CN103210105B - 均匀伸长率和镀覆性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种具有440MPa以上且小于590MPa的拉伸强度、从加工性的观点考虑均匀伸长率优良、从外板品质的观点考虑屈服伸长率得到抑制、并且镀覆性也良好的高强度热镀锌钢板及其制造方法。本发明的钢板，含有C：0.06%以上且0.20%以下、Si：小于0.50%、Mn：0.5%以上且小于2.0%、P：0.05%以下、S：0.02%以下、Al：0.60%以上且2.00%以下、N：小于0.004%、Cr：0.10%以上且0.40%以下、B：0.003%以下（包括0%），满足0.8≤Mn_eq≤2.0并且Mn_eq＋1.3[%Al]≥2.8，并且其以铁素体作为母相，第二相体积百分率为15%以下，第二相含有体积百分率为3%以上的马氏体和体积百分率为3%以上的残余奥氏体，并且珠光体与贝氏体的合计体积百分率在马氏体以及残余奥氏体的体积百分率以下。

Description

均匀伸长率和镀覆性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种能够适用于汽车车身和家电制品中的要求高成形性和镀覆性的冲压部件、具有440MPa以上且小于590MPa的拉伸强度并且均匀伸长率和镀覆性都优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，从提高汽车的燃料效率的观点出发，强烈要求车身的轻量化。除此以外，从车辆碰撞时保护乘员的观点出发，还要求提高车辆的碰撞安全性。为了同时实现车身的轻量化和碰撞安全性，正在通过将高张力钢板用于车身部件而不断推进高强度化以及薄壁化。

然而，由于延展性和深冲性等冲压成形性随着钢板的高强度化而下降，因此高张力钢板难以适用于要求高成形性的冲压部件。例如，以作为汽车外板的车门外板或后门外板为例，以往一直使用拉伸强度为270～340MPa级的低强度并且成形性优良的钢板。在使这些部件高强度化时，必须维持高成形性。作为成形性的一个指标，可以使用通过拉伸试验所评价的总伸长率值。作为均匀伸长率与局部伸长率之和的总伸长率越高，则在断裂前越能够施加较强的加工。然而，在实际的冲压成形中，当钢板经受超过均匀伸长率的变形而达到局部伸长率的范围时，钢板的变形集中在产生局部延伸的部位，并且板厚集中减少，产生缩颈。因此，缩颈部容易断裂，成为冲压成形时的裂纹危险部位。而且，在覆盖件的设计面上产生缩颈时，表面外观受到损害。基于这些理由，覆盖件用钢板要求高均匀伸长率。此外，以往为了防止这种钢板因产生拉伸应变而导致外观品质变差，强烈要求抑制屈服点伸长率的产生。

与此同时，从车身长寿命化的观点出发，确保车身部件的耐腐蚀性也是一个重要的课题，因此热镀锌在车身部件中的使用正在推进。因此，高张力钢板的镀覆性也成为重要的需求特性之一。

作为使钢板的拉伸强度高强度化，并且提高延展性的方法之一，已知有在软质的铁素体相中分散硬质的马氏体相的双相（Dual-Phase，DP）钢板。由于DP钢板是高强度的，并且屈服强度低，因此其形状冻结性优良，而且由于加工硬化特性优良，因此显示出比较高的均匀伸长率（例如，专利文献1）。然而，很难说DP钢板具有比得上270～340MPa级钢板的充分的加工性。

因此，作为用于获得更优良延展性的方法，还已知有利用相变诱发塑性（Transformation-induced Plasticity：TRIP）效果的TRIP钢板，所述相变诱发塑性是指在软质的铁素体相中生成残余奥氏体，并且变形时奥氏体相变为马氏体，由此显示出高延展性，特别是高均匀伸长率。作为TRIP钢板，已知有通过添加Si而延迟碳化物的生成，促进C在奥氏体中的富集，从而使奥氏体稳定化的添加Si的TRIP钢（例如，专利文献2）。然而，对于添加Si的TRIP钢来说，由于Si是非常强的固溶强化元素，因此如果含有确保残余奥氏体所必需量的Si，则虽然拉伸强度必定为590MPa以上，并且TS×El平衡优良，但钢板的延展性和均匀伸长率的绝对值低。事实上，对于现有的添加Si的TRIP钢板而言，在冷轧材料的情况下，其均匀伸长率小于24%。而且，由于Si在钢坯加热、热轧以及退火过程中，容易在钢板表面上形成坚固的氧化被膜，因此成为氧化皮残留、镀层不均匀以及漏镀等表面缺陷的原因。因此，添加Si的TRIP钢在外观品质方面还需要改善。

由此，提出了能够和Si同样地促进C在奥氏体中的富集，并且与Si相比强度提高而且对于镀覆性变差的影响较小的添加Al的TRIP钢板。例如，专利文献3报道了一种延展性和镀层密合性优良的钢板的制造方法，所述钢板减少了Si量，Al量设定为1.5～2%，并且生成了一定量的残余奥氏体，其拉伸强度（TS）为440～490MPa，伸长率（El）为36～39%。然而，为了制造该钢板，必须在最终退火前在800℃下实施1小时左右的双相区退火，使Mn预先分配，而且在退火＋镀覆工序中，必须在800℃×60秒的均热退火后进行冷却，并在440℃的镀浴中浸渍后进行10分钟以下的长时间退火。也就是说，对于该制造方法而言，难以在镀浴浸渍后不具有退火线的常规CGL生产线中制造，而且由于最终退火前的前热处理是必不可少的，因此存在有制造成本大幅增加的问题。此外，如实施例所述，任一发明钢都存在超过2%的屈服点伸长率，并且冲压时产生了拉伸应变，外观品质下降。

专利文献4也记载了一种通过减少Si量、添加Al，从而利用残余奥氏体的高延展性热镀锌钢板的制造方法，然而该方法也必须在CGL的最终退火前进行750℃以上的退火、以及在250～550℃下的回火。

专利文献5提出了一种以延展性优良的冷轧钢板作为基体的热镀锌钢板的制造方法，该含有Si的高Mn、高Al成分钢的拉伸强度（TS）为440～490MPa。然而，该文献中所示的钢板，其合金化温度相比于常规方法非常高，并且镀层的粉化性显著变差，在镀层品质方面存在问题。此外，还必须急速加热，与现有的CGL设备相比，存在有制造成本显著提高的问题。

在专利文献6中，除了对高Al成分钢实施前热处理后用CGL进行镀覆的制造方法以外，还提出了一种TS×El平衡优良的钢板和制造方法，其中，不实施前热处理，并且在热轧中进行350～500℃的低温卷取，从而形成含有10%以上的低温相变相，并且作为低温相变相具有80%以上的贝氏体的热轧组织，然后用CGL进行镀覆。然而，该技术采用含有一定量Si的成分体系，很难说其镀覆性十分优良。

专利文献7公开了一种高Al成分钢显示出高El的钢板的制造方法。然而，在该钢板的制造中，实质上必须有二次冷却速度为80℃/秒以上的冷却能力。此外，本发明人在低冷速范围进行了研究，结果可知实施例中记载的若干钢板的第二相分解为珠光体，特性大大变差。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第4207738号公报

专利文献2：日本特开平5-255799号公报

专利文献3：日本特开2001-355041号公报

专利文献4：日本专利第4333352号公报

专利文献5：日本特开2000-256789号公报

专利文献6：日本特开2004-256836号公报

专利文献7：日本专利第3569307号公报

发明内容

发明所要解决的问题

如上所述，很难说提供了在440MPa以上且小于590MPa的强度水平、具有高均匀伸长率和镀覆性、并且能够不显著增大制造成本和合金成本进行制造的高强度热镀锌钢板及其制造方法。

因此，本发明的目的在于提供一种具有440MPa以上且小于590MPa的拉伸强度、从加工性的观点考虑均匀伸长率优良、从外板品质的观点考虑屈服伸长率得到抑制、并且镀覆性也良好的高强度热镀锌钢板及其制造方法。

用于解决问题的方法

一直以来，对于为了确保大量的残余奥氏体用以高延展化而含有大量的Si、Mn的钢进行了研究，但是这成为了钢板的均匀伸长率和镀覆性下降的原因。本发明人为了解决上述问题而反复进行了深入研究，并且从确保优良的外板品质的观点出发，对于不添加以Si为代表的大量合金的成分体系进行了研究。结果发现，为了获得超过现有TRIP钢的优良的均匀伸长率（U.El），重要的是确保大量的铁素体体积百分率来抑制拉伸强度（TS）至小于590MPa，同时在组织中分散微量的亚稳残余奥氏体。

而且还发现，为了抑制钢板的屈服伸长率（YPEl）的产生，只要形成分散有微量的硬质马氏体的复合组织即可，为此，现有技术中尚未公开的合金成分设计以及与之相适应的制造条件设定是很重要的，其中，必须将Mn、Cr、P、B和Al的含量控制在适当的范围，并同时根据合金成分对最终退火的退火条件进行优化。

具体来说，如以下的（1）～（3）所示。

（1）从表面外观的观点出发，尽可能地减少Si量，并添加适量的Al。

（2）发现为了实现TS<590Mpa的低强度化，必须进行降低铁素体固溶强化的成分设计，同时为了确保这种软质的铁素体相的体积百分率，必须使第二相的体积百分率为15%以下。因此，要尽可能地降低作为强固溶强化元素的Si。而且，通过添加Al和降低Mn，使钢的Fe-C状态图中Ae₃线移至高C侧，同时以Mn当量式的形式对Mn、Cr、P、B等淬火元素量的上限进行限制，促进铁素体相变。这样的钢由于在退火时和一次冷却时容易生成多边形铁素体，因此可以减少比较硬质的贝氏体铁素体的生成量，可以实现低强度化和高延展化。

（3）为了实现24%以上的高均匀伸长率并且抑制YPEl的产生，必须使亚稳残余奥氏体和硬质的马氏体以适当的体积百分率分布在上述的软质铁素体相中，并且尽可能地避免伴随着碳化物生成的珠光体和贝氏体等的相的生成。为此，必须在退火后的一次冷却时促进铁素体相变并且抑制珠光体的生成，并且适当抑制在镀浴浸渍前的中间保持中的贝氏体的生成。为了促进铁素体的生成并且抑制珠光体的生成，通过后述与Mn当量的关系式对Mn、Cr、P、B等显示淬透性的元素的含量与冷却条件进行管理即可，同样，为了抑制贝氏体的生成，由Mn、P、B、Cr与Al的关系式适当管理制造条件即可。

为了通过低强度化而提高均匀伸长率并且提高镀覆性，仅仅尽可能地减少Si量并添加Al是不够的，还必须将第二相百分率抑制为一定程度以下。虽然这样很难确保奥氏体和马氏体的体积百分率以及实现残余奥氏体的稳定化，但通过使Mn当量为0.8%以上且2.0%以下，可以适当地控制未相变的奥氏体的稳定性，在退火后冷却时进行铁素体相变，并且延迟珠光体的生成。然而，仅仅这样，对于抑制贝氏体相变温度区中贝氏体的生成是不够的，通过添加Al并进一步使其与Mn当量达到平衡，可以确保稳定的奥氏体。在此，通过添加0.10%以上且0.40%以下的Cr，可以适当地确保微量的马氏体。

虽然Cr有助于确保马氏体百分率的原因尚未明确，但如后所述，可以认为Cr具有有效抑制由奥氏体生成贝氏体铁素体，并且抑制全部形成残余奥氏体的效果。可以认为这是因为，Cr除了是奥氏体稳定化元素以外，还是碳亲和性强的元素，因此Cr通过延迟奥氏体中的C扩散，并且阻碍碳化物（Fe₃C）的形成，从而抑制了贝氏体铁素体的发展。因此，Cr在本发明中是非常有效的元素。

本发明基于上述见解而完成，并提供以下的（1）～（5）。

（1）一种均匀伸长率和镀覆性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在钢板的表面上具有热镀锌层，并且其拉伸强度为440MPa以上且小于590MPa，均匀伸长率为24%以上，

其中，所述钢板以质量%计含有C：0.06%以上且0.20%以下、Si：小于0.50%、Mn：0.5%以上且小于2.0%、P：0.05%以下、S：0.02%以下、Al：0.60%以上且2.00%以下、N：小于0.004%、Cr：0.10%以上且0.40%以下、B：0.003%以下（包括0%），同时，以下所示的Mn_eq满足0.8≤Mn_eq≤2.0并且Mn_eq＋1.3[%Al]≥2.8，且余量由铁和不可避免的杂质构成，

钢的组织以铁素体作为母相，第二相体积百分率为15%以下，并且作为第二相含有体积百分率为3%以上的马氏体和体积百分率为3%以上的残余奥氏体，并且珠光体与贝氏体的合计体积百分率在马氏体以及残余奥氏体的体积百分率以下，

Mn_eq＝[%Mn]＋1.3[%Cr]＋4[%P]＋150[%B]

其中，[%Mn]、[%Cr]、[%P]、[%B]分别表示作为钢的化学成分的Mn、Cr、P、B的质量%，

并且，上述[%Al]也表示作为钢的化学成分的Al的质量%。

（2）如（1）所述的均匀伸长率和镀覆性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，Si：小于0.05%。

（3）如（1）或（2）所述的均匀伸长率和镀覆性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在所述成分的基础上，以质量%计，还含有Ti：0.02%以下、V：0.02%以下、Ni：0.2%以下、Cu：小于0.1%、Nb：0.02%以下、Mo：小于0.1%、Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下、Ca和REM：0.01%以下中的至少一种以上。

（4）如（1）～（3）中任一项所述的均匀伸长率和镀覆性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，拉伸强度×伸长率平衡为19000MPa·%以上，拉伸强度×均匀伸长率平衡为12000MPa·%以上。

（5）一种均匀伸长率和镀覆性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在1100℃以上且1250℃以下对具有上述（1）～（3）中任一项所述的成分组成的钢坯加热后，进行热轧，将所得的热轧板在超过500℃的卷取温度下卷取后，实施酸洗，然后进行冷轧，接着，升温至750℃以上且950℃以下的温度并保持20秒以上且200秒以下，然后以5℃/秒以上且40℃/秒以下的平均冷却速度一次冷却至下式所示的临界一次冷却温度T_crit以上的一次冷却停止温度，然后，以15℃/秒以上的平均冷却速度由所述一次冷却停止温度二次冷却至410℃以上且500℃以下的中间保持温度范围，并在该温度范围内保持10秒以上且180秒以下，然后浸渍于热镀锌浴进行热镀锌，或者在热镀锌后进一步实施镀层的合金化处理，

T_crit＝870－2.5（66×Mn_eq＋CR）

其中，Mn_eq＝[%Mn]＋1.3[%Cr]＋4[%P]＋150[%B]，

[%Mn]、[%Cr]、[%P]、[%B]分别表示作为钢的化学成分的Mn、Cr、P、B的质量%。并且，CR表示一次冷却的平均冷却速度（℃/秒）。

发明效果

根据本发明，可以得到拉伸强度为440MPa以上且小于590MPa、具有24%以上的高均匀伸长率并且镀覆性优良的高强度热镀锌钢板，以及能够不增加复杂的工序和成本来制造这种钢板的高强度热镀锌钢板的制造方法。而且，本发明的钢板，其拉伸强度×伸长率（TS×El）平衡和拉伸强度×均匀伸长率（TS×U.El）平衡高，并且抑制了屈服伸长率（YPEl）的产生，具有优良的加工性和表面品质。

附图说明

图1是表示对钢的Mn当量与TS的关系以及连续冷却时是否生成珠光体进行研究的结果的图。

图2是表示对钢的Mn当量和Al含量变化时的均匀伸长率进行研究的结果的图。

图3是表示Cr含量对均匀伸长率（U.El）、拉伸强度（TS）和残余奥氏体、马氏体、珠光体和贝氏体的含量所产生的影响的图。

图4是表示残余奥氏体体积百分率与珠光体和贝氏体体积百分率之差对均匀伸长率（U.El）所产生的影响的图。

图5是表示马氏体体积百分率与珠光体和贝氏体体积百分率之差对屈服伸长率（YPEl）所产生的影响的图。

图6是表示对以多种冷却速度对Mn当量（Mn_eq）不同的钢板进行连续冷却时发生珠光体生成的温度进行研究的结果的图。

图7是表示一次冷却停止温度对均匀伸长率（U.El）所产生的影响的图。

具体实施方式

以下，将本发明分成“成分”、“组织”、“制造方法”进行详细说明。

[成分]

首先，对本发明中各成分的限定理由进行说明。需要说明的是，在下文中，成分量的%只要没有特别说明就表示质量%。

·C：0.06%以上且0.20%以下

C是廉价并且非常有效的奥氏体稳定化元素，并且是在使奥氏体残留方面极其重要的元素。C在后述的热处理过程中，在双相区退火时以及随着铁素体相变的进行，从铁素体转移至奥氏体中，使奥氏体稳定化，从而到室温时使奥氏体残留下来。为了提高均匀伸长率，这种C充分富集的奥氏体必须为3%以上。当C小于0.06%时，最终的残余奥氏体的量小于3%，或者即使确保为3%以上，但由于C的富集量少而不稳定，因此无法充分提高均匀伸长率。C量越多，则残余奥氏体的生成量和稳定度越高，但如果C量超过0.20%，则第二相百分率过度增加，并且焊接性变差。因此，使C含量为0.06%以上且0.20%以下。为了得到具有更高延展性的钢板，优选为0.07%以上且小于0.15%。

·Mn：0.5%以上且小于2.0%

Mn是用于抑制奥氏体向珠光体或贝氏体相变的重要元素。当Mn小于0.5%时，由于在退火后的冷却时奥氏体容易分解为珠光体或贝氏体，因此到室温时很难使奥氏体残留下来。另一方面，如果Mn为2.0%以上，则第二相增加，拉伸强度达到590MPa以上，延展性下降。因此，使Mn含量为0.5%以上且小于2.0%。优选小于1.7%，并更优选小于1.6%。

·Si：小于0.50%

Si由于抑制了渗碳体从奥氏体中析出，因此是促进奥氏体的C富集的非常有效的元素。然而，由于Si的固溶强化能力非常高，因此如果大量含有，则会导致拉伸强度的上升。此外，由于其和氧的亲和性高，因此容易在钢板表面上形成氧化被膜，并且即使微量，也会产生由热轧时的氧化皮残留以及连续热镀锌时的氧化被膜形成而导致的漏镀。因此，优选尽可能地减少Si，并且使Si含量小于0.50%。从提高镀层品质的观点出发，优选为小于0.20%，进一步优选为小于0.05%。为了得到特别优良的镀层品质，优选为小于0.03%。

·Al：0.60%以上且2.00%以下

Al由于抑制了碳化物从奥氏体中析出，因此是本发明中用于增加奥氏体的C浓度的必要元素。而且，由于Al是强力的铁素体稳定化元素，因此A_e3线迁移至高C侧，可以提高与铁素体共存的奥氏体的C浓度，以及进一步增加残余奥氏体的稳定度。当Al含量小于0.60%时，无法充分获得抑制碳化物生成的效果。另一方面，如果Al含量超过2.00%，则在钢板表面上形成氧化层，镀覆性显著变差。而且，由于与N结合形成AlN，因此这成为夹杂物，导致铸造性下降。此外，容易形成较大的铁素体带状组织，形成不均匀的组织，因此材质变差。因此，使Al含量为0.60%以上且2.00%以下。为了更有效地发挥上述Al的效果，优选为0.70%以上。此外，为了更确实地避免上述缺陷，优选为1.80%以下。

·0.8≤Mn_eq≤2.0

为了在室温下也能得到稳定的奥氏体，首先必须抑制在双相区退火后的连续冷却时生成珠光体。因此，Mn当量（Mn_eq）是本发明中应当严格管理的项目。

各种合金元素对于双相区退火后的连续冷却时生成珠光体的影响的研究结果是，Mn、Cr、P、B具有延迟珠光体生成的效果，并且表示为以下的Mn当量式。

Mn_eq＝[%Mn]＋1.3[%Cr]＋4[%P]＋150[%B]

其中，[%Mn]、[%Cr]、[%P]、[%B]分别表示作为钢的化学成分的Mn、Cr、P、B的质量%。

此外，由于Mn当量也延迟了铁素体的生成，因此对第二相百分率的影响较大，是大致决定本发明钢的拉伸强度（TS）的重要因素。

图1是表示C：0.11%、Si：0.01%、Mn：0.5～1.7%、P：0.01%、S：0.002%、Al：1.50%、Cr：0.3%、N：0.002%、B：0～0.001%的钢的Mn当量与TS的关系、以及连续冷却时是否生成珠光体的研究结果的图。图中，均匀伸长率达到24%以上的钢板标记为●，生成珠光体并且均匀伸长率小于24%的钢板标记为■，尽管未生成珠光体但均匀伸长率小于24%的钢板标记为□。

试验片的制作方法如下所述。将具有上述成分的27mm厚的钢坯加热至1200℃后，在精轧温度950℃下热轧至4mm厚，然后立即进行喷水冷却，并在580℃下实施1小时的卷取处理。以80%的轧制率将该热轧板冷轧至0.80mm厚，形成冷轧板。在850℃下对其进行120秒的双相区退火，然后以15℃/秒的平均冷却速度进行冷却，冷却至由后述的Mn当量所决定的适当的一次冷却停止温度范围，接着以25℃/秒的平均冷却速度冷却至470℃，并立即进行40秒的等温保持，然后浸渍到460℃的镀锌浴中，并且为了合金化在510℃下保持20秒，然后以20℃/秒的平均冷却速度冷却至200℃以下的温度范围，并进一步以10℃/秒的平均冷却速度冷却至室温，实施延伸率为0.5%的表面光轧。

从如此所得的钢板上裁取JIS5号拉伸试验片，并根据JIS Z2241记载的方法进行拉伸试验。此外，使用扫描型电子显微镜，以3000倍的倍率观察钢板的显微组织，确认有无珠光体和贝氏体。

由图1可知，TS的变化与Mn当量（Mn_eq）的变化成比例，而为了促进钢板的铁素体相变，低强度化至TS<590MPa，必须使Mn_eq为2.0以下。Mn_eq越低，则铁素体百分率越增加，可以得到低强度的钢板，但如果Mn_eq小于0.8，则无法抑制珠光体相变。因此，从使TS<590MPa并且得到来自Mn_eq的冷却时珠光体生成的延迟效果的观点出发，使Mn_eq的范围为0.8≤Mn_eq≤2.0。而且，从抑制强度较低的观点出发，Mn_eq优选为1.9以下。

·Mn_eq＋1.3[%Al]≥2.8

为了抑制镀浴浸渍前的保持温度下生成珠光体和贝氏体从而确保残余奥氏体，研究了合金元素对于在这些温度下保持时的相变特性的影响，结果发现除了上述Mn当量以外，Al也具有较大的抑制效果。因此，对Mn当量和Al含量对于退火后的钢板的均匀伸长率的影响进行了研究。

图2是表示在C：0.11%、Si：0.01%、Mn：0.5～1.7%、P：0.01%、S：0.002%、Al：0.70～2.00%、Cr：0.3%、N：0.002%、B：0～0.001%的钢的情况下，改变钢的Mn当量和Al含量时的均匀伸长率的研究结果。图中，均匀伸长率为24%以上的钢标记为○，均匀伸长率小于24%的钢标记为×。试验钢的制作方法和试验方法，和图1说明部分中所述的方法相同。

由图2可知，在Mn_eq为0.8以上且2.0以下、并且Mn_eq＋1.3[%Al]≥2.8的范围中，可以得到24%以上的高均匀伸长率。Mn_eq＋1.3[%Al]<2.8的钢的均匀伸长率低，是因为在镀浴浸渍前的保持时间中生成珠光体和贝氏体，残余奥氏体量减少。此外，由于Mn_eq>2.0的钢的TS过高，因此均匀伸长率下降，Mn_eq<0.8的钢在空气冷却时生成了大量的珠光体，均匀伸长率低。

基于以上结果，从控制合金元素来确保稳定的残余奥氏体，得到高均匀伸长率的观点出发，使Mn_eq＋1.3[%Al]≥2.8。此外，从得到高TS×均匀伸长率平衡的观点出发，优选为2.9以上，进一步优选为3.0以上。

·Cr：0.10%以上且0.40%以下

图3是表示对于C：0.11%、Si：0.01%、P：0.01%、S：0.002%、Al：1.5%、N：0.002%、B：0～0.001%，将Cr量改变为0%（未添加）、0.15%、0.3%、0.8%，并且平衡Mn量（Mn：0.03～1.03%）使Mn当量大致为1（0.93～1.08）的钢而言，其Cr含量对均匀伸长率、拉伸强度和残余奥氏体量、马氏体量、珠光体和贝氏体量所产生的影响。制造方法和图1说明部分中所述的方法相同。

由图3可知，Cr含量越增加，则越抑制第二相中残余奥氏体的生成，增加了马氏体生成量，形成接近DP的组织。当增加Cr含量时，由组织观察可以确认抑制了由奥氏体生成贝氏体铁素体的情况，这可以认为是因为残余奥氏体生成受到抑制。虽然Cr抑制贝氏体铁素体生成的原因尚不明确，但可以认为Cr是碳亲和性强的元素，其延迟了奥氏体中的C扩散，并且延迟了贝氏体铁素体的核生成。因此，为了确保残余奥氏体，必须抑制Cr含量。

另一方面，对于未添加Cr而仅通过Mn确保Mn当量的钢而言，虽然存在3%以上的残余奥氏体，但均匀伸长率（U.El）显示出比0.3%Cr钢低2%左右的值。这是由于为了确保相当于Cr：0.3%的Mn当量，添加0.5%左右的Mn，由此使铁素体固溶强化，因此即使TS×U.El相同，U.El的绝对值也下降。如此所述，Cr具有取代Mn，增加均匀伸长率的效果。为了得到这种效果，必须使Cr量为0.10%以上。

然而，由图3可知，如果Cr量过剩，则抑制了残余奥氏体的生成，TS×U.El平衡变差。而且，由于Cr是昂贵的元素，因此过量添加导致合金成本的提高。因此，从确保残余奥氏体和抑制合金成本的观点出发，必须将Cr抑制为0.40%以下。如此所述，从同时提高TS×U.El平衡和U.El的观点出发，在本发明中使Cr含量为0.10%以上且0.40%以下。更优选为0.35%以下。

·B：0.003%以下（包括0%）

由于B即使极微量也可以强烈地抑制退火后的冷却时的珠光体相变，因此为了促进奥氏体中的C富集，可以适当地添加。但是，如果B量超过0.003%，则热轧负荷增大同时析出B碳化物，反而使淬透性下降。从这种观点出发，使B的含量为0.003%以下（包括0%）。

·P：0.05%以下

P和B同样，具有通过微量的添加而增大淬透性，并且抑制退火后的冷却时的珠光体相变的效果。但是，P是非常强的固溶强化元素，如果过量含有，则强度上升至必要程度以上。并且，由于合金化的延迟而导致了镀层不均匀，以及因偏析而导致表面品质的下降。因此，使P的含量为0.05%以下。更优选为0.03%以下。

·S：0.02%以下

通过含有适量的S，能够提高一次氧化皮的剥离性，并且提高钢板最终的镀层外观品质，为了获得这种效果，优选含有0.001%以上的S。然而，当S大量存在时，钢的热轧性下降，在热轧时钢板表面会产生裂纹，因此表面品质变差，而且会形成粗大的MnS，其成为破坏的起点，因此钢板的延展性下降。因此，使S的含量为0.02%以下。更优选为0.01%以下。

·N：小于0.004%

N与钢中的Al形成微细的AlN，使铁素体组织的晶粒成长性下降，因此使组织高强度化。并且，如果析出大量的AlN，则热轧性急剧下降，因此连铸时的制造稳定性显著受损。因此，N是应当尽可能抑制的元素，从该观点出发，使N的含量小于0.004%。更优选为小于0.0035%。

·Ti、Nb、V：分别为0.02%以下

Ti、Nb、V与N的亲和性都很强，具有将钢中的N固定为金属氮化物的效果，可以降低AlN的析出量。因此，这些元素具有抑制伴随微细AlN析出对铁素体组织的晶粒成长所产生的抑制以及热轧性的下降的效果。为了得到Ti、Nb、V所产生的N固定的效果，优选添加0.002%以上的这些元素。但是，由于这些元素都是昂贵的元素，因此如果大量添加，则成本大幅提高，并且由于退火时容易析出微细的碳化物，因此增加了钢板的强度。优选使Ti、Nb、V分别为0.02%以下。

·Ni：0.2%以下

由于Ni是奥氏体稳定化元素，因此为了抑制珠光体相变，可以根据需要添加0.05%以上。但是，如果大量添加，则合金成本增大，而且使钢的延展性下降。因此，在添加Ni时，使其含量为0.2%以下。

·Cu、Mo：分别为小于0.1%

由于Cu、Mo是奥氏体稳定化元素，因此为了抑制珠光体相变，可以根据需要分别添加0.02%以上。此外，和Si、Al不一样，这些元素还可以期待抑制渗碳体生成的效果。然而，它们都是昂贵的元素，因此合金成本显著增加。而且，由于固溶强化以及钢组织的微细化导致钢板强度提高，因此不优选大量含有。因此，在添加Cu、Mo时，使它们的含量分别为小于0.1%。更优选为小于0.05%。

·Sb、Sn：分别为0.2%以下

Sb、Sn通过微量添加，可以抑制钢板表面的氧化或氮化，它们可以根据需要分别添加0.004%以上。但是，如果大量含有，则会导致强度上升，韧性变差，以及成本增大。因此，在添加Sb、Sn时，使它们的含量分别为0.2%以下。

·Ca和REM：0.01%以下

由于Ca和REM与S的亲和性强，因此固定了钢中的S，并且控制了由于热轧和冷轧而在钢中发展并成为破坏起点的S夹杂物的形态，因此它们可以根据需要分别添加0.002%以上。然而，如果添加超过0.01%，则效果饱和。因此，在添加Ca、REM时，使它们的含量分别为0.01%以下。

上述成分以外的余量，是Fe和不可避免的杂质。

[组织]

本发明的高强度热镀锌钢板，具有上述成分组成，而且具有如下组织：以铁素体作为母相，第二相体积百分率为15%以下，并且作为第二相含有体积百分率为3%以上的马氏体和体积百分率为3%以上的残余奥氏体，并且珠光体与贝氏体的合计体积百分率在马氏体以及残余奥氏体的体积百分率以下。由此，可以获得440MPa以上且小于590MPa的拉伸强度和优良的加工性。以下，对本发明的高强度热镀锌钢板的组织进行说明。

在此，对于铁素体和贝氏体铁素体，虽然组织形态稍有不同，但由于使用光学显微镜和扫描型电子显微镜并不容易进行组织辨别，并且它们的特性比较接近，因此不区别这两者而都作为铁素体处理。所谓第二相，是铁素体以外存在于组织中的相的总称。珠光体是指由铁素体和渗碳体所形成的层状组织。贝氏体是指在较低温（马氏体相变点以上）下由奥氏体生成，并且在针状或板状的铁素体中分散有微细碳化物的硬质组织。未生成碳化物而仅生成上述硬质铁素体并且一般被称作为贝氏体铁素体的组织，只要没有特别说明，就和多边形铁素体一起包含在铁素体的范畴中。

虽然马氏体有时在冷却过程中部分回火而形成回火马氏体，但由于回火马氏体也十分硬质，因此不与马氏体区别。马氏体和残余奥氏体，难以被腐蚀，很难通过显微镜进行辨别，但残余奥氏体的体积百分率可以通过X射线衍射法求出。马氏体百分率，是从第二相体积百分率中减去其它全部相的体积百分率而求出的。需要说明的是，表示相的体积百分率量的量的%，只要没有特别说明就表示体积%。

·第二相体积百分率：15%以下

即使通过合金成分抑制了固溶强化，但如果第二相百分率超过15%，拉伸强度也增大，延展性大大下降。因此，使第二相百分率为15%以下。更优选为14%以下。也就是说，本发明的钢板，具有85%以上，更优选86%以上的铁素体。

·残余奥氏体体积百分率：3%以上

在本发明的钢板中，由于利用残余奥氏体的TRIP效果，得到了高均匀伸长率，因此残余奥氏体的体积百分率非常重要。为了得到高均匀伸长率，必须含有至少3%以上的残余奥氏体。当小于3%时，均匀伸长率小于24%。为了得到更优良的均匀伸长率，优选为4%以上。

·马氏体体积百分率：3%以上

在本发明的钢板中，通过分散微量的C适当富集的马氏体，抑制了屈服伸长率（YPEl）的产生，因此马氏体体积百分率是重要的。为了抑制YPEl的产生，含有3%以上的马氏体即可，并优选含有4%以上。然而，如果马氏体过量存在，则会导致组织的高强度化，因此优选将马氏体百分率抑制在10%以下。

·珠光体与贝氏体的体积百分率：在马氏体以及残余奥氏体的体积百分率以下

如果生成珠光体和贝氏体等伴随有碳化物析出的第二相，则残余奥氏体和马氏体的生成量和C富集量下降，因此导致均匀伸长率的下降以及YPEl的产生。

因此，研究了第二相中的组织构成对均匀伸长率（U.El）和屈服伸长率（YPEl）所产生的影响。在图4、5中，表示改变成分组成为C：0.080～0.160%、Si：0.01～0.02%、Mn：0.50～1.31%、P：0.01～0.03%、S：0.002～0.008%、Al：0.97～1.55%、Cr：0.15～0.32%、B：0～0.001%、N：0.0020～0.0035%、Mn_eq：0.93～1.74、Mn_eq＋1.3Al：2.88～3.76的钢组织构成时的机械特性的变化。具体来说，图4表示残余奥氏体体积百分率与珠光体和贝氏体合计体积百分率之差对均匀伸长率（U.El）所产生的影响，图5表示马氏体体积百分率与珠光体和贝氏体合计体积百分率之差对屈服伸长率（YPEl）所产生的影响。这些图中的●表示TS为440MPa以上且小于590MPa并且改变了组织构成的钢板。

样品的制造方法是，将具有上述成分组成的27mm厚的钢坯加热至1200℃后，在精轧温度870～970℃下热轧至4mm厚，然后立即进行喷水冷却，并在450～650℃的温度范围内实施1小时的卷取处理。以80%的轧制率将该热轧板冷轧至0.80mm厚，形成冷轧板。在740～900℃下对其进行120秒的双相区退火，然后以1～30℃/秒的平均冷却速度进行一次冷却并在550～700℃的温度范围停止，接着以25℃/秒的平均冷却速度冷却至470℃，并立即进行20～200秒的等温保持，然后浸渍到460℃的镀锌浴中，并且为了合金化在510℃下保持20秒，然后以20℃/秒的平均冷却速度冷却至200℃以下的温度范围，并进一步以10℃/秒的平均冷却速度冷却至室温，实施延伸率为0.5%的表面光轧。

从如此所得的钢板上裁取JIS5号拉伸试验片，并根据JIS Z2241记载的方法进行拉伸试验。此外，为了求出钢板显微组织的体积百分率，进行以下测定。在研磨钢板的L截面（与轧制方向平行的垂直截面）后用硝酸乙醇溶液使其腐蚀，使用扫描型电子显微镜，拍摄10个视野的3000倍倍率的组织照片，将具有总计700个交点的网格线（以1.5μm的等间距在纵向上形成25条平行线，并以1μm的等间距在横向上形成28条平行线，使它们与纵向的25条平行线成直角，由此制作的由每个大小为1.5μm×1μm的长方形形成的网格群）与所得的组织照片重叠，并通过测量全部格子点中与第二相重叠的格子点的比例而测定第二相的面积率。由于如此所得的L截面的面积率，显示出通过与钢板的轧制直角方向平行的垂直截面所求出的面积率大致相同的数值，因此判断面积率没有各向异性，此处将前述L截面的面积率作为第二相的体积百分率。

在组织照片中，铁素体是对比度较暗的区域，在铁素体中观察到薄层状碳化物的区域为珠光体，在铁素体中观察到点列状碳化物的区域为贝氏体，除此以外具有比铁素体明亮的对比度的区域为马氏体或残余奥氏体。测定确认为珠光体、贝氏体、马氏体、残余奥氏体的区域的体积百分率，并将它们的合计体积百分率作为第二相体积百分率。

残余奥氏体的体积百分率，通过下述方法求出。

通过研削和化学研磨，露出钢板的板厚1/4部，以Mo－Kα线作为线源，并在50keV的加速电压下，使用X射线衍射装置（装置：Rigaku公司制RINT2200）测定铁的铁素体相的{200}面、{211}面、{220}面以及奥氏体相的{200}面、{220}面、{311}面的X射线衍射线的积分强度，并使用这些测定值以及非专利文献（理学电机株式会社：X射线衍射手册（2000），p26、62－64）中记载的计算式，求出残余奥氏体的体积百分率。马氏体的体积百分率，通过从由上述显微组织所测定的马氏体和残余奥氏体的合计体积百分率中减去使用X射线衍射法所测定的残余奥氏体的体积百分率而求出。

由图4可知，如果珠光体和贝氏体的合计体积百分率小于残余奥氏体的体积百分率，也就是说，差值为0以上，则均匀伸长率（U.El）为24%以上。

由图5可知，如果珠光体和贝氏体的合计体积百分率小于马氏体的体积百分率，也就是说，差值为0以上，则屈服伸长率（YPEl）消失。因此，作为第二相的组织构成，必须将珠光体和贝氏体的合计体积百分率抑制为马氏体和残余奥氏体的体积百分率以下。而且从优良的延展性的观点出发，珠光体和贝氏体的合计体积百分率优选为3%以下，并更优选为1%以下。

在本发明中，通过形成上述的成分组成和组织，可以得到拉伸强度（TS）为440MPa以上且小于590MPa，均匀伸长率（U.El）为24%以上，并且抑制了屈服伸长率（YPEl）产生的热镀锌钢板。

作为高强度并且延展性优良的钢板的指标，可以使用拉伸强度乘以延展性、均匀伸长率的绝对值的强度－延展性（TS×El）平衡和强度－均匀伸长率（TS×U.El）平衡。从确保高强度以及优良的冲压成形性的观点出发，TS×El平衡优选为19000MPa·%以上。更优选为19500MPa·%以上，并进一步优选为20000MPa·%以上。同样地，作为TS×U.El平衡，优选为12000MPa·%以上，更优选为12500MPa·%以上。进一步优选为13000MPa·%以上。

而且，从冲压后也能维持优良的外观品质的观点出发，必须抑制钢板中拉伸应变的产生。如果屈服伸长率（YPEl）超过0.2%，冲压成形品有时会产生明确的拉伸应变，因此YPEl优选为0.2%以下。更优选为0.1%以下，并进一步优选为0%。

[制造方法]

在本发明中，通过将预定的成分钢控制为上述的组织，可以得到具有优良的加工性和镀覆性的高强度钢板，以下，对于得到这种高强度钢板的制造方法进行说明。

将热轧前的钢坯加热温度设定为1100～1250℃。当加热温度低于1100℃时，热轧时的轧制负荷增大。此外，由于本发明的组成中，Al含量多，Mn含量少，因此当A_e3温度高，钢坯加热温度低于1100℃时，热轧中边缘等局部冷却的部位为A_e3温度以下，因而可能会生成大量的铁素体。由此，热轧板中的组织不均匀，因而会导致材质的偏差以及钢板形状变差。另一方面，如果提高加热温度，则实现了合金成分和组织的均匀化以及轧制负荷的下降，但如果超过1250℃，则钢坯表面上生成的氧化皮不均匀地增加，表面品质下降。因此，将钢坯加热温度设定为1250℃以下。

接着，热轧的条件没有特别规定，只要按照常规方法进行即可，优选将精轧结束温度设定为850～950℃。当低于850℃时，由于进入了铁素体相变温度范围，因此精轧温度低于850℃，显著促进了铁素体的生成，在钢板内容易形成不均匀的组织，并且在表面附近容易产生异常晶粒成长，难以得到稳定的材质。另一方面，如果超过950℃，则促进了二次氧化皮的生成，表面品质变差。

热轧精轧后到卷取的平均冷却速度的范围没有特别规定。热轧板在经受任意的冷却后，必须在超过500℃的卷取温度下进行卷取。这是由于热轧板组织形成为铁素体＋珠光体组织，因此可以降低热轧板的强度，并且抑制后续工序中冷轧负荷的增大。而且，在钢坯加热时一度均匀化的C、Mn、Cr等奥氏体稳定化元素被从铁素体相局部地分配至珠光体相中，因此退火后它们也残留下来，容易促进奥氏体的稳定化。除了上述情况以外，由于在卷取的卷材中容易进行易氧化元素的内部氧化，因此在之后退火时合金元素的表面富集下降，镀覆性也提高。相反，当卷取温度为500℃以下时，由于低温相变相的生成量增大，因此冷轧负荷增大，还减少了合金元素的分配，同时内部氧化量减少，镀覆性下降。从冷轧负荷的观点出发，作为热轧板组织，优选80体积%以上为铁素体＋珠光体组织，并更优选为90体积%以上。

在卷取该热轧板后，进行酸洗处理，然后再进行冷轧。冷轧的条件没有特别规定，只要按照常规方法进行即可，而为了获得目标特性，优选将冷轧轧制率设定为40～90%。

将如此所得的冷轧板升温至750～950℃的退火温度，并保持20～200秒。由此，组织中的碳化物全部溶解，生成奥氏体，同时促进了C、Mn和Cr等奥氏体稳定化元素在奥氏体中的富集。当退火温度低于750℃、保持时间不到20秒时，有时未固溶的碳化物残留，延展性下降。从充分溶解碳化物的观点出发，优选将退火温度设定为770℃以上。然而，如果超过950℃，则在均热温度下的操作中，退火设备的负荷大，因此将退火温度设定为950℃以下。此外，如果均热保持时间超过200秒，则导致退火设备变长变大或者生产速度大幅下降，因此将其设定为200秒以下。

退火后立即实施一次冷却。一次冷却工序，是决定本发明钢板的铁素体百分率的非常重要的工序。当一次冷却停止温度较低时，铁素体百分率增加，延展性提高，但如果过低，则会引起珠光体相变，因而导致均匀伸长率的下降。

因此，对适当的一次冷却停止温度进行了研究。图6表示以多种平均冷却速度对C：0.11%、Si：0.01%、Mn：0.5～1.3%、P：0.01～0.03%、S：0.002%、Al：1.00～1.50%、Cr：0.3%、N：0.002%、B：0～0.001%并且Mn当量（Mn_eq）不同的钢板进行连续冷却时，发生珠光体生成的温度的研究结果。图中，平均冷却速度为5℃/秒时的珠光体生成温度为△，15℃/秒时的珠光体生成温度为□，30℃/秒时的珠光体生成温度为○。

试验片的制造方法如下所述。将具有上述成分的27mm厚的钢坯加热至1200℃后，在精轧温度950℃下热轧至4mm厚，然后立即进行喷水冷却，并在580℃下实施1小时的卷取处理。以80%的轧制率将该热轧板冷轧至0.80mm厚，形成冷轧板。在850℃下对其进行120秒的双相区退火，然后以5、15、30℃/秒的平均冷却速度进行冷却，并达到500～700℃的多种温度，再进行水冷。使用扫描型电子显微镜，以3000倍的倍率观察如此所得的钢板的显微组织，确认有无珠光体。

由图6可知，珠光体的生成起始温度与Mn当量（Mn_eq）和冷却速度的变化成比例，并且Mn当量越高，冷却速度（CR（℃/秒））越快，则越低温化。根据该结果，可以使用下式将珠光体的生成起始温度作为临界一次冷却温度T_crit进行整理。

T_crit＝870－2.5（66×Mn_eq＋CR）

当一次冷却停止温度为T_crit以上时，仅进行了铁素体相变，促进了铁素体百分率的增加以及奥氏体的C富集。

此外，为了研究一次冷却停止温度对均匀伸长率（U.El）所产生的影响，在和图6情况相同的条件下对C：0.11%、Si：0.01%、Mn：1.0%、P：0.01%、S：0.002%、Al：1.50%、Cr：0.3%、N：0.002%、B：0%的钢实施至冷轧，然后在850℃下进行120秒的双相区退火，然后以15℃/秒的平均冷却速度进行冷却，使一次冷却停止温度在550～800℃范围内变化，接着，以25℃/秒的平均冷却速度进行二次冷却，并在470℃下进行40秒的中间保持，然后浸渍到460℃的镀锌浴中，并且为了合金化在510℃下保持20秒，然后以20℃/秒的平均冷却速度冷却至200℃以下的温度范围，并进一步以10℃/秒的平均冷却速度冷却至室温，实施延伸率为0.5%的表面光轧。

这时的一次冷却停止温度与均匀伸长率（U.El）的关系示于图7。由图7可知，如果一次冷却停止温度为临界一次冷却温度T_crit以上，则抑制了一次冷却时珠光体的生成，并且可以得到高均匀伸长率。因此，将一次冷却停止温度设定为临界一次冷却温度T_crit以上。但是，如果一次冷却停止温度接近临界一次冷却温度T_crit，则二次冷却时容易生成部分珠光体，均匀伸长率下降。因此，为了得到更优良的均匀伸长率，优选将一次冷却停止温度设定为T_crit＋20℃以上。另一方面，如果一次冷却停止温度过高，则奥氏体的C富集不足，或者铁素体中较硬质的贝氏体铁素体的比例增大，均匀伸长率下降。因此，为了在一次冷却工序中使铁素体充分相变，优选将一次冷却停止温度设定为T_crit＋170℃以下。

本发明的钢板，当一次冷却平均速度小于5℃/秒时，由于在高温下容易引起珠光体相变，因此均匀伸长率容易下降。因此，将一次冷却平均速度设定为5℃/秒以上。为了充分避免珠光体相变，一次冷却平均速度进一步优选为超过10℃/秒。另一方面，如果超过40℃/秒，则冷却速度过快，铁素体相变无法充分进行。因此，将一次冷却平均速度设定为40℃/秒以下。优选为20℃/秒以下。

接着，以15℃/秒的平均冷却速度从上述的一次冷却停止温度二次冷却至410～500℃的中间保持温度范围。由此，避开了珠光体相变鼻部。二次冷却速度越快，越有利于避免珠光体生成，进一步优选为20℃/秒以上。然而，冷却速度超过100℃/秒的冷却，对于常规设备来说较为困难，因此优选设定为100℃/秒以下。

接着，通过在410～500℃的中间保持温度范围保持10秒以上，生成贝氏体铁素体，促进了奥氏体中的C富集。当保持时间不到10秒时，贝氏体铁素体的生成无法充分进行，残余奥氏体百分率及其稳定度不足，均匀伸长率下降。另一方面，即使在该温度范围内进行超过180秒的保持，奥氏体也会分解为珠光体或贝氏体，因此均匀伸长率显著下降。因此，将中间保持温度范围内的保持时间设定为180秒以下。从得到高均匀伸长率的观点出发，优选将保持时间设定在140秒以内。

如果在超过500℃的温度范围中开始中间保持，则短时间内会生成大量的珠光体，均匀伸长率显著下降，并且还产生了屈服伸长率（YPEl）。此外，当低于410℃时，生成了大量的贝氏体，均匀伸长率仍然显著下降，同时还产生了YPEl。因此，将中间保持温度设定为410℃以上且500℃以下。更优选为420℃以上且490℃以下。

将如此进行中间保持的钢板浸渍到热镀锌浴中后，以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。此外，还可以根据需要通过升温至490～600℃的温度范围并保持3～100秒，由此实施合金化处理。当合金化温度低于490℃时，无法充分进行合金化。当合金化温度超过600℃时，显著促进了合金化，锌镀层硬质化并且容易剥离，同时奥氏体相变为珠光体，导致了延展性的下降以及YPEl的产生。

为了调整表面粗度或者使钢板形状平坦化，还可以对该镀锌钢板实施表面光轧。但是，过度的表面光轧会降低均匀伸长率，因此表面光轧中的延伸率优选为0.2%以上且0.6%以下。

通过使用如上所述的制造方法，可以在不使用复杂工序的情况下制造均匀伸长率和镀覆性优良的高强度热镀锌钢板。

实施例

以下，对本发明的实施例进行说明。

表1中表示样品钢的化学成分组成，表2中表示制造条件。在真空熔融炉中熔炼表1中所示的化学成分组成的钢，进行铸造，形成钢坯。将其再加热至1150～1290℃的温度范围后，实施粗轧，形成厚度约为27mm的粗板坯。接着，在870～980℃的温度范围内将其热精轧至4mm厚，然后立即通过喷水冷却至450～650℃的温度范围，并在该温度的加热炉中保持1小时，进行相当于卷取的处理，形成热轧板。通过酸洗除去该热轧板的氧化皮后，以80%的轧制率进行冷轧，形成0.8mm厚的冷轧板。按照表2所示的温度条件对如此所得的冷轧板进行退火加热、一次冷却、二次冷却和中间保持，然后浸渍到460℃的热镀锌浴中，一部分以10℃/秒的平均冷却速度进行冷却，形成镀锌钢板，其它部分再在510℃下实施20秒的合金化处理，形成合金化热镀锌钢板，然后对各个钢板实施延伸率为0.5%的表面光轧。

从如此所得的镀锌钢板上在长度方向上裁取JIS5号拉伸试验片，并通过基于JIS Z2241（1998年）的拉伸试验评价机械特性（TS、YPEl、U.El、El）。并且测定显微组织的体积百分率。此外，进行锌镀层的外观评价。

此外，还评价所得的钢板的延伸凸缘性。延伸凸缘性，通过基于日本钢铁联盟标准JFST1001（1996年）规定的扩孔试验进行评价。也就是说，从退火板上裁取100mm×100mm方形尺寸的试验片，并使用冲头直径为10mm、冲模直径为10.2mm（间隙为12.5%）的冲裁工具制作冲裁孔，然后使用顶角为60度的圆锥冲头，以使形成冲裁孔时产生的毛边成为外侧的方式进行扩孔加工，由裂纹贯穿板厚时的d₀：初期孔径（mm）、d：产生裂纹时的孔径（mm），求出扩孔率λ（%）＝{（d－d₀）/d₀}×100。

显微组织体积百分率的测定如下实施。在研磨钢板的L截面（与轧制方向平行的垂直截面）后用硝酸乙醇溶液使其腐蚀，使用扫描型电子显微镜，拍摄10个视野的3000倍倍率的组织照片，将具有总计700个交点的网格线（以1.5μm的等间距在纵向上形成25条平行线，并以1μm的等间距在横向上形成28条平行线，使它们与纵向的25条平行线成直角，由此制作的由每个大小为1.5μm×1μm的长方形形成的网格群）与所得的组织照片重叠，并通过测量全部格子点中与第二相重叠的格子点的比例而测定第二相的面积率。由于如此所得的L截面的面积率，显示出通过与钢板的轧制直角方向平行的垂直截面所求出的面积率大致相同的数值，因此判断面积率没有各向异性，此处将前述L截面的面积率作为第二相的体积百分率。

在组织照片中，铁素体是对比度较暗的区域，在铁素体中观察到薄层状碳化物的区域为珠光体，在铁素体中观察到点列状碳化物的区域为贝氏体，除此以外具有比铁素体明亮的对比度的区域为马氏体或残余奥氏体。测定确认为珠光体、贝氏体、马氏体、残余奥氏体的区域的体积百分率，并将它们的合计体积百分率作为第二相体积百分率。铁素体的体积百分率为100－第二相体积百分率。

残余奥氏体的体积百分率，通过下述方法求出。

通过研削和化学研磨，露出钢板的板厚1/4部，以Mo－Kα线作为线源，并在50keV的加速电压下，使用X射线衍射装置（装置：Rigaku公司制RINT2200）测定铁的铁素体相的{200}面、{211}面、{220}面以及奥氏体相的{200}面、{220}面、{311}面的X射线衍射线的积分强度，并使用这些测定值以及非专利文献（理学电机株式会社：X射线衍射手册（2000），p26、62－64）中记载的计算式，求出残余奥氏体的体积百分率。马氏体的体积百分率，通过从由上述显微组织所测定的马氏体和残余奥氏体的合计体积百分率中减去使用X射线衍射法所测定的残余奥氏体的体积百分率而求出。

锌镀层的外观评价，是将不存在漏镀、合金化不均匀、其它损害表面品质的缺陷等外观不良，确保了用作汽车外板的适当的表面品质的情况判定为○，将特别是不存在色调的不均匀而具有优良外观的情况判定为◎，将确认到部分缺陷的情况判定为△，将确认到较多表面缺陷的情况判定为×。

将这些结果示于表3。

由表3可知，满足本发明范围的成分组成和制造条件的本发明例的镀锌钢板，其TS为440MPa以上且小于590MPa，U.El为24%以上，都显示出满足本发明范围的数值。而且，还具有TS×U.El为12000MPa·%以上，TS×El为19000MPa·%以上的优良特性。此外，镀层外观都良好。

此外可知，满足本发明的成分和制造条件范围的钢，除了上述特性以外，延伸凸缘性（λ）都良好，为80%以上。虽然其原因尚不明确，但可以认为是由于退火时在C向奥氏体富集的过程中，Al转移至周围的铁素体中，铁素体被部分地固溶强化，进而邻接的马氏体或残余奥氏体与铁素体的硬度差被缓和。

相反，使用Mn_eq＋1.3[%Al]小于2.8的钢A、B、E和K制造的处理编号1、2、5、6、36的钢板，珠光体和贝氏体的体积百分率高，U.El小于24%。此外，使用Mn_eq超过2.0的钢O和Q制造的处理编号43、44、46的钢板，由于TS为590MPa以上，为高强度，因此即使TS×U.El高，但U.El小于24%。使用C低于合适范围的钢P制造的处理编号45的钢板，由于残余奥氏体少，因此U.El小于24%。使用Cr落在合适范围以外的钢S、T制造的处理编号48、49的钢板，U.El小于24%。使用Si高的钢R制造的处理编号47的钢板，虽然均匀伸长率优良，但是发生漏镀，外观品质受到损害。此外，上述钢P由于N高，因此在处理编号45的钢板的制造过程中，在钢坯上观察到凸包，作为表面缺陷而残留，外观品质变差。

成分在本发明范围内的样品钢，但制造条件落在外的钢板，如下所述的某些特性较差。钢坯加热温度高于预定的处理编号16，在表层上存在有残留部分二次氧化皮的部位，表面品质下降。此外，处理编号16和处理编号33的一次冷却停止温度低于临界一次冷却温度T_crit，处理编号14的一次冷却速度小于5℃/秒，都落在适当的制造条件以外，因此所得钢板的第二相中的珠光体百分率增加，残余奥氏体的体积百分率减少，U.El小于24%，并且产生了YPEl。中间保持温度低于410℃的处理编号28的钢板和中间保持超过180秒的处理编号25的钢板，U.El小于24%。此外，退火温度为750℃以下的处理编号15的钢板，U.El低，并且产生了YPEl。卷取温度为500℃以下的处理编号13的钢板，残余奥氏体的稳定度不足，U.El未达到24%。处理编号51，由于卷取温度低，因此马氏体体积百分率低，均匀伸长率低，并且产生了YPEl。处理编号52在中间保持温度下的保持时间过长，因此不存在马氏体，产生了YPEl。

表1

表2

表2续

表3

*r:奥氏体、M:马氏体、p:珠光体、B:贝氏体

表3续

*r:奥氏体、M:马氏体、P：珠光体、B:贝氏体

产业上的可利用性

本发明的高强度热镀锌钢板，可以用于汽车或家电等产业领域，并且特别适合用于要求强度、加工性和外观品质的部位。

Claims (6)

1.一种均匀伸长率和镀覆性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在钢板的表面上具有热镀锌层，并且其拉伸强度为440MPa以上且小于590MPa，均匀伸长率为24％以上，

其中，所述钢板以质量％计含有C：0.06％以上且0.20％以下、Si：小于0.50％、Mn：0.5％以上且小于2.0％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.60％以上且2.00％以下、N：小于0.004％、Cr：0.10％以上且0.40％以下、B：0.003％以下且包括0％，同时，以下所示的Mn_eq满足0.8≤Mn_eq≤2.0并且Mn_eq+1.3[％Al]≥2.8，且余量由铁和不可避免的杂质构成，

钢的组织以铁素体作为母相，第二相体积百分率为15％以下，并且作为第二相含有体积百分率为3％以上的马氏体和体积百分率为3％以上的残余奥氏体，并且珠光体与贝氏体的合计体积百分率在马氏体的体积百分率以下，珠光体与贝氏体的合计体积百分率在残余奥氏体的体积百分率以下，

Mn_eq＝[％Mn]+1.3[％Cr]+4[％P]+150[％B]

其中，[％Mn]、[％Cr]、[％P]、[％B]分别表示作为钢的化学成分的Mn、Cr、P、B的质量％，

并且，所述[％Al]也表示作为钢的化学成分的Al的质量％。

2.如权利要求1所述的均匀伸长率和镀覆性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，Si：小于0.05％。

3.如权利要求1或2所述的均匀伸长率和镀覆性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在所述成分的基础上，以质量％计还含有Ti：0.02％以下、V：0.02％以下、Ni：0.2％以下、Cu：小于0.1％、Nb：0.02％以下、Mo：小于0.1％、Sn：0.2％以下、Sb：0.2％以下、Ca和REM：0.01％以下中的至少一种以上。

4.如权利要求1或2所述的均匀伸长率和镀覆性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，拉伸强度×伸长率平衡为19000MPa·％以上，拉伸强度×均匀伸长率平衡为12000MPa·％以上。

5.如权利要求3所述的均匀伸长率和镀覆性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，拉伸强度×伸长率平衡为19000MPa·％以上，拉伸强度×均匀伸长率平衡为12000MPa·％以上。

6.一种均匀伸长率和镀覆性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在1100℃以上且1250℃以下对具有权利要求1～3中任一项所述的成分组成的钢坯加热后，进行热轧，将所得的热轧板在超过500℃的卷取温度下卷取后，实施酸洗，然后进行冷轧，接着，升温至750℃以上且950℃以下的温度并保持20秒以上且200秒以下，然后以5℃/秒以上且40℃/秒以下的平均冷却速度一次冷却至下式所示的临界一次冷却温度T_crit以上的一次冷却停止温度，然后以15℃/秒以上的平均冷却速度由所述一次冷却停止温度二次冷却至410℃以上且500℃以下的中间保持温度范围，并在该温度范围内保持10秒以上且180秒以下，然后浸渍于热镀锌浴进行热镀锌，或者在热镀锌后进一步实施镀层的合金化处理，

T_crit＝870－2.5(66×Mn_eq+CR)

其中，Mn_eq＝[％Mn]+1.3[％Cr]+4[％P]+150[％B]，

[％Mn]、[％Cr]、[％P]、[％B]分别表示作为钢的化学成分的Mn、Cr、P、B的质量％，

并且，CR表示一次冷却的平均冷却速度，单位为℃/秒。