CN103003460A - 延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供具有590MPa以上的拉伸强度TS且延展性和扩孔性优良的高屈服比的热镀锌钢板及其制造方法。一种延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量%计含有C：0.04%以上且0.13%以下、Si：0.9%以上且2.3%以下、Mn：0.8%以上且2.4%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.01%以上且0.1%以下、N：0.008%以下，余量由铁及不可避免的杂质构成，作为组织，以面积率计铁素体为94%以上、马氏体为2%以下，铁素体的平均结晶粒径为10μm以下，铁素体的维氏硬度为140以上，并且存在于铁素体的晶界上的碳化物的平均结晶粒径为0.5μm以下，存在于铁素体的晶界上的碳化物的长宽比为2.0以下。

Description

延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合作为在汽车产业领域中使用的构件的延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，由于地球环境的保护意识提高，强烈要求改善燃料效率来减少汽车的CO2排放量。随之而来，要通过车身材料的高强度化实现薄壁化、从而使车身轻量化的动向日益活跃。但是，担心会由于钢板的高强度化而使延展性和扩孔性降低。因此，期望开发出兼具高延展性和高扩孔性的高强度钢板。另外，从确保与侧面碰撞时的乘务人员保护相对应的耐压曲性的观点出发，对高屈服比的钢板的期望也日益增高。另外，对于考虑到防锈性的构件而言，高强度热镀锌钢板的需求增高。
针对高强度钢板的扩孔性的提高，例如在专利文献1中提出了高强度合金化热镀锌钢板及其制造方法，其中，通过规定化学成分并规定复合组织中的铁素体的面积率和结晶粒径、存在于铁素体中的微细析出物的尺寸和量以及残余奥氏体的面积率而使材质稳定性和扩孔性优良。另外，针对高强度钢板的扩孔性的提高和屈服比的增大，在专利文献2中提出了高强度热轧钢板和高强度热镀锌钢板及其制造方法，其中，通过规定化学成分并制作在铁素体基体中微细分散有马氏体、残余奥氏体和贝氏体的硬质相组织的复合组织而使成形性优良。另外，在专利文献3中提出了一种热轧钢板及其制造方法，其中，通过规定化学成分并控制铁素体为主体的组织中Ti量与C量之比而使疲劳特性和延伸凸缘性优良。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2008-291314号公报
专利文献2：日本特开2001-335892号公报
专利文献3：日本特开2008-274416号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，在专利文献1中，由于以扩孔性的提高为主要目的，因此，并没有考虑延展性的提高和屈服比的增大。另外，在专利文献2、3中，虽然考虑了扩孔性的提高和屈服比的增大，但没有对延展性的提高进行研究。因此，兼具高延展性、高扩孔性和高屈服比的高强度热镀锌钢板的开发成为课题。
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)且延展性和扩孔性优良的高屈服比的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)且延展性和扩孔性优良的高屈服比的热镀锌钢板而反复进行深入研究，结果得到以下发现。
通过在以铁素体为主体的组织中添加Si，能够提高铁素体自身的加工硬化能力而使延展性提高、能够利用铁素体的固溶强化确保强度并且降低与第二相的硬度差而使扩孔性提高。另外，通过控制存在于铁素体的晶界的渗碳体等碳化物的尺寸和长宽比，能够减少利用冲裁进行扩孔加工时产生的微空隙的量，进而抑制扩孔加工时的裂纹传播，从而能够进一步提高扩孔性。另外，通过制作将马氏体的百分率抑制得较低的组织，能够实现高屈服比。基于以上情况，对于拉伸强度TS为590MPa以上的强度水平的钢板而言，能够具有高延展性和高扩孔性并且具有高屈服比。
本发明基于以上的见解而完成，其具备以下特征。
[1]一种延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量%计含有C：0.04%以上且0.13%以下、Si：0.9%以上且2.3%以下、Mn：0.8%以上且2.4%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.01%以上且0.1%以下、N：0.008%以下，余量由铁及不可避免的杂质构成，作为组织，以面积率计铁素体为94%以上、马氏体为2%以下，铁素体的平均结晶粒径为10μm以下，铁素体的维氏硬度为140以上，并且存在于铁素体的晶界上的碳化物的平均结晶粒径为0.5μm以下，存在于铁素体的晶界上的碳化物的长宽比为2.0以下。
[2]如上述[1]所述的延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板，其特征在于，进一步利用3000倍的扫描电子显微镜观察钢组织时，存在晶粒内含有5个以上的碳化物的铁素体的晶粒0.005个/μm2以上。
[3]如上述[1]或[2]所述的延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，进一步以质量%计含有选自Cr：0.05%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下、Ni：0.05%以上且1.0%以下、Cu：0.05%以上且1.0%以下中的至少一种元素。
[4]如上述[1]~[3]中任一项所述的延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，进一步以质量%计含有选自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0.005%以下中的至少一种元素。
[5]如上述[1]~[4]中任一项所述的延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，进一步以质量%计含有选自Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下中的至少一种元素。
[6]如上述[1]~[5]中任一项所述的延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，进一步以质量%计含有选自Ta：0.001%以上且0.010%以下、Sn：0.002%以上且0.2%以下中的至少一种元素。
[7]如上述[1]~[6]中任一项所述的延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，进一步以质量%计含有Sb：0.002%以上且0.2%以下。
[8]一种延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述[1]、[3]~[7]中任一项所述的成分组成的钢坯在850℃以上的精轧出口侧温度下进行热轧，在450~600℃下卷取后，进行酸洗，在600~750℃的温度范围内保持50~550秒来进行退火，然后进行冷却，接着实施热镀锌。
[9]如上述[8]所述的延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，实施热镀锌后，在470~600℃的温度范围内实施锌镀层的合金化处理。
需要说明的是，在本说明书中，表示钢成分的%全部为质量%。另外，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。
另外，在本发明中，不管是实施合金化处理还是不实施合金化处理，都将通过热镀锌方法在钢板上镀锌而得到的钢板统称为热镀锌钢板。即，本发明的热镀锌钢板包括未实施合金化处理的热镀锌钢板和实施了合金化处理的合金化热镀锌钢板这两者。
发明效果
根据本发明，能够得到具有高强度(590MPa以上的拉伸强度TS)且延展性和扩孔性优良的高屈服比的热镀锌钢板。通过将本发明的高强度热镀锌钢板应用于例如汽车结构构件，能够通过车身轻量化实现燃料效率的改善，产业上的利用价值非常大。
具体实施方式
下面，对本发明的详细情况进行说明。
一般已知，对于软质的铁素体与硬质的马氏体的双相组织构成而言，能够确保延展性，但铁素体与马氏体的硬度差大，因此得不到充分的扩孔性。另外已知，对于DP组织(铁素体＋马氏体)而言，得不到高的屈服比。另一方面，已知以铁素体为主体并且使第二相为渗碳体等碳化物，由此，通过减少硬度差大的异相界面的量来确保扩孔性，并且通过不含马氏体来得到高的屈服比，但得不到充分的强度和延展性。因此，本发明人着眼于通过以铁素体为主体、使第二相为马氏体百分率抑制在较低水平且以渗碳体等碳化物为主体的组织构成并且积极活用Si来利用铁素体的固溶强化确保强度并且提高铁素体本身的加工硬化能力而确保延展性的可能性进行了研究。此外，着眼于通过减小存在于铁素体的晶界的渗碳体等碳化物的尺寸和长宽比来减少利用冲裁进行扩孔加工时产生的微空隙的量、进而抑制扩孔加工时的裂纹传播从而进一步提高扩孔性的可能性进行了研究。结果，对于拉伸强度TS为590MPa以上的强度水平的钢板而言，能够具有高延展性和高扩孔性并且具有高屈服比。
以上为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，以质量%计含有C：0.04%以上且0.13%以下、Si：0.9%以上且2.3%以下、Mn：0.8%以上且2.4%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.01%以上且0.1%以下、N：0.008%以下，余量由铁及不可避免的杂质构成，作为组织，以面积率计铁素体为94%以上、马氏体为2%以下，铁素体的平均结晶粒径为10μm以下，铁素体的维氏硬度为140以上，并且，存在于铁素体的晶界上的碳化物的平均结晶粒径为0.5μm以下，存在于铁素体的晶界上的碳化物的长宽比为2.0以下。
(1)首先，对成分组成进行说明。
C：0.04%以上且0.13%以下
C为奥氏体生成元素，并且是使组织复合化而提高强度和延展性的主要元素。C量低于0.04%时，难以确保强度。另一方面，过量添加而使C量超过0.13%时，成为延伸凸缘裂纹的起点的碳化物的量增加，从而使扩孔性降低。由此，C设定为0.04%以上且0.13%以下。优选为0.06%以上且0.11%以下。
Si：0.9%以上且2.3%以下
Si是铁素体生成元素，也是对铁素体的固溶强化有效的元素。为了提高强度与延展性的平衡并且确保铁素体的硬度，需要添加0.9%以上。但是，过量添加Si时，会因产生红氧化皮等而引起表面性状变差、镀层附着性和密合性变差。因此，Si设定为0.9%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2.4%以下
Mn是对钢的强化有效的元素。另外是奥氏体生成元素，在Mn量低于0.8%时，难以确保强度。另一方面，过量添加而超过2.4%时，成为延伸凸缘裂纹的起点的碳化物的量增加，从而使扩孔性降低。另外，近年来，Mn的合金成本高涨，因此，也成为成本升高的主要因素。Mn优选为0.8%以上且1.8%以下，更优选为1.0%以上且1.8%以下。
P：0.1%以下
P是对钢的强化有效的元素，但过量添加而超过0.1%时，会由于晶界偏析而引起脆化，从而使耐冲击性变差。另外，超过0.1%时，会使合金化速度大幅度地延迟。因此，P设定为0.1%以下。
S：0.01%以下
S形成MnS等夹杂物而成为使耐冲击性变差、沿焊接部的金属流产生裂纹的原因，因此，优选尽量降低，从制造成本方面考虑，S设定为0.01%以下。
Al：0.01%以上且0.1%以下
Al是用于使钢脱氧而添加的元素，并且是对利用AlN使热轧后的钢组织微细化、改善材质有效的元素。Al量低于0.01%时，其添加效果不足，因此，将下限设定为0.01%。但是，过量添加Al时，会由于氧化物系夹杂物增加而导致表面性状和成形性变差，成本也增高，因此，Al设定为0.1%以下。
N：0.008%以下
N是使钢的耐时效性最大程度变差的元素，越少越好，在超过0.008%时，耐时效性的变差变得显著。因此，N设定为0.008%以下。
余量为Fe及不可避免的杂质。但是，在这些成分元素的基础上，可以根据需要添加以下的合金元素。
选自Cr：0.05%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下、Ni：0.05%以上且1.0%以下、Cu：0.05%以上且1.0%以下中的至少一种
Cr、V、Mo、Ni、Cu是对钢的强化有效的元素，只要在本发明规定的范围内均可以用于钢的强化。其效果在Cr为0.05%以上、V为0.005%以上、Mo为0.005%以上、Ni为0.05%以上、Cu为0.05%以上时得到。但是，过量添加而使Cr超过1.0%、V超过0.5%、Mo超过0.5%、Ni超过1.0%、Cu超过1.0%时，第二相的百分率变得过大，担心会由于显著的强度上升而使延展性和扩孔性降低。另外，也成为成本升高的主要因素。因此，在添加这些元素的情况下，将其量分别设定为：Cr为0.05%以上且1.0%以下，V为0.005%以上且0.5%以下，Mo为0.005%以上且0.5%以下，Ni为0.05%以上且1.0%以下，Cu为0.05%以上且1.0%以下。
另外，可以含有选自下述的Ti、Nb和B中的一种以上的元素。
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0.005%以下中的至少一种
Ti、Nb是对钢的析出强化有效的元素。其效果在Ti为0.01%以上、Nb为0.01%以上时得到。但是，过量添加而使Ti超过0.1%、Nb超过0.1%时，第二相的百分率变得过大，担心会由于显著的强度上升而使延展性和扩孔性降低。另外，也成为成本升高的主要因素。因此，在添加Ti、Nb的情况下，将其添加量设定为：Ti为0.01%以上且0.1%以下，Nb为0.01%以上且0.1%以下。
B是对钢的强化有效的元素，其效果在0.0003%以上时得到。但是，过量添加而使B超过0.005%时，第二相的百分率变得过大，担心会由于显著的强度上升而使延展性和扩孔性降低。另外，也成为成本升高的主要因素。因此，在添加B的情况下，将其量设定为0.0003%以上且0.005%以下。
选自Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下中的至少一种
Ca和REM是用于使硫化物的形状形成球形而改善硫化物给扩孔性带来的不利影响而有效的元素。为了得到该效果，需要分别为0.001%以上。但是，过量添加会引起夹杂物等的增加，从而引起表面缺陷和内部缺陷等。因此，在添加Ca、REM的情况下，其添加量分别设定为0.001%以上且0.005%以下。
选自Ta：0.001%以上且0.010%以下、Sn：0.002%以上且0.2%以下中的至少一种
Ta与Ti、Nb同样，不仅形成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于高强度化，而且一部分固溶在Nb碳化物、Nb碳氮化物中形成(Nb、Ta)(C、N)这样的复合析出物，由此，认为Ta具有显著抑制析出物的粗大化、使析出强化对强度的贡献稳定化的效果。因此，在添加Ta的情况下，优选将其含量设定为0.001%以上。但是，在过量添加时，不仅上述的析出物稳定化效果饱和，而且合金成本也升高，因此，在添加Ta的情况下，优选将其含量设定为0.010%以下。
从抑制钢板表面的氮化、氧化或因氧化产生的钢板表层的数十微米区域的脱碳的观点出发，可以添加Sn。通过抑制这种氮化和氧化，防止在钢板表面马氏体的生成量减少，从而使疲劳特性和耐时效性得到改善。从抑制氮化和氧化的观点出发，在添加Sn的情况下，优选将其含量设定为0.002%以上，超过0.2%时会导致韧性降低，因此，优选将其含量设定为0.2%以下。
Sb：0.002%以上且0.2%以下
与Sn同样，从抑制钢板表面的氮化、氧化或因氧化产生的钢板表层的数十微米区域的脱碳的观点出发，也可以添加Sb。通过抑制这种氮化和氧化，防止在钢板表面马氏体的生成量减少，从而使疲劳特性和耐时效性得到改善。从抑制氮化和氧化的观点出发，在添加Sb的情况下，优选将其含量设定为0.002%以上，超过0.2%时会导致韧性降低，因此，优选将其含量设定为0.2%以下。
(2)接着，对显微组织进行说明。
铁素体的面积率：94%以上
为了确保良好的延展性和扩孔性，需要使铁素体以面积率计为94%以上。
马氏体的面积率：2%以下
为了确保高的屈服比和良好的扩孔性，需要使马氏体以面积率计为2%以下。
铁素体的平均结晶粒径：10μm以下
为了确保期望的强度，需要使铁素体的平均结晶粒径为10μm以下。
铁素体的维氏硬度：140以上
为了确保期望的强度和良好的扩孔性，需要使铁素体的维氏硬度为140以上。优选铁素体的维氏硬度为150以上。
存在于铁素体的晶界上的碳化物的平均结晶粒径：0.5μm以下
为了确保良好的扩孔性，需要使存在于铁素体的晶界上的碳化物的平均结晶粒径为0.5μm以下。
存在于铁素体的晶界上的碳化物的长宽比：2.0以下
为了确保良好的扩孔性，需要使存在于铁素体的晶界上的碳化物的长宽比为2.0以下。
利用3000倍的扫描电子显微镜观察钢组织时，晶粒内含有5个以上的碳化物的铁素体的晶粒：0.005个/μm2以上
为了确保更高的屈服比，优选利用3000倍的扫描电子显微镜观察钢组织时，存在晶粒内含有5个以上的碳化物的铁素体的晶粒0.005个/μm2以上。以3000倍的倍率进行观察是因为，该倍率是适合于具有提高屈服比的作用的碳化物的观察和个数计算的倍率。
需要说明的是，除了铁素体、马氏体、渗碳体等碳化物以外，有时还会产生贝氏体铁素体、珠光体、球形化的珠光体、残余奥氏体等，但只要满足上述的铁素体的面积率和马氏体的面积率等，就能够达到本发明的目的。
(3)接着，对制造方法进行说明。
本发明的高强度热镀锌钢板可以通过如下方法制造：将具有符合上述成分组成范围的成分组成的钢坯在850℃以上的精轧出口侧温度下进行热轧，在450~600℃卷取后，进行酸洗，在600~750℃的温度范围内保持50~550秒来进行退火，然后进行冷却，接着实施热镀锌，根据需要在实施热镀锌后，在470~600℃的温度范围内实施锌镀层的合金化处理。
下面，详细地进行说明。
将具有上述成分组成的钢通过通常公知的工序进行熔炼后，经过开坯或连铸制成钢坯，实施热轧而制成热轧板。关于钢坯的加热，对条件没有特别限定，例如加热至1100~1300℃后，在850℃以上的精轧出口侧温度下实施热轧，在450~600℃下进行卷取。
热轧精轧出口侧温度：850℃以上
在热轧精轧出口侧温度低于850℃时，铁素体成为在轧制方向上伸长的组织，并且渗碳体等碳化物的长宽比增大，从而使扩孔性降低。因此，将热轧精轧出口侧温度设定为850℃以上。
卷取温度：450~600℃
在卷取温度低于450℃时，热轧组织中，马氏体和贝氏体的硬质相占大半，最终成为回火马氏体和贝氏体多的组织，由于显著的强度上升而使延展性和扩孔性降低。另外，难以确保在之后的退火处理后，利用3000倍的扫描电子显微镜观察钢组织时，晶粒内含有5个以上的碳化物的铁素体的晶粒为0.005个/μm2以上，从而得不到高的屈服比。另外，在卷取温度超过600℃时，铁素体的结晶粒径变大，从而得不到期望的强度。因此，卷取温度设定为450~600℃。
通过通常公知的方法对上述中得到的热轧板进行酸洗，根据需要实施脱脂等预处理，然后，进行以下的退火。
退火：在600~750℃的温度范围内保持50~550秒
在本发明中，在600~750℃的温度范围内保持50~550秒钟来进行退火，具体而言，在铁素体单相区保持50~550秒钟来进行退火。在退火温度低于600℃的情况下或保持时间(退火时间)少于50秒的情况下，热轧时生成的珠光体残留，从而使延展性降低。另一方面，退火温度超过750℃时，成为在铁素体与奥氏体的双相区的退火，最终第二相几乎都相变成马氏体，从而得不到高屈服比。另外，在保持时间(退火时间)超过550秒时，晶粒发生粗大化，难以确保期望的强度。因此，退火条件设定为在600~750℃的温度范围内保持50~550秒。
退火后，进行冷却，将钢板浸入通常浴温的镀浴中进行热镀锌，利用气体擦拭等调节附着量。
为了确保冲压成形性、点焊性和涂料密合性，在制造镀层中扩散有钢板的Fe的合金化热镀锌钢板时，实施热镀锌后，在470~600℃的温度范围内实施锌镀层的合金化处理。
在合金化处理温度高于600℃时，铁素体的晶粒发生粗大化，难以确保期望的强度。另外，在合金化处理温度低于470℃时，合金化不进行，从而得不到合金化热镀锌钢板。
需要说明的是，在本发明的制造方法的一系列热处理中，只要满足热历程条件，则可以使用任何设备对钢板实施热处理。另外，热镀锌后，在实施合金化处理的情况下，为了在合金化处理后进行形状矫正而对本发明的钢板进行表面光轧，这也包括在本发明的范围内。
实施例
将具有表1所示成分组成、余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢利用转炉进行熔炼，通过连铸法制成钢坯。将所得到的钢坯加热到1200℃后，在表2所示的精轧出口侧温度下进行热轧，直到各板厚为2.3~3.2mm，在表2所示的卷取温度下进行卷取。接着，对所得到的热轧板进行酸洗，通过连续热镀锌生产线，在表2所示的条件下进行退火，然后进行热镀锌，进而实施表2所示的条件的合金化处理，从而得到热镀锌钢板(合金化热镀锌钢板、表3的镀层种类：GA)。对于一部分，得到未实施合金化处理的热镀锌钢板(表3的镀层种类：GI)。热镀锌浴使用含有Al：0.14%的锌浴，浴温设定为460℃。将镀锌量调节至每单面45g/m2，并以使被膜中Fe浓度为9~12%的方式对合金化处理进行调节。
Figure BDA00002732630300141
[表2]
Figure BDA00002732630300151
下划线部分：表示在本发明范围之外。
对于所得到的热镀锌钢板，铁素体、马氏体的面积率通过如下方法求出：对与钢板的轧制方向平行的板厚截面进行研磨后，用3%硝酸乙醇溶液进行腐蚀，对于板厚1/4位置，使用SEM(扫描电子显微镜)以2000倍的倍率观察10个视野，使用Media Cybernetics公司的Image-Pro对10个视野计算出各相的面积率，并求出它们的平均值。铁素体的平均结晶粒径通过如下方法求出：使用上述的Image-Pro，求出各铁素体晶粒的面积，计算出圆等效直径，并求出它们的平均值。另外，存在于铁素体的晶界上的碳化物的平均结晶粒径通过如下方法求出：利用TEM(透射电子显微镜)观察20个存在于铁素体的晶界上的碳化物，求出各碳化物的面积，计算出圆等效直径，并求出它们的平均值。另外，存在于铁素体的晶界上的碳化物的长宽比通过如下方法求出：利用TEM观察20个存在于铁素体的晶界上的碳化物，使用上述的Image-Pro，用各碳化物的长轴除以短轴，并求出所得值的平均值。
另外，关于晶粒内含有5个以上的碳化物的铁素体的晶粒的个数，使用SEM以3000倍的倍率对合计为10000μm2的10个视野观察钢组织，求出晶粒内含有5个以上的碳化物的铁素体的晶粒的个数，并换算成每1μm2的个数。
铁素体的维氏硬度使用维氏硬度计在载荷为2g、负荷时间为15秒的条件下进行测定。对铁素体的中央附近测定10个粒子的铁素体的硬度，将其平均值作为铁素体的维氏硬度。
拉伸试验中，使用以使拉伸方向为与钢板的轧制方向成直角的方向的方式裁取试样而得到的JIS5号试验片，依据JIS Z2241进行拉伸试验，测定YS(屈服强度)、TS(拉伸强度)、EL(总伸长率)。在此，YR(屈服比)设定为YS/TS。延展性利用TS×EL的值进行评价。另外，在本发明中，将YR≥0.75、TS×EL≥19000MPa·%的情况判定为良好。
另外，对通过以上方法得到的热镀锌钢板测定扩孔性。扩孔性依据日本钢铁联盟标准JFST1001进行测定。将所得到的各钢板切割成100mm×100mm后，以12%±1%的间隙冲裁出直径10mm的孔，然后，使用内径75mm的冲模在以8吨的压边力按压的状态下，向孔内压入60°圆锥的冲头，测定裂纹产生极限下的孔直径，由下式求出极限扩孔率λ(%)，利用该极限扩孔率的值评价扩孔性。
极限扩孔率λ(%)={(Df-D0)/D0}×100
其中，Df为产生裂纹时的孔径(mm)，D0为初始孔径(mm)。另外，在本发明中，将λ≥80(%)的情况判定为良好。
将通过以上得到的结果示于表3中。
Figure BDA00002732630300181
对于本发明例的高强度热镀锌钢板而言，TS均为590MPa以上，延展性和扩孔性也优良，并且具有高屈服比。另一方面，对于比较例而言，强度、延展性、扩孔性、屈服比中的任意一个以上较差。
产业上的可利用性
根据本发明，能够得到具有高强度(590MPa以上的拉伸强度TS)且延展性和扩孔性优良的高屈服比的热镀锌钢板。通过将本发明的高强度热镀锌钢板应用于例如汽车结构构件，能够通过车身轻量化而实现燃料效率的改善。

Claims (9)

1.一种延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量%计含有C：0.04%以上且0.13%以下、Si：0.9%以上且2.3%以下、Mn：0.8%以上且2.4%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.01%以上且0.1%以下、N：0.008%以下，余量由铁及不可避免的杂质构成，作为组织，以面积率计铁素体为94%以上、马氏体为2%以下，铁素体的平均结晶粒径为10μm以下，铁素体的维氏硬度为140以上，并且存在于铁素体的晶界上的碳化物的平均结晶粒径为0.5μm以下，存在于铁素体的晶界上的碳化物的长宽比为2.0以下。
2.如权利要求1所述的延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板，其特征在于，进一步利用3000倍的扫描电子显微镜观察钢组织时，存在晶粒内含有5个以上的碳化物的铁素体的晶粒0.005个/μm2以上。
3.如权利要求1或2所述的延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，进一步以质量%计含有选自Cr：0.05%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下、Ni：0.05%以上且1.0%以下、Cu：0.05%以上且1.0%以下中的至少一种元素。
4.如权利要求1~3中任一项所述的延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，进一步以质量%计含有选自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0.005%以下中的至少一种元素。
5.如权利要求1~4中任一项所述的延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，进一步以质量%计含有选自Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下中的至少一种元素。
6.如权利要求1~5中任一项所述的延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，进一步以质量%计含有选自Ta：0.001%以上且0.010%以下、Sn：0.002%以上且0.2%以下中的至少一种元素。
7.如权利要求1~6中任一项所述的延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为成分组成，进一步以质量%计含有Sb：0.002%以上且0.2%以下。
8.一种延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1、3~7中任一项所述的成分组成的钢坯在850℃以上的精轧出口侧温度下进行热轧，在450~600℃下卷取后，进行酸洗，在600~750℃的温度范围内保持50~550秒来进行退火，然后进行冷却，接着实施热镀锌。
9.如权利要求8所述的延展性和扩孔性优良的高屈服比高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，实施热镀锌后，在470~600℃的温度范围内实施锌镀层的合金化处理。
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