CN102011053A - 焊接性和延展性优良的高屈服比高强度薄钢板及制造方法 - Google Patents

焊接性和延展性优良的高屈服比高强度薄钢板及制造方法 Download PDF

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Abstract

一种焊接性和延展性优良的高屈服比高强度薄钢板，其特征在于：构成该钢板的钢由以质量％计含有C：超过0.030％但低于0.10％、Si：0.30～0.80％、Mn：1.7～3.2％、P：0.001～0.02％、S：0.0001～0.006％、Al：0.060％或以下、N：0.0001～0.0070％、而且还含有Ti：0.01～0.055％、Nb：0.012～0.055％、Mo：0.07～0.55％、B：0.0005～0.0040％，同时满足1.1≤14×Ti(％)+20×Nb(％)+3×Mo(％)+300×B(％)≤3.7、余量由铁以及不可避免的杂质构成，屈服比为不小于0.64但低于0.92，TS×El为3320或以上、且ER×TS×El1/2≥2320、最高抗拉强度(TS)为780MPa或以上。

Description

焊接性和延展性优良的高屈服比高强度薄钢板及制造方法 
本申请是2004年9月30日提交的申请号为200480028556.6的中国专利申请的分案申请。 
技术领域
本发明涉及适于汽车、建材、家电等的高屈服比且焊接性和延展性优良的高强度薄钢板和对该薄钢板施以了热浸镀锌处理的高强度热浸镀锌薄钢板，以及施以了合金化处理的合金化热浸镀锌薄钢板及其制造方法。 
背景技术
近年来，特别在汽车车体方面，以降低燃料费和提高耐久性为目的且加工性良好的高强度钢板的需求提高。此外，从撞击安全性和车厢空间的扩大的需要出发，抗拉强度为780MPa级或以上的钢板正在用于车体骨架用构件和加强物等构件。 
作为汽车骨架用的钢板，首先，重要之点是点焊性。车体骨架构件在撞击时通过吸收冲击而担负着保护乘客安全的作用。如果点焊部位的强度不充分，则在撞击时会出现破断，不能获得充分的吸收撞击能的性能。 
关于考虑到焊接性的高强度钢板的技术，例如在特开2003-193194号公报和特开2000-80440号公报中曾经被公开。并且，其它研究焊接性的技术还有特开昭57-110650号公报，但它只是讨论了闪光对焊性，而对于本发明中重要的提高点焊性的技术没有任何公开。 
其次，屈服强度高很重要。即屈服比高的材料吸收撞击能的能力良好。为了获得高屈服比，将组织贝氏体化是有用的，在特开2001-355043号公报中，公开了以贝氏体组织作为主相的钢板和制造方法。 
最后，钢板的加工性，即延展性、弯曲性、放边性等是重要的。例如，关于扩孔性，在“CAMP-ISIJ vol.13(2000)p395”中，公开了通过将主相作成贝氏体而使扩孔性提高的内容，此外，关于鼓凸成形性，公开了如下内容，即通过使第2相中生成残余奥氏体可显示与现行的残余奥氏体钢同等的鼓凸性。 
而且已经公开：通过在Ms温度或以下进行等温淬火处理而生成体积率为2～3％的残余奥氏体时，抗拉强度×扩孔率成为最大。 
此外，为了谋求高强度材的高延展性化，通常是积极地运用复合组织。 
但是，作为第2相，在有效运用马氏体和残余奥氏体的场合，例如在“CAMP-ISIJ vol.13(2000)p391”中公开了如下内容：将产生扩孔性显著降低这一问题。 
而且，在上述文献中已经公开：当主相设为铁素体，第2相设为马氏体，并使二者的硬度差减小时，扩孔率会提高。而且，在特开2001-366043号公报中，公开了扩孔性和延展性优良的钢板的例子。 
然而，对于具有780MPa或以上的抗拉强度的钢板，很难说已经就兼备高屈服比和良好的延展性、进而点焊性良好的钢板进行了充分的研究。 
特别关于点焊性，一旦成为高强度钢板，则存在下述问题：焊缝区强度降低，或者当用喷溅发生区域的焊接电流进行焊接时，焊缝区强度显著降低、或者产生波动，从而成为阻碍高强度钢板市场扩大的要因。 
发明内容
本发明的目的在于：提供具有780MPa或以上的最高抗拉强度，屈服比高、且可适于汽车车体骨架部件的兼备延展性和焊接性的薄钢板。 
从前，为了满足钢板所提出的许多需求，在Si、Mn、Ti、Nb、Mo、B各自的元素中，只针对这些元素所具有的对主要材质的影响，例如只针对强度或焊接性，考虑添加元素各自的影响值以及元素之间相互的影响，用所谓的“影响值加算”来追求改善。 
但是，各种元素不仅对主要材质具有影响，而且对次要材质也有影响，例如对于Mo，具有“改善焊接性(对主要材质的影响)的同时也使强度升高，另一方面使延展性下降(对次要材质的影响)”的作用，因此为了满足多样化的全部需求而添加了多种这些元素的钢板，尽管可以看到对主要材质的影响带来的改善，但不能达到预想程度的改善量，或者由于对次要材质的影响的累积而看到预想外的性能不足，要满足全部需求是困难的。 
为了对此进行改善，对于各种元素，尽管设定添加量的上下限，但也不能说是充分的。 
特别是，一次性地满足最近的汽车车体骨架部件要求的高屈服比和延展性以及焊接性的成分限定范围，至今还不曾有过，对研究开发者来说是必须解决的课题之一。 
因此，本发明者为了提供上述钢板而进行了各种研究，结果发现，着眼于Si的成分范围与特定元素的关系，将Si限定在特定范围，进而将Ti、Nb、Mo、B的含量设定在特定的范围，使用特定系数，通过使各种元素相互平衡的关系式来将其合计添加量设定在适宜的范围内，由此能够兼顾高屈服比和延展性，且能够兼备焊接性，并且发现，通过适宜的热轧和退火条件进行制造，可以使上述性能进一步提高。 
关于屈服比，如上所述，高屈服比从撞击吸收能的观点出发是有利的，但是过高时，于冲压成形时的形状冻结性变得低劣，因此屈服比低于0.92是重要的。 
本发明根据以上见识而完成，其要旨如下。 
(1)一种焊接性和延展性优良的高屈服比高强度薄钢板，其特征在于：构成该钢板的钢以质量％计含有 
C：超过0.030％但低于0.10％、 
Si：0.30～0.80％、 
Mn：1.7～3.2％、 
P：0.001～0.02％、 
S：0.0001～0.006％、 
Al：0.060％或以下、
N：0.0001～0.0070％、 
进而含有 
Ti：0.01～0.055％、 
Nb：0.012～0.055％、 
Mo：0.07～0.55％、 
B：0.0005～0.0040％， 
且同时满足 
1.1≤14×Ti(％)+20×Nb(％)+3×Mo(％)+300×B(％)≤3.7，剩余部分由铁以及不可避免的杂质构成；所述钢板的屈服比为不小于0.64但低于0.90，TS×El1/2为3320或以上、且YR×TS×El1/2为2320或以上，最高抗拉强度(TS)为780MPa或以上。 
(2)根据(1)所述的焊接性和延展性优良的高屈服比高强度薄钢板，其特征在于：以质量％计还含有 
Cr：0.01～1.5％、 
Ni：0.01～2.0％、 
Cu：0.001～2.0％、 
Co：0.01～1％、 
W：0.01～0.3％之中的1种或2种。 
(3)根据(1)或(2)所述的焊接性和延展性优良的高屈服比高强度热轧钢板，其特征在于：上述屈服比为不小于0.72但低于0.90，钢板的与板厚为1/8层的板面平行的{110}面的X射线强度比为1.0或以上。 
(4)根据(1)或(2)所述的焊接性和延展性优良的高屈服比高强度冷轧钢板，其特征在于：上述屈服比为不小于0.64但低于0.90，钢板的与板厚为1/8层的板面平行的{110}面的X射线强度比为不足1.0。 
(5)一种焊接性和延展性优良的高屈服比高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：由(3)所述的化学成分构成的热轧钢板经过了热浸镀锌处理。 
(6)一种焊接性和延展性优良的高屈服比高强度合金化热浸镀锌钢板，其特征在于：由(3)所述的化学成分构成的热轧钢板经过了热浸镀锌处理，进而经过了合金化处理。 
(7)一种焊接性和延展性优良的高屈服比高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：由(4)所述的化学成分构成的冷轧钢板经过了热浸镀锌处理。 
(8)一种焊接性和延展性优良的高屈服比高强度合金化热浸镀锌钢板，其特征在于：由(4)所述的化学成分构成的冷轧钢板经过了热浸镀锌处理，进而经过了合金化处理。 
(9)一种焊接性和延展性优良的高屈服比高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于：将由(3)所述的化学成分构成的铸造板坯，直接或暂时冷却后加热至1160℃或以上，在Ar3相变温度或以上结束热轧，从结束热轧开始到650℃以25～70℃/s的平均冷却速度进 行冷却，在700℃或以下的温度下进行卷取。 
(10)一种焊接性和延展性优良的高屈服比高强度热浸镀锌热轧钢板的制造方法，其特征在于：将由(5)所述的化学成分构成的铸造板坯，直接或暂时冷却后加热至1160℃或以上，在Ar3相变温度或以上结束热轧，从结束热轧开始到650℃以25～70℃/s的平均冷却速度进行冷却，在700℃或以下的温度下进行卷取，然后在使钢板通过连续热浸镀锌线时，最高加热温度设定为500℃～950℃，冷却到(镀锌浴温度-40)℃～(镀锌浴温度+50)℃之后，浸渍在镀锌浴中，进行压下率为0.1％或以上的平整轧制。 
(11)一种焊接性和延展性优良的高屈服比高强度合金化热浸镀锌热轧钢板的制造方法，其特征在于：将由(6)所述的化学成分构成的铸造板坯，直接或暂时冷却后加热至1160℃或以上，在Ar3相变温度或以上结束热轧，从结束热轧开始到650℃以25～70℃/s的平均冷却速度进行冷却，在700℃或以下的温度下进行卷取，然后在使钢板通过连续热浸镀锌线时，最高加热温度设定为500℃～950℃，冷却到(镀锌浴温度-40)℃～(镀锌浴温度+50)℃之后，浸渍在镀锌浴中，接着在480℃或以上的温度下施以合金化处理，进行压下率为0.1％或以上的平整轧制。 
(12)一种焊接性和延展性优良的高屈服比高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于：将由(4)所述的化学成分构成的铸造板坯，直接或一次冷却后加热至1160℃或以上，在Ar3相变温度或以上结束热轧，从结束热轧开始到650℃以25～70℃/s的平均冷却速度进行冷却，在750℃或以下的温度下进行卷取，酸洗后施以压下率为30～80％的冷轧，在使钢板通过连续退火线时，将直到700℃为止的平均加热速度设定为10～30℃/s，最高加热温度设定为750℃～950℃，在加热后的冷却过程中，于500～600℃的范围内以5℃/s或以上的平均冷却速度进行冷却，再施以压下率为0.1％或以上的平整轧 制。 
(13)一种焊接性和延展性优良的高屈服比高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：由(7)所述的化学成分构成的铸造板坯，直接或一次冷却后加热至1160℃或以上，在Ar3相变温度或以上结束热轧，从结束热轧开始到650℃以25～70℃/s的平均冷却速度进行冷却，在750℃或以下的温度下进行卷取，酸洗后施以压下率为30～80％的冷轧，在使钢板通过连续热浸镀锌线时，将直到700℃为止的平均加热速度设定为10～30℃/s，最高加热温度设定为750℃～950℃，在加热后的冷却过程中，于500～600℃的范围内以5℃/s或以上的平均冷却速度进行冷却，冷却到(镀锌浴温度-40)℃～(镀锌浴温度+50)℃之后，浸渍在镀锌浴中，施以压下率为0.1％或以上的平整轧制。 
(14)一种焊接性和延展性优良的高屈服比高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：将由(8)所述的化学成分构成的铸造板坯，直接或暂时冷却后加热至1160℃或以上，在Ar3相变温度或以上结束热轧，从结束热轧开始到650℃以25～70℃/s的平均冷却速度进行冷却，在750℃的温度下进行卷取，酸洗后施以压下率为30～80％的冷轧，在使钢板通过连续热浸镀锌线时，将直到700℃为止的平均加热速度设定为10～30℃/s，最高加热温度设定为750℃～950℃，在加热后的冷却过程中，于500～600℃的范围内以5℃/s或以上的平均冷却速度进行冷却，冷却到(镀锌浴温度-40)℃～(镀锌浴温度+50)℃之后，浸渍在镀锌浴中，接着在480℃或以上的温度下施以合金化处理，施以压下率为0.1％或以上的平整轧制。 
具体实施方式
以下，详细说明本发明。 
首先，就本发明的铸造板坯的化学成分的限定理由，进行叙述。 此外，％表示质量％。 
C：超过0.030％但低于0.10％ 
C是对高强度化有效的元素，因此超过0.030％的添加是必要的。另一方面，在0.10％或以上时，焊接性会劣化，当适用于汽车车体骨架用部件等的场合，从接合部强度和疲劳强度的观点出发，某些场合会发生问题。 
而且，在0.10％或以上时，扩孔性会劣化，因此上限设定为0.10％。更优选的范围为0.035～0.09％。 
Si：0.30～0.80％ 
Si对于本发明很重要。即，Si必须为0.30～0.80％。Si作为提高延展性的元素而广为人知。另一方面，有关Si对屈服比的影响和焊接性的认识较少，上述Si量的范围是本发明者进行潜心研究而得到的范围。 
将Si量确定在该范围所带来的效果，即兼备规定的屈服比、延展性以及焊接性的前所未有的钢板，是通过与后述的规定的Mn量和Ti、Nb、Mo、B各量的并存才能够实现。 
特别在添加Si时焊接性会劣化，这是常识性的，但发现通过使Si如上所述地与上述5种元素并存，反而TSS和CTS提高，特别是喷溅发生区域也能保持良好的特性。 
本发明中，为了确保良好的延展性以及屈服比，添加0.30％或以上的Si。并且，Si可抑制比较粗大的碳化物的生成，使扩孔性提高。 
Si的过剩添加，除了使镀覆性恶化以外，还对焊接性和延展性、以及屈服比产生不利影响，因此上限设定为0.80％。更优选的上限为0.65％。 
Mn：1.7～3.2％ 
Mn通过抑制铁素体相变并使主相为贝氏体或贝氏体铁素体，从 而起着形成均匀组织的作用，此外，起着抑制碳化物析出和珠光体生成的作用，所述碳化物析出和珠光体生成是强度下降和扩孔性劣化的原因之一。此外，Mn对提高屈服比也有效。 
因此，添加1.7％或以上。在不足1.7％时，通过与Si、Mo、Ti、Nb、B的复合添加，尽管是低碳含量，但不能兼顾高屈服比和良好的延展性。 
但是，过剩的添加除了使焊接性劣化以外，还促进大量的马氏体生成、或者因偏析等而导致延展性和扩孔性的显著下降，因此上限设定为3.2％。更优选的范围为1.8～2.6％。 
P：0.001～0.02％ 
P是强化元素，过剩的添加使扩孔性和弯曲性、以及焊缝区的接合强度和疲劳强度劣化，因此上限设定为0.02％。另一方面，使P含量极低在经济上不利，因此下限设定为0.001％。更优选的范围为0.003～0.014％。 
S：0.0001～0.006％ 
使S含量极低在经济上不利，因此下限设定为0.0001％。另一方面，超过0.006％的添加，对钢板的扩孔性和弯曲性、以及焊缝区的结合强度和疲劳强度产生不利影响，因此上限设定为0.006％。更优选的上限为0.003％。 
Al：0.060％或以下 
Al作为脱氧元素是有效的，在过剩地添加时会形成粗大的Al系夹杂物，例如形成氧化铝的簇状物，使弯曲性和扩孔性劣化。因此上限设定为0.060％。 
下限没有特别限制，但因为由Al进行脱氧，而且将残存的Al量控制为0.003％或以下是困难的，因此0.003％是实质上的下限。在用Al以外的元素进行脱氧、或并用Al以外的元素的场合，则不在此限。 
N：0.0001～0.0070％ 
N对赋予高强度化和BH性(烘烤硬化性)等起作用，但添加过度时会形成粗大的化合物，使弯曲性和扩孔性劣化，因此上限设定为0.0070％。 
另一方面，要设定为不足0.0001％，在技术上是极其困难的，因此下限设定为0.0001％，更优选的范围为0.0010～0.0040％。 
Ti：0.01～0.055％、 
Nb：0.012～0.055％、 
Mo：0.07～0.55％、 
B：0.0005～0.0040％ 
这些元素在本发明中是极其重要的。即通过同时添加这4种元素与Si和Mn，才可以获得高屈服比，并且确保成形加工车体骨架部件所要求的延展性。 
另外已经知道，Si和Mn的添加会使焊接性劣化，但通过以规定的量同时添加这4种元素，能够确保良好的焊接性。 
通过上述复合添加而发现上述效果，是本发明者在创制兼备焊接性和延展性、以及高屈服比的钢的课题下潜心研究才得出的认识。 
各元素的量，是根据上述的观点决定的，当偏离该范围时不能得到充分的效果。更优选的范围为Ti：0.018～不足0.030％、Nb：0.017～0.036％、Mo：0.08～不足0.30％、B：0.0011～0.0033％。 
并且，通过使Ti、Nb、Mo、B的含量，在Si的特定范围内满足1.1≤14×Ti(％)+20×Nb(％)+3×Mo(％)+300×B(％)≤3.7的关系式、更优选为满足1.5≤14×Ti(％)+20×Nb(％)+3×Mo(％)+300×B(％)≤2.8的关系式，从而能够均衡良好地确保高屈服比和延展性、焊接性。 
关于通过在Si的特定范围内满足上述关系式，从而能够均衡良好地确保高屈服比和延展性、焊接性的平衡的理由尚未确定，但是 可以认为，铁素体的强度与贝氏体的硬度的平衡变得适宜、能兼顾高屈服比和良好的延展性这一相反的特性。 
此外，关于焊缝区，可以推测，使焊点以及HAZ部(焊接热影响区)的硬度分布变得平稳。将上式的范围设定为1.1～3.7。在不足1.1时，获得高屈服比较困难，焊接强度也下降。 
另外，在超过3.7时，延展性会劣化，因此上限设定为3.7。更优选的范围为1.5≤14×Ti(％)+20×Nb(％)+3×Mo(％)+300×B(％)≤2.8。 
本发明获得的钢板的屈服比，就热轧钢板而言，为不小于0.72但低于0.90，此外，就冷轧钢板而言，为不小于0.64但低于0.90。在热轧钢板的场合如果不足0.72、或在冷轧钢板的场合如果不足0.64，则有时不能确保充分的撞击安全性。 
另一方面，在热轧钢板的场合如果为0.90或以上、或在冷轧钢板的场合如果为0.90或以上，则冲压成形时的形状冻结性低劣，因此其上限，在热轧钢板的场合设定为不足0.90，在冷轧钢板的场合设定为不足0.90。 
在热轧钢板的场合，更优选为0.76～0.88。此外，在冷轧钢板的场合，更优选为0.68～0.88、再优选为0.74～0.86。还有，屈服比由JIS5号试验片进行评价，该试验片将与轧制方向垂直的方向作为拉伸方向。 
本发明的热轧钢板中，与板厚1/8层的板面平行的{110}面的X射线强度比为1.0或以上。由此，相对于轧制方向成45°方向的拉深性有可能提高。而且，本发明的热轧钢板中，如果要将上述X射线强度比设为不足1.0，则需要施以润滑轧制等，成本提高。上述X射线强度比优选为1.3或以上。 
本发明的冷轧钢板中，与板厚1/8层的板面平行的{110}面的X射线强度比为不足1.0。在上述X射线强度比为1.0或以上时，某些 场合成形性会劣化。而且，本发明的冷轧钢板中，如果要将上述X射线强度比设为1.0或以上，则需要施以特殊的轧制和退火，成本提高。上述X射线强度比优选为不足0.8。 
此外，利用X射线的面强度比的测定，例如根据《新版カリテイX線回折要論》(1986年发行，松村源太郎译，株式会社アグネ)290～292页叙述的方法进行即可。 
所谓面强度比，是指将本发明的钢板的{110}面的X射线强度由标准试样(随机方位的试样)的{110}面的X射线强度进行标准化后的值。 
所谓板厚1/8层，是指将全板厚设为1时，从板厚表面侧向中心侧进入1/8厚度的面。在试样调整时，正确地切削1/8层很困难，所以将板厚的3/32层～5/32层的范围定义为1/8层。 
在试样制作时，由机械研磨进行粗加工，由#800～1200左右的砂纸进行精加工，最后由化学抛光去除20微米或以上的厚度。 
在本发明中得到的钢板的点焊性，其特征在于：即使是喷溅发生区域的焊接电流，与用即将发生喷溅前的焊接电流焊接时的十字型拉伸试验的拉伸载荷(CTS)相比较，CTS的劣化值很小。 
即，通常的钢板在进行伴随有喷溅发生的焊接时，CTS会大幅下降，或者CTS的波动很大，与此相对照，本发明的钢板，CTS的降低率和波动较小。 
作为喷溅发生区域的焊接电流值，设为即将发生喷溅前的电流值(设为CE)加上1.5kA后的电流值。将焊接电流设为CE的焊接进行10次时的CTS的最低值设为1时，将焊接电流设为(CE+1.5)kA的试验进行10次时的CTS的最低值设为0.7或以上。 
上述最低值优选为0.8或以上，再优选为0.9或以上。另外，CTS根据JIS Z 3137的方法进行评价。 
其次，就上述(2)的发明所规定的要件进行叙述。 
Cr：0.01～1.5％ 
Cr不仅是对高强度化有效的元素，而且可通过对碳化物生成的抑制以及生成贝氏体和贝氏体铁素体，提高弯曲性以及扩孔性。另外，Cr既是对高强度化有效、也是对焊接性的劣化较小的元素，因此应根据需要添加。 
不足0.01％的添加不能得到明显的效果，因此下限设定为0.01％，另一方面，超过1.5％的添加量，对加工性以及镀覆性会产生不利影响，因此上限设定为1.5％。优选的范围为0.2～0.8％。 
Ni：0.01～2.0％ 
Cu：0.001～2.0％ 
本发明的钢板，以不会对强度和扩孔性的平衡产生不利影响、并使镀覆性提高为目的，还可以含有Cu和/或Ni。Ni除了提高镀覆性以外，还有提高淬火性的目的，添加0.01％或以上。 
另一方面，超过2.0％的添加量，会引起合金成本的增加，会引起加工性特别是伴随马氏体生成的硬度增加，从而产生不利影响，因此上限设定为2.0％。 
Cu除了提高镀覆性以外，也有提高强度的目的，添加0.001％或以上。另一方面，超过2.0％的添加量，对加工性和循环性产生不利影响，因此上限设定为2.0％。 
由于本发明的钢板含有Si，因此从镀覆性和合金化反应性的观 
点出发，优选含有Ni：0.2％或以上和/或Cu：0.1％或以上。 
Co：0.01～1％ 
W：0.01～0.3％ 
本发明的钢板还可以含有Co、W中的1种或2种。 
为了良好地保持因贝氏体相变控制而带来的强度与扩孔性(以及弯曲性)的平衡，Co添加0.01％或以上。但是，Co是昂贵的元素，多量添加有损经济性，因此优选1％或以下的添加。 
W在0.01％或以上时显示强化效果，因此下限设定为0.01％。另一方面，超过0.3％的添加，对加工性产生不利影响，因此上限设定为0.3％。 
此外，本发明的钢板以进一步提高强度和扩孔性的平衡为目的，还可以含有合计0.001％或以上的强碳化物形成元素Zr、Hf、Ta、V中的1种、2种或更多种。另一方面，上述元素的多量添加会导致延展性和热加工性的劣化，因此1种、2种或更多种的合计添加量的上限设定为1％。 
另外，通过适量添加Ca、Mg、La、Y、Ce，对夹杂物的控制、特别对微细分散化有利，因此以合计添加量计添加0.0001％或以上上述元素的1种、2种或更多种。另一方面，这些元素的过剩添加会使铸造性和热加工性等制造性、以及钢板成品的延展性降低，因此上限设定为0.5％。 
除了La、Y、Ce以外，通过适量添加REM也对夹杂物的控制、特别对微细分散化有利，因此根据需要添加0.0001％或以上。另一方面，上述REM的过剩添加，除了伴随成本提高以外，还使铸造性和热加工性等制造性、以及钢板成品的延展性降低，因此上限设定为0.5％。 
作为不可避免的杂质，例如有Sn和Sb等，合计含有0.2％或以下这些元素也不会损害本发明的效果。 
○没有特别的限制，当适量含有时，具有改善弯曲性和扩孔性的效果。另一方面，当过多含有时，相反使这些特性劣化，因此○量优选为0.0005～0.004％。 
钢板的显微组织没有特别的限制，为了获得高屈服比和良好的延展性，作为主相，贝氏体或贝氏体铁素体较为适宜，面积率设为30％或以上。 
在此所说的贝氏体，包括在板条边界生成有碳化物的上贝氏体、 以及在板条内生成有微细碳化物的下贝氏体这二者。 
此外，贝氏体铁素体意味着没有碳化物的贝氏体，例如针状铁素体是其1例。 
为了提高扩孔性和弯曲性，优选微细分散有碳化物的下贝氏体、或没有碳化物的贝氏体铁素体及铁素体为主相，且面积率超过85％。 
通常，铁素体是软质的，使钢板的屈服比降低，但非再结晶铁素体那样的位错密度高的铁素体，不在此限。 
另外，上述显微组织的各相、铁素体、贝氏体铁素体、贝氏体、奥氏体、马氏体、界面氧化相以及残余组织的鉴别、存在位置的观察以及面积率的测定可以采用下述方法：用硝酸乙醇试剂以及特开昭59-219473号公报中提出的试剂，腐蚀钢板轧制方向断面或轧制垂直方向断面，采用500倍～1000倍的光学显微镜进行观察和/或采用1000～100000倍的电子显微镜(扫描型以及透射型)进行观察。 
进行各20个视场或以上的观察，通过点计数法和图象解析能够求出各组织的面积率。 
关于TS×El1/2，以具有780MPa或以上的抗拉强度的高强度钢板为前提，为了发挥优良的延展性，优选TS×El1/2≥3320。在不足3320时，多数场合下不能确保延展性，缺乏强度与延展性的平衡。 
此外，关于YR×TS×El1/2，以具有780MPa或以上的抗拉强度的高强度钢板为前提，为了发挥高屈服比以及优良的延展性，优选YR×TS×El1/2≥2320。在不足2320时，多数场合下不能确保屈服比或延展性，缺乏平衡。 
其次，就上述(9)、(10)、以及(11)的发明，即焊接性和延展性优良的高屈服比高强度热轧钢板、高屈服比高强度热浸镀锌热轧钢板、以及高屈服比高强度合金化热浸镀锌热轧钢板的制造方法，叙述如下。 
钢成分的调整，除了通常的高炉-转炉法以外，用电炉等进行也 可以。 
铸造方法没有特别的限制，用通常的连续铸造法和模铸法、薄板坯铸造等制造铸造板坯即可。 
可以将铸造板坯进行暂时冷却，再次加热后施以热轧，也可以不进行冷却而直接进行热轧也可以。 
一旦在不足1160℃的场合，应加热至1160℃或以上。加热温度不足1160℃时，由于偏析等的影响，成品的弯曲性以及扩孔性会劣化，因此下限设定为1160℃。优选为1200℃或以上，更优选为1230℃或以上。 
热轧的最终精轧温度设定为Ar3相变温度或以上。该温度在不足Ar3相变温度时，会在热轧板中生成向轧制方向伸展的铁素体晶粒，延展性和弯曲性劣化。 
从结束热轧开始到650℃，以25～70℃/s的平均冷却速度进行冷却。在不足25℃/s时，获得高屈服比变得困难，反之在超过70℃/s时，某些场合延展性会劣化。更优选的范围为35～50℃/s。 
热轧后在700℃或以下进行卷取。该卷取温度超过700℃时，热轧组织中会大量生成铁素体和珠光体，不能获得高屈服比。优选卷取温度为650℃或以下，更优选为600℃。 
卷取温度的下限没有特别的限制，但设定为室温以下较困难，因此下限设定为室温。考虑到确保延展性，更优选400℃或以上。 
另外，也可以将粗轧带坯之间进行接合并连续地进行精热轧。此时，也可以将粗轧带坯暂时卷取。 
将如上所述制造的热轧钢板进行酸洗后，也可以根据需要对该钢板施以平整轧制。为了矫正形状、改善耐常温时效性以及强度调整等，也可以以直到4.0％为止的压下率进行平整轧制。 
在压下率超过4.0％时，延展性显著劣化，因此上限设定为4.0％。另一方面，在压下率不足0.1％时，效果小，控制也困难，因此0.1％ 为下限。 
平整轧制可以在线进行，也可以离线进行。而且，可以1次性地进行目标压下率的平整轧制，也可以分成数次进行。 
使如上所述制造的热轧钢板通过连续热浸镀锌线而施以热浸镀锌处理时，最高加热温度设定为500℃～950℃。不足500℃时，钢板被放入镀浴时，钢板温度将变成400℃，其结果镀浴温度下降，生产率降低。 
另一方面，在超过950℃时，将诱发钢板破断和表面性状的劣化，因此上限设定为950℃。更优选的范围为不小于600℃但低于900℃。 
当热浸镀锌线由所谓的无氧化炉(NOF)-还原炉(RF)构成的场合，通过将无氧化炉的空气比设定在0.9～1.2，可以促进铁的氧化，并通过接下来的还原处理将表面的铁氧化物变成金属铁，从而提高镀覆性和合金化反应性。 
另外，当热浸镀锌线是不具有NOF的类型时，将露点设为-20℃或以上会有利于镀覆性和合金化反应性。 
从保持镀浴温度一定、确保生产效率的观点出发，浸渍于镀浴之前的板温是重要的。优选为(镀锌浴温度-40)℃～(镀锌浴温度+50)℃的范围，更优选的范围为(镀锌浴温度-10)℃～(镀锌浴温度+30)℃。在该温度低于(镀锌浴温度-40)℃时，屈服比有可能低于0.68。 
在其后进行合金化处理的场合，加热至480℃或以上的温度，使锌镀层与铁反应成为Zn-Fe合金层。当该温度不足480℃时，合金化反应不能充分进行，因此下限设定为480℃。 
上限不作特别的设定，但在600℃或以上时，合金化过度进行，镀层容易剥离，因此优选设定为不足600℃。 
在热浸镀锌处理后，或者在合金化处理后，为了矫正形状、改善耐常温时效性以及强度调整等，施以0.1％或以上的压下率的平整 轧制。在不足0.1％时，不能得到充分的效果。压下率的上限不作特别的设定，但根据需要进行直到压下率为5％为止的平整轧制。平整轧制，无论在线进行或离线进行都可以，或分成多次实施也可以。 
本发明的热轧钢板也具有优良的焊接性，如上述那样，除了对点焊显示特别优良的特性之外，也适合于通常进行的焊接方法，例如电弧焊、TIG焊、MIG焊、压薄滚焊以及激光焊等焊接方法。 
本发明的热轧钢板也适合于热压。即，将本钢板加热至900℃或以上的温度后，通过进行冲压成形并淬火，能够得到屈服比高的成形品。而且，该成形品在其后的焊接性也优良。另外，本发明的热轧钢板的耐氢脆性也优良。 
其次，就上述(12)、(13)以及(14)的发明，即焊接性和延展性优良的高屈服比高强度冷轧钢板、高屈服比高强度热浸镀锌钢板、以及高屈服比高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，叙述如下。 
钢成分的调整除了通常的高炉-转炉法以外，用电炉等进行也可以。 
铸造方法没有特别的限制，用通常的连续铸造法和模铸法、薄板坯铸造等制造铸造板坯即可。 
可以将铸造板坯进行暂时冷却，再次加热后施以热轧，也可以不进行冷却而直接进行热轧。一旦在不足1160℃的场合，应加热至1160℃或以上。 
加热温度不足1160℃时，由于偏析等的影响，成品的弯曲性以及扩孔性劣化，因此下限设定为1160℃。优选为1200℃或以上，更优选为1230℃或以上。 
热轧的最终精轧温度设定为Ar3相变点或以上。在该温度不足Ar3相变温度时，热轧板中会生成向轧制方向伸展的铁素体晶粒，延展性和弯曲性劣化。 
从结束热轧开始到650℃，以25～70℃/s的平均冷却速度进行冷却。在不足25℃/s时，获得高屈服比变得困难。反之，在超过70℃/s时，某些场合冷延展性和板形恶化，或者延展性劣化。更优选的范围为35～50℃/s。 
热轧后在750℃或以下进行卷取。该温度超过750℃时，热轧组织中会大量生成铁素体和珠光体，从而最终成品的组织变得不均，弯曲性和扩孔性降低。优选在650℃或以下的卷取温度下进行卷取，更优选为600℃或以下。 
卷取温度的下限没有特别规定，但设定为室温以下较困难，因此下限设定为室温。考虑到确保延展性，更优选400℃或以上。 
另外，也可以将粗轧带坯之间进行接合并连续地进行精热轧。此时，也可以将粗轧带坯暂时卷取。 
将如上所述制造的热轧钢板进行酸洗后，也可以根据需要对钢板施以平整轧制。为了矫正形状、改善耐常温时效性以及调整强度等，也可以以直到4.0％为止的压下率进行平整轧制。压下率超过4.0％时，延展性显著劣化，因此上限设定为4.0％。 
另一方面，在压下率不足0.1％时，效果很小，控制也困难，因此0.1％为下限。 
平整轧制可以在线进行，也可以离线进行。而且，可以1次性地进行目标压下率的平整轧制，也可以分成数次进行。 
对经过酸洗的热轧钢板以30～80％的压下率进行冷轧，并使其通过连续退火线或连续热浸镀锌线。在压下率不足30％时，保持形状平坦较困难。而且，在压下率不足30％时，最终成品的延展性恶化，因此压下率的下限设定为30％。 
另一方面，在压下率为80％或以上时，冷轧负荷变得非常大，因此阻碍生产率。优选的压下率为40～70％。 
使钢板通过连续退火线时，直到700℃为止的平均加热速度设定 为10～30℃/s。在平均加热速度不足10℃/s时，要得到高屈服比变得困难，反之在超过30℃/s时，某些场合要确保良好的延展性变得困难。尽管其理由尚不清楚，但可以认为这与加热中的位错的回复行为有关系。 
在使钢板通过连续退火线时的最高加热温度为750～950℃。当不足750℃时，或者不发生α→γ的相变，或者只是略有发生，因此最终组织不能成为相变组织，屈服比不会提高或延伸率恶化。因此最高加热温度的下限是750℃。 
另一方面，在最高加热温度超过950℃时，会诱发板形恶化等故障，因此上限设定为950℃。 
该温度范围内的热处理时间没有特别限制，但为了使钢板的温度均匀化，1秒钟或以上是必要的。但是热处理时间超过10分钟时，会促进晶界氧化相生成，并且导致成本的上升，因此热处理时间优选为10分钟或以下。 
在加热后的冷却过程中，于500～600℃的范围内以5℃/s或以上的平均冷却速度进行冷却。在不足5℃/s时，某些场合会生成珠光体，使屈服比降低、使弯曲性和放边成形性劣化。 
然后，也可以根据需要在100～550℃的范围内施以保持60秒钟或以上的热处理。通过该热处理有时可提高延伸率和弯曲性。当热处理温度不足100℃时，效果较小，另一方面，设定为550℃或以上较困难。优选为200～450℃。 
热处理后的平整轧制的压下率设定为0.1％或以上。在压下率不足0.1％时，不能得到充分的效果。压下率的上限不作特别设定，根据需要可进行直到压下率为5％为止的平整轧制。平整轧制，无论在线进行或离线进行都可以，或分成多次实施也可以。更优选的压下率的范围为0.3～2.0％。在热处理后也可以施以各种镀层。 
在冷轧后使钢板通过连续热浸镀锌线时，直到700℃为止的平均 加热速度和最高到达温度，也基于与使钢板通过连续退火线时同样的理由，将直到700℃为止的平均加热速度设定为10～30℃/s、最高加热温度设定为750～950℃。 
当热浸镀锌线由所谓的无氧化炉(NOF)-还原炉(RF)构成的场合，通过将无氧化炉的空气比设定在0.9～1.2，可以促进铁的氧化，并通过接下来的还原处理将表面的铁氧化物变成金属铁，从而使镀覆性以及合金化反应性提高。 
另外，当热浸镀锌线是不具有NOF的类型时，将露点设定为-20℃或以上会有利于镀覆性和合金化反应性。 
在加热后的冷却过程中，于500～600℃的范围内以5℃/s或以上的冷却速度进行冷却。在不足5℃/s时，某些场合会生成珠光体，使屈服比降低、使弯曲性和放边成形性劣化。 
将到达最高加热温度后的浸渍于镀浴之前的冷却停止温度设定为(镀锌浴温度-40)℃～(镀锌浴温度+50)℃。当该温度低于(镀锌浴温度-40)℃时，不仅屈服比有可能低于0.64，而且由于浸入镀浴时的吸热较大等，也会产生操作上的问题。 
另外，当冷却停止温度超过(镀锌浴温度+50)℃时，伴随镀浴温度上升，会诱发操作上的问题。镀锌浴根据需要也可以含有锌以外的元素。 
此外，在进行合金化处理的场合，在480℃或以上的温度下进行。当合金化温度不足480℃时，合金化的进行缓慢，生产率降低。合金化处理温度的上限没有特别的限制，在超过600℃时，会发生珠光体相变，屈服比降低、或弯曲性和扩孔性劣化，因此600℃是实质上的上限。 
也可以对热浸镀锌钢板施以平整轧制。平整轧制的压下率不足0.1％时，不能得到充分的效果。压下率的上限没有特别的设定，根据需要，进行直到压下率为5％为止的平整轧制。平整轧制，无论在 线进行或离线进行都可以，或分成多次实施也可以。更优选的压下率的范围为0.3～2.0％。 
本发明的冷轧钢板也具有优良的焊接性，如上所述，除了对点焊显示优良的特性之外，也适合于通常进行的焊接方法，例如电弧焊、TIG焊、MIG焊、压薄滚焊以及激光焊等焊接方法。 
本发明的冷轧钢板也适合于热压。即，将本钢板加热至900℃或以上的温度后，通过进行冲压成形并淬火，能够得到屈服比高的成形品。而且，该成形品在其后的焊接性也优良。另外，本发明的冷轧钢板的耐氢脆性也优良。 
以下，根据实施例更详细说明本发明。 
实施例 
实施例1～4是本发明的热轧钢板的实施例。 
(实施例1) 
通过转炉调整表1所示的化学组成，制作板坯。将板坯加热至1240℃，在Ar3相变温度或以上的890℃～910℃下结束热轧，将厚度为1.8mm的钢带在600℃下进行卷取。 
将该钢板酸洗后，对该钢板施以表2所示的压下率的平整轧制。从该钢板采取JIS5号拉伸试验片，测定与轧制方向成直角的方向的拉伸特性。 
用以下条件(a)～(e)进行点焊。 
(a)电极(半圆型)：顶端直径φ8mm 
(b)加压力：5.6kN 
(c)焊接电流：即将发生喷溅前的电流(CE)、以及(CE+1.5)kA 
(d)焊接时间：17次循环 
(e)保持时间：10次循环 
焊接后，根据JIS Z 3137进行十字型拉伸试验。 
将焊接电流设为CE的焊接进行10次时的CTS的最低值设为1， 将焊接电流设为喷溅发生区域的(CE+1.5)kA的焊接进行10次时，CTS的最低值不足0.7的表示为×、0.7或以上但不足0.8的表示为○、0.8或以上的表示为◎。 
本发明的钢板，焊接性优良且屈服比高，同时延展性也比较优良。 
Figure BSA00000249549800241
Figure BSA00000249549800251
(实施例2) 
对实施例1的热轧钢板，采用连续合金化热浸镀锌设备施以热处理和热浸镀锌。此时，最高到达温度设为850℃。以20℃/s的加热速度升温到740℃，接着以2℃/s的升温速度升温到850℃，然后以0.2℃/s的冷却速度冷却到830℃，再以后以2℃/s的冷却速度冷却到460℃。 
接着，浸渍在镀槽(镀浴组成：0.11％Al-Zn；浴温：460℃)中，然后以3℃/s的升温速度加热到表3所示的520～550℃的各个温度，保持30秒钟施以合金化处理，然后进行冷却。 
镀层的单位面积重量，两面均为约50g/m2。平整轧制的压下率如表3所示。 
从上述钢板采取JIS5号拉伸试验片，测定与轧制方向垂直的方向的拉伸特性。各钢板的拉伸特性、镀覆性、合金化反应性以及点焊性示于表3。 
点焊性的评价与实施例1同样地进行，镀覆性、合金化反应性分别如下所述地进行评价。 
(镀覆性) 
○：无欠镀 
△：有少量欠镀 
×：大量欠镀 
(合金化反应性) 
○：表面外观无合金化不均 
△：表面外观有少量合金化不均 
×：表面外观有很多合金化不均 
满足本发明的要件的发明钢，与比较钢相比，屈服比和焊接性以及强度的平衡优良。 
Figure BSA00000249549800271
(实施例3) 
在实施例1的热轧钢板中，对B-1、E-2、L-1这3种采用连续合金化热浸镀锌设备施以热处理和热浸镀锌。此时，使最高到达温度在700～970℃内变化。 
以20℃/s的加热速度升温到(最高到达温度-100)℃，接着以2℃/s的升温速度升温到最高到达温度，然后以0.2℃/s的冷却速度冷却到(最高到达温度-20)℃，再其后以2℃/s的冷却速度冷却到460℃。 
接着，浸渍在镀槽(镀浴组成：0.11％Al-Zn；浴温：460℃)中，然后以3℃/s的升温速度加热到表4所示的520～550℃的各个温度，保持30秒钟施以合金化处理，然后进行冷却。 
镀层的单位面积重量，两面均为约50g/m2。平整轧制的压下率如表4所示。 
满足本发明的要件的场合，与比较例相比，屈服比高，焊接性也优良。 
Figure BSA00000249549800291
(实施例4) 
对表1中的试样E-1、E-2、I-1、I-2、L-1、L-2进行与实施例2同样的处理，直到浸渍到镀槽中之后，进行空冷到室温。镀层的单位面积重量，两面均为约45g/m2。平整轧制的压下率如表5所示。 
满足本发明的要件的发明钢，与比较钢相比，屈服比和焊接性以及强度的平衡优良。 
Figure BSA00000249549800311
实施例5～7是本发明的冷轧钢板。 
(实施例5) 
通过转炉调整表6所示的化学组成，制作板坯。将板坯加热至1250℃，在Ar3相变温度或以上的880℃～910℃结束热轧，将厚度为3.0mm的钢板在550℃下进行卷取。 
将该钢板酸洗后，通过冷轧使板厚为1.4mm。 
接着，以表7所示的条件进行热处理。在最高到达温度下保持90秒钟，以5℃/秒冷却到(最高到达温度-130)℃。然后，以30℃/秒冷却到接下来附加的热处理温度，并进行约250秒钟的附加热处理。平整轧制压下率如表7所示。 
从上述钢板采取JIS5号拉伸试验片，测定与轧制方向成垂直的方向的拉伸特性。 
用以下条件(a)～(e)进行点焊。 
(a)电极(半圆型)：顶端直径φ6mm 
(b)加压力：4.3kN 
(c)焊接电流：即将发生喷溅前的电流(CE)、以及(CE+1.5)kA 
(d)焊接时间：15次循环 
(e)保持时间：10次循环 
焊接后，根据JIS Z 3137进行十字型拉伸试验。将焊接电流设为CE的焊接进行10次时的CTS的最低值设为1，将焊接电流设为喷溅发生区域的(CE+1.5)kA的焊接进行10次时，CTS的最低值不足0.7的表示为×、0.7或以上但不足0.8的表示为○、0.8或以上的表示为◎。 
本发明的钢板，焊接性优良且屈服比高，同时延展性也比较优良。 
Figure BSA00000249549800331
Figure BSA00000249549800341
(实施例6) 
以与实施例5同样的要领进行操作直到冷轧，对得到的冷轧钢板，采用连续合金化热浸镀锌设备施以热处理和热浸镀锌。此时，使最高到达温度进行各种变化。 
以20℃/秒的加热速度升温到(最高到达温度-120)℃，接着以2℃/秒的升温速度升温到最高到达温度，然后以0.2℃/秒的冷却速度冷却到(最高到达温度-20)℃，接着以2℃/s的冷却速度冷却到620℃，再以后以4℃/秒的冷却速度冷却到500℃，接着以2℃/秒的冷却速度冷却到470℃。 
接着浸渍在镀槽(镀浴组成：0.11％Al-Zn；浴温：470℃)中，然后以3℃/秒的升温速度加热到520～550℃，保持30秒钟施以合金化处理后，进行冷却。镀层的单位面积重量，两面均为约60g/m2。平整轧制的压下率如表8所示。 
从上述钢板采取JIS5号拉伸试验片，测定与轧制方向垂直的方向的拉伸特性。各钢板的拉伸特性、镀覆性、合金化反应性以及点焊性示于表8。点焊性的评价与实施例5同样地进行，镀覆性、合金化反应性分别如下所述地进行评价。 
(镀覆性) 
○：无欠镀 
△：有少量欠镀 
×：大量欠镀 
(合金化反应性) 
○：无表面外观无合金化不均 
△：表面外观有少量合金化不均 
×：表面外观有很多合金化不均 
满足本发明的要件的发明钢，与比较钢相比，屈服比和焊接性以及强度的平衡优良。 
(实施例7) 
对表6中的试样E-1、E-2、I-1、I-2、L-1、L-2进行与实施例6同样的处理，直到浸渍到镀槽中，然后进行空冷至室温。镀层的单位面积重量，两面均为约45g/m2。平整轧制的压下率如表9所示。 
满足本发明的要件的发明钢，与比较钢相比，屈服比和焊接性以及强度的平衡优良。 
Figure BSA00000249549800381
根据本发明，能够获得最高抗拉强度(TS)为780MPa或以上的、焊接性和延展性优良的高屈服比高强度热轧钢板和冷轧钢板、高屈服比高强度热浸镀锌钢板、以及高屈服比高强度合金化热浸镀锌钢板。 
因此，本发明可以扩大钢板的用途，有利于钢铁产业以及钢铁材料利用产业的发展。 

Claims (8)

1.一种点焊接性和延展性优良的汽车用高屈服比高强度冷轧薄钢板，其特征在于：构成该钢板的钢以质量％计含有
C：超过0.030％但低于0.10％、
Si：0.30～0.80％、
Mn：1.7～2.49％、
P：0.001～0.02％、
S：0.0001～0.006％、
Al：0.060％或以下、
N：0.0001～0.0070％、
进而含有
Ti：0.01～0.055％、
Nb：0.012～0.055％、
Mo：0.07～0.55％、
B：0.0005～0.0040％，
且同时满足
1.1≤14×Ti(％)+20×Nb(％)+3×Mo(％)+300×B(％)≤3.7，剩余部分由铁以及不可避免的杂质构成；所述钢板的屈服比为不小于0.64但低于0.90，TS×E11/2为3320或以上、且YR×TS×El1/2为2320或以上，最高抗拉强度TS为780MPa或以上，并且由不含伸展的铁素体晶粒的组织构成。
2.根据权利要求1所述的点焊接性和延展性优良的汽车用高屈服比高强度冷轧薄钢板，其特征在于：以质量％计还含有
Cr：0.01～1.5％、
Ni：0.01～2.0％、
Cu：0.001～2.0％、
Co：0.01～1％、
W：0.01～0.3％之中的1种或2种。
3.根据权利要求1或2所述的点焊接性和延展性优良的汽车用高屈服比高强度冷轧钢板，其特征在于：所述屈服比为不小于0.64但低于0.90，钢板的与板厚为1/8层的板面平行的{110}面的X射线强度比为不足1.0。
4.一种焊接性和延展性优良的高屈服比高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：由权利要求3所述的化学成分构成的冷轧钢板经过了热浸镀锌处理。
5.一种焊接性和延展性优良的高屈服比高强度合金化热浸镀锌钢板，其特征在于：由权利要求3所述的化学成分构成的冷轧钢板经过了热浸镀锌处理，进而经过了合金化处理。
6.一种焊接性和延展性优良的高屈服比高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于：将由权利要求3所述的化学成分构成的铸造板坯直接或暂时冷却后加热至1160℃或以上，在Ar3相变温度或以上结束热轧，从结束热轧开始到650℃以25～70℃/s的平均冷却速度进行冷却，在750℃或以下的温度下进行卷取，酸洗后施以压下率为30～80％的冷轧，在使钢板通过连续退火线时，将直到700℃为止的平均加热速度设定为10～30℃/s，最高加热温度设定为750℃～950℃，在加热后的冷却过程中，于500～600℃的范围内以5℃/s或以上的平均冷却速度进行冷却，再施以压下率为0.1％或以上的平整轧制。
7.一种焊接性和延展性优良的高屈服比高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：将由权利要求4所述的化学成分构成的铸造板坯直接或暂时冷却后加热至1160℃或以上，在Ar3相变温度或以上结束热轧，从结束热轧开始到650℃以25～70℃/s的平均冷却速度进行冷却，在750℃或以下的温度下进行卷取，酸洗后施以压下率为30～80％的冷轧，在使钢板通过连续热浸镀锌线时，将直到700℃为止的平均加热速度设定为10～30℃/s，最高加热温度设定为750℃～950℃，在加热后的冷却过程中，于500～600℃的范围内以5℃/s或以上的平均冷却速度进行冷却，冷却到镀锌浴温度-40℃～镀锌浴温度+50℃之后，浸渍在镀锌浴中，施以压下率为0.1％或以上的平整轧制。
8.一种焊接性和延展性优良的高屈服比高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：将由权利要求5所述的化学成分构成的铸造板坯直接或暂时冷却后加热至1160℃或以上，在Ar3相变温度或以上结束热轧，从结束热轧开始到650℃以25～70℃/s的平均冷却速度进行冷却，在750℃的温度下进行卷取，酸洗后施以压下率为30～80％的冷轧，在使钢板通过连续热浸镀锌线时，将直到700℃为止的平均加热速度设定为10～30℃/s，最高加热温度设定为750℃～950℃，在加热后的冷却过程中，于500～600℃的范围内以5℃/s或以上的平均冷却速度进行冷却，冷却到镀锌浴温度-40℃～镀锌浴温度+50℃之后，浸渍在镀锌浴中，接着在480℃或以上的温度下施以合金化处理，施以压下率为0.1％或以上的平整轧制。
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