CN103764863A - 熔融镀敷冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

熔融镀敷冷轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及延性、加工硬化性、拉伸凸缘性优异、拉伸强度为750MPa以上的高张力熔融镀敷冷轧钢板，其中母材冷轧钢板具有：化学组成，按质量%计含有C：超过0.10%且低于0.25%、Si：超过0.50%且低于2.0%、Mn：超过1.50%且3.0%以下，根据情况含有Ti、Nb、V、Cr、Mo、B、Ca、Mg、REM和Bi中的一种或两种以上，P：低于0.050%、S：0.010%以下、sol.Al：0.50%以下和N：0.010%以下；以及金相组织，主相为低温相变生成相、第二相中包含残留奥氏体。所述残留奥氏体相对于全部组织的体积分数超过4.0%且低于25.0%、平均粒径小于0.80μm，所述残留奥氏体中粒径1.2μm以上的残留奥氏体晶粒的数密度为3.0×10-2个/μm2以下。

Description

熔融镀敷冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及熔融镀敷冷轧钢板。更具体地涉及延性、加工硬化性和拉伸凸缘性优异的高张力熔融镀敷冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
在产业技术领域高度细分的今天，对在各技术领域中使用的材料要求有特殊且高度的性能。例如，对于压制成型后使用的钢板，随着压制形状的多样化，也需要更优异的成型性。另外，要求有高强度，研究了高张力钢板的应用。尤其是对于汽车用钢板，从对地球环境的考虑出发，为了将车身轻量化而提高燃料消耗效率，对薄壁高成型性的高张力钢板的需求显著增高。在压制成型中，所使用的钢板的厚度越薄，越容易发生裂纹、皱褶，因此需要延性、拉伸凸缘性更优异的钢板。然而，这些压制成型性与钢板的高强度化是背反的特性，难以同时满足这些特性。
迄今为止，作为改善高张力冷轧钢板的压制成型性的方法，提出了许多有关显微组织的微细粒化的技术。例如专利文献1中公开了热轧工序中在Ar3点附近的温度范围进行总压下率80%以上的轧制的极微细粒高强度热轧钢板的制造方法。专利文献2中公开了热轧工序中连续进行压下率40%以上的轧制的超细粒铁素体钢的制造方法。
通过这些技术，热轧钢板中强度与延性的平衡得到提高，但上述专利文献中对于将冷轧钢板微细粒化而改善压制成型性的方法没有任何记载。根据本发明人等的研究，以通过大压下量轧制而获得的细粒热轧钢板作为母材，进行冷轧和退火时，晶粒容易粗大化，难以获得压制成型性优异的冷轧钢板。尤其是需要在Ac1点以上的高温范围进行退火的、金相组织中包含低温相变生成相、残留奥氏体的复合组织冷轧钢板的制造中，退火时的晶粒的粗大化是显著的，不能享受到延性优异这一复合组织冷轧钢板的优点。
专利文献3中公开了热轧工序中采用5台以上的轧压机进行动态再结晶区下的压下的具有超微细粒的热轧钢板的制造方法。然而，需要极力减少热轧时的温度降低，采用普通的热轧设备难以实施。另外，虽然示出了热轧后进行冷轧和退火的例子，但拉伸强度与扩孔性的平衡差、压制成型性不充分。
关于具有微细组织的冷轧钢板，专利文献4中公开了使平均晶体粒径5μm以下的残留奥氏体分散在平均晶体粒径10μm以下的铁素体中的耐撞击安全性和成型性优异的汽车用高强度冷轧钢板。金相组织中包含残留奥氏体的钢板由于奥氏体在加工中发生马氏体化所产生的相变诱发塑性（TRIP）而显现了很大的伸长率，但硬质的马氏体的生成使扩孔性受损。关于专利文献4中公开的冷轧钢板，通过将铁素体和残留奥氏体微细化，使延性和扩孔性提高，但扩孔比至多1.5，难以称得上具有充分的压制成型性。另外，为了提高加工硬化指数、改善耐撞击安全性，需要使主相为软质的铁素体相，难以获得高拉伸强度。
专利文献5中公开了使由残留奥氏体和/或马氏体构成的第二相微细地分散在晶粒内的、伸长率和拉伸凸缘性优异的高强度钢板。然而，为了使第二相微细化至纳米级并分散在晶粒内，需要大量含有Cu、Ni等昂贵元素且在高温下进行长时间的熔体化处理，制造成本的上升、生产率的下降显著。
专利文献6中公开了使残留奥氏体和低温相变生成相分散在平均晶体粒径10μm以下的铁素体和回火马氏体中的延性、拉伸凸缘性和耐疲劳特性优异的高张力熔融镀锌钢板。回火马氏体对于提高拉伸凸缘性和耐疲劳特性来说是有效的相，将退火马氏体细粒化时，使这些特性进一步提高。然而，为了获得包含回火马氏体和残留奥氏体的金相组织，需要用于生成马氏体的一次退火和用于将马氏体回火而进一步获得残留奥氏体的二次退火，生产率大幅受损。
专利文献7中公开了微细铁素体中分散有残留奥氏体的冷轧钢板的制造方法，该方法在热轧之后立即骤冷至720℃以下，在600～720℃的温度范围保持2秒钟以上，对所得热轧钢板实施冷轧和退火。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭58-123823号公报
专利文献2：日本特开昭59-229413号公报
专利文献3：日本特开平11-152544号公报
专利文献4：日本特开平11-61326号公报
专利文献5：日本特开2005-179703号公报
专利文献6：日本特开2001-192768号公报
专利文献7：国际公开第2007/15541号小册子
发明内容
发明要解决的问题
上述专利文献7中公开的技术在下述方面是优异的，热轧结束后不释放奥氏体中蓄积的加工应变，以加工应变作为驱动力使发生铁素体相变，由此形成微细粒组织，获得加工性和热稳定性提高的冷轧钢板。
然而，由于近年来的进一步高性能化的需求，寻求同时具有高强度、良好的延性、良好的加工硬化性和良好的拉伸凸缘性的熔融镀敷冷轧钢板。
本发明是针对这种要求而做出的。具体而言，本发明的课题是提供具有优异的延性、加工硬化性和拉伸凸缘性的拉伸强度为750MPa以上的高张力熔融镀敷冷轧钢板及其制造方法。
用于解决问题的方案
本发明人等对于化学组成和制造条件对高张力熔融镀敷冷轧钢板的机械特性造成的影响进行了深入研究，结果获得了如下（A）～（G）所述的认识。
（A）对于历经热轧之后立即通过水冷进行骤冷的所谓立即骤冷工艺而制造的热轧钢板、具体而言对于在自热轧结束起0.4秒钟以内骤冷到720℃以下的温度范围而制造的热轧钢板进行冷轧、退火时，随着退火温度的上升，冷轧钢板的延性和拉伸凸缘性提高，但退火温度过高时，存在奥氏体晶粒粗大化、退火钢板的延性和拉伸凸缘性急剧劣化的情况。
（B）使热轧的最终压下量加大时，能够抑制冷轧后在高温下进行退火时有可能发生的奥氏体晶粒的粗大化。其原因是不明确的，推断这是由于：(a)最终压下量越大，热轧钢板的金相组织中铁素体分数越是增加，并且铁素体越细粒化；(b)最终压下量越大，热轧钢板的金相组织中粗大的低温相变生成相越少；(c)铁素体晶界作为退火中由铁素体转化为奥氏体过程的成核位点发挥作用，因此微细的铁素体越多，成核频率越是升高，奥氏体越细粒化；(d)粗大的低温相变生成相在退火中形成粗大的奥氏体晶粒。
（C）立即骤冷后的卷取工序中使卷取温度升高时，能够抑制冷轧后在高温下进行退火时有可能发生的奥氏体晶粒的粗大化。另外，立即骤冷后的卷取工序中，在500以上且Ac1点以下的温度范围对降低卷取温度降低而卷取的热轧钢板进行退火之后冷轧、高温下进行退火的情况同样能够抑制奥氏体晶粒的粗大化。其原因是不明确的，但推断这是因为：(a)通过立即骤冷使热轧钢板细粒化，随着卷取温度的上升，热轧钢板中的铁碳化物的析出量显著增加，或者立即骤冷后在低温下进行卷取，从而在金相组织中形成微细的马氏体，进而将该热轧钢板退火，由此使微细的铁碳化物在金相组织中析出；(b)铁碳化物作为退火中由铁素体转化为奥氏体过程的成核位点发挥作用，因此铁碳化物的析出量越多，成核频率越是上升，奥氏体越细粒化；(c)未固溶的铁碳化物抑制奥氏体的晶粒生长，因此奥氏体细粒化。
（D）钢中的Si含量越多，防止奥氏体晶粒粗大化的效果越强。其原因是不明确的，但推断这是因为：(a)随着Si含量的增加，铁碳化物微细化，其数密度增加；(b)由此，由铁素体转化为奥氏体过程的成核频率进一步升高；(c)未固溶的铁碳化物增加，所以奥氏体的晶粒生长被进一步抑制，奥氏体进一步细粒化。
（E）边抑制奥氏体晶粒的粗大化边在高温下均热后冷却时，获得了以微细的低温相变生成相为主相、第二相中包含微细的残留奥氏体的金相组织。
（F）通过抑制粒径1.2μm以上的粗大的残留奥氏体晶粒的生成，以低温相变生成相为主相的钢板的拉伸凸缘性得到提高。其原因是不明确的，但推断这是因为：(a)残留奥氏体通过加工转化为硬质的马氏体，残留奥氏体晶粒粗大时，马氏体晶粒也变得粗大，应力集中加强，与母相的界面处容易产生空隙，成为裂纹的起点；(b)粗大的残留奥氏体晶粒由于在加工的初期阶段发生马氏体化，因此相比于微细的残留奥氏体晶粒，更容易成为裂纹的起点。
（G）随着退火温度的上升，显现出低温相变生成相的分数增加、加工硬化性劣化的倾向，通过抑制粒径1.2μm以上的粗大的残留奥氏体晶粒的生成，对于以低温相变生成相为主相的钢板，可以防止加工硬化性的劣化。其原因是不明确的，但推断这是因为：(a)粗大的残留奥氏体晶粒由于在应变低于5%的加工初期阶段发生马氏体化，因此对于应变为5～10%的n值的上升基本没有贡献；(b)抑制粗大的残留奥氏体晶粒的生成时，5%以上的高应变范围下发生马氏体化的微细的残留奥氏体晶粒增加。
从以上结果可以判明，对于含有一定量以上Si的钢进行提高最终压下量地热轧之后，立即骤冷，高温下卷取为卷状或者低温下卷取且在规定温度下实施热轧板退火，然后冷轧，在高温下进行退火后冷却，由此获得下述熔融镀敷冷轧钢板，其具有主相为低温相变生成相、第二相中包含残留奥氏体、粒径1.2μm以上的粗大的残留奥氏体晶粒少的金相组织，延性、加工硬化特性和拉伸凸缘性优异。
本发明是一种熔融镀敷冷轧钢板，其特征在于，其是在冷轧钢板的表面具有熔融镀层的熔融镀敷冷轧钢板，前述冷轧钢板具有按质量%计C：超过0.10%且低于0.25%、Si：超过0.50%且低于2.0%、Mn：超过1.50%且3.0%以下、P：低于0.050%、S：0.010%以下、sol.Al：0%以上且0.50%以下、N：0.010%以下、Ti：0%以上且低于0.040%、Nb：0%以上且低于0.030%、V：0%以上且0.50%以下、Cr：0%以上且1.0%以下、Mo：0%以上且低于0.20%、B：0%以上且0.010%以下、Ca：0%以上且0.010%以下、Mg：0%以上且0.010%以下、REM：0%以上且0.050%以下、Bi：0%以上且0.050%以下、以及余量为Fe和杂质的化学组成，且具有主相为低温相变生成相、第二相中包含残留奥氏体的金相组织，前述残留奥氏体相对于全部组织的体积分数超过4.0%且低于25.0%、平均粒径小于0.80μm，前述残留奥氏体中粒径为1.2μm以上的残留奥氏体晶粒的数密度为3.0×10-2个/μm2以下。
所述化学组成优选含有选自下述组中的至少一种元素（%为质量%）：
(a)选自由Ti：0.005%以上且低于0.040%、Nb：0.005%以上且低于0.030%和V：0.010%以上且0.50%以下组成的组中的一种或两种以上；
(b)选自由Cr：0.20%以上且1.0%以下、Mo：0.05%以上且低于0.20%和B：0.0010%以上且0.010%以下组成的组中的一种或两种以上；以及
(c)选自由Ca：0.0005%以上且0.010%以下、Mg：0.0005%以上且0.010%以下、REM：0.0005%以上且0.050%以下和Bi：0.0010%以上且0.050%以下组成的组中的一种或两种以上。
本发明将具有主相为低温相变生成相、第二相中包含残留奥氏体的金相组织的冷轧钢板作为基材的熔融镀敷冷轧钢板可以通过下述制造方法1或2来制造：
[制造方法1]特征在于具有下述工序（A）～（D）的方法：
（A）热轧工序，对具有上述化学组成的板坯实施最后一道的压下率超过15%、在（Ar3点+30℃）以上且超过880℃的温度范围结束轧制的热轧，形成热轧钢板，在上述轧制结束后0.40秒钟以内将上述热轧钢板冷却到720℃以下的温度范围，在超过400℃的温度范围进行卷取；
（B）冷轧工序，对上述热轧钢板实施冷轧而形成冷轧钢板；
（C）退火工序，在超过Ac3点的温度范围对上述冷轧钢板实施均热处理后，冷却至450℃以下且340℃以上的温度范围，在该温度范围保持15秒钟以上；以及
（D）熔融镀敷工序，对由上述退火工序获得的冷轧钢板实施熔融镀敷。
[制造方法2]特征在于具有下述工序(a)～(e)的方法：
(a)热轧工序，对具有上述化学组成的板坯实施最后一道的压下率超过15%、在（Ar3点+30℃）以上且超过880℃的温度范围结束轧制的热轧，形成热轧钢板，在上述轧制结束后0.40秒钟以内将上述热轧钢板冷却到720℃以下的温度范围，在低于200℃的温度范围进行卷取；
(b)热轧板退火工序，在500℃以上且低于Ac1点的温度范围对上述热轧钢板实施退火；
(c)冷轧工序，对由上述热轧板退火工序获得的热轧钢板实施冷轧而形成冷轧钢板；
(d)退火工序，在超过Ac3点的温度范围对上述冷轧钢板实施均热处理后，冷却至450℃以下且340℃以上的温度范围，在该温度范围保持15秒钟以上；以及
(e)熔融镀敷工序，对由上述退火工序获得的冷轧钢板实施熔融镀敷。
根据本发明，获得具有能够适应压制成型等加工的充分的延性、加工硬化性和拉伸凸缘性的高张力熔融镀敷冷轧钢板。因此，本发明通过汽车车身的轻量化而能够有助于解决地球环境问题等，对产业发展的贡献很大。
具体实施方式
以下详细描述本发明的熔融镀敷冷轧钢板中冷轧钢板的金相组织和化学组成以及能够有效、稳定且经济地制造该冷轧钢板和熔融镀敷钢板的制造方法中的轧制、退火、镀敷条件等。
1.金相组织
作为本发明所述的熔融镀敷冷轧钢板的基材的冷轧钢板具有如下的金相组织：主相为低温相变生成相，第二相中包含残留奥氏体，该残留奥氏体相对于全部组织的体积分数超过4.0%且低于25.0%、平均粒径小于0.80μm，该残留奥氏体中粒径1.2μm以上的残留奥氏体晶粒的数密度为3.0×10-2个/μm2以下。
主相是指体积分数最大的相或组织，第二相是指主相以外的相和组织。
低温相变生成相是指马氏体、贝氏体等通过低温相变而生成的相和组织。作为这些以外的低温相变生成相，可列举出贝氏体铁素体。贝氏体铁素体在位错密度高的方面与多边形铁素体相区别，在内部或边界处没有铁碳化物析出的方面与贝氏体相区别。贝氏体铁素体是指所谓板条状或板状的贝氏体铁素体和块状的颗粒贝氏体铁素体。该低温相变生成相还可以包含两种以上的相和组织，具体而言包含马氏体和贝氏体铁素体。低温相变生成相包含两种以上的相和组织时，将这些相和组织的总体积分数作为低温相变生成相的体积分数。
接下来说明如上所述地限定作为镀敷基材的冷轧钢板的金相组织的理由。其中，冷轧钢板意指包括对于由热轧获得的热轧钢板进行冷轧的冷轧钢板以及此后实施了退火的退火冷轧钢板这两者。
之所以设定为主相为低温相变生成相、第二相中包含残留奥氏体的组织，是因为适合在保持拉伸强度的同时提高延性、加工硬化性和拉伸凸缘性。主相为并非低温相变生成相的多边形铁素体时，难以确保拉伸强度和拉伸凸缘性。
残留奥氏体相对于全部组织的体积分数超过4.0%且低于25.0%。残留奥氏体的体积分数为4.0%以下时，延性变得不充分，而为25.0%以上时，拉伸凸缘性的劣化变得显著。残留奥氏体的体积分数优选超过6.0%，进一步优选超过8.0%，特别优选超过10.0%。另一方面，残留奥氏体的体积分数过剩时，拉伸凸缘性劣化。因此，残留奥氏体的体积分数优选低于18.0%，进一步优选低于16.0%，特别优选低于14.0%。
残留奥氏体的平均粒径小于0.80μm。在将具有以低温相变生成相作为主相、第二相中包含残留奥氏体的金相组织的冷轧钢板作为基材的熔融镀敷钢板中，残留奥氏体的平均粒径为0.80μm以上时，延性、加工硬化性和拉伸凸缘性显著劣化。残留奥氏体的平均粒径优选小于0.70μm，更优选小于0.60μm。对残留奥氏体的平均粒径的下限没有特别限制，但为了微细化至0.15μm以下，需要显著提高热轧的最终压下率，制造负担显著增高。因此，残留奥氏体的平均粒径的下限优选超过0.15μm。
在将具有以低温相变生成相作为主相、第二相中包含残留奥氏体的金相组织的冷轧钢板作为基材的熔融镀敷钢板中，即使残留奥氏体的平均粒径小于0.80μm，但粒径1.2μm以上的粗大的残留奥氏体晶粒大量存在时，加工硬化性和拉伸凸缘性受损。因此，粒径1.2μm以上的残留奥氏体晶粒的数密度设定为3.0×10-2个/μm2以下。粒径1.2μm以上的残留奥氏体晶粒的数密度优选为2.0×10-2个/μm2以下。该数密度进一步优选为1.8×10-2个/μm2以下，特别优选为1.6×10-2个/μm2以下。
为了进一步提高延性与加工硬化性的平衡，残留奥氏体的平均碳浓度优选为0.80%以上。进一步优选为0.84%以上。另一方面，残留奥氏体的平均碳浓度过剩时，拉伸凸缘性劣化。因此，残留奥氏体的平均碳浓度优选低于1.7%。更优选低于1.6%，进一步优选低于1.4%，特别优选低于1.2%。
为了进一步提高延性和加工硬化性，优选的是第二相中除了残留奥氏体以外还包含多边形铁素体。多边形铁素体相对于全部组织的体积分数优选超过2.0%。另一方面，多边形铁素体的体积分数过剩时，拉伸凸缘性劣化。因此，多边形铁素体的体积分数优选低于40.0%。更优选低于30%，进一步优选低于24.0%，特别优选低于20.0%，最优选低于18.0%。
为了提高拉伸强度和加工硬化性，优选的是低温相变生成相包含马氏体。该情况下，马氏体相对于全部组织的体积分数优选超过1.0%。进一步优选超过2.0%。另一方面，马氏体的体积分数过剩时，拉伸凸缘性劣化。因此，马氏体在全部组织中所占的体积分数优选低于15.0%。更优选低于10.0%，特别优选低于8.0%，最优选低于6.0%。
本发明的熔融镀敷冷轧钢板的基材冷轧钢板的金相组织如下测定。即，关于低温相变生成相和多边形铁素体的体积分数，从熔融镀敷钢板中采集试验片，对于与轧制方向平行的纵截面进行研磨，用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀处理之后，在距钢板表面（镀敷面与基材钢板的界面，以下相同）的板厚1/4深度位置处使用SEM观察金相组织，通过图像处理，测定低温相变生成相和多边形铁素体的面积分数，以面积分数与体积分数相等的方式求出各自的体积分数。
关于残留奥氏体的体积分数和平均碳浓度，从熔融镀敷钢板中采集试验片，将轧制面化学研磨至距钢板表面的板厚1/4深度位置处，使用XRD分别测定X射线衍射强度和衍射角而求出。
残留奥氏体晶粒的粒径和残留奥氏体的平均粒径如下测定。即，从熔融镀敷钢板中采集试验片，对于与轧制方向平行的纵截面进行电解研磨，在距钢板表面的板厚1/4深度位置处使用具有EBSP的SEM观察金相组织。观察由面心立方晶型晶体结构构成的相（fcc相），将被母相包围的区域视作一个残留奥氏体晶粒，通过图像处理，测定残留奥氏体晶粒的数密度（每单位面积的晶粒数）和各个残留奥氏体晶粒的面积分数。由视场中各个残留奥氏体晶粒所占的面积求出各个奥氏体晶粒的圆当量直径，将它们的平均值作为残留奥氏体的平均粒径。
利用EBSP的组织观察中，在大小为板厚方向50μm以上、轧制方向100μm以上的区域中，间隔0.1μm地照射电子束，进行相的判定。将所得测定数据内可靠性指数（Confidence Index）为0.1以上的数据作为有效数据，用于粒径测定。另外，为了防止由于测定噪声而使残留奥氏体的粒径被过小评价，仅以圆当量直径0.15μm以上的残留奥氏体晶粒作为有效晶粒来进行平均粒径的计算。
在本发明中，在距基材钢板与镀层的边界的基材钢板的板厚1/4深度位置处规定上述金相组织。
作为基于以上的金相组织方面的特征所能实现的机械特性，本发明的熔融镀敷冷轧钢板为了确保冲击吸收性，优选的是与轧制方向正交的方向的拉伸强度（TS）为750MPa以上，进一步优选为850MPa以上，特别优选为950MPa以上。另一方面，为了确保延性，TS优选低于1180MPa。
从压制成型性的观点考虑，将根据下述式（1）将与轧制方向正交的方向的总伸长率（El0）换算为相当于板厚1.2mm的总伸长率而获得的值设为El、将根据日本工业标准JIS Z2253使应变范围为5～10%并使用5%和10%这两点的公称应变及与它们对应的试验力算出的加工硬化指数设为n值、将根据日本钢铁联盟标准JFST1001测定的扩孔率设为λ时，优选的是，TS×El的值为18000MPa%以上，TS×n值的值为150MPa以上，TS1.7×λ的值为4500000MPa1.7%以上，(TS×El)×7×103+(TS1.7×λ)×8的值为180×106以上。
El=El0×(1.2/t0)0.2        （1）
其中，式中的El0表示使用JIS5号拉伸试验片测定的总伸长率的实测值，t0表示用于测定的JIS5号拉伸试验片的板厚，El是相当于板厚为1.2mm时的总伸长率的换算值。
TS×El是用于由强度与总伸长率的平衡来评价延性的指标，TS×n值是用于由强度与加工硬化指数的平衡来评价加工硬化性的指标，TS1.7×λ是用于由强度与扩孔率的平衡来评价扩孔性的指标。(TS×El)×7×103+(TS1.7×λ)×8是用于评价组合了伸长率和扩孔性的成型性即所谓拉伸凸缘成形性的指标。
进一步优选的是，TS×El的值为20000MPa%以上，TS×n值的值为160MPa以上，TS1.7×λ的值为5500000MPa1.7%以上，(TS×El)×7×103+(TS1.7×λ)×8的值为190×106以上。特别优选的是(TS×El)×7×103+(TS1.7×λ)×8的值为200×106以上。
因为将汽车部件压制成型时发生的应变为5～10%左右，因此加工硬化指数用拉伸试验中对应于应变范围5～10%的n值表示。钢板的总伸长率高而n值低的情况下，在汽车部件的压制成型中，应变传播性不充分，容易发生局部板厚减少等成型不良。另外，从形状保持性的观点出发，屈服比优选低于80%，进一步优选低于75%，特别优选低于70%。
2.钢的化学组成
C：超过0.10%且低于0.25%
C含量为0.10%以下时，难以获得上述金相组织。因此，C含量设定为超过0.10%。优选超过0.12%，进一步优选超过0.14%，特别优选超过0.16%。另一方面，C含量为0.25%以上时，不仅钢板的拉伸凸缘性受损，而且焊接性劣化。因此，C含量设定为低于0.25%。优选为0.23%以下，进一步优选为0.21%以下，特别优选为0.19%以下。
Si：超过0.50%且低于2.0%
Si通过抑制退火中的奥氏体晶粒生长而具有改善延性、加工硬化性和拉伸凸缘性的作用。另外，具有提高奥氏体的稳定性的作用，对于获得上述金相组织来说是有效的元素。Si含量为0.50%以下时，难以获得上述作用产生的效果。因此，Si含量设定为超过0.50%。优选超过0.70%，进一步优选超过0.90%，特别优选超过1.20%。另一方面，Si含量为2.0%以上时，钢板的表面性状劣化。此外，镀敷性显著劣化。因此，Si含量设定为低于2.0%。优选低于1.8%，进一步优选低于1.6%，特别优选低于1.4%。
后述的含有Al的情况下，Si含量与sol.Al含量优选满足下述式（2），进一步优选满足下述式（3），特别优选满足下述式（4）。
Si+sol.Al＞0.60    （2）
Si+sol.Al＞0.90    （3）
Si+sol.Al＞1.20    （4）
其中，式中的Si是以质量%表示的钢中的Si含量，sol.Al是以质量%表示的酸可溶性的Al含量。
Mn：超过1.50%且3.0%以下
Mn具有提高钢的淬火性的作用，对于获得上述金相组织来说是有效的元素。Mn含量为1.50%以下时，难以获得上述金相组织。因此，Mn含量设定为超过1.50%。优选超过1.60%，进一步优选超过1.80%，特别优选超过2.0%。Mn含量过剩时，热轧钢板的金相组织中，沿轧制方向伸展的粗大的低温相变生成相生成，冷轧和退火后的金相组织中，粗大的残留奥氏体晶粒增加，加工硬化性和拉伸凸缘性劣化。因此，Mn含量设定为3.0%以下。优选低于2.70%，更优选低于2.50%，特别优选低于2.30%。
P：低于0.050%
P是作为杂质在钢中含有的元素，在晶界处偏析而使钢脆化。因此，P含量越少越优选。因此，P含量设定为低于0.050%。优选低于0.030%，进一步优选低于0.020%，特别优选低于0.015%。
S：0.010%以下
S是作为杂质在钢中含有的元素，形成硫化物系夹杂物，使拉伸凸缘性劣化。因此，S含量越少越优选。因此，S含量设定为0.010%以下。优选低于0.005%，进一步优选低于0.003%，特别优选低于0.002%。
sol.Al：0.50%以下
Al具有使钢水脱氧的作用。在本发明中，由于含有与Al同样具有脱氧作用的Si，因此并不一定需要含有Al。即，可以是杂质水平。出于促进脱氧的目的而含有时，可以含有0.0050%以上的sol.Al。sol.Al含量进一步优选超过0.020%。另外，Al与Si同样地具有提高奥氏体的稳定性的作用，对于获得上述金相组织来说是有效的元素，因此出于该目的也可以含有Al。该情况下，sol.Al含量优选超过0.040%，进一步优选超过0.050%，特别优选超过0.060%。另一方面，sol.Al含量过高时，不仅容易发生氧化铝引起的表面瑕疵，而且相变点大幅上升，难以获得以低温相变生成相作为主相的金相组织。因此，sol.Al含量设定为0.50%以下。优选低于0.30%，进一步优选低于0.20%，特别优选低于0.10%。
N：0.010%以下
N是作为杂质在钢中含有的元素，使延性劣化。因此，N含量越少越优选。因此，N含量设定为0.010%以下。优选为0.006%以下，进一步优选为0.005%以下，特别优选为0.003%以下。
本发明的钢板还可以含有下列元素作为任意元素。
选自由Ti：低于0.040%、Nb：低于0.030%和V：0.50%以下组成的组中的一种或两种以上
Ti、Nb和V具有通过抑制热轧工序中再结晶而增大加工应变、将热轧钢板的组织微细化的作用。另外，具有以碳化物或氮化物形式析出、抑制退火中的奥氏体的粗大化的作用。因此，可以含有这些元素中的一种或两种以上。然而，即使过量含有这些元素，上述作用产生的效果已饱和，从而变得不经济。不仅如此，退火时的再结晶温度上升，退火后的金相组织变得不均一，拉伸凸缘性也受损。此外，碳化物或氮化物的析出量增加，屈服比上升，形状保持性也劣化。因此，Ti含量设定为低于0.040%，Nb含量设定为低于0.030%，V含量设定为0.50%以下。Ti含量优选低于0.030%、进一步优选低于0.020%，Nb含量优选低于0.020%、进一步优选低于0.012%，V含量优选为0.30%以下、进一步优选低于0.050%。另外，Nb+Ti×0.2值优选低于0.030%，进一步优选低于0.020%。
为了更可靠地获得上述作用产生的效果，优选满足Ti：0.005%以上、Nb：0.005%以上和V：0.010%以上中的任一者。含有Ti时，Ti含量进一步优选为0.010%以上，含有Nb时，Nb含量进一步优选为0.010%以上，含有V时，V含量进一步优选为0.020%以上。
选自由Cr：1.0%以下、Mo：低于0.20%和B：0.010%以下组成的组中的一种或两种以上
Cr、Mo和B具有提高钢的淬火性的作用，对于获得上述金相组织来说是有效的元素。因此，可以含有这些元素中的一种或两种以上。然而，即使过量含有这些元素，上述作用产生的效果已饱和，从而变得不经济。因此，Cr含量设定为1.0%以下，Mo含量设定为低于0.20%，B含量设定为0.010%以下。Cr含量优选为0.50%以下，Mo含量优选为0.10%以下，B含量优选为0.0030%以下。为了更可靠地获得上述作用产生的效果，优选满足Cr：0.20%以上、Mo：0.05%以上和B：0.0010%以上中的任一者。
选自由Ca：0.010%以下、Mg：0.010%以下、REM：0.050%以下和Bi：0.050%以下组成的组中的一种或两种以上
Ca、Mg和REM通过调整夹杂物的形状而具有改善拉伸凸缘性的作用，Bi通过将凝固组织微细化也具有改善拉伸凸缘性的作用。因此，可以含有这些元素中的一种或两种以上。然而，即使过量含有这些元素，上述作用产生的效果已饱和，从而变得不经济。因此，Ca含量设定为0.010%以下，Mg含量设定为0.010%以下，REM含量设定为0.050%以下，Bi含量设定为0.050%以下。优选的是，Ca含量为0.0020%以下，Mg含量为0.0020%以下，REM含量为0.0020%以下，Bi含量为0.010%以下。为了更可靠地获得上述作用，优选满足Ca：0.0005%以上、Mg：0.0005%以上、REM：0.0005%以上和Bi：0.0010%以上中的任一者。其中，REM是指稀土元素，是Sc、Y和镧系的总计17种元素的总称，REM含量是这些元素的总含量。
3.熔融镀层
作为熔融镀层，可例示出熔融锌镀层、合金化熔融锌镀层、熔融铝镀层、熔融Zn-Al合金镀层、熔融Zn-Al-Mg合金镀层、熔融Zn-Al-Mg-Si合金镀层等。例如，在镀层为合金化熔融锌镀层时，镀敷膜中的Fe浓度优选为7%以上且15%以下。作为熔融Zn-Al合金镀层，可例示出熔融Zn-5%Al合金镀层和熔融Zn-55%Al合金镀层。
对镀层附着量没有特别限制，可以与以往相同。例如，每面为25g/m2以上且200g/m2以下即可。在镀层为合金化熔融锌镀层时，从抑制粉化的观点考虑，优选每面为25g/m2以上且60g/m2以下。
为了进一步提高耐蚀性、涂装性等，镀敷后还可以实施选自铬酸处理、磷酸盐处理、硅酸盐系无铬化学转化处理、树脂覆膜涂布等的单层或多层的后处理。
4.制造方法
首先，制造作为基材的具有上述金相组织和化学组成的冷轧钢板。
具体而言，将具有上述化学组成的钢通过公知的手段熔炼之后，通过连铸法制成钢锭或者通过任意铸造法制成钢锭，然后通过初轧方法等来制成钢坯。在连铸工序中，为了抑制夹杂物引起的表面缺陷的发生，优选在铸模内使钢水中发生电磁搅拌等的外部附加的流动。钢锭或钢坯可以先冷却再加热而供于热轧，也可以将连铸后的处于高温状态的钢锭或初轧后的处于高温状态的钢坯直接或保温后或者进行辅助加热之后供于热轧。在本说明书中，将这种钢锭和钢坯作为热轧的原料并统称为“板坯”。
为了防止奥氏体的粗大化，供于热轧的板坯的温度优选低于1250℃，更优选为1200℃以下。对于供于热轧的板坯的温度的下限不必特别限制，如后述地为能够在（Ar3点+30℃）以上且超过880℃的温度范围结束热轧的温度即可。
为了在轧制结束之后使奥氏体相变从而将热轧钢板的金相组织微细化，使热轧在（Ar3点+30℃）以上且超过880℃的温度范围结束。轧制结束的温度过低时，热轧钢板的金相组织中，沿轧制方向伸展的粗大的低温相变生成相生成，冷轧和退火后的金相组织中，粗大的残留奥氏体晶粒增加，加工硬化性和拉伸凸缘性容易劣化。因此，热轧的结束温度设定为（Ar3点+30℃）以上且超过880℃。优选为（Ar3点+50℃）以上，更优选为（Ar3点+70℃）以上，特别优选为（Ar3点+90℃）以上。另一方面，轧制结束的温度过高时，加工应变的蓄积变得不充分，难以将热轧钢板的组织微细化。因此，热轧的结束温度优选低于950℃，进一步优选低于920℃。另外，为了减轻制造负担，优选提高热轧的结束温度而使轧制负荷降低。从该观点出发，优选将热轧的结束温度设定为（Ar3点+50℃）以上且超过900℃。
其中，热轧由粗轧和精轧构成时，为了在上述温度结束精轧，还可以在粗轧与精轧之间加热粗轧材。此时，理想的是，通过以使得粗轧材后端的温度高于前端的方式进行加热，将精轧开始时的粗轧材的总长范围内的温度变动抑制在140℃以下。由此，卷材内的制品特性的均一性提高。
粗轧材的加热方法使用公知的手段进行即可。例如，可以在粗轧机与精轧机之间设置电磁线圈式感应加热装置，根据该感应加热装置上游侧的粗轧材纵向的温度分布等来控制加热升温量。
关于热轧的压下率，按板厚减少率计将最后一道的压下率设定为超过15%。这是为了使奥氏体中引入的加工应变量增加，将热轧钢板的金相组织微细化，抑制冷轧和退火后的金相组织中粗大的残留奥氏体晶粒的生成，并且将多边形铁素体微细化。最后一道的压下率优选设定为超过25%，进一步优选设定为超过30%，特别优选设定为超过40%。压下率过高时，轧制负荷上升，轧制变得困难。因此，最后一道的压下率优选设定为低于55%，更优选设定为低于50%。为了降低轧制负荷，可以进行在轧辊与钢板之间供给轧制用油使摩擦系数降低来轧制的所谓润滑轧制。
热轧之后，在轧制结束后0.4秒钟以内骤冷到720℃以下的温度范围。这是为了抑制通过轧制引入到奥氏体中的加工应变的释放，以加工应变作为驱动力使奥氏体相变，将热轧钢板的组织微细化，抑制冷轧和退火后的金相组织中粗大的残留奥氏体晶粒的生成，并且将多边形铁素体微细化。优选在轧制结束后0.30秒钟以内骤冷到720℃以下的温度范围，进一步优选在轧制结束后0.20秒钟以内骤冷到720℃以下的温度范围。
停止骤冷的温度越低，热轧钢板的组织越细粒化，因此优选的是轧制结束后骤冷至700℃以下的温度范围，进一步优选的是轧制结束后骤冷至680℃以下的温度范围。另外，骤冷中的平均冷却速度越快，越能够抑制加工应变的释放，因此优选将骤冷中的平均冷却速度设定为400℃/s以上。由此，可以将热轧钢板的组织进一步微细化。优选将骤冷中的平均冷却速度设定为600℃/s以上，进一步优选设定为800℃/s以上。另外，对于从轧制结束到开始骤冷的时间及期间的冷却速度不必特别规定。
对进行骤冷的设备没有特别规定，工业上适合使用水量密度高的喷水装置，可例示出在轧板输送辊之间配置喷水头、从轧板上下喷射充分水量密度的高压水的方法。
骤冷停止后，经过以下任一过程获得热轧钢板：
（1）将骤冷停止后的钢板在超过400℃的温度范围卷取；或者
（2）将骤冷停止后的钢板在低于200℃的温度范围卷取后，在500℃以上且低于Ac1点的温度范围进行退火。
在上述（1）的实施方式中，之所以在超过400℃的温度范围卷取钢板，是因为卷取温度为400℃以下时，热轧钢板中铁碳化物未充分析出，冷轧和退火后的金相组织中粗大的残留奥氏体晶粒生成，并且多边形铁素体粗大化。卷取温度优选超过500℃，进一步优选超过520℃，特别优选超过550℃。另一方面，卷取温度过高时，热轧钢板中铁素体变得粗大，冷轧和退火后的金相组织中粗大的残留奥氏体晶粒生成。因此，卷取温度优选设定为低于650℃，进一步优选设定为低于620℃。
上述（2）的实施方式的情况下，之所以在低于200℃的温度范围卷取钢板、在500℃以上且低于Ac1点的温度范围对热轧钢板实施退火，是因为卷取温度为200℃以上时，马氏体的生成变得不充分。卷取后的退火温度低于500℃时，铁碳化物未充分析出，为Ac1点以上时，铁素体变得粗大，冷轧和退火后的金相组织中粗大的残留奥氏体晶粒生成。
上述（2）的实施方式的情况下，经过热轧、卷取的热轧钢板根据需要按照公知的方法实施脱脂等处理之后进行退火。对热轧钢板实施的退火称为热轧板退火，将热轧板退火后的钢板称为热轧退火钢板。在热轧板退火之前，还可以通过酸洗等进行除氧化皮。对热轧板退火的保持时间不必特别限制。经过适当的立即骤冷工艺所制造的热轧钢板由于金相组织是微细的，因而不长时间保持也无妨。保持时间延长时，生产率下降，因此保持时间的上限优选少于20小时。进一步优选少于10小时，特别优选少于5小时。
上述（1）和（2）的任一实施方式中，均对从骤冷停止到卷取的条件没有特别限制，骤冷停止后，优选在720～600℃的温度范围保持1秒钟以上。进一步优选保持2秒钟以上，特别优选保持5秒钟以上。由此，促进微细的铁素体的生成。另一方面，保持时间太长时，生产率受损，因此优选将在720～600℃的温度范围的保持时间的上限设定为10秒钟以内。在720～600℃的温度范围保持后，为了防止所生成的铁素体粗大化，优选以20℃/s以上的冷却速度冷却到卷取温度。
经过上述（1）或（2）的过程获得的热轧钢板在通过酸洗等除去氧化皮之后按照常法进行冷轧。关于冷轧，为了促进再结晶使冷轧和退火后的金相组织均一化、进一步提高拉伸凸缘性，优选将冷压率（冷轧的压下率）设定为40%以上。冷压率过高时，轧制负荷增大，轧制变得困难，因此优选将冷压率的上限设定为低于70%，更优选低于60%。
由冷轧工序获得的冷轧钢板根据需要按照公知的方法实施脱脂等处理之后进行退火。退火中的均热温度的下限设定为超过Ac3点。这是为了获得主相是低温相变生成相、第二相中包含残留奥氏体的金相组织。然而，均热温度过高时，奥氏体过度粗大化，延性、加工硬化性和拉伸凸缘性容易劣化。因此，均热温度的上限优选设定为低于（Ac3点+100℃）。进一步优选设定为低于（Ac3点+50℃），特别优选设定为低于（Ac3点+20℃）。
对均热温度下的保持时间（均热时间）不必特别限定，但为了获得稳定的机械特性，优选设定为超过15秒钟，进一步优选设定为超过60秒钟。另一方面，保持时间太长时，奥氏体过度粗大化，延性、加工硬化性和拉伸凸缘性容易劣化。因此，保持时间优选设定为低于150秒钟，更优选设定为低于120秒钟。
退火的加热过程中，为了促进再结晶而使退火后的金相组织均一化，进一步提高拉伸凸缘性，优选将从700℃到均热温度的加热速度设定为低于10.0℃/s。更优选设定为低于8.0℃/s，特别优选设定为低于5.0℃/s。
退火的均热后的冷却过程中，为了获得以低温相变生成相为主相的金相组织，优选的是650～500℃的温度范围以15℃/s以上的冷却速度进行冷却。进一步优选的是650～450℃的温度范围以15℃/s以上的冷却速度进行冷却。冷却速度越快，低温相变生成相的体积分数越高，因此进一步将冷却速度设定为20℃/s以上，特别优选设定为40℃/s以上。另一方面，冷却速度过快时，钢板的形状受损，因此优选将650～500℃的温度范围的冷却速度设定为200℃/s以下。进一步优选低于150℃/s，特别优选低于130℃/s。
促进微细的多边形铁素体的生成、提高延性和加工硬化性的情况下，优选以低于5.0℃/s的冷却速度自均热温度起冷却50℃以上。均热后的冷却速度更优选低于3.0℃/s。特别优选低于2.0℃/s。另外，为了进一步增加多边形铁素体的体积分数，优选以低于5.0℃/s的冷却速度自均热温度起冷却80℃以上，进一步优选冷却100℃以上，特别优选冷却120℃以上。
另外，为了确保残留奥氏体量，在450～340℃的温度范围保持15秒钟以上。为了提高残留奥氏体的稳定性，进一步提高延性、加工硬化性和拉伸凸缘性，优选将保持温度范围设定为430～360℃。另外，保持时间越长，残留奥氏体的稳定性越高，因此将保持时间设为30秒钟以上。优选为40秒钟以上，进一步优选为50秒钟以上。保持时间过长时，不仅生产率受损，而且残留奥氏体的稳定性反而会降低，因此优选设定为500秒以下，更优选为400秒以下，特别优选为200秒以下，最优选为100秒以下。
对这样制造的退火后的冷轧钢板实施熔融镀敷。关于熔融镀敷，用上述方法进行至冷轧钢板的退火工序，根据需要将钢板再加热之后，进行熔融镀敷处理。熔融镀敷处理的条件根据熔融镀敷种类采用通常应用的条件即可。
熔融镀敷为熔融镀锌、熔融Zn-Al合金镀敷的情况下，与通常的熔融镀敷生产线所用的条件同样，在450℃以上且620℃以下的温度范围实施熔融镀敷，在钢板表面形成熔融锌镀层或熔融Zn-Al合金镀层即可。
另外，熔融镀锌处理后，可以实施将熔融锌镀层合金化的合金化处理。该情况下，镀浴中Al浓度优选控制在0.08～0.15%。在镀浴中，除了Zn和Al以外，含有0.1%以下的Fe、V、Mn、Ti、Nb、Ca、Cr、Ni、W、Cu、Pb、Sn、Cd、Sb、Si、Mg也无大碍。另外，合金化处理温度优选设定为470℃以上且570℃以下。合金化处理温度低于470℃时，合金化速度显著下降，合金化处理所需的时间增加，有可能导致生产率降低。另外，合金化处理温度超过570℃时，镀层的合金化速度显著增大，有可能导致合金化熔融锌镀层的脆化。更优选为550℃以下。熔融镀敷后，由于浸渍和冷却时在钢材与熔融金属之间发生元素的相互扩散，因此经过冷却的钢板表面上的覆膜的组成通常为Fe浓度稍高于镀浴组成的组成。合金化熔融镀锌积极地利用该相互扩散，覆膜中的Fe浓度为7～15%。
对镀层附着量没有特别限制，一般优选每面为25～200g/m2。合金化熔融镀锌的情况下，担心粉化，因此镀层附着量优选每面为25～60g/m2。熔融镀敷典型的是两面镀敷，但也可以是单面镀敷。
这样获得的熔融镀敷冷轧钢板还可以按照常法进行平整轧制。然而，平整轧制的伸长率高时，导致延性的劣化，因此平整轧制时的伸长率优选为1.0%以下。伸长率进一步优选为0.5%以下。
熔融镀敷冷轧钢板为了进一步提高其耐蚀性还可以实施本领域技术人员公知的化学转化处理。化学转化处理优选使用不含铬的处理液来实施。作为这种化学转化处理的一个例子，可列举出形成二氧化硅覆膜。
实施例
参照实施例来更具体地说明本发明。
使用实验用真空熔化炉，将具有表1所示化学组成的钢熔化、铸造。通过热锻造将这些钢锭制成厚度30mm的钢坯。使用电热炉将钢坯加热至1200℃并保持60分钟之后，按照表2所示的条件进行热轧。
具体而言，使用实验用热轧机，在Ar3点+30℃以上且超过880℃的温度范围进行6道轧制，精加工为厚度2mm。最后一道的压下率按板厚减少率计为11～42%。热轧后，使用水喷淋以各种冷却条件冷却至650～720℃，放冷5～10秒钟之后，以60℃/s的冷却速度冷却至各种温度，将该温度作为卷取温度。除了卷取温度为室温的钢板以外，装入到保持在卷取温度的电热炉中，保持30分钟之后，以20℃/h的冷却速度炉中冷却到室温从而模拟卷取后的缓慢冷却，由此获得热轧钢板。另外，对于卷取温度为室温的钢板，除去一部分以外，以50℃/h的升温速度从室温加热至属于低于Ac1点的温度范围的600℃，此后以20℃/h的冷却速度冷却到室温，实施热轧板退火。
将所得热轧钢板酸洗，形成冷轧母材，以压下率50%实施冷轧，获得厚度1.0mm的冷轧钢板。使用连续退火模拟实验机，以10℃/s的加热速度将所得冷轧钢板加热至550℃，然后以2℃/s的加热速度加热至表2所示的各种温度，均热95秒钟。此后，以2℃/s的冷却速度冷却到表2所示的各种一次冷却停止温度，将冷却速度设定为40℃/s，冷却到表2所示的各种二次冷却停止温度，接着在二次冷却停止温度下保持60～330秒钟，进行相当于退火工序的热处理之后，实施相当于在460℃的熔融锌镀浴中浸渍的热处理和相当于500～520℃的合金化处理的热处理，冷却到室温，获得相当于退火后经过合金化熔融镀锌的热处理的退火钢板。
[表1]
Figure BDA0000473818710000231
[表2]
Figure BDA0000473818710000241
从退火钢板中采集SEM观察用试验片，对与轧制方向平行的纵截面进行研磨之后，用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀处理，观察距钢板表面的板厚1/4深度位置处的金相组织，通过图像处理，测定低温相变生成相和多边形铁素体的体积分数。另外，将所有多边形铁素体所占的面积除以多边形铁素体的晶粒数，求出多边形铁素体的平均粒径（圆当量直径）。
另外，从退火钢板中采集XRD测定用试验片，化学研磨轧制面直至距钢板表面的板厚1/4深度位置处，然后进行X射线衍射试验，测定残留奥氏体的体积分数和平均碳浓度。具体而言，使用Rigaku Corporation制造的RINT2500作为X射线衍射装置，入射Co-Kα射线，测定α相（110）、（200）、（211）衍射峰和γ相（111）、（200）、（220）衍射峰的积分强度，求出残留奥氏体的体积分数。另外，由γ相（111）、（200）、（220）衍射峰的衍射角求出晶格常数dγ
Figure BDA0000473818710000251
，通过下式的换算式，求出残留奥氏体的平均碳浓度Cγ（质量%）。
Cγ=(dγ-3.572+0.00157×Si-0.0012×Mn)/0.033
此外，从退火钢板中采集EBSP测定用试验片，对于与轧制方向平行的纵截面进行电解研磨之后，在距钢板表面的板厚1/4深度位置处观察金相组织，通过图像分析，测定残留奥氏体晶粒的粒径分布和残留奥氏体的平均粒径。具体而言，使用TSL制造的OIM5作为EBSP测定装置，在大小为板厚方向50μm、轧制方向100μm的的区域中，间隔0.1μm地照射电子束，将所得测定数据内可靠性指数为0.1以上的数据作为有效数据，进行fcc相的判定。观察fcc相，将被母相包围的区域视作一个残留奥氏体晶粒，求出各个残留奥氏体晶粒的圆当量直径。残留奥氏体的平均粒径如下算出：将圆当量直径为0.15μm以上的残留奥氏体晶粒作为有效的残留奥氏体晶粒，以各个有效的残留奥氏体晶粒的圆当量直径的平均值算出。另外，求出粒径1.2μm以上的残留奥氏体晶粒的每单位面积的数密度（NR）。
屈服应力（YS）和拉伸强度（TS）如下求出：沿着与轧制方向正交的方向从退火钢板中采集JIS5号拉伸试验片，以拉伸速度10mm/分钟进行拉伸试验。关于总伸长率（El），采用沿着与轧制方向正交的方向采集的JIS5号拉伸试验片进行拉伸试验，使用所得实测值（El0），根据上述式（1）求出相当于板厚为1.2mm时的换算值。关于加工硬化指数（n值），采用沿着与轧制方向正交的方向获取的JIS5号拉伸试验片进行拉伸试验，将应变范围设定为5～10%而算出。具体而言，使用对应于公称应变5%和10%的试验力，通过2点法算出。
拉伸凸缘性通过进行日本钢铁联盟标准JFST1001规定的扩孔试验、测定扩孔率（λ）来评价。从退火钢板中采集100mm见方的正方形原料板，按照孔隙率12.5%地开设直径10mm的冲孔，用顶角60°的圆锥形冲头从下垂侧扩展冲孔，测定产生贯通板厚的裂纹时的孔的扩大率，将其作为扩孔率。
表3中示出了退火后的冷轧钢板的金相组织观察结果和性能评价结果。需要说明的是，在表1～表3中，带有*标记的数值或符号表示在本发明范围之外。
[表3]
Figure BDA0000473818710000271
本发明范围内的钢板的所有试验结果（试验编号1～27）中，TS×El的值为18000MPa%以上，TS×n值的值为150以上，TS1.7×λ的值为4500000MPa1.7%以上，(TS×El)×7×103+(TS1.7×λ)×8的值为180×106以上，显示了良好的延性、加工硬化性和拉伸凸缘性。
钢板的金相组织在本发明的规定范围之外的钢板的试验结果（试验编号28～33）中，延性、加工硬化性和拉伸凸缘性中的至少一个特性是差的。

Claims (6)

1.一种熔融镀敷冷轧钢板，其特征在于，其是在冷轧钢板的表面具有熔融镀层的熔融镀敷冷轧钢板，所述冷轧钢板具有按质量%计C：超过0.10%且低于0.25%、Si：超过0.50%且低于2.0%、Mn：超过1.50%且3.0%以下、P：低于0.050%、S：0.010%以下、sol.Al：0%以上且0.50%以下、N：0.010%以下、Ti：0%以上且低于0.040%、Nb：0%以上且低于0.030%、V：0%以上且0.50%以下、Cr：0%以上且1.0%以下、Mo：0%以上且低于0.20%、B：0%以上且0.010%以下、Ca：0%以上且0.010%以下、Mg：0%以上且0.010%以下、REM：0%以上且0.050%以下、Bi：0%以上且0.050%以下、余量为Fe和杂质的化学组成，且具备主相为低温相变生成相、第二相中包含残留奥氏体的金相组织，所述残留奥氏体相对于全部组织的体积分数超过4.0%且低于25.0%、平均粒径小于0.80μm，所述残留奥氏体中粒径为1.2μm以上的残留奥氏体晶粒的数密度为3.0×10-2个/μm2以下。
2.根据权利要求1所述的熔融镀敷冷轧钢板，其中，所述化学组成按质量%计含有选自由Ti：0.005%以上且低于0.040%、Nb：0.005%以上且低于0.030%和V：0.010%以上且0.50%以下组成的组中的一种或两种以上。
3.根据权利要求1或2所述的熔融镀敷冷轧钢板，其中，所述化学组成按质量%计含有选自由Cr：0.20%以上且1.0%以下、Mo：0.05%以上且低于0.20%和B：0.0010%以上且0.010%以下组成的组中的一种或两种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的熔融镀敷冷轧钢板，其中，所述化学组成按质量%计含有选自由Ca：0.0005%以上且0.010%以下、Mg：0.0005%以上且0.010%以下、REM：0.0005%以上且0.050%以下和Bi：0.0010%以上且0.050%以下组成的组中的一种或两种以上。
5.一种熔融镀敷冷轧钢板的制造方法，其将具有主相为低温相变生成相、第二相中包含残留奥氏体的金相组织的冷轧钢板作为基材，该制造方法的特征在于具有下述工序（A）～（D）：
（A）热轧工序，对具有权利要求1～4中任一项所述的化学组成的板坯实施最后一道的压下率超过15%、在（Ar3点+30℃）以上且超过880℃的温度范围结束轧制的热轧，形成热轧钢板，在上述轧制结束后0.40秒钟以内将上述热轧钢板冷却到720℃以下的温度范围，在超过400℃的温度范围进行卷取；
（B）冷轧工序，对上述热轧钢板实施冷轧而形成冷轧钢板；
（C）退火工序，在超过Ac3点的温度范围对上述冷轧钢板实施均热处理后，冷却至450℃以下且340℃以上的温度范围，在该温度范围保持15秒钟以上；以及
（D）熔融镀敷工序，对由上述退火工序获得的冷轧钢板实施熔融镀敷。
6.一种熔融镀敷冷轧钢板的制造方法，其将具有主相为低温相变生成相、第二相中包含残留奥氏体的金相组织的冷轧钢板作为基材，该制造方法的特征在于具有下述工序(a)～(e)：
(a)热轧工序，对具有权利要求1～4中任一项所述的化学组成的板坯实施最后一道的压下率超过15%、在（Ar3点+30℃）以上且超过880℃的温度范围结束轧制的热轧，形成热轧钢板，在上述轧制结束后0.40秒钟以内将上述热轧钢板冷却到720℃以下的温度范围，在低于200℃的温度范围进行卷取；
(b)热轧板退火工序，在500℃以上且低于Ac1点的温度范围对上述热轧钢板实施退火；
(c)冷轧工序，对由上述热轧板退火工序获得的热轧钢板实施冷轧而形成冷轧钢板；
(d)退火工序，在超过Ac3点的温度范围对上述冷轧钢板实施均热处理后，冷却至450℃以下且340℃以上的温度范围，在该温度范围保持15秒钟以上；以及
(e)熔融镀敷工序，对由上述退火工序获得的冷轧钢板实施熔融镀敷。
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