高強度熱鍍鋅鋼板及其製造方法

2023-08-07 02:50:51

專利名稱：高強度熱鍍鋅鋼板及其製造方法
技術領域：
本發明涉及經衝壓成形工序而用於汽車、家電等中的高強度熱鍍鋅鋼板及其製造方法。
背景技術：
以往以來，對於發動機罩、車門、後行李箱蓋、後門、擋泥板等要求優良的抗凹性的汽車外板而言，一直應用TS :340MPa級BH鋼板(燒結硬化型鋼板，以下稱為340BH)。340BH是一種在C低於0. 01%的極低碳鋼中通過添加Nb、Ti等碳氮化物形成元素來控制固溶C量、並且利用Si、Mn、P進行固溶強化的鐵素體單相鋼。近年來，車身輕量化的需求進一步提高，正推進研究通過使這些應用340BH的外板進一步高強度化來使鋼板薄壁化；在相同的板厚下減少R/F(加強件內側的加強部件)；以及使燒結塗裝工序的溫度降低、時間縮短
坐寸o然而，如果通過在現有的340BH中進一步大量添加Si、Mn、P來謀求高強度化，則由於YP增加，衝壓成形品的抗變形性顯著變差。此處，變形是指在門把手部的外周等處容易產生的衝壓成形面的微小褶皺、波紋狀的情形。變形會嚴重損害汽車的外觀質量，因此，對於應用於外板的鋼板，要求在提高衝壓品強度的同時，衝壓成形前的屈服應力具有與現有的340BH接近的較低的YP。此外，在該部件的衝壓成形中，為了與內部部件的接合而在凸緣部進行彎曲加工，但是，如果進行剪切或衝裁加工後的坯件端面的延展性即所謂延伸凸緣成形性不充分，則在端面會產生裂縫。例如，由340BH進行高張力化(^ f >化)後延伸凸緣性降低時，在對後門的外周部或車門的窗框開口部的凸緣部進行卷邊加工時、或者對擋泥板向側板的連接部的凸緣端部進行彎曲加工時，在凸緣端面經常會產生裂縫。因此，用於上述用途的鋼板需要具有優良的延伸凸緣性。而且，用於汽車的鋼板還要求具有優良的耐腐蝕性。例如，對於車門、發動機罩、後行李箱蓋等部件的卷邊加工部或點焊周邊部的鋼板相互密接，電鍍塗裝時的化學轉化被膜難以附著，因此容易生鏽。特別是，在水容易滯留、長時間曝露於溼潤氣氛中的發動機罩前方的拐角部和車門下部的拐角部，經常產生由鐵鏽引起的穿孔。而且，近年來，車身製造商一直在推進研究提高車身的防鏽性能，將耐穿孔壽命從現有的10年延長到12年，鋼板具有充分的耐腐蝕性是必不可少的。基於這樣的背景，例如，在專利文獻I中，公開了一種製備高強度鋼板的方法，該方法通過在C為0.020%以下的鋼中，控制Ti量以使Ti (% )/C(% )彡4.0，進而大量添加Si、Mn、P，由此得到340 490MPa級的高強度鋼板。此外，在專利文獻2中，公開了一種製備合金化鍍鋅鋼板的方法，該方法通過對含有C :0. 005 0. 15%、Mn :0. 3 2. 0%、Cr :0. 023 0. 8%的鋼退火後的冷卻速度進行優化，使主要由鐵素體和馬氏體組成的複合組織形成，從而得到兼具低屈服應力(YP)和高延展性(El)的合金化鍍鋅鋼板。
此外，在專利文獻3中，公開了一種製備鋼板的方法，該方法通過使含有C :0. 02
0.033%, Mn :1. 5 2. 5%, Cr :0. 03 0. 5%, Mo 0 0. 5%的鋼中 Mn、Cr、Mo 的總量為
1.8 2.5%，得到YP在300MPa以下，並且延展性(El)或延伸凸緣成形性(擴孔率、入)優良的鋼板。在專利文獻4中，公開了一種製備高強度熱鍍鋅鋼板的方法，該方法通過使含有C :0. 02 0. 14%, Mn :1. 3 3. 0 %、Cr :0. 3 I. 5 % 的鋼中 Mn 和 Cr 的總量為 2. 0 3. 5%，並且使鋼板的金屬組織形成以面積率計由50%以上的鐵素體相和3 15%的貝氏體及5 20%的馬氏體組成的複合組織，從而得到具有440 590 MPa級的拉伸強度、且延伸凸緣成形性(擴孔率、入)優良的高強度熱鍍鋅鋼板。在專利文獻5中，公開了一種製備鋼板的方法，該方法通過使含有C :0. 02 0. 08%, Mn :1. 0 2. 5%, P :0. 05% 以下、Cr :超過 0. 2%且在 I. 5% 以下的鋼中 Cr/Al 為30以上，得到具有低屈服比、高BH和優良的耐常溫時效性的鋼板。在專利文獻6中，公開了一種製備鋼板的方法，該方法通過將含有C :0. 01%以上且低於0. 040%,Mn :0. 3 I. 6%,Cr :0. 5%以下、Mo :0. 5%以下的鋼退火後，以3 20°C /s的冷卻速度冷卻至550 750°C的溫度，再以100°C /s以上的冷卻速度冷卻至200°C以下的溫度，從而得到具有低YR和高燒結硬化性的鋼板。現有技術文獻專利文獻專利文獻I :日本特公昭57-57945號公報專利文獻2 :日本特公昭62-40405號公報專利文獻3 :日本專利第3613129號公報專利文獻4 :日本特開平8-134591號公報專利文獻5 :日本特開2008-19502號公報專利文獻6 :日本特開2006-233294號公報

發明內容
發明所要解決的問題然而，上述專利文獻I中記載的鋼板是用Ti來固定C的IF鋼，是一種鐵素體單相鋼，因此，不得不有效利用Si、Mn、P的固溶強化作為強化機制，由於大量添加這些元素，導致YP增加，鍍層外觀質量和耐粉化性顯著變差。此外，對於專利文獻2、3中記載的方法，得到的是使主要由馬氏體構成的第二相適量分散於鐵素體組織中的鋼，與現有的IF鋼等固溶強化鋼相比，其YP降低。但是，在車門等部件中，將這些鋼進行衝壓成形時，變形的發生量較大的鋼板比現有的340BH多，需要進行進一步的低YP化。而且，經常會發現在將凸緣端部彎曲成形後產生裂縫的鋼，因此，也有必要進一步改善延伸凸緣性。而且，本發明人調查了這些鋼在發動機罩和車門等實際部件中的耐腐蝕性，結果發現，實施例中記載的數個鋼板在鋼板相互密接的部位的耐腐蝕性比現有的340BH顯著變差。而且，在這些實施例中記載的大部分鋼板中，大量添加了 Cr、Mo等昂貴的元素，導致這些鋼板的成本顯著增加。此外，專利文獻4中記載的鋼有效利用了貝氏體作為鋼板組織，因此，其YP較高，無法得到充分的抗變形性。而且還發現，與上述鋼板相同，實施例中記載的大部分鋼板的耐腐蝕性不充分。由於專利文獻5中記載的鋼積極地使用了 Cr，因此，其具有較低的YP和高擴孔性。但是，發現實施例中記載的大部分鋼板的耐腐蝕性同樣地不充分。而且，在這些鋼板中，添加了大量Cr、Mo等昂貴的元素，導致這些鋼板的成本增加。此外，專利文獻6中記載的方法需要在退火後急速冷卻，因此，雖然可以適用於不實施鍍覆處理的連續退火線(CAL)，但在原理上難以適用於退火後的冷卻中浸潰到保持在450 500°C的鍍鋅浴中實施鍍覆處理的現有的連續熱鍍鋅線(CGL)。因此，在現有技術中，無法得到滿足良好的耐腐蝕性、低YP和優良的延伸凸緣成形性的全部條件的熱鍍鋅鋼板。
本發明是為了解決上述問題而完成的，其目的在於提供一種不需要大量添加Mo和Cr等昂貴的元素，而具有優良的耐腐蝕性、低YP和良好的延伸凸緣性的高強度熱鍍鋅鋼板及其製造方法。用於解決問題的方法本發明人以現有的屈服強度低的複合組織鋼板為對象，對改善耐腐蝕性，並確保即使不使用昂貴的元素也同時具有低YP和優良的延伸凸緣性的方法進行了深入研究，得到了以下結論。(I)對於由鐵素體和第二相組成的複合組織鋼而言，為了進行高\化，需要形成鐵素體+貝氏體、鐵素體+馬氏體、鐵素體+殘餘Y中的任意一種組織，特別是對於含有馬氏體的鋼而言，與硬質馬氏體鄰接生成的珠光體對延伸凸緣性具有顯著的不利影響，因此，對於這種組織的鋼而言，通過充分減少珠光體來顯著提高延伸凸緣性。(II)為了在進行高入化的同時進行低YP化，需要形成上述組織中主要由鐵素體和馬氏體組成的組織或在其中含有少量殘餘Y的組織。即，由於貝氏體具有使YP升高的作用，需要將其與珠光體一樣充分減少。此外，對於馬氏體而言，通過使其少量分散可顯著降低YP，因此需要使其含量以體積率計為I 10%。殘餘Y對YP的影響較小，因此可使其含量以體積率計為5%以下。但是，僅通過這些不能得到具有充分的抗變形性的鋼，為了在保持優良的延伸凸緣成形性的同時進一步進行低YP化，需要進一步使馬氏體和殘餘Y均勻粗大地分散在晶界三相點。(III)為了提高耐腐蝕性，需要使Cr低於0. 40%並且優化Mn、P的含量。將下述Mn當量設定為2. 2以上的高值，同時抑制Mn、Mo、Cr的添加量並積極地使用P、B，並且將退火時的加熱速度控制在低於5. (TC /sec，通過這些來實現I III。即，在390 590MPa級的複合組織鋼中，從使耐腐蝕性提高至相當於軟鋼或340BH的觀點出發，至少需要控制Cr低於0. 40%。但是，降低Cr會使Mn當量過低，產生珠光體而使延伸凸緣成形性顯著變差，在降低了 Cr的鋼中添加大量Mn、Mo時，鐵素體晶粒及馬氏體晶粒過度微細化，YP顯著升高，因此，不能同時具備良好的耐腐蝕性和良好的機械特性。與此相反，P (磷)和B (硼)具有使第二相均勻粗大地分散的作用。而且，退火過程中加熱速度的降低也具有使第二相均勻地分散的作用。此外，Mn和P具有稍稍提高耐腐蝕性的作用。因此，通過將Mn、Mo、Cr的添加量控制在預定範圍內，同時添加P、B，並降低退火過程的加熱速度，可以得到滿足良好的耐腐蝕性、低YP、高延伸凸緣性的全部條件的鋼。而且，由於無需添加大量Mo和Cr等昂貴的元素，可以廉價地進行製造。本發明是基於上述見解而完成的，其主要內容如下所述。[I] 一種高強度熱鍍鋅鋼板，其特徵在於，作為鋼的成分組成，以質量％計，含有C :大於 0. 015%且小於 0. 10%、Si :0. 5% 以下、Mn :1. 0% 以上且 I. 9% 以下、P :0. 015%以上且0. 050%以下、S :0. 03%以下、sol. Al :0. 01 %以上且0. 5%以下、N :0. 005%以下、Cr :小於 0. 40%, B :0. 005% 以下、Mo :小於 0. 15%, V :0. 4% 以下、Ti :小於 0. 020%，而且滿足 2. 2 彡[Mneq]彡 3. I 及[% Mn]+3. 3[% Mo]彡 I. 9、([% Mn] +3. 3[% Mo])/(1. 3[%Cr] +8[%P] +150B*) < 3. 5，餘量由鐵及不可避免的雜質組成，作為鋼的組織，具有鐵素體和第二相，第二相的體積率為2 12%，且第二相包含體積率為I 10%的馬氏體和體積率為0 5%的殘餘Y，而且第二相中馬氏體及殘餘Y的體積率的比率為70%以上，第二相體積率中存在於晶界三相點的第二相的體積率的比率為50%以上。其中，[Mneq]、B*由下述式表示[Mneq] = [% Mn]+1. 3[% Cr] +8[ % P]+150B*+2[ % V]+3. 3[ % Mo]、B* = [ % B] + [ % Ti]/48X 10. 8X0. 9+[ %A1J/27X10. 8X0. 025，[% Mn]、[% Cr]、[% P]、[% B]、[% Ti]、[% Al]、[% V]、[% Mo]分別表示 Mn、Cr、P、B、Ti、sol. Al、V、Mo 的含量，當[% B] =0 時設 B* = 0，B* 彡 0. 0022時，設 B* = 0. 0022。[2]根據[I]所述的高強度熱鍍鋅鋼板，其特徵在於，滿足([%Mn]+3.3[%M0])/(I. 3[% Cr]+8[% PJ+150B*) < 2. 8。[3]根據[I]或[2]所述的高強度熱鍍鋅鋼板，其特徵在於，以質量％計，進一步含有Nb :小於0. 02%、W :0. 15%以下及Zr :0. 1%以下中的至少一種。[4]根據[I] [3]中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板，其特徵在於，以質量％計，進一步含有 Cu :0. 5% 以下、Ni :0. 5% 以下、Ca :0. 01% 以下、Ce :0. 01% 以下、La :0. 01% 以下及Mg :0. 01%以下中的至少一種。[5]根據[I]至[4]中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板，其特徵在於，以質量％計，進一步含有Sn :0. 2%以下及Sb :0. 2%以下中的至少一種。[6] 一種高強度熱鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於，對具有權利要求I 5中任一項所述成分組成的鋼坯進行熱軋及冷軋，然後，在連續熱鍍鋅線CGL中，在680 750°C的範圍內以低於5. (TC /秒的平均加熱速度進行加熱，然後在750°C以上且830°C以下的退火溫度下進行退火，以從所述退火溫度開始至浸潰到鍍鋅浴中時為止的平均冷卻速度為2 30°C/秒、並且使480°C以下的溫度範圍的保持時間為30秒以下的方式進行冷卻，然後浸潰到鍍鋅浴中進行鍍鋅，鍍鋅後以5 100°C /秒的平均冷卻速度冷卻至300°C以下，或者鍍鋅後進一步實施鍍層的合金化處理，合金化處理後以5 100°C /秒的平均冷卻速度冷卻至300°C以下。發明效果根據本發明，可以以低成本製造耐腐蝕性優良、YP低、延伸凸緣性優良的高強度熱鍍鋅鋼板。本發明的高強度熱鍍鋅鋼板兼具優良的耐腐蝕性、優良的抗變形性和優良的延伸凸緣性，因此可以實現汽車部件的高強度化、薄壁化。


圖I是表示YP與P含量的關係的圖。圖2是表示擴孔率入與P含量的關係的圖。圖3 是表示 YP 與([% Mn]+3. 3[% Mo])/(l. 3[% Cr]+8[% P]+150B*)的關係的圖。圖4 是表示 YP、TSX 入與[% Mn]+3. 3[% Mo]、1. 3[% Cr]+8[% P]+150B* 的關係的圖。
圖5是表示YP、擴孔率入與退火時680 750°C範圍的平均加熱速度的關係的圖。
具體實施例方式以下將對本發明進行詳細說明。需要說明的是，表示成分的量的％在未做特別說明的情況下意味著質量％。I)鋼的成分組成Cr:低於 0.40%在本發明中，Cr是需要嚴格控制的重要元素。即，一直以來，以降低YP、提高延伸凸緣成形性的目的積極地有效利用Cr，但是，Cr不僅是昂貴的元素，而且大量添加會使卷邊加工部的耐腐蝕性顯著變差。即，使用比以往的YP低的複合組織鋼製作車門外殼、發動機外罩等部件，並評價其在潮溼環境下的耐腐蝕性時，結果確認到卷邊加工部的穿孔壽命比現有鋼減少I 4年的鋼板。例如，對於添加了 0. 42%的Cr的鋼而言，穿孔壽命減少I年，對於添加了 0. 60%的Cr的鋼而言，穿孔壽命減少2. 5年。這種穿孔壽命的減少在Cr低於0. 40%時較小，低於0. 30%時幾乎不會發生。因此，為了確保良好的耐腐蝕性，Cr的含量需要低於0.40%。而且，為了賦予優良的耐腐蝕性，優選使Cr低於0.30%。從優化以下所示的[Mneq]的觀點出發，Cr是可以任意添加的元素，其下限不受限定(包括Cr 0%),但從低YP化的觀點出發，優選添加的Cr為0. 02%以上，更優選為0. 05%以上。[Mneq] :2. 2 以上且 3. I 以下為了在確保優良的延伸凸緣性的同時確保低的YP，至少需要使鋼組織為鐵素體和主要是馬氏體構成的複合組織。對於現有鋼而言，多見延伸凸緣性並不優良、或者YP或YR並未得到充分降低的鋼板，對其原因進行了調查，結果發現，對於延伸凸緣成形性差的鋼板而言，作為第二相，在馬氏體和少量的殘餘Y的基礎上，還生成有珠光體；對於YP較高的鋼板而言，在馬氏體和少量的殘餘Y的基礎上，還生成有珠光體或貝氏體。該珠光體易與硬質馬氏體鄰接生成，並易成為剪切端面上的裂縫的起點，因此，在含有馬氏體的鋼中，即使珠光體微量存在也會使延伸凸緣成形性顯著變差。此外，貝氏體是硬質相，使YP顯著升高。該珠光體和貝氏體為約Iiim 約2 iim，微細，並與馬氏體鄰接生成，因此，在光學顯微鏡下很難與馬氏體辨別開，可以通過使用SEM以3000倍以上的倍率進行觀察來辨別。例如，在詳細調查現有的0. 03% C-1. 5% Mn-O. 5% Cr鋼的組織時，通過光學顯微鏡下的觀察或以1000倍左右的倍率進行的利用SEM的觀察，僅可以辨別出粗大的珠光體，測定得出珠光體或貝氏體佔第二相的體積率為10%左右，但是，通過4000倍的SEM觀察進行詳細調查時，珠光體或貝氏體在第二相的體積率中所佔有的比例為30 40%。通過抑制這種珠光體或貝氏體，可以同時獲得低YP和高延伸凸緣成形性。為了在退火後實施緩冷卻的CGL熱滯後中充分減少這種微細的珠光體或貝氏體，調查了各種元素的淬透性。結果發現，除了至今為止作為淬透性元素所公知的Mn、Cr、Mo、V、B之外，P也具有較大的提高淬透性的效果。此外，B在與Ti、Al複合添加時，其提高淬透性的效果顯著增加，但添加到預定量以上，其提高淬透性的效果達到飽和，這些效果可以如下式以Mn當量式的方式來表示。[Mneq] = [%Mn]+1.3[% Cr]+8[% P] +150B*+2[% V]+3. 3[% Mo]B*= [% B] + [% Ti]/48X 10. 8X0. 9+[% Al]/27X 10. 8X0. 025其中，當[%B] = 0 時，設 B* = 0 ;當 B* 彡 0.0022 時，設 B* = 0.0022。其中，[%Mn]、[% Cr]、[% P]、[% B]、[% V]、[% Mo]、[% Ti]、[% Al]分別表示 Mn、Cr、P、B、V、Mo、Ti、sol. Al 的含量。B*是表示通過添加B、Ti、Al使固溶B殘留而提高淬透性的效果的指標，在無B鋼中無法得到B添加帶來的效果，因此= O。而且，為0. 0022以上時，由B帶來的提高淬 透性的效果達到飽和，因此設為0. 0022。通過使該[Mneq]為2. 2以上，在退火後實施緩冷卻的CGL熱滯後中還能充分抑制珠光體及貝氏體。因此，為了在降低YP的同時確保優良的延伸凸緣成形性，需要使[Mneq]為2. 2以上。而且，從低YP化、提高延伸凸緣成形性的觀點出發，優選使[Mneq]為2. 3以上，更加優選使其為2. 4以上。在[Mneq]超過3. I的情況下，Mn、Mo、Cr、P的添加量會過多，將難以同時確保充分低的YP和優良的耐腐蝕性。因此，使[Mneq]為3. I以下。Mn :1. 0% 以上且 I. 9% 以下如上所述，為了在低YP化的同時提高延伸凸緣成形性，至少需要優化[Mneq]，但僅是這樣並不充分，需要將Mn量和下述Mo、P、B的含量控制在預定範圍內。即，Mn是為了提高淬透性、並且使第二相中馬氏體的比率增加而添加的。但是，其含量如果過多時，退火過程中的a — y相變溫度變低，在再結晶再結晶之後的微細的鐵素體晶界或再再結晶過程中回復晶粒的界面處生成Y粒，因此，鐵素體晶粒伸展而變得不均勻，同時，第二相微細化而使YP升高，因此，使Mn量為I. 9%以下。另一方面，Mn量過少時，即使大量添加其他元素也很難確保充分的淬透性。而且，MnS大多數呈微細分散，耐腐蝕性變差。為了確保充分的淬透性及耐腐蝕性，需要添加至少I. 0%以上的Mn。因此，使Mn量為1.0%以上且I. 9%以下。而且，從提高耐腐蝕性的觀點出發，優選使Mn為I. 2%以上，進而，從低YP化的觀點出發，優選使Mn量為I. 8%以下。Mo:低於 0.15%從提高淬透性來抑制珠光體的生成、提高延伸凸緣成形性的觀點出發，可以添加Mo。但是，Mo與Mn—樣，使第二相微細化的作用較強，而且使鐵素體晶粒微細化的作用也較強。因此，過量添加Mo會使YP顯著增加。此外，Mo是極為昂貴的元素，添加量多會顯著增加成本。因此，從YP的降低及低成本化的觀點出發，將Mo的添加量限定在低於0.15% (包括0% )。從進一步低YP化的觀點出發，優選使Mo為0. 05%以下，更優選使其為0. 02%以下。最優選為不含有Mo。[% Mn]+3. 3[% Mo] ^ I. 9為了進行低YP化，在控制Mn、Mo各自的含量的基礎上，還需要將它們的含量控制在預定範圍內。它們的含量的加權當量式[%Mn]+3. 3[%Mo]超過I. 9時，YP會升高，因此，需要使[% Mn]+3. 3[% Mo]在I. 9以下。
P :0. 015% 以上且 0. 050% 以下在本發明中，P是實現低YP化及提高延伸凸緣成形性的重要元素。即，通過將P與下述Cr和B並用，並且使其含量在預定範圍內，可以以低製造成本同時獲得低YP化和優良的延伸凸緣成形性，同時還可確保優良的耐腐蝕性。P作為現有的固溶強化元素被有效利用，從低YP化的觀點出發，認為優選降低其含量。但是，由上可知，即使添加微量P，也能具有很大的提高淬透性的效果，而且P具有使第二相均勻且粗大地分散於鐵素體晶界三相點的效果，因此，在相同Mn當量下，與有效利用Mn和Mo相比，有效利用P會使YP變低。而且，還具有改善強度與延伸凸緣成形性的平衡和提高耐腐蝕性的作用。因此，通過有效利用P作為淬火元素來減少Mn、Mo的添加量,可以同時獲得低YP和高延伸凸緣成形性，通過有 效利用P來減少Cr，耐腐蝕性顯著提高。圖I、圖2示出了對鋼(標記 )的YP和延伸凸緣成形性(擴孔率\ )的關係進行調查的結果，所述鋼中 C :0. 028%,Si 0. 01%,Mn 1. 6%,P :0. 005 0. 054%,S :0. 005%,sol. Al 0. 05%, Cr :0. 20%、N :0. 003%、B :0. 001%。此夕卜，作為比較，將 Mn 為 I. 9%的高Mn鋼(標記X)、Cr為0. 42%的高Cr鋼(標記〇)、Cr為tr.且Mo為0. 18%的高Mo鋼(標記 )的特性值一併示出。在比較鋼中，其他元素與P發生變化的基體鋼相同。試驗片按照下述方法製作。即，將27mm厚的鋼坯加熱至1200°C後，在終軋溫度850°C下熱軋至2. 8mm,軋制後立即進行水噴霧冷卻，在570°C下實施Ihr的卷取處理。進而，以軋制率73%冷軋至0. 75mm後，以680 750°C範圍內的平均加熱速度為2V /sec的方式進行加熱，在780°C下均熱保持40seC後，以從退火溫度開始至浸潰到460°C的鍍鋅浴時為止的平均冷卻速度為7°C /sec、並且使480°C以下的溫度範圍內的保持時間為IOsec的方式進行冷卻，然後，浸潰到460°C的鍍鋅浴中實施熱鍍鋅處理，然後，在510°C下保持15sec以對鍍層進行合金化處理，然後，以25°C /sec的平均冷卻速度冷卻至300°C以下的溫度範圍，以0. I %的伸長率實施表面光軋。需要說明的是，使從300°C至20°C為止的冷卻速度為IO0C /s。從所得到的鋼板裁取JIS5號拉伸試驗片，進行拉伸試驗(依據JISZ2241)。而且，通過依據日本鋼鐵聯盟標準JFST1001的規定的擴孔試驗來評價延伸凸緣成形性。即，使用衝頭直徑為10mm、衝模直徑為10. 2mm(間隙13% )的衝裁工具對IOOmmXlOOmm的方形尺寸的樣品進行衝裁後，使用頂角為60度的圓錐衝頭，以使衝裁孔形成時產生的毛刺在外側的方式，進行擴孔直至產生貫穿板厚的裂紋，將此時的初始孔徑(mm)設為Cltl、將裂紋產生時的孔徑(mm)設為d,求出擴孔率A (% ) = {(d-d0) /d0} X 100。由圖I、圖2可知，在將Mn添加量控制在較低的I. 6%的鋼中，通過添加P，在改善淬透性，形成鐵素體和馬氏體或殘餘Y主體的組織的同時，第二相均勻分散，因此，YP顯著降低的同時擴孔率入顯著增加。P的添加量在0.015%以上且0.050%以下時，YP被抑制在220MPa以下，能夠得到TSX人^ 38000 (MPa % ), A彡90%的高人。通過添加P，TS、入兩者均增加，因此，TSX X由於P的添加而顯著增加。與此相反，對於大量添加Mn、Mo的鋼，其入高但YP也高。另一方面，對於大量添加Cr的鋼，其YP低且入也高，但由於Cr的添加量多，其耐腐蝕性顯著變差。為了獲得這種由P添加帶來的低YP化、延伸凸緣性的提高、耐腐蝕性的改善等效果，需要至少添加0. 015%以上的P。
但是，添加的P超過0. 050%時，提高淬透性的效果和組織的均勻化、粗大化效果達到飽和，同時固溶強化量變得過大而將無法得到低YP。而且，添加的P超過0. 050%時，鐵基與鍍層的合金化反應顯著延遲，耐粉化性變差。而且，焊接性也變差。因此，使P量在0. 050% 以下。B :0. 005% 以下B具有使鐵素體晶粒和馬氏體均勻、粗大化的作用、使淬透性提高而抑制珠光體的作用。因此，通過確保預定量的[Mneq]的同時將Mn用B代替，可以在確保高延伸凸緣成形性的同時謀求低YP化。但是，添加的B超過0.005%時，鑄造性和軋制性顯著降低。因此，優選添加的B在0. 005%以下的範圍內。為了進一步 發揮由B添加帶來的低YP化的效果，優選添加的B為0. 0002%以上，更優選為超過0. 0010%。([% Mn]+3. 3[% Mo])/(l. 3[% Cr]+8[% P] +150B*) <3.5為了同時具備極低的YP和高延伸凸緣成形性，在優化Mn當量和優化Mn、Mo的添加量的基礎上，還需要將Mn、Mo等元素與Cr、P、B等元素的組成比控制在預定範圍內，其中，Mn、Mo等元素具有使第二相和鐵素體晶粒微細化的作用，Cr、P、B等元素具有使第二相均勻粗大地分散的作用。由此，形成第二相分散在晶界三相點的組織，能在保持高延伸凸緣成形性的同時得到低YP。圖3 示出了對鋼的([% Mn] +3. 3 [ % Mo])/ (I. 3 [ % Cr] +8 [ % P] +150B*)和 YP的關係進行調查的結果，所述鋼中C :0. 027%, Si :0. 01%, Mn :1. 5 2. 2%、P :0. 002 0. 048%, S :0. 003%, sol. Al :0. 06%, Cr :0. 15 0. 33%, N :0. 003%, B 0 0. 0016%,Ti :未添加、Mo :0. 01%、V :0. 01%，平衡Mn的添加量和P、Cr、B的添加量，使[Mneq]在2. 50至2. 55的範圍內大致恆定。樣品的製作方法及YP的評價方法與之前(圖1、2的情況)相同。由此，([% Mn]+3. 3[% Mo])/(l. 3[% Cr]+8[% P]+150B*)低於 3. 5 時 YP 將降低，低於
2.8時可得到更低的YP。需要說明的是，上述鋼均具有TS彡440MPa的強度。因此，為了更加明確適當的[Mneq]、[% Mn]+3. 3 [ % Mo], ([% Mn]+3. 3[% Mo])/(I. 3[% Cr]+8[% PJ+150B*)的範圍，對於Mn、P、Cr、B的組成發生寬泛變化的鋼，調查了其機械特性。樣品鋼的化學成分為C :0. 022 0. 030%, Si :0. I %、Mn :1. 36 2. 17%、P :0. 001 0. 042%, S :0. 008%, sol. Al :0. 06%、N :0. 003%, B 0 0. 0018%, Cr :0. 20 0. 38%,Mo :0. 01%,V :0. 01%,Ti 0 0. 005%，並調整C量使第二相的體積率在約4% 約5%的範圍內大致恆定。樣品的製作方法與之前相同。將得到的結果示於圖4中。在圖4中，將YP彡215MPa且TSX X ^ 40000 (MPa % )的鋼板用 表示，將215MPa < YP彡220MPa且TSX X彡40000 (MPa % )的鋼板用〇表示，將 215MPa < YP 彡 220MPa 且 38000 (MPa % ) ^ TSX A 220MPa或TSX入< 38000 (MPa % )的鋼板用 表不。由此可知，當滿足[Mneq]為2. 2以上、[% Mn]+3. 3[% Mo]為I. 9以下、且([%Mn]+3. 3[% Mo])/(l. 3[% Cr]+8[% P]+150B*) < 3. 5 的情況下，可以同時獲得低 YP 和高TSX A。而且，當滿足[Mneq]為2. 3以上時，TSX A進一步提高，滿足([% Mn]+3. 3[%Mo])/(l. 3[% Cr]+8[% P] +150B*) < 2. 8時，YP進一步降低，能夠同時獲得非常低的YP和高TSX X。這種鋼板具有主要為鐵素體且包含馬氏體的組織，且珠光體和貝氏體的生成量降低。而且，鐵素體晶粒均勻、粗大，馬氏體主要均勻地分散在鐵素體晶粒的三相點。由此，使[%Mn]+3.3[%Mo]為 I. 9 以下。而且，使([% Mn]+3. 3[% Mo])/(l. 3[%Cr]+8[% PJ+150B*)低於3. 5，更優選使其低於2. 8。C :超過 0.015%且低於 0. 10%C是用於確保預定量的第二相的體積率所必需的元素。C量少則不能形成第二相，雖然擴孔性增加，但YP顯著增加。為了確保預定量的第二相的體積率而得到充分低的YP，需要使C超過0. 015%。從提高耐時效性、進一步降低YP的觀點出發，優選使C為0. 02%以上。另一方面，C量為0. 10%以上時，第二相的體積率 會過多而使YP增加，延伸凸緣成形性也降低。而且，焊接性也會變差。因此，使C量低於0.10%。為了在獲得更低YP的同時確保優良的延伸凸緣成形性，優選使C量低於0. 060%，更加優選使其低於0. 040%。Si :0. 5% 以下Si具有通過微量添加而使熱軋時氧化皮的生成延遲而改善表面質量的效果、使鍍浴中或合金化處理中鐵與鋅的合金化反應適當延遲的效果、使鋼板的顯微組織更均勻、粗大化的效果等，因此，從上述觀點出發，可以添加Si。但是，添加的Si超過0. 5%時，鍍層的外觀質量變差而難以將其應用於外板，同時導致YP升高，因此，使Si量為0.5%以下。而且，從提高表面質量、降低YP的觀點出發，優選使Si為0. 3%以下，更優選使其為低於0. 2%。Si是可任意添加的元素，其下限不受限定(包括Si :0%)，但從上述觀點出發，優選添加的Si為0. 01%以上，更優選為0. 02%以上。S :0. 03% 以下S具有通過適量含有來提高鋼板的一次氧化皮的剝離性、提高鍍層外觀質量的作用，因此可以含有S。但是，S的含量多時，鋼中析出的MnS會過多，從而使鋼板的拉伸性、延伸凸緣成形性降低。此外，在對鋼坯進行熱軋時使熱軋性降低，容易產生表面缺陷。而且使耐腐蝕性稍稍降低。因此，使S量為0.03%以下。從提高延伸凸緣成形性和耐腐蝕性的觀點出發，優選使S為0. 02%以下，更優選使其為0. 01%以下，進一步優選使其為0. 002%以下。sol. Al :0. 01% 以上且 0.5% 以下Al是以固定N來促進B的提高淬透性的效果的目的、提高耐時效性的目的、減少夾雜物來提高表面質量的目的而添加的。從提高B的提高淬透性的效果、耐時效性的觀點出發，使sol. Al的含量為0.01%以上。為了更好地發揮上述效果，優選含有的sol. Al為0. 015%以上，更優選為0. 04%以上。另一方面，即使添加的sol. Al超過0. 5%，使固溶B殘留的效果、提高耐時效性的效果達到飽和，徒然增加成本。而且，使鑄造性變差，從而使表面質量變差。因此，使sol. Al為0.5%以下。從確保優良的表面質量的觀點出發，優選使sol. Al 低於 0. 2 % oN :0. 005% 以下N是在鋼中形成BN、AlN、TiN等氮化物的元素，並且具有弊端，其通過形成BN而使B的低YP化的同時提高延伸凸緣成形性的效果消失。而且，形成微細的A1N，使晶粒生長性降低，使YP升高。而且，固溶N殘餘時，耐時效性變差。從上述觀點出發，必須嚴格控制N。N含量超過0.005%時，YP升高的同時耐時效性變差，面向外板的應用性不充分。因此，使N的含量為0. 005%以下。從減少AlN的析出量而進一步降低YP的觀點出發，優選使N為0. 004% 以下。Ti:低於 0.020%Ti具有固定N而提高B的提高淬透性的效果、耐時效性的效果和提高鑄造性的效果，為了輔助獲得上述效果，可以任意添加Ti。但是如果其含量多，具有在鋼中形成TiC、Ti (C，N)等微細的析出物而使YP顯著升高、同時在退火後的冷卻中生成TiC而使BH減少的作用，因此，添加時需要將Ti的含量控制在適當範圍內。Ti的含量達到0.020%以上時，YP會顯著增加。因此，使Ti的含量低於0.020%。Ti是可任意添加的元素，其下限不受限定(包括Ti :0% )，但為了通過TiN的析出來固定N，從而發揮B的提高淬透性的效果，優選使Ti的含量為0. 002%以上，並且為了抑制TiC的析出而得到低YP，優選使Ti的含量低於 0. 010%。V :0. 4% 以下V是提高淬透性的元素，對YP和延伸凸緣成形性的影響小，且使鍍層質量和耐腐蝕性變差的作用也小，因此，可有效利用V來代替Mn和Cr。從上述觀點出發，優選添加的V為0.002%以上，更優選為0.01%以上。但是，添加的V超過0.4%時，會顯著增加成本，因此，優選添加的V為0.4%以下。餘量為鐵及不可避免的雜質，但也可以進一步含有預定量的以下元素。下述Nb、W及Zr中的至少一種Nb:低於 0.02%Nb具有使組織細粒化的同時使NbC、Nb (C，N)析出而強化鋼板的作用，因此，從高強度化的觀點出發，可以添加Nb。從上述觀點出發，優選添加的Nb為0. 002%以上，更優選為0. 005%以上。但是，添加的Nb為0. 02%以上時，YP會顯著升高，因此，優選添加的Nb低於 0. 02%。W :0. 15% 以下W可作為淬透性元素、析出強化元素加以有效利用。從上述觀點出發，優選添加的W為0. 002%以上，更優選為0. 005%以上。但是，其添加量過多會導致YP升高，因此，優選添加的W為0. 15%以下。Zr :0.1% 以下
Zr也同樣可以作為淬透性元素、析出強化元素加以有效利用。從上述觀點出發，優選添加的Zr為0. 002%以上，更優選為0. 005%以上。但是，其添加量過多會導致YP升高，因此，優選添加的Zr為0. 1%以下。下述Cu、Ni、Ca、Ce、La及Mg中的至少一種Cu :0. 5% 以下Cu可稍稍提高耐腐蝕性，因此，從提高耐腐蝕性的觀點出發，優選添加Cu。而且，Cu是將廢金屬作為原料有效利用時摻入的元素，通過容許摻入Cu，可以將回收材料作為原材料有效利用，削減製造成本。從提高耐腐蝕性的觀點出發，優選添加的Cu為0. 01 %以上，更優選為0. 03%以上。但是，其含量過多會成為表面缺陷的原因，因此，優選使Cu為0. 5%以下。Ni :0. 5% 以下Ni也是具有提高耐腐蝕性的作用的元素。而且，Ni具有減輕在含有Cu時易產生的表面缺陷的作用。因此，從提高耐腐蝕性的同時改善表面質量的觀點出發，優選添加的Ni為0.01%以上，更優選為0.02%以上。但是，Ni的添加量如果過多，加熱爐內的氧化皮生成將不均勻而成為表面缺陷的原因，同時成本將顯著增加。因此,使Ni為0.5%以下。Ca :0. 01% 以下Ca具有以CaS的形式固定鋼中的S、以及增加腐蝕生成物中的pH來提高卷邊加工部和點焊部周邊的耐腐蝕性的作用。而且，由於CaS的生成，抑制了使延伸凸緣成形性降低的MnS的生成，具有提高延伸凸緣成形性的作用。從上述觀點出發，優選添加的Ca為0. 0005%以上。但是，在鋼水中，Ca容易以氧化物的形式漂浮分離，難以使其在鋼中大量殘餘。因此，使Ca的含量為0.01%以下。
Ce :0. 01% 以下為了固定鋼中的S，提高延伸凸緣成形性及耐腐蝕性，也可以添加Ce。從上述觀點出發，優選添加的Ce為0. 0005%以上。但是，由於Ce是昂貴的元素,大量添加會導致成本增加。因此，優選添加的Ce為0.01%以下。La :0. 01% 以下為了固定鋼中的S，提高延伸凸緣成形性及耐腐蝕性，也可以添加La。從上述觀點出發，優選添加的La為0. 0005%以上。但是，由於La是昂貴的元素,大量添加會導致成本增加。因此，優選添加的La為0.01%以下。Mg :0. 01% 以下從使氧化物微細分散、而使組織均勻化的觀點出發，可以添加Mg。從上述觀點出發，優選添加的Mg為0.0005%以上。但是，其含量多會使表面質量變差，因此，優選添加的Mg為0. 01%以下。下述Sn及Sb中的至少一種Sn :0. 2% 以下從抑制鋼板表面的氮化、氧化、或由氧化產生的鋼板表層數十微米區域的脫碳和脫B的觀點出發，優選添加Sn。由此，可改善疲勞特性、耐時效性、表面質量等。從抑制氮化和氧化的觀點出發，優選添加的Sn為0. 002%以上，更優選為0. 005%以上，但是，超過0. 2%會導致YP升高、韌性變差，因此，優選含有的Sn為0. 2%以下。Sb :0. 2% 以下與Sn相同，從抑制鋼板表面的氮化、氧化，或由氧化產生的鋼板表層數十微米區域的脫碳、脫B的觀點出發，優選添加Sb。通過抑制這種氮化和氧化，可防止在鋼板表層馬氏體生成量的減少、防止由B減少所導致的淬透性降低，改善疲勞特性和耐時效性。而且，可以提高熱鍍鋅的潤溼性，從而提高鍍層的外觀質量。從抑制氮化和氧化的觀點出發，優選添加的Sb為0. 002%以上，更優選為0. 005%以上，但是，超過0. 2%會導致YP升高、韌性變差，因此，優選含有的Sb為0. 2%以下。2)組織本發明的鋼板組織主要由鐵素體、馬氏體、微量的殘餘Y、珠光體、貝氏體構成，此外還含有微量的碳化物。首先，對這些組織形態的測定方法進行說明。將鋼板的L截面(與軋制方向平行的垂直截面)研磨後，用硝酸乙醇腐蝕，在鋼板1/4厚度位置用SEM在4000倍的倍率下觀察10個視野，將拍攝的組織照片進行圖像分析，測定第二相的面積率，據此求出第二相的體積率。即，本發明的鋼板在軋制方向、軋制直角方向上的組織形態的差別較小，在任意方向上測定的第二相的面積率均為大致相同的值，因此，此處將在L截面上測定的第二相的面積率作為第二相的體積率。在組織照片中，鐵素體為稍黑色反差的區域，將碳化物呈層狀或點陣狀生成的區域作為珠光體或貝氏體，帶有白色反差的粒子作為馬氏體或殘餘Y。對於馬氏體和殘餘Y的體積率而言，可以通過測定該白色反差區域的面積率來求出。需要說明的是，對於在SEM照片上觀察到的直徑0. 4 y m以下的微細的點狀粒子而言，通過TEM觀察主要是碳化物，而且，它們的面積率非常少，因此認為其對材料性質幾乎沒有影響，因此，從體積率的評價中排除粒徑為0.4 以下的粒子，以含有主要是馬氏體並含有微量殘餘Y的白色反差的粒子、及作為珠光體和貝氏體的層狀或點陣狀的碳化物的組織為對象，求出體積率。第二相的體積率表示這些組織的總量。在這種第二相粒子中，將與3條以上的鐵素體晶界相接的粒子作為存在於鐵素體晶界三相點的第二相粒子，求出其 體積率。需要說明的是，第二相之間鄰接存在的情況下，兩者的接觸部分如果與晶界具有相同寬度則分別計數，比晶界的寬度寬的情況，即以某種寬度接觸的情況下，作為一個粒子計數。利用以Co為目標的K a X射線源，在鋼板1/4厚度的位置進行X射線衍射，得到a的{200} {211} {220}面、y的{200} {220} {311}面的積分強度比，由此求出殘餘Y的體積率。通過從利用上述SEM觀察求出的馬氏體及殘餘Y的體積率中，減去利用X射線衍射求出的殘餘Y的體積率，由此求出馬氏體的體積率。第二相的體積率2 12%為了得到低YP，需要使第二相的體積率在2%以上。但是，第二相的體積率超過12%時，YP升高的同時延伸凸緣成形性變差。因此，使第二相的體積率在2 12%的範圍內。進而，為了得到低YP和優良的延伸凸緣成形性，優選使第二相的體積率為10%以下，更優選使其為8%以下，進一步優選使其為6%以下。馬氏體的體積率1 10%為了得到低YP，需要使馬氏體的體積率在1%以上。但是，馬氏體的體積率超過10%時，YP升高的同時延伸凸緣成形性變差。因此，使馬氏體的體積率在I 10%的範圍內。進而，為了得到低YP和優良的延伸凸緣成形性，優選使馬氏體的體積率為8%以下，更優選使其為6%以下。殘餘Y的體積率0 5%本發明中，可以含有0 5%的殘餘Y。即，本發明中，鋼的成分組成得以優化，並且CGL中的加熱速度、冷卻速度、480°C以下的保持時間得以優化，因此，殘餘Y主要在晶界三相點粗大地生成。而且，與馬氏體和貝氏體相比，殘餘Y更加軟質，也沒有形成於馬氏體周圍的淬火應變。因此可知，在該鋼中形成的殘餘Y的體積率在5%以下時，幾乎無助於YP的升高。但是，殘餘Y的體積率超過5%時，YP稍稍升高的同時延伸凸緣成形性變差。因此，使殘餘Y的體積率在0 5%的範圍內。從提高延伸凸緣成形性的觀點出發，優選使殘餘Y的體積率為4%以下，更優選使其為3%以下。馬氏體及殘餘Y的體積率相對於第二相體積率的比率70%以上在退火後實施緩冷卻的CGL的熱滯後中，如果不對[Mneq]進行優化，微細的珠光體與馬氏體鄰接生成而使延伸凸緣成形性顯著變差，同時貝氏體生成而使YP升高。為了充分抑制珠光體及貝氏體來同時確保低YP和優良的延伸凸緣成形性，需要使馬氏體及殘餘Y的體積率相對於第二相體積率的比率需要在70%以上。第二相體積率中存在於晶界三相點的第二相的體積率的比率50%以上為了在確保優良的延伸凸緣成形性的同時充分降低YP，除需要控制第二相的種類和體積率之外，還需要優化第二相的存在位置。即，即使是第二相體積率相同、馬氏體及殘餘Y相對於第二相的體積率的比率相同的鋼板，第二相微細且不均勻地生成的鋼板的YP較高。而且，第二相不均勻地生成時，延伸凸緣成形性降低。與此相反，發現對於第二相主要均勻、粗大地分散在晶界三相點的鋼板而言，維持高延 伸凸緣成形性的同時YP得以降低。此外，還發現為了得到這樣的低YP和高延伸凸緣成形性，優選將第二相體積率中存在於晶界三相點的第二相的體積率的比率控制在50 %以上。即，作為第二相的存在位置，可以考慮鐵素體粒內、鐵素體晶界中的任意一處，但第二相通常選擇在能量上穩定的鐵素體晶界處生成。通常，第二相中80%以上在鐵素體晶界處析出。因此，第二相易在鐵素體晶界上連接生成，並且不均勻地分散。另一方面，通過優化鋼組成和退火條件，在鐵素體晶界中也可以使第二相分散在晶界的三相點。這種情況下，第二相均勻地分散。通過這樣控制組織形態，可以使第二相粗大地分散的同時減少第二相之間的連接處，並且可以在降低YP的同時維持高延時凸緣成形性。對於YP降低的原因尚未明確，但認為是通過第二相均勻、粗大地分散，充分確保馬氏體晶粒之間的間隔，從而在初期的馬氏體周圍的變形容易產生。因此，使第二相體積率中存在於晶界三相點的第二相的體積率的比率在50%以上。上述組織形態可以通過優化Mn、Mo、Cr、P、B等的組成範圍、並且優化退火時的加熱速度等而得到。3)製造條件本發明的鋼板可根據下述方法製造，如上所述，將具有如上所限定的成分組成的鋼坯進行熱軋及冷軋後，在連續熱鍍鋅線(CGL)中，以低於5. (TC /sec的平均加熱速度在680 750°C的溫度範圍內進行加熱，再以750°C以上且830°C以下的退火溫度進行退火，以從所述退火溫度開始直至浸潰到鍍鋅浴時為止的平均冷卻速度為2 30°C /sec、並且使480°C以下的溫度範圍的保持時間為30sec以下的方式進行冷卻，然後浸潰到鍍鋅浴中進行鍍鋅，鍍鋅後以5 100°C /秒的平均冷卻速度冷卻至300°C以下，或鍍鋅後進一步實施鍍層的合金化處理，合金化處理後以5 100°C /秒的平均冷卻速度冷卻至300°C以下。熱軋將鋼坯進行熱軋時，可以採用將鋼坯加熱後進行軋制的方法、將連鑄後的鋼坯並不進行加熱而是直接進行軋制的方法、對連鑄後的鋼坯實施短時間加熱處理後再進行軋制的方法等來進行。熱軋可以根據常規方法實施，例如，可以使鋼坯加熱溫度為1100 1300°C、使終軋溫度為Ar3相變點 Ar3相變點+150°C、使卷取溫度為400 720°C。從降低r值的面內各向異性的觀點、提高BH的觀點出發，優選使熱軋後的冷卻速度為20°C /秒以上，優選使卷取溫度為600°C以下。為了得到用於外板的美觀的鍍層表面質量，優選使鋼坯加熱溫度為1250°C以下，為了除去在鋼板表面生成的一次、二次氧化皮，優選充分進行除氧化皮，使終軋溫度為900°C以下。
冷軋在冷軋中，可以使軋制率為50 85%。從提高r值來提高深拉深性的觀點出發，優選使軋制率為65 73%，從降低r值及YP的面內各向異性的觀點出發，優選使軋制率為70 85%。CGL 對冷軋後的鋼板，在CGL中實施退火和鍍層處理，或在鍍層處理後進一步實施合金化處理。為了得到用於同時具備低YP和優良的延伸凸緣成形性的期望的組織形態，退火時的加熱速度是必須加以控制的重要製造條件。圖5示 出了鋼在退火時680 750°C的平均加熱速度與YP、擴孔率之間的關係，所述鋼含有C :0. 028%, Si :0. 01%, Mn :1. 73%, P 0. 030%,Cr :0. 15%,sol. Al :0. 06%,B :0. 0013%。需要說明的是，對於加熱速度以外的樣品製作條件，採用與之前(圖1、2的情況)相同的條件。退火時的加熱速度低於5°C /秒時，第二相均勻、粗大地分散，並且YP顯著降低。而且，此時擴孔率維持在較高的值。即，通過優化加熱速度，可同時具備低YP和高延伸凸緣成形性。退火時680 750°C範圍中的加熱速度對YP產生顯著的影響，是由於在該溫度範圍內再結晶和a — y相變同時進行，如果加熱速度快，再結晶未充分完成就直接進行a — Y相變，Y在未再結晶晶粒的界面大量生成，冷卻後第二相微細分散。由此，使退火時680 750°C的平均加熱速度低於5°C /秒。使退火溫度為750°C以上且830°C以下。在低於750°C時，碳化物的固溶不充分，將不能穩定地確保第二相的體積率。超過830°C時，易生成珠光體和貝氏體，殘餘Y的生成量會過多，因而將不能得到充分低的YP。對於均熱時間而言，在通常的連續退火中實施的750°C以上的溫度範圍內優選為20秒以上且200秒以下，更優選為40秒以上且200秒以下。均熱後，以從退火溫度開始直至浸潰到通常保持在450 500°C的鍍鋅浴時為止的平均冷卻速度為2 30°C /秒，並且使該冷卻過程中480°C以下的溫度範圍的保持時間為30秒以下的方式進行冷卻。通過將冷卻速度控制在2°C /秒以上，可抑制在500 650°C的溫度範圍內生成珠光體，得到優良的延伸凸緣成形性。而且，通過使冷卻速度為30°C/秒以下，可以抑制貝氏體或殘餘Y的生成量過量，同時降低在晶界三相點以外生成的第二相的體積率，從而將YP抑制在較低水平。而且，通過將480°C以下的溫度範圍內的保持時間控制在30秒以下，可以抑制微細的貝氏體、微細的殘餘Y、微細的馬氏體在晶界三相點以外的位置生成，從而將YP抑制在較低水平。然後，浸潰到鍍鋅浴中進行鍍鋅，但也可以根據需要，通過進一步在470 650°C的溫度範圍內保持40秒以內來實施合金化處理。對於現有的未對[Mneq]進行優化的鋼板而言，通過實施所述合金化處理，材料性質顯著變差，但對於本發明的鋼板而言，YP升高較小，可以得到良好的材料性質。鍍鋅後、或合金化處理的情況下進行合金化處理後，以平均冷卻速度5 100°C /秒的冷卻速度冷卻至300°C以下。如果冷卻速度比5°C /秒慢，則在550°C左右生成珠光體，並且在400°C 450°C溫度範圍內生成貝氏體，從而使YP升高。而且，如果冷卻終止溫度超過300°C，則馬氏體的回火顯著進行，從而使YP升高。另一方面，如果冷卻速度比100°C /秒大，則連續冷卻中產生的馬氏體的自回火會將變得不充分，馬氏體過度硬質化，從而延伸凸緣成形性降低。對於低於300°C的溫度範圍的冷卻速度並沒有特別規定，但是若以現有的退火設備的冷卻線長度和冷卻方式中可採用的0. I 1000°C /s的通常範圍內的冷卻速度進行冷卻，能夠得到期望的特性。在存在可進行回火平整處理的設備的情況下，從低YP化的觀點出發，也可以在300°C以下的溫度下實施30秒 10分鐘的過時效處理。從表面粗糙度的調整、板形狀的平坦化等使衝壓成形性穩定的觀點出發，可以對所得到的鍍鋅鋼板實施表皮光軋。這種情況下，從低YP化、高El化的觀點出發，優選使表皮伸長率為0. I 0. 6 。實施例將表I及表2中所示的鋼編號A AL的鋼熔煉後 ，連鑄成230mm厚的鋼坯。
權利要求
1.一種高強度熱鍍鋅鋼板，其特徵在於，作為鋼的成分組成，以質量％計，含有C:大於0. 015%且小於0. 10%, Si :0. 5%以下、Mn :1. 0%以上且I. 9%以下、P :0. 015%以上且0.050% 以下、S :0. 03% 以下、sol. Al :0. 01% 以上且 0. 5% 以下、N :0. 005% 以下、Cr :小於 0. 40%, B :0. 005% 以下、Mo :小於 0. 15%, V :0. 4% 以下、Ti :小於 0. 020%，而且滿足2. 2≤[Mneq]≤ 3. I 及[% Mn]+3. 3 [% Mo] ≤ I. 9, ([% Mn]+3. 3 [% Mo]) / (I. 3 [% Cr]+8[%P1+150B*) < 3. 5，餘量由鐵及不可避免的雜質組成，作為鋼的組織，具有鐵素體和第二相，第二相的體積率為2 12%，且第二相包含體積率為I 10%的馬氏體和體積率為0 5%的殘餘Y，而且第二相中馬氏體及殘餘Y的體積率的比率為70%以上，第二相體積率中存在於晶界三相點的第二相的體積率的比率為50%以上，其中，[Mneq]、B* 由下述式表示[Mneq] = [ % Mn] +1. 3 [ % Cr] +8 [ % P] +150B*+2 [ %V]+3. 3[% Mo]、B* = [% B] + [% Ti]/48X10. 8X0. 9+[% Al]/27X 10. 8X0. 025，[% Mn]、[% Cr]、[% P]、[% B]、[% Ti]、[% Al]、[% V]、[% Mo]分別表示 Mn、Cr、P、B、Ti、sol.Al、V、Mo 的含量，當[% B] = 0 時設 B* = 0, B* ^ 0.0022 時，設 B* = 0.0022。
2.根據權利要求I所述的高強度熱鍍鋅鋼板，其特徵在於，滿足([%Mn]+3.3[%Mo])/(l. 3[% Cr]+8[% P]+150B*) < 2. 8。
3.根據權利要求I或2所述的高強度熱鍍鋅鋼板，其特徵在於，以質量％計，進一步含有Nb :小於0. 02%、W :0. 15%以下及Zr :0. I %以下中的至少一種。
4.根據權利要求I 3中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板，其特徵在於，以質量％計，進一步含有 Cu :0. 5% 以下、Ni :0. 5% 以下、Ca :0. 01% 以下、Ce :0. 01% 以下、La :0. 01% 以下及Mg :0. 01%以下中的至少一種。
5.根據權利要求I 4中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板，其特徵在於，以質量％計，進一步含有Sn :0. 2%以下及Sb :0. 2%以下中的至少一種。
6.一種高強度熱鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於，對具有權利要求I 5中任一項所述成分組成的鋼坯進行熱軋及冷軋，然後，在連續熱鍍鋅線CGL中，在680 750°C的範圍內以低於5. (TC /秒的平均加熱速度進行加熱，然後在750°C以上且830°C以下的退火溫度下進行退火，以從所述退火溫度開始至浸潰到鍍鋅浴中時為止的平均冷卻速度為2 30°C/秒、並且使480°C以下的溫度範圍的保持時間為30秒以下的方式進行冷卻，然後浸潰到鍍鋅浴中進行鍍鋅，鍍鋅後以5 100°C /秒的平均冷卻速度冷卻至300°C以下，或者鍍鋅後進一步實施鍍層的合金化處理，合金化處理後以5 100°C /秒的平均冷卻速度冷卻至300°C以下。
全文摘要
提供一種具有低YP、良好的延伸凸緣性和優良的耐腐蝕性的高強度熱鍍鋅鋼板及其製造方法。以質量％計，含有C超過0.015％且低於0.10％、Si0.5％以下、Mn1.0％以上且1.9％以下、P0.015％以上且0.050％以下、S0.03％以下、sol.Al0.01％以上且0.5％以下、N0.005％以下、Cr低於0.40％、B0.005％以下、Mo低於0.15％、V0.4％以下、Ti低於0.020％，並且滿足2.2≤[Mneq]≤3.1、[％Mn]+3.3[％Mo]≤1.9及([％Mn]+3.3[％Mo])/(1.3[％Cr]+8[％P]+150B*)＜3.5。鋼組織具有鐵素體和第二相，第二相的體積率為2～12％，並且第二相包含體積率為1～10％的馬氏體和體積率為0～5％的殘餘γ。
文檔編號C23C2/02GK102803543SQ201080028558
公開日2012年11月28日 申請日期2010年6月25日 優先權日2009年6月26日
發明者小野義彥, 高橋健二, 奧田金晴, 平章一郎, 櫻井理孝, 伏脅祐介 申請人:傑富意鋼鐵株式會社