專利名稱：：高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法
技術領域：
：本發明涉及適合汽車、家電等領域、屈服應力低且耐常溫時效性和燒結硬化性優良的熱鍍鋅鋼板及其制造方法。
背景技術：
：近年來，對于汽車用鋼板，為了以利用車體輕量化提高每加侖里程為目的的鋼板的薄壁化和安全性提高，正在推廣高強度化。但是，鋼板的高強度化通常存在如下問題導致沖壓成形性變差，產生被稱為表面變形的數十微米左右的變形，從而導致外觀性變差。與此相對，正在開發沖壓成形時軟質且容易成形、沖壓成形后的涂裝燒結工序中顯示出高的燒結硬化性的鋼板(BH鋼板)。該鋼板以極低碳鋼為基礎且添加Ti、Nb來控制固溶C量，因此強度為340MPa級時，屈服應力(以下也稱為YP)低至約240MPa，因此耐表面變形性良好；沖壓成形和涂裝燒結后的屈服應力(YP')高至約300MPa，從而確保抗凹性。但是，從輕量化的觀點出發，期望比現有的板厚0.65~0.80mm的340BH鋼板更薄的鋼板，例如，為了使板厚薄壁化0.05mm，需要沖壓成形和涂裝燒結后的屈服應力(YP')為約350MPa以上。而且，為了在確保低YP的同時得到高的YP'，需要涂裝燒結硬化性(以下也稱為BH)和加工硬化性(以下也稱為WH)高的鋼板。從這樣的背景出發，例如，專利文獻1中記載了通過將含有C:0.005~0.0070%、Mn:0.01~4.0%、Cr:0.01~3.0%的鋼的退火和冷卻條件進行適當控制，使退火后的組織為低溫相變產物單相組織，從而得到低屈服應力且兼具高的WH、BH性，而且耐常溫時效性優良的鋼板的方法。另夕卜，專利文獻2中記載了通過將含有C:0.04以下、Mn:0.53.00/0、Mo:0.011.0%的鋼的退火和冷卻條件進行適當控制，使退火后的組織為以體積率計含有0.5%以上且小于10%的殘留奧氏體、余量由鐵素體和貝氏體和/或馬氏體的硬質相構成的復合組織，從而得到屈服應力為300MPa以下且兼具高的WH、BH性的耐常溫時效性、形狀凍結性、抗凹性優良的鋼板的方法。專利文獻3中記載了通過將含有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為1.3%以上且2.1以下的鋼的退火后的冷卻條件進行適當控制，使退火后的組織為以體積百分率計為70%以上的鐵素體和1~15%的馬氏體，從而得到具有高強度和高的燒結硬化性(BH)的鋼板的方法。專利文獻4中記載了通過將含有C:0.0025%以上且小于0.04%、Mn:0.5~2.5%、Cr:0.05~2.0%的鋼在Acl相變點以上且小于Ac3相變點的溫度下退火后，在65(TC至45(TC的溫度范圍內以15~200°C/s的冷卻速度進行冷卻，進而在根據C、Mn、Cr量規定的溫度范圍內以小于1(TC/s的冷卻速度進行冷卻，從而得到具有優良的燒結硬化性和耐常溫時效性以及沖壓成形性的鋼板的方法。專利文獻l:日本特開平6-122940號公報專利文獻2:日本特開2005-281867號公報專利文獻3:日本特開2006-233294號公報專利文獻4:日本特開2006-52465號公報
發明內容但是，上述現有技術存在如下問題。例如，專利文獻1中記載的技術，耐常溫時效性的評價是以100。CX1小時的人工時效處理后的屈服點伸長率(下面也稱為YPE1)的恢復量進行的，使用(l)式所示的Hundy的式子(出處Hundy，B.B"AcceleratedStrainAgeingofMildSteel".J.Iron&SteelInst.，178,p.34-38,(1954).)，計算30'C下的等價時效時間，結果是3(TC下相當于18天，不能說耐常溫時效性必然優良。而且，為了使其成為低溫相變產物單相組織，例如，在實施例中在860980r的極高的溫度范圍內實施退火，但此時，有可能發生板斷裂等問題。因此，需要開發不需要高溫退火，而且耐常溫時效性優良的鋼板。Log10(tr/t)=4400(l/Tr-l/T)-logl。(T/Tr)……(1)T:加速時效溫度(K)1>評價對象溫度(K)t:加速時效溫度T下的時效時間(小時)l換算成評價對象溫度Tr(K)時的等價時效時間(小時)專利文獻2中記載的技術，從提高加工硬化性(WH)的觀點出發，使Mo含量為0.01%以上、1.0%以下，優選為0.1%以上、0.6%以下，使用殘留奧氏體作為金屬組織。但是，Mo是非常貴的元素，若如實施例那樣添加0.180.56n/。的Mo，則導致成本顯著增加。另一方面，實施例中的Mo的添加量極低的比較例中，YR高，WH顯著低。因此，需要開發不需要昂貴的Mo而具有低YR和高WH的鋼板。專利文獻3中記載的技術，控制馬氏體百分率和鐵素體中的固溶C，且為了得到高的燒結硬化性，在退火后以10(TC/s的冷卻速度從55075(TC的溫度冷卻到200'C以下的溫度。但是，為了滿足這樣的冷卻條件，需要如專利文獻3中記載的在噴流水中進行淬火等特殊的方法，難以通過現有的連續熱鍍鋅生產線進行制造。專利文獻4中記載的技術，在退火均熱后冷卻時，以15~200°C/s的速度在650'C45(TC的溫度范圍內進行冷卻，并以小于10°C/s的速度在由C、Mn、Cr量規定的溫度范圍內進行冷卻。在實施例中，以3°C/s的速度從退火溫度冷卻到680°C，以80°C/s的速度驟冷至Ts所表示的溫度，以小于10°C/S的速度緩冷至Tf所表示的溫度，然后以15。C/s冷卻至180°C，以100°C/s的速度冷卻至室溫。上述技術可以通過不進行熱鍍鋅處理且同時設有過時效段的CAL進行，但難以通過在冷卻中途實施熱鍍鋅處理、且沒有同時設置通常的過時效處理設備的CGL來進行(實施鍍層處理時，需要在約46(TC的鍍液中將鋼板浸漬數秒，而且在進行合金化處理時，需要加熱至50060(TC并保持數十秒)。而且，在具有鍍層處理設備的CGL中，若同時設置過時效段，則生產線長度變得過長，因此通常不同時設置過時效段，而在鍍層處理后進行氣冷。因此，如實施例中所示的以15°C/s以上的冷卻速度在650450"C的溫度范圍內冷卻、并以約l，3°C/s的極慢的冷卻速度在39(TC以下的溫度范圍內冷卻，難以通過現有的CGL的熱循環實現。以上述冷卻方式冷卻至室溫后，也能夠進行熱鍍鋅，但此時導致成本顯著增加。因此，需要開發通過不需要如上所述的熱歷史的、由通常的CGL熱循環得到良好的材質的技術。本發明是為了解決上述問題而完成的，目的在于，提供在以通常的CGL熱循環為前提的情況下，不使用昂貴的Mo的、屈服應力低且耐常溫時效性和燒結硬化性優良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。為了解決上述問題，進行了深入的研究，得到如下見解。通過將淬透性高的Mn、Cr控制在特定范圍內，即使在冷卻速度慢的CGL熱循環中，珠光體、貝氏體也受到抑制，能得到低屈服應力和高的加工硬化性。另外，由于在相同的Mn當量下，Mn添加量越少，Fe-C狀態圖的A1和A3線越向高溫、高C側移動，因此鐵素體中的固溶C增大。因此，若減少Mn添加量，則固溶C的變形時效現象即BH特性提高。另一方面，若過度降低Mn添加量，則時效性變差，因此為了兼具耐常溫時效性和燒結硬化性，將Mn控制在適當的范圍內是重要的。艮口，發現了通過適當地控制Mn量使耐常溫時效性和燒結硬化性高度平衡，將利用Cr量的調整的Mn當量^Mn+1.3Cr)控制在適當的范圍內，由此能夠制造屈服應力低且具有高的加工硬化性的高強度熱鍍鋅鋼板，從而完成了本發明。本發明是基于以上見解而完成的，其主旨如下。一種高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，成分組成為以質量％計，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%，且滿足1.9《Mn(質量。/o)+1.3Cr(質量。/0)《2.8，余量由鐵和不可避免的雜質構成，組織為具有鐵素體相和以面積率計為2~15%的馬氏體相，珠光體相和/或貝氏體相的總面積率為1.0%以下。如上述[l]所述的沖壓成形性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以質量％計，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]所述的沖壓成形性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以質量％計，還含有B:0.01%以下。如上述[1][3]中任一項所述的沖壓成形性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以質量％計，還含有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種以上。—種高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，將具有權利要求14中任一項所述的成分組成的鋼坯熱軋和冷軋后，以高于750"C且低于82(TC的退火溫度退火，在從該退火溫度到浸漬到鍍液中為止的溫度范圍內以3~15°C/s的平均冷卻速度進行冷卻，實施熱鍍鋅后，以5°C/s以上的平均冷卻速度進行冷卻。如上述[5]所述的沖壓成形性優良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，實施所述熱鍍鋅處理后，進行熱鍍鋅的合金化處理。另外，在本說明書中，表示鋼的成分的％均為質量％。而且，高強度熱鍍鋅鋼板是指具有340MPa以上的拉伸強度的熱鍍鋅鋼板。根據本發明，能夠得到屈服應力低且耐常溫時效性和燒結硬化性優良的高強度熱鍍鋅鋼板。其結果是在用于汽車內外板用途時，還能通過薄壁化而實現輕量化。而且，本發明的高強度熱鍍鋅鋼板具有如上所述的優良的特性，因此能夠廣泛地用于以汽車用鋼板為代表的家電等，在產業上是有益的。具體實施例方式本發明將成分組成規定為Mn:大于1.0%且在1.8%以下、Cr:大于0.5%，并且將Mn當量控制在1.9《Mn(質量。/。)+1.3Cr(質量。/。)《2.8的適當范圍內。而且，將組織設為具有鐵素體相和以面積率計為215%的馬氏體相，珠光體相和/或貝氏體相的總面積率為1.0%以下。這是本發明的特征，是最重要的技術特征。通過設為這樣的成分組成和組織，能夠得到屈服應力低且耐常溫時效性和燒結硬化性優良的高強度熱鍍鋅鋼板。而且，關于制造這種屈服應力低且耐常溫時效性和燒結硬化性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，退火和鍍敷條件的控制是必須的，在本發明中，特征在于，以高于75(TC且低于82(TC的退火溫度退火，在從該退火溫度到浸漬到鍍液中為止的溫度范圍內以3~15°C/s的平均冷卻速度8進行冷卻，實施熱鍍鋅后，以5°C/s以上的平均冷卻速度進行冷卻。下面對本發明進行詳細地說明。首先，對本發明中鋼的化學成分的限定原因進行說明。C:0.01%以上且小于0.08%c對高強度化有效，是本發明中重要的元素之一。在本發明中，為了確保預定量以上的馬氏體相，使其含量為0.01%以上。另一方面，C量為0.08。/。以上時，馬氏體相變得過多，YP上升、BH量降低，而且焊接性也變差。因此，使C量小于0.08。/。，為了得到更低的YP、更高的BH，優選使C量小于0.06M，更優選使C量為0.05%以下。Si:0.2%以下Si的固溶強化能大，從低屈服強度化(低YP化)的觀點出發，優選使其含量少。但是，由于容許Si量達到0.2%，因此使Si量為0.2%以下。Mn:大于1.0%且在1.8%以下Mn是本發明中最重要的元素。若Mn量大于1.8n/。，則鐵素體中的固溶C量減少，BH性降低。另外，若Mn量為1.0%以下，則鐵素體中的固溶C多，因而具有高的BH性，但另一方面，有時耐常溫時效性變差。因此，從兼具BH性和耐常溫時效性的觀點出發，使Mn量大于1.0%且在1.8%以下，優選為大于1.0%且在1.6%以下。P:0.10%以下P是對高強度化有效的元素。但是，若P量大于0.10M，則屈服強度(YP)上升，耐表面變形性變差。而且，使鍍鋅層的合金化速度降低，成為鍍敷不良或不鍍的原因，并且在鋼板的晶界偏析而使耐二次加工脆性變差。因此，使P量為0.10。/。以下。S:0.03%以下s使熱加工性下降，鋼坯的熱裂紋敏感性提高，因此優選其含量少。特別是，若S量大于0.03。/。，則由于微小的MnS析出而延展性變差，且使沖壓成形性變差。因此，使S量為0.03。/。以下。而且，從沖壓成形性的觀點出發，優選使S量為0.015。/。以下。Ah0.1%以下Al作為脫氧元素使鋼中的夾雜物減少，而且具有將鋼中不需要的固溶N固定為氮化物的作用。但是，若A1量大于0.1。/。，則簇狀的氧化鋁類夾雜物增加，延展性變差，且使沖壓成形性變差。因此，使Al量為0.1%以下。在作為脫氧元素利用來充分地降低鋼中的氧時，優選含有0.02%以上的Al。N:0.008%以下從耐常溫時效性的觀點出發，不優選N以固溶狀態殘留，因此優選使其含量少。特別是，若N量為大于0.008%,則固定N所需的氮化物形成元素的添加量增加，導致制造成本增加。而且，過量的氮化物的生成導致延展性和韌性變差。因此，使N量為0.008%以下。從確保延展性和韌性的觀點出發，優選N小于0.005%。Cr:大于0.5%Cr是提高淬透性的元素，是對馬氏體相的生成非常重要的元素。而且，Cr與Mn相比，提高淬透性的效果更高，而且固溶強化能小，因此對低YP化有效，在本發明中積極地添加。Cr量為0.5M以下時，有時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%，優選大于0.65%。另外，如上所述，從兼具BH特性和耐常溫時效性的觀點出發，限制Mn的添加量，因此為了在冷卻速度慢的CGL熱循環中也抑制珠光體、貝氏體，達到低YP化，需要通過調整Cr量來控制為預定的Mn當量。由此，使Cr量大于0.5。/。，優選大于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標之一，為了使馬氏體相生成，適當地控制該值是重要的。若Mn+1.3Cr的值小于1.9%，則淬透性變得不充分，在退火后的冷卻時容易生成珠光體、貝氏體，YP上升。另一方面，若Mn+1.3Cr的值大于2.8%，則淬透性效果飽和，由于過量的合金元素的添加，導致制造成本增加。因此，使Mn+1.3Cr的值為1.9%以上、2.8%以下，優選為大于2.3%且在2.8%以下。通過以上的必須元素，能得到本發明鋼的目的特性，在上述的必須添加元素的基礎上，還可以根據需要添加下述元素。B:0.01%以下B是提高淬透性的元素，為了使馬氏體相穩定地生成，可以添加0.0005%以上。而且，通過添加0.0015%以上、0.004。/o以下的B，能使鐵素體的晶粒生長性提高，并且能使BH提高，而且能夠改善低YP化與高BH化的平衡。但是，若添加B超過0.01。/。，則對材質和鑄造性等的不良影響變得顯著。因此，添加B時，使其為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l種以上Mo:0.15%以下Mo是昂貴的元素，是導致YP上升的元素，但也是對于改善鍍層表面品質、或提高淬透性而穩定地得到馬氏體相有效的元素，可以添加0.01%以上。但是，若Mn量大于0.15。/。，則其效果飽和，導致成本顯著增加。因此，添加Mo時，使其為對YP上升的不良影響小的、0.15。/。以下。從低成本化、低YP化的觀點出發，優選使Mo含量少，優選不添加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，為了使馬氏體相穩定地生成，可以添加0.01%以上。但是，即使過量添加v，也不能得到與成本相應的效果。因此，添加V時，使其為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，為了防止時效變差，可以分別添加0.01%以上。但是，即使均過量地添加超過0.1%，其效果飽和，也不能得到與成本相應的效果。因此，添加Ti、Nb時，使它們各自為0.1%以下。另外，除上述之外的余量為Fe及不可避免的雜質。作為不可避免的雜質，例如，O形成非金屬夾雜物而對品質產生不良影響，因此優選將O降低至0.003%以下。接著，對本發明的沖壓成形性優良的高強度熱鍍鋅鋼板的組織進行說明。鐵素體相和以面積率計為2%以上、15%以下的馬氏體相本發明的熱鍍鋅鋼板，是鐵素體相和以面積率計為2%以上、15%以下的馬氏體相的兩相組織。通過將馬氏體相控制在該范圍內，使耐表面變形性、加工硬化性提高，能得到可以用于汽車覆蓋件用途的鋼板。若馬氏體相的面積率大于15%，則硬度顯著上升，例如，不具有作為本發明對象的汽車內外板用鋼板的充分的耐表面變形性和沖壓成形性。因此，使馬氏體相的面積率為15%以下。另一方面，馬氏體相的面積率小于2%時，YPE1容易殘留，而且YP變高，其結果是耐表面變形性變差。因此，使馬氏體相的面積率為2%以上、15%以下，優選為2%以上、10%以下。珠光體相和/或貝氏體相的總面積率為1.0%以下在退火后實施緩冷、特別是實施合金化處理時，若不優化Mn當量，則主要與馬氏體鄰接地生成微小的珠光體相或貝氏體相，YR上升。即，通過使珠光體相和/或貝氏體相的總面積率為1.0%以下，能實現低YP化，因此使其總面積率為1.0%以下。而且，本發明的鋼板中，除了鐵素體相、馬氏體相、珠光體相、貝氏體相之外，還可以含有以面積率計為約1.0%的殘留y相、不可避免的碳化物。另外，上述面積率可以如下求出將鋼板的L截面(與軋制方向平行的垂直截面)研磨后，用硝酸乙醇溶液腐蝕，使用SEM在4000倍的倍率下觀察12個視野，對拍攝的組織照片進行圖像分析。組織照片中鐵素體是稍黑的對比度的區域，將碳化物為層狀或點狀地生成的區域記為珠光體和貝氏體，將具有白對比度的粒子記為馬氏體。另外，例如通過適當地控制Mn當量和退火后的冷卻條件，能將組織控制在上述面積率范圍內。下面對本發明的高強度熱鍍鋅鋼板的制造條件進行說明。本發明的熱鍍鋅鋼板如下制造將調整至上述化學成分范圍內的鋼熔煉成鋼坯，接著，在熱軋后進行(酸洗)、冷軋，接著，退火后，在從該退火溫度到浸漬到鍍液中為止的溫度范圍內以3~15°C/s的平均冷卻速度進行冷卻，實施熱鍍鋅后，以5°C/s以上的平均冷卻速度進行冷卻。在此，鋼的熔煉方法沒有特殊限定，可以使用電爐，也可以使用轉爐。而且，熔煉后的鋼的鑄造方法，可以通過連鑄法制成鋼坯，也可以通過鑄錠法制成鋼錠。連鑄后將鋼坯熱軋時，可以在加熱爐中將鋼坯再加熱后進行軋制，或者也可以不加熱鋼坯而直接進行軋制。而且，也可以在制成鋼錠后進行開坯軋制，然后供于熱軋。熱軋可以根據常用方法實施，例如，可以使鋼坯的加熱溫度為1100~1300°C、終軋溫度在Ar3點以上、終軋后的平均冷卻速度為1020(TC/s、巻取溫度為400~750°C。關于冷軋率，可以在通常的作業范圍內的50~85%下進行。下面對本發明中重要的退火和鍍敷工序(CGL工序)進行詳細地說明。退火溫度高于75(TC且低于820°C為了得到鐵素體相+馬氏體相的顯微組織，退火溫度需要加熱至適當的溫度。退火溫度在75(TC以下時，奧氏體相的生成不充分，因此不能得到預定量的馬氏體相。因此，由于YPE1的殘留、YP的上升等，耐表面變形性變差。另一方面，退火溫度為82(TC以上時，鐵素體中的固溶C量降低，有時不能得到高的BH量。而且，C向奧氏體的富集變得不充分，在之后的冷卻時、合金化處理時容易生成珠光體、貝氏體，YP有可能上升。因此，使退火溫度高于750。C且低于820°C。(1次)平均冷卻速度3'C/s以上、15。C/s以下在制造熱鍍鋅鋼板時，將退火后從該退火溫度到在鍍液中浸漬為止的1次平均冷卻速度設為3°C/s以上、15。C/s以下。冷卻速度小于3'C/s時，冷卻中的珠光體、貝氏體生成量變得顯著，YP上升。而且，由于生成珠光體、貝氏體，不能得到預定量的馬氏體相，YPE1的殘留導致YP上升。另一方面，冷卻速度大于15°C/s時，C、Mn、Cr向奧氏體的富集變得不充分，在之后的冷卻時、合金化處理時奧氏體分解為珠光體、貝氏體，它們的生成量增大，因此YP上升。另外，鐵素體14中的C富集受到抑制，有時不能得到高的BH量。因此，將退火后從該退火溫度到在鍍液中浸漬為止的1次平均冷卻速度設為3'C/s以上、15"C/s以下。優選的平均冷卻速度為5°C/s以上、15。C/s以下。另外，鍍層處理中鍍液溫度可以為通常的約40(TC約480°C。另外，在實施了熱鍍鋅處理后，還可以根據需要進行熱鍍鋅的合金化處理。此時的熱鍍鋅的合金化處理，例如，在熱鍍鋅液中浸漬后，根據需要加熱至500700'C的溫度范圍內，并保持數秒至數十秒。現有的沒有優化Mn當量的鋼板，由于進行上述的合金化處理，材質顯著變差，但本發明鋼即使實施上述合金化處理，YP的上升也小。另外，作為熱鍍鋅條件，優選鍍層附著量為每單面2070g/m2，在進行合金化處理時，優選鍍層中的Fey。為615n/。。(2次)冷卻速度5°C/s以上為了穩定地得到馬氏體，實施了熱鍍鋅處理后、或者實施了熱鍍鋅的合金化處理后的2次冷卻，是以5°C/s以上的平均冷卻速度冷卻至Ms點以下的溫度。在2次冷卻速度小于5°C/s的緩冷中，在400~500'C附近生成珠光體或貝氏體，YP上升。另一方面，2次冷卻速度的上限沒有必要特別限定，但若超過100'C/s則馬氏體變得過硬，延展性下降。因此，2次冷卻速度優選為100°C/s以下。由此，使2次冷卻速度為5。C/s以上，優選為10°C/s以上、100。C/s以下。而且，在本發明中，為了在熱處理后矯正形狀，還可以對本發明的鋼板進行表面光軋。另外，在本發明中，雖然設想了通過通常的煉鋼、鑄造、熱軋各工序制造鋼原材的情況，但也可以通過例如薄板坯連鑄等省略熱軋工序的一部分或全部來進行制造。另外，還可以進一步對本發明的熱鍍鋅鋼板的表面實施有機覆膜處理。實施例實施例1下面通過實施例進一步說明本發明。將具有表1所示的鋼A~Y的化學成分的鋼通過真空熔煉進行熔煉，制成鋼坯。將這些鋼坯加熱至1200'C后，以85(TC的終軋溫度進行熱軋，接著進行冷卻，然后在60(TC下巻取，制造板厚為2.5mm的熱軋鋼板。對所得到的熱軋鋼板進行酸洗后，以70%的軋制率進行冷軋，制成板厚為0.75mm的冷軋鋼板。<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>對于以上得到的熱鍍鋅鋼板，采集樣品，測定馬氏體相的面積率、珠光體相和/或貝氏體相的總面積率，并測定拉伸特性、加工硬化量(WH)、燒結硬化量(BH)和加速時效試驗后的屈服點伸長率(YPE1)。詳細的測定方法如下所示。(1)馬氏體相的面積率對樣品的L截面(與軋制方向平行的垂直截面)進行機械研磨，用硝酸乙醇溶液腐蝕，然后用掃描電子顯微鏡(SEM)以4000倍的倍率對12個視野進行觀察，并使用拍攝的組織照片(SEM照片)進行定量。在此，將具有白的對比度的粒子記為馬氏體，將剩下的具有黑的對比度的粒子記為鐵素體，求出馬氏體占整體的比例。(2)拉伸特性沿著相對于軋制方向成90。的方向(C方向)采集JIS5號試驗片，根據JISZ2241的規定進行拉伸試驗，測定屈服應力(YP)和拉伸強度(TS)。(3)加工硬化量(WH):測定2M的預應變后的應力與屈服應力(YP)的應力差。(4)燒結硬化量(BH):測定2%的預應變后的應力與進行了相當于170°CX20分鐘的涂裝燒結的熱處理后的屈服應力的應力差。(5)加速時效試驗后的屈服點伸長率(YPE1):實施了10(TCX24小時的熱處理后，進行拉伸試驗(根據JISZ2241)，測定YPE1。例如，設想出口鋼板時越過赤道的情況，設定加速時效條件，以使由Hundy的式子計算出的等效時效時間在3(TC下為1.2年，在5(TC下為約2個月。以上的測定結果與制造條件一起示于表2。<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>*F:鐵素體，M:馬氏體，P:珠光體，B:貝氏體在表2中，No.l17和4042的成分、制造條件在本發明范圍內，是具有馬氏體相的面積率為2%以上、15%以下且珠光體和/或貝氏體的總面積率為1.0%以下的組織的本發明例。本發明例與比較例相比，YR低、BH高，且時效后的YPE1也小，為0.2%以下。另一方面，使用成分在本發明范圍外的鋼RV制造的比較例No.l8~22，YR、BH、時效后的YPE1均差。具體而言，No.l8(鋼R)的Mn量、Cr量在本發明范圍外，特別是Mn多，因此BH量低。No.l9(鋼S)的Mn少，因此鐵素體中的固溶C多，具有高的BH，但另一方面，時效后的YPEl高，耐時效性差。No.20(鋼T)的Mn多，因此鐵素體中的固溶C量少，BH低。而且，由于鐵素體被固溶強化，因此YP升高，耐表面變形性差。No.21(鋼U)的Mn+1.3Cr的值低，因此退火后的冷卻時生成珠光體、貝氏體，不能確保預定量的馬氏體，因此YR升高，且時效后的YPE1高。No.22(鋼V)的C量少，因此不能得到預定量的馬氏體，YR高，時效后的YPE1也高。實施例2將具有表1所示的鋼C、D、E、G的化學成分的鋼通過真空熔煉進行熔煉，在與實施例1同樣的條件下實施熱軋、酸洗、冷軋，在表3所示的退火溫度下保持60秒后，在表3所示的條件下進行1次冷卻，進行了熱鍍鋅處理(鍍液溫度460'C)后，實施合金化處理，進行2次冷卻直至15(TC以下的溫度，并實施表面光軋。對于以上得到的熱鍍鋅鋼板，采集樣品，通過與實施例1同樣的方法，測定馬氏體相的面積率、珠光體相和/或貝氏體相的總面積率，并測定拉伸特性、加工硬化量(WH)、燒結硬化量(BH)和加速時效試驗后的YPE1。所得到的結果與制造條件一起示于表3。表3<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>*F:鐵素體，M:馬氏體，P:珠光體，B:貝氏體在表3中，No.23、25、26、28~31、3539的成分、制造條件在本發明范圍內，是具有馬氏體相的面積率為2%以上、15%以下且珠光體和/或貝氏體的總面積率為1.0%以下的組織的本發明例。本發明例與比較例相比，YR低、BH高，且時效后的YPE1也小，為0.2%以下。另一方面，No.24由于退火溫度低，因而不能得到預定量的馬氏體相，YR高，時效后的YPE1也高，耐常溫時效性差。No.27由于退火溫度高，因而退火中元素向奧氏體的富集變得不充分，在合金化處理時生成珠光體、貝氏體。其結果是與相同強度的發明例相比，YR升高。No.32由于1次冷卻速度慢，因而橫穿珠光體、貝氏體的生成鼻點(nose)，因此它們的生成量增大，YP上升。而且，由于生成珠光體、貝氏體，不能得到預定量的馬氏體，YPE1的殘留導致YP上升，YR升高，時效后的YPE1也升高。No.33由于1次冷卻速度快，因而元素向奧氏體中的富集變得不充分，在合金化處理時容易生成珠光體、貝氏體。其結果是冷卻后得到的馬氏體的面積率減少，YR升高，且時效后的YPE1也升高。No.34由于2次冷卻速度慢，因而在2次冷卻中的40050(TC附近的溫度范圍內奧氏體分解成珠光體、貝氏體，它們的生成量增加，因此冷卻后得到的馬氏體的面積率減少。因此，YR升高，時效后的YPE1也升高。產業上的利用可能性本發明的高強度熱鍍鋅鋼板，由于屈服應力低且兼具優良的耐常溫時效性和燒結硬化性，因此能夠應用于具有高成形性的部件，汽車內外板用途自不必說，還適合用于需要高成形性的領域。權利要求1.一種高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，成分組成為以質量％計，含有C0.01％以上且小于0.08％、Si0.2％以下、Mn大于1.0％且在1.8％以下、P0.10％以下、S0.03％以下、Al0.1％以下、N0.008％以下、Cr大于0.5％，且滿足1.9≤Mn(質量％)+1.3Cr(質量％)≤2.8，余量由鐵和不可避免的雜質構成，組織為具有鐵素體相和以面積率計為2～15％的馬氏體相，珠光體相和/或貝氏體相的總面積率為1.0％以下。2.如權利要求l所述的沖壓成形性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以質量％計，所述Cr大于0.65。/。，所述Mn大于1.0。/。且在1.6%以下。3.如權利要求1或2所述的沖壓成形性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以質量％計，還含有B:0.01%以下。4.如權利要求1~3中任一項所述的沖壓成形性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以質量％計，還含有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種以上。5.—種高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，將具有權利要求1~4中任一項所述的成分組成的鋼坯熱軋和冷軋后，以高于750。C且低于82(TC的退火溫度退火，在從該退火溫度到浸漬到鍍液中為止的溫度范圍內以3~15°C/s的平均冷卻速度進行冷卻，實施熱鍍鋅后，以5°C/s以上的平均冷卻速度進行冷卻。6.如權利要求5所述的沖壓成形性優良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，實施所述熱鍍鋅處理后，進行熱鍍鋅的合金化處理。全文摘要提供在以通常的CGL熱循環為前提的情況下，不使用昂貴的Mo的、屈服應力低且耐常溫時效性和燒結硬化性優良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。該高強度熱鍍鋅鋼板的成分組成為以質量％計，含有C0.01％以上且小于0.08％、Si0.2％以下、Mn大于1.0％且在1.8％以下、P0.10％以下、S0.03％以下、Al0.1％以下、N0.008％以下、Cr大于0.5％，且滿足1.9≤Mn(質量％)+1.3Cr(質量％)≤2.8，余量由鐵和不可避免的雜質構成。其組織為具有鐵素體相和以面積率計為2～15％的馬氏體相，珠光體相和/或貝氏體相的總面積率為1.0％以下。而且，制造上述熱鍍鋅鋼板時，在冷軋后，進行退火和鍍層處理時，控制溫度、冷卻速度。文檔編號C21D9/46GK101688277SQ200880023829公開日2010年3月31日申請日期2008年7月10日優先權日2007年7月11日發明者奧田金晴,小野義彥,木村英之,櫻井理孝,藤田毅申請人:杰富意鋼鐵株式會社