CN103842540B - 热浸镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种加工性即延展性和扩孔性优异且具有高屈强比的高强度热浸镀锌钢板。该热浸镀锌钢板，化学成分以质量%计含有：C：0.05～0.15%、Si：0.10～0.90%、Mn：1.0～1.9%、P：0.005～0.10%、S：0.0050%以下、Al：0.01～0.10%、N：0.0050%以下以及Nb：0.010～0.100%，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，微组织形成为如下复合组织：包含体积分率为90%以上的平均结晶粒径为15μm以下的铁素体、体积分率为0.5%以上且小于5.0%的平均结晶粒径为3.0μm以下的马氏体和体积分率为5.0%以下的珠光体，剩余部分由低温生成相构成。

Description

热浸镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及加工性优异的具有高屈强比的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法，尤其涉及适合作为汽车等的结构部件的元件的高强度薄钢板。应予说明，屈强比（YR）是表示相对于拉伸强度（TS）的屈强应力（YS）的比的值，以YR＝YS／TS表示。
背景技术
近年来，由于环境问题日益严重，CO2排出限制也严格化，在汽车领域中，通过车体的轻型化而提高燃油效率已成为重大课题。因此，将高强度热浸镀锌钢板用于汽车部件，从而使其薄壁化已逐步发展，已开始应用TS为590MPa以上的钢板。
对于汽车的结构用部件、加固用部件中使用的高强度热浸镀锌钢板，要求其拉伸凸缘性、延展性优异。特别是在具有复杂形状的部件的成型中，不只是要求伸长率和拉伸凸缘性（扩孔性）这样的特性中的一个优异，而是要求二者均优异。
此外，在制造热浸镀锌钢板之后到将该镀覆钢板实际冲压成型，有时存在需要时间的情况，而此时重要的是伸长率不因该时间经过中的时效而劣化。另外，还要求碰撞吸收能量特性大这样的特性，而为了提高碰撞吸收能量特性，有效的是提高屈强比，从而即使为低变形量，也能高效地吸收碰撞能量。
在此，作为为了得到590MPa以上的拉伸强度而将钢板强化的方法，有效的是利用作为母相的铁素体的固化或马氏体、残留奥氏体这样的硬质相的方法。其中，以添加有Nb等碳化物生成元素的析出强化方式进行铁素体的固化的高强度钢板，可以将用于确保规定的强度所必要的合金元素以少量就能实现，因此能够廉价地制造。
例如，专利文献1中公开了一种通过添加Nb而析出强化的590MPa以上的、冲压成型后的耐二次加工脆性优异的热浸镀锌钢板的制造方法，专利文献2中公开了一种通过添加Nb和Ti而析出强化的屈强比超过0.70且小于0.92的伸长率的、凸缘成型性和碰撞吸收能量特性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。另外，专利文献3中公开了一种通过添加Nb和Ti添加而析出强化且钢板组织含有再结晶铁素体、未再结晶铁素体以及珠光体的、具有590MPa以上的高屈强比的高强度冷轧钢板。
另一方面，作为利用马氏体、残留奥氏体这样的硬质相的方法，例如，专利文献4中公开了主相构成为铁素体、第2相构成为马氏体相，并且马氏体相的最大粒径为2μm以下，其面积率为5%以上的拉伸凸缘性和耐碰撞特性优异的高强度钢板。另外，专利文献5中公开了控制马氏体和残留奥氏体的体积分率的、加工性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板及其制造方法。
专利文献1:特许第3873638号公报
专利文献2:日本特开2008-174776号公报
专利文献3:日本特开2008-156680号公报
专利文献4:特许第3887235号公报
专利文献5:特许第3527092号公报
发明内容
然而，在专利文献1所记载的技术中，为了保证上述结构用部件、加固用部件等用途中要求的加工性，其延展性并不充分。
另外，专利文献2所记载的技术的钢板中的Al含量小于0.010%，因此无法充分进行钢的脱酸和N的析出固定，难以将优质的钢量产，并且由于使含有O的氧化物分散，因此存在材质、尤其局部延展性的偏差大的问题。
专利文献3中记载的技术中使未再结晶铁素体均匀分散而抑制延展性的降低，但无法得到充分满足成型性的延展性。另外，利用马氏体的专利文献4中记载的技术中完全未考虑延展性。而且，利用马氏体和残留奥氏体的专利文献5中记载的技术中，屈强比小于70%，且完全未考虑扩孔性。
这样，对于具有高屈强比的高强度热浸镀锌钢板，很难提高要求延展性和扩孔性的双方的加工性。
因此，本发明的目的在于消除上述以往技术的问题点，提供加工性，即延展性和扩孔性优异的具有高屈强比的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法。
发明人等，对用于解决上述课题的手段进行深入研究，结果发现使用Nb的析出强化的基础上，通控制钢板的微组织中的铁素体的平均粒径和体积分率、马氏体的平均粒径和体积分率以及珠光体的体积分率，能够得到具有70%以上的高屈强比且加工性优异的高强度热浸镀锌钢板。以往，在钢板的微组织中存在马氏体，则作为加工性，伸长率虽提高，但扩孔性降低，而且YR降低。但是，本发明人等发现通过控制马氏体的体积分率和结晶粒径，并且利用添加Si引起的铁素体的固溶强化、添加Nb引起的析出强化和晶粒微细化，可在不使YR降低的情况下提高伸长率和扩孔性，并且可防止因时效导致的伸长率的劣化。
具体而言，发现作为本发明的钢成分，通过添加0.010～0.100%的对高屈强比和高强度有效的析出强化效果高的Nb，进而，将钢板的微组织控制成平均结晶粒径15μm以下的铁素体的体积分率为90%以上、平均结晶粒径3.0μm以下的马氏体的体积分率为0.5以上且小于5.0%、且珠光体的体积分率为5.0%以下的范围，从而能够得到高强度且加工性优异的高屈强比的热浸镀锌钢板，从而完成了本发明。
即，本发明的主旨构成如下。
（1）一种热浸镀锌钢板，其特征在于，化学成分以质量%计含有：C：0.05～0.15%、Si：0.10～0.90%、Mn：1.0～1.9%、P：0.005～0.10%、S：0.0050%以下、Al：0.01～0.10%、N：0.0050%以下以及Nb：0.010～0.100%，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，
微组织为如下复合组织：包含：体积分率为90%以上的平均结晶粒径为15μm以下的铁素体、体积分率为0.5%以上且小于5.0%的平均结晶粒径为3.0μm以下的马氏体和体积分率为5.0%以下的珠光体，剩余部分由低温生成相构成，
并且，屈强比为70%以上且拉伸强度为590MPa以上。
（2）根据上述（1）中记载的热浸镀锌钢板，其特征在于，含有平均粒径为0.10μm以下的Nb系析出物。
（3）根据上述（1）或（2）中记载的热浸镀锌钢板，其特征在于，代替Fe成分的一部分，以质量%计进一步含有Ti：0.10%以下。
（4）根据上述（1）～（3）中任一项记载的热浸镀锌钢板，其特征在于，上述微组织中，将结晶粒径为5μm以下的铁素体的体积分率除以钢板的微组织内的全部的铁素体的体积分率得到的值满足0.25以上。
（5）根据上述（1）～（4）中任一项记载的热浸镀锌钢板，其特征在于，代替Fe成分的一部分，以质量%计进一步含有选自V：0.10%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、Cu：0.50%以下、Ni：0.50%以下以及B：0.0030%以下中的一种以上。
（6）根据上述（1）～（5）中任一项记载的热浸镀锌钢板，其特征在于，代替Fe成分的一部分，以质量%计进一步含有选自Ca：0.001～0.005%和REM：0.001～0.005%中的一种以上。
（7）根据上述（1）～（6）中任一项记载的合金化热浸镀锌钢板，其特征在于，镀锌为镀合金化锌。
（8）一种热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述（1）、（3）、（5）以及（6）中任一项记载的化学成分的钢坯，在热轧开始温度：1150～1270℃、精轧的结束温度：830～950℃的条件下进行热轧，冷却后，在450～650℃的温度范围的卷取温度下卷取，酸洗后，实施冷轧，其后，以5℃／s以上的平均加热速度加热至650℃以上的温度区域，在730～880℃的温度区域保持15～600s，接着，以3～30℃／s的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度区域，其后实施热浸镀锌处理，冷却至室温。
（9）一种热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述（1）、（3）、（5）以及（6）中任一项记载的化学成分的钢坯，在热轧开始温度：1150～1270℃、精轧的结束温度：830～950℃的条件下进行热轧，冷却后，以450～650℃的温度范围的卷取温度卷取，酸洗后，以5℃／s以上的平均加热速度加热至650℃以上的温度区域，在730～880℃的温度区域保持15～600s，接着，以3～30℃／s的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度区域，其后实施热浸镀锌处理，冷却至室温。
（10）根据上述（8）或（9）记载的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，实施热浸镀锌处理后，在450～600℃的温度区域实施镀锌的合金化处理。
根据本发明，通过控制钢板的成分组成和微组织，能够稳定地得到拉伸强度为590MPa以上，屈强比为70%以上，总伸长率为26.5%以上以及扩孔率为60%以上的、伸长率特性和拉伸凸缘性均优异且伸长率特性不因时效而劣化的具有高屈强比的、高强度热浸镀锌钢板。
具体实施方式
以下，对本发明进行具体说明。
首先，说明本发明的高强度热浸镀锌钢板的各化学成分的含量的限定理由。以下，化学成分的“%”只要没有特别说明就表示“质量%”。
C：0.05～0.15%
碳（C）是对钢板的高强度化有效的元素，特别是与Nb这样的碳化物形成元素形成微小的合金碳化物或合金碳氮化合物有助于钢板的强化。另外，碳是本发明中的马氏体以及珠光体的形成所必须的元素，有助于高强度化。为了得到这些效果，需要添加0.05%以上。另一方面，若含有超过0.15%的C含量，则点焊性降低，因此将C含量的上限设为0.15%。应予说明，从确保更加良好的焊接性的观点出发，优选将C含量设为0.12%以下。
Si：0.10～0.90%
硅（Si）是有助于高强度化的元素，由于具有高加工固化能，因此相对于强度上升，延展性的降低较少，且是有助于强度-延展性平衡的提高的元素。此外，因铁素体相的固溶强化，具有抑制从铁素体与马氏体或珠光体的界面形成空隙的效果，为了得到该效果，需要使Si含量为0.10%以上。特别是在更加重视强度-延展性平衡的提高的情况下，优选使Si含量为0.20%以上。另一方面，若Si含量多于0.90%，则热浸镀锌性的劣化变显著，因此使Si含量为0.90%以下，更优选小于0.70%。
Mn：1.0～1.9%
锰（Mn）是通过固溶强化以及生成第2相而有助于高强度化的元素。为了得到该效果，需要使Mn含量为1.0%以上。另一方面，若Mn含量多于1.9%，则马氏体或珠光体的体积率变过剩，因此使其含量为1.9%以下。
P：0.005～0.10%
磷（P）是通过固溶强化而有助于高强度化的元素，为了得到该效果，需要使P的含量为0.005%以上。另外，若P含量多于0.10%，则向晶界的偏析显著而使晶界脆化或焊接性降低，因此使P的含量为0.10%以下。优选为0.05%以下。
S：0.0050%以下
硫（S）的含量多的情况下，生成大量MnS等硫化物，以拉伸凸缘性为代表的局部伸长率降低，因此使含量的上限为0.0050%。应予说明，S含量的下限值无需特别限定，但S的极低化会导致制钢成本的上升，因此降低为0.0005%以上的范围即可。
Al：0.01～0.10%
铝（Al）是脱酸需要的元素，为了得到该效果，必须含有0.01%以上，但即使含有超过0.10%，效果也饱和，因此设为0.10%以下。优选为0.05%以下。
N：0.0050%以下
氮（N）与C同样地与Nb形成化合物，成为合金氮化物或合金碳氮化合物，有助于高强度化。但是，氮化物容易在较高温度下生成，因此容易变得粗大，与碳化物相比，对强度的贡献相对小。另外，固溶于钢板中的N，对时效后的伸长率的劣化带来影响。因此，为了抑制高强度化以及时效后的伸长率的劣化，减少N含量而大量生成合金碳化物是有利的。从这样的观点出发，使N的含量为0.0050%以下，优选为0.0040%以下。
Nb：0.010～0.100%
铌（Nb）与C或N形成化合物而成为碳化物、碳氮化合物，还对晶粒微细化有效果，有助于高屈强比、高强度化。为了得到该效果，必须使Nb含量为0.010%以上。优选为0.020%以上。但是，若Nb含量多于0.100%，则成型性的降低显著，因此使Nb含量的上限值为0.100%以下。优选为0.080%以下，更优选为小于0.050%。
本发明中，除上述的基本成分以外，可以根据需要在规定的范围内添加以下所示的任意成分。
Ti：0.10%以下
钛（Ti）与Nb同样地形成微小的碳氮化合物，对晶粒微细化也有效果，能够有助于强度上升，因此是可以根据需要而含有的元素，但若Ti含量大于0.10%，则成型性显著降低，因此使Ti含量为0.10%以下，优选为0.05%以下。应予说明，从发挥强度上升效果的观点含有Ti时，优选含有0.005%以上。
V：0.10%以下
钒（V）也与Nb同样地形成微细的碳氮化合物，对晶粒微细化也具有效果，可有助于强度上升，因此是可以根据需要而含有的元素，但即使使V含量大于0.10%，超过0.10%部分的强度上升效果小，并且还导致合金成本的增加。因此，V含量为0.10%以下。应予说明，从发挥强度上升效果的观点含有V时，优选含有0.005%以上。
Cr:0.50%以下
铬（Cr）是通过使淬透性提高生成第2相而有助于高强度化的元素，是可以根据需要添加的元素，为了发挥该效果，Cr含量优选为0.10%以上。另一方面，Cr含量即使比0.50%多，也看不到效果的提高，因此使Cr含量为0.50%以下。
Mo:0.50%以下
钼（Mo）是通过使淬透性提高生成第2相而有助于高强度化的元素，是可以根据需要添加的元素，为了发挥该效果，优选使Mo含量为0.05%以上。另一方面，Mo含量即使比0.50%多，也看不到效果的提高，因此使Mo含量为0.50%以下。
Cu：0.50%以下
铜（Cu）是除了固溶强化外还使淬透性提高而生成第2相，从而有助于高强度化的元素，是可以根据需要添加的元素，为了发挥该效果，优选使Cu含量为0.05%以上。另一方面，Cu含量即使比0.50%多，也看不到效果的提高，并且，容易产生起因于Cu的表面缺陷，因此使Cu含量为0.50%以下。
Ni：0.50%以下
镍（Ni）也与Cu同样地，除了固溶强化以外还使淬透性提高而生成第2相，从而有助于高强度化，并且若与Cu一同添加，则具有抑制起因于Cu的表面缺陷的效果，因此可以根据需要添加。为了发挥该效果，优选使Ni含量为0.05%以上。另一方面，Ni含量即使比0.50%多，也看不到效果的提高，因此使Ni含量为0.50%以下。
B：0.0030%以下
B是通过使淬透性提高生成第2相而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥该效果，优选含有0.0005%以上。另一方面，即使含有超过0.0030%，效果也饱和，因此使该含量为0.0030%以下。
选自Ca：0.001～0.005%、REM：0.001～0.005%中的1种以上
Ca和REM是将硫化物的形状球状化而有助于改善因硫化物引起的对扩孔性的负面影响的元素，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，优选含有各自0.001%以上。另一方面，即使含有超过0.005%，效果也饱和，因此使该含量为0.005%以下。
除上述化学成分域外，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
应予说明，作为不可避免的杂质，例如可举出Sb、Sn、Co等，作为这些的含量的允许范围，为Sb:0.01%以下、Sn：0.1%以下、Zn：0.01%以下、Co：0.1%以下。另外，本发明中，以通常的钢组成的范围内含有Ta、Mg、Zr，其效果也不受损害。
接下来，对本发明的热浸镀锌钢板的微组织进行详细说明。
即，重要的是微组织是如下的复合组织：含有体积分率为90%以上的平均结晶粒径为15μm以下的铁素体、体积分率为0.5%以上且小于5.0%的平均结晶粒径为3.0μm以下的马氏体和体积分率为5.0%以下的珠光体，剩余部分由低温生成相构成。这里所述的体积分率为相对于钢板组织的整个的体积分率，以下相同。
首先，若铁素体的体积分率小于90%，则第1相的铁素体变少，大量存在硬质的第2相，因此其结果，与软质的铁素体的硬度差大的部位大量产生，扩孔性降低。因此，使铁素体的体积分率为90%以上。优选为92%以上。另外，如果铁素体的平均粒径超过15μm，则在扩孔时的冲孔端面容易形成空隙，无法得到良好的扩孔性。因此，铁素体的平均结晶粒径为15μm以下。特别是将结晶粒径为5μm以下的铁素体的体积分率除以全部的铁素体的体积分率的值为0.25以上，则能够抑制扩孔试验时空隙彼此沿着晶粒连结，因此优选将结晶粒径为5μm以下的铁素体的体积分率除以钢板的微组织内的全部的铁素体的体积分率的值为0.25以上。
应予说明，这里所说的“铁素体”是指包括再结晶铁素体和未再结晶铁素体的全部铁素体。
接下来，若马氏体的体积分率小于0.5%，则对强度带来的效果少，伸长率特性因时效而劣化，因此马氏体的体积分率为0.5%以上。另一方面，若马氏体的体积分率为5.0%以上，则硬质的马氏体在周围的铁素体产生移动错位，因此屈强比降低，并且扩孔性降低。因此，使马氏体的体积分率小于5.0%，优选为3.5%以下。另外，若马氏体的平均粒径超过3.0μm，则在扩孔时的冲孔端面生成的空隙的面积增大，在扩孔试验中空隙彼此容易连结，无法得到良好的扩孔性。因此，马氏体的平均结晶粒径为3.0μm以下。
进而，珠光体的体积分率若超过5.0%，则空隙在铁素体与珠光体的界面显著产生而容易连结，因此从加工性的观点出发，使珠光体的体积分率为5.0%以下。另外，珠光体的体积分率的下限没有特别限定，但存在珠光体，则提高屈强比的同时，对高强度化也具有效果，因此珠光体的体积分率优选为0.5%以上。
可以含有上述铁素体、马氏体以及珠光体以外的组织。此时的剩余部分组织为选自贝氏体、残留奥氏体以及球状渗碳体等中的低温生成相的1种或组合2种以上的混合组织。从成型性的观点出发，优选该铁素体、马氏体以及珠光体以外的剩余部分组织以体积分率计总计小于5.0%。因此，上述剩余部分组织当然可以为0体积%。
以上的微组织，在满足上述成分组成范围的基础上，可根据如下所示的制造条件制造而得。
另外，本发明的热浸镀锌钢板优选含有平均粒径为0.10μm以下的Nb系析出物。通过使Nb系析出物的平均粒径为0.10μm以下，Nb系析出物周围的形变作为位错移动的阻力而有效地发挥作用，有助于钢的强化。
进而，作为热浸镀锌层，优选在钢板的表面具有每单面的镀覆附着量为20～120g/m2的镀锌层。这是因为若小于20g/m2，则有时难以确保耐腐蚀性。另一方面，若超过120g/m2，则有时耐镀覆剥离性劣化。
接下来，对本发明的热浸镀锌钢板的制造方法进行说明。
本发明的热浸镀锌钢板通过如下方法制造：将具有适于上述成分组成范围的成分组成的钢坯在热轧开始温度：1150～1270℃、精轧的结束温度：830～950℃的条件下进行热轧，冷却后，在450～650℃的温度范围的卷取温度下卷取，酸洗后，实施冷轧，其后，以5℃／s以上的平均加热速度加热至650℃以上的温度区域，在730～880℃的温度区域保持15～600s，以3～30℃／s的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度区域，退火后，实施热浸镀锌处理，冷却至室温。
应予说明，上述制造工序是将镀覆的基底钢板作为冷轧钢板的情况，但镀覆的基底钢板也可以是上述热轧且酸洗后的钢板。此时，在酸洗后，以5℃／s以上的平均加热速度加热至650℃以上的温度区域，在730～880℃的温度区域保持15～600s，以3～30℃／s的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度区域，退火后，实施热浸镀锌处理，冷却至室温的工序，与使用冷轧板的情况相同。
在本发明的具有高屈强比的热浸镀锌钢板的制造方法中，实施热浸镀锌处理后，也可以在450～600℃的温度区域实施镀锌的合金化处理。
另外，热轧工序中，优选铸造钢坯后，不进行再加热，在1150～1270℃下开始热轧，或再加热至1150～1270℃后，开始热轧。使用的钢坯为了防止成分的宏观偏析，优选用连续铸造法制造，也可以通过铸锭法、薄坯铸造法制造。热轧工序的优选的条件首先以1150～1270℃的热轧开始温度对钢坯进行热轧。本发明中，制造钢坯后，临时冷却至室温，其后，进行再加热的现有方法之外，不进行冷却，保持温片的状态下装入加热炉，或进行保温后立即轧制，或者铸造后直接轧制的直送轧制·直接轧制等省能量工序，也可以没有问题地使用。
以下，对以制造工序为单位进行详细说明。
[热轧工序]
·热轧开始温度：1150～1270℃
热轧开始温度若低于1150℃，则轧制负荷增大，生产率降低，因而不优选，另外，即使高于1270℃，也只是加热成本增大，因此优选为1150～1270℃。
·精轧结束温度：830～950℃
热轧中，为了通过钢板内的组织均匀化、减少材质的各向异性而使退火后的伸长率和扩孔性提高，必须在奥氏体单相区域结束，因此精轧结束温度为830℃以上。另一方面，若精轧结束温度超过950℃，则热轧组织变粗大，有可能退火后的特性降低。因此，使精轧结束温度为830～950℃。精轧后的冷却条件没有特别限定，但优选以15℃／s以上的平均冷却速度冷却至卷取温度。
·卷取温度：450～650℃
若卷取温度高于650℃，则在热轧后的冷却过程生成的合金碳化物等的析出物显著粗大化，退火后的强度降低，因此使卷取温度的上限为650℃。优选为600℃以下。另一方面，若卷取温度低于450℃，则硬质的贝氏体、马氏体过度生成，冷轧负荷增大，阻碍生产率，因此使卷取温度的下限为450℃。
[酸洗工序]
优选在热轧工序后实施酸性工序以除去热轧板表层的氧化皮。该酸洗工序没有特别限定，根据常法实施即可。
[冷轧工序]
根据需要，对酸洗后的热轧板实施轧制成规定的板厚的冷轧板的冷轧。进行冷轧时，无需特别限定该条件，但优选以30%以上的压下率实施冷轧。若该压下率低，则不促进铁素体的再结晶，未再结晶铁素体过度残留，有时延展性和扩孔性降低。
[退火]
对热轧·酸洗后或者冷轧后的钢板实施退火。
·退火时的加热条件：以5℃／s以上的平均加热速度加热至650℃以上的温度区域
加热的温度区域小于650℃或者平均加热速度小于5℃／s时，在退火中不生成微细且均匀分散的奥氏体相，在最终组织中生成第2相局部集中而存在的组织，难以确保良好的扩孔性。另外，平均加热速度小于5℃／s时，需要比通常长的炉，引起伴随大量的能量消耗的成本增长和生产效率的恶化。
·退火时的均热条件：在730～880℃的温度区域保持15～600s
本发明中，在730～880℃的温度区域，具体而言，在奥氏体单相域或奥氏体相与铁素体相的2相区域，退火（保持）15～600s。退火温度小于730℃时或保持（退火）时间小于15s时，铁素体的再结晶无法充分进行，过度的未再结晶铁素体存在于钢板组织而成型性劣化。另一方面，退火温度超过880℃时，析出物粗大化，强度降低。另外，保持时间若超过600s，则铁素体粗大化，扩孔性劣化，因此将均热时间设为600s以下，优选为450s以下。
·退火时的冷却条件：以3～30℃／s的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度区域
上述均热后，需要从均热温度以3～30℃／s的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度区域（冷却停止温度）。平均冷却速度若小于3℃／s，则冷却中进行铁素体变态，马氏体的体积分率减少，因此，难以确保强度。另一方面，平均冷却速度超过30℃／s时，马氏体过度生成，并且，在设备上难以将其实现。另外，冷却停止温度超过600℃时，珠光体过度生成，因此无法得到钢板的微组织中的规定的体积分率，因此延展性和扩孔性降低。
应予说明，上述的平均冷却速度是600℃以下至热浸镀锌浴温度的区域的冷却速度的平均值，该温度区域中，维持3～30℃／s的平均冷却速度即可。
[热浸镀锌处理]
退火后可实施热浸镀锌。浸渍在镀覆浴中的钢板温度优选为（热浸镀锌浴温度-40）℃～（热浸镀锌浴温度＋50）℃。浸渍于镀覆浴中的钢板温度若低于（热浸镀锌浴温度-40）℃，则钢板浸渍于镀覆浴中时，熔融锌的一部分凝固，有时使镀覆外观劣化，因此将下限设为（热浸镀锌浴温度-40）℃。另外，若浸渍于镀覆浴的钢板温度超过（热浸镀锌浴温度＋50）℃，则镀覆浴的温度上升，因此量产率成为问题。
另外，镀覆后可以在450～600℃的温度区域对镀锌进行合金化处理。通过在450～600℃的温度区域进行合金化处理，镀覆中的Fe浓度变为7～15%，镀覆的密合性、涂装后的耐腐蚀性提高。若小于450℃，则合金化不充分进行，导致牺牲防蚀作用的降低和滑动性的降低，若为高于600℃的温度，则合金化的进行显著，粉碎性降低。
其他的制造方法的条件没有特别限定，从生产率的观点出发，上述的退火、热浸镀锌、镀锌的合金化处理等一系列的处理优选以连续热浸镀锌生产线（CGL）进行。另外，优选使用在热浸镀锌中含有0.10～0.20%的Al量的镀锌浴。镀覆后，为了调整镀覆每单位面积的质量，可进行喷吹。
实施例
以下，说明本发明的实施例。但是，本发明当然不受限制于下述实施例，可以在适合本发明的主旨的范围进行适当变更来实施，这些也包含在本发明的技术的范围内。
将表1所示的化学组成的钢熔炼后铸造，制造230mm厚的坯，将热轧开始温度、精轧结束温度（FDT）设为表2所示的条件，进行热轧，热轧结束后，进行冷却，制得板厚：3.2mm的热轧钢板后，以表2所示的卷取温度（CT）进行卷取。接着，将得到的热轧板酸洗后，根据表2所示的条件实施冷轧，制成冷轧钢板。从而将得到的冷轧钢板在连续热浸镀锌生产线上根据表2所示的制造条件，进行退火处理，实施热浸镀锌处理后，再以表2所示的温度进行合金化处理，得到合金化热浸镀锌钢板。应予说明，一部分的钢板不进行冷轧，将热轧板作为镀覆的基底钢板。此外，如表2所示，对于一部分的钢板不进行镀覆的合金化处理。
这里，镀覆处理是镀锌浴温度：460℃、镀锌浴Al浓度：0.14质量%（进行合金化处理时）、0.18质量%（不实施合金化处理时），每单面的镀覆附着量为45g/m2（两面镀覆）。
从制造的镀覆钢板中，以使轧制直角方向成为长边方向（拉伸方向）的方式采集JIS5号拉伸试验片，根据拉伸试验（JIS Z2241（1998）），测定屈强强度（YS）、拉伸强度（TS）、总伸长率（EL）、屈强比（YR）。若EL为26.5%以上，则评价为具有良好的伸长率的钢板，若YR70%以上，则评价为具有高屈强比的钢板。另外，基于时效的评价，是在70℃下放置10天后，通过拉伸试验测定EL，计算与放置前的制造后的钢板的EL的差ΔEL，ΔEL≤1.0%时，判断为时效后EL的劣化也少。这里，在70℃下10天是根据Hundy的报告（Metallurgia，vol.52，p.203（1956）），相当于在38℃放置6个月的状态的时效。
关于扩孔性，基于日本铁钢连盟规格（JFS T1001（1996）），以间隙12.5%，将10mmφ的孔穿孔，以返回是在模具侧的方式安装于试验机后，以60°的圆锥冲头进行成型，由此测定扩孔率（λ）。将λ（%）具有60%以上的钢板作为具有良好的拉伸凸缘性的钢板。
钢板的微组织使用3%硝酸乙醇试剂（3%硝酸＋乙醇），腐蚀与钢板的轧制方向平行的垂直截面（板厚1／4的深度位置），使用通过500～1000倍的光学显微镜和1000～10000倍的电子显微镜（扫描式及透射式）观察、拍摄的组织照片，将铁素体的体积分率和平均结晶粒径、马氏体的体积分率和平均结晶粒径、珠光体的体积分率定量化。进行各12视野的观察，通过点计数法（基于ASTM E562-83（1988））测定面积率，将该面积率作为体积分率。
其中，铁素体为稍黑的对比度的区域，珠光体为层状的组织，是板状的铁素体与渗碳体交替并列的组织。马氏体具有白色的对比度。另外，对于剩余部分的低温生成相，在上述光学显微镜或电子显微镜（扫描式或透射式）的观察中，可辨别珠光体和贝氏体。珠光体为层状的组织，是板状的铁素体与渗碳体交替并列的组织，贝氏体是含有与多边形铁素体相比位错密度高的板状的贝氏体相铁素体和渗碳体的组织。另外，关于残留奥氏体的有无，可如下判断，即，在距离表层仅板厚1／4的厚度程度进行研磨的面，将Mo的Kα射线作为射线源，以加速电压50keV，通过X射线衍射法（装置：Rigaku公司制RINT2200），测定铁的铁素体的{200}面、{211}面、{220}面、以及奥氏体的{200}面、{220}面、{311}面的X射线衍射线的积分强度，使用这些测定值，根据“X射线衍射手册”（2000年）理学电机株式会社，p.26，62-64中记载的计算式求得残留奥氏体的体积分率，体积分率为1%以上时，判断为有残留奥氏体，体积分率小于1%时，判断无残留奥氏体。
另外，对于Nb系析出物（碳化物）的平均粒径的测定方法，通过透射式电子显微镜（TEM）以10视野观察以得到的钢板制成的薄膜（照片拉伸倍率：500000倍），求得析出的碳化物的平均粒径。对于各碳化物的粒径而言，碳化物为球状形状时将其直径作为粒径，另外，碳化物为椭圆形时，测定碳化物的长轴a和与长轴直行的方向的短轴，将长轴a与短轴b的积a×b的平方根作为粒径。将加算以10视野观察的各碳化物的粒径除以碳化物的个数的值作为碳化物的平均粒径。
将测定的钢板的微组织与拉伸特性及扩孔性示于表3。根据表3所示的结果，显示满足本发明的要素的发明例中，均平均结晶粒径为15μm以下的铁素体的体积分率为90%以上，平均结晶粒径为3.0μm以下的马氏体的体积分率为0.5%以上且小于5.0%，且珠光体以体积分率计为5.0%以下，其结果，在确保590MPa以上的拉伸强度和70%以上的屈强比的同时能够得到26.5%以上的总伸长率、60%以上的扩孔率以及时效后的总伸长率的劣化少这样的良好的加工性。

Claims (18)

1.一种热浸镀锌钢板，其特征在于，化学成分以质量％计含有：C：0.07～0.12％、Si：0.25～0.78％、Mn：1.28～1.82％、P：0.005～0.10％、S：0.0050％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.0050％以下以及Nb：0.010～0.100％，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，
微组织为如下复合组织：包含体积分率为90％以上的平均结晶粒径为7μm～15μm的铁素体、体积分率为0.5％以上且小于5.0％的平均结晶粒径为3.0μm以下的马氏体和体积分率为5.0％以下的珠光体，剩余部分由低温生成相构成，
并且，屈强比为70％以上，拉伸强度为590MPa以上，总伸长率为26.5％以上且扩孔率为60％以上。
2.根据权利要求1所述的热浸镀锌钢板，含有平均粒径为0.10μm以下的Nb系析出物。
3.根据权利要求1所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，代替Fe成分的一部分，以质量％计进一步含有Ti：0.10％以下。
4.根据权利要求2所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，代替Fe成分的一部分，以质量％计进一步含有Ti：0.10％以下。
5.根据权利要求1所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，所述微组织中，将结晶粒径为5μm以下的铁素体的体积分率除以钢板的微组织内的全部铁素体的体积分率得到的值满足0.25以上。
6.根据权利要求2所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，所述微组织中，将结晶粒径为5μm以下的铁素体的体积分率除以钢板的微组织内的全部铁素体的体积分率得到的值满足0.25以上。
7.根据权利要求3所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，所述微组织中，将结晶粒径为5μm以下的铁素体的体积分率除以钢板的微组织内的全部铁素体的体积分率得到的值满足0.25以上。
8.根据权利要求4所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，所述微组织中，将结晶粒径为5μm以下的铁素体的体积分率除以钢板的微组织内的全部铁素体的体积分率得到的值满足0.25以上。
9.根据权利要求1～8中任一项所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，代替Fe成分的一部分，以质量％计进一步含有选自V：0.10％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下以及B：0.0030％以下中的一种以上。
10.根据权利要求1～8中任一项所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，代替Fe成分的一部分，以质量％计进一步含有选自Ca：0.001～0.005％以及REM：0.001～0.005％中的一种以上。
11.根据权利要求9所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，代替Fe成分的一部分，以质量％计进一步含有选自Ca：0.001～0.005％以及REM：0.001～0.005％中的一种以上。
12.根据权利要求1～8中任一项所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，镀锌为合金化镀锌。
13.根据权利要求9所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，镀锌为合金化镀锌。
14.根据权利要求10所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，镀锌为合金化镀锌。
15.根据权利要求11所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，镀锌为合金化镀锌。
16.一种热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1、3、4以及9～11中任一项所述的化学成分的钢坯，在热轧开始温度：1150～1270℃、精轧的结束温度：830～950℃的条件下进行热轧，冷却后，在450～620℃的温度范围的卷取温度下卷取，酸洗后，实施冷轧，其后，以5℃/s以上的平均加热速度加热至650℃以上的温度区域，在730～880℃的温度区域保持90～600s，接着，以3～30℃/s的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度区域，其后实施热浸镀锌处理，冷却至室温。
17.一种热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1、3、4以及9～11中任一项所述的化学成分的钢坯在热轧开始温度：1150～1270℃、精轧的结束温度：830～950℃的条件下进行热轧，冷却后，以450～620℃的温度范围的卷取温度卷取，酸洗后，以5℃/s以上的平均加热速度加热至650℃以上的温度区域，在730～880℃的温度区域保持90～600s，接着，以3～30℃/s的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度区域，其后实施热浸镀锌处理，冷却至室温。
18.根据权利要求16或17所述的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，实施热浸镀锌处理后，在450～600℃的温度区域实施镀锌的合金化处理。
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