CN103261465A - 热浸镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的热浸镀锌钢板具备钢板和配设在上述钢板上的热浸镀锌层，其中，上述钢板的成分中的Si及Al的以质量%表示的含量满足0.5＜Si+Al＜1.0的关系；在将钢板表层部的MnS的个数设为n₁、将上述钢板表层部处的上述MnS的平均当量圆直径设为d₁μm、将上述钢板表层部的马氏体的硬度设为H₁GPa、并将钢板中心部的MnS的个数设为n₂、将上述钢板中心部处的上述MnS的平均当量圆直径设为d₂μm、上述钢板中心部的马氏体的硬度设为H₂GPa时，上述钢板的金属组织满足下述式B的关系：{(n₂)^2/3×d₂}/{(n₁)^2/3×d₁}×ln(H₂/H₁)＜0.3（式B）。

Description

热浸镀锌钢板及其制造方法

技术领域

本发明的一个实施方案涉及成型性优异的热浸镀锌高强度钢板及其制造方法。热浸镀锌高强度钢板还包括合金化热浸镀锌高强度钢板。

本申请基于2010年12月17日在日本申请的日本特愿2010-281690号主张优先权，在此引用其内容。

背景技术

为了兼顾车身的轻量化与碰撞安全性，提高使用钢板的强度（高强度化）是最有效的方法之一。最近，以Euro-N-CAP为代表的与碰撞安全性有关的限制变得越发严格。为了对应这种限制，需要追加加固构件等，从而无法避免车身重量的增加。上述车身重量的增加会使燃料消耗量变差。因此，期望进一步扩大应用可以在保持部件强度的同时薄壁化的超高强度材。另一方面，为了尽可能使部件轻量化一点，部件的形状已经变得很复杂。因此，对钢板而言要求进一步提高成型加工性。特别是，高强度薄钢板大多是用于下纵梁等以弯曲成型为主体的部位的。因此，作为高强度薄钢板的成型性，对显示弯曲性、局部延展性的指标即扩孔性进行评价变得很重要。此外，由于对于这些部件而言防锈性也是必要的，因此对所使用的高强度钢板实施热浸镀锌或者合金化热浸镀锌。

然而，已知通常提高钢板的强度时，弯曲性、扩孔性之类的成型加工性会劣化。

作为现有技术，例如在专利文献1、2、3中，提出了扩孔性优异的钢板。

对于高强度钢板而言，合金元素的含量多，由于这些合金元素会在板厚中心部发生浓化，因此其具有扩孔性差这样的特征。然而，并没有提及了钢板表层部与钢板中心部之间的硬度差的现有技术。另外，由于尺寸大的MnS在成型时会成为断裂的起点，因此推测MnS的析出状态会给成型性带来影响。然而，并没有提及了MnS的析出状态的现有技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2005-256141号公报

专利文献2：日本特开2006-274317号公报

专利文献3：日本特开2008-240123号公报

发明内容

发明所要解决的问题

本发明的一个实施方案所要解决的问题在于，解决上述那样的现有技术的问题，提供高强度且成型性优异的热浸镀锌钢板及其制造方法。

用于解决问题的手段

本发明的发明者们对成型性优异的热浸镀锌高强度钢板进行了深入研究。

其结果是，发现对于作为高强度钢板中屈服应力较低的双相（DP：DualPhase）钢、并且作为热浸镀锌钢板的基材的钢板，通过将作为该钢板的成分的Si与Al的总含量控制为特定范围，并且对该钢板的硬度分布进行控制，可以工业化制造能够确保现有技术以上的成型性的热浸镀锌高强度钢板。

上述钢板优选为下述双相钢，除了为了不产生延迟断裂、二次加工脆性等问题而不可避免地含有的约5%体积的残余奥氏体以外，基本上不含残余奥氏体。

另外，在钢板表层部及钢板中心部，对上述钢板中的马氏体的硬度、MnS的析出状态进行控制变得很重要。

本发明的上述方案能够适用于具有590MPa至1500MPa的抗拉强度的热浸镀锌高强度钢板，但用具有约980MPa的抗拉强度的热浸镀锌高强度钢板实现显著效果。

本发明的主旨如下。

（1）本发明的一个实施方案的热浸镀锌钢板具备钢板和配设在上述钢板上的热浸镀锌层，上述钢板的成分以质量%计含有C：0.05～0.13%、Si：0.2～0.8%、Mn：1.5～3.1%、P：0.001～0.06%、S：0.001～0.01%、N：0.0005～0.01%、Al：0.1～0.7%，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，上述Si及上述Al的以质量%表示的含量满足下述式A；上述钢板的金属组织含有铁素体和马氏体，在将作为板厚方向1/8～2/8区域的钢板表层部处的每0.1mm²的MnS的个数设为n1、将上述钢板表层部处的上述MnS的平均当量圆直径设为d₁μm、将上述钢板表层部的上述马氏体的硬度设为H₁GPa、并将作为板厚方向3/8～5/8区域的钢板中心部处的每0.1mm²的MnS的个数设为n₂、将上述钢板中心部处的上述MnS的平均当量圆直径设为d₂μm、将上述钢板中心部的上述马氏体的硬度设为H₂GPa时，满足下述式B，

0.5＜Si+Al＜1.0                           （式A）

{(n₂)^2/3×d₂}/{(n₁)^2/3×d₁}×ln(H₂/H₁)＜0.3   （式B）。

（2）就上述（1）所述的热浸镀锌钢板而言，上述钢板的成分可以以质量%计进一步含有B：0.0005～0.002%、Mo：0.01～0.5%、Cr：0.01～0.5%、V：0.001～0.1%、Ti：0.001～0.1%、Nb：0.001～0.05%、Ca：0.0005～0.005%、稀土金属：0.0005～0.005%中的至少一种。

（3）就上述（2）所述的热浸镀锌钢板而言，上述钢板可以为冷轧钢板。

（4）就上述（1）所述的热浸镀锌钢板而言，上述钢板可以为冷轧钢板。

（5）就上述（1）～（4）中任一项所述的热浸镀锌钢板的制造方法而言，在将热精轧的总机架数设为n段、将r_i%设为第i机架的压下率时，上述热精轧可以满足下述式C。

(r₁+r₂+r₃)/(r_n-2+r_n-1+r_n)＞1.6              （式C）

发明效果

根据本发明的上述方案的热浸镀锌钢板及其制造方法，对于作为热浸镀锌钢板的基材的钢板，通过将作为该钢板的成分的Si与Al的总含量控制为特定范围，并且对该该钢板中的马氏体的硬度和MnS的析出状态进行控制，可以提供高强度且成型性优异的热浸镀锌钢板及其制造方法。

附图说明

图1是表示钢板中的Al及Si的含量与成型性、镀覆性等钢板特性之间的关系的图。

图2是表示式B左边的值与评价钢板的强度和成型性的λ×TS的值之间的关系的图，所述式B表示钢板表层部及钢板中心部处的马氏体的硬度和MnS的析出状态。

图3是表示式C左边的值与评价钢板的强度和成型性的λ×TS的值之间的关系的图，所述式C表示热精轧开始时及结束时的压下率的控制状态。

图4是表示式B左边的值与式C左边的值之间的关系的图，所述式B表示钢板表层部及钢板中心部处的马氏体的硬度和MnS的析出状态，所述式C表示热精轧开始时及结束时的压下率的控制状态。

具体实施方式

本发明的实施方式的热浸镀锌钢板具备作为基材的钢板和配设在该钢板上的热浸镀锌层。此处，热浸镀锌还包括合金化热浸镀锌。

首先，对与上述作为基材的钢板的基本成分有关的数值限定范围和其限定理由进行说明。此处，所记载的%为质量%。

C：0.05～0.13%

C（碳）是为了确保强度、并且使马氏体稳定化而必须的元素。

C含量小于0.05%时，强度不满足，并且不会形成马氏体。另外，C含量超出0.13%时，马氏体的硬度变得过高，与软质相的硬度差变得过大，扩孔性降低，并且还会招致焊接性的劣化。

因此，C含量设为0.05～0.13%，优选设为0.06～0.1%。

Si：0.2～0.8%

Si（硅）是为了确保强度、并且确保延展性而添加的元素。

Si含量超过0.8%时，化学被膜生成处理性（化学转化处理性）、热浸镀锌性劣化。因此，Si含量设为0.8%以下。进而，在重视热浸镀锌性的情况下，Si含量优选为0.6%以下。另外，通过复合添加Si与Al会提高扩孔性，但Si含量小于0.2%时，该效果不会显著呈现。因此，将Si含量的下限设为0.2%。

Mn：1.5～3.1%

Mn（锰）是在确保强度的基础上延迟碳化物的生成、使铁素体稳定化的元素。

Mn含量小于1.5%时，强度不满足，并且铁素体的形成变得不充分，延展性劣化。另外，Mn含量超过3.1%时，淬透性高至所需以上，产品品质不稳定，并且延展性也不足。

因此，Mn含量设为1.5～3.1%，优选设为1.8～2.8%。

P：0.001～0.06%

P（磷）是提高钢板的强度的元素，其根据需要而添加。然而，添加量过多时，会向晶界偏析而使局部延展性劣化，并且还会使焊接性也劣化。

因此，P含量的上限值设为0.06%。另外，P含量的下限设为0.001%，这是由于降低至小于0.001%会导致制钢工序中的成本上升。优选设为0.003%～0.03%。

Al：0.1～0.7%

Al（铝）是促进铁素体的生成、对提高延展性起有效作用的元素。另外，Al是即使大量添加也不会使化学被膜生成处理性、热浸镀锌性劣化的元素。

通过复合添加Si与Al来提高扩孔性时，Al含量设为0.1%以上。然而，如果添加量增加，则氧化铝等夹杂物会增加，加工性劣化，因此Al含量的上限设为0.7%。优选设为0.15%～0.6%。

在上述的基本成分的基础上，上述钢板还可以进一步含有B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ca、稀土金属（REM）中的至少一种作为选择成分。以下，对选择成分的数值限定范围及其限定理由进行说明。此处，所记载的%为质量%。

B：0.0005～0.002%

B（硼）是为了确保淬透性、并且通过形成BN使有效Al增大而可以添加的。另外，虽然通过提高双相钢的铁素体分率，能够确保优异的延伸率，但有时金属组织会形成层状组织，局部延展性会降低。通过添加B，可以防止这种情况。

B含量小于0.0005%时，无法发挥其效果。B含量超过0.002%时，无法显示与添加量相匹配的效果。

Mo：0.01～0.5%

Cr：0.01～0.5%

Mo（钼）及Cr（铬）是为了确保强度及淬透性而可以添加的。

Mo及Cr的含量小于0.01%时，无法发挥其效果。Mo及Cr的含量超过0.5%时，双相钢中的铁素体生成被抑制，延展性会劣化，另外，化学被膜生成处理性、热浸镀锌性劣化。

V：0.001～0.1%

Ti：0.001～0.1%

V（钒）及Ti（钛）是为了确保强度而可以添加的。

V及Ti的含量小于0.001%时，无法发挥其效果。V及Ti的含量超过0.1%时，焊接性等劣化。

Nb：0.001～0.05%

Nb（铌）是为了确保强度而可以添加的。

Nb含量小于0.001%时，无法发挥其效果。Nb含量超过0.05%时，其效果饱和。

Ca：0.0005～0.005%；

REM：0.0005～0.005%

Ca（钙）及REM是为了控制夹杂物、改善扩孔性而可以添加的。

Ca及REM的含量小于0.0005%时，无法发挥其效果。Ca及REM的含量超过0.005%时，其效果饱和。

除了上述成分之外，上述钢板还含有不可避免的杂质。此处，不可避免的杂质是指由废钢（scrap）等副原料、镀覆工序不可避免地混入的S、N、Mg、Pb、Sb、Sn、Cd、Ni、Cu等元素的意思。

例如，Sn等是即便以0.01%以下的范围含有也不会损坏本发明的效果的元素。然而，为了充分发挥本发明的效果，S及N优选按以下那样进行限制。此处，所记载的%为质量%。

S：0.001～0.01%

S（硫）是通过生成MnS而使局部延展性、焊接性劣化的元素，其是优选在钢中不存在的元素。

因此，将S含量的上限限制在0.01%。另外，由于不必要地降低S会增大制钢工序中的成本，因此将S含量的下限设为0.001%。优选设为0.002%～0.005%。

N：0.0005～0.01%

N（氮）是不可避免地含有的元素，但在含量太多的情况下，该元素不仅使时效性劣化，而且AlN析出量会变多而使添加Al的效果减小。

因此，将N含量的上限限制在0.01%以下。另外，由于不必要地降低N会增大制钢工序中的成本，因此将N含量的下限设为0.0005%以上。优选设为0.001～0.005%。

接着，对与Si与Al的总含量有关的数值限定范围进行说明。

为了提高钢板的强度，仅仅进行固溶强化、析出强化是不充分的，通常大多数情况下还利用相变强化。进而，控制为双相组织，从而通过软质的铁素体相而获得高延伸率，并且通过硬质的马氏体相而确保强度。

然而，就双相钢的情况而言，已知软质相与硬质相的硬度差大时，扩孔性劣化。为了对此进行改善，进行了将马氏体回火来降低硬度等努力，但并不充分。尤其，就需要980MPa以上的抗拉强度的双相钢而言，有时由于回火而使得强度变得不足。

因此，发明者们进行了深入研究，结果发现在Si及Al的以质量%表示的总含量满足下述式A时，会形成高强度且具有优异的扩孔性的钢板。

0.5＜Si+Al＜1.0                 （式A）

为了评价强度及成型性，使用扩孔率：λ（%）与抗拉强度：TS（MPa）之积即λ×TS的值。该值通常约为40000%MPa。在该λ×TS的值为60000%MPa以上的情况下，判断钢板为高强度且成型性良好。图1示出了Al及Si的以质量%表示的含量与成型性及镀覆性等钢板特性之间的关系。图中，将λ×TS的值为60000%MPa以上的钢板用“○”表示，将小于60000%MPa的钢板用“×”表示，另外，将热浸镀锌性差的钢板用“△”表示。此外，将以上述式A表示的范围用箭头“A”表示。如该图所示，以质量%表示的Si+Al的值为0.5%以下时，λ×TS的值不充分，以质量%表示的Si+Al的值为1.0%以上时，热浸镀锌性恶化。由此，以质量%表示的Si+Al的值需要超过0.5%且小于1.0%。优选以质量%表示的Si+Al的值超过0.6%且小于1.0%。

接着，对作为本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的基材的钢板的金属组织进行说明。

上述钢板的金属组织中，主要含有铁素体和马氏体。这是为了形成强度与延展性的平衡优异的钢板。此处所称的铁素体中包括多边形铁素体、贝氏体铁素体，马氏体中除了常规的通过淬火得到的马氏体之外，还包括在600℃以下的温度下进行了回火的马氏体。即使将在600℃以下的温度下进行了回火的钢板用作热浸镀锌钢板的基材，本发明的效果也不会改变。

与钢板强度相应地，对铁素体分率及马氏体分率进行控制。在TS为500～800MPa的情况下，优选铁素体分率为50～90面积%，并且马氏体分率为10～40面积%。在TS为800～1100MPa的情况下，优选铁素体分率为20～60面积%，并且马氏体分率为30～60面积%。在TS超过1100MPa的情况下，优选铁素体分率为30面积%以下，并且马氏体分率为40面积%以上。

上述钢板作为铁素体及马氏体以外的组织含有贝氏体。该贝氏体分率优选为10～40面积%。另外，在组织中残存奥氏体时，二次加工脆性、延迟断裂特性恶化。因此，在上述钢板中，除了不可避免地存在的约5体积%的残余奥氏体以外，优选实质上不含残余奥氏体。

为了使上述钢板为高强度且具有充分的扩孔性（成型性），其金属组织需要满足下述式B。

{(n₂)^2/3×d₂}/{(n₁)^2/3×d₁}×ln(H₂/H₁)＜0.3              （式B）

此处，将作为板厚方向1/8～2/8区域的钢板表层部处的每0.1mm²的MnS的个数设为n₁，将上述MnS的平均当量圆直径设为d₁（μm），将上述钢板表层部的马氏体的硬度设为H₁（GPa）。同样地，将作为板厚方向3/8～5/8区域的钢板中心部处的每0.1mm²的MnS的个数设为n₂，将上述MnS的平均当量圆直径设为d₂（μm），将上述钢板中心部的马氏体硬度设为H₂（GPa）。

上述式B左边的值小于0.3意味着：定性的来说，钢板表层部与钢板中心部处的MnS的个数之差、MnS的平均当量圆直径之差及马氏体硬度之差变小。通常，钢板中心部的MnS的个数、MnS的平均当量圆直径及马氏体硬度的值比钢板表层部的这些值大，并且上述式B左边的值为0.3以上。

如图2所示，式B左边的值与λ×TS的值有相关性。在式B左边的值小于0.3时，λ×TS的值为60000%MPa以上。由此，为了使上述钢板高为强度且成型性优异，式B左边的值需要小于0.3。另外，常规条件下所设想的式B的下限为0.01。

钢板中的马氏体的硬度及MnS的析出状态可以通过后述的制造方法进行控制。另外，为了更精密地控制钢板中的马氏体的硬度及MnS的析出状态，上述钢板优选为在热轧后还实施了冷轧的冷轧钢板。

此外，延伸率（EL）与TS之积即EL×TS的值为16000%MPa以上时，成型性会进一步提高，因此优选。

如上所述，对作为热浸镀锌钢板的基材的钢板，控制钢板的成分和金属组织，由此可以得到高强度且成型性优异的热浸镀锌高强度钢板。

接着，对本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的制造方法进行说明。

制造方法可以为通常进行的热轧钢板、冷轧钢板、镀覆钢板的工序。

作为铸造工序，将满足上述的基本成分、选择成分及不可避免的杂质的钢水进行铸造来制造钢材。铸造方法没有特别限定，优选使用真空铸造法、连续铸造法等。

作为热轧工序，将上述钢材加热来进行热轧。为了防止对铁素体晶粒过度施加应形而使加工性降低，热轧中的精轧优选在Ar₃（冷却时铁素体相变开始的温度）以上的温度下进行。另外，过高温也会使得退火后的再结晶粒径粗大化至所需以上，因此热轧中的精轧优选在940℃以下的温度下进行。

热轧中的精轧时，在各机架处的压下率满足下述式C的情况下，可获得高的λ×TS的值。

(r₁+r₂+r₃)/(r_n-2+r_n-1+r_n)＞1.6      （式C）

此处，将热精轧的总机架数设为n个，将r_i%设为第i机架的压下率。

如图3所示，式C左边的值与λ×TS的值有相关性。在式C左边的值超过1.6的情况下，λ×TS的值为60000%MPa以上。因此，式C左边的值优选超过1.6。这推测是由于精轧开始时被加工材料温度高，如果在该阶段为高压下率，则晶粒会变得均匀。另一方面，精轧结束时被加工材料温度变低，因此如果在该阶段下压下率高，则对被加工材料负荷高，会引起形状的混乱。并且，在该阶段，由于被加工材料内部形成不均匀的温度分布，因此加工的偏差变大，材质特性也劣化。

为了可靠地获得高强度且良好的成型性，优选满足(r₁+r₂+r₃)/(r_n-2+r_n-1+r_n)＞1.9。另外，更优选满足(r₁+r₂+r₃)/(r_n-2+r_n-1+r_n)＞2.0。另一方面，由于设备能力的制约，(r₁+r₂+r₃)/(r_n-2+r_n-1+r_n)的值的上限为3.0。

另外，如图4所示，式B左边的值与式C左边的值有相关性。图中，将λ×TS的值为60000%MPa以上的钢板用“○”表示，将小于60000%MPa的钢板用“×”表示。在式B和式C都满足各自的条件时，λ×TS的值为60000%MPa以上。即，在使用满足上述成分的钢材、并且满足上述式C所示的轧制条件的情况下，钢板的金属组织将满足式B，其结果是，λ×TS的值为60000%MPa以上。

进而，如果钢板的EL×TS的值为16000%MPa以上，则该热浸镀锌钢板能够用于要求严苛加工性的汽车用部件等，因此更优选。

热轧后的钢板的卷取温度设成越高温，则越能促进再结晶、晶粒生长，从而越可期望加工性的提高。然而，设成越高温，越会生成氧化皮而使酸洗性降低，并且由于铁素体和珠光体会层状地生成，C会不均匀地偏析。因此，卷取温度设为650℃以下。另一方面，如果卷取温度设成过低温，则钢板会硬化，冷轧时的负荷变高。因此，卷取温度设为400℃以上。另外，根据需要，可以在上述卷取温度下，将热轧后的钢板保持1小时以上且24小时以下的范围。通过保持上述时间，能够适宜地控制热轧钢板的金属组织。

作为磨削工序，根据需要可以对上述热轧工序后的钢板进行用于除去氧化皮的表面磨削。磨削方法没有特别限定，例如可使用钢丝刷辊、磨粒带或喷丸等。

作为酸洗工序，对上述热轧工序后或磨削工序后的钢板进行酸洗。酸洗方法没有特别限定，可以为使用硫酸或硝酸等的常规酸洗方法。

作为冷轧工序，对上述酸洗工序后的钢板进行冷轧。冷轧方法没有特别限定。在冷轧中，由于压下率低时钢板的形状矫正变难，因此下限值优选设为30%。另外，如果以超过70%的压下率进行轧制，则在钢板的边部会产生裂纹及引起形状的混乱，因此优选将上限值设为70%。

对于经过了上述的热轧工序及冷轧工序而制造得到的冷轧钢板而言，钢板中的马氏体的硬度及MnS的析出状态得到了更精密的控制。因此，优选作为热浸镀锌钢板的基材使用。

作为退火工序，在Ac1（加热时奥氏体开始生成的温度）以上且Ac3（加热时由铁素体向奥氏体的相变结束的温度）+100℃以下的温度下，对冷轧工序后的钢板进行退火。在小于Ac1的温度下，组织变得不均匀。另一方面，在超过Ac3+100℃的温度下，由于奥氏体变得粗大，因此铁素体生成被抑制，延伸率特性劣化。另外，从经济性的观点考虑，退火温度期望为900℃以下。此外，在退火工序中，为了使层状的组织消失，需要保持30秒以上。然而，保持超过30分钟，效果会饱和，生产率也会降低。因此，保持时间设为30秒以上且30分钟以下。

作为冷却工序，对在退火工序中加热至上述温度范围的钢板进行冷却。冷却结束温度设为600℃以下的温度。超过600℃时，奥氏体变得易于残余，从而容易产生二次加工性、延迟断裂的问题。另外，根据需要，可以在上述冷却结束温度下，将退火工序后的钢板保持10秒以上且1000秒以下的范围。通过保持上述时间，能够适宜地控制退火工序后的钢板的金属组织。

另外，根据需要，为了改善扩孔性及脆性，可以在600℃以下的温度下对冷却工序后的钢板进行回火处理。即使进行该回火处理，本发明的效果也不会改变。

作为镀覆工序，对冷却工序后或回火处理后的钢板实施热浸镀锌。热浸镀锌方法没有特别限定。另外，也可以根据需要进行合金化处理，形成合金化热浸镀锌。

实施例1

用真空熔炼炉铸造具有表1所示的成分组成的钢。在表1中，用下划线标记的数值表示在本发明的范围外。将该钢材加热至1200℃进行热轧。热轧中的精轧在880℃下进行。另外，在该热精轧中，控制各机架处的压下率。将热精轧结束后的轧制钢板冷却至500℃，在该温度下保持1小时，由此进行热轧的卷取热处理。将所得到的热轧钢板通过磨削及酸洗除去表面氧化皮。然后，对该钢板进行冷轧。使用连续退火模拟器，在800℃下对冷轧后的钢板进行60秒的退火，然后，冷却至400～600℃的温度范围，在该温度下保持10～600秒。对该钢板进行热浸镀锌，并且根据需要对一部分的钢板进行合金化处理，然后冷却至室温。

使用上述制造得到的热浸镀锌钢板，进行拉伸试验和扩孔试验。在扩孔率λ（%）×抗拉强度TS（MPa）之积为60000%MPa以上的情况下，判断为高强度且成型性良好。拉伸试验是通过JIS5号试验片进行试验的。扩孔试验是通过下述进行的：在设置于试验片上的初始孔直径d₀为10（mm）的冲孔中，压入尖端角度为60°的圆锥冲头，挤宽冲孔。接着，测定产生在冲孔的圆周的裂缝在试验片的板厚方向上贯通时的孔直径d（mm），通过下述式D求出扩孔率λ。

λ=[(d-d₀)/d₀]×100(%)      （式D）

此处，d₀=10mm。

通过光学显微镜观察上述制造得到的热浸镀锌钢板的金属组织。观察面为按照与热浸镀锌钢板的轧制方向正交的板宽方向为观察面的方式沿着板厚方向进行平面切割而成的切割面。铁素体是通过硝酸乙醇蚀刻法呈现出来的，马氏体是通过Lepera蚀刻法呈现出来的。观察从出现在上述切割面上的钢板与热浸镀锌层的界面朝向钢板一侧的钢板板厚1/4位置，求出铁素体及马氏体的面积分率。对于残余奥氏体，将热浸镀锌钢板表面平行研磨至钢板的板厚1/4的深度，然后用X射线衍射装置测定研磨面，求出体积分率。

镀锌性是通过下述进行评价的：使用热浸镀锌模拟器，对以与上述同样的退火条件实施了退火的轧制钢板进行热浸镀锌，通过目测确认镀覆的附着状況。将锌镀覆均匀地附着在90面积%以上的镀覆表面上的情况记为“良好”，将在超过10面积%的镀覆表面上具有缺陷的情况记为“差”。这些结果示于表2。

MnS的析出状态的观察是使用Fe-SEM（场发射扫描电子显微，FieldEmission-Scanning Electron Microscope）进行的。观察在钢板表层部和钢板中心部进行，所述钢板表层部为从出现在上述切割面上的钢板与热浸镀锌层的界面朝向钢板一侧的钢板板厚方向1/8～2/8，所述钢板中心部为钢板板厚方向3/8～5/8。观察倍率设为1000倍，将0.12mm×0.09mm=0.01mm²的面积设为1个观察视场。总共观察10个视场，测算MnS的个数。此处，关于MnS的个数，由于已经通过总共观察10个面积为0.01mm²的视场测算了总个数，因此MnS的个数是以每0.1mm²的个数来表示的。MnS的当量圆直径（μm）是通过下述求出的：利用组入到Fe-SEM的图像分析软件对上述10个视场中的当量圆直径进行计算，求出10个视场中的平均值，将其作为平均当量圆直径（μm）。

马氏体的硬度是使用纳米压头进行测定的。对存在于上述钢板表层部和上述钢板中心部的马氏体的晶内（粒内），以100μm的间隔，总共测定30处，求出平均值。这些结果示于表3。表3中，用下划线标记的数值表示在本发明的范围外。

如表1～表3所示，作为实施例的No.1～27形成热浸镀锌性优异、高强度、并且具有充分的扩孔性（成型性）的热浸镀锌钢板。

另一方面，作为比较例的No.28～45为偏离本发明的范围的热浸镀锌钢板。

比较例28和29由于C含量在本发明的范围外，因此λ×TS的值小于60000%MPa。

比较例30由于Si含量在本发明的范围外，以质量%表示的Si+Al的值也在本发明的范围外，因此λ×TS的值小于60000%MPa，并且镀锌性也不优异。

比较例31由于Si含量和Mn含量在本发明的范围外，以质量%表示的Si+Al的值也在本发明的范围外，因此λ×TS的值小于60000%MPa，并且镀锌性也不优异。

比较例32由于Mn含量在本发明的范围外，因此λ×TS的值小于60000%MPa。

比较例33由于P含量在本发明的范围外，因此λ×TS的值小于60000%MPa。

比较例34由于S含量在本发明的范围外，因此λ×TS的值小于60000%MPa。

比较例35由于N含量在本发明的范围外，因此λ×TS的值小于60000%MPa。

比较例36由于Al含量在本发明的范围外，因此λ×TS的值小于60000%MPa。

比较例37～41由于以质量%表示的Si+Al的值为本发明的范围外，因此λ×TS的值小于60000%MPa。

比较例42～45由于不满足式B和式C，因此λ×TS的值小于60000%MPa。

表1

※表中带下划线的数值表示在本发明范围外。

表2

表3

※表中带下划线的数值表示在本发明范围外。

产业上的可利用性

根据本发明的上述方案的热浸镀锌钢板及其制造方法，对于作为热浸镀锌钢板的基材的钢板，通过将作为该钢板的成分的Si与Al的总含量控制为特定范围，并且对该该钢板中的马氏体的硬度和MnS的析出状态进行控制，可以提供高强度且成型性优异的热浸镀锌钢板及其制造方法。

Claims (5)

1.一种热浸镀锌钢板，其特征在于，具备钢板和配设在所述钢板上的热浸镀锌层，

所述钢板的成分以质量%计含有C：0.05～0.13%、Si：0.2～0.8%、Mn：1.5～3.1%、P：0.001～0.06%、S：0.001～0.01%、N：0.0005～0.01%、Al：0.1～0.7%，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，所述Si及所述Al的以质量%表示的含量满足下述式A；

所述钢板的金属组织含有铁素体和马氏体，

在将作为板厚方向1/8～2/8区域的钢板表层部处的每0.1mm²的MnS的个数设为n₁、将所述钢板表层部处的所述MnS的平均当量圆直径设为d₁μm、将所述钢板表层部的所述马氏体的硬度设为H₁GPa、并将作为板厚方向3/8～5/8区域的钢板中心部处的每0.1mm²的MnS的个数设为n₂、将所述钢板中心部处的所述MnS的平均当量圆直径设为d₂μm、将所述钢板中心部的所述马氏体的硬度设为H₂GPa时，满足下述式B，

0.5＜Si+Al＜1.0                              （式A）

{(n₂)^2/3×d₂}/{(n₁)^2/3×d₁}×ln(H₂/H₁)＜0.3      （式B）。

2.根据权利要求1所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，所述钢板的成分以质量%计进一步含有B：0.0005～0.002%、Mo：0.01～0.5%、Cr：0.01～0.5%、V：0.001～0.1%、Ti：0.001～0.1%、Nb：0.001～0.05%、Ca：0.0005～0.005%、稀土金属：0.0005～0.005%中的至少一种。

3.根据权利要求2所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，所述钢板为冷轧钢板。

4.根据权利要求1所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，所述钢板为冷轧钢板。

5.权利要求1～4中任一项所述的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在将热精轧的总机架数设为n个、将r_i%设为第i机架的压下率时，所述热精轧满足下述式C，

(r₁+r₂+r₃)/(r_n-2+r_n-1+r_n)＞1.6                 （式C）。

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