CN105074037A - 高强度热镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明以不积极含有高价合金元素的成分体系得到具有优良的伸长率、延伸凸缘性的加工性优良的拉伸强度为900MPa以上的高强度热镀锌钢板。一种高强度热镀锌钢板，其特征在于，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.16～0.24％、Si：0.8～1.8％、Mn：1.0～3.0％、P：0.020％以下、S：0.0040％以下、Al：0.01～0.1％、N：0.01％以下、Ca：0.0001～0.0020％，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，铁素体相和贝氏体相的合计相对于组织整体的面积比率为30～70％，回火马氏体相相对于组织整体的面积比率为20～40％，残余奥氏体相相对于组织整体的面积比率为10～20％，马氏体相相对于组织整体的面积比率为2～20％。

Description

高强度热镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合用于汽车零件等的高强度钢板及其制造方法，并且涉及在不积极添加高价的Ti、Nb、V、Cu、Ni、Cr、Mo等元素的情况下，实现了拉伸强度(TS)：900MPa以上，具有优良的伸长率和延伸凸缘性的高强度热镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
汽车用部件大多形状复杂，需要作为加工性指标之一的伸长率(El)、延伸凸缘性(也称为扩孔性)优良的材料。此外，在高强度化至TS900MPa级以上时，从确保强度的观点考虑，有时积极地添加Ti、Nb、V、Cu、Ni、Cr、Mo等极高价的稀有元素。
此处提出几种涉及伸长率和延伸凸缘性这两者均优良的热镀锌钢板的技术。例如，专利文献1中公开了一种拉伸强度为980MPa以上的加工性优良的高屈服比高强度的热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，满足C：0.12～0.3％、Si：0.1％以下(不包括0％)、Mn：2.0～3.5％、P：0.05％以下(不包括0％)、S：0.05％以下(不包括0％)、Al：0.005～0.1％和N：0.015％以下(不包括0％)，余量为铁和不可避免的杂质，其金属组织以贝氏体作为母相组织，并且以相对于全部组织的比例计，满足铁素体的面积率：3～20％、和马氏体的面积率：10～35％。专利文献2中公开了一种扩孔性和延展性优良的热镀锌高强度钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.03～0.20％、Si：1.0％以下、Mn：0.01～3％、P：0.0010～0.1％、S：0.0010～0.05％、Al：0.3～2.0％、Mo：0.01～5.0％，并进一步含有Ti：0.001～0.5％、Nb：0.001～0.5％、B：0.0001～0.0050％、Cr：0.01～5％中的1种或2种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，显微组织以面积率计含有30％以上的铁素体，拉伸强度为850MPa以上。而且，在专利文献3中公开了一种延展性和耐腐蚀性优良的合金化热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.10～0.50％、Mn：1.0～3.0％、Si：0.005～2.5％、Al：0.005～2.5％，并且限制为P：0.05％以下、S：0.02％以下、N：0.006％以下，使上述Si和Al的总和为Si+Al≥0.8％，显微组织以面积率计含有10～75％的铁素体、2～30％的残余奥氏体，该残余奥氏体中的C量为0.8～1.0％。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2011－214101号公报
专利文献2：日本特开2010－43360号公报
专利文献3：日本特开2011－168816号公报
发明内容
发明所要解决的问题
对于专利文献1中公开的钢板而言，其组织含有铁素体相和马氏体相，且以贝氏体相为母相，并不能说伸长率充分。对于专利文献2中公开的钢板而言，含有Mo等高价元素，而且组织以面积率计含有30％以上的铁素体，并不能说伸长率充分。
与此相对，对于专利文献3中公开的钢板而言，着眼于残余奥氏体的相变诱发塑性(transformationinducedplasticity)，通过控制残余奥氏体相的面积率和残余奥氏体中的C量而实现了高伸长率。然而，如果参照其实施例，则仅仅公开了得到C：0.25～0.28％、TS：778.2～1043.7MPa的钢板，对于专利文献3的技术而言，C量低于0.25％时，是否可以稳定地得到TS：900MPa以上的钢板并不明确。另外，含有C量：0.25％以上的钢板在进行点焊的情况下有可能无法获得充分的接头强度。
本发明目的在于提供一种在不积极含有作为高价合金元素的Ti、Nb、V、Cu、Ni、Cr、Mo等的成分体系的情况下解决上述问题，具有优良的伸长率和延伸凸缘性也优良的加工性优良的拉伸强度(TS)为900MPa以上的高强度热镀锌钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人们为了解决上述问题而进行了潜心研究。结果发现，通过下述a)和b)，即使上述那样的高价稀有元素的含量少，也可以得到伸长率极其优良、并且延伸凸缘性也优良的拉伸强度为900MPa以上的热镀锌钢板。
a)从焊接性、成型性的观点考虑，将C含量设定为0.24％以下。
b)使金属组织为铁素体相和贝氏体相、回火马氏体相、残余奥氏体相以及马氏体相，并将这些相的面积比率控制在规定的范围内。
本发明基于这样的见解而完成，其要点如下所述。
(1)提供一种高强度热镀锌钢板，其特征在于，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.16～0.24％、Si：0.8～1.8％、Mn：1.0～3.0％、P：0.020％以下、S：0.0040％以下、Al：0.01～0.1％、N：0.01％以下、Ca：0.0001～0.0020％，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，铁素体相和贝氏体相的合计相对于组织整体的面积比率为30～70％，回火马氏体相相对于组织整体的面积比率为20～40％，残余奥氏体相相对于组织整体的面积比率为10～20％，马氏体相相对于组织整体的面积比率为2～20％。
(2)本发明的高强度热镀锌钢板，例如可以通过下述方法制造，对由上述成分组成构成的钢坯进行热轧、酸洗后，进行冷轧，接着进行加热至800～950℃的温度范围后再冷却的热处理，随后进行如下热处理：加热至700～850℃的温度范围，以5～50℃/秒的冷却速度冷却至100～300℃的温度范围，停止该冷却后，接着加热至350～600℃的温度范围，保持10～500秒，随后，实施热镀锌。
(3)在本发明的方法中，优选在所述酸洗后、所述冷轧前，进一步实施加热至400～750℃的温度范围的热处理。
发明效果
根据本发明，不积极添加上述那样的高价元素，也可以得到伸长率优良，并且延伸凸缘性也优良的拉伸强度为900MPa以上的高强度热镀锌钢板。而且，通过本发明得到的高强度热镀锌钢板，适合作为冲压成型为严格形状的汽车零件。
具体实施方式
本发明人们对于高强度热镀锌钢板的伸长率的提高进行了潜心研究。结果发现，即使是不含有Ti、Nb、V、Cu、Ni、Cr、Mo等高价元素的成分组成，通过形成规定的组织，伸长率的提高也变得显著。即，在本发明中，形成了铁素体相和贝氏体相的合计相对于组织整体的面积比率为30～70％，回火马氏体相相对于组织整体的面积比率为20～40％，残余奥氏体相相对于组织整体的面积比率为10～20％，马氏体相相对于组织整体的面积比率为2～20％的组织。以下，对本发明的详细情况进行说明。
首先，对本发明的成分组成进行说明。需要说明的是，各元素的含量单位均为质量％，以下，只要没有特别说明，则仅由％表示。
C：0.16～0.24％
C是奥氏体稳定化元素，影响残余奥氏体相的生成，有助于均匀伸长率的提高，并且影响回火马氏体相、马氏体相的面积比率、硬度，是有助于强度的元素。当C量小于0.16％时，会过度生成铁素体相，难以确保拉伸强度，并且无法得到所希望的残余奥氏体量，难以确保优良的伸长率。由此，将C量设定为0.16％以上。优选C量为0.18％以上。另一方面，如果C量超过0.24％，则焊接性显著变差，并且马氏体相过度硬质化，拉伸强度变得过高，难以确保优良的伸长率。由此，将C量设定为0.24％以下。优选C量为0.23％以下，更优选为0.22％以下。因此，将C量设定为0.16％以上且0.24％以下的范围。从焊接性的观点考虑，优选为0.18％以上且0.23％以下的范围。更优选的范围为0.18％以上且0.22％以下的范围。
Si：0.8～1.8％
Si通过固溶强化对钢的强化有效，并且影响残余奥氏体相的生成，有助于均匀伸长率的提高，是提高强度和伸长率的平衡(TS－El平衡)的元素。当Si量小于0.8％时，无法得到这样的效果。由此，将Si量设定为0.8％以上。优选Si量为1.2％以上。另一方面，如果Si量超过1.8％，则富集在表面的Si量增加，产生镀不上的情况。由此，将Si量设定为1.8％以下。优选Si量为1.6％以下。因此，将Si量设定为0.8％以上且1.8％以下的范围。优选为1.2％以上且1.8％以下，更优选为1.2％以上且1.6％以下的范围。
Mn：1.0～3.0％
Mn是奥氏体稳定化元素，并且是使最终得到的回火马氏体相和马氏体相以所希望的量生成从而有助于强度的元素。为了得到上述作用，需要将Mn量设定为1.0％以上。优选Mn量为1.5％以上，更优选为1.7％以上。另一方面，如果Mn量超过3.0％，则淬透性过度提高，无法得到所希望的铁素体相和贝氏体相，回火马氏体相和马氏体相的面积比率增加，过度硬质化，从而难以确保优良的伸长率。由此，将Mn设定为3.0％以下。优选Mn量为2.5％以下，更优选为2.3％以下。因此，将Mn量设定为1.0％以上且3.0％以下的范围。优选为1.5％以上且2.5％以下，更优选为1.7％以上且2.3％以下的范围。
P：0.020％以下
P是对焊接性产生不良影响的元素，优选P量较少。特别是当P量超过0.020％时焊接性显著变差，但是可以允许至0.020％。因此，将P量的范围设定为0.020％以下。优选P量小于0.010％。另一方面，如果过度减少，则炼钢工序中的生产效率下降，成本变高，因此优选将P量设定为0.001％以上。因此，P量的范围优选为0.001％以上且0.020％。如果考虑到焊接性，则更优选为0.001％以上且小于0.010％的范围。
S：0.0040％以下
S作为夹杂物存在于钢中，由于其成为夹杂物裂纹的起点，因此优选S量较少。特别是当S量超过0.0040％时延伸凸缘性显著下降，但是可以允许至0.0040％。因此，将S量的范围设定为0.0040％以下。优选S量为0.0020％以下。另一方面，过度减少在工业上难以实施，会伴有炼钢工序中脱硫成本的增加、生产率的下降，因此优选将S量设定为0.0001％以上。因此，S量的范围优选为0.0001％以上且0.0040％以下。更优选为0.0001％以上且0.0020％以下的范围。
Al：0.01～0.1％
Al作为钢的脱氧剂添加，需要添加0.01％以上。优选Al量为0.02％以上。另一方面，如果添加超过0.1％，则氧化铝等钢板表层部中的夹杂物增加，伸长率、弯曲性下降。由此，将Al量设定为0.1％以下。优选Al量为0.08％以下，更优选为0.06％以下。因此，将Al量设定为0.01％以上且0.1％以下。优选为0.02％以上且0.08％以下，更优选为0.02％以上且0.06％以下的范围。
N：0.01％以下
N是对时效性产生影响的元素，优选N量较少。特别是当N量超过0.01％时，应变时效变得显著，因此将N量的范围设定为0.01％以下。优选N量为0.0060％以下。另一方面，过度的减少会伴有炼钢工序中脱氮成本的增加，并且会伴有生产率的下降，因此优选将N量设定为0.0001％以上。因此，N量的优选范围为0.0001％以上且0.01％以下。更优选的范围为0.0001％以上且0.0060％以下。
Ca：0.0001～0.0020％
Ca具有使成为变形时裂纹起点的硫化物的形状由板状球状化、抑制局部变形能力下降的效果。为了得到该效果，需要将Ca量设定为0.0001％以上。另一方面，如果添加超过0.0020％，Ca夹杂物过度增加，成为夹杂物裂纹的起点，伸长率、弯曲性下降。由此，将Ca量设定为0.0020％以下。优选Ca量为0.0010％以下。因此，将Ca量设定为0.0001％以上且0.0020％以下的范围。优选为0.0001％以上且0.0010％以下的范围。
需要说明的是，在本发明的钢中，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。但是，只要是在不损害本发明效果的范围内，则不排除含有上述以外的成分。
从不积极含有高价的合金元素的本发明目的出发，优选不含有Ti、Nb、V、Cu、Ni、Cr、Mo。
接着，对于本发明重要条件之一的钢的组织的限定范围和限定理由进行详细说明。
铁素体相和贝氏体相的合计相对于组织整体的面积比率：30～70％
与马氏体相相比，由渗碳体和铁素体相构成的贝氏体相和铁素体相更软质，有助于伸长率。为了得到所希望的伸长率，需要使铁素体相和贝氏体相的合计相对于组织整体的面积比率为30％以上。当铁素体相和贝氏体相的合计面积比率小于30％时，硬质的马氏体相的面积比率增加，过度地高强度化，仅能得到低伸长率。优选铁素体相和贝氏体相的合计相对于组织整体的面积比率为45％以上。另一方面，如果铁素体相和贝氏体相的合计面积比率超过70％，则难以确保900MPa以上的拉伸强度。并且，难以确保规定量的有助于伸长率的残余奥氏体相。因此，将铁素体相和贝氏体相的合计相对于组织整体的面积比率设定为70％以下。优选铁素体相和贝氏体相的合计相对于组织整体的面积比率为68％以下，更加优选为65％以下。由此，将铁素体相和贝氏体相的合计面积比率设定为30％以上且70％以下的范围。优选的范围是30％以上且68％以下，更加优选的范围是45％以上且65％以下。
回火马氏体相相对于组织整体的面积比率：20～40％
回火马氏体相在有助于强度的同时，与回火前的硬质马氏体相相比，对伸长率的不良影响更小。回火马氏体相在高强度化时确保了优良的伸长率，对于得到高TS－El平衡、具体而言为TS×El≥26000MPa·％是有效的。为了得到上述作用，需要使回火马氏体相相对于组织整体的面积比率为20％以上。优选回火马氏体相相对于组织整体的面积比率为25％以上。然而，如果回火马氏体相的面积比率超过40％，则难以确保规定量的有助于伸长率的残余奥氏体相，无法确保TS×El≥26000MPa·％。因此，将回火马氏体相相对于组织整体的面积比率设定为40％以下。优选回火马氏体相的面积比率为35％以下。由此，将回火马氏体相的面积比率设定为20％以上且40％以下的范围。优选的范围是25％以上且35％以下。
残余奥氏体相相对于组织整体的面积比率：10～20％
残余奥氏体相具有如下效果：通过应变诱导相变(straininducedtransformation)、即材料变形时承受应变的部分相变为马氏体相，从而使变形部硬质化，防止应变集中，由此提高均匀伸长率。为了得到高均匀伸长率，得到所希望的优良伸长率(总伸长率)，需要含有10％以上的残余奥氏体相。因此，将残余奥氏体相相对于组织整体的面积比率设定为10％以上。然而，残余奥氏体相的C浓度高，为硬质。如果残余奥氏体相在钢板中超过20％而过度存在，则局部存在硬质的部分，因此成为妨碍局部伸长率的主要因素，将难以确保优良的伸长率(总伸长率)和弯曲性。由此，将残余奥氏体相相对于组织整体的面积比率设定为20％以下。优选残余奥氏体相相对于组织整体的面积比率为15％以下。因此，将残余奥氏体相的面积比率设定为10％以上且20％以下。优选为10％以上且15％以下的范围。
马氏体相相对于组织整体的面积比率：2～20％
位错密度高的硬质马氏体相与位错密度低的回火后的软质马氏体相被明确区分。也就是说，本发明中所谓的马氏体相不包括回火马氏体相。硬质的马氏体相大大有助于拉伸强度，为了确保900MPa以上的TS，需要使马氏体相的面积比率为2％以上。优选马氏体相的面积比率为5％以上。然而，当马氏体相的面积比率过多时，过度地高强度化，伸长率下降，因此需要使马氏体相的面积比率为20％以下。优选马氏体相的面积比率为18％以下，更优选马氏体相的面积比率为15％以下。通过将马氏体相的面积比率设定为2％以上且20％以下，可以得到良好的伸长率。优选马氏体相的面积比率为2％以上且15％以下，进一步优选为5％以上且15％以下的范围。
此外，本发明的钢板为高强度热镀锌钢板，在具有上述的成分组成、组织的高强度钢板的表面上具有热镀锌被膜。在此，本发明的热镀锌钢板是如后所述浸渍到热镀锌浴中制造的非合金的热镀锌钢板(GI)。作为热镀锌层的附着量，没有特别限定，优选每单面为30g/m2～120g/m2的双面镀覆或单面镀覆。
接着对本发明的高强度热镀锌钢板的制造方法进行说明。对具有上述成分组成的钢坯进行热轧、酸洗后，进行冷轧，接着进行加热至800～950℃的温度范围后再冷却的热处理，随后进行如下热处理：加热至700～850℃的温度范围，以5～50℃/秒的冷却速度冷却至100～300℃的温度范围，停止该冷却后，接着加热至350～600℃的温度范围，保持10～500秒，随后实施热镀锌，由此可以得到作为本发明目的的高强度热镀锌钢板。在本发明的方法中，优选在所述酸洗后、所述冷轧前，实施加热至400～750℃的温度范围的热处理。此外，还可以对热镀锌后的钢板实施表皮光轧(temperrolling)。
以下，对制造条件的限定范围和限定理由进行详细说明。
在本发明中，对钢坯的制造没有特别限定，只要通过薄板坯铸造、铸锭等进行制造即可。特别是为了减少偏析，优选采用连铸法制造。
对于热轧也没有特别限制，根据常规方法进行即可。另外，热轧时的加热温度优选为1100℃以上，从减少锈皮生成、减少燃料消耗率的观点考虑，其上限优选为1300℃左右。此外，为了避免铁素体和珠光体的层状组织的生成，热轧的终轧温度(精轧输出侧温度)优选设定为850℃以上。此外，从减少锈皮生成、通过抑制结晶粒径粗大化而使组织微细均匀化的观点考虑，优选将热轧的终轧温度的上限设定为950℃左右。从冷轧性、表面性状的观点考虑，热轧结束后的卷取温度优选设定为400℃以上，此外，优选设定为600℃以下。因此，优选将卷取温度设定为400～600℃。
对卷取后的钢板，按照常规方法实施酸洗，接着进行冷轧至所希望的板厚。对于酸洗的条件，没有特别限制，按照使用盐酸的酸洗等以往公知的方法进行即可。对于冷轧，也没有特别限制，按照以往公知的方法进行，制成所希望的板厚即可。另外，冷轧的压下率没有特别限定，但优选设定为30％以上，此外，优选设定为60％以下。因此，优选将冷轧的压下率设定为30～60％左右。
对于冷轧后的钢板，进行加热至800～950℃的温度范围后再冷却的热处理，随后进行如下热处理：加热至700～850℃的温度范围，以5～50℃/秒的冷却速度冷却至100～300℃的温度范围，停止该冷却后，接着加热至350～600℃的温度范围，保持10～500秒，随后实施热镀锌。
冷轧后加热至800～950℃的温度范围后再冷却
对冷轧后的钢板(冷轧板)实施热处理(退火)。当该热处理的温度低于800℃时，热处理中的奥氏体百分率少，C、Mn向奥氏体中的分配进行，形成C和Mn浓度高的奥氏体微细分散的状态。结果，由于C、Mn等元素的不均匀存在，在后述的最终热处理后，原来C浓度高的区域优先形成马氏体相，因此马氏体相的面积比率变多，并且再次成为马氏体相以带状存在的不均匀组织。因此，导致伸长率的下降，无法得到TS×El≥26000MPa·％。由此，将对冷轧后的钢板实施的热处理(退火)的温度设定为800℃以上。优选该温度为840℃以上。另一方面，如果热处理温度超过950℃而加热至奥氏体单相的温度范围，则由于奥氏体粒径过度粗大化，最终得到的晶粒也过度粗大化，作为铁素体相的成核点的晶界减少。结果，在之后的最终热处理中铁素体相的生成被抑制，回火马氏体相和马氏体相的面积比率增加，导致伸长率的下降。由此，将对冷轧后的钢板实施的热处理(退火)的温度设定为950℃以下。优选该温度为900℃以下。因此，将热处理温度(退火温度)设定为800℃以上且950℃以下。优选为840℃以上且900℃以下的范围。
对于退火后的冷却，没有特别规定，只要适当冷却至常温即可。需要说明的是，为了促进贝氏体相变，生成所希望的残余奥氏体相，得到良好的伸长率，进而得到高TS－El平衡，优选将退火后的冷却的冷却停止温度设定为300℃以上，更优选为350℃以上。此外，优选将该冷却停止温度设定为500℃以下，更优选为450℃以下。因此，优选将冷却停止温度设定为300～500℃的范围，更优选350℃～450℃的范围。此外，为了进行C向奥氏体相的富集，得到所希望的残余奥氏体量，优选在该冷却停止温度范围中保持100秒以上，更优选保持200秒以上。此外，优选将在该冷却停止温度范围中保持的时间设定为1000秒以下，更优选保持600秒以下。因此，优选在该冷却停止温度范围中保持100～1000秒的范围，更优选保持200～600秒的范围。
在上述冷轧后的热处理(退火)后，实施最终热处理。最终热处理是如下的热处理：加热至700～850℃的温度范围，以5～50℃/秒的冷却速度冷却至100～300℃的温度范围，停止冷却，也就是将冷却停止温度设定为100～300℃进行冷却，然后，接着加热至350～600℃的温度范围，保持10～500秒。
最终热处理的热处理温度：700～850℃
当最终热处理的热处理温度低于700℃时，热处理中的铁素体相的面积比率过度增大，难以确保900MPa以上的TS。由此，将最终热处理的热处理温度设定为700℃以上。优选该热处理温度为750℃以上。另一方面，如果最终热处理的热处理温度超过850℃，则热处理中的奥氏体相的面积比率增加，热镀锌处理后钢板的铁素体相的面积比率少，铁素体相以外的面积比率变多，难以确保伸长率。由此，将最终热处理的热处理温度设定为850℃以下。优选该热处理温度为830℃以下。因此，将最终热处理的热处理温度设定为700℃以上且850℃以下。更优选的热处理温度为750℃以上且830℃以下。
冷却速度：5～50℃/秒
从上述最终热处理温度起的冷却速度对于得到所希望的相的面积比率来说是重要的。需要说明的是，在本发明中，该冷却速度是从最终热处理的热处理温度到冷却停止温度的平均冷却速度。当该冷却速度小于5℃/秒时，过度地生成了铁素体相，过度地软质化，因此难以确保900MPa以上的TS。由此，将该冷却速度设定为5℃/秒以上。优选该冷却速度为10℃/秒以上。另一方面，如果该冷却速度超过50℃/秒，则铁素体相以外的面积比率变多，过度地硬质化，因此伸长率下降。由此，将该冷却速度设定为50℃/秒以下。优选该冷却速度为40℃/秒以下，更优选为30℃/秒以下。因此，将该冷却速度设定为5℃/秒以上且50℃/秒以下的范围。优选为10℃/秒以上且40℃/秒以下，更优选为10℃/秒以上且30℃/秒以下的范围。另外，该冷却优选为气体冷却，但并不需要特别规定，可以组合炉冷、喷雾冷却、轧辊冷却、水冷等进行。
冷却停止温度：100～300℃
当冷却停止温度低于100℃时，在冷却停止时过度地生成马氏体相。接着，通过之后进行的向350～600℃的温度范围的加热(再升温加热)使马氏体相回火，最终得到的回火马氏体相的面积比率增大，残余奥氏体相的生成受到抑制，将难以确保优良的伸长率。由此，将冷却停止温度设定为100℃以上。优选冷却停止温度为150℃以上。另一方面，当冷却停止温度超过300℃时，冷却停止时生成的马氏体相少，通过之后进行的向350～600℃的温度范围的加热(再升温加热)使马氏体相回火，最终得到的回火马氏体相的面积比率过于变少。而且，在该350～600℃的温度范围中保持后，奥氏体量变多，在保持后冷却至室温的过程中过度地生成硬质的马氏体相，过于高强度化，难以确保优良的伸长率。由此，将冷却停止温度设定为300℃以下。优选冷却停止温度为275℃以下，更优选冷却停止温度为250℃以下。因此，为了将铁素体相、贝氏体相、马氏体相和残余奥氏体相的面积比率控制在所希望的范围，确保TS900MPa以上的拉伸强度，同时得到优良的伸长率，将冷却停止温度设定为100℃以上且300℃以下的范围。优选设定为100℃以上且275℃以下的范围，进一步优选设定为150℃以上且250℃以下的范围。
加热至350～600℃的温度范围，保持10～500秒
在上述冷却停止后，接着加热至350～600℃的温度范围(再升温加热)。当该加热温度(也称为再升温加热温度)低于350℃，或者保持时间小于10秒时，无法得到回火马氏体，最终在钢板中过度地生成硬质的马氏体相，钢板高强度化，难以确保优良的伸长率。由此，将再升温加热温度设定为350℃以上。此外，将该保持时间设定为10秒以上。优选再升温加热温度为370℃以上。优选该保持时间为20秒以上。另一方面，当再升温加热温度超过600℃，或者保持时间超过500秒时，珠光体相生成，或者贝氏体相变过度进行，贝氏体相增加。因此，最终得到的残余奥氏体相的面积比率少，难以确保伸长率，或者马氏体相的生成被抑制，难以确保900MPa以上的拉伸强度。由此，将再升温加热温度设定为600℃以下。此外，将该保持时间设定为500秒以下。优选再升温加热温度为500℃以下。优选该保持时间为180秒以下。因此，在上述冷却停止后，加热至350～600℃的温度范围，保持10～500秒。
热镀锌处理
在上述再升温加热温度下的保持后，进行热镀锌处理。镀锌按照常规方法进行即可，例如，将钢板浸渍到以质量％计含有Al量：0.05～0.25％的440～500℃的镀锌浴中后，通过气体擦拭等调整附着量来实施即可。热镀锌后，没有特别限定，只要通过空冷或气体冷却等常规方法冷却至常温即可。此外，虽然没有特别限定，但由于生产率的原因，热镀锌处理优选通过具有连续退火炉的连续热镀锌设备继上述最终热处理后进行。另外，为了调整表面粗糙度、形状矫正等，还可以对热镀锌处理后的钢板进行表面光轧，或实施涂油、涂覆等各种涂装处理。
此外，在本发明中，优选在上述酸洗后、冷轧前，实施加热至400～750℃的温度范围的热处理。在热轧、酸洗后冷轧前实施的热处理，在消除起因于热轧组织的C、Mn等元素的不均匀存在，形成以铁素体相为母相、渗碳体微细分散的均匀组织，将最终热处理后受C、Mn等元素的不均匀存在的影响而过量生成的马氏体相的面积比率控制在适当范围方面是有效的。而且，对于消除马氏体相以带状存在的不均匀组织，得到更高的TS－El平衡来说是有效的。为了得到上述作用，需要使热轧、酸洗后的热处理温度为400℃以上。优选该热处理温度为450℃以上。然而，如果超过750℃，在铁素体相和奥氏体相的双相区进行热处理，则在热处理后再次成为C和Mn等元素不均匀存在的不均匀组织。这时，由于从C和Mn不均匀存在的位置优先生成马氏体相，因此在最终热处理后马氏体相大量存在，难以得到所希望的组织，难以得到TS×El≥26000MPa·％。由此，优选将该热处理温度设定为750℃以下。更优选为700℃以下，进一步优选为650℃以下。因此，为了在冷轧前形成极其均匀的组织存在最佳的温度范围，将热轧、酸洗后的热处理温度设定为400℃以上且750℃以下的范围。优选为450℃以上且700℃以下的范围，进一步优选为450℃以上且650℃以下的范围。
实施例1
熔炼具有表1所示成分组成的钢制成钢坯，并进行加热温度1150℃、精轧输出侧温度870℃、卷取温度440℃的热轧。接着，在盐酸酸洗后，在表2所示的条件下对热轧材料进行热处理(冷轧前热处理)，然后，以压下率40％～50％进行冷轧，接着，在表2所示的条件下进行加热、冷却的冷轧后的热处理。然后，在表2所示的条件下进行最终热处理，浸渍到460℃的镀锌浴(Al浓度：0.15质量％)中，以每单面的镀层附着量：40～60g/m2在两面上形成热镀锌被膜，以冷却速度10℃/秒进行冷却，制造板厚为1.0mm的高强度热镀锌钢板。另外，对于一部分高强度热镀锌钢板，不进行冷轧前热处理。对于得到的高强度热镀锌钢板，通过下述所示的材料试验考察材料特性。将得到的结果示于表3。
[表1]
钢板的组织
各相占组织整体的面积比率通过使用光学显微镜观察轧制方向断面以及板厚1/4面位置而求出。使用倍率为1000倍的断面组织照片，通过图像分析求出存在于任意设定的100μm×100μm见方的正方形区域内的占有面积。需要说明的是，观察以N＝5(观察视野为5处)实施。此外，在组织观察时，用3体积％苦味酸酒精溶液(ピクラール)和3体积％焦亚硫酸钠的混合液进行腐蚀。然后，将该组织观察中观察到的黑色区域视为铁素体相(多边形铁素体相)或贝氏体相，求出铁素体相和贝氏体相的合计面积比率。此外，将该黑色区域以外的残余区域视为回火马氏体相、马氏体相及残余奥氏体相，求出回火马氏体相、马氏体相及残余奥氏体相的合计面积比率，将钢板组织区分为两种区域。
此外，如后所述，通过X射线衍射求出残余奥氏体的量，将求出的残余奥氏体量作为残余奥氏体相的面积比率。需要说明的是，残余奥氏体的量是使用Mo的Kα射线并通过X射线衍射法而求出的。即，使用以钢板的板厚1/4附近的面作为测定面的试验片，由奥氏体相的(211)和(220)面以及铁素体相的(200)、(220)面的峰强度计算出残余奥氏体相的量(体积率)，将其作为面积比率。对于回火马氏体相和马氏体相的区分，使用由扫描电子显微镜(SEM)观察到的倍率为1000～3000倍的轧制方向断面的组织照片，通过图像分析求出存在于任意设定的50μm×50μm见方的正方形区域内的占有面积。观察以N＝5(观察视野为5处)实施。此外，组织观察时，使用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，在SEM照片上为块状并且表面平滑时为马氏体相，为块状并且表面上观察到碳化物等时为回火马氏体相，求出面积比率。
另外，对于珠光体相的面积比率，使用光学显微镜的倍率为1000倍的轧制方向断面的组织照片，通过图像分析求出存在于任意设定的100μm×100μm见方的正方形区域内的占有面积。观察以N＝5(观察视野为5处)实施。组织观察时，使用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，将光学显微镜照片上黑色区域作为珠光体相，求出面积比率。
拉伸特性(拉伸强度、伸长率)
使用以与轧制方向成90°的方向作为长度方向(拉伸方向)的JISZ2201中记载的5号试验片，进行依照JISZ2241的拉伸试验，考察屈服强度(YP)、拉伸强度(TS)和总伸长率(El)。将结果示于表3。需要说明的是，伸长率用TS－El平衡进行评价，评价基准是将TS×El≥26000MPa·％作为伸长率良好。
延伸凸缘性
基于日本钢铁联盟标准JFST1001，进行扩孔率的测定。即，冲裁出初始直径d0＝10mm的孔，使60°的圆锥冲头上升而将孔扩大时，当裂纹贯穿板厚方向时停止冲头的上升，测定裂纹贯穿后的冲裁孔径d，计算出扩孔率(％)＝((d-d0)/d0)×100。对于同一编号的钢板实施3次试验，求出扩孔率的平均值(λ)。需要说明的是，延伸凸缘性用TS－λ平衡进行评价，评价基准是将TS×λ≥30000MPa·％作为延伸凸缘性良好。
由表3可知，在本发明例中，可以得到满足TS×El≥26000MPa·％而伸长率优良，而且满足TS×λ≥30000MPa·％而延伸凸缘性也优良的拉伸强度为900MPa以上的高强度热镀锌钢板。
另一方面，关于Mn含量多的成分组成在本发明范围之外的No.6，马氏体相的面积比率多，伸长率低。关于冷轧后的热处理温度低的No.7、冷轧后的热处理温度高的No.8，马氏体相的面积比率多，伸长率低。关于最终热处理的热处理温度低的No.9、最终热处理的冷却速度慢的No.11，铁素体相(多边形铁素体相)和贝氏体相的合计多，而且回火马氏体相对于组织整体的面积比率少，TS不满足900MPa。关于最终热处理的热处理温度高的No.10、最终热处理的冷却速度快的No.12、最终热处理的冷却停止温度高的No.14、再升温加热温度低的No.15、再升温加热中的保持时间短的No.17，马氏体相相对于组织整体的面积比率多，伸长率低。关于最终的热处理后的冷却停止温度低的No.13、再升温加热中的保持时间长的No.18，残余奥氏体相的面积比率少，伸长率低。关于再升温加热温度高的No.16，珠光体生成，残余奥氏体相的面积比率少，伸长率低。
产业上的可利用性
根据本发明，即使钢板中不积极含有Nb、V、Cu、Ni、Cr、Mo等高价的元素，也可以得到廉价并且具有优良的伸长率的拉伸强度(TS)：900MPa以上的高强度热镀锌钢板。此外，本发明的高强度热镀锌钢板除了适合于汽车零件以外，还适合于建筑和家电领域等需要严格的尺寸精度、加工性的用途。

Claims (3)

1.一种高强度热镀锌钢板，其特征在于，
具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.16～0.24％、Si：0.8～1.8％、Mn：1.0～3.0％、P：0.020％以下、S：0.0040％以下、Al：0.01～0.1％、N：0.01％以下、Ca：0.0001～0.0020％，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，
铁素体相和贝氏体相的合计相对于组织整体的面积比率为30～70％，回火马氏体相相对于组织整体的面积比率为20～40％，残余奥氏体相相对于组织整体的面积比率为10～20％，马氏体相相对于组织整体的面积比率为2～20％。
2.一种高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对由权利要求1所述的成分组成构成的钢坯进行热轧、酸洗后，进行冷轧，接着进行加热至800～950℃的温度范围后再冷却的热处理，随后进行如下热处理：加热至700～850℃的温度范围，以5～50℃/秒的冷却速度冷却至100～300℃的温度范围，停止该冷却后，接着加热至350～600℃的温度范围，保持10～500秒，随后，实施热镀锌。
3.根据权利要求2所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在所述酸洗后、所述冷轧前，进一步实施加热至400～750℃的温度范围的热处理。
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