CN102333901A - 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以上的拉伸强度TS、并且加工性(延展性和扩孔性)优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。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：0.04％以上且0.15％以下、Si：0.7％以上且2.3％以下、Mn：0.8％以上且2.2％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.1％以下、N：0.008％以下，余量由铁及不可避免的杂质构成；组织为，以面积率计，具有70％以上的铁素体相、2％以上且10％以下的贝氏体相和0％以上且12％以下的珠光体相，以体积率计，具有1％以上且8％以下的残余奥氏体相，并且，铁素体的平均结晶粒径为18μm以下，残余奥氏体的平均结晶粒径为2μm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
本发明涉及适合用作汽车、电气等产业领域中所使用的部件的、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，从地球环境保护的观点出发，提高汽车的燃油效率已成为重要的课题。与此相伴，通过车身材料的高强度化来谋求薄壁化，从而使车身本身轻量化的研究变得活跃起来。然而，钢板的高强度化会导致延展性降低，即成形加工性降低。因此，目前期望开发出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那样复杂的形状时，在突出部位、延伸凸缘部位产生裂纹、颈缩成为较大问题。因此，还需要能够克服产生裂纹、颈缩的问题的、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，目前已开发出铁素体-马氏体双相钢(Dual-Phase钢)和利用了残余奥氏体相的相变诱发塑性(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、2中提出了延展性优良的钢板，其通过规定化学成分，规定残余奥氏体相和马氏体相的体积率、以及其制造方法来实现。此外，专利文献3提出了延展性优良的钢板，其通过规定化学成分，并且规定其特殊的制造方法来实现。此外，专利文献4提出了延展性优良的钢板，其通过规定化学成分，规定铁素体相、贝氏体相和残余奥氏体相的体积率来实现。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平11-279691号公报
专利文献2：日本特开2001-140022号公报
专利文献3：日本特开平04-026744号公报
专利文献4：日本特开2007-182625号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，在专利文献1～4中，其主要目的在于通过利用残余奥氏体相的相变诱发塑性来改善延展性，因而并没有考虑扩孔性。因此，开发兼具高延展性和高扩孔性的高强度热镀锌钢板成为了课题。
鉴于上述情况，本发明的目的在于，提供具有高强度(590MPa以上的拉伸强度TS)、并且加工性(高延展性和高扩孔性)优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了得到具有高强度(590MPa以上的拉伸强度TS)、并且加工性(延展性和扩孔性)优良的高强度热镀锌钢板，反复进行了深入研究，结果得到以下见解。
通过特意添加Si，由于铁素体相的加工硬化性能改善，因此可以改善延展性；由于铁素体相的固溶强化，因此可以确保强度；并且，由于与第二相的硬度差缩小，因此可以改善扩孔性。此外，通过有效利用贝氏体相变，由于稳定确保了残余奥氏体相，因此可以改善延展性，并且，由于作为中间硬度相的贝氏体相的形成，缩小了软质铁素体相与硬质马氏体相或残余奥氏体相的硬度差，因此可以改善扩孔性。而且，如果硬质马氏体相大量存在于最终组织中，则在软质铁素体相的异相界面产生较大硬度差，因而扩孔性降低，因此，通过使最终相变为马氏体相的未相变奥氏体相的一部分珠光体化，形成由铁素体相、贝氏体相、珠光体相、马氏体相、残余奥氏体相构成的组织，能够在维持高延展性的状态下，进一步改善扩孔性。而且，通过适当控制各相的面积率，对于拉伸强度TS为590MPa以上的各强度水平的钢板来说，可以兼具高延展性和高扩孔性。
本发明基于以上的见解而完成，具有以下的特征。
[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：0.04％以上且0.15％以下、Si：0.7％以上且2.3％以下、Mn：0.8％以上且2.2％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.1％以下、N：0.008％以下，余量由铁及不可避免的杂质构成；组织为，以面积率计，具有70％以上的铁素体相、2％以上且10％以下的贝氏体相和0％以上且12％以下的珠光体相，以体积率计，具有1％以上且8％以下的残余奥氏体相，并且，铁素体的平均结晶粒径为18μm以下，残余奥氏体的平均结晶粒径为2μm以下。
[2]如上述[1]所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以面积率计，还具有1％以上且5％以下的马氏体相。
[3]如上述[1]或[2]所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，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，其特征在于，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，其特征在于，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]如上述[1]～[5]中任一项所述的加工性优良的高强度合金化热镀锌钢板，其特征在于，镀锌层为合金化镀锌层。
[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，对具有上述[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750～900℃的温度范围内保持15～600秒，然后，以3～80℃/秒的平均冷却速度冷却至300～550℃的温度范围，在上述300～550℃的温度范围内保持10～200秒，然后，实施热镀锌。
[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]、[3]、[4]、[5]中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧、酸洗后，以8℃/秒以上的平均加热速度加热至650℃以上的温度范围，在750～900℃的温度范围内保持15～600秒，然后，以3～80℃/秒的平均冷却速度冷却至300～550℃的温度范围，在上述300～550℃的温度范围内保持10～200秒，然后，实施热镀锌。
[9]如上述[7]或[8]所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，实施热镀锌之后，在520～600℃的温度范围内实施镀锌层的合金化处理。
另外，在本说明书中，表示钢的成分的％，均为质量％。此外，在本发明中，“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，在本发明中，无论是否实施合金化处理，都将通过热镀锌方法在钢板上进行镀锌后的钢板总称为热镀锌钢板。即，本发明中的热镀锌钢板包括未实施合金化处理的热镀锌钢板、以及实施合金化处理的合金化热镀锌钢板。
发明效果
根据本发明，可以得到具有高强度(590MPa以上的拉伸强度TS)、并且加工性(高延展性和高扩孔性)优良的高强度热镀锌钢板。例如，通过将本发明的高强度热镀锌钢板应用于汽车结构部件，可以实现由车身轻量化带来的燃油效率的改善，产业上的利用价值非常大。
具体实施方式
以下，对本发明进行详细说明。
通常，已知就软质铁素体相与硬质马氏体相的双相结构来说，虽然可以确保延展性，但由于铁素体相与马氏体相的硬度差较大，因此无法得到充分的扩孔性。因此，通过以铁素体相作为主相，以含有碳化物的贝氏体相作为第二相，可以实现缩小硬度差，从而确保扩孔性。但是，此时存在无法确保充分的延展性的问题。因此，本发明人进一步对残余奥氏体相的有效利用和珠光体相的有效利用进行了研究，着眼于由铁素体相、贝氏体相、珠光体相、马氏体相和残余奥氏体相构成的复合组织情况下特性改善的可能性，详细地进行了研究。
其结果是，为了改善铁素体相的固溶强化和铁素体相的加工硬化性能而特意添加Si，通过形成铁素体相、贝氏体相、珠光体相、马氏体相和残余奥氏体相的复合组织，使异相之间的硬度差降低，而且通过优化该复合组织的面积，可以兼具高延展性和高扩孔性。
以上是完成本发明的技术特征。
而且，本发明的特征在于，成分组成为，以质量％计，含有C：0.04％以上且0.15％以下、Si：0.7％以上且2.3％以下、Mn：0.8％以上且2.2％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.1％以下、N：0.008％以下，余量由铁及不可避免的杂质构成；组织为，以面积率计，具有70％以上的铁素体相、2％以上且10％以下的贝氏体相和0％以上且12％以下的珠光体相，以体积率计，具有1％以上且8％以下的残余奥氏体相，并且，铁素体的平均结晶粒径为18μm以下，残余奥氏体的平均结晶粒径为2μm以下。
(1)首先，对成分组成进行说明。
C：0.04％以上且0.15％以下
C是奥氏体生成元素，是在使组织复合化，改善强度与延展性的平衡中有效的元素。如果C量小于0.04％，则难以确保必要的残余γ量和贝氏体面积率。另一方面，如果C量超过0.15％而过量添加，则硬质马氏体相的面积率超过5％，扩孔性降低。此外，焊接部和热影响部的硬化显著，焊接部的机械特性变差。因此，使C为0.04％以上且0.15％以下。优选为0.05％以上且0.13％以下。
Si：0.7％以上且2.3％以下
Si是铁素体生成元素，而且还是对固溶强化有效的元素。而且，为了改善强度与延展性的平衡，并且确保铁素体相的强度，需要添加0.7％以上。此外，为了稳定确保残余奥氏体，必须添加0.7％以上。然而，Si的过量添加会引起因红锈等的产生而导致的表面性状变差、以及镀层附着/密合性变差。因此，使Si为0.7％以上且2.3％以下。优选为1.0％以上且1.8％以下。
Mn：0.8％以上且2.2％以下
Mn是对钢的强化有效的元素。而且，是使奥氏体稳定化的元素，也是在调节第二相的比率中必需的元素。为此，需要添加0.8％以上的Mn。另一方面，如果过量添加而超过2.2％，则第二相比率变得过大，难以确保铁素体面积率。此外，近年来Mn的合金成本高涨，因此成为成本增加的主要原因。因此，使Mn为0.8％以上且2.2％以下。优选为1.0％以上且2.0％以下。
P：0.1％以下
P是对钢的强化有效的元素，如果过量添加而超过0.1％，则引起由晶界偏析而导致的脆化，使耐冲击性变差。此外，如果超过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线的裂纹的原因，因此最好尽可能减少，但从制造成本的方面出发使S为0.01％以下。
Al：0.1％以下
Al在用于钢的脱氧而被添加时，如果小于0.01％则Mn、Si等粗大的氧化物在钢中大量分散，从而材质劣化，因此优选使添加量为0.01％以上。但是，如果Al量超过0.1％，则导致表面性状的劣化。因此，使Al量为0.1％以下，优选为0.01％～0.1％。
N：0.008％以下
N是使钢的耐时效性大幅变差的元素，优选越少越好，如果超过0.08％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，在上述成分元素的基础上，还可以根据需要添加以下的合金元素。
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
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，因此可以根据需要进行添加。其效果在Cr：0.05％以上、V：0.005％以上、Mo：0.005％以上时能够得到。但是，若各自过量添加而使Cr超过1.2％、V超过1.0％、Mo超过0.5％时，则第二相比率变得过大，有可能引起扩孔性的降低等。而且，还成为成本增加的主要原因。因此，在添加这些元素的情况下，使它们的量各自为Cr：1.2％以下、V：1.0％以下、Mo：0.5％以下。
而且，还可以含有下述的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，在各自含量为0.01％以上时能够得到该效果，且只要在本发明所规定的范围内则可以用于钢的强化。但是，如果各自超过0.1％则加工性及形状固定性降低。此外，成为成本增加的主要原因。因此，在添加Ti、Nb的情况下，使其添加量满足：Ti为0.01％以上且0.1％以下、Nb为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的生成/生长的作用，因此可以根据需要进行添加。其效果在添加量为0.0003％以上时能够得到。但是，如果超过0.0050％则加工性降低。此外，成为成本增加的主要原因。因此，添加B时，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是对钢的强化有效的元素，只要在本发明所规定的范围内则可以用于钢的强化。此外，由于促进内部氧化，使镀层密合性提高。为了得到这些效果，需要使其含量各自为0.05％以上。另一方面，如果添加Ni、Cu均超过2.0％，则会使钢板的加工性降低。并且，成为成本增加的主要原因。因此，添加Ni、Cu时，使其添加量各自为0.05％以上且2.0％以下。
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
Ca及REM是用于使硫化物的形状球状化，从而改善硫化物对扩孔性的不良影响的有效的元素。为了得到该效果，需要使其含量各自为0.01％以上。但是，过量添加引起夹杂物等的增加，从而引起表面和内部缺陷等。因此，添加Ca、REM时，使其添加量分别为0.001％以上且0.005％以下。
(2)下面，对显微组织进行说明。
铁素体相的面积率：70％以上
为了确保良好的延展性，需要使铁素体相以面积率计为70％以上。
贝氏体相的面积率：2％以上且10％以下
为了确保良好的扩孔性，必须使贝氏体相以面积率计为2％以上。另一方面，为了确保良好的延展性，使贝氏体相为10％以下。另外，这里所说的贝氏体相的面积率是指贝氏体铁素体相(位错密度高的铁素体)占观察面积的面积比例。
珠光体相的面积率：0％以上且12％以下
珠光体相的面积率超过12％时，无法确保必要的残余奥氏体量，从而延展性降低。因此，为了确保良好的延展性，必须使珠光体相以面积率计为12％以下。另一方面，为了确保良好的扩孔性，优选缩小软质铁素体与硬质马氏体的硬度差的中间硬度的珠光体为2％以上。因此，优选为2％以上且10％以下。
残余奥氏体相的体积率：1％以上且8％以下
为了确保良好的延展性，必须使残余奥氏体相的体积率为1％以上。此外，残余奥氏体相的体积率超过8％时，扩孔加工时残余奥氏体相发生相变，生成的硬质马氏体相增加，扩孔性降低。因此，为了确保良好的扩孔性，必须使残余奥氏体相以体积率计为8％以下。优选为2％以上且6％以下。
铁素体的平均结晶粒径：18μm以下
为了确保所希望的强度，需要使铁素体的平均结晶粒径为18μm以下。此外，当铁素体的平均结晶粒径超过18μm时，大量存在于铁素体晶界的第二相的分散状态局部地变密集，无法得到第二相均匀分散的组织，可能导致扩孔性降低。
残余奥氏体的平均结晶粒径：2μm以下
为了确保良好的扩孔性，需要使残余奥氏体的平均结晶粒径为2μm以下。
马氏体相的面积率：1％以上且5％以下
为了确保所希望的强度，需要使马氏体相以面积率计为1％以上。此外，为了确保良好的扩孔性，需要使硬质马氏体相的面积率为5％以下。
另外，除了铁素体相、珠光体相、贝氏体相、残余奥氏体相、马氏体相之外，还可能生成回火马氏体相、回火贝氏体相和渗碳体等碳化物，但只要上述铁素体相、珠光体相和贝氏体相的面积率、以及残余奥氏体相的体积率、铁素体和残余奥氏体的平均结晶粒径满足上述条件，就可以实现本发明的目的。
此外，本发明中的铁素体相、贝氏体相(贝氏体铁素体相)、珠光体相和马氏体相的面积率是指各相占观察面积的面积比例。
(3)下面，对制造条件进行说明。
本发明的高强度热镀锌钢板可以通过如下方法进行制造：对具有适合上述成分组成范围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750～900℃的温度范围内保持15～600秒，然后，以3～80℃/秒的平均冷却速度冷却至300～550℃的温度范围，在该300～550℃的温度范围内保持10～200秒，然后，实施热镀锌，并根据需要在520～600℃的温度范围内实施镀锌层的合金化处理。
此外，上述是镀层的基底钢板为冷轧钢板的情况，而镀层的基底钢板也可以为上述进行热轧、酸洗后的钢板。
以下，进行详细说明。
对于具有上述成分组成的钢，通过通常公知的工序进行熔炼后，通过开坯或连铸制成钢坯，再通过热轧制成热轧卷材。进行热轧时，其条件不受特别限制，但优选将钢坯加热至1100～1300℃，使终轧温度为850℃以上来实施热轧，并且在400～750℃下卷取成钢带。当卷取温度超过750℃时，热轧板中的碳化物粗大化，这种粗大化的碳化物不会在热轧、酸洗后或冷轧后的短时间退火时的均热处理中熔化，因此有时无法得到必要的强度。然后，通过通常公知的方法进行酸洗、脱脂等预处理后，根据需要实施冷轧。进行冷轧时，其条件不受特别限制，但优选以30％以上的冷轧率实施冷轧。这是因为如果冷轧率低，则无法促进铁素体的再结晶，未再结晶铁素体残留，从而延展性和扩孔性可能降低。
以8℃/秒以上的平均加热速度加热至650℃以上的温度范围
当进行加热的温度范围低于650℃或者平均加热速度小于8℃/秒时，退火中无法生成微细且均匀分散的奥氏体相，在最终组织中形成第二相局部集中存在的组织，难以确保良好的扩孔性。此外，当平均加热速度小于8℃/秒时，需要比通常情况下更长的加热炉，引起伴随巨大的能量消耗的成本增加和生产效率的降低。此外，优选使用DFF(直接加热炉，Direct Fired Furnace)作为加热炉。这是因为，通过利用DFF进行快速加热，形成内部氧化层，防止Si、Mn等氧化物在钢板最表层富集，从而确保良好的镀覆性。
在750～900℃的温度范围内保持15～600秒
在本发明中，为了进行退火，在750～900℃的温度范围内、具体而言在奥氏体单相区、或奥氏体相和铁素体相的双相区内保持15～600秒。在退火温度低于750℃或退火时间小于15秒的情况下，有时钢板中的硬质渗碳体未充分熔解，铁素体的再结晶未完成，并且难以确保作为目标的残余奥氏体相的体积率，从而延展性降低。另一方面，当退火温度高于900℃或退火时间超过600秒时，退火中奥氏体粗大化，冷却刚停止后，第二相的大部分成为C含量低的未相变奥氏体。因此，在之后的300～550℃的温度范围内保持10～200秒的工序中发生贝氏体相变，含有碳化物的贝氏体大量生成，几乎无法确保马氏体相、残余奥氏体相，因此变得难以确保所希望的强度和良好的延展性。此外，可能引起伴随巨大的能源消耗的成本增加。
以3～80℃/s的平均冷却速度冷却至300～550℃的温度范围
当平均冷却速度小于3℃/秒时，冷却中第二相的大部分发生珠光体化或渗碳体化，最终几乎无法确保残余奥氏体相，从而延展性降低。当平均冷却速度超过80℃/秒时，铁素体生成不充分，无法得到所希望的铁素体面积率，从而延展性降低。特别是，在热镀锌后没有实施合金化处理的情况下，从得到所希望的组织的观点出发，该平均冷却速度的上限优选为15℃/秒。此外，当冷却停止温度低于300℃时，无法促进贝氏体相变，成为几乎不存在贝氏体相、残余奥氏体相的组织，因此无法得到所希望的延展性。当冷却停止温度高于550℃时，大部分的未相变奥氏体发生渗碳体化或珠光体化，难以得到作为目标的贝氏体相的面积率和残余奥氏体相的体积率，延展性降低。
在300～550℃的温度范围保持10～200s
保持温度低于300℃或高于550℃时、或者保持时间小于10s时，无法促进贝氏体相变，成为几乎不存在贝氏体相、残余奥氏体相的组织，因此无法得到所希望的延展性。此外，当保持时间超过200秒时，由于过度促进了贝氏体相变，第二相的大部分成为贝氏体相和渗碳体。因此，最终组织成为几乎不含有马氏体的组织，因此难以确保所希望的强度。
之后，将钢板浸入通常浴温的镀浴中进行热镀锌，通过气体擦拭等调节附着量。
在520～600℃的温度范围内实施镀锌层的合金化处理
以提高实际使用时的防锈能力为目的，在表面实施热镀锌。此时，为了确保冲压成形性、点焊性和涂料密合性，因而经常使用在镀覆后实施热处理从而使钢板的Fe向镀层中扩散的合金化热镀锌。在上述温度范围内实施镀锌层的合金化处理，是本发明的重要的必要条件之一。通过促进贝氏体相变而生成的固溶C量多的未相变奥氏体，即使通过合金化处理加热至上述温度范围，发生珠光体相变(或渗碳体化)的量仍少，作为稳定的残余奥氏体相大量残留，与此相对，固溶C量少的未相变奥氏体被加热至上述温度范围时，其大半发生珠光体相变(或渗碳体化)。合金化处理温度高于600℃时，最终组织成为铁素体相、珠光体相、贝氏体相占大部分、且几乎不存在残余奥氏体相、马氏体相的组织，难以确保所希望的强度和良好的延展性。此外，合金化处理温度低于520℃时，固溶C量少的未相变奥氏体相发生珠光体化的量少，最终相变为马氏体。即，最终组织由铁素体相、贝氏体相、残余奥氏体相和5％以上的马氏体相构成，上述的软质铁素体相与硬质马氏体相的硬度差大的异相界面大幅增加，因此扩孔性降低。因此，为了使最终组织的硬质马氏体相降低，在520～600℃的高的温度范围内进行合金化处理，使最终组织构成成为铁素体相、珠光体相、贝氏体相、残余奥氏体相以及5％以下的少量的马氏体相，由此可以确保良好的延展性，并且进一步改善扩孔性。
当合金化处理的温度低于520℃时，马氏体相的面积率超过5％，上述硬质马氏体相与软质铁素体相邻接，因此异相间产生大的硬度差，扩孔性降低。并且，热镀锌层的附着性变差。当合金化处理温度高于600℃时，大部分未相变奥氏体发生渗碳体化或珠光体化，结果无法确保所希望的残余奥氏体量，延展性降低。另外，关于合金化处理的温度范围，为了兼具良好的延展性和扩孔性，更优选为540～590℃的范围。
另外，在本发明的制造方法的一系列的热处理中，保持温度只要在上述温度范围内则不需要保持恒定，此外，冷却速度在冷却中发生变化的情况下，只要在规定的范围内，则不会损害本发明的主旨。此外，只要满足热历史，则钢板可以通过任何设备来实施热处理。而且，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轧也包含在本发明的范围内。另外，在本发明中，假定为通过通常的炼钢、铸造、热轧各工序来制造钢原材的情况，但也可以是通过例如薄壁铸造等省略一部分或全部热轧工序来进行制造的情况。
实施例1
使用转炉对具有表1所示成分、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢进行熔炼，通过连铸法制成钢坯。将所得钢坯加热至1200℃，然后，在870～920℃的终轧温度下进行热轧，直至板厚为3.2mm，在520℃下进行卷取。然后，将所得热轧板酸洗后，实施冷轧，制造冷轧钢板。然后，通过连续热镀锌生产线，在表2所示的制造条件下，对如上得到的冷轧钢板进行退火处理，并且实施热镀锌处理，然后，进一步实施增加了520～600℃的热处理的合金化热镀锌处理，由此得到合金化热镀锌钢板。对于部分钢板，制造未实施镀层的合金化处理的热镀锌钢板。
此外，使用转炉对具有表1中A、J、B、K、L、M、N、O、P所示成分组成、余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢进行熔炼，通过连铸法制成钢坯。将所得的钢坯加热至1200℃，然后，在870～920℃的终轧温度下进行热轧，直至预定的板厚，并且在520℃下进行卷取。然后，通过连续热镀锌生产线，在表3所示的制造条件下，进行退火处理，并且实施热镀锌处理，然后，进一步实施增加了520～600℃的热处理的合金化热镀锌处理，由此得到合金化热镀锌钢板。对于部分钢板，制造未实施镀层的合金化处理的热镀锌钢板。
另外，分别进行热轧，使表3中的No.39、40、43、44、45、49、54为板厚2.6mm，使No.41、46、47、50、53为板厚2.3mm，使No.42、48为板厚2.0mm，使No.51为板厚2.4mm，使No.52为板厚1.9mm。
Figure BPA00001424183800161
[表2]
Figure BPA00001424183800171
下划线部：表示在本发明范围之外
Figure BPA00001424183800181
对于所得热镀锌钢板，铁素体相、贝氏体相、珠光体相、马氏体相的面积率如下求得：将与钢板的轧制方向平行的板厚截面研磨后，使用3％的硝酸乙醇溶液进行腐蚀，然后使用SEM(扫描电子显微镜)在2000倍的倍率下观察10个视野，使用Media Cybernetics公司的Image-Pro求出各相的面积率。铁素体的平均结晶粒径如下求出：使用上述Image-Pro求出各铁素体晶粒的面积，算出圆等效直径，再求出这些值的平均值，作为铁素体的平均结晶粒径。
此外，残余奥氏体的体积率，是通过将钢板研磨至板厚方向的1/4面后，由该板厚1/4面的X射线衍射强度求得。入射X射线使用CoKα射线，求出残余奥氏体相的{200}、{220}、{311}面与铁素体相的{220}、{200}、{211}面的峰的积分强度的全部组合的强度比，并以它们的平均值作为残余奥氏体相的体积率。残余奥氏体的平均结晶粒径如下求出：使用TEM(透射电子显微镜)观察10个以上的残余奥氏体，再将其结晶粒径取平均值而求出。
此外，拉伸试验使用JIS5号试验片，根据JIS Z2241来进行，测定TS(拉伸强度)、El(总延伸率)，其中，上述JIS5号试验片是以使拉伸方向与钢板的轧制方向成直角的方式来裁取试样而得到的。
另外，在本发明中，将TS×El≥20000(MPa·％)的情况判定为良好。
此外，对如上得到的热镀锌钢板(GI钢板、GA钢板)的扩孔性(延伸凸缘性)进行测定。扩孔性(延伸凸缘性)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，在板厚≥2.0mm时冲裁出间隔为12％±1％的直径为10mm的孔、在板厚＜2.0mm时冲裁出间隔为12％±2％的直径为10mm的孔，之后，使用内径75mm的冲模在以9吨的压边力按压的状态下，将60°圆锥形的冲头压入孔中，测定裂纹产生极限的孔直径，并由下式求出极限扩孔率λ(％)，并根据该极限扩孔率的值评价延伸凸缘性。
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λ≥70(％)的情况判定为良好。
此外，r值如下算出：分别从热镀锌钢板的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值＝(rL+2rD+rC)/4…(1)
而且，深拉深成形试验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33mm的圆柱冲头，并使用冲模直径为33+3×板厚mm的模具。试验在压边力为1吨、成形速度为1mm/秒的条件下进行。由于表面的滑动状态根据镀覆状态等而改变，因此为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从而在高润滑条件下进行试验。使坯料直径以1mm为变化单位变化，以被拉拔而没有断裂的坯料直径D与冲头直径d的比(D/d)作为LDR。
将如上得到的结果示于表4、表5。
Figure BPA00001424183800211
Figure BPA00001424183800221
本发明例的高强度热镀锌钢板的TS均为590MPa以上，并且延展性和扩孔性也优良。此外，可知在TS×El≥20000MPa·％时强度与延展性的平衡高，是加工性优良的高强度热镀锌钢板。另一方面，比较例的强度、延展性、扩孔性的任意一项以上较差。

Claims (9)

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：0.04％以上且0.15％以下、Si：0.7％以上且2.3％以下、Mn：0.8％以上且2.2％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.1％以下、N：0.008％以下，余量由铁及不可避免的杂质构成；组织为，以面积率计，具有70％以上的铁素体相、2％以上且10％以下的贝氏体相和0％以上且12％以下的珠光体相，以体积率计，具有1％以上且8％以下的残余奥氏体相，并且，铁素体的平均结晶粒径为18μm以下，残余奥氏体的平均结晶粒径为2μm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，其特征在于，以面积率计，还具有1％以上且5％以下的马氏体相。
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，其特征在于，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1～3中任一项所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，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1～4中任一项所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，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1～5中任一项所述的加工性优良的高强度合金化热镀锌钢板，其特征在于，镀锌层为合金化镀锌层。
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750～900℃的温度范围内保持15～600秒，然后，以3～80℃/秒的平均冷却速度冷却至300～550℃的温度范围，在所述300～550℃的温度范围内保持10～200秒，然后实施热镀锌。
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750～900℃的温度范围内保持15～600秒，然后，以3～80℃/秒的平均冷却速度冷却至300～550℃的温度范围，在所述300～550℃的温度范围内保持10～200秒，然后实施热镀锌。
9.如权利要求7或8所述的加工性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，实施热镀锌之后，在520～600℃的温度范围内实施镀锌层的合金化处理。
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