專利名稱：：加工性優良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法
技術領域：
：本發明涉及汽車、電器等產業領域中使用的加工性及抗沖擊特性優良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。
背景技術：
：近年來，從保護地球環境的立場出發，提高汽車的燃料效率正成為重要的問題。因此，使作為車體材料的鋼板高強度化、薄壁化，使車體自身輕量化的研究正在進行。由于車體材料的高強度化與提高汽車碰撞時的安全性息息相關，因此正在積極地推進高強度鋼板在車體材料方面的應用。但是，通常，由于鋼板的高強度化導致鋼板的延展性降低，即導致加工性的降低，因此期望兼具高強度和高加工性、而且耐腐蝕性也優良的熱鍍鋅鋼板。針對這種需求，到目前為止，開發了由鐵素體和馬氏體構成的DP(DualPhase)鋼和利用殘留奧氏體的相變誘導誘導塑性的TRIP(TransformationInducedPlasticity)鋼等復合組織型的高強度熱鍍鋅鋼板。非專利文獻1中公開了鐵素體-馬氏體兩相組織鋼顯示出優良的抗沖擊特性。但是，由于鐵素體_馬氏體兩相組織鋼的r值小于1.0，深拉性低，因此限定了可應用的領域。專利文獻1中提出了一種加工性好的高強度合金化熱鍍鋅鋼板，其以質量％計，含有C:0.050.15%、Si:0.31.5%、Mn:1.52.8%、P0.03%以下、S0.02%以下、A10.0050.5%及N0.0060%以下，余量由Fe及不可避免的雜質構成，而且滿足(Mn%)/(C%)彡15且(Si%)/(C%)彡4，鐵素體中含有以體積率計為320%的馬氏體和殘留奧氏體。但是，這種復合組織型的高強度熱鍍鋅鋼板，雖然在單軸拉伸時要求E1高，但存在擴孔加工等中需要的延伸凸緣性差的問題。因此，專利文獻2中公開了一種延伸凸緣性優良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法在Ac3相變點以上將具有下述組成的鋼熱軋后，進行酸洗、冷軋，在連續退火熱鍍鋅生產線上，加熱保持在再結晶溫度以上且ACl相變點以上，然后，在移至熔融鋅浴的期間內，急冷至Ms點以下，使鋼板中部分或全部地生成馬氏體，接著，加熱至Ms點以上的溫度、即至少加熱至熔融鋅浴溫度及合金化爐溫度，部分或全部地生成回火馬氏體，所述鋼以質量％計，含有C0.020.30%,Si1.50%以下、Mn0.603.0%,P0.20%以下、S0.05%以下、A10.010.10%，余量由Fe及不可避免的雜質構成。非專利文獻1“鐵與鋼”，vol.83(1997)p748專利文獻1日本特開平11-279691號公報專利文獻2日本特開平6-93340號公報
發明內容利用專利文獻2中記載的高強度熱鍍鋅鋼板，可以得到優良的延伸凸緣性。但是，存在單軸拉伸中要求的拉伸強度TS與E1的積、即TS-E1平衡低的問題。存在屈服強度YS與TS的比即屈服比YR(=YS/TS)高、加工性差的問題。而且，存在汽車碰撞時的安全性所需要的抗沖擊特性差的問題。本發明的目的在于，提供TS-E1平衡高、延伸凸緣性優良、并且YR低的加工性優良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。而且，本發明的目的在于，提供TS-E1平衡高、延伸凸緣性優良、并且抗沖擊特性也優良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。本發明人對TS-E1平衡高、具體而言TSXE1彡19000MPa%，延伸凸緣性優良、具體而言后述的擴孔率、>70%，并且YR低、具體而言YR<75%的加工性優良的高強度熱鍍鋅鋼板進行了專心研究，得出以下見解。i)在優化成分組成的基礎上，通過形成以面積率計含有2087%的鐵素體、總計為310%的馬氏體和殘留奧氏體、以及1060%的回火馬氏體的顯微組織，不僅能夠實現優良的延伸凸緣性，而且能夠實現高的TS-E1平衡和低的YR。ii)這種顯微組織可以通過如下方法得到退火時從750950°C的加熱溫度強制冷卻至(Ms點-100°C)(Ms點-200°C)的溫度范圍，然后再加熱，實施熱鍍鋅。這里，Ms是從奧氏體到馬氏體相變開始的溫度，能夠由冷卻時鋼的線性膨脹系數的變化求出。由于本發明基于上述見解而完成，因此提供一種加工性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，具有如下成分組成以質量％計，含有c0.050.3%,Si0.012.5%、Mn0.53.5%、P0.0030.100%,S0.02%以下、A10.0101.5%及N0.007%以下，余量由Fe及不可避免的雜質構成，并且，具有如下顯微組織以面積率計，含有2087%的鐵素體、總計為310%的馬氏體和殘留奧氏體以及1060%的回火馬氏體。本發明的高強度熱鍍鋅鋼板中，還可以根據需要，以質量％計含有選自Cr0.0052.00%、Mo0.0052.00%、V0.0052.00%、Ni0.0052.00%和Cu0.0052.00%的1種或2種以上的元素。而且，還可以根據需要，以質量％計含有選自Ti0.010.20%及Nb0.010.20%的1種或2種的元素、含有B0.00020.005%,或者含有選自Ca0.0010.005%和REM0.0010.005%的1種或2種以上的元素。本發明的高強度熱鍍鋅鋼板，還可以使鍍鋅層為合金化鍍鋅層。本發明的高強度熱鍍鋅鋼板，例如能夠通過下述方法制造對具有上述成分組成的鋼坯實施熱軋、冷軋而制成冷軋鋼板，在如下條件下對所述冷軋鋼板實施退火，然后實施熱鍍鋅，所述條件為加熱至750950°C的溫度范圍并保持10s以上之后，以10°C/s以上的平均冷卻速度從750°C冷卻至(Ms點-100°C)(Ms點_200°C)的溫度范圍，再加熱至350600°C的溫度范圍并保持1600s。本發明的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，可以在熱鍍鋅后對鍍鋅層進行合金化處理。利用本發明，能夠制造TS-E1平衡高、延伸凸緣性優良、并且YR低的加工性優良的高強度熱鍍鋅鋼板。通過將本發明的高強度熱鍍鋅鋼板應用于汽車車體，不僅能夠實現汽車的輕量化和耐腐蝕性的提高，而且能夠實現碰撞安全性的提高。本發明人對TS-E1平衡高、具體而言TSXE1彡19000MPa%，延伸凸緣性優良、具體而言后述的擴孔率、>50%，并且抗沖擊特性也優良、具體而言后述的吸收能AE與TS的比AE/TS彡0.063的高強度熱鍍鋅鋼板進行了專心研究，得出以下結論。iii)在優化成分組成的基礎上，通過形成如下顯微組織，不僅能夠實現優良的延伸凸緣性，而且能夠實現高的TS-E1平衡和優良的抗沖擊特性，所述顯微組織為以面積率計，含有2087%的鐵素體、總計為310%的馬氏體和殘留奧氏體、以及1060%的回火馬氏體，由馬氏體、殘留奧氏體和回火馬氏體構成的第二相的平均結晶粒徑為3i!m以下。iv)這種顯微組織可以通過下述方法得到退火時以10°C/s以上的升溫速度在500°CACl相變點的溫度范圍內升溫，加熱至々(^相變點(Ac3相變點+30°C)的溫度范圍并保持10s以上，通過相變生成微小的奧氏體之后，強制冷卻至(Ms點-100°C)(Ms點-200°C)的溫度范圍內，然后進行再加熱，進而實施熱鍍鋅。這里，Ms點是從奧氏體到馬氏體相變開始的溫度，可以由冷卻時鋼的線性膨脹系數的變化求出。由于本發明基于上述見解而完成，因此提供一種加工性和抗沖擊特性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，具有如下成分組成以質量％計，含有C:0.050.3%、Si0.012.5%,Mn0.53.5%、P0.0030.100%,S0.02%以下及A10.0101.5%，還含有總計為0.010.2%的選自Ti、Nb及V的至少1種元素，余量由Fe及不可避免的雜質構成，并且，具有如下顯微組織以面積率計，含有2087%的鐵素體、總計為310%的馬氏體和殘留奧氏體、以及1060%的回火馬氏體，由上述馬氏體、殘留奧氏體和回火馬氏體構成的第二相的平均結晶粒徑為3ym以下。本發明的高強度熱鍍鋅鋼板中，還可以根據需要，以質量％計含有選自Cr0.0052.00%,Mo0.0052.00%,Ni0.0052.00%及Cu0.0052.00%的1種或2種以上的元素。而且，還可以根據需要，以質量％計含有B:0.00020.005%、或者含有選自Ca0.0010.005%,REM0.0010.005%的1種或2種以上的元素。本發明的高強度熱鍍鋅鋼板，可以使鍍鋅層為合金化鍍鋅層。本發明的高強度熱鍍鋅鋼板，例如可以通過如下方法制造對具有上述的成分組成的鋼坯實施熱軋、冷軋而制成冷軋鋼板，在如下條件下對所述冷軋鋼板實施退火，然后實施熱鍍鋅，所述條件為以10°C/S以上的平均升溫速度在500°CACl相變點的溫度范圍內升溫，加熱至ACl相變點(Ac3相變點+30°C)的溫度范圍并保持10s以上之后，以10°C/s以上的平均冷卻速度冷卻至(Ms點-100°C)(Ms點-200°C)的溫度范圍，再加熱至350600°C的溫度范圍并保持1600s。本發明的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，可以在熱鍍鋅后對鍍鋅層進行合金化處理。通過本發明，能夠制造TS-E1平衡高、延伸凸緣性優良、并且抗沖擊特性優良的高強度熱鍍鋅鋼板。通過將本發明的高強度熱鍍鋅鋼板應用于汽車車體，不僅能夠實現汽車的輕量化和耐腐蝕性的提高，而且能夠實現碰撞時的安全性的提高。具體實施例方式下面，對本發明進行詳細說明。并且，表示成分元素的含量的“％”，若無特殊說明則表示“質量％”。1)成分組成C:0.050.3%C是使奧氏體穩定的元素，是用于生成鐵素體之外的馬氏體等第二相而使TS上升并使TS-E1平衡提高所必需的元素。若C量小于0.05%，則難以確保鐵素體之外的第二相，TS-E1平衡降低。另一方面，若C量超過0.3%，則焊接性變差。因此，使C量為0.050.3%，優選為0.080.15%。Si:0.012.5%Si是在使鋼固溶強化、從而使TS-E1平衡提高方面有效的元素。為了得到上述效果，需要使Si量為0.01%以上。另一方面，若Si量超過2.5%，則導致E1降低、表面性狀和焊接性變差。因此，使Si量為0.012.5%，優選為0.72.0%。Mn:0.53.5%Mn在鋼的強化方面有效，是促進馬氏體等第二相生成的元素。為了得到上述效果，需要使Mn量為0.5%以上。另一方面，若Mn量超過3.5%，則由第二相的過度增加、固溶強化引起的鐵素體的延展性變差變得顯著，加工性降低。因此，使Mn量為0.53.5%，優選為1.53.0%。P:0.0030.100%P是在鋼的強化方面有效的元素。為了得到上述效果，需要使P量為0.003%以上。另一方面，若P量超過0.100%，則因晶界偏析而使鋼脆化，使抗沖擊特性變差。因此，使P量為0.0030.100%。S:0.02%以下S以MnS等夾雜物的形式存在，由于其使抗沖擊特性、焊接性變差，因此優選盡可能降低其含量。但是，從制造成本方面出發，使s量為0.02%以下。A1:0.0101.5%A1是在使鐵素體生成、從而使TS-E1平衡提高方面有效的元素。為了得到上述效果，需要使A1量為0.010%以上。另一方面，若A1量超過1.5%，則連鑄時產生鋼坯裂紋的危險性增高。因此，使A1量為0.0101.5%。N:0.007%以下N是使鋼的耐時效性變差的元素。若N量超過0.007%，則耐時效性顯著變差。因此，雖然使N量為0.007%以下，但越少越優選。選自Ti、Nb及V的至少1種總計0.010.2%Ti、Nb及V各自以TiC、NbC、VC等形式析出，是在使鋼的組織微小化方面有效的元素。為了得到上述效果，需要使選自Ti、Nb及V的至少1種元素的含量總計為0.01%以上。另一方面，若選自Ti、Nb及V的至少1種元素的含量總計超過0.2%，則析出物變得過量，導致延展性降低。以此，使選自Ti、Nb及V的至少1種元素的含量總計為0.010.2%雖然余量是Fe及不可避免的雜質，但由于下述理由，也可以根據需要含有Cr:0.0052.00%,Mo0.0052.00%,V0.0052.00%,Ni0.0052.00%,Cu0.0052.00%,Ti0.010.20%,Nb0.010.20%,B0.00020.005%,Ca0.0010.005%及REM0.0010.005%。Cr、Mo、V、Ni、Cu各自為0.0052.00%Cr、Mo、V、Ni、Cu在退火時的自加熱溫度起的冷卻時抑制珠光體的生成，是在促進馬氏體等的生成、使鋼強化方面有效的元素。為了得到上述效果，需要使選自Cr、Mo、V、Ni、Cu的至少1種元素的含量為0.005%。另一方面，若Cr、Mo、V、Ni、Cu各元素的含量超過2.00%,則該效果飽和，導致成本上升。因此，使Cr、Mo、V、Ni、Cu的含量各自為0.0052.00%。Ti、Nb各自為0.010.20%Ti、Nb形成碳氮化物，是在通過使鋼析出強化而使其高強度化方面有效的元素。為了得到上述效果，需要使選自Ti、Nb的至少1種元素的含量為0.01%以上。另一方面，若Ti、Nb各元素的含量超過0.20%，則過度高強度化，延展性降低。因此，使Ti、Nb的含量各自為0.010.20%。B:0.00020.005%B是在抑制來自奧氏體晶界的鐵素體的生成、使馬氏體等第二相生成而實現高強度化方面有效的元素。為了得到上述效果，需要使B量為0.0002%以上。另一方面，若B量超過0.005%，則該效果飽和，導致成本上升。因此，使B量為0.00020.005%。Ca、REM各自為0.0010.005%Ca、REM均是在通過控制硫化物的形態來改善加工性方面有效的元素。為了得到上述效果，需要使選自Ca、REM的至少1種元素的含量為0.001%以上。另一方面，若Ca、REM各元素的含量超過0.005%，則可能給鋼的潔凈度帶來不良影響。因此，使Ca、REM的含量各自為0.0010.005%。2)顯微組織鐵素體的面積率2087%鐵素體使TS-E1平衡提高。為了使TSXE1彡19000MPa%，需要使鐵素體的面積率為20%以上，優選為50%以上。并且，由于以下的馬氏體和殘留奧氏體的面積率總計為3%以上以及回火馬氏體的面積率為10%以上，因此鐵素體的面積率的上限為87%。馬氏體和殘留奧氏體的面積率總計為310%馬氏體和殘留奧氏體不僅有助于鋼的強化，而且使TS-E1平衡提高。而且，使YR降低。為了得到上述效果，需要使馬氏體和殘留奧氏體的面積率總計為3%以上。但是，若馬氏體和殘留奧氏體的面積率總計超過10%，則延伸凸緣性降低。因此，使馬氏體和殘留奧氏體的面積率總計為310%。回火馬氏體的面積率1060%回火馬氏體與回火前的馬氏體、殘留奧氏體相比，對延伸凸緣性的不良影響較小，因此是在維持X>50%的優良的延伸凸緣性并且實現高強度化方面有效的第二相。為了得到上述效果，需要使回火馬氏體的面積率為10%以上。但是，若回火馬氏體的面積率超過60%，則不能得到TSXE1彡19000MPa%。因此，使回火馬氏體的面積率為1060%。由馬氏體、殘留奧氏體和回火馬氏體構成的第二相的平均結晶粒徑3i!m以下由馬氏體、殘留奧氏體和回火馬氏體構成的第二相的存在，在提高抗沖擊特性方面有效地發揮作用。特別是，若使該第二相的平均結晶粒徑為3ym以下，則能夠實現AE/0.063。因此，優選由馬氏體、殘留奧氏體和回火馬氏體構成的第二相的平均結晶粒徑為3iim以下。并且，作為除馬氏體、殘留奧氏體和回火馬氏體之外的第二相，也可以含有珠光體、貝氏體，只要滿足上述的鐵素體、馬氏體、殘留奧氏體和回火馬氏體的面積率及第二相的平均結晶粒徑的條件，就能夠實現本發明的目的。另外，從延伸凸緣性的觀點出發，優選珠光體的面積率為3%以下。這里，鐵素體、馬氏體、殘留奧氏體及回火馬氏體的面積率，是指觀察面積中各相所占的面積比例，將鋼板的板厚截面研磨后，用3%的硝酸乙醇溶液腐蝕，使用SEM(掃描電子顯微鏡)以10003000倍的倍率觀察板厚1/4的位置，使用市售的圖像處理軟件求出。另外，用由馬氏體、殘留奧氏體和回火馬氏體構成的第二相的總面積除以第二相的總個數，求出第二相每1個的平均面積，將其平方根作為第二相的平均結晶粒徑。3)制造條件1本發明的高強度熱鍍鋅鋼板，例如可以通過如下方法制造對具有上述的成分組成的鋼坯實施熱軋、冷軋而制成冷軋鋼板，在如下條件下對上述冷軋鋼板實施退火，然后實施熱鍍鋅，所述條件為加熱至750950°C的溫度范圍并保持10s以上之后，以10°C/s以上的平均冷卻速度從750°C冷卻至(Ms點-100°C)(Ms點_200°C)的溫度范圍，再加熱至350600°C的溫度范圍并保持1600s。退火時的加熱條件在750950°C的溫度范圍內保持10s以上若退火時的加熱溫度小于750°C或保持時間小于10s，則奧氏體的生成變得不充分，在之后的冷卻中無法確保足夠量的馬氏體等第二相。另外，若加熱溫度超過950°C則奧氏體粗大化，冷卻時鐵素體的生成受到抑制，不能得到以面積率計20%以上的鐵素體。因此，使退火時的加熱在750950°C的溫度范圍內保持10s以上。保持時間的上限雖然沒有特別規定，但保持600s以上時，該效果飽和，導致成本上升，因此優選使保持時間小于600s。退火時的冷卻條件以10°C/s以上的平均冷卻速度從750°C冷卻至(Ms點-100°c)(Ms點-200°c)的溫度范圍加熱后，需要以10°C/s以上的平均冷卻速度從750°C開始冷卻，這是由于，若平均冷卻速度小于10°c/s，則珠光體大量生成，不能得到需要量的回火馬氏體、馬氏體和殘留奧氏體。冷卻速度的上限雖然沒有特別規定，但由于鋼板形狀變差，或難以將冷卻控制在(Ms點-100°C)(Ms點-200°C)的冷卻停止溫度范圍內，因此優選使其為200°C/s以下。冷卻的停止溫度，在控制之后的再加熱、熱鍍鋅、鍍層相的合金化處理時生成的馬氏體、殘留奧氏體及回火馬氏體的量的本發明中，是最重要的條件之一。即，冷卻停止時馬氏體和未相變奧氏體的量確定，則在之后的熱處理中，馬氏體變為回火馬氏體，未相變奧氏體變為馬氏體或殘留奧氏體，從而控制鋼的強度、TS-E1平衡、延伸凸緣性及YR。若冷卻的停止溫度高于(Ms點-100°C)，則馬氏體相變變得不充分，未相變奧氏體的量增多，最終馬氏體和殘留奧氏體的面積率總計超過10%，延伸凸緣性降低。另一方面，若冷卻的停止溫度低于(Ms點_200°C)，則大部分奧氏體發生馬氏體相變，未相變奧氏體的量減少，最終馬氏體和殘留奧氏體的面積率總計小于3%，TS-E1平衡變差或YR增加。因此，退火時的冷卻，需要在以10°C/s以上的平均冷卻速度從750°C冷卻至(Ms點-100°C)(Ms點_200°C)的溫度范圍的條件下進行。退火時的再加熱條件在350600°C的溫度范圍內保持1600s以10°C/s以上的平均冷卻速度冷卻至(Ms點-100°C)(Ms點_200°C)的溫度范圍之后，進行在350600°C的溫度范圍保持Is以上的再加熱，由此使冷卻時生成的馬氏體回火，進而生成以面積率計為1060%的回火馬氏體，并且能夠在維持優良的延伸凸緣性的同時實現高強度化。若再加熱溫度低于350°C或保持時間小于ls，則回火馬氏體的面積率小于10%，延伸凸緣性變差。另外，若再加熱溫度高于600°C或保持時間超過600s，則冷卻時生成的未相變奧氏體相變為珠光體、貝氏體，最終馬氏體和殘留奧氏體的面積率總計小于3%，TS-E1平衡變差或YR增加。因此，退火時的再加熱，需要在350600°C的溫度范圍內保持1600s的條件下進行。其它的制造方法的條件雖然沒有特別限定，但優選在以下的條件下進行。雖然為了防止宏觀偏析，優選通過連鑄法制造鋼坯，但也可以使用鑄錠法、薄板坯鑄造法進行制造。在熱軋鋼坯時，可以將鋼坯暫時冷卻至室溫，然后再加熱、進行熱軋，也可以不將鋼坯冷卻至室溫而直接送入加熱爐進行熱軋。或者，也可以使用進行了少量的蓄熱后直接熱軋的節能工藝。加熱鋼坯時，為了防止熔化碳化物或軋制載荷增大，優選加熱至1100。°C以上。另外，為了防止氧化皮損耗的增大，優選使鋼坯的加熱溫度為1300°c以下。熱軋鋼坯時，從確保軋制溫度的觀點出發，也可以加熱粗軋后的粗棒鋼。另外，可以使用所謂的連軋工藝，即將粗棒鋼接合、并連續地進行終軋。為了防止成為使冷軋、退火后的加工性降低、或使各向異性增大的原因的帶狀組織的形成，在Ar3相變點以上的終軋溫度下進行終軋。另外，為了軋制載荷的降低及形狀/材質的均勻化，優選在終軋的全部道次或部分道次進行摩擦系數達到0.100.25的潤滑軋制。熱軋后的鋼板，從溫度控制、防止脫碳的觀點出發，優選在450700°C的卷取溫度下進行卷取。卷取后的鋼板，在通過酸洗等除去氧化皮后，優選在40%以上的軋制率下進行冷軋，并在上述條件下實施退火、熱鍍鋅。熱鍍鋅層，在沒有將鍍鋅層合金化的情況下將鋼板浸漬在含有的A1量為0.120.22%的鍍浴中，或者在將鍍鋅層合金化的情況下將鋼板浸漬在含有的A1量為0.080.18%的鍍浴中，然后通過氣體擦拭等對鍍層附著量進行調整。在將鍍鋅層合金化的情況下，之后再次在450600°C下實施130秒的合金化處理。對實施了熱鍍鋅后的鋼板、或進一步實施了鍍鋅層的合金化處理后的鋼板，可以進行以形狀矯正、表面粗糙度的調整等為目的的表面光軋。而且，也可以實施樹脂、油脂涂布等各種涂裝處理。4)制造條件2本發明的高強度熱鍍鋅鋼板，例如可以通過如下方法制造對具有上述的成分組成的鋼坯實施熱軋、冷軋而制成冷軋鋼板，在如下條件下對上述冷軋鋼板實施退火，然后實施熱鍍鋅，所述條件為以10°C/S以上的平均升溫速度在500°CACl相變點的溫度范圍內升溫，加熱至ACl相變點(Ac3相變點+30°C)的溫度范圍并保持10s以上之后，以10°C/s以上的平均冷卻速度冷卻至(Ms點-100°C)(Ms點-200°C)的溫度范圍，再加熱至350600°C的溫度范圍并保持1600s。退火時的升溫條件以10°C/s以上的平均升溫速度在500°CACl相變點的溫度范圍內升溫退火時的升溫速度，是用于使由馬氏體、殘留奧氏體、回火馬氏體構成的第二相的平均結晶粒徑微小的重要條件。在具有本發明的成分組成的鋼中，通過Ti、Nb、V的微小碳化物抑制再結晶，但若以10°C/s以上的平均升溫速度在500°CACl相變點的溫度范圍內升溫，則幾乎不發生再結晶地被加熱至之后的ACl相變點以上的溫度范圍。因此，加熱時發生未再結晶鐵素體的奧氏體相變，生成微小的奧氏體，因此冷卻、再加熱后的第二相的平均結晶粒徑達到3i!m以下，能夠得到AE/TS彡0.063的優良的抗沖擊特性。另一方面，若500°CACl相變點的溫度范圍的平均升溫速度小于10°C/s，則在升溫中的500°CACl相變點的溫度范圍內發生再結晶，再結晶鐵素體發生某種程度的晶粒成長、然后發生奧氏體相變，因而無法實現奧氏體的微小化，且不能使第二相的平均結晶粒徑達到3pm以下。因此，需要以10°C/s以上、優選20°C/s以上的平均升溫速度在500°C變點的溫度范圍內升溫。退火時的加熱條件在ACl相變點(Ac3相變點+30°C)的溫度范圍內保持10s以上若退火時的加熱溫度低于々(^相變點或保持時間小于10s，則奧氏體的生成不發生或變得不充分，進而在之后的冷卻中不能確保足夠量的馬氏體等第二相。另一方面，若加熱溫度高于(Ac3相變點+30°C)，則奧氏體的晶粒成長顯著，不能實現奧氏體的微小化。而且，由于奧氏體晶粒的晶粒成長，因此冷卻時鐵素體的生成受到抑制，不能得到以面積率計為20%以上的鐵素體。因此，退火時的加熱，需要在變點(Ac3相變點+30°C)的溫度范圍內保持10s以上的條件下進行。并且，保持時間，從抑制奧氏體的粗大化和能源消耗的觀點出發，優選為300s以下。退火時的冷卻條件以10°C/s以上的平均冷卻速度從加熱溫度冷卻至(Ms點-100°c)(Ms點-200°c)的溫度范圍加熱后，需要以10°C/s以上的平均冷卻速度從加熱溫度開始冷卻，這是由于若平均冷卻速度小于10°C/s，則珠光體大量生成，不能得到需要量的回火馬氏體、馬氏體及殘留奧氏體。冷卻速度的上限雖然沒有特別規定，但由于鋼板形狀變差、或難以在(Ms點-100°C)(Ms點-200°C)的冷卻停止溫度范圍內控制冷卻，因此優選為200°C/s以下。冷卻的停止溫度，在控制之后的再加熱、熱鍍鋅、鍍層相的合金化處理時控制生成的馬氏體、殘留奧氏體及回火馬氏體的量的本發明中，是最重要的條件之一。即，冷卻停止時馬氏體和未相變奧氏體的量確定，則在之后的熱處理中，馬氏體變為回火馬氏體，未相變奧氏體變為馬氏體或殘留奧氏體，從而控制鋼的強度、TS-E1平衡及延伸凸緣性。若冷卻的停止溫度高于(Ms點-100°C)，則馬氏體相變變得不充分，未相變奧氏體的量增多，最終馬氏體和殘留奧氏體的面積率總計超過10%，延伸凸緣性降低。另一方面，若冷卻的停止溫度低于(Ms點_200°C)，則大部分奧氏體發生馬氏體相變，未相變奧氏體的量減少，最終馬氏體和殘留奧氏體的面積率總計小于3%，TS-E1平衡變差。因此，退火時的冷卻，需要在以10°C/s以上的平均冷卻速度從加熱溫度冷卻至(Ms點-100°C)(Ms點-200°C)的溫度范圍的條件下進行。退火時的再加熱條件在350600°C的溫度范圍內保持1600s以10°C/s以上的平均冷卻速度冷卻至(Ms點-100°C)(Ms點_200°C)的溫度范圍之后，進行在350600°C的溫度范圍保持Is以上的再加熱，由此使冷卻時生成的馬氏體回火，進而生成以面積率計為1060%的回火馬氏體，并且能夠在維持優良的延伸凸緣性的同時實現高強度化。若再加熱溫度低于350°C或保持時間小于ls，則回火馬氏體的面積率小于10%，延伸凸緣性變差。另外，若再加熱溫度高于600°C或保持時間超過600s，則冷卻時生成的未相變奧氏體相變為珠光體、貝氏體，最終馬氏體和殘留奧氏體的面積率總計小于3%，TS-E1平衡變差。因此，退火時的再加熱，需要在350600°C的溫度范圍內保持1600s的條件下進行。其它的制造方法的條件雖然沒有特別限定，但優選在以下的條件下進行。雖然為了防止宏觀偏析，優選通過連鑄法制造鋼坯，但也可以通過鑄錠法、薄板坯鑄造法進行制造。在熱軋鋼坯時，可以將鋼坯暫時冷卻至室溫，然后再加熱、進行熱軋，也可以不將鋼坯冷卻至室溫而直接送入加熱爐進行熱軋。或者，也可以使用進行少量的蓄熱后直接熱軋的節能工藝。加熱鋼坯時，為了防止熔化碳化物或軋制載荷增大，優選加熱至1100°C以上。另外，為了防止氧化皮損耗增大，優選使鋼坯的加熱溫度為1300°C以下。熱軋鋼坯時，從確保軋制溫度的觀點出發，也可以加熱粗軋后的粗棒鋼。另外，可以使用所謂的連軋工藝，即將粗棒鋼接合、并連續地進行終軋。為了防止成為使冷軋、退火后的加工性降低、或使各向異性增大的原因的帶狀組織的形成，在Ar3相變點以上的終軋溫度下進行終軋。另外，為了軋制載荷的降低及形狀/材質的均勻化，優選在終軋的全部道次或部分道次進行摩擦系數達到0.100.25的潤滑軋制。熱軋后的鋼板，從溫度控制、防止脫碳的觀點出發，優選在450700°C的卷取溫度下進行卷取。卷取后的鋼板，在通過酸洗等除去氧化皮后，優選在40%以上的軋制率下進行冷軋，并在上述條件下實施退火、熱鍍鋅。熱鍍鋅層，在沒有將鍍鋅層合金化的情況下將鋼板浸漬在含有的A1量為0.120.22%的鍍浴中，或者在將鍍鋅層合金化的情況下將鋼板浸漬在含有的A1量為0.080.18%的鍍浴中，然后通過氣體擦拭等對鍍層附著量進行調整。在將鍍鋅層合金化的情況下，之后再次在450600°C下實施130秒的合金化處理。對實施了熱鍍鋅后的鋼板、或實施了鍍層的合金化處理后的鋼板，可以進行以形狀矯正、表面粗糙度的調整等為目的的表面光軋。另外，也可以實施樹脂、油脂涂布等各種涂裝處理。實施例實施例1使用轉爐熔煉表1所示成分組成的鋼AS，通過連鑄法制成鋼坯后，在900°C的終軋溫度下熱軋至板厚3.0mm，軋制后以10°C/s的冷卻速度冷卻，在600°C的卷取溫度下卷取。接著，酸洗后，冷軋至板厚1.2mm，通過連續熱鍍鋅生產線，在表2、3所示的退火條件下退火后，浸漬在460°C的鍍浴中，形成附著量為3545g/m2的鍍層，在520°C下進行合金化處理，以10°C/秒的冷卻速度冷卻，制造鍍層鋼板144。并且，如表2、3所示，對部分鍍層鋼板進行了合金化處理。然后，對于所得到的鍍層鋼板，通過上述的方法測定鐵素體、馬氏體、殘留奧氏體和回火馬氏體的面積率。另外，在與軋制方向成直角的方向上裁取JIS5號拉伸試驗片，根據JISZ2241進行拉伸試驗。然后，裁取150mmX150mm的試驗片，根據JFST1001(日本鋼鐵聯盟標準)進行3次擴孔試驗，求出平均的擴孔率\(%)，并對延伸凸緣性進行評價。將結果示于表4、5。可知本發明例的鍍層鋼板均滿足TS-E1平衡高即TSXE1彡19000MPa%，延伸凸緣性優良即擴孔率\彡70%，YR低即YR<75%。<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>下卷取。接著，酸洗后，冷軋至板厚1.2mm，通過連續熱鍍鋅生產線，在表7所示的退火條件下退火后，浸漬在460°C的鍍浴中，形成附著量為3545g/m2的鍍層，在520°C下進行合金化處理，以10°C/秒的冷卻速度冷卻，制造鍍層鋼板101130。并且，如表7所示，對部分鍍層鋼板進行了合金化處理。然后，對于所得到的鍍層鋼板，通過上述的方法測定鐵素體、馬氏體、殘留奧氏體和回火馬氏體的面積率及由馬氏體、殘留奧氏體和回火馬氏體構成的第二相的平均結晶粒徑。另外，在與軋制方向成直角的方向上裁取JIS5號拉伸試驗片，根據JISZ2241進行拉伸試驗，求出TSXE1。然后，裁取150mmX150mm的試驗片，根據JFST1001(日本鋼鐵聯盟標準)進行3次擴孔試驗，求出平均的擴孔率λ(%)，進而對延伸凸緣性進行評價。然后，根據非專利文獻1中記載的方法，在與軋制方向成直角的方向上裁取平行部的寬度為5mm、長度為7mm的試驗片，以200/s的應變速度進行拉伸試驗，在應變量為010%的范圍內將測定的應力-真應變曲線積分，算出吸收能AE，求出AE/TS，對抗沖擊特性進行評價。將結果示于表8、表9。可知本發明例的鍍層鋼板均滿足TS-El平衡高即TSXEl彡19000MPa·%，延伸凸緣性優良即擴孔率λ彡50%，抗沖擊特性優良即AE/TS彡0.063。<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>權利要求一種加工性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，具有如下成分組成以質量％計，含有C0.05～0.3％、Si0.01～2.5％、Mn0.5～3.5％、P0.003～0.100％、S0.02％以下、Al0.010～1.5％及N0.007％以下，余量由Fe及不可避免的雜質構成，并且，具有如下顯微組織以面積率計，含有20～87％的鐵素體、總計為3～10％的馬氏體和殘留奧氏體以及10～60％的回火馬氏體。2.如權利要求1所述的加工性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其中，以質量％計，還含有選自Cr0.0052.00%,Mo0.0052.00%、V0.0052.00%、Ni0.0052.00%和Cu0.0052.00%的至少1種元素。3.如權利要求1或2所述的加工性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其中，以質量％計，還含有選自Ti0.010.20%和Nb0.010.20%的至少1種元素。4.如權利要求13中任一項所述的加工性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其中，以質量％計,還含有B0.00020.005%。5.如權利要求14中任一項所述的加工性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其中，以質量％計,還含有選自Ca0.0010.005%和REM0.0010.005%的至少1種元素。6.如權利要求15中任一項所述的加工性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅層為合金化鍍鋅層。7.—種加工性優良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，對具有權利要求15中任一項所述的成分組成的鋼坯實施熱軋、冷軋而制成冷軋鋼板，在如下條件下對所述冷軋鋼板實施退火，然后實施熱鍍鋅，所述條件為加熱至750950°C的溫度范圍并保持10s以上之后，以10°C/s以上的平均冷卻速度從750°C冷卻至(Ms點-100°C)(Ms點_200°C)的溫度范圍，再加熱至350600°C的溫度范圍并保持1600s。8.如權利要求7所述的加工性優良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其中，在實施熱鍍鋅后，實施鍍鋅層的合金化處理。9.一種加工性及抗沖擊特性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，具有如下成分組成以質量％計，含有C0.050.3%、Si0.012.5%,Mn0.53.5%,P0.0030.100%,S0.02%以下、A10.0101.5%，還含有總計為0.010.2%的選自Ti、Nb和V的至少1種元素，余量由Fe及不可避免的雜質構成，并且，具有如下顯微組織以面積率計，含有2087%的鐵素體、總計為310%的馬氏體和殘留奧氏體以及1060%的回火馬氏體，由所述馬氏體、殘留奧氏體和回火馬氏體構成的第二相的平均結晶粒徑為Mm以下。10.如權利要求9所述的加工性及抗沖擊特性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其中，以質量％計，還含有選自Cr0.0052.00%,Mo:0.0052.00%,Ni:0.0052.00%禾口Cu0.0052.00%的至少1種元素。11.如權利要求9或10所述的加工性及抗沖擊特性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其中，以質量％計，還含有B0.00020.005%。12.如權利要求911中任一項所述的加工性及抗沖擊特性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其中，以質量％計，還含有選自Ca0.0010.005%和REM0.0010.005%的至少1種元素。13.如權利要求912中任一項所述的加工性及抗沖擊特性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅層為合金化鍍鋅層。14.一種加工性及抗沖擊特性優良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，對具有權利要求912中任一項所述的成分組成的鋼坯實施熱軋、冷軋而制成冷軋鋼板，在如下條件下對所述冷軋鋼板實施退火，然后實施熱鍍鋅，所述條件為以10°C/s以上的平均升溫速度在500°CACl相變點的溫度范圍內升溫，加熱至變點(Ac3相變點+30°C)的溫度范圍并保持10s以上之后，以10°C/s以上的平均冷卻速度冷卻至(Ms點-100°C)(Ms點-200°C)的溫度范圍，再加熱至350600°C的溫度范圍并保持1600s。15.如權利要求14所述的加工性及抗沖擊特性優良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其中，在實施熱鍍鋅后，實施鍍鋅層的合金化處理。全文摘要提供TS-E1平衡高、延伸凸緣性優良，YR低、加工性優良，并且抗沖擊特性也優良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。一種加工性及抗沖擊特性優良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，具有如下成分組成以質量％計，含有C0.05～0.3％、Si0.01～2.5％、Mn0.5～3.5％、P0.003～0.100％、S0.02％以下、Al0.010～1.5％及N0.007％以下，還含有總計為0.01～0.2％的選自Ti、Nb及V的至少1種元素，余量由Fe及不可避免的雜質構成，并且，具有如下顯微組織以面積率計，含有20～87％的鐵素體、總計為3～10％的馬氏體和殘留奧氏體以及10～60％的回火馬氏體，由所述馬氏體、殘留奧氏體和回火馬氏體構成的第二相的平均結晶粒徑為3μm以下。文檔編號C21D9/46GK101821419SQ200880111198公開日2010年9月1日申請日期2008年10月23日優先權日2007年10月25日發明者中垣內達也,松岡才二,金子真次郎,高木周作申請人:杰富意鋼鐵株式會社