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CN102301027B - 高强度热镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

高强度热镀锌钢板及其制造方法 Download PDF

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CN102301027B CN201080006419.8A CN201080006419A CN102301027B CN 102301027 B CN102301027 B CN 102301027B CN 201080006419 A CN201080006419 A CN 201080006419A CN 102301027 B CN102301027 B CN 102301027B
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JFE Steel Corp
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Abstract

本发明提供高强度热镀锌钢板及其制造方法，所述高强度热镀锌钢板不需要大量添加Mo或Cr等高价元素和特殊的CGL热历史，且具有低YP、高BH、优良的耐时效性、优良的耐腐蚀性。其以质量％计，含有C：超过0.015％且低于0.100％、Si：0.3％以下、Mn：低于1.90％、P：0.015％以上且0.05％以下、S：0.03％以下、sol.Al：0.01％以上且0.5％以下、N：0.005％以下、Cr：低于0.30％、B：0.0003％以上且0.005％以下和Ti：低于0.014％，并且满足2.2≤[Mneq]≤3.1及0.42≤8[％P]+150B*≤0.73。作为其钢组织，具有铁素体和第二相，第二相的面积率为3～15％，马氏体及残余γ的面积率相对于第二相面积率的比率超过70％，第二相面积率中存在于晶界三相点处的第二相的面积率的比率为50％以上。

Description

高强度热镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及在汽车、家电等中经过压制成形工序而使用的压制成形用高强度热镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
以往，TS：340MPa级的BH钢板(烧结硬化型钢板，以下仅称为340BH)应用于发动机罩、车门、后行李箱盖、后车门、汽车挡泥板等要求耐冲击性的汽车外板面板中。340BH是在C：低于0.01％(％为质量％，以下相同)的极低碳钢中通过添加Nb、Ti等形成碳氮化物的元素来控制固溶C量、并通过Mn、P进行固溶强化的铁素体单相钢。近年来，车身轻量化要求进一步提高，正在进行的研究为：使这些应用了340BH的外板面板进一步高强度化从而使钢板薄壁化；或者，在相同板厚下削减R/F(加固：内侧的增强部件)、进而使烧结涂装工序低温化、短时间化等。
但是，通过在以往的340BH中进一步大量地添加Mn、P来实现高强度化时，由于屈服应力(YP)的增加，压制成形品的耐表面应变性显著变差。在此，表面应变是指，容易在车门的把手部的外周等处产生的压制成形面的微小的皱纹、波纹状的花纹。表面应变会显著损害汽车的外观品质，因此，对于应用到外板面板中的钢板而言，在要求提高压制品的强度的同时，还要求压制成形前的屈服应力具有与现有的340BH接近的低YP。
另一方面，为了在保持低屈服应力的同时提高压制成形及烧结涂装后的强度，需要使压制时的加工硬化(WH)、压制后的烧结硬化(BH)增加。其中，为了不依赖于压制成形时受到的应变量而稳定地确保高耐冲击性，优选使BH增加。但是，使BH增加时，产生耐时效性的变差。特别是近年来由于车辆生产基地的全球化，不仅在北美或东北亚地区，在东南亚、南美、印度等面板用钢板的需求也正在增加，从而进一步要求耐时效性的提高。例如，在赤道附近地区使用钢板的情况下，考虑到运输工序或在当地仓库中的保管时期，由于钢板要在40～50℃下暴露2～5个月，因此，若为以往的铁素体单相钢，则耐时效性不充分，在压制后的外板设计面产生皱纹状花纹。这样，近年来，即使保持高BH，作为钢板特性也要求具有比以往的钢更优良的耐时效性。
另外，汽车用的钢板也要求优良的耐腐蚀性。例如，在车门、发动机罩、后行李箱盖等部件中，外板面板为了与内部接合，其凸缘部通过边缘加工而弯曲。或者，实施点焊。由于该边缘加工部或点焊周围部的钢板之间进行密合且电沉积涂装时的化学转化被膜难以附着，因此容易生锈。特别是在容易积存水而长时间曝露于湿润环境中的发动机罩前方的角落部和车门下部的角落部中，屡屡产生由锈引起的穿孔。因此，外板面板用的钢板要求优良的耐腐蚀性。特别是近年来车身制造商正在进行使车身的防锈性能提高且使耐穿孔寿命扩大到以往的10年至12年的研究，可见，钢板具备充分的耐腐蚀性是必不可少的。
出于上述背景，例如，在专利文献1中公开的方法为，通过使含有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并形成主要由铁素体和马氏体构成的复合组织，得到兼具低屈服应力(YP)、高烧结硬化(BH)的合金化镀锌钢板的方法。
另外，专利文献2中公开的方法为，通过在含有C：高于0.01％且低于0.03％、Mn：0.5～2.5％、B：0.0025％以下的钢中添加0.02～1.5％的Mo并且控制sol.Al、N、B、Mn量使得sol.Al≥9.7×N、B≥1.5×104×(Mn2+1)从而得到由铁素体和低温相变生成相构成的组织，由此得到烧结硬化性和常温耐时效性这两者均优良的热镀锌钢板的方法。
专利文献3中公开的方法为，通过在对含有C：0.005％以上且低于0.04％、Mn：0.5～3.0％的钢板进行热轧的过程中在轧制结束后2秒以内以70℃/秒以上的冷却速度冷却到650℃以下，由此得到耐时效性优良的钢板。
专利文献4中公开的方法为，通过在含有C：0.02～0.08％、Mn：1.0～2.5％、P：0.05％以下、Cr：高于0.2％且1.5％以下的钢中使Cr/Al为30以上，由此得到具有低屈服比、高BH、优良的常温耐时效性的钢板的方法。
专利文献5中公开的方法为，通过在含有C：0.005～0.04％、Mn：1.0～2.0％、Cr：0.2～1.0％的钢中将Mn+1.29Cr控制在2.1～2.8的同时较多地添加Cr，由此得到YP低且BH高的热镀锌钢板的方法。
专利文献6中公开的方法为，通过将含有C：0.01％以上且低于0.040％、Mn：0.3～1.6％、Cr：0.5％以下、Mo：0.5％以下的钢进行退火然后以3～20℃/秒的冷却速度冷却到550～750℃的温度并以100℃/秒以上的冷却速度冷却到200℃以下的温度，由此得到烧结硬化性优良的钢板的方法。
专利文献1：日本特公昭62-40405号公报
专利文献2：日本特开2005-8904号公报
专利文献3：日本特开2005-29867号公报
专利文献4：日本特开2008-19502号公报
专利文献5：日本特开2007-211338号公报
专利文献6：日本特开2006-233294号公报
发明内容
但是，上述专利文献1～5所述的钢板，均以铁素体和马氏体为主体的复合组织钢作为钢板的组织，具有这样的组织的钢，若为大量添加有作为高价元素的Mo或Cr的钢，则与以往的固溶强化型的钢板相比具有充分低的YP和充分高的BH，但是，若为Mo、Cr的添加量少的钢，则很难得到兼具充分低的YP和充分高的BH的钢。例如，现有钢中，若为添加有0.2％以上的Mo或0.30％以上的Cr的钢，则TS：440MPa级的钢板可以得到约250MPa或其以下的低YP和约50MPa或其以上的高BH，但是，若为Mo或Cr少的钢板，则或者YP高，或者BH低。
另外，上述专利文献所述的现有钢，耐时效性也未必充分。例如，假设在赤道附近的地区使用钢板，将专利文献3所述的钢板在50℃下保持3个月后评价有无显现时效后的屈服点增长(YPE1)，但是不一定显示出良好的结果。这可以认为是由于，专利文献3所述的时效条件为100℃下10～15小时，该时效条件若换算为50℃，则至多0.8～1.2个月，因此上述的时效条件并不充分。另外，专利文献3所述的方法在热轧后需要特殊的急冷，因此，也很难在不具有特别的急冷设备的通常的轧制线中应用。另外，如专利文献2所记载的，现有技术中为了提高耐时效性，添加约0.2％的大量Mo的技术很多，这样的钢的制造成本显著高。
另外，同样地对于上述的专利文献1～6所述的钢板，考察了模拟发动机罩或车门的边缘加工部的钢板形状的耐腐蚀性，结果可知，其中多数钢的耐腐蚀性未必充分，其中的几种钢与现有钢相比耐腐蚀性显著差。
另外，关于专利文献6所述的方法，由于需要在退火后进行急冷，因此能够在不实施镀敷处理的连续退火线(CAL)中应用，但是，很难在现有的连续热镀锌线(CGL)中应用，所述现有的连续热镀锌线，在退火后的冷却中浸渍到保持在450～500℃的镀锌浴中实施镀敷处理。
本发明是为了解决这样的问题而完成的，其目的在于，提供不需要大量添加Mo或Cr等高价元素、或者不需要特殊的CGL热历史而具有低YP、高BH、优良的耐时效性、优良的耐腐蚀性的高强度热镀锌钢板及其制造方法。
本发明人以现有的屈服强度低的复合组织钢板为对象，对于在改善耐腐蚀性的同时不使用高价元素并且同时确保低YP、高BH和良好的耐时效性的方法进行了广泛深入的研究，得到了以下的结论。
(I)为了在保持低强度的同时确保淬透性，现有的复合组织钢板中较大量添加有Cr，但是，边缘加工部的耐腐蚀性由于Cr的添加而显著变差。因此，为了确保与340BH同等以上的耐腐蚀性，需要使Cr含量降低至低于0.30％。
(II)为了将YP或屈服比(YR)抑制得较低并确保良好的耐时效性，需要提高Mn当量而抑制珠光体的生成，从而控制为由铁素体和主要为马氏体的第二相构成的复合组织，并同时确保第二相的面积率为3％以上。
(III)从确保耐腐蚀性的观点出发，为了在降低Cr的同时确保充分的Mn当量，例如需要有效地利用Mn，但是，大量添加Mn时，铁素体晶粒伸展从而粒度分布变得不均匀，并且马氏体显著微小化，导致YP的增加。与此相对，B(硼)或P(磷)改善淬透性的效果显著，并且具有使铁素体晶粒均匀、粗大地多边形化的作用、和使第二相均匀地分散在铁素体晶界的三相点处的作用。具体而言，B具有很强的使铁素体晶粒均匀、粗大化的作用，P具有很强的使马氏体均匀分散的作用。因此，通过在规定的范围内复合添加P和B，并且将Mn的添加量抑制到规定范围内，由此可以同时得到均匀、粗大的铁素体晶粒和均匀分散的马氏体晶粒，并且即使降低了Cr或Mo的成分钢也可以得到低YP。
(IV)Mn的大量添加，由于固溶C的减少和第二相的不均匀分散化而使BH显著变差。另一方面，通添加P和B本身，具有增加BH的效果。因此，通过在规定量以上添加P和B并削减Mn的添加量，BH显著增加。因此，通过控制Mn当量并且将P、B、Mn控制在特定范围内，可以同时得到低YP和高BH。
(V)有效利用P和B而提高Mn当量的本发明钢，在热轧后的冷却过程中铁素体相变延迟，因此无需实施特殊的急冷而通过实施适度的急冷和在规定的温度范围内实施卷取处理，热轧组织成为微小的铁素体和微小的珠光体、或贝氏体，冷轧、退火后的组织均匀化，BH进一步提高。
这样，通过使Cr降低至低于0.30％，同时提高Mn当量，复合地以规定量添加P和B并将Mn的添加量控制在规定范围内，进而将热轧后的冷却速度优化，能够得到兼具优良的耐腐蚀性、低YP、高BH和良好的耐时效性的钢。而且，由于不使用Mo或Cr这样的高价元素，因此，可以廉价地制造，且不需要特殊的热历史。
本发明基于以上的见解而完成，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：超过0.015％且低于0.100％、Si：0.3％以下、Mn：低于1.90％、P：0.015％以上且0.05％以下、S：0.03％以下、sol.Al：0.01％以上且0.5％以下、N：0.005％以下、Cr：低于0.30％、B：0.0003％以上且0.005％以下和Ti：低于0.014％，并且满足2.2≤[Mneq]≤3.1及0.42≤8[％P]+150B*≤0.73，余量由铁及不可避免的杂质构成；作为钢的组织，具有铁素体和第二相，第二相的面积率为3～15％，马氏体及残余γ的面积率相对于第二相面积率的比率超过70％，第二相面积率中存在于晶界三相点处的第二相的面积率的比率为50％以上。
在此，[Mneq]＝[％Mn]+1.3[％Cr]+8[％P]+150B*，B*＝[％B]+[％Ti]/48×10.8×0.9+[％Al]/27×10.8×0.025，[％Mn]、[％Cr]、[％P]、[％B]、[％Ti]、[％Al]表示Mn、Cr、P、B、Ti、sol.Al的各自的含量，B*≥0.0022时，B*＝0.0022。
本发明的高强度热镀锌钢板，优选Mo：0.1％以下。
本发明的高强度热镀锌钢板，优选满足0.48≤8[％P]+150B*≤0.73。
另外，以质量％计，优选含有V：0.4％以下、Nb：0.015％以下、W：0.15％以下、Zr：0.1％以下、Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Sn：0.2％以下、Sb：0.2％以下、Ca：0.01％以下、Ce：0.01％以下、La：0.01％以下中的至少1种。
本发明的高强度热镀锌钢板，通过高强度热镀锌钢板的制造方法制造，该方法的特征在于，将具有上述成分组成的钢坯进行热轧和冷轧，然后在连续热镀锌线(即CGL)中，在高于740℃且低于840℃的退火温度下进行退火，在从所述退火温度到浸渍到镀锌浴中之前以2～30℃/秒的平均冷却速度进行冷却，然后浸渍到镀锌浴中进行镀锌，镀锌后以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却到100℃以下，或者，镀锌后进一步实施镀层的合金化处理并在合金化处理后以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却到100℃以下。
本发明的高强度热镀锌钢板的制造方法，优选热轧后以20℃/秒以上的平均冷却速度冷却到640℃以下，然后在400～620℃下进行卷取。
发明效果
根据本发明，能够在无需特殊的CGL热历史的情况下以低成本制造耐腐蚀性优良、YP低、BH高、并且耐时效性也优良的高强度热镀锌钢板。本发明的高强度热镀锌钢板，由于兼具优良的耐腐蚀性、优良的耐表面应变性、优良的耐冲击性、优良的耐时效性，因此能够实现汽车部件的高强度化、薄壁化。
附图说明
图1是表示YP与8P+150B*的关系的图(P表示[％P])。
图2是表示BH与8P+150B*的关系的图(P表示[％P])。
图3是表示YP与P量的关系的图。
图4是表示BH与P量的关系的图。
图5是表示YP、BH与Mn、8P+150B*的关系的图(P表示[％P])。
图6是表示热轧后到640℃为止的平均冷却速度与BH的关系的图。
具体实施方式
以下详细地说明本发明。另外，表示成分的量的％，只要无特别说明则表示质量％。
1)钢的成分组成
Cr：低于0.30％
Cr在本发明中是需要严格控制的重要元素。即，以往，出于降低YP、提高BH的目的而积极有效地利用Cr，但是Cr不仅是高价的元素，而且已明确得知其大量添加时使边缘加工部的耐腐蚀性显著变差。即，对以现有的YP低的复合组织钢制作的车门外板、发动机罩外板部件在湿润环境下的耐腐蚀性进行了评价，结果发现其为边缘加工部的穿孔寿命比现有钢减少1～4年的钢板。而且，已明确这样的耐腐蚀性变差在Cr的含量为0.30％以上时发生，并在0.40％以上时显著发生。因此，为了确保充分的耐腐蚀性，需要使Cr的含量低于0.30％。从以下所示的使[Mneq]优化的观点出发，Cr为可以任意添加的元素，且没有下限规定(包含Cr：0％)，但是从低YP化的观点出发，Cr优选添加0.02％以上，更优选添加0.05％以上。
[Mneq]：2.2以上且3.1以下
为了在确保高BH的同时确保低YP和优良的耐时效性，需要使钢组织为由铁素体和主要为马氏体的相构成的复合组织。现有钢中常见YP或YR未充分降低的钢板或耐时效性不充分的钢板，对其原因进行考察，结果表明，在这样的钢板中，作为第二相，除马氏体和少量的残余γ外，还生成有珠光体、贝氏体。该珠光体微小，为约1μm～约2μm，且邻接马氏体生成，因此在光学显微镜下难以与马氏体相区别，可以通过使用SEM以3000倍以上的倍率观察而进行识别。例如，对现有的0.03％C-1.5％Mn-0.5％Cr钢的组织进行详细考察时，通过在光学显微镜下的观察、或以约1000倍的倍率的使用SEM的观察，仅能识别粗大的珠光体，从而能测定珠光体或贝氏体的面积率相对于第二相的面积率为约10％，但通过4000倍的SEM观察进行详细考察时，珠光体或贝氏体相对于第二相的面积率所占的比例为30～40％。通过抑制这样的珠光体或贝氏体，能在确保高BH的同时得到低YP。
为了使这样的微小的珠光体或贝氏体在退火后在实施缓慢冷却的CGL热历史中充分降低，对各种元素的淬透性进行了考察。结果发现，除到目前为止作为淬透性元素而广知的Mn、Cr、B外，P也具有大的提高淬透性的效果。另外可知，B与Ti或Al复合添加时，提高淬透性的效果显著增加，但在规定量以上添加时淬透性的提高效果饱和，因此它们的效果如下式以Mn当量式的形式表示。
[Mneq]＝[％Mn]+1.3[％Cr]+8[％P]+150B*
B*＝[％B]+[％Ti]/48×10.8×0.9+[％Al]/27×10.8×0.025
其中，[％B]＝0时，B*＝0；B*≥0.0022时，B*＝0.0022。
在此，[％Mn]、[％Cr]、[％P]、[％B]、[％Ti]、[％Al]表示Mn、Cr、P、B、Ti、sol.Al的各自的含量。
B*是表示通过添加B、Ti、Al使固溶B残留而提高淬透性的效果的指标，不添加B的钢，不能得到添加B带来的效果，因此B*＝0。另外，B*为0.0022以上时，B带来的淬透性的提高效果饱和，因此B*为0.0022。
通过使该[Mneq]为2.2以上，在退火后实施缓慢冷却的CGL热历史中，珠光体或贝氏体也被充分抑制。因此，为了在降低YP的同时得到优良的耐时效性，需要使[Mneq]为2.2以上。另外，从低YP化的观点出发，[Mneq]优选为2.3以上，更优选2.4以上。[Mneq]超过3.1时，Mn、Cr、P的添加量过多，难以同时确保充分的低YP、高BH、优良的耐腐蚀性。因此，将[Mneq]设为3.1以下。
Mn：低于1.90％
如上所述，为了进行低YP化的同时进行高BH化，至少需要进行[Mneq]的优化，但是仅此是不充分的，还需要将Mn量和后述的P、B的含量控制在规定范围内。即，添加Mn的目的在于，提高淬透性并增加第二相中的马氏体的比率。但是，其含量过多时，退火过程中α→γ相变温度降低，在刚再结晶后的微小的铁素体晶界、或者再结晶过程中的再生粒子的界面处生成γ晶粒，因此，铁素体晶粒展伸而变得不均匀，并且第二相微小化从而YP上升。同时，Mn的添加，由于使Fe-C状态图的Al线向低温、低C侧移动，因而具有使铁素体中的固溶C减少、并且使第二相不均匀地分散的作用，因此使BH显著降低。
因此，为了同时得到低YP和高BH，需要使Mn量低于1.90％。为了进一步实现低YP化且高BH化，优选使Mn量为1.8％以下。另外，为了发挥这样的Mn的效果，优选添加超过1.0％的Mn。
P：0.015％以上且0.05％以下
P在本发明中是用于实现低YP化和高BH化的重要元素。即，P通过与后述的B组合使用并在规定范围内含有，能够以低制造成本同时实现低YP化、高BH化和良好的耐时效性，并且能够确保优良的耐腐蚀性。
P以往作为固溶强化元素而被有效利用，从低YP化的观点出发，还是期望降低其含量。但是，如上所述，已知P即使是微量添加，也具有显著的提高淬透性的效果。另外，已知P具有在铁素体晶界的三相点处使第二相均匀且粗大分散的效果、和使BH稍微增加的效果。因此，对有效利用P的淬透性提高效果而实现低YP化、高BH化的方法进行了广泛深入的研究。结果发现，通过在保持规定的[Mneq]的同时用P置换Mn，能够使第二相极其均匀地分散，从而在YP降低的同时BH大幅提高。
而且，P是使耐腐蚀性稍微改善的元素，因此通过用P代替Cr，能够在保持良好的材质的同时使耐腐蚀性提高。为了得到这样的添加P而带来的效果，P至少需要添加0.015％以上，优选添加0.02％以上。
但是，在添加超过0.05％的P时，提高淬透性的效果、以及组织的均匀化、粗大化效果达到饱和，且固溶强化量变得过大，从而不能得到低YP。另外，BH的增加效果也变小。另外，在添加超过0.05％的P时，钢基与镀层的合金化反应显著延迟从而耐粉化性变差。另外，焊接性也变差。因此，将P量设为0.05％以下。
B：0.0003％以上且0.005％以下
B具有使铁素体晶粒均匀、粗大化的作用、使淬透性提高的作用、和使BH增加的作用。因此，通过在确保规定量的[Mneq]的同时用B置换Mn，能实现低YP化和高BH化。通过组合使用具有使马氏体在晶界处生成的作用的P和具有使铁素体晶粒均匀粗大化的作用的B，能够得到由均匀粗大的铁素体晶粒和在其晶界三相点处均匀分散的马氏体构成的钢组织，并且能显著实现YP的降低、BH的提高。为了得到这样的B添加的效果，B至少需要为0.0003％以上。为了进一步发挥添加B所带来的低YP化的效果，B优选添加0.0005％以上，进一步优选添加超过0.0010％。但是，添加超过0.005％的B时，铸造性、轧制性显著降低。因此，将B设为0.005％以下。从确保铸造性、轧制性的观点出发，优选添加0.004％以下的B。
0.42≤8[％P]+150B*≤0.73
为了同时实现低YP化和高BH化，除P、B、Mn的各自的含量以外，还需要将P和B*的加权当量式控制在规定范围内而进行优化。因此，首先，考察了使[Mneq]一定并添加P和B时的机械特性的变化。供试钢的化学成分为C：0.027％、Si：0.01％、Mn：1.5～2.2％、P：0.004～0.05％、S：0.003％、sol.Al：0.05％、Cr：0.20％、N：0.003％、B：0.0005～0.0018％，并以[Mneq]在2.5至2.6的范围内大致一定的方式使Mn的添加量和P、B的添加量保持平衡，将这样得到的钢进行真空熔化。另外，作为比较，将如下成分钢一起熔化：P：0.01％、B：不添加、Mn：2.2％、Cr：0.20％的Mn为主体的成分钢；P：0.01％、B：不添加、Mn：1.6％、Cr：0.65％的添加了Cr的成分钢；和P：0.01％、B：0.001％、Mn：1.6％、Cr：不添加、Mo：0.2％的添加了Mo的成分钢。另外，Mn为主体的成分钢和Cr为主体的成分钢，与P、B添加钢同样，将[Mneq]调节至2.5～2.6。
从所得到的钢锭上切出27mm厚的钢坯，加热至1200℃后在850℃的终轧温度下热轧至2.8mm，轧制后立即进行喷水冷却，并在570℃下实施1小时的卷取处理。将得到的热轧板以73％的轧制率冷轧至0.75mm。对得到的冷轧板实施780℃×40秒的退火，以7℃/秒的平均冷却速度从退火温度开始进行冷却，浸渍到460℃的镀锌浴中实施热镀锌处理，然后，为了对镀层进行合金化处理而在510℃下保持15秒，然后以25℃/秒的冷却速度冷却到100℃以下的温度范围，并以0.2％的伸长率实施表面光轧。
从得到的钢板上裁取JIS 5号拉伸试验片，实施拉伸试验(根据JISZ2241)。另外，测定赋予2％的预应变后的应力、与赋予2％的预应变并进而在170℃下实施20分钟与烧结涂装工序相当的热处理后的上屈服应力的差，将其作为BH。
将得到的结果示于图1及图2。在此，◆表示在B：0.0005～0.0010％的B添加量比较少的成分钢中添加P而得到的钢的机械特性，◇表示在B：0.0013～0.0018％的B添加量比较多的成分钢中添加P而得到的钢的机械特性。另外，×表示Mn为主体的成分钢的机械特性、○表示Cr为主体的成分钢的机械特性、●表示添加了Mo的钢的机械特性。由此，8[％P]+150B*为0.42以上，YP降低，同时BH显著增加。另外，8[％P]+150B*为0.48以上时，在保持低YP的同时能得到更高的BH。此时的YP显示出比Mn为主体的钢和添加了Mo的钢低、且与添加了Cr的钢接近的低值。另外，此时的BH显示出比Mn为主体的钢大幅提高、且与Cr添加钢和Mo添加钢同等或以上的值。另外，图3、图4示出了上述的B：0.0013～0.0018％的B添加量比较多的成分钢(B*在0.0019～0.0022内大致一定的钢)、和用于比较而示出的Mn为主体的成分钢、Cr为主体的成分钢、添加了Mo的成分钢的、YP与P量、BH与P量的关系。试样的制作方法与图1、图2的方法相同。由此可知，通过在B添加钢中添加P而削减Mn，能够保持低YP并得到高BH。另外可知，为了得到这样的效果，P至少需要为0.015％以上。另外，上述的钢均具有TS≥440MPa的强度。
因此，为了进一步明确适当的Mn量和8[％P]+150B*的范围，考察了使Mn和P、B的组成大幅改变的钢的机械特性。并且，Mn、P、B以外的化学成分及试样的制作方法与上述相同。将得到的结果示于图5。图中，将YP＜215MPa且BH≥60MPa的钢板以●表示，将215MPa≤YP≤220MPa且BH≥60MPa的钢板以△表示，将YP≤220MPa且55MPa≤BH＜60MPa的钢板以○表示。另外，将不满足上述特性的YP＞220MPa或BH＜55MPa的钢板以◆表示。
由此可知，满足[Mneq]为2.2以上、Mn量低于1.90％且0.42≤8[％P]+150B*≤0.73时，能够同时得到低YP和高BH。另外，满足0.48≤8[％P]+150B*时，能够得到更高的BH。另外，通过使[Mneq]为2.3以上且8[％P]+150B*为0.70以下，能够得到更低的YP和更高的BH。这样的钢板具有以铁素体为主且包含马氏体的组织，且珠光体和贝氏体的生成量降低。另外，铁素体晶粒均匀、粗大，且马氏体主要在铁素体晶粒的三相点处均匀分散。但是，8[％P]+150B*超过0.73时，P的添加量需要超过0.05％，因此，虽然组织均匀化，但是P的固溶强化变得过大，从而不能得到充分低的YP。
由于以上的情况，8[％P]+150B*为0.42以上且0.73以下，优选0.48以上且0.73以下，进一步优选0.48以上且0.70以下。
C：超过0.015％且低于0.100％
C是用于确保规定量的第二相的面积率的必要元素。C量过少时，不能确保充分的第二相的面积率，不能得到充分的耐时效性和低YP。为了得到与现有钢同等以上的耐时效性，需要使C超过0.015％。从进一步提高耐时效性且进一步降低YP的观点出发，优选使C为0.02％以上。另一方面，C量为0.100％以上时，第二相的面积率过多，YP增加且BH也降低。另外，焊接性也变差。因此，将C量设为低于0.100％。为了在得到更低的YP的同时得到高的BH，优选使C量低于0.060％，进一步优选低于0.040％。
Si：0.3％以下
Si通过微量添加而具有在热轧中延迟锈皮生成而改善表面品质的效果、在镀浴中或合金化处理中使钢基与锌的合金化反应适度延迟的效果、使钢板的微观组织更均匀、粗大化的效果等，因此，从这样的观点出发可以添加。但是，Si的添加量超过0.3％时，镀层外观品质变差，难以应用于外板面板，并且导致YP的上升，因此，将Si量设为0.3％以下。从进一步提高表面品质并降低YP的观点出发，优选使Si低于0.2％。Si为能够任意添加的元素，其下限没有规定(包含Si：0％)，但是从上述的观点出发，Si优选添加0.01％以上，进一步优选添加0.02％以上。
S：0.03％以下
S在适量含有时具有使钢板的一次锈皮的剥离性提高、使镀层外观品质提高的作用，因此可以含有。但是，S的含量多时，钢中析出的MnS过多，使钢板的拉伸性、拉伸凸缘性等延展性降低，并使压制成形性降低。另外，在热轧钢坯时容易使热轧性降低，并且容易产生表面缺陷。另外，使耐腐蚀性稍微降低。因此，将S量设为0.03％以下。从使延展性和耐腐蚀性提高的观点出发，优选使S为0.02％以下，更优选为0.01％以下，进一步优选为0.002％以下。
sol.Al：0.01％以上且0.5％以下
Al是为了固定N而促进B的淬透性提高效果、使耐时效性提高、降低夹杂物而使表面品质提高而添加的。Al的提高淬透性的效果在不添加B的钢中小，为Mn的约0.1倍～约0.2倍，但是，在添加了B的钢中，由于具有将N以AlN的形式固定从而使固溶B残留的效果，即使是少量的sol.Al的添加量，提高淬透性的效果也大。反之，若sol.Al的含量未进行优化，则不能得到B的提高淬透性的效果，固溶N残留，耐时效性也变差。从使B的淬透性提高效果和耐时效性提高的观点出发，将sol.Al的含量设为0.01％以上。为了进一步发挥这样的效果，优选使sol.Al的含量为0.015％以上，进一步优选0.04％以上。另一方面，sol.Al的添加量超过0.5％时，使固溶B残留的效果和使耐时效性提高的效果饱和，徒劳地造成成本增加。另外，使铸造性变差，从而使表面品质变差。因此，将sol.Al设为0.5％以下。从确保优良的表面品质的观点出发，优选使sol.Al低于0.2％。
N：0.005％以下
N是在钢中形成BN、AlN、TiN等氮化物的元素，由于形成BN，具有使B的效果消失的弊端。另外，形成微小的AlN而使晶粒生长性降低，导致YP的上升。另外，固溶N残留时，耐时效性变差。从这样的观点出发，必须对N进行严格控制。N含量超过0.005％时，不能充分得到B的淬透性提高效果，YP上升。另外，这样的成分钢，耐时效性变差，在外板面板中的应用性不充分。因此，将N的含量设为0.005％以下。从有效地利用B并且减少AlN的析出量从而进一步降低YP的观点出发，优选使N为0.004％以下。
Mo：0.1％以下
从使淬透性提高而抑制珠光体的生成、进行低YR化、或在保持良好的耐时效性的同时使BH提高的观点出发，可以添加Mo。但是，Mo是极高价的元素，因此，其添加量多时，导致显著的成本增加。另外，Mo的添加量增加时，YP增加。因此，添加Mo的情况下，从YP的降低及低成本化的观点出发，将Mo的添加量限定为0.1％以下(包含Mo：0％)。从进一步低YP化的观点出发，优选为0.05％以下，进一步优选不添加Mo(0.02％以下)。
Ti：低于0.014％
Ti具有固定N而提高B的淬透性的效果、使耐时效性提高的效果和使铸造性提高的效果，为了辅助性地得到这样的效果，Ti是可以任选添加的元素。但是，其含量变多时，具有在钢中形成TiC、Ti(C、N)等微小的析出物从而使YP显著上升、并且在退火后的冷却中生成TiC从而使BH减少的作用，因此，在添加的情况下，需要将Ti的含量控制到适当范围内。Ti的含量为0.014％以上时，YP显著增加且BH显著降低。因此，将Ti的含量设为低于0.014％(包含Ti：0％)。为了通过TiN的析出而固定N，从而发挥B的淬透性提高效果，优选使Ti的含量为0.002％以上，为了抑制TiC的析出从而得到低YP和高BH，优选使Ti的含量低于0.010％。
余量为铁及不可避免的杂质，但是也可以含有规定量的以下元素。
V：0.4％以下
V是使淬透性提高的元素，使镀层品质和耐腐蚀性变差的作用小，因此，可以代替Mn和Cr进行有效利用。从上述的观点出发，优选添加0.005％以上的V，进一步优选添加0.03％以上的V。但是，添加量超过0.4％时，造成显著的成本增加，因此，优选添加0.4％以下的V。
Nb：0.015％以下
Nb具有使组织细粒化、并使NbC、Nb(C、N)析出而强化钢板的作用、以及通过细粒化使BH增加的作用，因此，从高强度化、高BH化的观点出发，可以添加。从上述的观点出发，优选添加0.003％以上的Nb，进一步优选添加0.005％以上的Nb。但是，添加量超过0.015％时，YP显著上升，因此，优选添加0.015％以下的Nb。
W：0.15％以下
W可以作为淬透性元素、析出强化元素而有效利用。从上述的观点出发，W优选添加0.01％以上，进一步优选添加0.03％以上。但是，其添加量过多时，导致YP的上升，因此W优选添加0.15％以下。
Zr：0.1％以下
Zr同样也可以作为淬透性元素、析出强化元素有效利用。从上述的观点出发，Zr优选添加0.01％以上，，进一步优选添加0.03％以上。但是，其添加量过多时，导致YP的上升，因此Zr优选添加0.1％以下。
Cu：0.5％以下
Cu使耐腐蚀性稍微提高，因此从提高耐腐蚀性的观点出发优选添加。另外，Cu是将废钢作为原料有效利用时混入的元素，通过允许Cu的混入，能够将再生材料作为原料材料有效利用，从而能够削减制造成本。从上述的观点出发，Cu优选添加0.02％以上，另外，从进一步提高耐腐蚀性的观点出发，Cu优选添加0.03％以上。但是，其含量过多时，成为表面缺陷的原因，因此优选使Cu为0.5％以下。
Ni：0.5％以下
Ni也是具有提高耐腐蚀性的作用的元素。另外，Ni在含有Cu的情况下，具有降低容易产生的表面缺陷的作用。因此，从上述的观点出发，Ni优选添加0.01％以上，从使耐腐蚀性提高的同时改善表面品质的观点出发，Ni进一步优选添加0.02％以上。但是，Ni的添加量过多时，加热炉内的锈皮生成变得不均匀而成为表面缺陷的原因，并且显著增大成本。因此，将Ni设为0.5％以下。
Sn：0.2％以下
从对钢板表面的氮化、氧化、或钢板表层由于氧化产生的数十微米区域的脱碳、脱B进行抑制的观点出发，优选添加Sn。由此，可以改善疲劳特性、耐时效性、表面品质等。从抑制氮化、氧化观点出发，Sn优选添加0.005％以上，超过0.2％时，导致YP的上升、韧性的变差，因此，Sn优选含有0.2％以下。
Sb：0.2％以下
Sb也与Sn同样，从对钢板表面的氮化、氧化、或钢板表层由于氧化产生的数十微米区域的脱碳、脱B进行抑制的观点出发，优选添加。通过抑制这样的氮化或氧化，能够防止钢板表层中马氏体的生成量减少。通过防止B的减少导致的淬透性的降低，能够改善疲劳特性和耐时效性。另外，能够提高热镀锌层的润湿性，从而使镀层外观品质提高。从抑制氮化或氧化的观点出发，Sb优选添加0.005％以上。超过0.2％时，导致YP的上升、韧性的变差，因此Sb优选含有0.2％以下。
Ca：0.01％以下
Ca具有将钢中的S以CaS形式固定，并且使腐蚀性生物中的pH增加，从而使边缘加工部和点焊部周围的耐腐蚀性提高的作用。另外，通过CaS的生成，抑制使拉伸凸缘性降低的MnS的生成，从而具有使拉伸凸缘性提高的作用。从这样的观点出发，Ca优选添加0.0005％以上。但是，Ca在钢水中容易以氧化物的形式上浮分离，从而难以在钢中大量残留。因此，将Ca的含量设为0.01％以下。
Ce：0.01％以下
Ce也可以以固定钢中的S为目的而添加。但是，由于是高价的元素，因此大量添加时，成本增加。因此，从上述的观点出发，Ce优选添加0.0005％以上，并且Ce优选添加0.01％以下。
La：0.01％以下
La也可以以固定钢中的S为目的而添加。从上述的观点出发，La优选添加0.0005％以上。但是，由于是高价的元素，因此大量添加时，成本增加。因此，La优选添加0.01％以下。
2)组织
本发明的钢板组织主要由铁素体、马氏体、微量的残余γ、珠光体、贝氏体构成，另外包含微量的碳化物。首先对这些组织形态的测定方法进行说明。
第二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，使用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，并使用SEM以4000倍的倍率观察10个视野，对拍摄的组织照片进行图像分析，从而求出第二相的面积率。组织照片中，铁素体为稍黑的对照物的区域，将碳化物以线状或点列状生成的区域作为珠光体及贝氏体，将带有白色对照物的粒子作为马氏体或残余γ。另外，SEM照片上看到的直径0.4μm以下的微小的点状粒子通过TEM观察主要为碳化物，另外，它们的面积率非常小，因此，认为对材质几乎没有影响，在此，对于粒径0.4μm以下的粒子不进行面积率或平均粒径的评价，而以含有主要作为马氏体的含有微量的残余γ的白色对照物的粒子、和作为珠光体及贝氏体的线或点列状的碳化物的组织为对象求出面积率。第二相的面积率表示这些组织的总量。另外，残余γ的体积率在此没有特别规定，例如，可以通过使用以Co为靶的X射线源、利用X射线衍射的α的{200}{211}{220}面、γ的{200}{220}{311}面的积分强度比求出。本发明钢中材料组织的各向异性极其小，因此，残余γ的体积率和面积率大致相等。将这样的第二相粒子中与三个以上的铁素体晶界邻接的粒子作为存在于铁素体晶界的三相点处的第二相粒子，求出其面积率。另外，在第二相之间邻接存在的情况下，两者的接触部分一旦达到与晶界相同的宽度，则分别计数，在比晶界的宽度更宽的情况下，以一定宽度接触时作为一个粒子进行计数。
第二相的面积率：3～15％
为了在确保优良的耐时效性的同时得到低YP，需要使第二相的面积率为3％以上。若第二相比率低于3％，则虽然能够得到高BH，但是耐时效性变差，YP上升。另外，第二相的面积率超过15％时，YP上升且BH降低。因此，将第二相的面积率设为3～15％的范围。为了在得到更高的BH的同时得到更低的YP，第二相的面积率优选为10％以下，更优选为7％以下。
马氏体及残余γ的面积率相对于第二相面积的比率：超过70％
在退火后实施缓慢冷却的CGL的热历史中，若[Mneq]未优化，则与马氏体邻接地生成微小的珠光体或贝氏体，产生YP的上升、耐时效性的变差、BH的降低。通过优化[Mneq]抑制珠光体或贝氏体的生成，使马氏体及残余γ的面积率相对于第二相面积率的比率超过70％，由此，即使是本发明中规定范围的少量的第二相比率，也能够确保充分的耐时效性。另外，为了赋予低YP和高BH，需要使马氏体及残余γ的面积率相对于第二相面积率的比率超过70％。
第二相面积率中存在于晶界三相点处的第二相的面积率的比率：50％以上
为了得到低YP和高BH，需要将第二相比率和马氏体及残余γ相对于第二相的面积率控制在上述的范围内，但这样并不充分，还需要优化第二相的存在位置。即，具有相同的第二相比率、相同的马氏体及残余γ相对于第二相的面积率的比率的钢板，第二相微小且第二相不均匀地生成的钢板的YP高。与此相对，发现第二相主要在晶界三相点处均匀、粗大地分散的钢板，YP低并且BH高。另外发现，为了得到这样的低YP和高BH，只要将第二相面积率中存在于晶界三相点处的第二相的面积率的比率控制在50％以上即可。因此，将第二相面积率中存在于晶界三相点处的第二相的面积率的比率设为50％以上。
其理由尚不明确，但推测如下。即，通过TEM观察各种钢板的下部组织时发现，第二相微小且不均匀地生成的钢板，马氏体不仅在铁素体晶粒的晶界三相点处、而且也在三相点以外的特定的晶界上不均匀地以点列状分散，散布于马氏体之间的间隔狭小的区域。已明确得知，在马氏体的周围进行淬火时产生的位错大量被导入，但是马氏体以点列状密集生成时，马氏体周围的导入了位错的区域相互重叠。认为由铁素体和马氏体构成的复合组织钢中，屈服自马氏体周围产生，如果马氏体之间密集分布，则这样的从马氏体周围产生的来自初期的低应力的变形受到妨碍，YP变高。认为在第二相均匀地存在于晶界的三相点处的钢板中，马氏体相互间具有充分大的间隔而分散，从这样的马氏体的周围产生的塑性变形容易开始。另外，虽然原因不明，但是在第二相均匀分散的钢板中，在2％的预应变和在170℃下实施20分钟的热处理后的变形中，看到明显的屈服点现象，即上屈服点和下屈服点明显地产生的现象，BH变高。
这样的组织形态可以通过添加P或B、在热轧后的冷却过程实施规定范围的急冷、进行低温卷取来得到。
3)制造条件
本发明的钢板，如上所述，可以通过以下的制造方法制造：将具有如上限定的成分组成的钢坯进行热轧和冷轧，然后在连续热镀锌线(CGL)中，在高于740℃且低于840℃的退火温度下进行退火，从所述退火温度以2～30℃/秒的平均冷却速度冷却后，浸渍到镀锌浴中进行镀锌，镀锌后以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却到100℃以下，或在镀锌后进一步实施镀层的合金化处理，在合金化处理后以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却到100℃以下。
热轧
热轧钢坯可以通过以下方法进行：将钢坯加热后轧制的方法；将连续铸造后的钢坯不经过加热而直接轧制的方法；对连续铸造后的钢坯实施短时间加热处理而进行轧制的方法等。热轧根据常规方法实施即可，例如，钢坯加热温度为1100～1300℃、终轧温度为Ar3相变点～Ar3相变点+150℃、卷取温度为400～720℃即可。
本发明钢中，复合添加有P和B，热轧后的γ→α、珠光体、贝氏体相变显著延迟，因此，通过将热轧条件控制到以下所示的范围内，能够得到更高的BH。
将含有C：0.024％、Si：0.01％、Mn：1.55％、P：0.035％、S：0.003％、sol.Al：0.05％、Cr：0.20％、N：0.003％、B：0.0018％的钢(Mneq：2.4、8P+150B*：0.59、本发明钢)，和含有C：0.024％、Si：0.01％、Mn：1.85％、P：0.01％、S：0.003％、sol.Al：0.05％、Cr：不添加、N：0.003％、B：0.0008％(Mneq：2.1、8P+150B*：0.29、比较钢)的钢真空熔化，对BH与热轧后的冷却速度的关系进行考察。将本发明钢制成试样时，使热轧后到640℃为止的平均冷却速度在2℃/秒～90℃/秒的范围内变化。其它的制造条件、BH的测定方法与先前相同。将其结果示于图6。
由图6可知，与比较钢相比，本发明钢的BH高，且在热轧中的冷却速度为20℃/秒以上时显示出特别高的BH。另外，冷却速度为70℃/秒以上时显示出更高的BH。比较钢为了使BH增加而需要非常大的冷却速度，但是提高了Mn当量且有效利用了B的本发明钢，即使是适度的急冷也能够得到使BH增加的效果。这是因为，现有钢为了使粗大的珠光体消失而需要非常大的冷却速度，但是添加了B且提高了Mn当量的本发明钢，在20℃/秒以上的冷却速度下粗大的珠光体消失而成为微小的珠光体，在70℃/秒以上的冷却速度下成为贝氏体为主体的组织。结果，退火后的第二相在晶界三相点处更均匀地分散，并且铁素体晶粒也均匀化，从而BH提高。这样的冷却速度的控制需要在640℃以下的温度范围内进行。这是因为，在更高的温度下停止急冷时，在其后的缓慢冷却时会生成粗大的珠光体。另外，优选将卷取温度设为400～620℃的范围。这是因为，卷取温度高时，同样在卷取后的长时间保持时会生成粗大的珠光体。因此，本发明钢中，优选在热轧后以20℃/秒以上的平均冷却速度冷却到640℃以下的温度，然后在400～620℃下进行卷取。
为了得到外板用的美丽的镀层表面品质，优选钢坯加热温度为1250℃以下，为了除去在钢板表面生成的一次、二次锈皮，优选充分进行除鳞且使终轧温度为900℃以下。另外，按照常规方法制造包含C、Mn、P的本发明钢时，轧制直角方向的r值变高，轧制45度方向的r值变低。即，产生Δr为+0.3～0.4。另外，轧制45度方向的YP(YPD)与轧制方向的YP(YPL)或轧制直角方向的YP(YPC)相比，高5～15MPa。从降低r值和YP的面内各向异性的观点出发，优选热轧后的平均冷却速度为20℃/秒以上，或终轧温度为830℃以下。由此，能够将Δr抑制到0.2以下、将YPD-YPC抑制到5MPa以下，从而能够有效地抑制车门的把手周围的表面应变。通过使热轧后的平均冷却速度为70℃/秒以上，能够将Δr抑制到0.15以下，因此，优选将热轧后的冷却速度控制在该范围内。
冷轧
冷轧中，使轧制率为50～85％即可。从使r值提高从而使深拉性提高的观点出发，优选使轧制率为65～73％，从降低r值和YP的面内各向异性的观点出发，优选使轧制率为70～85％。
CGL
对于冷轧后的钢板，在CGL中实施退火和镀敷处理、或者在镀敷处理后进一步实施合金化处理。退火温度设为高于740℃且低于840℃。740℃以下时，碳化物的固溶不充分，不能稳定确保第二相的面积率。840℃以上时，不能得到足够低的YP。在通常的连续退火中实施的高于740℃的温度范围内，均热时间为20秒以上即可，更优选为40秒以上。
均热后，以2～30℃/秒的平均冷却速度从退火温度冷却到通常保持在450～500℃的镀锌浴的温度。冷却速度低于2℃/秒时，在500～650℃的温度范围内，珠光体大量生成，不能得到充分低的YP。另一方面，冷却速度大于30℃/秒时，在镀浴中浸渍前后的500℃附近，γ→α相变显著进行，第二相微小化并且存在于晶界三相点处的第二相的面积率变少，YP上升。
然后，浸渍到镀锌浴中进行镀锌，根据需要也可以通过进一步在470～650℃的温度范围内保持30秒以内来实施合金化处理。现有的[Mneq]未优化的钢板，通过实施这样的合金化处理，材质显著变差，但是本发明的钢板，YP的上升小，能够得到良好材质。
在镀锌后进行合金化处理的情况下，合金化处理后以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却到100℃以下。冷却速度低于5℃/秒时，在550℃附近生成珠光体，另外，在400℃～450℃的温度范围内生成贝氏体，从而使YP上升。另一方面，冷却速度大于100℃/秒时，连续冷却中产生的马氏体的自回火不充分，马氏体变得过于硬质化，从而YP上升并且延展性降低。在具有能够进行回火调质处理的设备的情况下，从低YP化的观点出发，也可以在300℃以下的温度下实施30秒～10分钟的过时效处理。
从使表面粗糙度的调整、板形状的平坦化等压制成形性稳定化的观点出发，可以对所得到的镀锌钢板实施平整轧制。此时，从低YP、高E1化的观点出发，优选平整伸长率为0.2～0.6％。
实施例
将表1及表2所示的钢编号A～A0的钢熔炼后，连续铸造为230mm厚的钢坯。
Figure BPA00001409216200261
Figure BPA00001409216200271
将该钢坯加热到1180～1250℃后，以820～890℃范围的终轧温度实施热轧。然后，如表3及表4所示，以15～80℃/秒的平均冷却速度冷却到640℃以下，并以卷取温度CT：400～650℃进行卷取。对所得到的热轧板以70～77％的轧制率实施冷轧，得到板厚0.75mm的冷轧板。
将所得到的冷轧板在CGL中、在如表3及表4所示的退火温度AT下退火40秒，以从退火温度AT开始至镀浴温度为止的平均冷却速度为表3及表4所示的一次冷却速度进行冷却，浸渍到热镀锌浴中进行镀锌。镀锌后不进行合金化处理时，镀锌后以从镀浴温度开始到100℃为止的平均冷却速度达到表3及表4所示的二次冷却速度的方式冷却到100℃以下；镀锌后进行合金化处理时，合金化处理后以从合金化温度开始到100℃为止的平均冷却速度达到表3及表4所示的二次冷却速度的方式冷却到100℃以下。镀锌在浴温：460℃、浴中Al：0.13％的条件下进行，合金化处理如下进行：镀浴浸渍后以15℃/秒的平均加热速度加热到480～540℃，并以镀层中Fe含量达到9～12％的范围内的方式保持10～25秒。以镀层附着量为单侧45g/m2的方式使两面附着。对所得到的热镀锌钢板实施伸长率为0.2％的表面光轧，并裁取试样。
对于所得到的试样，以如先前所述的方法，考察了第二相的面积率、马氏体及残余γ的面积率相对于第二相面积率的比率(第二相中的马氏体及残余γ的比率)、第二相中存在于晶界三相点处的第二相的面积率的比率(第二相中的存在于晶界三相点处的第二相的比率)。另外，通过SEM观察将钢组织按种类进行分离，以先前所述的利用X射线衍射的方法测定残余γ的体积率。另外，从与轧制方向成直角的方向裁取JIS5号试验片，实施拉伸试验(根据JIS Z2241)，并对YP、TS、YR(＝YP/TS)、E1进行评价。
对与上述相同的试验片赋予伸长率为2％的预应变，然后在170℃下实施20分钟的热处理。将赋予2％的预应变后的应力与在170℃下实施20分钟热处理后的YP的差作为BH。另外，对在50℃下保持3个月后的机械特性同样地进行考察，并用YPE1的产生量评价耐时效性。
另外，使用模拟边缘加工部、点焊部周围的构造体对各钢板的耐腐蚀性进行评价。即，将两片所得到的钢板重叠并进行点焊，使钢板之间达到密合的状态，进一步实施模拟实车中的涂装工序的化学转化处理、电沉积涂装，然后在SAE J2334腐蚀循环条件下进行腐蚀试验。电沉积涂装膜厚设为20μm。对于经过90个循环后的腐蚀试样，除去腐蚀生成物，求出板厚比预先测定的原板厚的减少量，将其作为腐蚀减量。
将结果示于表3及表4。
Figure BPA00001409216200311
本发明例的钢板，与现有的Cr添加钢相比，腐蚀减量显著降低，并且与大量添加了Mn的钢或添加了Mo的钢相比为相同TS水平的钢，具有低的YP和高的BH。即，现有的大量添加了Cr的钢AF、AG，腐蚀减量大，为0.45～0.75mm。与此相对，本发明钢的腐蚀减量为0.25～0.37mm，大幅降低。另外，虽然表中没有记载，但是对于现有的340BH(0.002％C-0.01％Si-0.4％Mn-0.05％P-0.008％S-0.04％Cr-0.06％sol.Al-0.0018％N-0.0008％B钢)，也一起进行了耐腐蚀性的评价，结果腐蚀减量为0.32～0.37mm。因此可知，本发明钢具有与现有钢大致同等的耐腐蚀性。其中，Cr量低且大量添加了P的钢E和钢I、进而除降低Cr、大量添加P以外还复合添加了Cu、Ni的钢R、添加了Ca的钢V等，耐腐蚀性特别良好。
这样在降低Cr来提高耐腐蚀性的同时控制Mn当量、并抑制Mn的大量添加而将8P+150B*控制在规定范围内的钢，能够抑制珠光体、贝氏体的生成，并且存在于晶界三相点处的第二相的比率高，在保持低YP的同时能够得到高BH。例如，钢A、B、C、D、E均在保持220MPa以下的低YP的同时得到了55MPa以上的高BH。特别是钢A、B、C、D、E，按照该顺序，抑制Mn的添加量的同时使8P+150B*增加，第二相中的存在于晶界三相点处的第二相的比率增加，在保持低YP的同时BH显著增加。另外，由钢F、H可知，P添加了0.015％以上、B添加了0.0003％以上的钢能够得到这样的特性。由钢C、I、J可知，通过使[Mneq]≥2.2，能够得到低YP，通过使[Mneq]≥2.3，能够得到更低的YP，通过使[Mneq]≥2.4，能够得到进一步低的YP。
另外，这些钢，通过使热轧后的冷却速度为20℃/秒以上、更优选70℃/秒以上，第二相中的存在于晶界三相点处的第二相的比率增加，BH进一步增加。另外，本发明范围的成分钢，只要退火温度、一次冷却速度、二次冷却速度在规定范围内，则能够得到规定的组织形态，从而得到良好的材质。
另外，使C量依次增加的钢K、L、M、N，与没有控制Mn、8P+150B*的现有钢相比，在同一强度水平时，也具有低的YP和高的BH。
另外，将第二相比率控制在规定范围内并降低了珠光体、贝氏体的比率的本发明钢，在50℃下保持3个月后的YPEl的产生量为0.3％以下，耐时效性均优良。
另外，控制了第二相的面积率、马氏体及残余γ相对于第二相的总面积率的比率、第二相的分散形态的本发明钢，也兼具高的E1。
与此相对，8P+150B*未优化的钢X、Y，YP高且BH低。过量添加了P的钢AC，虽然BH高，但是YP也高。大量添加了Mo的钢AH，YP高。Ti、C、N、[Mneq]未优化的钢AI、AJ、AK、AL，YP均高。另外，钢AJ、AK、AL的耐时效性也不充分。
产业上的可利用性
根据本发明，能够以低成本制造耐腐蚀性优良、YP低且BH高、并且耐时效性也优良的高强度热镀锌钢板。本发明的高强度热镀锌钢板，兼具优良的耐腐蚀性、优良的耐表面应变性、优良的耐冲击性、优良的耐时效性，因此，能够实现汽车部件的高强度化、薄壁化。

Claims (16)

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：超过0.015%且低于0.100%、Si：0.3%以下、Mn：超过1.0%且低于1.90%、P：0.015%以上且0.05%以下、S：0.03%以下、sol.Al：0.01%以上且0.5%以下、N：0.005%以下、Cr：低于0.30%、B：0.0003%以上且0.005%以下和Ti：低于0.014%，并且满足2.2≤[Mneq]≤3.1及0.42≤8[%P]+150B*≤0.73，余量由铁及不可避免的杂质构成；
作为钢的组织，具有铁素体和第二相，第二相的面积率为3～15%，马氏体及残余γ的面积率相对于第二相面积率的比率超过70%，第二相面积率中存在于晶界三相点处的第二相的面积率的比率为50%以上，
在此，[Mneq]=[%Mn]+1.3[%Cr]+8[%P]+150B*，B*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%Al]/27×10.8×0.025，[%Mn]、[%Cr]、[%P]、[%B]、[%Ti]、[%Al]表示Mn、Cr、P、B、Ti、sol.Al的各自的含量，B*≥0.0022时，B*=0.0022。
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0.48≤8[%P]+150B*≤0.73。
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，以质量%计还含有V：0.4%以下、Nb：0.015%以下、W：0.15%以下、Zr：0.1%以下、Cu：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下、Ca：0.01%以下、Ce：0.01%以下、La：0.01%以下中的至少一种。
4.一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：超过0.015%且低于0.100%、Si：0.3%以下、Mn：超过1.0%且低于1.90%、P：0.015%以上且0.05%以下、S：0.03%以下、sol.Al：0.01%以上且0.5%以下、N：0.005%以下、Cr：低于0.30%、B：0.0003%以上且0.005%以下、Mo：0.1%以下和Ti：低于0.014%，并且满足2.2≤[Mneq]≤3.1及0.42≤8[%P]+150B*≤0.73，余量由铁及不可避免的杂质构成；
作为钢的组织，具有铁素体和第二相，第二相的面积率为3～15%，马氏体及残余γ的面积率相对于第二相面积率的比率超过70%，第二相面积率中存在于晶界三相点处的第二相的面积率的比率为50%以上，
在此，[Mneq]=[%Mn]+1.3[%Cr]+8[%P]+150B*，B*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%Al]/27×10.8×0.025，[%Mn]、[%Cr]、[%P]、[%B]、[%Ti]、[%Al]表示Mn、Cr、P、B、Ti、sol.Al的各自的含量，B*≥0.0022时，B*=0.0022。
5.如权利要求4所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，满足0.48≤8[%P]+150B*≤0.73。
6.如权利要求4或5所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量%计还含有V：0.4%以下、Nb：0.015%以下、W：0.15%以下、Zr：0.1%以下、Cu：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下、Ca：0.01%以下、Ce：0.01%以下、La：0.01%以下中的至少一种。
7.一种高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将钢坯进行热轧和冷轧，然后在连续热镀锌线即CGL中，在高于740℃且低于840℃的退火温度下进行退火，在从所述退火温度到浸渍到镀锌浴中之前以2～30℃/秒的平均冷却速度进行冷却，然后浸渍到镀锌浴中进行镀锌，镀锌后以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却至100℃以下，或者，镀锌后进一步实施镀层的合金化处理并在合金化处理后以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却至100℃以下，
所述钢坯的成分组成，以质量%计，含有C：超过0.015%且低于0.100%、Si：0.3%以下、Mn：超过1.0%且低于1.90%、P：0.015%以上且0.05%以下、S：0.03%以下、sol.Al：0.01%以上且0.5%以下、N：0.005%以下、Cr：低于0.30%、B：0.0003%以上且0.005%以下和Ti：低于0.014%，并且满足2.2≤[Mneq]≤3.1及0.42≤8[%P]+150B*≤0.73，余量由铁及不可避免的杂质构成，
在此，[Mneq]=[%Mn]+1.3[%Cr]+8[%P]+150B*，B*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%Al]/27×10.8×0.025，[%Mn]、[%Cr]、[%P]、[%B]、[%Ti]、[%Al]表示Mn、Cr、P、B、Ti、sol.Al的各自的含量，B*≥0.0022时，B*=0.0022。
8.如权利要求7所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，进行热轧时，在热轧后以20℃/秒以上的平均冷却速度冷却至640℃以下，然后在400～620℃下卷取。
9.如权利要求7或8所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述钢坯的成分组成，满足0.48≤8[%P]+150B*≤0.73。
10.如权利要求7或8所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述钢坯的成分组成，以质量%计还含有V：0.4%以下、Nb：0.015%以下、W：0.15%以下、Zr：0.1%以下、Cu：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下、Ca：0.01%以下、Ce：0.01%以下、La：0.01%以下中的至少一种。
11.如权利要求9所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述钢坯的成分组成，以质量%计还含有V：0.4%以下、Nb：0.015%以下、W：0.15%以下、Zr：0.1%以下、Cu：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下、Ca：0.01%以下、Ce：0.01%以下、La：0.01%以下中的至少一种。
12.一种高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将钢坯进行热轧和冷轧，然后在连续热镀锌线即CGL中，在高于740℃且低于840℃的退火温度下进行退火，在从所述退火温度到浸渍到镀锌浴中之前以2～30℃/秒的平均冷却速度进行冷却，然后浸渍到镀锌浴中进行镀锌，镀锌后以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却至100℃以下，或者，镀锌后进一步实施镀层的合金化处理并在合金化处理后以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却至100℃以下，
所述钢坯的成分组成，以质量%计，含有C：超过0.015%且低于0.100%、Si：0.3%以下、Mn：超过1.0%且低于1.90%、P：0.015%以上且0.05%以下、S：0.03%以下、sol.Al：0.01%以上且0.5%以下、N：0.005%以下、Cr：低于0.30%、B：0.0003%以上且0.005%以下、Mo：0.1%以下和Ti：低于0.014%，并且满足2.2≤[Mneq]≤3.1及0.42≤8[%P]+150B*≤0.73，余量由铁及不可避免的杂质构成，
在此，[Mneq]=[%Mn]+1.3[%Cr]+8[%P]+150B*，B*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%Al]/27×10.8×0.025，[%Mn]、[%Cr]、[%P]、[%B]、[%Ti]、[%Al]表示Mn、Cr、P、B、Ti、sol.Al的各自的含量，B*≥0.0022时，B*=0.0022。
13.如权利要求12所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，进行热轧时，在热轧后以20℃/秒以上的平均冷却速度冷却至640℃以下，然后在400～620℃下卷取。
14.如权利要求12或13所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述钢坯的成分组成，满足0.48≤8[%P]+150B*≤0.73。
15.如权利要求12或13所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述钢坯的成分组成，以质量%计还含有V：0.4%以下、Nb：0.015%以下、W：0.15%以下、Zr：0.1%以下、Cu：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下、Ca：0.01%以下、Ce：0.01%以下、La：0.01%以下中的至少一种。
16.如权利要求14所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述钢坯的成分组成，以质量%计还含有V：0.4%以下、Nb：0.015%以下、W：0.15%以下、Zr：0.1%以下、Cu：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下、Ca：0.01%以下、Ce：0.01%以下、La：0.01%以下中的至少一种。
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