CN106029928A - 烘烤硬化性和弯曲性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板 - Google Patents

烘烤硬化性和弯曲性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板 Download PDF

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Abstract

根据本发明，可提供一种高强度合金化熔融镀锌钢板，其以质量％计，有C：0.05～0.30％、Si：0.5～3.0％、Mn：0.2～3.0％、P：0～0.10％、S：0～0.010％、N：0～0.010％、Al：0.001～0.10％，余量由铁和不可避免的杂质构成，并且钢的组织中，以面积率计，马氏体：50～85％，铁素体：0％以上并低于5％，余量由贝氏体构成，此外，位错密度为5.0×1015m－2以上，固溶碳量为0.08质量％以上，抗拉强度为1180MPa以上。该高强度合金化熔融镀锌钢板，兼备优异的烘烤硬化性和弯曲性，抗拉强度为1180MPa以上。

Description

烘烤硬化性和弯曲性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板
技术领域
本发明涉及烘烤硬化性(以下，也称为“BH[Bake Hardening]性”。)和弯曲性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板，详细地说，是涉及具有良好的强度－烘烤硬化性－弯曲性的平衡的合金化熔融镀锌钢板(以下，也称为“GA钢板”。)。
本发明的高强度合金化熔融镀锌钢板，广泛有效地利用于汽车、电动机、机械等的工业领域，但以下作为代表性的用途例，以汽车的车体所使用的情况为中心进行说明。
背景技术
近年来，在用于汽车用钢板的GA钢板中，出于使碰撞安全性和基于车体轻量化来实现的降低油耗这两者并立的目的，而要求其有1180MPa以上的高强度，并且还要求有以冲压加工为代表的这种优异的成形加工性(特别是弯曲性)。
但是强度的提高，容易引起成形加工性(特别是弯曲性)的劣化，因此，以要求进行复杂的加工的汽车用钢板为用途时，作为特性，要求在成形加工时比较容易成形，成形加工后的涂装烘烤中烘烤硬化量能够大幅高强度化这样的GA钢板。
烘烤硬化是在钢中固溶的碳和氮，在烘烤涂装中固定于位错上而使屈服强度上升的现象，固溶碳和氮量越多，另外，可知位错密度越高，烘烤硬化性越高(例如，参照专利文献1)。为了实现高强度而常用的马氏体和贝氏体，比铁素体的位错密度高，另外在生成之后不久便过饱和地固溶碳，因此烘烤硬化性高。
另一方面，GA钢板以高温退火后，冷却至100～600℃的温度域，被浸渍在锌镀浴中。通常在浸渍到该锌镀浴前，或浸渍到该锌镀浴中，由奥氏体形成马氏体和贝氏体的相变组织，但经过其后的500℃左右的合金化处理，碳化物和氮化物析出，固溶碳和氮量减少，并且由于恢复而位错密度减少。因此，在以马氏体和贝氏体为主相的GA钢板中，难以实现高烘烤硬化性。
另外，以马氏体和贝氏体为主相的钢板，尽管能够实现高强度，但却难以使烘烤硬化性与弯曲性并立。即，马氏体与贝氏体相比，固溶碳量多，位错密度也高，因此烘烤硬化性优异，但缺乏延展性，弯曲性差，另一方面，若贝氏体过多，则弯曲性提高，但有缺乏烘烤硬化性的问题。
因此，在抗拉强度1180MPa以上的高强度GA钢板中，还没有确立使烘烤硬化性与弯曲性并立的技术。
例如，在专利文献1中，公开有一种以铁素体为主相，使硬质相(马氏体和贝氏体)微细分散的GA钢板。该GA钢板，在钢板的退火后实施300～450℃的附加性的热处理，从而使硬质组织中的C向铁素体中扩散，使铁素体中的固溶C量增加，以提高烘烤硬化性。但是，该GA钢板，因为以铁素体为主相，所以抗拉强度为500～600MPa左右的低强度，不达达成本发明作为目标的抗拉强度1180MPa以上。还有，在同文献的实施例中，作为比较例，公开有马氏体单相的GA钢板(表6的钢No.Q－3)。该GA钢板由于Mn含量高达3.2质量％(表1的钢No.Q)，所以奥氏体稳定化，实质上是淬火状态的马氏体单相钢，有高位错密度且固溶碳量也多，可以设想具有高烘烤硬化性。但是，该GA钢板不含贝氏体，认为得不到充分的弯曲性。
另外，在专利文献2中公开有一种技术，其通过将钢材加热到Ac3点以上而完全使之奥氏体化之后再冷却到Ms点以下的热处理，使组织成为马氏体+低温生成贝氏体，从而提高位错密度。但是，由同文献的实施例可知，实质上是面向冷轧板的热处理技术，在GA钢板中是不可能实现的技术。
另外，在专利文献3中，公开有一种高强度冷轧钢板，其通过使全部组织中的位错密度为1×1015～1×1016m－2，从而实现高屈服强度和高延伸率。但该钢板，其组织由在高于400℃的温度下回火的马氏体和铁素体构成，不认为能够确保充分的固溶碳量，不能显现优异的烘烤硬化性。
另外，在专利文献4中，公开有一种通过成为低温回火马氏体单相钢，从而实现高强度且高弯曲性并立的高强度冷轧钢板。但是，该钢板必须在100℃以上进行120s以上的回火，因此不认识能够确保充分的固溶碳，不能显现出优异的烘烤硬化性。
【先行技术文献】
【专利文献】
【专利文献1】日本国特开2009－249733号公报
【专利文献2】日本国特开2008－144233号公报
【专利文献3】日本国特开2010－37652号公报
【专利文献4】日本国特开2010－215958号公报
发明内容
因此本发明的目的在于，提供一种兼备优异的烘烤硬化性和弯曲性的，抗拉强度1180MPa以上的高强度合金化熔融镀锌钢板。
本发明的第一发明的烘烤硬化性和弯曲性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，
成分组成以质量％计为，
C：0.05～0.30％、
Si：0.5～3.0％、
Mn：0.2～3.0％、
P：0～0.10％、
S：0～0.010％、
N：0～0.010％、
Al：0.001～0.10％，余量由铁和不可避免的杂质构成，并且
钢的组织以面积率计为，
马氏体：50～85％，
铁素体：0％以上并低于5％，
余量由贝氏体构成，
此外，位错密度为5.0×1015m－2以上，
固溶碳量为0.08质量％以上，
抗拉强度为1180MPa以上。
本发明的第二发明的烘烤硬化性和弯曲性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板，在上述第一发明中，
成分组成以质量％计还含有
Cu：0.05～1.0％、
Ni：0.05～1.0％、
B：0.0002～0.0050％中的一种或两种以上。
本发明的第三发明的烘烤硬化性和弯曲性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板，在上述第一或第二发明中，
成分组成以质量％计还含有
Mo：0.01～1.0％、
Cr：0.01～1.0％、
Nb：0.01～0.3％、
Ti：0.01～0.3％、
V：0.01～0.3％中的一种或两种以上。
本发明的第四发明的烘烤硬化性和弯曲性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板，在上述第一～第三发明的任意一项的发明中，
成分组成以质量％计还含有
Ca：0.0005～0.01％、
Mg：0.0005～0.01％中的一种或两种。
根据本发明，使钢的组织以马氏体和贝氏体为主要组织，提高位错密度和固溶碳量，将能够提供兼备高抗拉强度、烘烤硬化性、弯曲性的高强度合金化熔融镀锌钢板。
附图说明
图1是示意性地表示用于制造本发明钢板的推荐的热处理图样的图。
具体实施方式
本发明者们，为了解决上述课题而进行了各种研究，其结果发现，使GA钢板的钢组织以马氏体和贝氏体为主要组织之后，通过确保既定的位错密度和固溶碳量，能够得到兼备高强度、高烘烤硬化性和高弯曲性的GA钢板，从而完成了本发明。
以下，首先对于赋予本发明的高强度GA钢板(以下，也称为“本发明钢板。)以特征的组织进行说明。
〔本发明钢板的组织〕
如上述，本发明钢板，以马氏体和贝氏体为主要组织，特别是在位错密度和固溶碳量被控制在高的范围内这一点上具有特征。
＜以面积率计，马氏体：50～85％，铁素体：0％以上并低于5％，余量：贝氏体＞
铁素体不仅使抗拉强度劣化，而且是不能实现高位错密度、高固溶碳量的组织，使烘烤硬化性劣化。因此，铁素体以面积率计限制在低于5％(优选为3％以下，更优选为2％以下)。马氏体是使抗拉强度优异，同时是能够在高位错密度下实现高固溶碳量的组织，在用于获得高强度且优异的烘烤硬化性上不可或缺。另一方面，马氏体单相缺乏延展性，弯曲性差，因此导入比马氏体软质的贝氏体作为余量，能够确保弯曲性。贝氏体是仅次于马氏体而能够实现高位错密度、高固溶碳量的组织，且与马氏体相比，具有弯曲性优异的特征。为了一边确保抗拉强度1180MPa以上，一边实现高位错密度且高固溶碳量，需要马氏体以面积率计为50％以上(优选为55％以上，更优选为60％以上)，但为了确保弯曲性，以面积率计为85％以下(优选为83％以下，更优选为80％以下)。
＜位错密度：5.0×1015m－2以上＞
为了实现优异的烘烤硬化性，此外，使上述组织中的位错密度为5.0×1015m－2以上(优选为6.0×1015m－2以上，更优选为7.0×1015m－2以上)。这样的位错密度其详情后述，其能够通过在低温下使上述贝氏体生成，并且对于上述马氏体+贝氏体主要组织不进行回火来确保。
＜固溶碳量：0.08质量％以上＞
为了实现优异的烘烤硬化性，此外，使上述组织中的固溶碳为0.08质量％以上(优选为0.09质量％以上，更优选为0.1质量％以上)。这样的固溶碳量其详情后述，能够通过对于上述马氏体+贝氏体主要组织不进行回火而取得。
接着，对于构成本发明钢板的成分组成进行说明。以下，化学成分的单位全部是质量％。还有，在本说明书中，以质量为基准的百分率(质量％)，与以重量为基准的百分率(重量％)相同。
〔本发明钢板的成分组成〕
C：0.05～0.30％
C是淬火性提高元素，是用于抑制高强度化和铁素体生成所需要的元素。为了有效地发挥以上这样的作用，使C含有0.05％以上，优选为0.07％以上，更优选为0.1％以上。但是，若使C过剩地含有，则焊接性劣化，因此其含量为0.30％以下，优选为0.25％以下，更优选为0.20％以下。
Si：0.5～3.0％
Si是用于抑制碳化物的生成，确保烘烤硬化中需要的固溶碳量所需的元素。另外，Si作为固溶强化元素也有用，对钢板的高强度化有用。为了使以上这样的作用有效地显现，使Si含有0.5％以上，优选为0.7％以上，更优选为1.0％以上。但是，若使Si过剩地含有，则焊接性显著劣化，因此其含量为3.0％以下，优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。
Mn：0.2～3.0％，
Mn是淬火性提高元素，对抑制钢板的高强度化和铁素体生成有用。为了有效地发挥这样的作用，使Mn含有0.2％以上，优选为0.5％以上，更优选为1.0％以上。但是，若使Mn过剩地含有，则助长偏析，可见铸片裂纹发生等的不良影响，因此其含量为3.0％以下，优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。
P：0～0.10％
P助长因晶界偏析造成的晶界脆化，是使加工性劣化的元素，因此期望其含量低的方法，为0.10％以下，优选为0.08％以下，更优选为0.05％以下。
S：0～0.010％
S形成MnS等的硫化物系夹杂物，成为裂纹的起点，是使加工性的劣化的元素，因此期望其含量低的方法，为0.010％以下，优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下。
N：0～0.010％
N形成粗大的氮化物，是使弯曲性劣化的元素，因此期望其含量低的方法，为0.010％以下，优选为0.008％以下，更优选为0.005％以下。
Al：0.001～0.10％
Al是对于脱氧有用的元素，为了得到这样的作用，使之含有0.001％以上，优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。但是，若使Al过剩地含有，则韧性的劣化和氧化铝等的夹杂物增加带来的加工性的劣化的问题发生，因此其含量为0.10％以下，优选为0.08％以下，更优选为0.06％以下。
本发明的钢基本上含有上述成分，余量是铁和杂质，但此外，在不损害本发明的作用的范围内，能够含有以下的允许成分。
Cu：0.05～1.0％，Ni：0.05～1.0％，B：0.0002～0.0050％中的一种或两种以上
这些元素是具有提高淬火性，抑制从合金化处理前的奥氏体发生相变这种效果的有用的元素。为了得到这样的作用，优选各元素均含有上述各自的下限值以上。上述元素可以单独含有，也可以两种以上并用。但是，使这些元素过剩地含有，效果也是饱和，在经济上造成浪费，因此各元素均为上述各自的上限值以下。
Mo：0.01～1.0％、Cr：0.01～1.0％、Nb：0.01～0.3％、Ti：0.01～0.3％、V：0.01～0.3％中的一种或两种以上
这些元素不会使弯曲性劣化，而对于改善强度是有用的元素。为了得到这样的作用，优选各元素均含有上述各自的下限值以上。上述元素可以单独含有，也可以两种以上并用。但是，若使这些元素过剩地含有，则粗大的碳化物形成，弯曲性劣化，因此各元素均为上述的上限值以下。
Ca：0.0005～0.01％，Mg：0.0005～0.01％的一种或两种
这些元素使夹杂物微细化，使破坏的起点减少，对于提高弯曲性是有用的元素。为了得到这样的作用，优选各元素均含有0.0005％以上。上述元素可以单独使用，也可以两种并用。但是，若使之过剩地含有，则夹杂物反而粗大化，弯曲性劣化，因此各元素均为0.01％以下。
〔本发明钢板的优选的制造方法〕
为了制造满足上述要件的本发明钢板，优选满足以下的制造要件来制造钢板。
制造本发明钢板时的特征在于，对于板坯热轧冷轧之后的热处理(包括镀覆处理)条件。因此，关于热轧和截止到冷轧的制造方法，能够采用历来公知的制造方法。即，熔炼具有上述成分组成的钢，通过铸锭或连续铸造成为板坯之后进行热轧，再进行冷轧即可。以下，对于热处理条件，一边参照图1中示意性所示的热处理加热图样一边进行说明。
如图1所示，首先，将冷轧后的钢板(冷轧材)，加热到[Ac3点+50℃]～930℃的退火加热温度后，以此退火加热温度保持30～1200s(退火保持时间)，之后，以15℃/s以上的平均冷却速度，从所述退火加热温度急冷至450～550℃的冷却停止温度。然后，将经过退火的钢板(退火材)，从急冷停止时刻起30s以内(冷却后保持时间)浸渍到熔融镀锌浴中，之后，以480～525℃的合金化处理温度保持10～60s(合金化处理时间)进行合金化处理后，以15℃/s以上的平均冷却速度冷却到200℃。由此，能够得到本发明钢板(本发明的高强度合金化熔融镀锌钢板)。
·将冷轧后的钢板(冷轧材)加热到[Ac3点+50℃]～930℃的退火加热温度后，保持30～1200s(退火保持时间)
使钢板以马氏体和贝氏体为主要组织，减少铁素体分率，是用于制造本发明钢板的重要的要件。为了减少铁素体分率，需要在退火时成为奥氏体单相组织。另外，为了抑制合金化处理前的奥氏体的相变，有效的是使奥氏体粒径粗大化，提高淬火性。为此退火加热温度为Ac3点+50℃以上。
还有，Ac3点能够根据钢板的化学成分，运用レスリー著，“铁钢材料科学”，幸田成靖译，丸善株式会社，1985年，p.273所述的下式(1)求得。
Ac3(℃)＝910－203×√C－15.2×Ni+44.7×Si－30×Mn+700×P+400×Al－11×Cr－20×Cu+31.5×Mo+400×Ti+104×V…(1)
在此，上述式中的元素符号，表示各元素的含量(质量％)。
另外，退火加热温度高于930℃时，奥氏体粒径过度粗大化，弯曲性劣化。因此退火加热温度的范围为[Ac3点+50℃]～930℃。还有，在该退火加热温度保持的时间低于30s时，奥氏体相变未充分进行，因此最终组织中存在铁素体5％以上，高于1200s时，热处理成本增大，生产率显著恶化。因此，退火保持时间为30～1200s。
·以15℃/s以上的平均冷却速度从退火加热温度急冷至450～550℃的冷却停止温度
在此冷却的过程中，重要的是使退火时生成的奥氏体，不会在冷却中相变成铁素体、贝氏体和马氏体，而是成为未相变奥氏体。如果使冷却停止温度为450℃以上，则能够抑制马氏体相变。但是，若冷却停止温度高于550℃，则镀覆处理后的表面性状恶化。因此，冷却停止温度为450～550℃。另一方面，冷却速度低于15℃/s时，冷却中铁素体相变或贝氏体相变进行。如果铁素体生成，则抗拉强度劣化，而且，铁素体为低位错密度且固溶碳量也低，因此不能实现优异的烘烤硬化性。另外，在该冷却过程中生成的贝氏体也有位错密度高，固溶碳量也多的情况，但在其后的镀浴浸渍、合金化处理中位错密度降低，固溶碳量也减少。因此，贝氏体生生成时，也不能实现优异的烘烤硬化性。因此，冷却速度为15℃/s以上。更优选的冷却速度为30℃/s以上。
·从冷却停止时刻起30s(冷却停止后保持时间)以内浸渍到熔融镀锌浴中
冷却停止后，若长时间保持，则贝氏体相变过度地进行，因此不能实现优异的烘烤硬化性。因此，需要从冷却停止时刻起30s以内浸渍到熔融镀锌浴中。更优选的冷却停止后保持时间为15s以内，特别优选的冷却停止后保持时间为10s以内。
·以480～525℃的合金化处理温度保持10～60s(合金化处理时间)
一般合金化处理在450～600℃的温度域以60s以下的保持时间进行，但特别通过在480～525℃的温度域进行，由此在合金化处理中产生的贝氏体相变的生成温度降低，能够提高贝氏体中的位错密度。若高于525℃，则在合金化处理中产生的贝氏体的相变温度高，因此位错密度变低，不能实现优异的烘烤硬化性。另一方面，在比480℃低的温度下，扩散速度不充分，贝氏体相变延迟，不能使用于确保延展性所需要的贝氏体量生成。因此，合金化处理温度为480～525℃。另外，若合金化处理时间过短，则贝氏体相变不充分，不能使用于确保延展性所需要的贝氏体量生成，另一方面，若过长，则贝氏体相变过度地进行，抗拉强度降低。因此，合金化处理时间为10～60s。
·以15℃/s以上的平均冷却速度从合金处理温度冷却至200℃
若从合金处理温度至200℃的冷却速度过低，则马氏体分率降低，不能满足抗拉强度为1180MPa以上。另外，在冷却中碳化物析出，固溶C量降低，因此从合金处理温度至200℃的平均冷却速度为15℃/s以上。
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前、后述的宗旨的范围内，当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
【实施例】
〔试验方法〕
熔炼具有下述表1所示的A～L的各成分组成的钢，制作厚度120mm的钢锭，用该钢锭进行热轧，达到厚度2.8mm。对其进行酸洗后，冷轧至厚1.4mm作为供试材，以下述表2所示的各条件对供试材实施热处理和镀覆处理。
【表1】
【表2】
(*＝本发明的范围外，**＝推荐范围外)
〔测量方法〕
使用所得到的各钢板，测量钢板板厚1/4部的各相(马氏体、贝氏体和铁素体)的面积率，以及位错密度和固溶碳量。另外，为了评价钢板的机械的特性，对于抗拉强度(TS)、极限弯曲半径(R)、烘烤硬化性也进行测量。关于其测量方法如以下所示。
(各相的面积率)
关于各相的面积率，是对各钢板进行镜面研磨，3％硝酸乙醇腐蚀液腐蚀其表面而使金属组织显现之后，用SEM(扫描型电子显微镜；ScanningElectron Microscope)，在大概40μm×30μm的区域5个视野中，以倍率2000倍观察板厚1/4部的组织而求得。具体来说，在观察为黑色的区域之中，内部包含观察呈白色的碳化物的定义为贝氏体，未观察到碳化物的定义为铁素体，看上去是灰色的区域定义为马氏体。还有，残留奥氏体也有与马氏体作为混合组织而存在的可能性，但在本发明中认为生成的残留奥氏体极少量，考虑不会影响到特性，因此不与马氏体加以区分。另外，在组织内部也有存在碳化物的情况，但这些碳化物视为含有它们的组织的一部分，求得马氏体、贝氏体和铁素体的面积率。
(位错密度)
关于位错密度，是对于作为测量对象的钢板照射X射线，通过测量所得到的衍射峰值的半值宽度来计算。具体来说，就是以能够测量板厚的1/4深度位置的方式调整试料后，将其放入X射线衍射装置(理学电动机制，RAD－RU300)，提取X射线衍射线形。然后，以该X射线衍射线形为基础，遵循中岛等提出的分析法计算位错密度(参照中岛等：“材料与工艺”，Vol.17(2004)p.396－399)。
(固溶碳量)
关于固溶碳量，是对于作为测量对象的钢板照射X射线，根据所得到的衍射峰值求得(110)与(101)的面间隔，由tetragonality(c轴，a轴比)，求得[％C]＝(c/a－1)/0.045(在此[％C]：固溶C量)。具体来说，以能够测量板厚的1/4深度位置的方式调整试料后，将其放入X射线衍射装置(リガク制，RINT－RAPIDII)，提取X射线衍射线形。然后，使用米MDI社制的分析软件：JADE2010，进行WPF(Whole Pattern Fitting)分析，计算固溶C量。
(抗拉强度)
使用评价对象的各钢板，在与轧制方向成直角的方向取长轴，制作JISZ 2201所述的5号试验片，遵循JIS Z 2241进行测量，求得抗拉强度(TS)。
(极限弯曲半径)
使用评价对象的各钢板，在与轧制方向成直角的方向取长轴，制作宽30mm×长35mm的试验片，依据JIS Z 2248的∨形块法进行弯曲试验。然后，使这时的弯曲半径在0～5mm间发生各种变化，求得材料能够弯曲加工而不断裂的最小的弯曲半径，将其作为极限弯曲半径(R)。在本实施例中，由所得到的极限弯曲半径(R)和钢板的板厚(t)计算R/t，作为弯曲性的评价指标。
(烘烤硬化性)
使用评价对象的各钢板，在与轧制方向成直角的方向取长轴，制作JISZ 2201所述的5号试验片，加以2％的预应变后，施加170℃×20分钟的相当于烘烤处理的热处理，其后进行拉伸试验。将施加2％预应变的时刻下的应力从上述热处理后的拉伸试验中的屈服应力中减去，求得烘烤硬化性。还有，作为热处理后的拉伸试验中的屈服应力，在屈服现象显现时采用上屈服点，未显现时采用0.2％应力。
〔测量结果〕
测量结果显示在下述表3中。在本实施例中，抗拉强度(TS)为1180MPa以上，并且，极限弯曲半径(R)和钢板的板厚(t)的比R/t为3.0以下，并且，烘烤硬化性为100MPa以上的为○，判定为合格，是强度和弯曲性及烘烤硬化性优异的熔融镀锌钢板。另一方面，抗拉强度(TS)低于1180MPa，或R/t高于3.0，或烘烤硬化性低于100MPa为×，判定为不合格。还有，对表1～3的各项目附加影线的，表示不满足本发明的要件、推荐的制造条件、机械的特性等。
【表3】
(*＝本发明的范围外，**＝推荐范围外)
如表3所示，本发明的要件(上述成分要件和上述组织要件)的充足的发明钢(钢No.1、2、12～19)，抗拉强度TS均在1180MPa以上，并且，R/t为3.0以下，并且，烘烤硬化性满足100MPa以上，能够得到兼备强度和弯曲性及烘烤硬化性的高强度GA钢板。
相对于此，欠缺本发明的要件(上述成分要件和上述组织要件)之中至少一个的比较钢(钢No.3～11)，抗拉强度TS和弯曲性R/t和烘烤硬化性之中至少任意一项特性差。
例如，钢No.3，如表2的制造No.3所示，退火后的冷却速度脱离推荐范围而过低，因此冷却中相变进行，如表3所示，马氏体不足，另一方面，铁素体变得过多，位错密度、固溶碳量降低，抗拉强度TS和烘烤硬化性差。
另外，钢No.4，如表2的制造No.4所示，因为退火后的冷却停止温度脱离推荐范围而过低，所以冷却中马氏体相变进行，在其后的向镀浴中的浸渍和合金化处理中被回火，如表3所示，烘烤硬化性降低，烘烤硬化性差。
另外，钢No.5，如表2的制造No.5所示，因为冷却停止后的保持时间脱离推荐范围而过长，所以其间贝氏体相变过度地进行，如表3所示，马氏体不足，并且位错密度、固溶碳也不足，抗拉强度TS和烘烤硬化性差。
另外，钢No.6，如表2的制造No.6所示，因为合金化处理温度脱离推荐范围而过低，所以贝氏体相变延迟而贝氏体不足，如表3所示，马氏体过剩地生成，弯曲性R/t差。
另一方面，钢No.7，如表2的制造No.7所示，因为合金化处理温度脱离推荐范围而过高，所以合金化处理中产生的贝氏体的相变温度高，由此如表3所示，导致位错密度和固溶碳量不足，烘烤硬化性差。
另外，钢No.8，如表2的制造No.8所示，因为合金化处理后的冷却速度过低，所以如表3所示，马氏体不足，固溶碳量不足，抗拉强度TS和烘烤硬化性差。
另外，钢No.9，如表1的钢种B的示，因为C含量过低，所以如表3所示，马氏体不足，另一方面，铁素体过剩地生成，位错密度和固溶碳量不足，抗拉强度TS和烘烤硬化性差。
另外，钢No.10，如表1的钢钟C所示，因为Si含量过低，所以如表3所示，固溶碳量不足，烘烤硬化性差。
另外，钢No.11，如表1的钢种D所示，因为Mn含量过低，所以如表3所示，马氏体不足，另一方面，铁素体过剩地生成，位错密度和固溶碳量不足，烘烤硬化性差。
如以上可确认，满足本发明的要件，能够得到兼备强度和弯曲性及烘烤硬化性的高强度GA钢板。
参照特定的方式详细地说明了本发明，但不脱离本发明的精神和范围可以进行各种变更和修改，这结于从业者来说很清楚。
还有，本申请基于2014年3月6日申请的日本专利申请(专利申请2014－043818)，其整体通过引用援引。

Claims (5)

1.一种烘烤硬化性和弯曲性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板，其中，成分组成以质量％计为
C：0.05～0.30％，
Si：0.5～3.0％，
Mn：0.2～3.0％，
P：0～0.10％，
S：0～0.010％，
N：0～0.010％，
Al：0.001～0.10％，余量由铁和不可避免的杂质构成，
钢的组织以面积率计为
马氏体：50～85％，
铁素体：0％以上并低于5％，
余量由贝氏体构成，
并且位错密度为5.0×1015m-2以上，
固溶碳量为0.08质量％以上，
抗拉强度为1180MPa以上。
2.根据权利要求1所述的烘烤硬化性和弯曲性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板，其中，成分组成以质量％计还含有
Cu：0.05～1.0％，
Ni：0.05～1.0％，
B：0.0002～0.0050％中的一种或两种以上。
3.根据权利要求1所述的烘烤硬化性和弯曲性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板，其中，成分组成以质量％计还含有
Mo：0.01～1.0％，
Cr：0.01～1.0％，
Nb：0.01～0.3％，
Ti：0.01～0.3％，
V：0.01～0.3％中的一种或两种以上。
4.根据权利要求2所述的烘烤硬化性和弯曲性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板，其中，成分组成以质量％计还含有
Mo：0.01～1.0％，
Cr：0.01～1.0％，
Nb：0.01～0.3％，
Ti：0.01～0.3％，
V：0.01～0.3％中的一种或两种以上。
5.根据权利要求1～4任一项中所述的烘烤硬化性和弯曲性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板，其中，成分组成以质量％计还含有
Ca：0.0005～0.01％，
Mg：0.0005～0.01％中的一种或两种。
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