CN113348259A - 高强度热浸镀锌钢板和其制造方法 - Google Patents

高强度热浸镀锌钢板和其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明的目的在于提供一种适合作为汽车的能量吸收部件用的高强度钢板的拉伸强度(TS)为980MPa以上、碰撞时的耐断裂特性优异的高强度热浸镀锌钢板和其制造方法。一种在钢板表面具有热浸镀锌层的高强度热浸镀锌钢板，作为成分组成，以质量％计含有C：0.07～0.20％、Si：0.1～2.0％、Mn：2.0～3.5％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Sol.Al：0.005～0.1％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，钢组织以面积率计，铁素体：60％以下，回火马氏体：40％以上，初生马氏体：10％以下，且VDA弯曲试验中的弯曲部的空隙数密度为1500个/mm2以下。

Description

高强度热浸镀锌钢板和其制造方法
技术领域
本发明涉及适于作为汽车用钢板的用途的碰撞时的耐断裂特性优异的高强度热浸镀锌钢板和其制造方法。
背景技术
从保护地球环境的观点考虑，为了削减CO2排放量，在维持汽车车身强度的同时实现其轻量化，改善汽车的油耗在汽车业界一直是重要的课题。为了在维持汽车车身强度的同时实现其轻量化，有效的是通过作为汽车部件用原材料的钢板的高强度化而使钢板薄壁化。另一方面，以钢板为原材料的汽车部件以碰撞时保证车内人员的安全为前提。因此，作为汽车部件用原材料使用的高强度钢板除了具有期望的强度以外，还要求优异的碰撞特性。
近年来，在汽车车身中，拉伸强度TS超过980MPa级的高强度钢板的应用正不断扩大。从碰撞特性的观点考虑，汽车部件大致分为支柱和保险杠等非变形部件和横梁等能量吸收部件，要求汽车在行驶中万一发生碰撞时为了确保乘员的安全分别所需的碰撞特性。非变形部件中高强度化发展，超过980MPa级的高强度钢板已经实用化。然而，在向能量吸收部件的应用中，超过980MPa级的高强度钢板存在如下课题：在碰撞时受到基于成型的一次加工的位置成为起点而容易发生部件断裂，无法稳定地发挥碰撞能量吸收能力。因此，能量吸收部件尚未应用980MPa级以上的高强度钢板，有通过轻量化而有助于保护环境的余地。因此，需要将耐断裂特性优异的超过980MPa级的高强度钢板应用于能量吸收部件。
针对这样的要求，例如，在专利文献1中公开了有关成型性和耐冲击性优异的TS为1180MPa级的超高强度钢板的技术。另外，在专利文献2中公开了有关拉伸最大强度780MPa以上且能够应用于碰撞时的冲击吸收部件的高强度钢板的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2012-31462号公报
专利文献2：日本特开2015-175061号公报
发明内容
然而，专利文献1中虽然研究了碰撞特性，但研究了以碰撞时不发生部件的断裂为前提的耐冲击性，没有研究从耐部件断裂的观点出发的碰撞特性。另外，在专利文献2中，对帽型材料进行了基于落锤的动态轴向压溃试验的裂纹判定，评价了超过780MPa级的耐断裂特性。但是，压溃后的裂纹判定无法评价从压溃中的裂纹产生到断裂为止的过程。其理由是在压溃的过程中在早期产生裂纹时，即便是未贯通板厚的程度的轻微的裂纹也有可能使吸收能量降低。另外，在压溃的过程中的后期产生裂纹时，即便是贯通板厚程度的大裂纹，也有可能对吸收能量几乎没有影响。因此，认为仅压溃后的裂纹判定作为耐断裂特性的评价并不充分。
本发明是鉴于上述情况而作出的，目的在于提供一种适合作为汽车的能量吸收部件用的高强度钢板的拉伸强度(TS)为980MPa以上、碰撞时的耐断裂特性优异的高强度热浸镀锌钢板和其制造方法。
本发明人等为了解决上述课题，从钢板的成分组成、组织以及制造方法的观点出发反复进行了深入研究，结果发现以下内容。
可知通过在特定的成分组成中，以面积率计，铁素体：60％以下、回火马氏体：40％以上、初生马氏体：10％以下，且VDA弯曲试验中的弯曲部的空隙数密度为1500个/mm2以下，得到TS为980MPa以上、碰撞时的耐断裂特性优异的高强度热浸镀锌钢板。
本发明基于这样的见解，其主旨如下。
[1]一种在钢板表面具有热浸镀锌层的高强度热浸镀锌钢板，作为钢组成，以质量％计含有C：0.07～0.20％、Si：0.1～2.0％、Mn：2.0～3.5％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Sol.Al：0.005～0.1％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
钢组织以面积率计，铁素体：60％以下，回火马氏体：40％以上，初生马氏体：10％以下，且VDA弯曲试验中的弯曲部的空隙数密度为1500个/mm2以下。
[2]根据[1]所述的高强度热浸镀锌钢板，其中，上述钢组织进一步以面积率计，残余奥氏体：3～10％。
[3]根据[1]或[2]所述的高强度热浸镀锌钢板，其中，作为钢组成，以质量％计进一步含有选自Cr：0.005～1.0％、Mo：0.005～0.5％、V：0.005～0.5％中的1种或2种以上的元素。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的高强度热浸镀锌钢板，其中，作为钢组成，以质量％计进一步含有选自Ti：0.005～0.5％、Nb：0.005～0.5％、B：0.0003～0.005％、Ni：0.005～1.0％、Cu：0.005～1.0％中的1种或2种以上的元素。
[5]根据[1]～[4]中任一项所述的高强度热浸镀锌钢板，其中，作为钢组成，以质量％计进一步含有选自Ca：0.001～0.005％、REM：0.001～0.005％中的1种或2种的元素。
[6]根据[1]～[5]中任一项所述的高强度热浸镀锌钢板，其中，钢板表面的热浸镀锌层为合金化热浸镀锌层。
[7]一种高强度热浸镀锌钢板的制造方法，具有如下工序：
热轧工序，对具有[1]、[3]～[5]中任一项所述的钢组成的钢坯以终轧温度850～950℃实施热轧，以600℃以下的卷绕温度卷绕，
冷轧工序，以超过20％的压下率进行冷轧，
退火工序，加热到750℃以上的退火温度，保持30秒以上，
淬火回火工序，从退火温度到马氏体相变开始温度(Ms)的温度区域以平均冷却速度20℃/s以上进行冷却后，以平均冷却速度2～10℃/s冷却到(Ms－200℃)～(Ms－100℃)的冷却停止温度，其后在300～500℃保持20秒以上，以及
热浸镀锌工序，实施热浸镀锌。
[8]根据[7]所述的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其中，上述热浸镀锌工序中，在实施热浸镀锌后，具有实施合金化处理的合金化工序。
根据本发明，能够得到适合作为汽车的能量吸收部件用的高强度钢板的拉伸强度(TS)为980MPa以上、碰撞时的耐断裂特性优异的高强度热浸镀锌钢板。
具体实施方式
以下对本发明进行详细说明。应予说明，表示成分元素的含量的“％”只要没有特别说明，就是“质量％”。
1)钢组成
C：0.07～0.20％
C容易生成铁素体以外的相，另外，与Nb、Ti等形成合金化合物，因此是提高强度所需的元素。C小于0.07％时，即便实现制造条件的最佳化，也无法确保期望的强度。另一方面，如果C超过0.20％，则马氏体增加，即便实现制造条件的最佳化，有时也得不到本发明的钢组织。优选为0.10％以上，优选为1.8％以下。
Si：0.1～2.0％
Si是铁素体生成元素，另外，也是固溶强化元素。因此，有助于强度和延展性的平衡的提高。为了得到该效果，Si需要为0.1％以上。另一方面，如果Si超过2.0％，则有时发生镀锌附着、密合性的降低和表面性状的劣化。优选为0.2％以上，优选为1.5％以下。
Mn：2.0～3.5％
Mn是马氏体的生成元素，另外，也是固溶强化元素。另外，有助于残余奥氏体稳定化。为了得到这些效果，Mn需要为2.0％以上。另一方面，如果Mn超过3.5％，则第2相中的马氏体分率增加，有时加工性降低。优选为2.1％以上，优选为3.0％以下。
P：0.05％以下
P是对钢的强化有效的元素。然而，如果P超过0.05％，则大幅延迟合金化速度。另外，如果超过0.05％而过量含有，则有时因晶界偏析而引起脆化，使碰撞时的耐断裂特性劣化。优选为0.01％以下。下限没有特别限定，从熔炼上的经济性出发，为0.0005％以上。
S：0.05％以下
S成为MnS等夹杂物，成为耐冲击性的劣化、沿焊接部的金属流的裂纹的原因。因此，S量越尽可能低越好，从制造成本的方面考虑，S为0.05％以下。优选为0.01％以下。下限没有特别限定，从熔炼上的经济性出发，为0.0001％以上。
Sol.Al：0.005～0.1％
Al作为脱氧剂发挥作用，另外，也是固溶强化元素。Sol.Al小于0.005％时，得不到这些效果。另一方面，如果Sol.Al超过0.1％，则使制钢时的板坯品质劣化。优选为0.005％以上，优选为0.04％以下。
以上是基本成分。本发明的高强度热浸镀锌钢板具有含有上述基本成分且上述基本成分以外的剩余部分包含Fe(铁)和不可避免的杂质的成分组成。这里，本发明的高强度热浸镀锌钢板优选具有含有上述基本成分且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成。另外，N作为不可避免的杂质，允许以0.0060％以下的范围含有。
本发明的高强度热浸镀锌钢板除了上述成分组成以外，还可以进一步任意地含有选自下述的Cr、Mo、V中的1种或2种以上的元素。
Cr：0.005～1.0％，Mo：0.005～0.5％，V：0.005～0.5％
Cr、Mo、V是提高淬透性，对钢的强化有效的元素。其效果分别在0.005％以上时得到。另一方面，如果超过Cr：1.0％、Mo：0.5％、V：0.5％过量地添加，则上述的效果饱和，原料成本进一步增加。另外，有时第2相分率过大，使碰撞时的耐断裂特性劣化。
本发明的高强度热浸镀锌钢板除了上述成分组成以外，还可以进一步含有选自下述的Ti、Nb、B、Ni、Cu中的1种或2种以上的元素。
Ti：0.005～0.5％、Nb：0.005～0.5％
Ti、Nb对钢的析出强化有效，其效果分别在0.005％以上时得到，如果在本发明规定的范围内，则可以用于钢的强化。但是，如果分别超过0.5％，则有时使碰撞时的耐断裂特性劣化。
B：0.0003～0.005％
B通过抑制由奥氏体晶界的铁素体的生成、生长而有助于淬透性的提高，因此可以根据需要添加。其效果在0.0003％以上时得到。但是，如果超过0.005％，则有时使碰撞时的耐断裂特性劣化。
Ni：0.005～1.0％、Cu：0.005～1.0％
Ni、Cu是对钢的强化有效的元素，如果在本发明中规定的范围内，则可以用于钢的强化。为了得到这些效果，分别优选含有0.005％以上。另一方面，如果Ni、Cu均超过1.0％，则有时使碰撞时的耐断裂特性劣化。
本发明的高强度热浸镀锌钢板除了上述成分组成以外，还可以进一步任意地含有选自下述的Ca、REM中的1种或2种的元素。
Ca：0.001～0.005％、REM：0.001～0.005％
Ca、REM均是对通过硫化物的形态控制而改善加工性有效的元素。为了得到这样的效果，Ca、REM的含量分别优选为0.001％以上。另一方面，如果Ca、REM各自的含量超过0.005％，则有可能对钢的清洁度造成不良影响，特性降低。
2)钢组织
铁素体的面积率：60％以下
如果铁素体的面积率超过60％，则难以兼具980MPa以上的TS和碰撞时的耐断裂特性。因此，铁素体的面积率为60％以下。优选面积率为40％以下。下限没有特别规定，面积率优选为10％以上。
回火马氏体的面积率：40％以上
回火马氏体对提高碰撞时的耐断裂特性有效。回火马氏体的面积率小于40％时，无法充分地得到这样的效果。优选面积率为50～80％。
初生马氏体的面积率：10％以下
初生马氏体对高强度化有效。然而，容易在与软质相的晶界产生空隙，如果初生马氏体的面积率超过10％，则有时使碰撞时的耐断裂特性降低。优选面积率为5％以下。下限没有特别规定，但面积率优选为1％以上。
VDA弯曲试验中的弯曲部的空隙数密度：1500个/mm2以下
本发明的高强度热浸镀锌钢板中，通过使VDA弯曲试验中的弯曲部的空隙数密度为1500个/mm2以下，得到高碰撞特性。该机理尚不明确明，但考虑如下。对于成为碰撞特性劣化的的原因的碰撞时的断裂，裂纹的产生和进展为起点。认为由于加工固化能力的降低和高硬度差区域的钢板组织内观察到的空隙的生成、连接而容易产生裂纹。另外，实际部件的碰撞中，在受到一次加工的位置以沿着与一次加工正交的方向弯回的方式变形。此时如果在一次加工的高硬度差区域产生空隙，则应力集中于空隙的周边，助长裂纹的产生、发展，其结果导致断裂。因此，通过回火马氏体使高硬度差区域减少，进一步根据需要活用残余奥氏体而在变形中抑制一次加工部的应力集中，从而抑制一次加工部的空隙产生、发展以及与其相伴的部件断裂，得到高耐断裂特性。因此，为了得到这些效果，使VDA弯曲试验中的弯曲部的空隙数密度为1500个/mm2以下。优选为1000个/mm2以下。
应予说明，对于VDA弯曲试验中的弯曲部的空隙数密度，通过控制后述的退火后的冷却速度，得到期望的空隙数密度。在高温区域以快的冷却速度抑制冷却中的铁素体相变，不降低Ms点，在Ms点以下的温度区域减慢冷却速度，从而在冷却中也进行马氏体的回火。通过其后的再加热进一步进行回火，从而马氏体被充分回火，更大幅地有助于缓和高度差。其结果，抑制一次加工时的空隙生成。
这里，VDA弯曲试验中的弯曲部的空隙数密度是在依据德国汽车工业会规定的VDA标准(VDA238-100)的弯曲-正交弯曲试验(VDA弯曲试验)中对一次加工后(一次弯曲加工后)的弯曲部进行组织观察时的在钢板组织内观察到的空隙的个数。对于本发明的VDA弯曲试验中的弯曲部的空隙数密度的测定方法，依据VDA标准，使用90度V块在以下的条件下对实施了一次弯曲加工的试验片进行组织观察，测定弯曲部的空隙数密度。
[一次弯曲加工条件]
冲头前端R：5mm
成型载荷：15ton
行程速度：30mm/min
保持时间：5秒
弯曲方向：轧制平行方向
[正交弯曲条件]
试验方法：辊支承，冲头压入。
辊径：
Figure BDA0003181808540000071
冲头前端R：0.4mm
辊间距离：(板厚×2)+0.5mm
行程速度：20mm/min
试验片尺寸：60mm×60mm
弯曲方向：轧制直角方向
空隙数密度是对将一次加工部与轧制方向呈直角地切割的板厚截面进行研磨后，通过SEM(扫描式电子显微镜)以1500倍的倍率对一次加工时的弯曲内侧的板厚表层拍摄3个视场，使用Media Cybernetics公司制的Image-Pro由得到的图像数据求出空隙的数密度，将3个视场的数密度的平均值作为空隙数密度。应予说明，空隙是比铁素体深的黑色，能够与各组织清楚地区分。
残余奥氏体的面积率：3～10％(优选条件)
残余奥氏体对延迟碰撞时的裂纹产生、提高耐断裂特性有效。残余奥氏体的面积率小于3％时，得不到这样的效果。另一方面，如果残余奥氏体的面积率超过10％，则有时由于因加工诱导相变而生成的初生马氏体使碰撞时的耐断裂特性降低。更优选面积率为5～10％。
作为除铁素体、回火马氏体、初生马氏体、残余奥氏体以外的组织，有时也含有合计5％以下的贝氏体、渗碳体、珠光体，只要满足上述的钢组织的条件，则可实现本发明的目的。
这里，铁素体、初生马氏体、回火马氏体的面积率是各相的面积在观察面积中所占的比例。各组织的面积率是对与轧制方向呈直角地切割的钢板的板厚截面进行研磨后，用3质量％硝酸乙醇进行腐蚀，利用SEM(扫描式电子显微镜)以1500倍的倍率对板厚1/4位置拍摄3个视场，使用Media Cybernetics公司制的Image-Pro由得到的图像数据求出各组织的面积率，将3个视场的面积率的平均值作为各组织的面积率。上述图像数据中，可以如下区别：铁素体为黑色，回火马氏体为包含微小方位不一致的碳化物的浅灰色，残余奥氏体和初生马氏体为白色。另外，残余奥氏体的体积率是相对于板厚1/4面的bcc铁的(200)、(211)、(220)面的X射线衍射积分强度的fcc铁的(200)、(220)、(311)面的X射线衍射积分强度的比例。初生马氏体和残余奥氏体在SEM图像中难以区分，因此初生马氏体的面积率通过从初生马氏体和残余奥氏体的合计的面积率中减去残余奥氏体的面积率而求出。
另外，本发明的钢板表面的热浸镀锌层优选为合金化热浸镀锌层。应予说明，本发明中规定的表面是指镀层与钢板的界面。
3)制造条件
本发明的高强度钢板的制造方法的特征在于，具有如下工序：对具有上述的钢组成的钢坯以终轧温度850～950℃实施热轧，以600℃以下的卷绕温度卷绕的热轧工序；以超过20％的压下率进行冷轧的冷轧工序；加热到750℃以上的退火温度，保持30秒以上的退火工序；在退火温度～马氏体相变开始温度(Ms)的温度区域以平均冷却速度20℃/s以上进行冷却后，以平均冷却速度2～10℃/s冷却到(Ms－200℃)～(Ms－100℃)的冷却停止温度，其后在300～500℃保持20秒以上的淬火回火工序；以及实施热浸镀锌的热浸镀锌工序。另外，热浸镀锌工序中，实施热浸镀锌后，可以具有实施合金化处理的合金化工序。
首先，对热轧工序的各条件进行说明。
终轧温度：850～950℃
终轧温度小于850℃时，在轧制时发生铁素体相变，局部强度降低，因此得不到本发明的组织和特性。另一方面，如果超过950℃，则晶粒粗大化，得不到本发明的钢组织。因此，终轧温度为850～950℃。
卷绕温度：600℃以下
卷绕温度超过600℃时，热轧板中的碳化物粗大化，这样的粗大化的碳化物在退火时的均热中不能完全熔化，因此有时无法得到需要的强度。
将通过热轧工序得到的热轧板用通常公知的方法进行酸洗，进行脱脂等预处理后，根据需要实施冷轧。对实施冷轧时的冷轧工序的条件进行说明。
冷轧的压下率：超过20％
冷轧的压下率为20％以下时，有时铁素体的再结晶得不到促进，残留未再结晶铁素体，加工性降低。
接下来，对将通过冷轧工序得到的冷轧板进行退火时的退火工序的条件进行说明。
退火温度：750℃以上，保持时间：30秒以上
退火温度小于750℃时，奥氏体的生成不充分，生成过量的铁素体而得不到本发明的钢组织。优选为750～900℃。另外，如果保持时间小于30秒，则奥氏体的生成变得不充分，生成过量的铁素体而得不到本发明的钢组织。优选为30秒以上，优选为600秒以下。
退火工序后，实施淬火回火。对淬火回火工序的条件进行说明。
从退火温度到马氏体相变开始温度(Ms)的温度区域的平均冷却速度：20℃/s以上
使以上述退火温度退火后的钢板从退火温度到马氏体态开始温度(Ms)的温度区域的平均冷却速度小于20℃/s时，得不到本发明的耐断裂特性。该理由尚不明确，但考虑如下。冷却速度小于20℃/s时，在冷却中过量生成铁素体、贝氏体，Ms点降低。因此冷却停止时的马氏体相变量减少，另外，由于在更低温下发生马氏体相变，因此，与Ms点高的情况相比，冷却中的马氏体的回火不充分。其结果，认为由回火马氏体带来的硬度差缓和的效果变小，在一次加工时容易产生空隙。因此，平均冷却速度为20℃/s以上。
应予说明，Ms可以由下式求出。
Ms(℃)＝539－423×{[C％]×100/(100－[α面积％])}－30×[Mn％]－12×[Cr％]－18×[Ni％]－8×[Mo％]
上述式中，各元素符号表示各元素的含量(质量％)，不含有的元素为0。
另外，[α面积％]是退火中的铁素体的面积率。退火中的铁素体面积率通过在热膨胀测定装置中模拟升温速度和退火温度以及退火时的保持时间而预先求出。
退火后优选以尽可能快的冷却速度进行骤冷，从退火温度到马氏体相变开始温度(Ms)的温度区域的平均冷却速度优选22℃/s以上。从退火温度到马氏体相变开始温度(Ms)的温度区域的平均冷却速度更优选50℃/s以上。应予说明，根据冷却设备的经济性，优选为100℃/s以下。
到(Ms－200℃)～(Ms－100℃)的冷却停止温度的平均冷却速度：2～10℃/s
平均冷却速度小于2℃/s时，在冷却中过量生成包含碳化物的贝氏体，得不到本发明的钢组织。另外，如果以超过10℃/s的平均冷却速度进行冷却，则得不到本发明的耐断裂特性。该理由尚不明确，但考虑如下。认为通过使冷却速度为10℃/s以下，从Ms点到达冷却停止温度的时间变长，马氏体在冷却中也被回火，由回火马氏体带来的硬度差缓和的效果更大。认为如果冷却速度超过10℃/s，则得不到该效果，其结果，在一次加工时容易产生空隙。因此，平均冷却速度为2～10℃/s。
冷却停止温度：(Ms－200℃)～(Ms－100℃)
冷却停止温度超过(Ms－100℃)时，回火马氏体的生成不充分，得不到本发明的钢组织。另一方面，小于(Ms－200℃)时，有时回火马氏体变得过量，残余奥氏体的生成不充分。优选为(Ms－200℃)～(Ms－150℃)。
回火温度：300～500℃、保持时间：20秒以上
小于300℃时，马氏体的回火不充分，得不到本发明的钢组织和耐断裂特性。另一方面，如果超过500℃，则铁素体过量地生成，得不到本发明的钢组织。优选为350℃以上，优选为450℃以下。另外，保持时间小于20秒时，马氏体的回火不充分，得不到本发明的钢组织和耐断裂特性。优选为30秒以上，优选为500秒以下。
接下来，对热浸镀锌工序的条件进行说明。
热浸镀锌处理优选将由上述得到的钢板浸渍在440℃～500℃的镀锌浴中，其后，通过气体擦拭等调整镀覆附着量而进行。应予说明，在热浸镀锌处理工序后，可以具有实施合金化处理的合金化工序。
出于形状矫正、调整表面粗糙度等目的，可以对实施了热浸镀锌处理或者合金化热浸镀锌处理后的钢板进行调质轧制。但是，如果调质轧制的轧制率超过0.5％，则有时因表层固化而弯曲性劣化，因此轧制率优选为0.5％以下。更优选为0.3％以下。另外，也可以实施树脂、油脂涂层等各种涂装处理。
其它制造方法的条件没有特别限定，优选在以下的条件下进行。
为了防止宏观偏析，板坯优选通过连续铸造法制造，也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法制造。为了将板坯热轧，可以将板坯暂时冷却至室温，其后进行再加热而进行热轧。另外，也可以在不将板坯冷却到室温的情况下装入加热炉中进行热轧。或者，也可以应用在稍微进行保温后立即进行热轧的节能工艺。对板坯进行加热时，为了防止轧制载荷的增大、使碳化物熔化，优选加热到1100℃以上。另外，为了防止氧化皮损耗的增大，板坯的加热温度优选为1300℃以下。
对板坯进行热轧时，从在降低板坯的加热温度时防止轧制时的故障的观点考虑，也可以对粗轧后的薄板坯进行加热。另外，可以应用将薄板坯彼此接合，连续地进行终轧的所谓连续轧制工序。另外，为了降低轧制载荷、使形状、材质均匀化，优选进行终轧的全部道次或者一部分道次中摩擦系数为0.10～0.25的润滑轧制。
卷绕后的钢板可以通过酸洗等除去氧化皮。酸洗后，在上述的条件下实施冷轧、退火、热浸镀锌。
实施例
利用真空熔炼炉对表1所示的成分组成的钢进行熔炼，进行初轧而制成钢坯。应予说明，表1中，N是不可避免的杂质。
[表1]
Figure BDA0003181808540000131
对这些钢坯进行加热，实施粗轧、终轧、卷绕而制成热轧板。接着，实施冷轧而制成冷轧板，将得到的冷轧板供于退火。热轧条件、冷轧条件和退火条件如表2所示。将以表2所示的条件制作的钢板浸渍在镀浴中，形成镀覆附着量20～80g/m2的热浸镀锌层(GI)。另外，针对一部分，在热浸镀锌层形成后进行合金化处理，得到合金化热浸镀锌钢板(GA)。
[表2]
Figure BDA0003181808540000141
对得到的热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板实施压下率0.3％的平整轧制后，依照上述的方法分别求出铁素体(F)、贝氏体(B)、回火马氏体(TM)、初生马氏体(FM)和残余奥氏体(RA)的面积率。
另外，依照以下的试验方法求出拉伸特性和耐断裂特性。
＜拉伸试验＞
在与轧制方向呈直角的方向采取JIS5号拉伸试验片(JIS Z2201)，进行应变速度为10-3/s的依据JIS Z2241的规定的拉伸试验，求出拉伸强度(TS)。应予说明，将TS为980MPa以上设为合格。
＜弯曲-正交弯曲试验＞
弯曲试验基于德国汽车工业会规定的VDA标准(VDA238-100)在以下的测定条件下进行评价。应予说明，预先使用90度V块在以下的条件下对试验片实施一次弯曲加工。通过一次加工部的变形过程中的裂纹评价来评价耐断裂特性。
[一次弯曲加工条件]
冲头前端R：5mm
成型载荷：15ton
行程速度：30mm/min
保持时间：5秒
弯曲方向：轧制平行方向
[正交弯曲条件]
试验方法：辊支承，冲头压入。
辊径：φ30mm
冲头前端R：0.4mm
辊间距离：(板厚×2)+0.5mm
行程速度：20mm/min
试验片尺寸：60mm×60mm
弯曲方向：轧制直角方向
正交弯曲试验时得到的行程-载荷曲线中，求出从试验片变得平坦到载荷最大时的行程，将实施3次弯曲-正交弯曲试验的平均值作为ΔS。应予说明，试验片变得平坦的点为在行程-载荷曲线中载荷大致恒定后再次开始增加的点。ΔS为8mm以上时，评价为耐断裂特性良好。
将结果示于表3。
[表3]
Figure BDA0003181808540000161
下划线是本发明范围外
V(F)：铁素体、V(TM)回火马氏体、V(FM)：初生马氏体、V(RA)：残余奥氏体
任一发明例均可以确认TS为980MPa以上，碰撞时的耐断裂特性优异。
因此，根据本发明，得到TS为980MPa以上、碰撞时的耐断裂特性优异的高强度热浸镀锌钢板。本发明起到有助于汽车的轻量化，大幅有助于汽车车身的高性能化这样的优异的效果。
产业上的可利用性
根据本发明，能够得到TS为980MPa以上、碰撞时的耐断裂特性优异的高强度热浸镀锌钢板。如果将本发明的高强度热浸镀锌钢板用于汽车用部件用途，则能够有助于汽车的轻量化，大幅有助于汽车车身的高性能化。

Claims (8)

1.一种在钢板表面具有热浸镀锌层的高强度热浸镀锌钢板，作为钢组成，以质量％计含有C：0.07～0.20％、Si：0.1～2.0％、Mn：2.0～3.5％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Sol.Al：0.005～0.1％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
钢组织以面积率计，铁素体：60％以下，回火马氏体：40％以上，初生马氏体：10％以下，且VDA弯曲试验中的弯曲部的空隙数密度为1500个/mm2以下。
2.根据权利要求1所述的高强度热浸镀锌钢板，其中，上述钢组织进一步以面积率计，残余奥氏体：3～10％。
3.根据权利要求1或2所述的高强度热浸镀锌钢板，其中，作为钢组成，以质量％计进一步含有选自Cr：0.005～1.0％、Mo：0.005～0.5％、V：0.005～0.5％中的1种或2种以上的元素。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度热浸镀锌钢板，其中，作为钢组成，以质量％计进一步含有选自Ti：0.005～0.5％、Nb：0.005～0.5％、B：0.0003～0.005％、Ni：0.005～1.0％、Cu：0.005～1.0％中的1种或2种以上的元素。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的高强度热浸镀锌钢板，其中，作为钢组成，以质量％计进一步含有选自Ca：0.001～0.005％、REM：0.001～0.005％中的1种或2种的元素。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的高强度热浸镀锌钢板，其中，钢板表面的热浸镀锌层为合金化热浸镀锌层。
7.一种高强度热浸镀锌钢板的制造方法，具有如下工序：
热轧工序，对具有权利要求1、3～5中任一项所述的钢组成的钢坯以终轧温度850～950℃实施热轧，以600℃以下的卷绕温度卷绕，
冷轧工序，以超过20％的压下率进行冷轧，
退火工序，加热到750℃以上的退火温度，保持30秒以上，
淬火回火工序，从退火温度到马氏体相变开始温度(Ms)的温度区域以平均冷却速度20℃/s以上进行冷却后，以平均冷却速度2～10℃/s冷却到(Ms－200℃)～(Ms－100℃)的冷却停止温度，其后在300～500℃保持20秒以上，以及
热浸镀锌工序，实施热浸镀锌。
8.根据权利要求7所述的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其中，所述热浸镀锌工序中，在实施热浸镀锌后，具有实施合金化处理的合金化工序。
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