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CN102803540A - 加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板及其制造方法 Download PDF

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CN102803540A
CN102803540A CN201080026993XA CN201080026993A CN102803540A CN 102803540 A CN102803540 A CN 102803540A CN 201080026993X A CN201080026993X A CN 201080026993XA CN 201080026993 A CN201080026993 A CN 201080026993A CN 102803540 A CN102803540 A CN 102803540A
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Abstract

本发明提供一种延展性、扩孔性及抗疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。一种加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板，其特征在于，由以质量％计的C：0.05～0.3％、Si：0.5～2.5％、Mn：1.0～3.5％、P：0.003～0.100％、S：0.02％以下、Al：0.010～0.1％、余量由铁及不可避免的杂质构成的组成的钢形成，且钢板组织以面积率计含有50％以上的铁素体、5～35％的马氏体、2～15％的珠光体，马氏体的平均结晶粒径为3μm以下，邻接的马氏体之间的平均距离为5μm以下。

Description

加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及用于在汽车产业领域中使用的构件的加工性及抗疲劳特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，从保护地球环境的观点出发，提高汽车的燃料效率成为重要的课题。因此，通过车身材料的高强度化来实现薄壁化，从而使车身本身轻量化的研究一直较为活跃。但是，由于钢板的高强度化导致延展性的降低、即加工性的降低，因此期望开发出同时具有高强度和高加工性的材料。
另外，最近对汽车的提高耐腐蚀性的要求也增加，多进行实施了热镀锌的高张力钢板的开发。
对应这种要求，目前为止开发了铁素体、马氏体双相钢(DP钢)和利用残余奥氏体的相变诱发塑性的TRIP钢等多种复合组织型高强度热镀锌钢板。
例如，专利文献1中提出了通过添加大量的Si来确保残余奥氏体，从而实现高延展性的加工性优良的合金化热镀锌钢板。
但是，这些DP钢和TRIP钢虽然延伸特性优良，但存在扩孔性较差的问题。扩孔性是表示对加工孔部进行扩张而凸缘成形时的加工性(延伸凸缘性)的指标，与延伸特性一同是高强度钢板所要求的重要的特性。
作为延伸凸缘性优良的热镀锌钢板的制造方法，专利文献2中公开了以下技术：在退火均热后直至热镀锌浴期间，强冷却至Ms点以下，对生成的马氏体进行再加热、退火，制成马氏体，从而使扩孔性提高。但是，通过将马氏体退火形成马氏体，扩孔性得到了提高，但EL低却成为问题。
另外，作为冲压成形的构件的性能，由于也存在要求抗疲劳特性的部位，因此需要提高原材料的抗疲劳特性。
这样，对于高强度热镀锌钢板而言，要求优良的延伸特性、扩孔性及抗疲劳特性，但现有的热镀锌钢板中并没有高水平地兼备所有这些特性的钢板。
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：日本特开平6-93340号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明是鉴于上述问题而完成的，其目的在于提供延展性、扩孔性及抗疲劳特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
本发明人为了实现上述课题，制造延展性、扩孔性及抗疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板，从钢板的组成以及显微组织的观点出发，反复进行了深入研究。结果表明：对合金元素进行适当调整，使热轧板成为以贝氏体和马氏体为主体的组织，以该热轧板为原材料，在冷轧后进行退火的过程中进行8℃/s以上的急速加热，由此，在最终组织中适量的马氏体均匀微细地分散，对扩孔性及抗疲劳特性的提高有效。还表明：实施镀覆后，在540～600℃的温度范围进行镀层合金化处理，由此生成适量的珠光体，抑制马氏体所引起的扩孔性的降低。
本发明是基于上述见解而构成的。
即，本发明是，
(1)一种加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板，其特征在于，由组成为以质量％计的C：0.05～0.3％、Si：0.5～2.5％、Mn：1.0～3.5％、P：0.003～0.100％、S：0.02％以下、Al：0.010～0.1％、且余量由铁及不可避免的杂质构成的钢形成，并且，钢板组织以面积率计含有50％以上的铁素体、5～35％的马氏体、2～15％的珠光体，马氏体的平均结晶粒径为3μm以下，邻接的马氏体间的平均距离为5μm以下。
(2)如上述(1)所述的加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板，其特征在于，所述钢板组织以面积率计进一步含有5～20％的贝氏体和/或2～15％的残余奥氏体。
(3)如上述(1)或(2)所述的加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板，其特征在于，所述钢进一步含有选自以质量％计的Cr：0.005～2.00％、Mo：0.005～2.00％、V：0.005～2.00％、Ni：0.005～2.00％、Cu：0.005～2.00％中的1种或2种以上的元素。
(4)如上述(1)～(3)中任一项所述的加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板，其特征在于，所述钢进一步含有选自以质量％计的Ti：0.01～0.20％、Nb：0.01～0.20％中的1种或2种元素。
(5)如上述(1)～(4)中任一项所述的加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板，其特征在于，所述钢进一步含有以质量％计的B：0.0002～0.005％。
(6)如上述(1)～(5)中任一项所述的加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板，其特征在于，所述钢进一步含有选自以质量％计的Ca：0.001～0.005％、REM：0.001～0.005％中的1种或2种元素。
(7)一种加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板的制造方法，对具有上述(1)～(6)中任一项所述的成分的钢坯实施热轧，制成具有贝氏体和马氏体的总面积率为80％以上的组织的热轧板，然后实施冷轧，对所制造的冷轧钢板实施连续退火时，使500℃～A1相变点的平均加热速度为8℃/s以上加热至750～900℃，并保持10秒以上，然后，使750℃至530℃的平均冷却速度为3℃/s以上冷却至300～530℃的温度范围，然后实施镀锌，进而在540～600℃的温度范围进行5～60s的镀层合金化处理。
(8)一种加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板的制造方法，对具有上述(1)～(6)中任一项所述的成分的钢坯实施热轧，制成具有贝氏体和马氏体的总面积率为80％以上的组织的热轧板，然后实施冷轧，对所制造的冷轧钢板实施连续退火时，使500℃～A1相变点的平均加热速度为8℃/s以上加热至750～900℃，并保持10秒以上，然后，使750℃至530℃的平均冷却速度为3℃/s以上冷却至300～530℃的温度范围，并在300～530℃的温度范围保持20～900s，然后实施镀锌，进而在540～600℃的温度范围进行5～60s的镀层合金化处理。
(9)一种加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板的制造方法，对于具有上述(1)～(6)中任一项所述的成分的钢坯，实施使终轧温度为A3相变点以上来进行热轧、结束后接着以50℃/s以上的平均冷却速度进行冷却、并在300℃以上且550℃以下的温度下进行卷取的热轧工序，制成热轧板，然后实施冷轧，对所制造的冷轧钢板实施连续退火时，使500℃～A1相变点的平均加热速度为8℃/s以上加热至750～900℃，并保持10秒以上，然后，使750℃至530℃的平均冷却速度为3℃/s以上冷却至300～530℃的温度范围，然后实施镀锌，进而在540～600℃的温度范围进行5～60s的镀层合金化处理。
(10)一种加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板的制造方法，对于具有上述(1)～(6)中任一项所述的成分的钢坯，实施使终轧温度为A3相变点以上来进行热轧、结束后接着以50℃/s以上的平均冷却速度进行冷却、并在300℃以上且550℃以下的温度下进行卷取的热轧工序，制成热轧板，然后实施冷轧，对所制造的冷轧钢板实施连续退火时，使500℃～A1相变点的平均加热速度为8℃/s以上加热至750～900℃，并保持10秒以上，然后，使750℃至530℃的平均冷却速度为3℃/s以上冷却至300～530℃的温度范围，并在300～530℃的温度范围保持20～900s，然后实施镀锌，进而在540～600℃的温度范围进行5～60s的镀层合金化处理。
发明效果
根据本发明，能够得到加工性及抗疲劳特性优良的热镀锌钢板，发挥了如下优良的效果：使汽车的轻量化和碰撞安全性提升的兼具成为可能，从而对汽车车身的高性能化有较大的贡献。
具体实施方式
下面，对本发明进行具体地说明。
首先，对本发明中将钢的成分组成限定在上述范围内的理由进行说明。需要说明的是，关于成分的“％”标示只要没有特别说明则表示“质量％”。
C：0.05～0.3％
C是用于生成马氏体等低温相变相从而提高钢板强度，同时使组织复合化来提高TS-EL平衡的必要的元素。如果C量不足0.05％，则即使实现制造条件的最优化，也难以确保5％以上的马氏体，强度和TS×EL降低。另一方面，如果C量超过0.3％，则焊接部及热影响部的硬化显著，焊接部的机械特性变差。从这样的观点出发，使C量为0.05～0.3％的范围。优选为0.08～0.14％。
Si：0.5～2.5％
Si是对钢的强化有效的元素，特别是通过固溶强化而对铁素体的强化起到有效地作用。由于复合组织钢的疲劳裂缝在软质的铁素体产生，因此，由Si添加带来的铁素体的强化将对抑制疲劳裂缝产生有效。另外，Si为铁素体生成元素，使铁素体与第二相的复合组织化变容易。在此，如果Si量不足0.5％，则其添加效果不足，因此将下限设为0.5％。但是过量添加使延展性、表面性状和焊接性变差，因此使含有的Si为2.5％以下。优选为0.7～2.0％。
Mn：1.0～3.5％
Mn是对钢的强化有效的元素，促进低温相变相的生成。这样的作用在Mn含量为1.0％以上时可以得到确认。但是，如果超过3.5％地过量添加Mn，则低温相变相的过量增加和固溶强化带来的铁素体的延展性变差显著，成形性降低。因此，使Mn量为1.0～3.5％。优选为1.5％～3.0％。
P：0.003～0.100％
P是对钢的强化有效的元素，其含量在0.003％以上时能够得到该效果。但是，如果超过0.100％过量添加，则由于晶界偏析而引起脆化，使抗冲击性变差。因此，使P量为0.003～0.100％。
S：0.02％以下
S形成MnS等夹杂物，成为抗冲击特性变差及沿焊接部的金属流线裂纹的原因，因此，最好是尽可能减少S，但从制造成本的方面出发，使其为0.02％以下。
Al：0.010～0.1％
Al作为脱氧剂发挥作用，是对钢的洁净度有效的元素，优选在脱氧工序中添加。在此，如果Al量不足0.010％，则其添加效果不足，因此将下限设为0.010％。但是，Al的过量添加会带来制钢时的钢坯品质变差所造成的表面品质变差。因此，将Al的添加量上限设为0.1％。
本发明的高强度热镀锌钢板以上述的成分组成为基本成分，余量由铁及不可避免的杂质构成，但根据期望的特性，可以使其适当含有下述的成分。
选自Cr：0.005～2.00％、Mo：0.005～2.00％、V：0.005～2.00％、Ni：0.005～2.00％、Cu：0.005～2.00％中的1种或2种以上的元素
Cr、Mo、V、Ni、Cu促进低温相变相的生成，对钢的强化起有效的作用。该效果通过含有0.005％以上的Cr、Mo、V、Ni、Cu中的至少1种而得到。但是，如果Cr、Mo、V、Ni、Cu各成分超过2.00％，则该效果饱和，成为成本上升的主要原因。因此使Cr、Mo、V、Ni、Cu量各自为0.005～2.00％。
选自Ti：0.01～0.20％、Nb：0.01～0.20％中的1种或2种元素
Ti、Nb具有形成碳氮化物，通过析出强化来使钢高强度化的作用。这种效果在各自为0.01％以上时可被确认到。另一方面，含有各自超过0.20％的Ti、Nb，会过度地高强度化，延展性降低。因此，使Ti、Nb各自为0.01～0.20％。
B：0.0002～0.005％
B具有抑制铁素体在奥氏体晶界的生成从而使强度上升的作用。该效果在0.0002％以上时可以得到。但是，如果B量超过0.005％，则该效果饱和，成为成本上升的主要原因。因此，使B量为0.0002～0.005％。
选自Ca：0.001～0.005％、REM：0.001～0.005％中的1种或2种元素
Ca、REM均具有通过硫化物的形态控制来改善加工性的效果，根据需要，可以含有0.001％以上的Ca、REM中的1种或2种。但是，过量添加可能会对洁净度带来不良影响，因此使其各自为0.005％以下。
接着，对钢组织进行说明。
《最终组织》
铁素体的面积率：50％以上
如果铁素体的面积率不足50％，则TS和EL的平衡降低，因此使其为50％以上。
马氏体的面积率：5～35％
马氏体相对钢的高强度化起着有效的作用。另外，通过与铁素体的复合组织化，使屈服比降低、变形时的加工硬化率提高，因而对TS×EL的提高也起到有效作用。此外，由于马氏体成为疲劳裂缝发展的障碍，因此对改善疲劳特性也起到有效作用。如果面积率不足5％则上述效果不足，如果超过35％过量存在，则如下所示，即使与2～15％的珠光体共存，伸长率、扩孔性仍显著降低。因此，使马氏体相的面积率为5～35％。
珠光体的面积率：2～15％
珠光体具有抑制马氏体所引起的扩孔性降低的效果。马氏体相对于铁素体非常硬，由于其硬度差大，因此扩孔性降低。但是，通过使珠光体与马氏体共存，可以抑制马氏体所引起的扩孔性的降低。对于珠光体所带来的对扩孔性降低的抑制而言，详细情况尚不明确，认为是因为，由于具有铁素体和马氏体的中间硬度的珠光体相存在，因而使该硬度差得到缓和。如果面积率不足2％则上述效果不足，如果超过15％存在则TS×EL降低。因此，使珠光体的面积率为2～15％。
本发明的高强度热镀锌钢板以上述的组织构成为基本组织，根据期望的特性，可以适当含有下述的组织。
贝氏体的面积率：5～20％
贝氏体与马氏体一样对钢的高强度化及疲劳特性的提高起到有效作用。如果面积率不足5％，则上述的效果不足，如果超过20％过量存在，则TS×EL降低。因此，使贝氏体相的面积率为5～20％。
残余奥氏体的面积率：2～15％
残余奥氏体不仅有助于钢的强化，而且对利用TRIP效果来提高TS×EL起到有效作用。这样的效果在面积率为2％以上时可以得到。另外，如果残余奥氏体的面积率超过15％则延伸凸缘性及抗疲劳特性明显降低。因此，使残余奥氏体的面积率为2％以上且15％以下。
马氏体的平均结晶粒径：3μm以下，邻接的马氏体之间的平均距离：5μm以下
通过使马氏体均匀微细地分散，扩孔性及抗疲劳特性提高。在马氏体的平均结晶粒径为3μm以下、以及邻接的马氏体之间的平均距离为5μm以下时该效果变显著。因此，使马氏体的平均结晶粒径为3μm以下、邻接的马氏体之间的平均距离为5μm以下。
接着，对制造条件进行说明。
对调整为上述成分组成的钢在转炉等中进行熔炼，通过连铸法等制成钢坯。对该钢原材料实施热轧从而制成热轧钢板，然后，进一步实施冷轧从而制成冷轧钢板，并且实施连续退火，然后，实施热镀锌、镀层合金化处理。
《热轧条件》
终轧温度：A3相变点以上、平均冷却速度：50℃/s以上
如果热轧的终轧结束温度低于A3点或平均冷却速度小于50℃/s，则轧制中或冷却中过度生成铁素体，将难以使热轧板组织中贝氏体和马氏体的总面积率达到80％以上。因此，使终轧温度为A3相变点以上、平均冷却速度为50℃/s以上。
卷取温度：300℃以上且550℃以下
如果卷取温度超过550℃，则在卷取后生成铁素体、珠光体，将难以使热轧板组织中贝氏体和马氏体的总面积率达到80％以上。另外，如果卷取温度低于300℃，则热轧板的形状变差，或者热轧板的强度过度上升，从而使冷轧变困难。因此使卷取温度为300℃以上且550℃以下。
《热轧板组织》
贝氏体和马氏体的总面积率：80％以上
对热轧板实施冷轧和退火时，通过加热至A1相变点以上，奥氏体生成。特别而言，奥氏体优先在热轧板组织的贝氏体和马氏体等位置生成，通过使热轧板的组织为马氏体和贝氏体主体的组织，奥氏体均匀微细地生成。退火时生成的奥氏体通过之后的冷却成为马氏体等低温相变相，通过使热轧板组织为贝氏体和马氏体的总面积率为80％以上的组织，能够使最终钢板组织的马氏体的平均结晶粒径为3μm以下、邻接的马氏体之间的平均距离为5μm以下。因此，使热轧板的贝氏体和马氏体的总面积率为80％以上。
《连续退火条件》
550℃～A1相变点的平均加热速度：8℃/s以上
通过使本发明的钢的再结晶温度范围即从550℃至A1相变点的平均加热速度为8℃/s以上，加热升温时的再结晶得到抑制，对在A1相变点以上生成的奥氏体的微细化、进而对退火冷却后的马氏体的微细化起到有效作用。如果平均加热速度不足8℃/s，则在加热升温时导致α的再结晶，导入α中的应变被释放从而将不能实现充分微细化。因此，使550℃～A1相变点的平均加热速度为8℃/s以上。
加热条件：在750℃～900℃下保持10秒以上
如果加热温度低于750℃或保持时间不足10秒，则退火时奥氏体的生成将不充分，在退火冷却后将无法确保充分量的低温相变相。另外，如果加热温度超过900℃则难以在最终组织中确保50％以上的铁素体。保持时间的上限没有特别规定，但保持600秒以上在效果饱和的基础上造成成本上升，因此保持时间优选不足600秒。
750℃～530℃的平均冷却速度：3℃/s以上
如果750℃～530℃的平均冷却速度不足3℃/s，则珠光体过度生成，TS×EL降低。因此，使750℃～530℃的平均冷却速度为3℃/s以上。冷却速度的上限没有特别规定，但如果冷却速度过快则钢板形状变差或冷却到达温度难以控制，因此优选使其为200℃/s以下。
冷却停止温度：300℃～530℃
如果冷却停止温度不足300℃，则奥氏体相变为马氏体，之后即使进行再加热，也将无法得到珠光体。另外，如果冷却停止温度超过530℃，则珠光体过度生成，TS×EL降低。
冷却停止后的保持条件：在300～530℃的温度范围保持20～900s
通过在300～530℃的温度范围内保持，贝氏体相变进行。另外，随着贝氏体相变，发生C向未相变奥氏体富集，可以确保残余奥氏体。因此，在形成含有贝氏体和/或残余奥氏体的组织的情况下，冷却之后在300～530℃的温度范围进行20～900s的保持。如果保持温度低于300℃或保持时间不足20秒，则贝氏体及残余奥氏体的生成变得不充分，如果保持温度超过530℃或保持时间超过900秒，则珠光体相变及贝氏体相变过度进行，无法确保所期望量的马氏体。因此，使冷却后的保持在300～530℃的温度范围内保持20～900秒。
实施了上述退火后，实施热镀锌、镀层合金化处理。
镀层合金化处理条件：540～600℃下进行5～60s
如果合金化温度低于540℃或合金化的时间不足5s，则几乎不会发生珠光体相变，无法得到2％以上的珠光体。另外，如果合金化温度超过600℃或合金化的时间超过60s，则珠光体过度生成，TS×EL降低。因此，使合金化处理条件为在540～600℃下进行5～60s。
如果浸入镀槽时的板温低于430℃，则附着在钢板上的锌可能凝固，因此，在上述急冷停止温度和急冷停止后的保持温度低于镀浴温度的情况下，优选在钢板进入镀槽之前进行加热处理。镀覆处理后，当然也可以根据需要进行用于调整每单位面积附着量的擦拭。
另外，也可以对热镀锌处理后的钢板(镀层合金化处理后的钢板)施加用于调整形状矫正、表面粗糙度等的表面光轧。另外，即使实施树脂或油脂涂覆、各种涂装等处理也没有任何不妥。
其它的制造方法没有特殊限定，以下示出优选的一例。
铸造条件：
为了防止成分的宏观偏析，使用的钢坯优选采用连铸法来制造，但也可以采用铸锭法、薄钢坯铸造法来制造。此外，在制造钢坯后暂时冷却到室温，然后再次进行加热的现有方法的基础上，还可以毫无问题地应用并不冷却至室温而直接将温铸片插入加热炉中，或者在稍微进行保热后立即进行轧制的直送轧制或直接轧制等节能工艺。
热轧条件：
钢坯加热温度：1100℃以上
对于钢坯加热温度而言，从能源方面考虑优选低温加热，但如果加热温度低于1100℃，则出现碳化物未充分固溶、或由轧制载荷的增大所导致的热轧时故障发生的风险增大等问题。另外，由于随着氧化重量的增加，氧化皮损失增大等，因此优选使钢坯加热温度为1300℃以下。另外，从即使降低钢坯加热温度也要防止热轧时的故障的观点出发，也可以有效利用对薄钢片进行加热的所谓薄钢片加热器。
另外，本发明的热轧工序中，为了减少热轧时的轧制载荷，也可以使终轧的一部分或全部为润滑轧制。从钢板形状的均匀化、材质的均匀化的观点出发，进行润滑轧制也是有效的。另外，优选使润滑轧制时的摩擦系数为0.25～0.10的范围。另外，优选使其为将一前一后的薄钢片彼此接合而连续地进行终轧的连续轧制工艺。从热轧的操作稳定性的观点出发，应用连续轧制工艺也是优选的。
接着，在实施冷轧时优选通过酸洗除去热轧钢板表面的氧化皮，之后进行冷轧而形成预定板厚的冷轧钢板。在此，酸洗条件及冷轧条件没有特别限制，只要根据常规方法进行即可。优选使冷轧的轧制率为40％以上。
[实施例]
将具有表1所示的成分组成、余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢通过转炉进行熔炼，通过连铸法制成铸片。将所得到的铸片在表2表示的条件下热轧至板厚2.8mm。接着，进行酸洗，之后冷轧至板厚1.4mm，制造冷轧钢板并供于退火。
接着，采用连续热镀锌生产线在表2所示的条件下对这些冷轧钢板进行退火，在460℃下实施热镀锌后，进行合金化处理，并以平均冷却速度10℃/s进行冷却。使镀层附着量为每一个表面35～45g/m2。
Figure BDA0000121290060000141
Figure BDA0000121290060000151
对得到的钢板的断面显微组织、拉伸特性及扩孔性进行调查，并将结果示出于表3。对于钢板的断面显微组织而言，利用3％硝酸乙醇溶液(3％硝酸+乙醇)使组织露出，用扫描电子显微镜观察深度方向板厚1/4位置，使用拍摄的组织照片进行图像分析处理，对铁素体相的面积率进行定量化(需要说明的是，图像分析处理可以使用市售的图像处理软件)。对于马氏体面积率、珠光体面积率、贝氏体面积率，根据组织的细小度拍摄1000～5000倍的适当倍率的SEM照片，并通过图像处理软件来进行定量。
对于马氏体的平均粒径而言，将使用扫描电子显微镜在5000倍下观察的视野的马氏体的面积除以马氏体的个数，求得平均面积，将其的平方根作为平均粒径。另外，邻接的马氏体之间的平均距离如下确定。首先，求得从任意选择的马氏体内的进一步任意选择的1点到存在于周围的其它的马氏体的最接近晶界的距离，将其中距离最短的3点的平均值设为该马氏体的邻接距离。同样操作对总计15个马氏体求出邻接距离，将15点的平均值设为邻接的马氏体之间的平均距离。
对于残余奥氏体的面积率而言，将钢板研磨至板厚方向的1/4面，并由该板厚1/4面的衍射X射线强度求得。入射X射线使用CoKα射线，对于残余奥氏体相的{111}、{200}、{220}、{311}面与铁素体相的{110}、{200}、{211}面的峰的积分强度的全部组合求出强度比，将它们的平均值作为残余奥氏体的面积率。
对于拉伸特性而言，使用以拉伸方向与钢板的轧制方向成直角方向的方式裁取样品的JIS5号试验片，进行依据JISZ2241的拉伸试验，测定拉伸强度(TS)、伸长率(EL)，求出以强度和伸长率的积(TS×EL)表示的强度-延展性平衡的值。
对于延伸凸缘性而言，进行依据日本钢铁联盟标准JFST1001的扩孔试验，以扩孔率(λ)进行评价。
对于抗疲劳特性而言，通过平面弯曲疲劳试验法求得疲劳极限(FL)，以疲劳极限(FL)与拉伸强度(TS)的比即耐久比(FL/TS)进行评价。
疲劳试验的试验片形状使用在应力载荷部分带有30.4mm的R、最小宽度为20mm的形状。试验以悬臂梁的方式赋予载荷，以频率20Hz、应力比-1来进行，将往复数超过106的应力设为疲劳极限(FL)。
本发明例的钢板显示出TS×EL为20000MPa·％以上、λ为40％以上、耐久比为0.48以上的优良的强度-延展性平衡、延伸凸缘性及抗疲劳特性。与此相对，对于脱离本发明的范围的比较例的钢板而言，TS×EL不足20000MPa·％和(或)λ不足40％和(或)耐久比不足0.48，无法获得本发明例的钢板那样优良的强度-延展性平衡、延伸凸缘性及抗疲劳特性。
产业上的可利用性
根据本发明，能够得到加工性及抗疲劳特性优良的热镀锌钢板，使汽车的轻量化和碰撞安全性提升两方面同时实现成为可能，对汽车车身的高性能化有较大的贡献。

Claims (10)

1.一种加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板，其特征在于，由组成为以质量％计的C：0.05～0.3％、Si：0.5～2.5％、Mn：1.0～3.5％、P：0.003～0.100％、S：0.02％以下、Al：0.010～0.1％、且余量由铁及不可避免的杂质构成的钢形成，并且，钢板组织以面积率计含有50％以上的铁素体、5～35％的马氏体、2～15％的珠光体，马氏体的平均结晶粒径为3μm以下，邻接的马氏体间的平均距离为5μm以下。
2.如权利要求1所述的加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板，其特征在于，所述钢板组织以面积率计进一步含有5～20％的贝氏体和/或2～15％的残余奥氏体。
3.如权利要求1或2所述的加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板，其特征在于，所述钢进一步含有选自以质量％计的Cr：0.005～2.00％、Mo：0.005～2.00％、V：0.005～2.00％、Ni：0.005～2.00％、Cu：0.005～2.00％中的1种或2种以上的元素。
4.如权利要求1～3中任一项所述的加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板，其特征在于，所述钢进一步含有选自以质量％计的Ti：0.01～0.20％、Nb：0.01～0.20％中的1种或2种元素。
5.如权利要求1～4中任一项所述的加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板，其特征在于，所述钢进一步含有以质量％计的B：0.0002～0.005％。
6.如权利要求1～5中任一项所述的加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板，其特征在于，所述钢进一步含有选自以质量％计的Ca：0.001～0.005％、REM：0.001～0.005％中的1种或2种元素。
7.一种加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板的制造方法，对具有权利要求1～6中任一项所述的成分的钢坯实施热轧，制成具有贝氏体和马氏体的总面积率为80％以上的组织的热轧板，然后实施冷轧，对所制造的冷轧钢板实施连续退火时，使500℃～A1相变点的平均加热速度为8℃/s以上加热至750～900℃，并保持10秒以上，然后，使750℃至530℃的平均冷却速度为3℃/s以上冷却至300～530℃的温度范围，然后实施镀锌，进而在540～600℃的温度范围进行5～60s的镀层合金化处理。
8.一种加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板的制造方法，对具有权利要求1～6中任一项所述的成分的钢坯实施热轧，制成具有贝氏体和马氏体的总面积率为80％以上的组织的热轧板，然后实施冷轧，对所制造的冷轧钢板实施连续退火时，使500℃～A1相变点的平均加热速度为8℃/s以上加热至750～900℃，并保持10秒以上，然后，使750℃至530℃的平均冷却速度为3℃/s以上冷却至300～530℃的温度范围，并在300～530℃的温度范围保持20～900s，然后实施镀锌，进而在540～600℃的温度范围进行5～60s的镀层合金化处理。
9.一种加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板的制造方法，对于具有权利要求1～6中任一项所述的成分的钢坯，实施使终轧温度为A3相变点以上来进行热轧、结束后接着以50℃/s以上的平均冷却速度进行冷却、并在300℃以上且550℃以下的温度下进行卷取的热轧工序，制成热轧板，然后实施冷轧，对所制造的冷轧钢板实施连续退火时，使500℃～A1相变点的平均加热速度为8℃/s以上加热至750～900℃，并保持10秒以上，然后，使750℃至530℃的平均冷却速度为3℃/s以上冷却至300～530℃的温度范围，然后实施镀锌，进而在540～600℃的温度范围进行5～60s的镀层合金化处理。
10.一种加工性及抗疲劳特性优良的高强度合金化热镀锌钢板的制造方法，对于具有权利要求1～6中任一项所述的成分的钢坯，实施使终轧温度为A3相变点以上来进行热轧、结束后接着以50℃/s以上的平均冷却速度进行冷却、并在300℃以上且550℃以下的温度下进行卷取的热轧工序，制成热轧板，然后实施冷轧，对所制造的冷轧钢板实施连续退火时，使500℃～A1相变点的平均加热速度为8℃/s以上加热至750～900℃，并保持10秒以上，然后，使750℃至530℃的平均冷却速度为3℃/s以上冷却至300～530℃的温度范围，并在300～530℃的温度范围保持20～900s，然后实施镀锌，进而在540～600℃的温度范围进行5～60s的镀层合金化处理。
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