CN101688279B - 屈服强度低、材质变化小的高强度热镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

屈服强度低、材质变化小的高强度热镀锌钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

一种低YP且材质变化小的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.01～0.12％、Si：0.2％以下、Mn：小于2％、P：0.04％以下、S：0.02％以下、sol.Al：0.3％以下、N：0.01％以下、Cr：大于0.3％且在2％以下，而且满足2.19＜([％Mn]+1.3×[％Cr])＜3及0.24≤[％Cr]/[％Mn]，余量由铁及不可避免的杂质构成，并且具有铁素体和面积率为2～25％的第2相，第2相中的珠光体或贝氏体的面积率小于20％，第2相的平均粒径为0.9～7μm，第2相的粒径小于0.8μm的粒子的面积率小于15％。[％Mn]、[％Cr]分别表示Mn、Cr的含量。

Description

屈服强度低、材质变化小的高强度热镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及汽车、家电等用途中经由冲压成形工序而使用的冲压成形用高强度热镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
一直以来，对于发动机罩、车门、行李箱盖、后门、挡泥板等要求抗凹性的汽车覆盖件而言，可以应用以极低碳钢为基础，添加了Nb、Ti等碳氮化物形成元素来抑制固溶C量的拉伸强度TS：340MPa级的BH钢板(烧结硬化型钢板，下面简称为340BH)、TS：270MPa级的IF钢板(Interstitial Free钢板，下面简称为270IF)。近年来，由于车体轻量化需求的进一步提高，因此正在推进进一步使上述覆盖件高强度化而使抗凹性提高，且使钢板薄壁化的研究。并且，也正在推进以与现状相同的板厚通过高强度化来谋求抗凹性提高的研究，以及谋求赋予BH的烧结涂装工序的低温、短时间化的研究。
但是，若期望以屈服强度YP：230MPa的340BH、YP：270MPa的IF为基础，进一步添加Mn、P等固溶强化元素而高强度化，从而使钢板薄壁化，则产生表面变形的问题。这里，表面变形是指由YP的增加而产生的冲压成形面的微小折皱、波浪形的图案，若产生该表面变形，则车门、行李箱盖等的外观性、设计性显著受损。因此，在上述用途中，一方面期望使冲压及烧结涂装后的屈服应力YP增加至现有以上，一方面期望在冲压成形前具有极低的YP。
根据上述背景，例如，在专利文献1中公开了通过将含有C：0.005～0.15％、Mn：0.3～2.0％、Cr：0.023～0.8％的钢的退火后的冷却速度优化，形成主要由铁素体和马氏体构成的复合组织，从而得到兼具低的YP、高的加工硬化WH、高的BH的钢板的方法。另外，专利文献2中公开了对于含有C：0.005～0.05％、Mn：3％以下的钢中，通过使马氏体的平均粒径为1.5μm以下，使第2相中马氏体的比例为60％以上，并使马氏体粒子的个数相对于铁素体粒子的个数的比为0.7～2.4，从而实现兼具耐表面变形性和耐裂纹成形性的方法。专利文献3中公开了将含有C：0.010～0.06％、Mn：0.5～2.0％、Cr：1％以下的钢的退火后的冷却速度优化，将第2相中的马氏体的比例提高至80％以上，从而得到高延展性且屈服比YR低的钢板的方法。而且，专利文献4中公开了通过在含有Mn：1.5～2.5％、Cr：0.03～0.5％的钢中减少C量至C：0.02～0.033％，从而得到由铁素体和马氏体构成的YP低的复合组织钢板的方法。
专利文献1：日本特公昭62-40405号公报
专利文献2：日本特开2004-307992号公报
专利文献3：日本特开2001-207237号公报
专利文献4：日本特开2001-303184号公报
发明内容
但是，专利文献1～4中记载的复合组织钢板，由于使硬质的马氏体作为强化组织分散，因此本质上容易发生材料特性的变化。例如，由于硬质第2相的比例随着钢中的数十ppm的C量、30～50℃的退火温度的变化而显著变化，因此与现有的通过Mn、P固溶强化的340BH、270IF相比产生了极大的材质变化。
并且，在覆盖件部件的进一步高强度化或使钢板薄壁化的基础上实现涂装烧结工序的低温、短时间化时，要求TS：490～590MPa级的钢板，但这样的高强度钢板存在材质变化极大的问题。
而且，专利文献1～4中记载的钢板，TS：约440MPa、YP：约210MPa～约260MPa，与现有的固溶强化型的TS：440MPa级的IF钢的YP：320MPa相比，YP被抑制在较低水平，因此耐表面变形性得到改善，但若冲压成形为实际的车门等，则与340BH相比表面变形的产生量依然大，因此期望YP的绝对值更进一步降低。
本发明是为了解决这样的问题而完成的，目的在于，提供YP低、材质变化小的高强度热镀锌钢板及其制造方法。
本发明人对于现有的具有复合组织的高强度热镀锌钢板，对使YP与现有相等或进一步降低，并且降低由制造因素的变化而产生的YP的变化量ΔYP的方法进行了研究，得到了以下的见解。
(i)通过适当地控制Mn当量及Mn和Cr的组成范围，并且适当地控制连续热镀锌生产线(CGL)的退火时的加热速度和冷却速度，即使在退火后实施缓冷的CGL的热历史中，也可以实现第2相的粗大化、分散形态的均匀化，能够兼顾YP的降低和材质变化的降低。
(ii)通过热轧后骤冷而优化冷轧率，能将相对于轧制方向成45°方向的YP降低至与轧制方向及轧制垂直方向的YP同等的水平，且能够在汽车的车门等易产生表面变形的把手周围有效地降低表面变形。
本发明基于上述的见解而完成，提供一种高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为钢的成分组成，以质量％计，含有C：0.01～0.12％、Si：0.2％以下、Mn：小于2％、P：0.04％以下、S：0.02％以下、sol.Al：0.3％以下、N：0.01％以下、Cr：大于0.3％且在2％以下，而且满足2.1≤[Mneq]≤3及0.24≤[％Cr]/[％Mn]，余量由铁及不可避免的杂质构成，作为钢的组织，具有铁素体和第2相，第2相的面积率为2～25％，第2相中的珠光体或贝氏体的面积率为0％以上且小于20％，第2相的平均粒径为0.9～7μm，并且第2相的粒径小于0.8μm的粒子的面积率小于15％。其中，[Mneq]为Mn当量，表示[Mneq]＝[％Mn]+1.3[％Cr]，[％Mn]、[％Cr]分别表示Mn、Cr的含量。
在本发明的高强度热镀锌钢板中，优选满足2.2＜[Mneq]＜2.9，或满足0.34≤[％Cr]/[％Mn]。
而且，优选以质量％计，含有B：0.005％以下。并且，优选以质量％计，含有Mo：0.15％以下及V：0.2％以下中的至少1种。而且，优选以质量％计，含有Ti：小于0.014％、Nb：小于0.01％、Ni：0.3％以下及Cu：0.3％以下中的至少1种。
本发明的高强度热镀锌钢板可以通过下述高强度热镀锌钢板的制造方法来制造，上述高强度热镀锌钢板的制造方法的特征在于，将具有上述的成分组成的钢坯热轧和冷轧后，在连续热镀锌生产线(CGL)中，以小于3℃/秒的平均加热速度在680～740℃的温度范围内加热，在大于740℃且小于820℃的退火温度下进行退火，以3～20℃/秒的平均冷却速度从上述退火温度开始冷却，在镀锌液中浸渍后，或者在镀锌液中浸渍后进一步实施镀层的合金化处理后，以7～100℃/秒的平均冷却速度进行冷却。
在本发明的高强度热镀锌钢板的制造方法中，优选在CGL中，以小于2℃/秒的平均加热速度在680～740℃的温度范围内加热。并且，优选热轧后，在3秒内开始冷却，以40℃/秒以上的平均冷却速度冷却至600℃以下，然后以400～600℃的卷取温度进行卷取，以70～85％的轧制率进行冷轧。
根据本发明，能够制造YP低、材质变化小的高强度热镀锌钢板。本发明的高强度热镀锌钢板由于具备优良的耐表面变形性，因此适于汽车部件的高强度化、薄壁化。
附图说明
图1是表示第2相中粒径小于0.8μm的粒子的面积率与YP的关系的图。
图2是表示退火时的加热速度与YP的关系的图。
具体实施方式
以下，对本发明的详细内容进行说明。另外，表示成分的量的％，若无特殊说明则表示质量％。
1)成分组成
C：0.01～0.12％
C是为了确保预定量的第2相的面积率而必须的元素。若C量过少则不能确保足够的第2相的面积率，不能得到低的YP。而且，若不能确保足够的BH，则同时耐时效性也变差。为了确保足够的第2相的面积率，需要添加的C量为0.01％以上。另一方面，若C量大于0.12％，则第2相的面积率过大、YP增加，相对于退火温度的ΔYP也增加。并且，焊接性也变差。因此，使C量为0.12％以下。为了得到更低的YP，优选使C量小于0.08％，为了得到进一步低的YP，更优选使C量小于0.06％。
Si：0.2％以下
由于通过微量添加Si而具有使热轧时的锈皮生成延迟、改善表面品质的效果；使镀液中或合金化处理中的钢基和锌的合金化反应适当延迟的效果；钢板的显微组织更加均匀、粗大化的效果，因此从上述观点出发是可以添加的。但是，若添加Si大于0.2％，则外观品质变差，难以应用于覆盖件，并且导致YP的上升，因此使Si量为0.2％以下。
Mn：小于2％
由于Mn提高淬透性，抑制退火后的冷却时及合金化处理时的珠光体及贝氏体的生成，减少铁素体中的固溶C，因此从低YP化的观点出发可进行添加。但是，若其含量过多则第2相微小化、不均匀化，相对于退火温度的ΔYP增大。总而言之，若Mn量过度增加则再结晶温度降低，在刚再结晶后的微小的铁素体晶界或再结晶中途的回收粒子(recovered grains)的界面上，γ粒子微小且不均匀地生成，后述的粒径小于0.8μm的第2相粒子的面积率在退火后的组织中增加。其结果是阻碍低YP化及ΔYP的降低。为了在低YP化的同时使相对于退火温度的ΔYP降低，需要使Mn量小于2％。从更进一步降低ΔYP、低YP化的观点出发，优选使Mn量小于1.8％。从再进一步降低ΔYP、低YP化的观点出发，优选使Mn量小于1.6％。虽然没有特别设定Mn量的下限，但是Mn量为0.1％以下时，由MnS的析出导致产生热脆性、从而易产生表面缺陷，因此优选使Mn量大于0.1％。
P：0.04％以下
P具有使镀液中或合金化处理中的钢基和锌的合金化反应适当延迟的效果、以及使钢板的显微组织更粗大化的效果等，因此从上述观点出发是可以添加的。但是，P的固溶强化能大，若过量添加则导致YP显著上升。因此，使P量为对YP上升的不良影响小的0.04％以下。
S：0.02％以下
S虽然在钢中作为MnS析出，但若其含量多则使钢板的延展性降低，且使冲压成形性降低。并且，在热轧钢坯时使热延展性降低，易产生表面缺陷。因此，虽然使S量为0.02％以下，但优选尽量减少。
Sol.Al：0.3％以下
Al作为脱氧元素或将N固定为AlN而使耐时效性提高的元素使用，在热轧后的卷取时或退火时形成微小的AlN而抑制铁素体的晶粒生长，对低YP化稍有阻碍。从减少钢中的氧化物、或使耐时效性提高的观点出发，可以添加0.02％以上的Al。另一方面，从使晶粒生长性提高的观点出发，虽然通过使卷取温度高温化至620℃以上，铁素体的晶粒生长性提高，但优选尽量减少微小的AlN。而且，虽然优选使sol.Al量为0.15％以上，从而使AlN在卷取时粗大地析出，但若大于0.3％则导致成本增加，因此使sol.Al量为0.3％以下。但是，若添加sol.Al量大于0.1％，则使铸造性变差，成为表面品质变差的原因，因此在要求严格管理表面品质的覆盖件的用途中，优选使sol.Al量为0.1％以下。
N：0.01％以下
N在热轧后的卷取时或退火时析出而形成微小的AlN，阻碍晶粒生长性。因此，虽然使N量为0.01％以下，但优选尽量减少。并且，若N量增加则导致耐时效性的变差。从提高晶粒生长性及提高耐时效性的观点出发，优选N量小于0.008％，更优选小于0.005％。
Cr：大于0.3％且为2％以下
Cr在本发明中是最重要的元素。由于其固溶强化量小，使马氏体微小化的效果小，并且能赋予高的淬透性，因此是在降低YP的绝对值的同时降低相对于退火温度的ΔYP方面有效的元素。如后所述，需要根据Mn量来控制Cr量以使[Mneq]、[％Cr]/[％Mn]达到上述的范围，需要至少添加大于0.3％的Cr。并且，在降低后述的YP及材质变化ΔYP时，对于控制在特别优选的范围即[Mneq]＞2.2、[％Cr]/[％Mn]≥0.34的情况，需要Cr的含量至少大于0.5％。另一方面，若Cr量大于2％则导致成本增加、镀层钢板的表面品质变差，因此使Cr量为2％以下。
[Mneq]：2.1～3
为了在退火后的冷却中、合金化处理中抑制珠光体及贝氏体的产生，低YP化及降低相对于退火温度的ΔYP，需要使[Mneq]为2.1以上。从进一步降低珠光体的生成而降低YP的观点出发，优选使[Mneq]大于2.2。为了使珠光体及贝氏体在CGL的热历史中几乎完全消失，且降低YP，更优选使[Mneq]大于2.3。另一方面，若[Mneq]过度增加则导致镀层表面的外观品质变差、大量添加合金元素引起的成本增加，因此使[Mneq]为3以下，优选小于2.9。
[％Cr]/[％Mn]：0.24以上
从第2相的粗大化和其分散形态的均匀化带来的低YP化的观点出发，需要使[％Cr]/[％Mn]为0.24以上。而且，通过将[％Cr]/[％Mn]控制在该范围内，相对于退火温度的ΔYP降低。总而言之，虽然通过控制[Mneq]能抑制珠光体、贝氏体的生成，但即使在相同的[Mneq]下，若Mn量多，则组织微小化，与材质变化的降低没有联系。与此相对，通过将[％Cr]/[％Mn]控制在预定范围内，能实现组织的均匀、粗大化，退火温度变化、从而第2相的面积率变化时的强度变化被抑制在较低水平。从低YP化及相对于退火温度的ΔYP的进一步降低的观点出发，优选使[％Cr]/[％Mn]≥0.34，更优选的范围是[％Cr]/[％Mn]≥0.44。
余量虽然是铁及不可避免的杂质，但还可以含有预定量的以下元素。
B：0.005％以下
B同样可以作为提高淬透性的元素而有效地利用。并且，具有将N固定为BN而使晶粒生长性提高的作用。特别是，在本发明钢中，通过添加大于0.001％的B，铁素体的提高晶粒生长性的效果也得到充分发挥，能得到极低的YP。因此，优选含有大于0.001％的B。但是，若过量添加B，则由于残留的固溶B的影响，组织反而微小化，因此优选使B量为0.005％以下。
Mo：0.15％以下
Mo与Mn、Cr同样是提高淬透性的元素，可以以改善淬透性为目的、或者以改善镀层钢板的表面品质为目的进行添加。但是，若过量添加Mo，则与Mn同样地使组织微小化、硬质化、使相对于退火温度的ΔYP增加，因此在本发明中，优选在对YP及相对于退火温度的ΔYP上升的影响小的0.15％以下的范围内进行添加。从进一步降低YP及ΔYP的观点出发，优选使Mo量小于0.02％(无添加)。
V：0.2％以下
V同样是提高淬透性的元素，可以以改善镀层钢板的表面品质为目的进行添加。但是，若添加超过0.2％则导致显著的成本提高，因此优选在V为0.2％以下的范围内进行添加。
Ti：小于0.014％
Ti具有固定N而使耐时效性提高的效果、使铸造性提高的效果。但是，由于在钢中形成TiN、TiC、Ti(C，N)等微小的析出物而阻碍晶粒生长性，因此从低YP化的观点出发，优选使Ti量小于0.014％。
Nb：小于0.01％
Nb通过延迟热轧中的再结晶来抑制织构，具有降低与轧制方向成45度方向的YP的效果。但是，在钢中形成微小的NbC、Nb(C，N)而使晶粒生长性显著变差，因此优选在YP上升的影响小的、小于0.01％的范围内含有Nb。
Cu：0.3％以下
Cu是在积极地利用废金属等时混入的元素，由于容许混入Cu而能够将循环利用材料作为原材料来充分利用，能缩减制造成本。在本发明中，虽然Cu给材质带来的影响小，但若过量混入则成为表面瑕疵的原因，因此优选使Cu量为0.3％以下。
Ni：0.3％以下
虽然Ni对钢板的材质的影响也小，但从添加Cu时降低表面瑕疵的观点出发是可以添加的。但是，若过量地添加Ni则促进锈皮的不均匀性引起的表面缺陷产生，因此优选使Ni量为0.3％以下。
2)组织
本发明的钢板主要是由铁素体、马氏体、珠光体、贝氏体构成，且含有微量的残留γ、极少的碳化物，首先，对这些组织形态的测定方法进行说明。
第2相的面积率如下求出：将钢板的L截面(与轧制方向平行的垂直截面)研磨后用硝酸乙醇溶液腐蚀，通过SEM在4000倍的倍率下观察12个视野，对拍摄的组织照片进行图像分析。组织照片中，铁素体是稍黑的对比度的区域，将碳化物形成为层状或点列状的区域记为珠光体和贝氏体，将具有白的对比度的粒子记为马氏体或残留γ。另外，在SEM照片上确认的直径0.4μm以下的微小的点状粒子，用TEM观察主要是碳化物，并且，由于它们的面积率非常小，因此认为其对材质几乎没有影响，这里0.4μm以下的粒径的粒子从面积率及平均粒径的评价中排除，以主要含有作为马氏体的回火热处理前的白的对比度的粒子、和由珠光体及贝氏体构成的层状或点列状的碳化物的组织为对象，求出面积率、平均粒径。第2相的面积率表示这些组织的总量。平均粒径为球形粒子时采用其直径，但在SEM画面上为椭圆形的粒子时，则测定其长轴a和与长轴成直角方向的短轴b，并以(a×b)0.5作为其等效粒径。对于稍微呈现出矩形形状的粒子，这里也与椭圆形状的粒子同样地进行处理，根据上述的式子测定长轴和短轴，求出粒径。另外，第2相彼此邻接存在时，两者的接触部分一旦达到与晶界相同的宽度则分别计数，比晶界的宽度宽时、即以某宽度接触时，作为一个粒子来进行计数。
铁素体和第2相
本发明的钢板，具有主要由铁素体和作为第2相的马氏体、珠光体、贝氏体、微量的残留γ、碳化物构成的组织。其中碳化物的面积率少至小于1％。铁素体粒子若过于粗大化则冲压成形时产生表面粗糙等，因此优选使其粒径为4～15μm。
第2相的面积率：2～25％
为了降低钢板的YPEl而使YP充分降低，需要使第2相的面积率为2％以上。并且，能赋予其更高的WH、更高的BH、更优良的耐时效性等覆盖件所需要的性能。但是，若第2相的面积率大于25％，则不但不能得到低的YP，而且相对于退火温度的ΔYP增大。因此，使第2相的面积率为2～25％的范围。
第2相的平均粒径：0.9～7μm
如上所述，本发明的钢板具有由铁素体、马氏体、珠光体、贝氏体、残留γ构成的组织，但其大部分为铁素体和马氏体。若马氏体微小地不均匀分散则YP上升。另外，通过TEM进行观察时，在马氏体的周围导入了大量淬火时所赋予的位错，但是若马氏体微小并且不均匀地分散，则显然马氏体周围的位错导入的区域互相重叠。这样的马氏体周围的位错已经是互相缠绕的状态，认为难以有助于来自初期的低的应力的变形。为了降低YP，第2相的粒径越大、越均匀地分散越好。在[Mneq]高的本发明的钢板中，为了充分地降低YP、降低相对于退火温度的ΔYP，需要使第2相的平均粒径至少为0.9μm以上。另一方面，由于若第2相的粒径大于7μm则需要使粒径显著粗大化，存在在冲压成形时产生表面粗糙的可能，因此使第2相的粒径为7μm以下。
另外，在退火后可以骤冷至小于400℃的CAL中，可以通过从700℃附近开始的骤冷来冻结组织，且可以使第2相比较粗大地分散，但在实施了镀层处理的CGL的热历史中，由于需要在退火后以适当的冷却速度进行缓冷，因此在700～500℃的温度范围缓冷期间发生δ→α相变，第2相微小化。在本发明钢中，通过优化Mn当量、Cr和Mn的组成范围、退火时的加热速度，即使在CGL的热历史中也可以使第2相粗大地分散。
第2相的珠光体或贝氏体的面积率：0％以上且小于20％
退火后实施缓冷，特别是还实施合金化处理时，若没有将[Mneq]优化，则主要与马氏体邻接而生成微小的珠光体或贝氏体，成为相对于退火温度的YP变化的主要原因。虽然通过使珠光体或贝氏体的第2相的面积率为0％以上且小于20％，能实现充分的低YP化，且能够降低ΔYP，但优选使其面积率为0～10％。这里，第2相的珠光体或贝氏体的面积率表示使第2相的面积率为100时珠光体或贝氏体的面积率的比例。
第2相中粒径小于0.8μm的粒子的面积率：小于15％
对用于降低YP、ΔYP的组织因素进行了详细调查，结果发现，除了需要控制第2相的平均粒径外，还必须控制微小的第2相的存在频率。总而言之，虽然可以确认YP、ΔYP与第2相的平均粒径的相互关系，但即使是具有几乎相同的第2相粒径的钢板，仍存在材质变化大的钢板和变化小的钢板，对上述钢板的组织进行详细地调查时发现，粒径小于0.8μm的微小的第2相粒子呈簇状分布的钢板，YP及ΔYP大。并且可知，第2相微小分散为上述簇状的组织可以通过控制退火时的加热速度来降低。这是因为，若在再结晶完全结束前发生α→γ相变，则在微小的回收粒子、刚再结晶后的微小的铁素体晶界上优先地邻近生成第2相，但通过降低加热速度，再结晶充分结束后生成第2相，因此第2相在铁素体晶界的3相点大量生成，并均匀、粗大地分散。
在实验室将含有C：0.024％、Si：0.01％、Mn：1.8％、P：0.01％、S：0.01％、sol.Al：0.04％、Cr：0.55％、N：0.003％的钢熔炼，制造27mm厚的钢坯。将该钢坯加热至1250℃，在830℃的终轧温度下热轧至2.3mm，在620℃下实施1小时的卷取处理。通过67％的轧制率将得到的热轧板冷轧至0.75mm。对于得到的冷轧板，使680～740℃的范围的平均加热速度在0.3～20℃/秒内变化地实施770℃×40秒的退火，以6℃/秒的平均冷却速度从退火温度冷却至470℃(热镀锌液温度)，热镀锌后，以15℃/秒加热至470～530℃，进行530℃×20秒的合金化处理，然后以30℃/秒的平均冷却速度冷却至100℃以下的温度范围。从得到的钢板上采集JIS 5号拉伸试验片，实施拉伸试验(根据JISZ 2241，拉伸方向是与轧制方向垂直的方向)。并且，如上所述，进行利用SEM的组织观察，求出第2相的面积率。
图1示出第2相中粒径小于0.8μm的粒子的面积率与YP的关系。若第2相中粒径小于0.8μm的粒子的面积率小于15％，则YP降低至210MPa以下，若小于12％，则YP降低至205MPa以下。而且，使退火温度在760～810℃内变化来研究ΔYP时发现，第2相中粒径小于0.8μm的粒子的面积率为26％的样品(加热速度：20℃/秒)，ΔYP为24MPa，与此相对，第2相中粒径小于0.8μm的粒子的面积率小于15％(加热速度：小于3℃/秒)的样品，ΔYP降低至15MPa以下。
如上所述，通过降低小于0.8μm的粒子的生成量，能得到YP低且相对于退火温度的ΔYP小的钢板。因此，在本发明中，使第2相中粒径小于0.8μm的粒子的面积率小于15％。并且，从进一步降低YP及相对于退火温度的ΔYP的观点出发，优选使该面积率小于12％。这里，与上述测定方法相同，第2相中粒径小于0.8μm的粒子的面积率表示以第2相的面积率为100时粒径小于0.8μm的粒子的面积率的比例。
3)制造条件
本发明的钢板可以通过下述方法制造：如上所述，将具有上述成分组成的钢坯热轧和冷轧后，在CGL中，以小于3℃/秒的平均加热速度在680～740℃的温度范围内加热，在大于740℃且小于820℃的退火温度下退火，以3～20℃/秒的平均冷却速度从上述退火温度开始冷却，在镀锌液中浸渍后、或者在上述镀锌液中浸渍后进一步实施了镀层的合金化处理后，以7～100℃/秒的平均冷却速度进行冷却。
热轧
热轧钢坯时，可以通过将钢坯加热后轧制的方法、不加热连铸后的钢坯而直接轧制的方法、对连铸后的钢坯实施短时间加热处理后轧制的方法等进行。热轧可以根据常用方法来实施，例如，可以使钢坯加热温度为1100～1300℃、终轧温度在Ar3相变点以上、终轧后的平均冷却速度为10～200℃/秒、卷取温度为400～720℃。为了得到覆盖件用的美丽的镀层表面品质，可以使钢坯加热温度为1200℃以下、终轧温度为840℃以下。并且，为了除去钢板表面上生成的1次、2次锈皮，优选充分进行除锈。从降低YP的观点出发，优选卷取温度高，优选使卷取温度为640℃以上。在680℃以上的卷取温度下，能在热轧板的状态下使Mn、Cr在第2相充分地富集，并使之后的退火工序中的γ的稳定性提高，从而赋予低YP化。
另一方面，在将钢板应用于如车门把手部那样、45度方向的材料流入和材料收缩给压花周围的表面变形带来大的影响的形状的覆盖件部件时，将该45度方向的YP抑制在较低水平对表面变形的降低是有效的，因此对于这种用途的情况，优选在终轧后3秒内开始冷却，以40℃/秒以上的平均冷却速度冷却至600℃以下，然后在400～600℃的卷取温度下进行卷取。通过这样的热轧条件，能使主要由贝氏体构成的微小的低温相变相以30％以上的面积率生成，并且促进将45度方向的YP抑制在相对低的水平的织构的生长。通常，根据常用方法制造由C、Mn、Cr构成的复合组织钢板时，与轧制成45度方向的YP(YPD)与轧制方向的YP(YPL)、轧制的垂直方向的YP(YPC)相比，具有增高5～15MPa的倾向，但通过上述的热轧条件，能控制在-10≤YPD-YPC≤5MPa的范围内。
冷轧
冷轧中，使轧制率为50～85％即可。若使轧制率降低至50～65％则YPC降低。但是，若使轧制率降低，则45度方向的YP相对地增加、各向异性也增大，因此对于车门把手部这样用途的钢板而言，优选使轧制率为70～85％。
CGL
通过CGL对冷轧后的钢板实施退火和镀层处理。退火后为了使粗大的第2相均匀地分散及为了降低相对于退火温度的ΔYP，控制退火时的680℃～740℃的温度范围内的加热速度是有效的。
图2中示出退火时的680～740℃的温度范围内的平均加热速度与YP的关系。这里，图2的结果是将为了导入图1的结果而进行的实验的数据整理而求出的。可知加热速度小于3℃/秒时能得到210MPa以下的YP，加热速度小于2℃/秒时能得到205MPa以下的YP。若使加热速度小于3℃/秒，则抑制γ粒子在未再结晶状态下的铁素体晶界表面生成，且能抑制微小的第2相的生成，从而实现低YP化。另外，若使加热速度小于2℃/秒，则不仅抑制来自未再结晶铁素体的γ相变，而且再结晶的铁素体粒子也能充分地生长，组织更均匀、粗大化，因此更低YP化，ΔYP降低。
使退火温度大于740℃且小于820℃。在740℃以下时碳化物的固溶变得不充分，不能稳定地确保第2相的面积率。在820℃以上时退火中的γ的比例过大，Mn、C等元素向γ的富集变得不充分，不能得到足够低的YP。认为这是由于向γ的元素富集变得不充分，因而不能赋予马氏体周围充分的变形，而且在冷却过程中易发生珠光体、贝氏体相变。在通常的连续退火中实施的大于740℃的温度范围内，均热时间为20秒以上即可，优选为40秒以上。均热后，以3～20℃/秒的平均冷却速度从退火温度冷却至通常保持在450～500℃的镀锌液的温度。冷却速度比3℃/秒慢时，由于在550～650℃的温度范围内通过珠光体生成鼻点(nose)，因此珠光体及贝氏体在第2相中大量地生成，不能得到足够低的YP。另一方面，若冷却速度大于20℃/秒，则从退火温度到650℃的温度范围内的γ→α相变引起的Mn、Cr、C等元素向γ的富集变得不充分，实施合金化处理时易生成珠光体，并且，不能充分促进在480～550℃的温度范围内的γ→α相变及碳化物析出引起的铁素体中的固溶C的降低，因此低YP化变得不充分。
然后，在镀锌液中浸渍，还可以根据需要通过在500～650℃的温度范围内保持30秒以内来实施合金化处理。现有的没有优化[Mneq]的钢板，由于实施上述合金化处理而材质显著变差，但本发明的钢板，YP的上升小，能得到良好的材质。镀锌液浸渍后或合金化处理后，以7～100℃/秒的平均冷却速度进行冷却。若冷却速度比7℃/秒慢，则在550℃附近生成珠光体，并且在400～450℃的温度范围内生成贝氏体，从而使YP上升。另一方面，若冷却速度大于100℃/秒，则连续冷却中生成的马氏体的自回火变得不充分，马氏体过度硬质化，YP上升并且延展性降低。
所得到的镀锌钢板，若被控制为本发明的第2相的面积率、第2相平均粒径、第2相中粒径小于0.8μm的粒子的面积率、预定的珠光体及贝氏体的面积率，则在镀层处理的状态下YPEl小于0.5％且YP也足够低，因此可以直接作为冲压成形用钢板来使用。但是，如上所述，从使表面粗糙度的调整、板形状的平坦化等冲压成形性稳定化的观点出发，通常实施平整轧制。此时，从低YP、高El、高WH化的观点出发，优选使其伸长率为0.3～0.5％。
实施例
实施例1
将表1所示的钢编号A～CC的钢熔炼后，连铸成230mm厚的钢坯。将该钢坯加热至1180～1250℃后，在830℃(钢编号A～D、G～U、X～CC)、870℃(钢编号E、V)、900℃(钢编号F、W)的终轧温度下实施热轧。然后，以20℃/秒的平均冷却速度进行冷却，在640℃的卷取温度下实施卷取。得到的冷轧板，在67％的轧制率下实施冷轧，制成板厚0.75mm的冷轧板。得到的冷轧板，在CGL上，以表2、3所示的680～740℃的温度范围内的平均加热速度、退火温度AT、冷却温度实施退火，在冷却过程中实施热镀锌处理。这里，将从退火温度AT到镀液温度460℃的冷却工序作为1次冷却，将从镀液温度或合金化时的合金化温度开始的冷却作为2次冷却，并将其平均冷却速度示于表2、3。并且，合金化处理如下进行：在镀液中浸渍后，以15℃/秒的平均加热速度加热到510～530℃，保持10～25秒以使镀层中Fe含量达到9～12％的范围。镀层附着量为每一侧45g/m2，且附着在两个表面。在未表面光轧(没有平整轧制)的状态下从得到的热镀锌钢板上采集样品。
对于得到的样品，通过上述的方法，对第2相的面积率、第2相的平均粒径、第2相中的珠光体或贝氏体的面积率、第2相中粒径小于0.8μm的面积率进行调查。然后，从与轧制方向成直角的方向上采集JIS 5号试验片来实施拉伸试验(根据JISZ2241)，对YP、TS进行评价。并且，对于各成分组成的钢板，求出使退火温度在760～810℃的范围内变化时的YP的最大值和最小值的差，作为YP的变化量ΔYP。
将结果示于表2、3。
本发明例的钢板，与相同TS级的材料相比，ΔYP小。并且，还具有与现有钢同等或比现有钢低的YP，即低的YR。例如，TS：440MPa级(440以上且小于490)的钢板，ΔYP被抑制在15MPa以下，YP也低至206MPa以下。TS：490MPa级(440以上且小于540)的钢，ΔYP为20MPa、TS：590MPa级的钢，ΔYP也均被抑制在32MPa。特别是，[Mneq]大于2.2、且将[％Cr]/[％Mn]优化为0.34以上的钢板，第2相中粒径小于0.8μm的微小粒子减少，珠光体和贝氏体的生成受到抑制，由Mn、固溶C产生的固溶强化也降低，因此YP低，ΔYP也小。例如，钢编号B的钢相对于钢编号A，虽然[Mneq]增加，但由于[％Cr]/[％Mn]在0.27～0.33的范围内，因此随着[Mneq]的增加，虽然珠光体、贝氏体的生成量降低，但在组织微小化、加热速度1.5℃/秒、退火温度775℃的条件下，YP达到202～203MPa的范围，ΔYP达到11～15MPa的范围。与此相对，增加[Mneq]至大于2.2、且调整[％Cr]/[％Mn]至0.34以上的钢编号C、E、F、Z、AA的钢等，在加热速度1.5℃/s、退火温度775～805℃、1次冷却速度4～5℃/s的制造条件下，YP为182～198MPa、ΔYP为5～9MPa，是非常低的。而且，若[Mneq]相同，则[％Cr]/[％Mn]越大，ΔYP越小。并且，在这样的钢中，由合金化处理的有无产生的YP的变化也被抑制在较低水平。例如，钢编号C的加热速度1.5℃/秒、退火温度775℃的钢板，由合金化处理的有无产生的YP的差低至2MPa，由合金化处理产生的YP上升受到抑制。即，本发明例的钢板即使实施合金化处理，也能够得到良好的材质，因此适于这样的用途。并且，使C增加时，YP的上升也非常小，钢编号H、I，即使将C增加至0.051％也能将YP抑制在219MPa以下。而且，即使是使C为0.108％的TS：590MPa级的钢编号J，也可以将YP抑制为262MPa，能稳定地得到YR低的钢板。而且，添加了大于0.001％的B的F、BB、CC，铁素体粒子及第2相粗大，YP(或YR)、ΔYP被抑制在较低水平。例如，AA和BB的[％Cr]/[％Mn]为相同水平，虽然BB的[Mneq]较小，但是添加了B的BB的YP、ΔYP较低。
与此相对，没有优化退火时的加热速度、冷却速度且第2相中粒径小于0.8μm的微小粒子大量生成的钢板及珠光体、贝氏体大量生成的钢板，与相同强度水平的本发明例的钢板相比，ΔYP大，且YP的绝对值也高。例如，[Mneq]小的钢编号P、W，珠光体、贝氏体的生成量大，与相同强度水平的本发明例的钢板相比，YP高且ΔYP大。[Mneq]在预定范围内、但没有优化[％Cr]/[％Mn]的钢编号Q、T、U，马氏体微小、Mn的固溶强化量也大，因此YP高，且ΔYP大。添加了Mo的钢编号R，组织有微小化的倾向，ΔYP大。C量不在预定范围内、结果第2相的面积率不在预定范围内的钢编号S，不能得到低的YR。P、Si的添加量多的钢编号X、Y，虽然组织粗大化，但固溶强化量过大，YP的绝对值高。
Figure G2008800243082D00191
Figure G2008800243082D00201
Figure G2008800243082D00211
实施例2
将表1所示的钢编号C的组成的钢坯加热到1200℃，在830℃的终轧温度下热轧后，保持表4所示的各时间而调整冷却开始时间，以表4所示的各冷却速度冷却至600℃，在表4所示的卷取温度CT下进行卷取。对于得到的热轧板，在77％的轧制率下进行冷轧，在CGL上，以1.5℃/秒的加热速度进行加热，在775℃下退火后，以4℃/秒的1次平均冷却速度进行冷却，然后实施热镀锌，进行520℃×20秒的合金化处理后，在30℃/秒的2次平均冷却速度的条件下进行冷却。在与轧制方向成直角方向(C方向)、与轧制方向成45度方向(D方向)从得到的钢板上采集JIS 5号拉伸试验片，实施拉伸试验。
将结果示于表4。
通过在终轧后3秒内以40℃/秒以上的冷却速度进行骤冷，能将与轧制方向成45度方向的YP抑制在较低水平。可以认为，通过如上控制热轧条件而得到的、在与轧制方向成45度的方向上YP极低的本发明例的钢板，能够有效地降低车门把手周围的表面变形。
表4

Claims (18)

1.一种高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为钢的成分组成，以质量％计，含有C：0.01～0.12％、Si：0.2％以下、Mn：小于2％、P：0.04％以下、S：0.02％以下、sol.Al：0.3％以下、N：0.01％以下、Cr：大于0.3％且在2％以下，而且满足2.1≤[Mneq]≤3及0.24≤[％Cr]/[％Mn]，余量由铁及不可避免的杂质构成，作为钢的组织，具有铁素体和第2相，第2相的面积率为2～25％，第2相中的珠光体或贝氏体的面积率为0％以上且小于20％，第2相的平均粒径为0.9～7μm，并且第2相的粒径小于0.8μm的粒子的面积率小于15％，其中，[Mneq]为Mn当量，表示[Mneq]＝[％Mn]+1.3[％Cr]，[％Mn]、[％Cr]分别表示Mn、Cr的含量，
并且，在制造所述高强度热镀锌钢板时，在连续热镀锌生产线CGL中，以小于3℃/秒的平均加热速度在680～740℃的温度范围内加热。
2.如权利要求1所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，满足2.2＜[Mneq]＜2.9。
3.如权利要求1或2所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，满足0.34≤[％Cr]/[％Mn]。
4.如权利要求1或2所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，还含有B：0.005％以下。
5.如权利要求3所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，还含有B：0.005％以下。
6.如权利要求1或2所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Mo：0.15％以下及V：0.2％以下中的至少1种。
7.如权利要求3所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Mo：0.15％以下及V：0.2％以下中的至少1种。
8.如权利要求4所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Mo：0.15％以下及V：0.2％以下中的至少1种。
9.如权利要求5所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Mo：0.15％以下及V：0.2％以下中的至少1种。
10.如权利要求1或2所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Ti：小于0.014％、Nb：小于0.01％、Ni：0.3％以下及Cu：0.3％以下中的至少1种。
11.如权利要求3所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Ti：小于0.014％、Nb：小于0.01％、Ni：0.3％以下及Cu：0.3％以下中的至少1种。
12.如权利要求4所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Ti：小于0.014％、Nb：小于0.01％、Ni：0.3％以下及Cu：0.3％以下中的至少1种。
13.如权利要求5所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Ti：小于0.014％、Nb：小于0.01％、Ni：0.3％以下及Cu：0.3％以下中的至少1种。
14.如权利要求6所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Ti：小于0.014％、Nb：小于0.01％、Ni：0.3％以下及Cu：0.3％以下中的至少1种。
15.如权利要求7至9中任一项所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Ti：小于0.014％、Nb：小于0.01％、Ni：0.3％以下及Cu：0.3％以下中的至少1种。
16.一种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至15中任一项所述的成分组成的钢坯热轧和冷轧后，在连续热镀锌生产线CGL中，以小于3℃/秒的平均加热速度在680～740℃的温度范围内加热，在大于740℃且小于820℃的退火温度下进行退火，以3～20℃/秒的平均冷却速度从所述退火温度开始冷却，在镀锌液中浸渍后，或者在镀锌液中浸渍后进一步实施镀层的合金化处理后，以7～100℃/秒的平均冷却速度进行冷却。
17.如权利要求16所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在CGL中，以小于2℃/秒的平均加热速度在680～740℃的温度范围内加热。
18.如权利要求16或17所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，热轧后，在3秒内开始冷却，以40℃/秒以上的平均冷却速度冷却至600℃以下，然后以400～600℃的卷取温度进行卷取，以70～85％的轧制率进行冷轧。
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