CN101939457B - 加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供具有590MPa以上的TS、并且加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。成分组成为以质量％计含有C：0.05％以上且0.3％以下、Si：0.7％以上且2.7％以下、Mn：0.5％以上且2.8％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.1％以下、N：0.008％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成。组织为以面积率计具有30％以上且90％以下的铁素体相、3％以上且30％以下的贝氏体相和5％以上且40％以下的马氏体相，并且，在所述马氏体相内，存在30％以上的长径比为3以上的马氏体相。优选以体积率计具有2％以上的残留奥氏体相，并且，残留奥氏体相的平均结晶粒径为2.0μm以下。

Description

加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适于作为在汽车、电力等产业领域中使用的部件的加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，提高汽车的燃料效率成为重要的课题。随之，正在积极进行通过车体材料的高强度化来实现薄壁化、从而使车体本身轻量化的研究。但是，钢板的高强度化导致延展性降低、即成形加工性降低。因此，目前期待开发同时具有高强度和高加工性的材料。
此外，在将高强度钢板成形加工为汽车部件这样的复杂形状时，在突出部位或拉伸凸缘部位处裂纹、颈缩的发生成为大问题。因此，还需要能够克服裂纹、颈缩的发生的问题的兼具高延展性和高扩孔性的高强度钢板。
对于提高高强度钢板的成形性而言，目前已开发有：铁素体-马氏体双相钢(Dual-Phase钢)和利用残留奥氏体的相变诱发塑性(Transformation Induced Plasticity)的TRIP钢等各种复合组织型高强度热镀锌钢板。
例如，专利文献1～4中提出了拉伸凸缘性优良的钢板，通过规定化学成分，并在铁素体和贝氏体和马氏体的三相组织中，规定贝氏体和马氏体的面积率、以及马氏体的平均直径来实现。
此外，专利文献5、6中提出了延展性优良的钢板，通过规定化学成分和热处理条件来实现。
此外，对于钢板而言，为了提高实际使用时的防锈能力，有时在表面实施镀锌。这种情况下，为了确保冲压性、点焊性及涂料密合性，多使用在镀层后实施热处理而使钢板的Fe在镀层中扩散的合金化热镀锌。作为涉及这种热镀锌钢板的提案，例如，在专利文献7中提出了成形性和扩孔性优良的高强度热镀锌钢板和高强度合金化热镀锌钢板及其制造方法，其通过规定化学成分和铁素体/残留奥氏体的体积百分率及镀层来实现。
专利文献1：日本特公平4-24418号公报
专利文献2：日本特公平5-72460号公报
专利文献3：日本特公平5-72461号公报
专利文献4：日本特公平5-72462号公报
专利文献5：日本特公平6-70246号公报
专利文献6：日本特公平6-70247号公报
专利文献7：日本特开2007-211280号公报
发明内容
但是，专利文献1～4中，虽然扩孔性优良但延展性不充分。专利文献5、6中，虽然延展性优良但没有考虑扩孔性。专利文献7中，虽然延展性优良但扩孔性不充分。
本发明鉴于上述情况，其目的在于，提供具有590MPa以上的TS、并且加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。
本发明人为了得到具有590MPa以上的TS、并且加工性优良的高强度热镀锌钢板而反复进行了深入的研究。为了得到加工性、具体而言为延展性和扩孔性优良的高强度复合组织钢板，从钢板的微观组织、化学成分的观点出发反复进行了深入的研究。其结果是：通过Si的积极添加来提高延展性，通过使钢板组织成为铁素体相和贝氏体相和马氏体相的复合组织(还包括残留奥氏体等)，并控制各相的面积率来提高扩孔性，由此发明出不仅延展性优良、而且能够确保充分的扩孔性的钢板。于是，以往，难以兼具延展性和扩孔性的情况得到改变。
另外，在上述发现的基础上，还发现通过规定残留奥氏体相的量及其平均结晶粒径、存在位置及长径比，不仅提高延展性、扩孔性而且提高深拉深性。
本发明基于上述发现而进行，其主旨如下所示。
[1]一种加工性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，成分组成为以质量％计含有C：0.05％以上且0.3％以下、Si：0.7％以上且2.7％以下、Mn：0.5％以上且2.8％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.1％以下、N：0.008％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成；组织为以面积率计具有30％以上且90％以下的铁素体相、3％以上且30％以下的贝氏体相和5％以上且40％以下的马氏体相，并且，在所述马氏体相内，存在30％以上的长径比为3以上的马氏体相。
[2]如上述[1]所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其中，以体积率计，还具有2％以上的残留奥氏体相，并且，所述残留奥氏体相的平均结晶粒径为2.0μm以下。
[3]如上述[1]或[2]所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其中，在所述残留奥氏体相内，与贝氏体相邻接存在的残留奥氏体相为60％以上，并存在30％以上的长径比为3以上的残留奥氏体相。
[4]如上述[1]～[3]中任一项所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其中，作为成分组成，以质量％计，还含有选自Cr：0.05％以上且1.2％以下、V：0.005％以上且1.0％以下、Mo：0.005％以上且0.5％以下中的至少1种元素。
[5]如上述[1]～[4]中任一项所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其中，作为成分组成，以质量％计，还含有选自Ti：0.01％以上且0.1％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下、B：0.0003％以上且0.0050％以下、Ni：0.05％以上且2.0％以下、Cu：0.05％以上且2.0％以下中的至少1种元素。
[6]如上述[1]～[5]中任一项所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其中，作为成分组成，以质量％计，还含有选自Ca：0.001％以上且0.005％以下、REM：0.001％以上且0.005％以下中的至少1种元素。
[7]如上述[1]～[6]中任一项所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其中，镀锌为合金化镀锌。
[8]一种加工性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对具有上述[1]、[4]、[5]、[6]中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧、酸洗、冷轧后，以8℃/秒以上的平均加热速度加热至650℃以上的温度范围，在700～940℃的温度范围内保持15～600秒，接着，以10～200℃/秒的平均冷却速度冷却至350～500℃的温度范围，在该350～500℃的温度范围内保持30～300秒，接着，实施热镀锌。
[9]如上述[8]所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其中，在实施热镀锌后，进行镀锌层的合金化处理。
另外，本说明书中，表示钢的成分的％均为质量％。另外，本发明中，“高强度热镀锌钢板”是指拉伸强度TS为590MPa以上的热镀锌钢板。
此外，本发明中，无论有无实施合金化处理，都将通过热镀锌方法在钢板上进行了镀锌的钢板总称为热镀锌钢板。即，本发明中的热镀锌钢板包括没有实施合金化处理的热镀锌钢板(简称为GI钢板)、实施合金化处理的合金化热镀锌钢板(简称为GA钢板)。
具体实施方式
下面，对本发明进行详细说明。
通常已知，在铁素体相与硬质的马氏体相的双相结构中，虽然能够确保延展性，但铁素体相与马氏体相的硬度差大，因此不能得到充分的扩孔性。因此，以铁素体相为主相，以含有碳化物的贝氏体相或珠光体相作为硬质第二相，由此能够实现抑制硬度差并确保拉伸凸缘性。但是，这种情况下存在不能确保充分的延展性的问题。
因此，本发明人对上述组织的百分率与机械特性间的关系进行了研究，另外，着眼于提高不需要特殊的设备而能够最稳定地制造的、由铁素体相和贝氏体相和马氏体相构成的复合组织(还包括残留奥氏体等)的特性的可能性，进行了详细地研究。
其结果是：为了促进铁素体相的固溶强化和铁素体相的加工硬化而积极添加Si，制成铁素体相和贝氏体相和马氏体相的复合组织，并通过优化该复合组织的面积百分率，使异相界面的硬度差降低，从而能够兼具高延展性和高扩孔性。此外，在铁素体相晶界存在的第二相促进了裂纹传播，因此，通过控制在铁素体相晶粒内存在的马氏体相、贝氏体相、残留奥氏体相的比例，实现了扩孔性的进一步提高。以上是完成本发明的技术特征。而且，本发明的特征在于，作为成分组成，规定以Si：0.7％以上且2.7％以下为中心；组织为以面积率计具有30％以上且90％以下的铁素体相、3％以上且30％以下的贝氏体相和5％以上且40％以下的马氏体相，并且，在所述马氏体相内，存在30％以上的长径比为3以上的马氏体相。
1)首先，对成分组成进行说明。
C：0.05％以上且0.3％以下
C是奥氏体生成元素，是将组织复合化来提高强度和延展性的主要元素。若C量小于0.05％，则难以确保必要的贝氏体相和马氏体相。另一方面，若C量若过量添加而超过0.3％，则焊接部及热影响部的硬化显著，焊接部的机械特性变差。因此，使C为0.05％以上且0.3％以下。优选为0.05～0.25％。
Si：0.7％以上且2.7％以下
Si是铁素体相生成元素，另外，是对固溶强化有效的元素。而且，为了改善强度和延展性的平衡及确保铁素体相的硬度，需要添加0.7％以上。但是，Si的过量添加，由于红锈皮等的产生而引起表面性状变差、或者附着/密合性变差。因此，使Si为0.7％以上且2.7％以下。优选为1.0％以上且2.5％以下。
Mn：0.5％以上且2.8％以下
Mn是对钢的强化有效的元素。而且，是使奥氏体稳定的元素，是调节第二相的百分率必要的元素。因此，需要添加0.5％以上的Mn。另一方面，若过量添加而超过2.8％，则第二相百分率变得过大，难以确保铁素体相百分率。因此，使Mn为0.5％以上且2.8％以下。优选为1.6％以上且2.4％以下
P：0.1％以下
P虽然是对钢的强化有效的元素，但是若过量添加而超过0.1％，则由晶界偏析引起脆化，使耐冲击性变差。此外，若超过0.1％，则使合金化速度大幅延迟。因此，使P为0.1％以下。
S：0.01％以下
S形成MnS等夹杂物，成为耐冲击性变差或沿焊接部的金属流产生裂纹的原因，因此可以尽量减少，但从制造成本的观点出发，使S量为0.01％以下。
Al：0.1％以下
Al的过量添加使炼钢时钢坯品质变差。因此，使Al为0.1％以下。
N：0.008％以下
N是使钢的耐时效性最大幅变差的元素，因而越少越优选，若超过0.008％，则耐时效性的变差变得显著。因此，使N为0.008％以下。
余量为Fe及不可避免的杂质。但是，除这些成分元素之外，可以根据需要添加以下的合金元素。
Cr：0.05％以上且1.2％以下、V：0.005％以上且1.0％以下、Mo：0.005％以上且0.5％以下
Cr、V、Mo具有在从退火温度开始的冷却时抑制珠光体的生成的作用，因此可以根据需要添加。该效果能够在Cr：0.05％以上、V：0.005％以上、Mo：0.005％以上时得到。但是，若分别过量添加使Cr超过1.2％、V超过1.0％、Mo超过0.5％，则第二相百分率变得过大，有可能发生显著的强度上升。另外，也成为成本上升的主要原因。因此，在添加这些元素的情况下，分别使它们的量为Cr：1.2％以下、V：1.0％以下、Mo：0.5％以下。
另外，可以含有下述的Ti、Nb、B、Ni、Cu中的1种以上的元素。
Ti：0.01％以上且0.1％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下
Ti、Nb对钢的析出强化有效，该效果能够在含量分别为0.01％以上时得到，且只要在本发明所规定的范围内则可以在钢的强化中使用。但是，若含量分别超过0.1％，则加工性及形状固定性降低。另外，也成为成本上升的主要原因。因此，在添加Ti、Nb的情况下，使其添加量为Ti在0.01％以上且0.1％以下、Nb在0.01％以上且0.1％以下。
B：0.0003％以上且0.0050％以下
由于B具有抑制来自奥氏体晶界的铁素体相的生成/生长的作用，因此可以根据需要进行添加。该效果能够在含量为0.0003％以上时得到。但是，若超过0.0050％，则加工性降低。另外，也成为成本上升的主要原因。因此，在添加B的情况下，使其为0.0003％以上且0.0050％以下。
Ni：0.05％以上且2.0％以下、Cu：0.05％以上且2.0％以下
Ni、Cu是对钢的析出强化有效的元素，只要在本发明所规定的范围内则可以在钢的强化中使用。而且促进内部氧化使镀层密合性提高。为了得到这些效果，需要使含量分别为0.05％以上。另一方面，若同时使Ni、Cu超过2.0％进行添加，则使钢板的加工性降低。另外，也成为成本上升的主要原因。因此，在添加Ni、Cu的情况下，使其添加量分别为0.05％以上且2.0％以下。
Ca：0.001％以上且0.005％以下、REM：0.001％以上且0.005％以下
Ca及REM是用于使硫化物的形状球状化、而改善硫化物对拉伸凸缘性的不良影响的有效元素。为了得到该效果，需要使其含量分别为0.001％以上。但是，过量添加会引起夹杂物等增加，从而引起表面及内部缺陷等。因此，在添加Ca、REM的情况下，使其添加量分别为0.001％以上且0.005％以下。
2)下面对微观组织进行说明。
铁素体相面积率：30％以上且90％以下
为了确保良好的延展性，需要使铁素体相以面积率计为30％以上。另一方面，为了确保强度，需要使软质铁素体相为90％以下。
贝氏体相面积率：3％以上且30％以下
为了确保良好的扩孔性，需要使缓冲铁素体相与马氏体相的硬度差的贝氏体相以面积率计为3％以上。另一方面，为了确保良好的延展性，使贝氏体相为30％以下。
马氏体相面积率：5％以上且40％以下
为了确保强度及促进铁素体相的加工效果，需要使马氏体相以面积率计为5％以上。另外，为了确保延展性和扩孔性，需要使马氏体相为40％以下。
在马氏体相内，存在30％以上的长径比为3以上的马氏体相
在此所谓的长径比为3以上的马氏体相，是指在350℃～500℃的温度范围内保持30～300秒、再实施热镀锌后的冷却过程中生成的物质。根据形态对该马氏体相进行分类时，可分为长径比小于3的块状马氏体相和长径比为3以上的针状及板状马氏体相。与长径比小于3的块状马氏体相比较，长径比为3以上的针状及板状马氏体相的附近存在大量贝氏体相，该贝氏体相成为使针状及板状马氏体相与铁素体相的硬度差降低的缓冲材料，由此使扩孔性提高。
另外，本发明中的铁素体相、贝氏体相及马氏体相的面积率是指各相占观察面积的面积比例。而且，上述各面积率、马氏体相的长径比(长边/短边)及在上述马氏体相内长径比为3以上的马氏体相的面积率，能够如下求出：将与钢板的轧制方向平行的板厚截面研磨后，用3％硝酸乙醇腐蚀，使用SEM(扫描型电子显微镜)以2000倍的倍率观察10个视野，使用Media Cybernetics公司的Image-Pro分析。
残留奥氏体相体积率：2％以上
为了确保良好的延展性、深拉深性，优选使残留奥氏体相以体积率计为2％以上。
残留奥氏体相的平均结晶粒径：2.0μm以下
残留奥氏体相的平均结晶粒径超过2.0μm时，残留奥氏体相的晶界面积(异相界面的量)增大，也就是说，由于硬度差大的界面的量增加，因此扩孔性降低。因此，为了确保更良好的扩孔性，优选使残留奥氏体相的平均结晶粒径为2.01μm以下。
在残留奥氏体相内，与贝氏体相邻接存在的残留奥氏体相为60％以上
贝氏体相比硬质的残留奥氏体相或马氏体相软，比软质的铁素体相硬，因此，具有中间相(缓冲材料)的效果，缓和异相间(硬质的残留奥氏体相或马氏体相与软质的铁素体相)的硬度差，使扩孔性提高。为了确保良好的扩孔性，优选在残留奥氏体相内与贝氏体相邻接存在的残留奥氏体相为60％以上。
在残留奥氏体相内，长径比为3以上的残留奥氏体相为30％以上
在此所谓的长径比为3以上的残留奥氏体相，是指通过在350～500℃的温度范围内保持30～300秒促进贝氏体相变且碳向未相变奥氏体侧扩散、而由此生成的固溶碳量多的残留奥氏体相。固溶碳量多的残留奥氏体相的稳定性高，该残留奥氏体相的比例越多，越使延展性、深拉深性提高。此外，若根据形态对该残留奥氏体相进行分类，则可分为长径比小于3的块状残留奥氏体和长径比为3以上的针状及板状残留奥氏体。与长径比小于3的块状残留奥氏体比较，长径比为3以上的针状及板状残留奥氏体附近存在大量贝氏体相。该贝氏体相成为使针状及板状残留奥氏体与铁素体的硬度差降低的缓冲材料，因此使扩孔性提高。由此，为了确保良好的扩孔性，优选在残留奥氏体相内使长径比为3以上的残留奥氏体相为30％以上。
另外，残留奥氏体相体积率，能够通过将钢板研磨至板厚方向的1/4面，由该板厚1/4面的X射线衍射强度求出。入射X射线使用MoKα射线，对于残留奥氏体相的{111}、{200}、{220}、{311}面与铁素体相的{110}、{200}、{211}面的峰的积分强度的全部组合，求出强度比，并以它们的平均值作为残留奥氏体相的体积率。
残留奥氏体相的平均结晶粒径能够如下求出：使用TEM(透射型电子显微镜)，观察10个以上的残留奥氏体相，计算其结晶粒径的平均值。
与贝氏体相邻接存在的残留奥氏体相与长径比为3以上的残留奥氏体相的比例，能够通过研磨与钢板的轧制方向平行的板厚截面后，用3％的硝酸乙醇进行腐蚀，使用SEM(扫描型电子显微镜)以2000倍的倍率观察10个视野，再使用Media Cybernetics公司的Image-Pro作为面积率求出。根据上述方法求出面积率，并将该值直接作为体积率。此时，残留奥氏体相和马氏体相，在通过硝酸乙醇腐蚀液进行蚀刻后SEM观察的情况下，观察到两者均为白色的第2相而不能进行区分，因此实施200℃下2小时的热处理仅使马氏体回火，由此能够将两者区分。
除铁素体相、马氏体相、贝氏体相及残留奥氏体相以外，还可以含有珠光体相、渗碳体等碳化物。此时，从拉伸凸缘性的观点出发，优选珠光体相的面积率为3％以下。
3)下面对制造条件进行说明。
本发明的高强度热镀锌钢板能够通过如下方法进行制造，对具有上述的成分组成的钢板进行热轧、酸洗、冷轧后，以8℃/秒以上的平均加热速度加热至650℃以上的温度范围，在700～940℃的温度范围内保持15～600秒，接着，以10～200℃/秒的平均冷却速度冷却至350～500℃的温度范围，在该350～500℃的温度范围内保持30～300秒，接着，实施热镀锌。下面，进行详细说明。
具有上述成分组成的钢，通过通常公知的工序熔炼后，经过开坯或连铸制成钢坯，再经过热轧制成热卷。进行热轧时，优选将钢坯加热至1100～1300℃，使终轧温度在850℃以上来实施热轧，在400～750℃下对钢带进行卷取。卷取温度高于750℃时，热轧钢板中的碳化物粗大化，这种粗大化后的碳化物不能在冷轧后的短时间退火时的均热中完全熔解，因此有时不能得到必要强度。
然后，通过通常公知的方法进行酸洗、脱脂等预处理后实施冷轧。进行冷轧时，优选在30％以上的冷轧轧制率下实施冷轧。若冷轧轧制率低，则不能促进铁素体相的再结晶，未再结晶铁素体相残留，有时延展性和扩孔性降低。
以8℃/秒以上的平均加热速度加热至650℃以上的温度范围
加热的温度范围低于650℃时，不能生成微细并均匀分散的奥氏体相，在最终组织的马氏体相内，不能得到长径比为3以上的马氏体相的面积率存在30％以上的组织，从而得不到必要的扩孔性。另外，平均加热速度小于8℃/秒时，需要比通常更长的炉子，从而引起伴随着巨大的能源消耗而产生的成本上升和生产效率恶化。作为加热炉，优选使用DFF(直接加热炉，Direct Fired Furnace)。这是因为：通过利用DFF的急速加热，使内部氧化层形成，从而防止Si、Mn等氧化物向钢板最表层的富集，确保良好的镀覆性。
在700～940℃的温度范围内保持15～600秒
本发明中，在700～940℃的温度范围内，具体而言，在奥氏体单相区域或奥氏体相与铁素体相的双相区域内进行15～600秒的退火(保持)。在退火温度低于700℃时、或保持(退火)时间小于15秒时，存在：钢板中的硬质的渗碳体不能充分溶解的情况；或铁素体相的再结晶没有结束，不能得到目标组织，变得强度不足的情况。另一方面，在退火温度高于940℃时，奥氏体晶粒的生长显著，有时来自由之后的冷却所产生的第二相的铁素体相的成核点减少。此外，保持(退火)时间超过600秒时，奥氏体粗大化，另外，有时引起伴随着巨大的能源消耗而产生的成本上升。
以10～200℃/秒的平均冷却速度冷却至350～500℃的温度范围
该急冷在本发明中是重要的要素之一。通过急冷至贝氏体相生成温度范围、即350～500℃的温度范围，能够抑制冷却途中从奥氏体生成渗碳体、珠光体，从而提高贝氏体相变的驱动力。平均冷却速度低于10℃/秒时，珠光体等析出，延展性降低。平均冷却速度超过200℃/秒时，铁素体相的析出不充分，不能得到第二相均匀且微细地分散到铁素体相中的组织，扩孔性降低。而且，也导致钢板形状的恶化。
在350～500℃的温度范围内保持30～300秒
该温度范围内的保持在本发明中是重要的要素之一。保持温度低于350℃或高于500℃时、及保持时间小于30秒时，不能促进贝氏体相变，在最终组织的马氏体相内，不能得到长径比为3以上的马氏体相的面积率存在30％以上的组织，从而得不到必要的扩孔性。此外，由于变为铁素体相与马氏体相的双相组织，因此双相的硬度差增大，不能得到必要的扩孔性。此外，保持时间超过300秒时，第二相的大部分已贝氏体化，马氏体相面积率变为小于5％，从而难以确保强度。
热镀锌处理
为了提高实际使用时的防锈能力，在钢板表面实施热镀锌。在实施热镀锌处理的情况下，将钢板浸入通常浴温的镀浴中，并通过气体擦拭等调节附着量。对于镀浴温度而言，不需要特殊限定其条件，但优选450～500℃的范围。
为了确保冲压性、点焊性及涂料密合性，多数使用在镀覆后实施热处理使钢板中的Fe向镀层中扩散的合金化热镀锌。
并且，在本发明的制造方法的连续的热处理中，保持温度只要在上述的温度范围内，则不需要保持恒定，另外，冷却速度在冷却中发生变化时，只要在规定的范围内，就不会损害本发明的主旨。而且，只要满足热历史，则钢板可以通过任何设备来实施热处理。此外，为了在热处理后进行形状矫正，对本发明的钢板进行表面光扎也包括在本发明的范围内。并且，在本发明中，虽然假设使钢原材经过通常的炼钢、铸造、热轧各工序来进行制造，但有时也可以通过例如薄板铸造等省略热轧工序的一部分或全部来进行制造。
实施例
在真空熔化炉中对由表1所示的成分组成构成的钢进行熔炼，粗轧成板厚35mm后，进行1100℃～1300℃下加热保持1小时，在850℃以上的终轧温度下轧制至板厚约4.0mm，接着，在400～750℃下保持1小时后，进行炉冷。
接着，对所得热轧钢板进行酸洗后，进行冷轧至板厚1.2mm。
接着，在表2所示的制造条件下，对如上得到的冷轧钢板进行加热、保持、冷却、保持，然后，实施热镀锌处理，得到GI钢板。另外，对于部分钢板而言，在热镀锌处理后，还实施加入了470～600℃的热处理的合金化热镀锌处理，得到GA钢板。
对于如上得到的热镀锌钢板(GI钢板、GA钢板)，考察了截面微观组织、拉伸特性、拉伸凸缘性及深拉深性。
<截面微观组织>
钢板的截面微观组织，通过3％硝酸乙醇溶液(3％硝酸+乙醇)使组织显现出来，使用扫描型电子显微镜，根据组织的致密度以1000～3000倍的适当倍率对深度方向板厚1/4的位置进行拍照，使用市售的图像分析软件Media Cybernetics公司的Image-pro，定量算出铁素体相、贝氏体相、马氏体相的面积率。
残留奥氏体相的体积率，通过将钢板研磨至板厚方向的1/4面，由该板厚1/4面的X射线衍射强度求得。入射X射线使用MoKα射线，对于残留奥氏体相的{111}、{200}、{220}、{311}面与铁素体相的{110}、{200}、{211}面的峰的积分强度的全部组合，求出强度比，并以它们的平均值作为残留奥氏体相的体积率。
残留奥氏体相的平均结晶粒径，通过使用透射型电子显微镜求出任意选择的粒子的残留奥氏体的面积，将换算成正方形时的1边的长度作为该粒子的结晶粒径，对10个粒子进行求值，将它们的平均值作为该钢的残留奥氏体相的平均结晶粒径。
<拉伸特性>
进行拉伸试验，测定TS(拉伸强度)、El(总伸长率)。
拉伸试验是对加工成JIS5号试验片的试验片基于JIS Z2241来进行。并且，在本发明中，将拉伸强度590MPa级时El≥28(％)、拉伸强度780MPa时El≥21(％)、拉伸强度980MPa级时El≥15(％)的情况判定为良好。
<拉伸凸缘性>
拉伸凸缘性是根据日本钢铁联盟标准JFST1001来进行。将所得各钢板切割为100mm×100mm后，以间隔12％冲孔为直径10mm的孔，然后，在使用内径75mm的冲模以9吨的防皱压制力进行压制的状态下，将60°圆锥状冲头压入孔中，测定裂纹产生极限时的孔直径，由下式求出极限扩孔率λ(％)，并根据该极限扩孔率的值评价拉伸凸缘性。
极限扩孔率λ(％)＝{(Df-D0)/D0}×100
其中，Df为裂纹产生时的孔径(mm)、D0为初始孔径(mm)。
另外，在本发明中，将拉伸强度为590MPa级时λ≥70(％)、780MPa级时λ≥60(％)、980MPa级时λ≥50(％)判定为良好。
<r值的说明>
r值如下求出：分别从冷轧退火钢板的L方向(轧制方向)、D方向(与轧制方向成45°的方向)及C方向(与轧制方向成90°的方向)切割出JISZ2201的5号试验片，根据JISZ2254的规定分别求出rL、rD、rC，根据下式(1)计算出r值。
r = r L + 2 r D + r C 4 &CenterDot; &CenterDot; &CenterDot; ( 1 )
<深拉深性>
深拉深成形试验是通过圆筒拉深试验来进行，根据极限拉深比(LDR)评价深拉深性。圆筒深拉深试验条件为：试验中使用直径33mmΦ的圆柱冲头，并使用冲模直径为36.6mm模具。试验在防皱压制力为1吨、成形速度为1mm/秒的条件下进行。根据镀层状态等表面的滑动状态发生改变，因此，为了使表面的滑动状态不影响试验，在样品与冲模之间设置聚乙烯片，在高润滑条件下进行试验。使坯料直径以1mm间距进行变化，将未断裂而深冲出的坯料直径D与冲头直径d之比(D/d)作为LDR。将由上得到的结果示于表3。
本发明例的高强度热镀锌钢板的TS均在590MPa以上，伸长率及拉伸凸缘性均优良。另外可知，TS×El≥16000MPa·％时，是强度与延展性的平衡高、加工性优良的高强度热镀锌钢板。
另外，残留奥氏体相的体积率、平均结晶粒径等在本发明范围内的钢，也显示出了LDR为2.09以上的优良的深拉深性。另一方面，比较例中，强度、伸长率、拉伸凸缘性中的任意一个以上变差。
产业上的利用可能性
根据本发明，能够得到具有590MPa以上的TS、并且加工性优良的高强度热镀锌钢板。只要将本发明的钢板应用在汽车结构部件中，则能够实现由车体轻量化带来的燃料效率改善。产业上的利用价值非常大。
Figure BPA00001190445900181
Figure BPA00001190445900191
Figure BPA00001190445900201
Figure BPA00001190445900211

Claims (8)

1.一种加工性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，成分组成为以质量％计含有C：0.05％以上且0.3％以下、Si：0.7％以上且2.7％以下、Mn：0.5％以上且2.8％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.1％以下、N：0.008％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成；
组织为以面积率计具有30％以上且90％以下的铁素体相、3％以上且30％以下的贝氏体相和5％以上且40％以下的马氏体相，并且，在所述马氏体相内，存在30％以上的长径比为3以上的马氏体相，以体积率计，还具有2％以上的残留奥氏体相，并且，所述残留奥氏体相的平均结晶粒径为2.0μm以下。
2.如权利要求1所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其中，在所述残留奥氏体相内，与贝氏体相邻接存在的残留奥氏体相为60％以上，并存在30％以上的长径比为3以上的残留奥氏体相。
3.如权利要求1或2所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其中，作为成分组成，以质量％计，还含有选自Cr：0.05％以上且1.2％以下、V：0.005％以上且1.0％以下、Mo：0.005％以上且0.5％以下中的至少1种元素。
4.如权利要求1或2所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其中，作为成分组成，以质量％计，还含有选自Ti：0.01％以上且0.1％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下、B：0.0003％以上且0.0050％以下、Ni：0.05％以上且2.0％以下、Cu：0.05％以上且2.0％以下中的至少1种元素。
5.如权利要求1或2所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其中，作为成分组成，以质量％计，还含有选自Ca：0.001％以上且0.005％以下、REM：0.001％以上且0.005％以下中的至少1种元素。
6.如权利要求1或2所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其中，镀锌为合金化镀锌。
7.一种加工性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对具有权利要求1、3、4、5中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧、酸洗、冷轧后，以8℃/秒以上的平均加热速度加热至650℃以上的温度范围，在700～940℃的温度范围内保持15～600秒，接着，以10～200℃/秒的平均冷却速度冷却至350～500℃的温度范围，在该350～500℃的温度范围内保持30～300秒，接着，实施热镀锌。
8.如权利要求7所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其中，在实施热镀锌后，进行镀锌层的合金化处理。
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