專利名稱：：具有優(yōu)異延展性的高強度鋼板和用于制造該鋼板的方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及一種高強度鋼板和用于制造該鋼板的方法，該高強度鋼板具有主要適用于汽車車身、特別適用于汽車結(jié)構(gòu)構(gòu)件的高強度和優(yōu)異的可成形性(延展性)；優(yōu)異的磷化處理性能(phosphatability)和鍍Zn性能；在制造中隨退火條件的改變，機械性能方面的變化小；以及950MPa以上的拉伸強度。在這種情況下，上述"隨退火條件的改變，機械性能方面的變化小"表明了在退火步驟中于78086(TC的均熱溫度范圍內(nèi)，最大和最小拉伸強度間的差值A(chǔ)TS為lOOMPa以下。
背景技術(shù)：
：近年來，由于全球環(huán)境保護，已強烈需求改善汽車的燃料效率。因此，已經(jīng)積極地進行了將形成汽車車身的材料強度增加、將厚度減少和將重量降低。然而，由于延展性的劣化，鋼板強度的增加可引起可成形性的劣化，因此期望開發(fā)同時具有高強度和高延展性的材料。迄今為止，對于適應(yīng)上述需求的材料，已開發(fā)了復(fù)合微組織鋼板，例如由鐵素體和馬氏體組成的相變硬化型DP鋼(雙相鋼)和利用殘余奧氏體的TRIP(相變誘發(fā)塑性)現(xiàn)象的TRIP鋼。例如，在專利文件1和2中，已公開了利用殘余奧氏體的應(yīng)變誘導(dǎo)相變的TRIP鋼。然而，由于該TRIP鋼需要添加大量的Si，因此出現(xiàn)了鋼板表面的磷化處理性能和/或合金化熱浸鍍鋅性能劣化的問題，并且另外，由于為了增加強度而需要添加大量的C，例如還容易出現(xiàn)在點焊接頭易于發(fā)生熔核斷裂的問題。另外，在專利文件3中，己公開了一種具有優(yōu)異可成形性的合金化熱浸鍍鋅鋼板，其通過添加大量的Si確保殘余Y而達到高的延展性。然而，由于Si引起鍍Zn性能的劣化，因此當在上述鋼上進行鍍Zn時，必須進行諸如預(yù)鍍覆Ni、施加特定的化學(xué)品或還原鋼表面上的氧化層以控制氧化層厚度的復(fù)雜步驟。另外，在專利文件4和5中，已公開了一種包含少量Si的TRIP鋼。然而，由于該TRIP鋼為了確保高強度而需要添加大量的C，因此仍存在與焊接相關(guān)的問題，并且另外，由于屈服應(yīng)力在980MPa以上的拉伸強度下顯著增加，因此在金屬板材沖壓中出現(xiàn)了尺寸精度劣化的問題。此外，一般來講，在TRIP鋼中，由于存在大量殘余奧氏體，因此在通過成形時的誘導(dǎo)相變產(chǎn)生的馬氏體相與附近的相之間的界面處，產(chǎn)生大量孔隙和位錯。因此，已經(jīng)指出在上述位置，氫被積聚，結(jié)果，不利地易于發(fā)生延遲斷裂。另一方面，雖然己知由鐵素體和馬氏體組成的相變硬化型DP鋼是具有低屈服應(yīng)力和較高延展性的鋼板，但為了實現(xiàn)高強度和高延展性，仍需要添加大量的Si，結(jié)果，發(fā)生了磷化處理性能和/或合金化熱浸鍍鋅性能劣化的問題。因此，在專利文件6和7中，為了確保合金化熱浸鍍鋅性能，已公開了一種鋼板，其中Si的量減少并且添加Al;然而，還不能說實現(xiàn)了足夠的延展性。日本未審査專利申請公開No.61-157625[專利文件2]日本未審查專利申請公開No.10-130776[專利文件3]日本未審査專利申請公開No.ll-279691[專利文件4]日本未審査專利申請公開No.05-247586[專利文件5]日本未審查專利申請公開No.2000-345288[專利文件6]日本未審查專利申請公開No.2005-220430[專利文件7]日本未審查專利申請公開No.2005-00896
發(fā)明內(nèi)容如上所述，通過傳統(tǒng)的DP鋼和TRIP鋼，目前還未實現(xiàn)同時具有高強度和高延展性并且還具有優(yōu)異磷化處理性能、鍍Zn性能等的高強度冷軋鋼板。另外，在上述鋼板中，當制造中執(zhí)行的退火條件改變時，機械性能的變化、特別是拉伸強度的變化大，因此出現(xiàn)了制造穩(wěn)定性不夠好的問題。因此，為了解決常規(guī)技術(shù)的上述問題，已經(jīng)構(gòu)想出本發(fā)明，并且本發(fā)明的目的是提出一種高強度鋼板和用于制造該高強度鋼板的方法，該高強度鋼板具有950MPa以上的拉伸強度和高延展性；優(yōu)異的磷化處理性能和合金化熱浸鍍鋅性能；以及隨退火條件變化，機械性能的變化小。為了達到上述目的，本發(fā)明的發(fā)明人已經(jīng)對高強度鋼板的成分組成和微組織進行了集中和深入的研究。結(jié)果，發(fā)現(xiàn)當通過在適當?shù)姆秶鷥?nèi)控制鋼的成分組成(即，特別是通過添加適量的Al增加鐵素體和奧氏體的臨界溫度區(qū)域)降低機械性能隨退火步驟中均熱溫度改變的變化時，此外，當通過添加適量的Cr、Mo和B以增強退火中產(chǎn)生的奧氏體的淬火性能，由此降低機械性能隨退火后冷卻條件改變而發(fā)生的變化時，能夠穩(wěn)定地獲得冷軋鋼板，該鋼板由包含鐵素體和馬氏體作為主要成分的微組織組成、具有高強度和高延展性并且還具有優(yōu)異的磷化處理性能和鍍Zn性能。根據(jù)通過上述發(fā)現(xiàn)作出的本發(fā)明，提供一種包含如下成分組成的高強度鋼板，該成分組成包含0.05~0.20質(zhì)量％的C，0.5質(zhì)量％以下的Si，1.5~3.0質(zhì)量％的Mn，0.06質(zhì)量。/o以下的P，0.01質(zhì)量％以下的S，0.3~1.5質(zhì)量％的Al，0.02質(zhì)量％以下的N，0.01~0.1質(zhì)量％的Ti和0.0005-0.0030質(zhì)量％的B;0.1~1.5質(zhì)量％的Cr與0.01~2.0質(zhì)量％的Mo的至少一種；以及余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，上述高強度鋼板由包括鐵素體和馬氏體的微組織組成并且具有950MPa以上的拉伸強度。除上述成分組成外，根據(jù)本發(fā)明的高強度鋼板可進一步包含0.010.1質(zhì)量％的Nb與0.01~0.12質(zhì)量％的V中的至少一種，和/或總含量為0.014.0質(zhì)量％的Cu和Ni的至少一種。另外，根據(jù)本發(fā)明的高強度鋼板的微組織可包括20~70體積％的鐵素體和20體積％以上的馬氏體，或還可包括小于10體積％的殘余奧氏體。另外，根據(jù)本發(fā)明的高強度鋼板可在其上具有熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層。另外，根據(jù)本發(fā)明，提出一種用于制造高強度鋼板的方法，其包括以下步驟將具有上述成分組成的鋼坯進行熱軋，接著進行冷軋；然后在78090(TC的溫度下進行300秒以下的退火；然后在5。C/秒以上的平均冷卻速率下冷卻至50(TC以下的溫度。在用于制造高強度鋼板的方法中，根據(jù)本發(fā)明，熱浸鍍鋅可在退火步驟后在鋼板的表面上進行，或者可接著進一步進行合金化處理。由于根據(jù)本發(fā)明的高強度鋼板不僅具有高強度，還具有優(yōu)異的延展性，因此能優(yōu)選該鋼板用于需要同時具有優(yōu)良可成形性和高強度的汽車結(jié)構(gòu)構(gòu)件。另外，由于還具有優(yōu)異的磷化處理性能、合金化熱浸鍍鋅性能和合金化處理性能，根據(jù)本發(fā)明的高強度鋼板還優(yōu)選用于，例如需要具有優(yōu)良耐腐蝕性能的汽車懸架和底盤部件、家用電器和電氣部件。具體實施方式首先，將描述用于限制根據(jù)本發(fā)明高強度鋼板的成分組成的原因。C:0.05~0.20質(zhì)量％C是確保適量馬氏體和獲得高強度的必要成分。當C的量小于0.05質(zhì)量％時，難以獲得本發(fā)明期望的鋼板強度。另一方面，當C的含量大于0.20質(zhì)量％時，焊接部分和熱影響區(qū)被顯著硬化，因此焊接性被劣化。因此，在本發(fā)明中，C的含量被設(shè)定在0.050.20質(zhì)量％的范圍內(nèi)。另外，為了穩(wěn)定地獲得950MPa以上的拉伸強度，C的含量優(yōu)選設(shè)定為0.085質(zhì)量％以上，并且更優(yōu)選為0.10質(zhì)量％以上。Si:0.5質(zhì)量％以下Si是增加強度而不劣化延展性的有效成分。然而，當Si的含量大于0.5質(zhì)量％時，在熱浸鍍鋅鋼板中產(chǎn)生裸點和/或隨后進行的合金化反應(yīng)被抑制；因此，結(jié)果，可能發(fā)生表面質(zhì)量的劣化和/或耐腐蝕性的劣化，或者在冷軋鋼板的情況下，在某些情況下可發(fā)生磷化處理性能的劣化。因此，在本發(fā)明中，Si的含量被設(shè)定為0.5質(zhì)量n/。以下。另外，在合金化熱浸鍍鋅性能為顯著重要的情況下，Si的含量優(yōu)選被設(shè)定為0.3質(zhì)量％以下。Mn:1.5-3.0質(zhì)量％Mn是不僅在鋼的固溶強化中有效，而且在改善淬火方面也有效的元素。當Mn的含量小于1.5質(zhì)量％時，不能獲得本發(fā)明期望的高強度，并且另外，因為由于淬透性的劣化而在冷卻(在退火后進行)中形成珠光體，所以延展性也劣化。另一方面，在Mn的含量大于3.0質(zhì)量o/。的情況下，當鋼水通過澆鑄形成鋼坯時，在鋼坯表面和/或拐角部分易于發(fā)生斷裂。此外，在通過熱軋和冷軋鋼坯、接著退火而獲得的鋼板中，嚴重地產(chǎn)生表面缺陷。因此，根據(jù)本發(fā)明，Mn的含量被設(shè)定在1.5~3.0質(zhì)量％的范圍內(nèi)。另外，當降低熱軋和冷軋中的軋制負荷并確保軋制性能時，Mn的含量優(yōu)選為2.5質(zhì)量％以下。P:0.06質(zhì)量％以下P是不可避免地包含在鋼中的雜質(zhì)，并且為了改善可成形性和鍍層附著性，優(yōu)選降低P的含量。因此，在本發(fā)明中，P的含量被設(shè)定為0.06質(zhì)量％以下。另外，P的含量優(yōu)選為0.03質(zhì)量y。以下。S:0.01質(zhì)量％以下s是不可避免地包含在鋼中的雜質(zhì)，并且因為s嚴重地劣化了鋼的延展性，優(yōu)選降低s的含量。因此，在本發(fā)明中，s的含量被設(shè)定為0.01質(zhì)量％以下。另外，S的含量優(yōu)選為0.005質(zhì)量°/。以下。Al:0.3-1.5質(zhì)量％Al是作為脫氧劑添加的成分，并且也是有效改善延展性的成分。另外，通過增加鐵素體和奧氏體的臨界溫度區(qū)域，Al具有使機械性能隨退火步驟中均熱溫度改變的變化減少的效果。為了獲得上述效果，必須添加0.3質(zhì)量V。以上的Al。另一方面，當Al過多地存在于鋼中時，鋼板在熱浸鍍鋅后的表面質(zhì)量被劣化；然而，當Al的含量為1.5質(zhì)量%以下時，可保持優(yōu)異的表面質(zhì)量。因此，Al的含量被設(shè)定在0.3-1.5質(zhì)量％的范圍內(nèi)。Al的含量優(yōu)選在0.3~1.2質(zhì)量％的范圍內(nèi)。N:0.02質(zhì)量％以下N是不可避免地包含在鋼中的元素，并且當包含大量N時，除機械性能由于老化而劣化外，因為A1N的析出量增加，Al的添加效果也被劣化。另外，也增加了必需用于以TiN形式固定N的Ti量。因此，N含量的上限被設(shè)定為0.02質(zhì)量％。另外，N的含量優(yōu)選為0.005質(zhì)量%以下。Ti:0.01~0.1質(zhì)量％Ti以TiN形式固定N并且在澆鑄中抑制引起鋼坯表面斷裂的A1N的產(chǎn)生。該效果可通過添加0.01質(zhì)量％以上的Ti獲得。然而，當添加量大于0.1質(zhì)量％時，退火后的延展性嚴重劣化。因此，Ti的含量被設(shè)定在0.010.1質(zhì)量％的范圍內(nèi)。另外，Ti的含量優(yōu)選在0.010.05質(zhì)量%的范圍內(nèi)。B:0.0005~0.0030質(zhì)量％B在退火后進行的冷卻期間抑制從奧氏體到鐵素體的轉(zhuǎn)變，并且促進硬的馬氏體的產(chǎn)生；因此，B有助于增加鋼板的強度。上述效果可通過添加0.0005質(zhì)量。/。以上的B獲得。然而，若添加大于0.0030質(zhì)量n/。的B，則改善淬透性的效果飽和，另外，通過在鋼板表面上形成B氧化物，也劣化了磷化處理性能和合金化熱浸鍍鋅性能。因此，以0.0005~0.0030質(zhì)量％的量添加B。B的含量優(yōu)選在0.00070.0020質(zhì)量%的范圍內(nèi)。Cr:0.1~1.5質(zhì)量％，以及Mo:0.01~2.0質(zhì)量％Cr和Mo在退火后進行的冷卻中將鐵素體-珠光體的轉(zhuǎn)變前端(nose)改變至長時間側(cè)，并促進馬氏體產(chǎn)生；因此，它們是改善淬透性和增加強度的有效元素。為了獲得上述效果，必須添加0.1質(zhì)量％以上的Cr和0.01質(zhì)量％以上的Mo的至少一種。另一方面，當Cr大于1.5質(zhì)量M或Mo大于2.0質(zhì)量n/c時，由于產(chǎn)生穩(wěn)定的碳化物，淬透性被劣化，另外，也增加了合金化成本。因此，在本發(fā)明中，添加0.11.5質(zhì)量。/。的Cr與0.012.0質(zhì)量。/。的Mo的至少一種。此外，為了達到TSXEl大于18,000Mpa，。/。的目的，Cr的含量優(yōu)選被設(shè)定為0.4質(zhì)量％以上。另外，當進行熱浸鍍鋅處理時，由Cr形成的Cr氧化物可在表面上產(chǎn)生并且可引起裸點，因此，Cr的含量優(yōu)選被設(shè)定為1.0質(zhì)量％以下。另外，Mo可劣化冷軋鋼板的磷化處理性能，或過量添加Mo可引起合金化成本的增加；因此，所述含量優(yōu)選被設(shè)定為0.5質(zhì)量％以下。除了上述成分，必要時，以下成分也可添加到本發(fā)明的高強度鋼板中，Nb:0.01~0.1質(zhì)量％Nb形成細小碳氮化物并且具有抑制再結(jié)晶的鐵素體晶粒生長以及在退火中使奧氏體核產(chǎn)生點的數(shù)量增加的效果；因此，可改善鋼板在退火后的延展性。為了獲得上述效果，Nb的含量優(yōu)選被設(shè)定為0.01質(zhì)量％以上。另一方面，當所述含量大于0.1質(zhì)量％時，大量碳氮化物析出，并且延展性被相反地劣化。此外，由于增加了熱軋和冷軋中的軋制負荷，可劣化軋制效率，和/或可發(fā)生合金化成本的增加。因此，當添加Nb時，其含量優(yōu)選被設(shè)定在0.010.1質(zhì)量％的范圍內(nèi)。另外，所述含量更優(yōu)選在0.010.08質(zhì)量％的范圍內(nèi)。V:0.01~0.12質(zhì)量％V具有改善淬透性的效果。當添加0.01質(zhì)量％以上的V時，可獲得該效果。然而，當其含量大于0.12質(zhì)量％時，該效果飽和，另外，增加了合金化成本。因此，當添加V時，其含量優(yōu)選被設(shè)定在0.01-0.12質(zhì)量％的范圍內(nèi)。另外，所述含量更優(yōu)選在0.01-0.10質(zhì)量％的范圍內(nèi)。Cu和Ni的至少一種總含量為0.01~4.0質(zhì)量％Cu和Ni具有通過固溶強化的強度改善效果，并且為了強化鋼，可添加總含量為0.01質(zhì)量。/。以上的Cu和Ni的至少一種。然而，當Cu和Ni的含量大于4.0質(zhì)量。/。時，延展性和表面質(zhì)量被嚴重劣化。因此，當添加Cu和Ni時，上述兩種元素的至少一種的總含量優(yōu)選被設(shè)定在0.01~4.0質(zhì)量％的范圍內(nèi)。在本發(fā)明的高強度鋼板中，除上述成分外的余量包括Fe和不可避免的雜質(zhì)。然而，只要本發(fā)明的效果不受到不良影響，也可包含除上述成分外的任何成分。接著，將描述本發(fā)明高強度鋼板的微組織。為了達到950MPa以上的拉伸強度和高延展性，本發(fā)明高強度鋼板的微組織必須由作為主要相的鐵素體和馬氏體(各自具有下述體積分數(shù))以及作為余量的殘余奧氏體組成。在這種情況下，上述鐵素體顯示出多邊形鐵素體和貝氏體鐵素體。鐵素體的份數(shù)20~70體積％為了確保延展性，鐵素體的體積分數(shù)優(yōu)選被設(shè)定為20體積％以上。另外，為了獲得950MPa以上的拉伸強度，鐵素體的體積分數(shù)優(yōu)選被設(shè)定為70體積％以下。因此，本發(fā)明高強度鋼板的鐵素體份數(shù)優(yōu)選被設(shè)定在20~70體積％的范圍內(nèi)。馬氏體的份數(shù)20體積％以上為了獲得950MPa以上的拉伸強度，馬氏體的體積分數(shù)優(yōu)選被設(shè)定為20體積％以上，并且更優(yōu)選被設(shè)定為30體積°/。以上。另外，沒有特別規(guī)定馬氏體份數(shù)的上限；然而，為了確保高延展性，該份數(shù)優(yōu)選小于70體積％。殘余奧氏體的份數(shù)小于10體積％當奧氏體(Y)殘留在鋼板微組織中時，由于易于發(fā)生二次加工脆化和延遲斷裂，優(yōu)選盡可能地減少殘余奧氏體的份數(shù)。當殘余Y的體積分數(shù)小于10體積％時，其不利影響并不顯著，并且上述份數(shù)在可允許的范圍內(nèi)。所述含量優(yōu)選為7體積％以下，并且更優(yōu)選為4體積％以下。接著，將描述用于制造本發(fā)明高強度鋼板的方法。本發(fā)明的高強度鋼板可通過以下步驟形成利用轉(zhuǎn)爐、電弧爐等通過通常已知的方法熔融具有上述成分組成的鋼，進行連續(xù)澆鑄以形成鋼坯，然后立即進行熱軋，或者在鋼坯一旦冷卻到約室溫后，進行再加熱，接著熱軋。熱軋的精軋溫度被設(shè)定為80(TC以上。當精軋溫度小于80(TC時，除軋制負荷增加外，鋼板微組織在最終軋制階段變成雙相微組織，并且發(fā)生了鐵素體晶粒的嚴重粗化。粗化的晶粒并未通過隨后的冷軋和退火而完全移除，因此，在某些情況下不能獲得具有優(yōu)良可成形性的鋼板。另外，為了確保冷軋中的負荷和酸洗性能，熱軋后的巻取溫度優(yōu)選被設(shè)定在40070(TC的范圍內(nèi)。接著，在熱軋鋼板的表面上形成的鱗狀物優(yōu)選通過酸洗等移除后，進行冷軋以獲得具有期望厚度的鋼板。在該步驟中，冷軋壓下率優(yōu)選被設(shè)定為40%以上。當冷軋壓下率小于40%時，由于冷軋后引入鋼板的張力較小，因此再結(jié)晶鐵素體在退火后的粒徑顯著增加，結(jié)果，延展性被劣化。為了獲得期望的強度和延展性，即為了獲得優(yōu)異的強度和延展性的平衡，在冷軋后通過退火處理鋼板。該退火必須通過以下步驟進行將鋼板在780900'C范圍內(nèi)的均熱溫度下保持300秒以下，然后在5'C/秒以上的平均冷卻速率下冷卻至50(TC以下的溫度。在這種情況下，為了引起馬氏體轉(zhuǎn)變，均熱溫度必須被設(shè)定在奧氏體和鐵素體的臨界區(qū)域的溫度以上；然而，為了增加奧氏體的份數(shù)和促進C濃縮到奧氏體中，均熱溫度必須被設(shè)定為780'C以上。另一方面，當均熱溫度大于90(TC時，奧氏體的粒徑嚴重粗化，并且鋼板在退火后的延展性被劣化。因此，均熱溫度被設(shè)定在78090(TC的范圍內(nèi)。為了達到TSXE1大于18,000，均熱溫度優(yōu)選在780860'C的范圍內(nèi)。本發(fā)明的高強度鋼板特征在于即使當退火中的均熱溫度改變時，機械性能的變化仍很小。這樣的原因是由于A1的含量高，因此增加了奧氏體和鐵素體的臨界區(qū)域的溫度范圍，結(jié)果，即使當均熱溫度顯著改變時，退火后鋼板微組織的變化仍很??；因此，可抑制退火后機械性能(特別是拉伸強度)的變化。結(jié)果，即使當均熱溫度在780~860'C的范圍內(nèi)改變時，所得鋼板的拉伸強度的變化ATS(最大和最小值間的差值)仍被減少到100MPa以下，因此本發(fā)明的高強度鋼板具有顯著優(yōu)異的制造穩(wěn)定性。在退火中從均熱溫度冷卻對于馬氏體相的產(chǎn)生很重要，并且從均熱溫度到50(TC以下的平均冷卻速率必須被設(shè)定為5"/秒以上。當平均冷卻速率小于5t/秒時，從奧氏體產(chǎn)生珠光體，因此不能獲得高延展性。平均冷卻速率優(yōu)選為1(TC/秒以上。另外，當冷卻停止溫度大于500t:時，產(chǎn)生滲碳體和/或珠光體，結(jié)果，不能獲得高延展性。在根據(jù)上述條件進行退火和冷卻之后，本發(fā)明的高強度鋼板可通過進行熱浸鍍鋅形成熱浸鍍鋅鋼板(GI)。熱浸鍍鋅的鍍覆量在這種情況下可根據(jù)所需的耐腐蝕性適當?shù)卮_定，并且沒有特別限制；然而，在用于汽車結(jié)構(gòu)構(gòu)件的鋼板中，所述量通常為30~60g/m2。在進行上述熱浸鍍鋅之后，本發(fā)明的高強度鋼板必要時還可進行合金化處理，其中，當熱浸鍍鋅層保持在45058(TC的溫度范圍內(nèi)時，使其合金化。在該合金化處理中，當處理溫度變高時，鍍層的Fe含量大于15質(zhì)量％，并且難以確保鍍層附著性和可成形性；因此，處理溫度優(yōu)選被設(shè)定為58(TC以下。另一方面，當合金處理溫度小于45(TC時，由于合金化進行緩慢，因此降低了生產(chǎn)率。因此，合金化處理溫度優(yōu)選被設(shè)定在45058(TC的范圍內(nèi)。實施例實施例1在將具有表1所示成分組成的鋼No.l~26各自在真空熔化爐中熔融以形成小鑄錠后，接著將該鑄錠加熱到1,25(TC并保持1小時，隨后熱軋，以便獲得厚度為3.5mm的熱軋鋼板。在該過程中，將熱軋的精軋最終溫度設(shè)定為8%°C，在軋制后以20"C/秒的平均冷卻速率進行冷卻，然后在60(TC下進行1小時的熱處理，其對應(yīng)于600'C的巻取溫度。接著，在通過酸洗處理該熱軋鋼板后，并接著將其冷軋至1.5mm厚后，對該冷軋鋼板，在表2所示的條件下于還原氣體(含N2和5體積％的H2)中進行退火，使得形成冷軋鋼板(CR)。另外，在進行上述退火后，在用于熱浸鍍鋅處理的47(TC溫度下，將部分冷軋鋼板浸入熱浸鍍鋅浴中，接著冷卻至室溫，以形成熱浸鍍鋅鋼板(GI)，或者在上述熱浸鍍鋅后，在55(TC下通過合金化處理進一步加工如此處理的所述部分冷軋鋼板15秒，以形成合金化熱浸鍍鋅鋼板(GA)。將上述熱浸鍍鋅的量設(shè)定為每個表面60g/m2。使冷軋鋼板(CR)、熱浸鍍鋅鋼板(GI)和由此獲得的合金化熱浸鍍鋅鋼板(GA)經(jīng)歷以下試驗。<微組織>在使用SEM觀察以上三種類型鋼板平行于軋制方向的截面微組織，并圖像分析微組織的照片后，從鐵素體和珠光體的占據(jù)面積，獲得其各自的面積比率并將其作為體積分數(shù)。另外，殘余奧氏體的體積分數(shù)可通過以下方法進行測量在相應(yīng)于薄片厚度的四分之一的深度處將鋼板化學(xué)拋光成平面，接著對該拋光平面進行X射線衍射。將Mo-Ka線用作上述X射線衍射的入射X射線，并且相對于鐵素體相的{110}、{200}和{211}面的衍射乂射線強度，獲得殘余奧氏體相的{111}、{200}和{311}面的衍射X射線強度，使得將其平均值作為殘余奧氏體相的體積分數(shù)。另外，將鐵素體、珠光體和殘余奧氏體的體積分數(shù)總值的余量視為馬氏體的體積分數(shù)。<拉伸試驗>在根據(jù)JISZ2201從上述三種類型鋼板獲得JISNo.5拉伸試樣使得拉伸方向沿著軋制方向后，根據(jù)JISZ2241進行拉伸試驗，以便測量屈服應(yīng)力YP、拉伸強度TS和伸長率E1。另外，從上述結(jié)果，為了評價強度-延展性的平衡，獲得TSXE1值。<磷化處理性能〉性能處理達120秒的處理時間后，使用SEM觀察在鋼板表面上形成的磷化膜，然后基于以下標準評價磷化處理性能。未在磷化膜上觀察到遮蓋力不足(lackofhiding)和不規(guī)則性。0:未在磷化膜上觀察到遮蓋力不足，但在一定程度上觀察到不規(guī)則性。在部分磷化膜上觀察到遮蓋力不足。X:在磷化膜上明顯地觀察到遮蓋力不足。<鍍Zn性能〉通過視覺檢測和用具有IOX放大率的放大鏡觀察熱浸鍍鋅鋼板(GI)和合金化熱浸鍍鋅鋼板(GA)的表面，然后基于以下標準進行評價。0:不存在裸點(根本未觀察到裸點)。△:裸點略微存在(存在通過具有IOX放大率的放大鏡可觀察到的非常小的裸點部分，但該問題可通過改善的條件，諸如鍍覆浴溫或當鋼板浸入鍍槽時的溫度而解決)。X:存在裸點(通過視覺檢測觀察到裸點，并且該問題不能通過改善鍍覆條件而解決)。<外觀評價>通過視覺檢測觀察合金化熱浸鍍鋅鋼板(GA)的表面，并且研究了由合金化延遲引起的不規(guī)則外觀的產(chǎn)生。隨后，基于以下標準進行評價。0:未通過合金化引起不規(guī)則性(優(yōu)良)。X:通過合金化引起不規(guī)則性(不好)。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>表2<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>表2中示出。從表2，發(fā)現(xiàn)所有使用具有本發(fā)明成分組成、并在本發(fā)明的制造條件下制造的鋼板均具有優(yōu)良的強度-延展性平衡，因為拉伸強度TS為950MPa以上并且TSXE1為16,000MPa力/。以上，并且該鋼板也具有優(yōu)異的磷化處理性能、鍍Zn性能和合金化處理性能。另一方面，不滿足本發(fā)明的成分組成和制造條件的鋼板各自在至少一種上述性能中較差。例如，在雖然滿足鋼的成分組成但均熱溫度過高的鋼板No.lA中，微組織粗化，并且延展性劣化；因此，劣化了強度-延展性平衡。另外，在鋼板No.2A中，由于均熱溫度過低，再結(jié)晶未充分進行，因此延展性劣化。另外，在鋼板NG.13I中，由于從均熱溫度的冷卻速率過慢，從而不利地產(chǎn)生了22.1%水平的珠光體，并且降低了馬氏體的分數(shù)；因此，拉伸強度小于950MPa。另外，鋼板No.l5A、16A、17C、181、19A、20A、22C和24C全部均具有小于16,000MPa力/。的TSXE1并且具有較差的強度-延展性平衡。另外，在鋼板No.21A中，雖然TSXE1為16,000MPa'。/o以上，但拉伸強度卻小于950MPa。此外，在具有超出本發(fā)明范圍的高Si含量的鋼板No.25A和261以及具有超出本發(fā)明范圍的高Cr含量的鋼板No.23A中，雖然TSXE1為16,000MPa力/。以上，但由于在鋼板表面上形成的氧化物的存在，鍍Zn性能和合金化處理性能劣化。實施例2合金化熱浸鍍鋅鋼板(GA)各自通過以下步驟形成在實施例1所示的條件下，從表1所示的各鑄錠No.2、5、18和21形成冷軋鋼板，在固定條件下進行退火，不同的是將均熱溫度變成表3所示的780、820和860'C，然后進行熱浸鍍鋅，接著進行合金化處理。以類似于實施例1的方式，研究上述合金化熱浸鍍鋅片的微組織和機械性能，并且其結(jié)果也在表3中示出。<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>從表3看出，在從不滿足本發(fā)明成分組成的鋼No.18和21獲得的鋼板中，當將均熱溫度在780860'C的范圍內(nèi)改變時獲得的拉伸強度變化ATS顯著大于lOOMPa;然而，在從滿足本發(fā)明成分組成的鋼No.2和5獲得的鋼板中，拉伸強度的變化為100MPa以下。因此，發(fā)現(xiàn)本發(fā)明的鋼板在制造穩(wěn)定性方面優(yōu)異。工業(yè)適用性由于不僅具有高強度，還具有優(yōu)異的延展性，本發(fā)明的高強度鋼板不僅能應(yīng)用于汽車零部件，而且還優(yōu)選用于家用電器和建筑/建造(由于需要優(yōu)良的可成形性，因此傳統(tǒng)材料不易應(yīng)用)的應(yīng)用。權(quán)利要求1.一種高強度鋼板，其包含下述成分組成，所述成分組成包括0.05～0.20質(zhì)量％的C，0.5質(zhì)量％以下的Si，1.5～3.0質(zhì)量％的Mn，0.06質(zhì)量％以下的P，0.01質(zhì)量％以下的S，0.3～1.5質(zhì)量％的Al，0.02質(zhì)量％以下的N，0.01～0.1質(zhì)量％的Ti，和0.0005～0.0030質(zhì)量％的B；0.1～1.5質(zhì)量％的Cr與0.01～2.0質(zhì)量％的Mo中的至少一種；余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，其中所述高強度鋼板由包括鐵素體和馬氏體的微組織構(gòu)成并且具有950MPa以上的拉伸強度。2.根據(jù)權(quán)利要求l所述的高強度鋼板，其中除所述成分組成外進一步包含0.010.1質(zhì)量。/o的Nb與0.01-0.12質(zhì)量％的V中的至少一種。3.根據(jù)權(quán)利要求l或2所述的高強度鋼板，其中除所述成分組成外進一步包含總含量為0.01-4.0質(zhì)量％的Cu和Ni中的至少一種。4.根據(jù)權(quán)利要求1~3中任一項所述的高強度鋼板，其中所述微組織包括20~70體積％的鐵素體和20體積％以上的馬氏體。5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的高強度鋼板，其中所述微組織進一步包括小于10體積％的殘余奧氏體。6.根據(jù)權(quán)利要求15中任一項所述的高強度鋼板，其中所述鋼板在其上具有熱浸鍍鋅層。7.根據(jù)權(quán)利要求1~5中任一項所述的高強度鋼板，其中所述鋼板在其上具有合金化熱浸鍍鋅層。8.—種制造高強度鋼板的方法，其包含以下步驟將具有根據(jù)權(quán)利要求13中任一項所述的成分組成的鋼坯進行熱軋，接著進行冷軋；然后在78090(TC的溫度下進行300秒以下的退火；然后以5'C/秒以上的平均冷卻速率冷卻至50(TC以下的溫度。9.根據(jù)權(quán)利要求8所述的制造高強度鋼板的方法，其進一步包含在退火步驟后在所述鋼板的表面上進行熱浸鍍鋅的步驟。10.根據(jù)權(quán)利要求9所述的制造高強度鋼板的方法，其進一步包含在熱浸鍍鋅后進行合金化處理的步驟。全文摘要本發(fā)明公開了一種高強度鋼板和用于制造該高強度鋼板的方法，該高強度鋼板除具有950MPa以上的拉伸強度和高延展性外，還具有優(yōu)異的磷化處理性能和合金化熱浸鍍鋅性能，并且隨退火條件變化機械性能的變化小。上述高強度鋼板具有下述成分組成，該組成包含0.05～0.20質(zhì)量％的C，0.5質(zhì)量％以下的Si，1.5～3.0質(zhì)量％的Mn，0.06質(zhì)量％以下的P，0.01質(zhì)量％以下的S，0.3～1.5質(zhì)量％的Al，0.02質(zhì)量％以下的N，0.01～0.1質(zhì)量％的Ti和0.0005～0.0030質(zhì)量％的B；0.1～1.5質(zhì)量％的Cr與0.01～2.0質(zhì)量％的Mo的至少一種；以及余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，并且除此之外，該高強度鋼板由包括鐵素體和馬氏體的微組織組成并且具有950MPa以上的拉伸強度。文檔編號C21D8/02GK101514427SQ20091000719公開日2009年8月26日申請日期2009年2月19日優(yōu)先權(quán)日2008年2月19日發(fā)明者京特·施蒂希,小林聰雄,布里吉特·哈默,托馬斯·黑勒,木津太郎,松田廣志,河村健二,田中靖,羅爾夫·博德,健邊,長瀧康伸,長谷川浩平,高木周作申請人:杰富意鋼鐵株式會社;蒂森克虜伯鋼鐵公司