度Hv而得到的值作为硬度差ΔHv。
＜拉伸试验＞
在与轧制方向成直角方向采集JIS5号拉伸试验片(JISZ2201)，按照应变速度为10-3/s的JISZ2241的规定进行拉伸试验，求出屈服强度(YS)和拉伸强度(TS)。将YS作为0.2％耐力。需要说明的是，将TS为1180MPa以上作为合格。
＜弯曲试验＞
采集以与轧制方向平行的方向作为弯曲试验轴方向的宽35mm、长100mm的长方形试验片，进行了弯曲试验。将冲程速度设为10mm/s、压入负载设为10ton、按压保持时间设为5秒钟、弯曲半径R设为1mm，进行了90°V弯曲试验。用10倍的放大镜观察弯曲顶点的棱线部，将确认了1mm以上的裂纹的试验片判定为差，将裂纹小于1mm的试验片判定为优。
＜冲击拉伸试验＞
采集以与轧制方向成直角的方向作为拉伸试验方向的平行部宽5mm、长7mm的试验片，使用应用了霍普金森杆法的冲击拉伸试验机，以应变速度2000/s进行了拉伸试验。求出直至应变量为5％的吸收能量(AE)，对碰撞能量吸收性能(耐冲击性)进行了评价(参考社会法人日本铁钢协会“铁和钢”vol.83(1997)No.11，p.748-753)。需要说明的是，对于上述吸收能量(AE)而言，通过对应变量为0～5％的范围进行积分求出应力真应变曲线。需要说明的是，将AE/TS为0.050J/m3·Pa以上作为合格。
将结果示于表4、5。
可以确认，任一个发明例的TS均为1180MPa以上，且具有AE/TS为0.050J/m3·Pa以上的优异的耐冲击性和弯曲性。
因此，根据本发明，能够得到耐冲击性和弯曲加工性优异的高强度熔融镀锌钢板，有助于汽车的轻质化，起到了对汽车车身的高性能化有较大贡献的优异效果。
工业实用性
根据本发明，能够得到TS为1180MPa以上且耐冲击性和弯曲加工性优异的高强度熔融镀锌钢板。将本发明的高强度熔融镀锌钢板用于汽车用部件用途时，能有助于汽车的轻质化，对汽车车身的高性能化有较大帮助。

Claims (6)

1.一种高强度熔融镀锌钢板，其在钢板的表面具有熔融镀锌被膜，所述钢板具有以下成分组成：以质量％计，含有C：大于0.10％且小于0.18％、Si：0.01～1.00％、Mn：1.5～4.0％、P：0.100％以下、S：0.020％以下、Al：0.010～0.500％、Cr：0.010～2.000％、Nb：0.005～0.100％、Ti：0.005～0.100％、B：大于0.0005％且0.0030％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述高强度熔融镀锌钢板的微观组织包括：面积率0～10％的铁素体、面积率15～60％的马氏体、面积率20～50％的回火马氏体、面积率20～50％的贝氏体铁素体，
块状马氏体、回火马氏体及贝氏体铁素体的平均结晶粒径分别为15μm以下，
贝氏体铁素体的面积率减去回火马氏体的面积率而得到的值为20％以下，
邻接相仅由马氏体构成的马氏体的面积率占全部马氏体的面积率为5％以下，
距钢板表面深度100μm位置的维氏硬度减去距钢板表面深度20μm位置的维氏硬度而得到的值为30以上。
2.根据权利要求1所述的高强度熔融镀锌钢板，以质量％计，其还含有选自Mo：0.005～2.000％、V：0.005～2.000％、Ni：0.005～2.000％、Cu：0.005～2.000％中的至少一种元素。
3.根据权利要求1或2所述的高强度熔融镀锌钢板，以质量％计，其还含有选自Ca：0.001～0.005％、REM：0.001～0.005％中的至少一种元素。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度熔融镀锌钢板，其中，所述熔融镀锌被膜为合金化熔融镀锌被膜。
5.一种高强度熔融镀锌钢板的制造方法，该方法包括：
在最终精轧道次的压下率为10％以上、精轧温度为850～950℃的条件下对具有权利要求1～3中任一项所述的成分的钢坯实施热轧；
接着，按照在600～700℃下的滞留时间为10秒钟以下的方式进行冷却；
然后在450℃以上且小于600℃的卷取温度下进行卷取，制成热轧板；
以大于20％的压下率对该热轧板实施冷轧，制成冷轧板；
对该冷轧板实施退火，此时，
在300℃～退火温度的温度范围，在-45～20℃的露点和0.80以上的空气比的条件下以0.5℃/秒以上的平均加热速度进行加热，
使退火温度为(Ac3相变点－20)～950℃并保持10～1000秒钟的保持时间，然后以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，并使冷却停止温度为200℃以上且小于450℃，在所述冷却停止温度下保持1秒钟以上且小于10秒钟的保持时间后，再加热至450～550℃并在该温度保持10～1000秒钟，然后实施熔融镀锌处理。
6.根据权利要求5所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在熔融镀锌处理后进一步实施合金化处理。
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