CN103842542B - 耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法、和高强度合金化热浸镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的母材钢板在表面形成有热浸镀锌层，并且以1/4厚度为中心的距板厚的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围中的钢板组织的残余奥氏体相以体积分数计为5%以下，贝氏体相、贝氏体铁素体相、初生马氏体相和回火马氏体相的合计以体积分数计为40%以上，平均有效晶体粒径为5.0μm以下，最大有效晶体粒径为20μm以下，在表层部形成有厚度为0.01μm～10.0μm的脱碳层，分散于所述脱碳层中的氧化物的密度为1.0×10¹²～1.0×10¹⁶个/m²，所述氧化物的平均粒径为500nm以下。

Description

耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法、和高强度合金化热浸镀锌钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法、和高强度合金化热浸镀锌钢板及其制造方法，特别涉及在低温下的耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板以及它们的制造方法。

背景技术

近年来，进一步提升汽车等中使用的高强度镀覆钢板的耐冲击特性的要求正在提高。作为涉及耐冲击特性优良的高强度镀覆钢板的技术，例如已经提出了专利文献1～专利文献11中记载的技术。

在专利文献1中，记载着一种弯曲加工性以及韧性的各向异性优良的高强度热轧钢板，其以质量%计，含有C：0.08～0.15%、Si：0.3～1.5%、Mn：1.5～2.5%、P：≤0.01%、S：≤0.01%、Al：0.01～0.05%、Ti：0.03～0.15%、N：≤0.004%、B：0.0003～0.001%、O：≤0.005%，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；JISZ2242所规定的夏比试验中的能量吸收量Eab-L（长度方向为L方向的试验片的夏比试验（在-40℃下实施）的能量吸收量）与Eab-C之比（Eab-L/Eab-C（长度方向为C方向的试验片的夏比试验（在-40℃下实施）的能量吸收量））为0.9～1.3。

另外，在专利文献2中，记载着一种制造高强度热轧钢板的技术，所述高强度热轧钢板的钢组成含有C：0.08～0.20%、Si：低于0.2%、Mn：超过1.0%且在3.0%以下、N：0.01%以下、V：超过0.1%且在0.5%以下、Ti：0.05%以上且低于0.25%、Nb：0.005～0.10%，并具有铁素体面积率为60%以上、马氏体面积率为5%以下的钢组织，铁素体平均粒径为5μm以下，纯净度d为0.05%以下，平均粒径在5μm以上的夹杂物以及析出物的合计数密度为300个/mm²以下，而且具有980MPa以上的抗拉强度。

另外，在专利文献3中，记载着一种低温韧性优良、且强度各向异性较小的高强度钢材，其中，钢板的距板厚表面1/4厚度的位置的｛110｝面的X射线随机强度比为1.2～4.0，且钢板的距板厚表面1/2厚度的位置的｛211｝面的X射线随机强度比为1.2～4.0。

在专利文献4中，记载着一种高强度热轧钢板，其具有的组成是：以质量%计，含有C：0.05%以上且低于0.20%、Mn：0.5%以上且低于1.5%、sol.Al：0.002%以上且低于0.05%，并将Si限定为低于0.1%、将Cr限定为低于0.1%、将Ti限定为0.01%以下、将Nb限定为低于0.005%、将V限定为0.01%以下、将N限定为低于0.005%，剩余部分包括Fe和杂质；距钢板表面的深度为距板厚表面1/4厚度的位置的组织以铁素体相为主相，以体积比例计含有10～30%的马氏体相，所述铁素体相的平均晶体粒径为1.1～3.0μm，所述马氏体相的平均粒径为3.0μm以下。

另外，在专利文献5中，记载着一种高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于：对于含有C：0.05～0.30wt%、Si：2.0wt%以下、Mn：1.0～2.5wt%、Al：0.05wt%以下，且含有Ti：0.05～0.3wt%、Nb：0.10wt%以下中的1种或2种，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质的钢，将其加热至950～1100℃的温度后，进行至少2次以上的每1次的压下量为20%以上的压下，并以精轧温度为Ar₃相变点以上的方式进行热轧，然后在Ar₃相变点～750℃的温度范围以20℃/sec以上的速度进行冷却，接着在低于750℃～600℃的温度范围滞留5～20sec的时间后，再次以20℃/sec以上的速度冷却至550℃以下的温度，然后在550℃以下的温度下卷取成卷材；所述高强度热轧钢板具有铁素体体积率为80%以上、且平均铁素体粒径低于10μm的极微细组织。

另外，在专利文献6中，记载着一种加工性、疲劳特性以及低温韧性优良的高强度热轧薄钢板，其作为主成分含有C＝0.04～0.15质量%、Si≥1.0质量%、Mn≥1.0质量%、Nb≥0.005质量%、Al＝0.005～0.10质量%、S≤0.01质量%以及Fe，作为显微组织主要由铁素体、马氏体构成，且铁素体占有率（VF）＞50%、铁素体平均粒径（dF）≤5μm、马氏体平均粒径（d_M）≤5μm，作为特性，抗拉强度（TS）＞590MPa、屈服比（YR）≤70%、强度-延展性平衡（抗拉强度×总拉伸率）≥18000（MPa·%）、扩孔比（d/d0）≥1.2、疲劳极限比≥0.40、断口转变温度≤-40℃。

然而，专利文献1～专利文献6中记载的技术都是涉及热轧钢板的技术，并不能适用于具有冷轧工序以及退火工序的钢板的制造方法。作为具有冷轧工序以及退火工序的耐冲击特性优良的钢板的制造方法，已经提出了专利文献7～专利文献11中记载的技术。

另外，在专利文献7中，记载着一种能量吸收特性优良的高强度合金化热浸镀锌钢板，钢板具有如下的成分组成：含有C：0.05～0.20质量%、Si：0.3～1.5质量%、Mn：1.0～2.5质量%、P：0.1质量%以下，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；且具有如下的显微组织：合计含有25～50体积%的马氏体和残余奥氏体之中的1种或2种，剩余部分由铁素体和贝氏体构成；将这样的钢板作为基材，在其两面实施合金化热浸镀锌。

另外，在专利文献8中，记载着一种高强度热浸镀锌钢板，其具有如下的化学组成：以质量%计，含有C：0.035～0.150%、Si：0.05～0.60%、Mn：2.0～4.0%、P：0.015%以下、S：低于0.0015%、sol.Al：0.8%以下、N：0.0031～0.015%、O：0.0030%以下、Ti：0.005～0.130%以及Nb：0～0.130%，且Ti和Nb的合计量为0.055%以上，剩余部分包括Fe和杂质；而且具有如下的金属组织：铁素体的平均晶体粒径为5.0μm以下，硬质第2相的平均粒径为5.0μm以下。

另外，在专利文献9中，记载着一种耐冲击特性和形状冻结性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其对于具有C：0.08～0.18质量%，Si：1.00～2.0质量%，Mn：1.5～3.0质量%，P：0.03质量%以下，S：0.005质量%以下，T.Al：0.01～0.1质量%的组成，且Mn偏析度（＝（板坯中心部Mn浓度-基底Mn浓度）/基底Mn浓度）为1.05～1.10的板坯，将其进行热轧，进而在冷轧后，在连续退火生产线上于750～870℃的2相区域或者单相区域以保持时间为60秒以上的方式进行加热，其后在720～600℃的温度区域以10℃/s以下的平均冷却速度进行冷却，然后以10℃/s以上的平均冷却速度冷却至350～460℃，在保持30秒～20分钟后，冷却至室温而形成多边形铁素体＋针状铁素体＋贝氏体＋残余奥氏体＋马氏体的5相组织。

在专利文献10中，记载着一种具有超微细粒组织且冲击吸収特性优良的冷轧钢板，其含有C、Si、Mn、Ni、Ti、Nb、Al、P、S、N，铁素体相的体积分数为75%以上，且铁素体的平均晶体粒径为3.5μm以下，再者，铁素体相以外的剩余组织实质上为回火马氏体的钢组织。

在专利文献11中，记载着一种表面性状以及冲击吸収性优良的高延展性型高强度冷轧钢板，其以质量比例计，含有C：0.06～0.25%，Si：2.5%以下，Mn：0.5～3.0%，P：0.1%以下，S：0.03%以下，Al：0.1～2.5%，Ti：0.003～0.08%，N：0.01%以下，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质，且Ti含量满足（48/14）N≤Ti≤（48/14）N＋（48/32）S＋0.01的关系，冷轧-再结晶退火后的组织为以体积率计含有5%以上的残余奥氏体的组织。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2010-156016号公报

专利文献2：日本特开2008-285741号公报

专利文献3：日本特开2008-266758号公报

专利文献4：日本特开2006-342387号公报

专利文献5：日本特开平9-143570号公报

专利文献6：日本特开平7-150294号公报

专利文献7：日本特开2009-68039号公报

专利文献8：日本特开2008-255441号公报

专利文献9：日本特开2004-300452号公报

专利文献10：日本特开2004-277858号公报

专利文献11：日本特开平10-130776号公报

发明内容

发明所要解决的课题

然而，在以往的抗拉强度“TS”为900MPa以上的高强度镀锌钢板中，为了充分得到在低温下的耐冲击特性，要求更进一步提高在低温下的耐冲击特性。

鉴于以上的现状，本发明提供一种在低温下的耐冲击特性优良的抗拉强度为900MPa以上的高强度热浸镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板以及它们的制造方法。

用于解决课题的手段

本发明人为获得在低温下的耐冲击特性优良的抗拉强度为900MPa以上的高强度热浸镀锌钢板而反复进行了潜心的研究。其结果是，本发明人发现可以制成如下的高强度镀锌钢板：在表面形成有热浸镀锌层的母材钢板具有可以得到900MPa以上的抗拉强度的规定的化学成分，并且以1/4厚度为中心的距板厚的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围中的钢板组织的残余奥氏体相以体积分数计为5%以下，贝氏体相、贝氏体铁素体相、初生马氏体相和回火马氏体相的合计以体积分数计为40%以上，平均有效晶体粒径为5.0μm以下，最大有效晶体粒径为20μm以下，在表层部形成有厚度为0.01μm～10.0μm的脱碳层，分散于所述脱碳层中的氧化物的密度为1.0×10¹²～1.0×10¹⁶个/m²，所述氧化物的平均粒径为500nm以下。

也就是说，在这样的高强度镀锌钢板中，成为破坏起点的母材钢板的残余奥氏体相以体积分数计较少，为5%以下。另外，以1/4厚度为中心的距板厚的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围中的母材钢板的平均有效晶体粒径为5.0μm以下，最大有效晶体粒径为20μm以下，有效晶体粒径的平均和最大粒径均较小，因而低温韧性优良，在低温下的耐冲击特性也优良。

而且这样的高强度镀锌钢板在母材钢板的表层部形成有厚度为0.01μm～10.0μm且硬质组织较少的脱碳层，分散于所述脱碳层中的氧化物的密度为1.0×10¹²～1.0×10¹⁶个/m²，由于所述氧化物的平均粒径在难以成为破坏起点的500nm以下，因而母材钢板的脱碳层和中心部的屈服强度之差较小。由此，在高强度镀锌钢板中，可以防止从母材钢板的表层部发生的破坏，而且可以抑制在赋予冲击时产生的脱碳层和其下层的界面的应力集中，因而难以发生脆性破坏而使耐冲击特性优良。

本发明是基于这样的见解而完成的，其要旨如下所述。

（1）一种耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于，母材钢板以质量%计含有：

C：0.075～0.400%、

Si：0.01～2.00%、

Mn：0.80～3.50%、

P：0.0001～0.100%、

S：0.0001～0.0100%、

Al：0.001～2.00%、

O：0.0001～0.0100%、

N：0.0001～0.0100%，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质，并且在所述母材钢板的表面形成有热浸镀锌层；

在所述母材钢板中，以1/4厚度为中心的距板厚的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围中的钢板组织的残余奥氏体相以体积分数计为5%以下，贝氏体相、贝氏体铁素体相、初生马氏体相和回火马氏体相的合计以体积分数计为40%以上；

以1/4厚度为中心的距板厚的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围中的平均有效晶体粒径为5.0μm以下，最大有效晶体粒径为20μm以下；

在表层部形成有厚度为0.01μm～10.0μm的脱碳层，分散于所述脱碳层中的氧化物的密度为1.0×10¹²～1.0×10¹⁶个/m²，所述氧化物的平均粒径为500nm以下。

（2）根据上述（1）所述的耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：所述母材钢板以质量%计，进一步含有选自

Ti：0.001～0.150%、

Nb：0.001～0.100%、

V：0.001～0.300%之中的1种或2种以上。

（3）根据上述（1）或（2）所述的耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：所述母材钢板进一步含有选自

Cr：0.01～2.00%、

Ni：0.01～2.00%、

Cu：0.01～2.00%、

Mo：0.01～2.00%、

B：0.0001～0.0100%、

W：0.01～2.00%之中的1种或2种以上。

（4）根据上述（1）～（3）中任一项所述的耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：所述母材钢板进一步合计含有0.0001～0.0100%的选自Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之中的1种或2种以上。

（5）一种耐冲击特性优良的高强度合金化热浸镀锌钢板，其特征在于：所述高强度合金化热浸镀锌钢板是对上述（1）～（4）中任一项所述的高强度热浸镀锌钢板的所述热浸镀锌层进行合金化而成的。

（6）一种耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：

通过进行热轧工序、冷轧工序以及所述退火工序而得到母材钢板的工序，其中，

热轧工序是将板坯加热至1080℃以上，在850℃～950℃的温度下结束热轧，进行1050℃～热轧结束温度的温度区域的压下量满足以下所示的（式1）的热轧而得到热轧钢板，所述板坯以质量%计，含有

C：0.075～0.400%、

Si：0.01～2.00%、

Mn：0.80～3.50%、

P：0.0001～0.100%、

S：0.0001～0.0100%、

Al：0.001～2.00%、

O：0.0001～0.0100%、

N：0.0001～0.0100%，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；

冷轧工序是对所述热轧钢板进行压下率为30%～75%的冷轧而得到冷轧钢板；

退火工序是使所述冷轧钢板通过使用空气比为0.7～1.2的混合气体并进行加热的预热带，从而在表层部生成氧化覆盖膜，然后在Ac3点-50℃以上的最高加热温度下使其通过H₂O和H₂的分压比（P（H₂O）/P（H₂））为0.0001～2.00的气氛的还原带，将所述氧化覆盖膜还原而形成脱碳层，再在740℃～500℃的温度区域以1.0℃/s以上的平均冷却速度进行冷却，同时一边施加3～100MPa的张力一边进行1次以上的弯曲半径为800mm以下的弯曲加工，由此实施退火，其中，所述空气比是在预热所使用的空气和燃料气体的混合气体中，单位体积的混合气体中含有的空气的体积与为了使单位体积的混合气体中含有的燃料气体完全燃烧而在理论上所需要的空气的体积之比；

以及镀覆工序，将所述母材钢板浸渍于有效Al量为0.01～0.18质量%的镀覆浴中，在所述母材钢板的表面形成热浸镀锌层，从而制成热浸镀锌钢板。

$0.10\≤{\{\underset{i-1}{\overset{N}{\mathrm{\Σ}}}{(5.20\×{10}^{-6}\·{T_i}^3-1.06\×{10}^{-2}\·{T_i}^2+1.68\×10\·T_i-5.67\×{10}^3)}^2\·{\left(\frac{h_{i-1}}{h_i}\right)}^2\·\exp (-\frac{2.20\×{10}^4}{T_i}0\·t_i\}}^{0.5}\≤1.00---\left(1\right)$

在式（1）中，N表示从热轧开始至结束的总道次数，i表示道次的顺序，T_i表示在第i个道次的轧制温度（℃），h_i表示在第i个道次的加工后的板厚（mm），t_i表示从第i个道次至下一个道次的经过时间。此外，i＝1时，h0＝板坯厚度。另外，从最终道次至下一个道次的经过时间设定为从最终道次至热轧结束后的冷却开始时点的经过时间。

（7）根据上述（6）所述的耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：所述板坯以质量%计，进一步含有选自

Ti：0.001～0.150%、

Nb：0.001～0.100%、

V：0.001～0.300%之中的1种或2种以上。

（8）根据上述（6）或（7）所述的耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：所述板坯进一步含有选自

Cr：0.01～2.00%、

Ni：0.01～2.00%、

Cu：0.01～2.00%、

Mo：0.01～2.00%、

B：0.0001～0.0100%、

W：0.01～2.00%之中的1种或2种以上。

（9）根据上述（6）～（8）中任一项所述的耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：所述板坯进一步合计含有0.0001～0.0100%的选自Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之中的1种或2种以上。

（10）根据上述（6）～（9）中任一项所述的耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：所述镀覆工序为使430～490℃的所述母材钢板进入并浸渍于450～470℃的镀覆浴中的工序。

（11）根据上述（6）～（10）中任一项所述的耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：在将所述母材钢板浸渍于所述镀覆浴中之前和/或浸渍之后，进行在300～470℃的温度范围停留10～1000秒钟的贝氏体相变处理。

（12）一种耐冲击特性优良的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：对上述（6）～（11）中任一种所述的高强度热浸镀锌钢板进行在470～620℃的温度范围停留2秒钟～200秒钟的合金化处理。

发明的效果

根据本发明，可以提供在低温下的耐冲击特性优良、且可以得到900MPa以上的抗拉强度的高强度热浸镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板以及它们的制造方法。

具体实施方式

本发明的实施方式涉及一种高强度镀锌钢板，其是在以质量%计含有C：0.075～0.400%、Si：0.01～2.00%、Mn：0.80～3.50%、P：0.0001～0.100%、S：0.0001～0.0100%、Al：0.001～2.00%、O：0.0001～0.0100%、N：0.0001～0.0100%，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质的母材钢板的表面形成热浸镀锌层而成的。

此外，母材钢板的板厚为0.6mm以上且低于5.0mm是适当的。如果母材钢板的板厚低于0.6mm，则难以使母材钢板的形状保持平坦，因而是不适当的。另外，如果母材钢板的板厚在5.0mm以上，则冷却的控制变得困难。再者，如果板厚在5.0mm以上，则与弯曲加工相伴的应变并不充分，贝氏体的微细分散化变得困难，从而难以制作出规定的显微组织。

首先，就构成本发明实施方式的高强度镀锌钢板的母材钢板的化学成分（组成）进行说明。此外，本发明中的［%］只要没有特别说明，就为［质量%］。

〔C：0.075～0.400%〕

C是为了提高高强度钢板的强度而含有的。然而，如果C含量超过0.400%，则韧性以及焊接性变得并不充分。从韧性以及焊接性的角度考虑，C含量优选为0.300%以下，更优选为0.250%以下。另一方面，如果C含量低于0.075%，则强度降低，从而难以确保充分的最大抗拉强度。为了更进一步提高强度，C含量优选为0.085%以上，更优选为0.100%以上。

〔Si：0.01～2.00%〕

Si是抑制钢板中铁系碳化物的生成、且提高强度和成形性的元素。然而，如果Si含量超过2.00%，则分散于脱碳层中的氧化物的密度过于提高，脱碳层容易遭到破坏，从而耐冲击特性降低。另外，如果Si含量超过2.00%，则钢板脆化而使延展性劣化，从而冷轧变得困难。从耐冲击特性的角度考虑，Si含量优选为1.80%以下，更优选为1.50%以下。另一方面，如果Si含量低于0.01%，则分散于脱碳层中的氧化物的密度并不充分，脱碳层的强度并不充分，从而耐冲击特性降低。另外，当Si含量低于0.01%时，在使高强度热浸镀锌钢板合金化的情况下，因合金化而大量生成粗大的铁系碳化物，从而强度以及成形性劣化。从耐冲击特性的角度考虑，Si的下限值优选为0.20%以上，更优选为0.50%以上。

〔Mn：0.80～3.50%〕

Mn是为了提高钢板的强度而添加的。然而，如果Mn含量超过3.50%，则分散于脱碳层中的氧化物的密度过于提高，脱碳层容易遭到破坏，从而耐冲击特性降低。另外，如果Mn含量超过3.50%，则在钢板的板厚中央部产生粗大的Mn浓化部，脆化变得容易发生，从而容易发生铸造的板坯开裂等故障。另外，如果Mn含量超过3.50%，则焊接性也劣化。因此，Mn含量需要设定为3.50%以下。从耐冲击特性的角度考虑，Mn含量优选为3.00%以下，更优选为2.70%以下。

另一方面，如果Mn含量低于0.80%，则分散于脱碳层中的氧化物的密度并不充分，脱碳层的强度并不充分，从而耐冲击特性降低。另外，如果Mn含量低于0.80%，则在退火后的冷却中大量形成软质的组织，因而难以确保充分高的最大抗拉强度。因此，Mn含量需要设定为0.80%以上。为了更加提高强度，Mn含量优选为1.00%以上，更优选为1.30%以上。

〔P：0.0001～0.100%〕

P具有在钢板的板厚中央部偏析的倾向，使焊接区脆化。如果P含量超过0.100%，则焊接区大幅度脆化，因而P含量的上限设定为0.100%。另一方面，P含量设定为低于0.0001%由于将伴随着制造成本的大幅度增加，因而以0.0001%为下限值，优选设定为0.0010%以上。

〔S：0.0001～0.0100%〕

S对焊接性以及铸造时和热轧时的制造性产生不良影响。因此，将S含量的上限值设定为0.0100%以下。另外，S与Mn结合而形成粗大的MnS，从而使延展性和拉伸凸缘性降低，因而优选设定为0.0050%以下，更优选设定为0.0030%以下。另一方面，S含量设定为低于0.0001%由于将伴随着制造成本的大幅度增加，因而以0.0001%为下限值，优选设定为0.0005%以上，更优选设定为0.0010%以上。

〔Al：0.001～2.00%〕

Al抑制铁系碳化物的生成而提高钢板的强度以及成形性。然而，如果Al含量超过2.00%，则焊接性恶化，因而将Al含量的上限设定为2.00%。另外，从该角度考虑，Al含量更优选设定为1.50%以下，进一步优选设定为1.20%以下。另一方面，Al含量的下限即使没有特别的规定也可以发挥本发明的效果，但Al是在原料中微量存在的不可避免的杂质，为了将其含量设定为低于0.001%，伴随着制造成本的大幅度增加，因而设定为0.001%以上。另外，Al是作为脱氧材料也有效的元素，为了更充分地得到脱氧的效果，Al含量更优选设定为0.010%以上。

〔N：0.0001～0.0100%〕

N形成粗大的氮化物，使延展性以及拉伸凸缘性劣化，因而需要抑制其添加量。如果N含量超过0.0100%，则其倾向变得显著，因而将N含量的上限设定为0.0100%。另外，N可能导致焊接时气孔的发生，因而其含量以较少为好。N含量优选为0.0070%以下，更优选为0.0050%以下。N含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但使N含量低于0.0001%将招致制造成本的大幅度增加。因此，将N含量的下限设定为0.0001%以上。N含量优选为0.0003%以上，更优选为0.0005%以上。

〔O：0.0001～0.0100%〕

O形成氮化物，使延展性以及拉伸凸缘性劣化，因而需要抑制其含量。如果O含量超过0.0100%，则拉伸凸缘性的劣化变得显著，因而将O含量的上限设定为0.0100%。再者，O含量优选为0.0070%以下，更优选为0.0050%以下。O含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但使O含量低于0.0001%由于伴随着制造成本的大幅度增加，因而将0.0001%设定为下限。O含量优选为0.0003%以上，更优选为0.0005%以上。

此外，在本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的母材钢板中，也可以根据需要添加以下的元素。

〔Ti：0.001～0.150%〕

Ti是由于通过析出物强化、因铁素体晶粒生长的抑制所得到的细粒强化、以及再结晶的抑制而产生的位错强化，有助于钢板的强度上升的元素。但是，如果Ti含量超过0.150%，则碳氮化物的析出增多而使成形性劣化，因而Ti含量更优选为0.150%以下。从成形性的角度考虑，Ti含量更优选为0.080%以下。Ti含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但为了充分地获得因Ti添加产生的强度上升效果，Ti含量优选为0.001%以上。为了钢板的进一步的高强度化，Ti含量更优选为0.010%以上。

〔Nb：0.001～0.100%〕

Nb是由于通过析出物强化、因铁素体晶粒生长的抑制所得到的细粒强化、以及再结晶的抑制而产生的位错强化，有助于钢板的强度上升的元素。但是，如果Nb含量超过0.100%，则碳氮化物的析出增多而使成形性劣化，因而Nb含量更优选为0.100%以下。从成形性的角度考虑，Nb含量更优选为0.050%以下。Nb含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但为了充分地获得因Nb添加产生的强度上升效果，Nb含量优选为0.001%以上。为了钢板的进一步的高强度化，Nb含量更优选为0.010%以上。

〔V：0.001～0.300%〕

V是由于通过析出物强化、因铁素体晶粒生长的抑制所得到的细粒强化、以及再结晶的抑制而产生的位错强化，有助于钢板的强度上升的元素。但是，如果V含量超过0.300%，则碳氮化物的析出增多而使成形性劣化，因而V含量更优选为0.300%以下，进一步优选为0.200%以下。V含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但为了充分地获得因V添加产生的强度上升效果，V含量优选为0.001%以上，进一步优选为0.010%以上。

〔Cr：0.01～2.00%〕

Cr是抑制在高温下的相变，对高强度化有效的元素，也可以进行添加以代替C和/或Mn的一部分。如果Cr含量超过2.00%，则损害热加工性而使生产率降低，因而Cr含量优选设定为2.00%以下，进一步优选设定为1.40%以下。Cr含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但为了充分地获得因Cr添加产生的高强度化的效果，Cr含量优选为0.01%以上，进一步优选为0.10%以上。

〔Ni：0.01～2.00%〕

Ni是抑制在高温下的相变，对高强度化有效的元素，也可以进行添加以代替C和/或Mn的一部分。如果Ni含量超过2.00%，则损害焊接性，因而Ni含量优选设定为2.00%以下，进一步优选为1.40%以下。Ni含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但为了充分地获得因Ni添加产生的高强度化的效果，Ni含量优选为0.01%以上，进一步优选为0.10%以上。

〔Cu：0.01～2.00%〕

Cu是以微细粒子的方式在钢中存在而提高强度的元素，可以添加以代替C和/或Mn的一部分。如果Cu含量超过2.00%，则损害焊接性，因而Cu含量优选设定为2.00%以下，进一步优选为1.40%以下。Cu含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但为了充分地获得因Cu添加产生的高强度化的效果，Cu含量优选为0.01%以上，进一步优选为0.10%以上。

〔Mo：0.01～2.00%〕

Mo是抑制在高温下的相变，对高强度化有效的元素，也可以进行添加以代替C和/或Mn的一部分。如果Mo含量超过2.00%，则损害热加工性而使生产率降低，因而Mo含量优选设定为2.00%以下，进一步优选设定为1.40%以下。Mo含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但为了充分地获得因Mo添加产生的高强度化的效果，Mo含量优选为0.01%以上，进一步优选为0.10%以上。

〔B：0.0001～0.0100%〕

B是抑制在高温下的相变，对高强度化有效的元素，也可以进行添加以代替C和/或Mn的一部分。如果B含量超过0.0100%，则损害热加工性而使生产率降低，因而B含量优选设定为0.0100%以下。从生产率的角度考虑，B含量更优选为0.0060%以下。B含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但为了充分地获得因B添加产生的高强度化的效果，将B含量优选设定为0.0001%以上。为了进一步的高强度化，B含量更优选为0.0005%以上。

〔W：0.01～2.00%〕

W是抑制在高温下的相变，对高强度化有效的元素，也可以进行添加以代替C和/或Mn的一部分。如果W含量超过2.00%，则损害热加工性而使生产率降低，因而W含量优选为2.00%以下，进一步优选为1.40%以下。W含量的下限不特别规定就可以发挥本发明的效果，但为了充分地获得因W产生的高强度化，W含量优选为0.01%以上，进一步优选为0.10%以上。

再者，在本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的母材钢板中，作为其它元素，也可以合计含有0.0001～0.0100%的Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM中的1种或2种以上。这些元素的添加理由如下所述。

此外，所谓REM，是RareEarthMetal的缩写，指的是属于镧系元素系列的元素。在本发明的实施方式中，REM和Ce大多以混合稀土进行添加，除La和Ce以外，往往复合含有镧系元素系列的元素。作为不可避免的杂质，即使含有除这些La和Ce以外的镧系元素系列的元素也可以发挥本发明的效果。另外，即使添加金属La或Ce也可以发挥本发明的效果。

Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM是对成形性的改善有效的元素，可以添加1种或2种以上。但是，如果Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之中的1种或2种以上的含量合计超过0.0100%，则有可能损害延展性，因而各元素的含量合计优选为0.0100%以下，进一步优选为0.0070%以下。Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之中的1种或2种以上的含量的下限即使不特别规定也可以发挥本发明的效果，但为了充分地获得钢板成形性的改善效果，各元素的含量合计优选为0.0001%以上。从成形性的角度考虑，Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之中的1种或2种以上的含量合计进一步优选为0.0010%以上。

以上的各元素的剩余部分为Fe以及不可避免的杂质。此外，对于前述的Ti、Nb、V、Cr、Ni、Cu、Mo、B、W，都允许含有低于上述下限值的微量作为杂质。另外，对于Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM，也允许含有低于其合计量的下限值的极微量作为杂质。

对本发明的实施方式的高强度镀锌钢板的母材钢板的组织加以规定的理由如下所述。

（显微组织）

在本发明的实施方式的高强度镀锌钢板的母材钢板中，以1/4厚度为中心的距板厚的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围中的钢板组织的残余奥氏体相（以下称为残余奥氏体）以体积分数计为5%以下，贝氏体相（以下称为贝氏体）、贝氏体铁素体相（以下称为贝氏体铁素体）、初生马氏体相（以下称为初生马氏体）和回火马氏体相（以下称为回火马氏体）的合计以体积分数计为40%以上。

“残余奥氏体”

残余奥氏体是提高强度-延展性平衡、且提高室温下的冲击吸收能的组织。另一方面，在温度比室温更低的冲击试验中，残余奥氏体在冲击的作用下，容易相变为马氏体。马氏体非常硬，且作为脆性破坏的起点而强烈地起作用，因而残余奥氏体使低温下的韧性显著劣化。如果残余奥氏体的体积分数超过5%，则在-40℃下，有可能产生脆性破坏。因此，将残余奥氏体的体积分数设定为5%以下。为了更加提高韧性，残余奥氏体的体积分数优选设定为3%以下，更优选设定为2%以下。残余奥氏体的体积分数越小越优选，也可以为0%。

“铁素体”

铁素体是具有优良的延展性的组织。但是，由于铁素体的强度低，因而在过度提高铁素体的体积分数的情况下，为担保强度而需要大幅度提高其它硬质组织的强度。在此情况下，硬质组织和铁素体的界面在低温下的冲击试验时容易成为破坏的起点，因而低温韧性劣化。从以上的角度考虑，铁素体的体积分数优选设定为50%以下。为了更加提高韧性，铁素体的体积分数优选设定为45%以下，进一步优选设定为40%以下。铁素体的体积分数的下限并没有特别的设计，即使为0%也没关系，从延展性的角度考虑，优先将铁素体的体积分数设定为5%以上，进一步优选设定为10%以上。

“贝氏体铁素体和/或贝氏体”

贝氏体铁素体和/或贝氏体是强度、延展性、韧性优良的组织，在钢板组织中以体积分数计优选含有10～50%。另外，贝氏体铁素体和/或贝氏体是具有软质的铁素体与硬质的马氏体、回火马氏体以及残余奥氏体的中间强度的显微组织，从拉伸凸缘性的角度考虑，更优选含有15%以上，进一步优选含有20%以上。另一方面，如果贝氏体铁素体和/或贝氏体的体积分数超过50%，则屈服应力过度提高，形状冻结性有可能劣化，因而是不优选的。

“回火马氏体”

回火马氏体是使抗拉强度大大提高的组织，在钢板组织中，也可以以体积分数计含有50%以下。从抗拉强度的角度考虑，回火马氏体的体积分数优选设定为10%以上。另一方面，如果钢板组织中含有的回火马氏体的体积分数超过50%，则屈服应力过度提高，形状冻结性有可能劣化，因而是不优选的。

“初生马氏体”

初生马氏体虽然使抗拉强度大大提高，但另一方面成为破坏的起点而使低温韧性劣化，在钢板组织中，以体积分数计优选含有20%以下。为了提高低温韧性，初生马氏体的体积分数更优选设定为15%以下，进一步优选设定为10%以下。

“其它显微组织”

在本发明的实施方式的高强度镀锌钢板的钢板组织中，也可以含有珠光体和/或粗大渗碳体等上述以外的组织。但是，在高强度钢板的钢板组织中，如果珠光体和/或粗大渗碳体增多，则延展性劣化。因此，钢板组织中含有的珠光体和/或粗大渗碳体的体积分数优选合计为10%以下，更优选为5%以下。

本发明的实施方式的高强度镀锌钢板的母材钢板中含有的各组织的体积分数例如可以采用以下所示的方法进行测定。

残余奥氏体的体积分数以母材钢板的平行于板面且为1/4厚度的面为观察面而进行X射线衍射，算出面积分数，可以将其看作是体积分数。

本发明的实施方式的高强度镀锌钢板的母材钢板的组织中含有的铁素体、珠光体、贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体以及初生马氏体的体积分数以母材钢板的平行于轧制方向的板厚断面为观察面而采集试料，研磨观察面并进行硝酸乙醇侵蚀，采用场致发射型扫描电子显微镜（FE-SEM：FieldEmissionScanningElectronMicroscope）观察以1/4厚度为中心的距板厚的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围而测定面积分数，可以将其看作是体积分数。

在本发明的实施方式的高强度镀锌钢板中，以1/4厚度为中心的距板厚的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围的母材钢板的平均有效晶体粒径为5.0μm以下，最大有效晶体粒径为20μm以下。

为了提高低温韧性，并提高在低温下的耐冲击特性，使母材钢板的有效晶粒微细化是重要的。为了得到充分的低温韧性，以1/4厚度为中心的距板厚的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围、即不是脱碳层的范围内的母材钢板的平均有效晶体粒径需要设定为5.0μm以下。为了进一步提高低温韧性，母材钢板的平均有效晶体粒径优选设定为4.0μm以下，更优选设定为3.0μm以下。

另外，如果存在局部粗大的有效晶粒，则低温韧性劣化，因而将最大有效晶体粒径设定为20μm以下。为了进一步提高低温韧性，并且提高在低温下的耐冲击特性，最大有效晶体粒径优选设定为15μm以下，更优选设定为12μm以下。

有效晶粒使用FE-SEM（FieldEmissionScanningElectronMicroscopy），采用EBSD（ElectronBach-ScatteringDiffraction）法进行高分辨率结晶方位解析而进行评价。此外，将平行于轧制方向的板厚断面精加工成镜面，在以1/4厚度为中心的距板厚的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围，将测定步长设定为0.5μm以下，于合计50000μm2的区域测定BCC（体心立方结构）的铁的结晶方位，在邻接的测定点之间，将（100）面的方位差最小为10°以上的边界定义为有效晶界。此外，所谓晶体结构为BCC的组织，是铁素体、马氏体、回火马氏体、贝氏体、贝氏体铁素体、珠光体、以及由它们之中的2种以上构成的复合组织。

平均有效晶体粒径采用以下所示的切断法来求出。也就是说，使用有效晶界而制作晶界分布图，在该晶界分布图上画上合计为300μm以上的平行于轧制方向的线，将线的长度的合计除以线和有效晶界的交点数所得到的值作为平均有效晶体粒径。另外，将邻接的交点间的距离最远的部位的粒径设定为最大有效晶体粒径。

本发明的实施方式的高强度镀锌钢板在母材钢板的表层部形成有厚度为0.01μm～10.0μm的脱碳层，分散于所述脱碳层中的氧化物的密度为1.0×10¹²～1.0×10¹⁶个/m²，所述氧化物的平均粒径为500nm以下。

本发明的实施方式在低温下的冲击试验中，为了防止自钢板的表层发生的破坏，表层部被设计为硬质组织较少的脱碳层。此外，所谓脱碳层，是指从母材钢板的最表面连续的区域，以及硬质组织的体积分数为1/4厚度处的硬质组织的体积分数的一半以下的区域。此外，所谓硬质组织，是指贝氏体、贝氏体铁素体、初生马氏体和回火马氏体。

母材钢板的脱碳层的厚度可以通过将平行于轧制方向的板厚断面精加工成镜面，使用FE-SEM进行观察来测定。在本发明的实施方式中，对于1块钢板，测定3个部位以上的脱碳层厚度，将其平均值作为脱碳层厚度。

当脱碳层厚度低于0.01μm时，由于不能充分地抑制在表层部的破坏，因而将脱碳层厚度设定为0.01μm以上。为了进一步提高低温韧性，脱碳层厚度优选设定为0.10μm以上，更优选设定为0.30μm以上。另一方面，过厚的脱碳层使高强度镀锌钢板的抗拉强度和疲劳强度降低。从该角度考虑，脱碳层厚度设定为10.0μm以下。从疲劳强度的角度考虑，脱碳层厚度优选为9.0μm以下，更优选为8.0μm以下。

由于脱碳层的强度较低，因而难以在母材钢板的表层部发生以脱碳层为起点的破坏。但是，由于母材钢板的正常部（中心部）和脱碳层的强度差较大，因而其界面可能成为新破坏的起点。为避免这一现象的发生，使含有Si和/或Mn的氧化物分散于脱碳层的晶粒内和/或晶界，提高脱碳层的强度而减小母材钢板的中心部和脱碳层的强度差是有效的。在本发明的实施方式中，通过使平均有效晶体粒径在5μm以下，最大有效晶体粒径在20μm以下，而且在表面生成脱碳层，使在低温下的耐冲击性得以提高；同时通过使脱碳层中析出1.0×10¹²～1.0×10¹⁶个/m²的氧化物，使钢板的母材的低温韧性得以提高；通过减小表层的低温韧性、以及脱碳层和钢板的母材的正常部的强度差而使在低温下的耐冲击性得以提高。

为了得到具有充分强度的脱碳层，将分散于脱碳层中的含有Si和/或Mn的氧化物的密度设定为1.0×10¹²个/m²以上。为更加提高低温韧性，分散于脱碳层中的氧化物的密度优选设定为3.0×10¹²个/m²以上，更优选设定为5.0×10¹²个/m²以上。另一方面，如果分散于脱碳层中的氧化物的密度超过1.0×10¹⁶个/m²，则氧化物间的距离过度靠近，表层部因轻度的加工便发生破坏，反而使脱碳层的强度下降，因而低温韧性劣化。另外，表层部因轻度的加工发生破坏，从而损害其上的热浸镀锌层。因此，将分散于脱碳层中的氧化物的密度设定为1.0×10¹⁶个/m²以下。为使钢板表层具有充分的成形性，分散于脱碳层中的氧化物的密度优选设定为5.0×10¹⁵个/m²以下，更优选设定为1.0×10¹⁵个/m²以下。

如果分散于脱碳层中的氧化物的尺寸较大，则该氧化物自身作为破坏的起点而起作用，因而氧化物越是微细，低温韧性越是提高。因此，将氧化物的平均粒径设定为500nm以下。为了进一步提高低温韧性，氧化物的平均粒径优选设定为300nm以下，更优选设定为100nm以下。氧化物的平均粒径的下限并没有特别的设定，但为了使其低于30nm，在后述的退火工序中需要严格控制气氛以及温度，在实用上存在困难，因而将氧化物的平均粒径优选设定为30nm以上。

分散于脱碳层中的氧化物可以通过将平行于轧制方向的板厚断面精加工成镜面，使用FE-SEM来进行观察。氧化物密度通过使用FE-SEM，以7μm²这种程度的面积对脱碳层进行观察，数出氧化物的个数，或者使用直至数出1000个氧化物所需要的观察面积而求出。另外，氧化物的平均粒径通过将随机选择的100～1000个的当量圆直径进行平均而算出。此外，当量圆直径使用粒子的短轴长度和长轴长度之积的平方根。

本发明的实施方式的高强度热浸镀锌钢板是在母材钢板的表面形成热浸镀锌层而成的。

热浸镀锌层也可以被合金化。

在本发明的实施方式中，热浸镀锌层或者合金化的热浸镀锌层也可以含有或者混入Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、REM之中的1种或2种以上。热浸镀锌层或者合金化的热浸镀锌层即使含有或混入上述元素之中的1种或2种以上，也不会损害本发明的效果，根据其含量的不同，也有耐蚀性或加工性得以改善等优选的情况。

对于热浸镀锌层或者合金化的热浸镀锌层的附着量并没有特别的制约，但从耐蚀性的角度考虑，优选为20g/m²以上，从经济性的角度考虑，优选为150g/m²以下。

“高强度热浸镀锌钢板的制造方法”

接着，就本发明的实施方式的高强度镀锌钢板的制造方法进行详细的说明。

本发明的实施方式的高强度镀锌钢板的制造方法适用于母材钢板的板厚为0.6mm以上且低于5.0mm的钢板的制造。如果母材钢板的板厚低于0.6mm，则难以使母材钢板的形状保持平坦，因而是不适当的。另外，如果母材钢板的板厚在5.0mm以上，则冷却的控制变得困难。再者，如果板厚在5.0mm以上，则与弯曲加工相伴的应变并不充分，贝氏体的微细分散化变得困难，从而难以制作出规定的显微组织。

为了制造本发明的实施方式的高强度热浸镀锌钢板，最初制造作为母材钢板的钢板。为了制造钢板，首先，对具有上述化学成分（组成）的板坯进行铸造。供给热轧的板坯可以使用采用连续铸造板坯或薄板坯的铸造机等制造的板坯。本发明的实施方式的高强度镀锌钢板的制造方法适合于在铸造后立即进行热轧的连续铸造-直接轧制（CC-DR）之类的工艺。

“热轧工序”

在热轧工序中，为了抑制起因铸造的结晶方位的各向异性，将板坯的加热温度设定为1080℃以上。更优选设定为1180℃以上。板坯加热温度的上限并没有特别的规定，但为了超过1300℃而进行加热，需要投入大量的能量，因而优选设定为1300℃以下。

将板坯加热后进行热轧。在本发明的实施方式中，将热轧的结束温度设定为850℃～950℃，将1050℃～热轧结束温度的温度区域的压下量设定在满足以下所示的（式1）的范围内而进行热轧，从而得到热轧钢板。

$0.10\≤{\{\underset{i-1}{\overset{N}{\mathrm{\Σ}}}{(5.20\×{10}^{-6}\·{T_i}^3-1.06\×{10}^{-2}\·{T_i}^2+1.68\×10\·T_i-5.67\×{10}^3)}^2\·{\left(\frac{h_{i-1}}{h_i}\right)}^2\·\exp (-\frac{2.20\×{10}^4}{T_i}0\·t_i\}}^{0.5}\≤1.00---\left(1\right)$

在式（1）中，N表示从热轧开始至结束的总道次数，i表示道次的顺序，T_i表示在第i个道次的轧制温度（℃），h_i表示在第i个道次的加工后的板厚（mm），t_i表示从第i个道次至下一个道次的经过时间。此外，i＝1时，h0＝板坯厚度。另外，从最终道次至下一个道次的经过时间设定为从最终道次至热轧结束后的冷却开始时点的经过时间。

如果上述（式1）的值超过1.00，则热轧钢板的晶体粒径变得粗大，冷轧以及退火后的晶体粒径变得粗大，从而使高强度镀锌钢板的有效晶体粒径粗大化。因此，将（式1）的值设定为1.00以下。为了使高强度镀锌钢板的有效晶体粒径微细化，从而提高低温韧性，（式1）的值优选设定为0.90以下，更优选设定为0.80以下。

另一方面，如果（式1）的值低于0.10，则在热轧工序中，钢板中的奥氏体的再结晶不会充分进行而成为沿轧制方向伸长的组织，冷轧以及退火后的显微组织接着使有效晶体粒径向母材钢板的轧制方向粗大化。因此，（式1）的值设定为0.10以上。为了使高强度镀锌钢板的有效晶体粒径微细化，从而进一步提高低温韧性，（式1）的值优选设定为0.20以上，更优选设定为0.30以上。由此，可以提高作为提升在低温下的耐冲击性的重要原因之一的低温韧性。

热轧后直至将热轧钢板卷取成卷材的平均冷却速度优选设定为10℃/秒以上。这是因为通过在更低温度下进行相变，使热轧钢板的粒径变得微细，并使冷轧以及退火后的母材钢板的有效晶体粒径变得微细。

热轧钢板的卷取温度优选设定为500℃～650℃。这是因为将珠光体和/或长径为1μm以上的渗碳体分散于热轧钢板的显微组织中，使得通过冷轧导入的应变局域化，在退火工序中逆相变成各种结晶方位的奥氏体，从而使退火后的母材钢板的有效晶粒微细化。如果卷取温度低于500℃，则往往不会生成珠光体和/或渗碳体，因而是不优选的。另一方面，如果卷取温度超过650℃，则珠光体和铁素体分别沿轧制方向生成为长的带状，冷轧以及退火后生成的母材钢板的有效晶粒存在成为自铁素体部分沿轧制方向伸长的粗大晶粒的倾向，因而是不优选的。

接着，优选对这样制造的热轧钢板进行酸洗。酸洗由于可以除去热轧钢板的表面的氧化物，因而对于母材钢板的镀覆性的提高是重要的。酸洗既可以进行一次，也可以分多次进行。

“冷轧工序”

接着，对酸洗后的热轧钢板进行冷轧，从而得到冷轧钢板。冷轧以合计压下率为30%～75%的方式进行。如果冷轧的压下率低于30%，则不会在钢板中蓄积充分的应变，从而在其后的退火工序中，再结晶不会充分地进行而残留加工状态的组织，有时产生沿轧制方向伸长的粗大的有效晶粒。为了通过冷轧而蓄积充分的应变，压下率的合计优选设定为33%以上，进一步优选设定为36%以上。另一方面，如果压下率的合计超过75%，则冷轧中钢板发生断裂的危险性提高，因而将压下率的合计设定为75%以下。从该角度考虑，压下率的合计优选设定为70%以下，进一步优选设定为65%以下。此外，冷轧优选分多个道次进行而不管冷轧的道次数和各道次的压下率的分配。

“退火工序”

在本发明的实施方式中，对冷轧钢板实施退火。在本发明的实施方式中，优选使用具有预热带、还原带和镀覆带的连续退火镀覆生产线，一边进行退火工序一边通过预热带和还原带，在达到镀覆带之前使退火工序结束，在镀覆带进行镀覆工序。

在退火工序中，使冷轧钢板通过使用空气比为0.7～1.2的混合气体并进行加热的预热带，从而在表层部生成氧化覆盖膜，然后在Ac3点-50℃以上的最高加热温度下使其通过H₂O和H₂的分压比（P（H₂O）/P（H₂））为0.0001～2.00的气氛的还原带，将所述氧化覆盖膜还原而形成脱碳层，再在740℃～500℃的温度区域以1.0℃/s以上的平均冷却速度进行冷却，同时一边施加3～100MPa的张力一边进行1次以上的弯曲半径为800mm以下的弯曲加工，由此实施退火，其中，所述空气比是在预热燃烧器所使用的空气和燃料气体的混合气体中，“单位体积的混合气体中含有的空气的体积”与“为了使单位体积的混合气体中含有的燃料气体完全燃烧而在理论上所需要的空气的体积”之比。

在预热带气氛中，空气比可以为0.7～1.2，可以是氧化气氛、无氧化气氛、直下还原气氛中的任一种，其中，所述空气比是在预热燃烧器所使用的空气和燃料气体的混合气体中，“单位体积的混合气体中含有的空气的体积”与“为了使单位体积的混合气体中含有的燃料气体完全燃烧而在理论上所需要的空气的体积”之比。

使冷轧钢板通过预热带时，在冷轧钢板的表层部形成有规定厚度的Fe氧化皮膜。在预热燃烧器所使用的空气和燃料气体的混合气体中，通过将“单位体积的混合气体中含有的空气的体积”与“为了使单位体积的混合气体中含有的燃料气体完全燃烧而在理论上所需要的空气的体积”之比即空气比设定为0.7～1.2，可以在冷轧钢板的表层形成0.01～20μm的Fe氧化覆盖膜。Fe氧化皮膜在还原带被还原，从而作为生成Si和/或Mn氧化物的氧供给源发挥作用。

如果预热带的加热所使用的混合气体中的空气和燃料气体的体积比超过1.2，则Fe氧化皮膜在冷轧钢板的表层部过度生长，退火后所得到的母材钢板的脱碳层厚度过于增厚。另外，如果空气和燃料气体的体积比超过1.2，则分散于脱碳层中的氧化物的密度往往过剩。另外，如果空气和燃料气体的体积比超过1.2，则过度生长的Fe氧化皮膜不会在还原带还原，保持氧化皮膜的状态而以厚的膜厚残留下来，有时对母材钢板的镀覆性带来障碍。

另外，在预热带的预热燃烧器所使用的空气和燃料气体的混合气体中，如果使“单位体积的混合气体中含有的空气的体积”与“为了使单位体积的混合气体中含有的燃料气体完全燃烧而在理论上所需要的空气的体积”之比即空气比低于0.7，则冷轧钢板的表层部中的Fe氧化皮膜的生长并不充分，从而在母材钢板上有可能不能形成充分厚度的脱碳层。另外，如果该空气比低于0.7，则分散于脱碳层中的氧化物的密度往往并不充分。

退火工序中的加热速度对钢板内的再结晶行为产生影响。通过充分进行再结晶，可以使逆相变奥氏体的结晶粒径变得微细，从而可以使退火后所得到的母材钢板的有效晶体粒径变得微细。另外，通过进行再结晶，可以使没有逆相变而残留下来的铁素体的结晶粒径微细化。为了进行再结晶，600～750℃的加热速度是特别重要的，将该温度区域的平均加热速度优选设定为20℃/秒以下。

在还原带，预热带生成的Fe氧化覆盖膜被还原而形成脱碳层，而且使适度的平均粒径的Si和/或Mn氧化物以适度的密度分散于脱碳层中。因此，在还原带的气氛中，将水蒸气分压P（H₂O）和氢分压P（H₂）之比P（H₂O）/P（H₂）设定为0.0001～2.00。P（H₂O）/P（H₂）优选设定为0.001～1.50的范围，更优选设定为0.002～1.20的范围。

另外，如果还原带的气氛P（H₂O）/P（H₂）低于0.0001，则在钢板的表面生成氧化物，从而在脱碳层的内部分散规定的氧化物往往变得困难。另外，如果P（H₂O）/P（H₂）超过2.00，则脱碳过度进行，有时不能将脱碳层厚度控制在规定的范围。

在还原带达到退火工序的最高加热温度。如果最高加热温度较低，则向奥氏体的逆相变不会充分进行，从而铁素体的体积分数过度增大。为了减少残余奥氏体的量、从而确保充分的硬质组织的体积分数，最高加热温度设定为（Ac3点-50）℃以上，优选设定为（Ac3点-35）℃以上。最高加热温度的上限并没有特别的设定，但加热超过1000℃将明显损害表面的品质，使母材钢板的镀层的润湿性劣化，因而最高加热温度优选设定为1000℃以下，更优选设定为950℃以下。

其后，为了使退火后得到的母材钢板的有效晶体粒径变得微细，应该抑制铁素体相变，且尽可能地使相变温度成为低温，且在740℃至500℃的温度区域以1.0℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。为了充分抑制铁素体相变，将740℃至500℃的温度区域的平均冷却速度优选设定为2.5℃/秒以上，更优选设定为4.0℃/秒以上。740℃至500℃的温度区域的平均冷却速度的上限并没有特别的设定，但为了得到过大的平均冷却速度，需要特殊的冷却设备和不会干涉镀覆工序的冷却介质，因而是不优选的。从该角度考虑，上述温度区域的平均冷却速度优选设定为150℃/秒以下，更优选设定为100℃/秒以下。

另外，在740℃～500℃的温度区域，一边施加3～100MPa的张力一边进行1次以上的弯曲半径为800mm以下的弯曲加工。由此，在成为母材钢板的冷轧钢板中，结晶方位不同的晶粒的核生成得以促进，因而退火后得到的母材钢板的有效晶体粒径进一步变得微细。

在进行弯曲加工时，施加以轧制方向为拉伸轴的3MPa～100MPa的张力（拉伸应力）。在张力低于3MPa时，由于不能看到核生成的促进效果，因而将其设定为下限。为了进一步促进核生成、从而使有效晶体粒径变得微细，张力优选设定为5MPa以上，更优选设定为7MPa以上。另一方面，如果张力超过100MPa，则通过进行弯曲加工而使钢板有时产生大的变形，因而张力设定为100MPa以下。为了进一步减小钢板的变形，张力优选设定为70MPa以下，进一步优选设定为50MPa以下。通过该弯曲加工，使晶粒更加微细化，也就是说，可以使平均有效晶体粒径在5μm以下，最大有效晶体粒径在20μm以下，而且在脱碳层中析出1.0×10¹²～1.0×10¹⁶个/m²的氧化物，从而可以减小脱碳层的强度和钢板的母材的正常部的强度差。

在弯曲加工中，例如使用半径在800mm以下的辊子，进行弯曲半径为800mm以下的加工。加工度越大，核生成越得到促进，因而弯曲半径优选设定为650mm以下。另一方面，弯曲半径的下限并没有特别的设定，但以过小的半径使整个钢板均匀地弯曲是困难的，因而将弯曲半径优选设定为50mm以上，更优选设定为100mm以上。

弯曲加工的次数设定为1次以上，加工度越大，核生成越得到促进，因而优选设定为2次以上。弯曲加工的次数的上限并没有特别的规定，但由于在该温度区域的停留时间内施加20次以上的弯曲加工是困难的，因而优选设定为20次以下。

“镀覆工序”

接着，将这样得到的母材钢板浸渍于镀覆浴中。镀覆浴的组成以锌为主体，并且镀覆浴中的从总Al量中减去总Fe量所得到的值即有效Al量为0.01～0.18质量%。特别在镀覆工序后实施合金化处理的情况下，为了控制热浸镀锌层的合金化的进程，优选将镀覆浴中的有效Al量设定为0.07～0.12wt%。

另外，在不使镀层合金化的情况下，浴中的有效Al量即使在0.18～0.30质量%的范围也没有问题。

镀覆浴中可以混入Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、REM之中的1种或2种以上的元素，根据各元素的含量的不同，也有热浸镀锌层的耐蚀性或加工性得以改善等优选的情况。

另外，镀覆浴的温度优选设定为450℃～470℃。当镀覆浴温度低于450℃时，镀覆浴的粘度过度提高，难以控制镀层的厚度，从而损害钢板的外观。另一方面，如果镀覆浴温度超过470℃，则产生大量的烟雾，安全制造变得困难，因而镀覆浴温度优选为470℃以下。

另外，如果钢板进入镀覆浴时的钢板温度低于430℃，则为了使镀覆浴温度稳定在450℃以上，需要给镀覆浴以大量的热量，因而在实用上是不合适的。另一方面，如果钢板进入镀覆浴时的钢板温度超过490℃，则为了使镀覆浴温度稳定在470℃以下，需要从镀覆浴导入进行排放大量热量的设备，从而在制造成本方面是不合适的。因此，为了稳定镀覆浴的浴温，将母材钢板进入镀覆浴时的温度优选设定为430℃～490℃。

另外，本实施方式在将母材钢板浸渍于镀覆浴中之前和/或浸渍之后，优选以进行贝氏体相变为目的，进行在300～470℃的温度范围停留10～1000秒钟的贝氏体相变处理。在镀覆工序后进行合金化处理的情况下，贝氏体相变处理无论是在合金化处理之前还是在之后都没有关系。

但是，如果贝氏体相变处理的温度在430℃以下，则伴随着贝氏体相变的进行，大量的碳在未相变的奥氏体中浓化，在冷却至室温时，残留于钢板中的残余奥氏体的体积分数往往增大。奥氏体中的固溶碳量通过再加热至比发生贝氏体相变的温度高的温度而减少。因此，在贝氏体相变处理的温度为430℃以下的情况下，优选将贝氏体相变处理限定于在母材钢板向镀覆浴中的浸渍之前，利用将母材钢板再加热至镀覆浴的温度，以降低未相变的奥氏体中的固溶碳量，从而在冷却至室温时，使残留于钢板中的残余奥氏体的量降低。

在向镀覆浴中的浸渍之后，也可以进行热浸镀锌层的合金化处理。当合金化处理温度低于470℃时，合金化不会充分进行，因而设定为470℃以上。另外，如果合金化处理温度超过620℃，则生成粗大的渗碳体，强度明显降低，因而设定为620℃以下。合金化处理温度优选设定为480～600℃，更优选设定为490～580℃。

为了充分进行热浸镀锌层的合金化，合金化处理时间设定为2秒以上，优选设定为5秒以上。另一方面，如果合金化处理时间超过200秒，则镀层产生过合金，从而有可能使特性劣化。因此，合金化处理时间设定为200秒以下，更优选设定为100秒以下。

此外，合金化处理优选在母材钢板向镀覆浴中的浸渍之后立即进行，但也可以在将母材钢板浸渍于镀覆浴中之后，使得到的热浸镀锌钢板的温度下降至150℃以下，然后再加热至合金化处理温度而进行合金化处理。

另外，在镀覆工序后或者合金化处理后，得到的热浸镀锌钢板或者合金化热浸镀锌钢板直至温度为150℃以下的平均冷却速度优选设定为0.5℃/秒以上。这是因为：如果冷却速度低于0.5℃/秒，则在未相变的奥氏体残留于热浸镀锌钢板或者合金化热浸镀锌钢板中的情况下，在未相变的奥氏体中进行贝氏体相变，碳向奥氏体中的浓化得以进行，因而冷却至室温后，所得到的残余奥氏体的体积分数往往超过5%。从该角度考虑，上述的平均冷却速度更优选设定为1.0℃/秒以上。

此外，在镀覆工序后或者合金化处理后所得到的热浸镀锌钢板或者合金化热浸镀锌钢板的冷却途中或者冷却后，为了对马氏体进行回火，也可以进行再加热处理。进行再加热处理时的加热温度在低于200℃时，回火不会充分进行，因而优选设定为200℃以上。另外，如果再加热处理的温度超过620℃，则强度明显劣化，因而优选设定为620℃以下，更优选设定为550℃以下。

此外，本发明并不局限于上述的实施方式。

例如，在本发明的实施方式中，也可以在采用上述的方法得到的镀锌钢板的锌镀层的表面形成由磷氧化物和/或含磷的复合氧化物构成的皮膜。

由磷氧化物和/或含磷的复合氧化物构成的皮膜在对钢板进行加工时可以作为润滑剂发挥作用，可以保护在母材钢板的表面形成的锌镀层。

再者，在本实施方式中，也可以对冷却至室温的高强度镀锌钢板，为形状矫直而以3.00%以下的压下率实施冷轧。

实施例

下面就本发明的实施例进行说明。

铸造具有表1～表3所示的A～AC的化学成分（组成）的板坯，在表4～表8所示的条件（板坯加热温度、热轧结束温度、1050℃～热轧结束温度的温度区域的压下量）进行热轧，然后在表4～表8所示的温度下进行卷取，从而得到热轧钢板。

然后，对热轧钢板实施酸洗，进行表4～表8所示的条件（压下率）下的冷轧，从而得到冷轧钢板。

表4

表5

表6

表7

接着，在表9～表13所示的条件（预热带的加热所使用的混合气体中的空气和燃料气体的体积比（空气体积/燃料气体体积）、600～750℃的加热速度、还原带气氛中的H₂O和H₂的分压比（P（H₂O）/P（H₂））、最高加热温度、740℃～500℃的温度区域的平均冷却速度、弯曲加工条件（张力（负荷应力）、弯曲半径、弯曲加工次数）下实施退火，从而得到实验例1～133的母材钢板（其中，在一部分的实验例中，也有实验中断的情况）。

实验例124是Si含量较大，在冷轧工序中钢板发生断裂，从而使试验中断的例子。

实验例126是Mn含量较大，在供给至热轧工序之前板坯发生断裂，从而使试验中断的例子。

实验例127是Al含量较大，在退火工序中与前后的钢板焊接的部位发生断裂，从而使试验中断的例子。

接着，将实验例1～133的母材钢板中的一部分母材钢板加热至表14～表18所示的温度范围，进行表14～表18所示的时间停留，从而进行贝氏体相变处理。

接着，使表14～表18所示的进入温度的母材钢板进入并浸渍于表14～表18所示的有效Al量以及温度的镀覆浴中，从而得到实验例1～133的热浸镀锌钢板。

另外，对实验例1～133的热浸镀锌钢板中的一部分热浸镀锌钢板进行加热至表14～表18所示的温度范围且停留表14～表18所示的滞留时间的合金化处理，从而得到实验例1～133的合金化热浸镀锌钢板（GA）。除此以外的钢板设定为没有进行合金化处理、或者处理温度低于470℃从而镀层没有合金化的热浸镀锌钢板（GI）。

以表14～表18所示的平均冷却速度进行冷却，直至镀覆工序后的实验例1～133的热浸镀锌钢板（或者合金化处理后的合金化热浸镀锌钢板）的温度为150℃以下。

此外，对于实验例1～133的镀覆工序后的热浸镀锌钢板（或者合金化处理后的合金化热浸镀锌钢板）的一部分，在以表14～表18所示的平均冷却速度冷却至150℃以下的途中，以表14～表18所示的再加热温度进行再加热处理。

再者，对于冷却至室温的实验例1～133的热浸镀锌钢板（或者合金化热浸镀锌钢板）的一部分，以表14～表18所示的压下率实施冷轧。

对于这样得到的实验例1～133的热浸镀锌钢板（或者合金化热浸镀锌钢板），对以1/4厚度为中心的距板厚表面1/8厚度～3/8厚度的范围的显微组织进行观察而测定了体积分数。其结果如表19～表23所示。

在显微组织的体积分数中，残余奥氏体量采用X射线衍射进行测定，其它则切出钢板的平行于轧制方向的板厚断面，对研磨成镜面的断面用硝酸乙醇侵蚀，然后使用场致发射型扫描电子显微镜（FE-SEM：FieldEmissionScanningElectronMicroscope）进行观察而求出。

另外，使用EDX测定了合金化锌镀层的1/2厚度处的铁含量。其结果如表19～表23所示。

另外，采用以下所示的方法，对实验例1～133的平均有效晶体粒径、最大有效晶体粒径、脱碳层（厚度、氧化物的密度、氧化物的平均粒径）进行了测定。其结果如表19～表23所示。

“平均有效晶体粒径、最大有效晶体粒径”

对于实验例1～133的热浸镀锌钢板（或者合金化热浸镀锌钢板），分别将平行于轧制方向的板厚断面精加工成镜面，在以1/4厚度为中心的距板厚的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围，将测定步长设定为0.5μm以下，于合计50000μm²的区域，使用FE-SEM而进行基于EBSD法的高分辨率结晶方位解析，从而测定了BCC（体心立方结构）的铁的结晶方位。

然后，在邻接的测定点间，将（100）面的方位差最小为10°以上的边界定义为有效晶界。使用测定的有效晶界而制作晶界分布图，在该晶界分布图上画上合计为300μm以上的平行于轧制方向的线，将线的长度的合计除以线和有效晶界的交点数所得到的值作为平均有效晶体粒径。另外，将邻接的交点间的距离最远的部位的粒径设定为最大有效晶体粒径。

“脱碳层厚度”

对于实验例1～133的热浸镀锌钢板（或者合金化热浸镀锌钢板），分别将其平行于轧制方向的板厚断面精加工成镜面，使用FE-SEM进行观察，由此测定了脱碳层厚度。此外，对于1块钢板，测定3个部位以上的脱碳层厚度，将其平均值作为脱碳层厚度。

“氧化物的密度”以及“氧化物的平均粒径”

对于实验例1～133的热浸镀锌钢板（或者合金化热浸镀锌钢板），分别将其平行于轧制方向的板厚断面精加工成镜面，使用FE-SEM对7μm²这种程度的面积进行观察，数出氧化物的个数，或者使用直至数出1000个氧化物所需要的观察面积，算出氧化物的密度。另外，通过将随机选择的100～1000个氧化物的当量圆直径进行平均而算出氧化物的平均粒径。

另外，采用以下所示的方法，测定了实验例1～133的韧性。其结果如表24～表28所示。

“韧性（冲击吸收能（-40℃）、脆性断口率）”

实验例1～133的热浸镀锌钢板（或者合金化热浸镀锌钢板）较薄，其板厚为0.5～3.5mm，因而用1片难以进行精确的试验。因此，将钢板重合而用螺栓紧固，在确认钢板间没有间隙的基础上，加工成规定的形状，从而制作出层叠夏比试验片。重合的钢板的片数N被设定为使［板厚］×N最接近于10mm。例如，在板厚为1.8mm的情况下，设定N＝6，板厚的合计设定为10.8mm。

层叠夏比试验片由于将平行于轧制方向的板厚断面设定为断口，因而以板宽度方向为试验片的长度方向而进行采集。钢板的冲击吸收能是将冲击试验中的总吸收能除以断口面积0.8×［板厚］×N，以每单位面积的吸收能（-40℃）来进行评价。

钢板的断口由于结晶粒径微细，因而使用光学显微镜或放大镜无法区别脆性断口和延性断口。因此，使用SEM观察断口，求出脆性断口率。

上述以外的条件按照JISZ2242来测定。

表24

表25

表26

表27

表24～表28表示了采用以下所示的方法对实验例1～133的热浸镀锌钢板（或者合金化热浸镀锌钢板）的特性进行评价的结果。

从实验例1～133的热浸镀锌钢板（或者合金化热浸镀锌钢板）上采集根据JISZ2201的拉伸试验片，按照JISZ2241进行拉伸试验，测定了屈服应力“YS”、抗拉强度“TS”、总拉伸率“EL”。

钢板表面的外观通过用肉眼判断镀覆不上的发生状况来进行。“×”是观察到直径0.5mm以上的镀覆不上、且超出外观上的允许范围的钢板，“○”是除此以外的、且具有实用上能够被允许的外观的钢板。

另外，为了评价施加压缩应力的加工时的镀层附着力，在60°V弯曲试验后，在弯曲部内侧贴上胶带，然后撕下胶带。根据与胶带一起剥离的镀层的剥离状况，评价了镀层附着力。“×”是剥离宽度在7.0mm以上、且实用上不被允许的钢板，“○”是除此以外的、且具有实用上能够被允许的镀层附着力的钢板。

如表24～表28所示，实验例1～133中的作为本发明实施例的实验例都没有发生镀覆不上，外观良好，抗拉强度“TS”在900MPa以上，且没有脆性断口。另外，对于所有的作为本发明实施例的实验例，镀层剥离的评价为“○”，镀层附着力优良，而且可以得到充分的屈服应力以及总拉伸率。

与此相对照，实验例1～133中的作为比较例的实验例并不是不发生镀层剥离以及镀覆不上，抗拉强度“TS”在900MPa以上，且没有脆性断口的实验例。

实验例121由于C的添加量较少，不能得到硬质组织，因而强度处于劣势。

实验例122由于C的添加量较多，韧性并不充分，因而脆性断口率为100%。

实验例123由于Mn的添加量较少，在退火后的冷却中大量形成软质的组织，因而强度并不充分。

实验例32是冷轧的压下率较低的例子，最大有效晶体粒径较大，韧性并不充分，可以观察到脆性断口。

实验例44是热轧的板坯加热温度较低的例子，最大有效晶体粒径较大，韧性并不充分，可以观察到脆性断口。

实验例56是冷轧的压下率较高的例子，最大有效晶体粒径较大，韧性并不充分，可以观察到脆性断口。

实验例96是热轧的压下量较大的例子，平均有效晶体粒径以及最大有效晶体粒径较大，韧性并不充分，可以观察到脆性断口。

实验例116是热轧的压下量较低的例子，最大有效晶体粒径较大，韧性并不充分，可以观察到脆性断口。

实验例8是在退火工序中没有施加负荷应力的例子，平均有效晶体粒径较大，韧性并不充分，可以观察到脆性断口。

实验例20是在镀覆工序中镀覆浴的有效Al量过剩的例子，发生了镀覆不上，而且外观不良。

实验例24在退火工序中弯曲加工的弯曲半径较大的例子，平均有效晶体粒径较大，韧性并不充分，可以观察到脆性断口。

实验例28在镀覆浴浸渍后进行贝氏体相变处理，保持碳在未相变奥氏体中浓化的状态不变而冷却至室温的例子，残余奥氏体较多，韧性并不充分，可以观察到脆性断口。因此，实验例28虽然贝氏体相变处理的停留时间在本发明的范围内，但不是实施例而是比较例（表中标记“＊”来表示）。

实验例52是燃料气体和空气的体积比较大的例子，脱碳层厚度较厚，发生镀覆不上，强度并不充分。

实验例60是合金化处理时间较短的例子，发生了镀层剥离。

实验例68是没有进行弯曲加工的例子，平均有效晶体粒径以及最大有效晶体粒径较大，韧性并不充分，可以观察到脆性断口。

实验例76是H₂O和H₂的分压比较高的例子，脱碳层厚度较厚，强度并不充分。

实验例80是燃料气体和空气的体积比较小的例子，没有形成脱碳层，韧性并不充分，可以观察到脆性断口。

实验例84是退火工序中的最高加热温度较低的例子，硬质组织较少，韧性并不充分，可以观察到脆性断口。

实验例88是退火工序中的740℃～500℃的平均冷却速度较小的例子，硬质组织较少，平均有效晶体粒径较大，韧性并不充分，可以观察到脆性断口。

实验例92是H₂O和H₂的分压比较低的例子，没有形成脱碳层，韧性并不充分，可以观察到脆性断口。另外，实验例92发生了镀层剥离和镀覆不上。

实验例100是合金化处理时间较长的例子，发生了镀层剥离。

实验例108是在镀覆工序中镀覆浴的有效Al量较少的例子，发生了镀层剥离。

实验例112是合金化处理温度较高的例子，发生了镀层剥离以及镀覆不上，强度并不充分。

在实验例125的合金化热浸镀锌钢板中，Si含量较小，分散于脱碳层中的氧化物的密度并不充分，且通过合金化处理而生成大量的铁系碳化物，因而在韧性和强度方面处于劣势。

在实验例128的合金化热浸镀锌钢板中，脱碳层中的氧化物的密度明显提高，钢板的韧性以及镀层附着力处于劣势。

在实验例129的合金化热浸镀锌钢板中，脱碳层中的氧化物的尺寸明显增大，钢板的韧性处于劣势。

实验例130是热轧结束温度较低，钢板的平坦度明显处于劣势，冷轧困难，因而使试验中断的例子。

实验例131的合金化热浸镀锌钢板是热轧结束温度较高，式1的值偏离规定的范围，因而粒径粗大化，韧性劣化的例子。

实验例132的热浸镀锌钢板是740～500℃的平均冷却速度较小，铁素体分数过度升高，因而使韧性劣化的例子。

实验例133的合金化热浸镀锌钢板是贝氏体相变处理温度较低，在该处理中生成马氏体，其后通过合金化而在高温下回火，因而使强度明显降低的例子。

以上就本发明的各实施方式进行了详细的说明，但上述实施方式都只不过表示了实施本发明时的具体化的例子。本发明不可通过这些实施方式而限定性地解释技术的范围。也就是说，本发明不会脱离其技术思想、或其主要特征而能够以各种形式加以实施。

产业上的可利用性

本发明是对耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法、和高强度合金化热浸镀锌钢板及其制造方法有效的技术。而且根据本发明，可以提供一种在低温下的耐冲击特性优良、且可以得到900MPa以上的抗拉强度的高强度热浸镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板以及它们的制造方法。

Claims (12)

1.一种耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于，

母材钢板以质量％计含有：

C：0.075～0.400％、

Si：0.01～2.00％、

Mn：0.80～3.50％、

P：0.0001～0.100％、

S：0.0001～0.0100％、

Al：0.001～2.00％、

O：0.0001～0.0100％、

N：0.0001～0.0100％，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质，并且在所述母材钢板的表面形成有热浸镀锌层；

在所述母材钢板中，以1/4厚度为中心的距板厚的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围中的钢板组织的残余奥氏体相以体积分数计为5％以下，贝氏体相、贝氏体铁素体相、初生马氏体相和回火马氏体相的合计以体积分数计为40％以上；

以1/4厚度为中心的距板厚的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围中的平均有效晶体粒径为5.0μm以下，最大有效晶体粒径为20μm以下；

在表层部形成有厚度为0.01μm～10.0μm的脱碳层，分散于所述脱碳层中的氧化物的密度为1.0×10¹²～1.0×10¹⁶个/m²，所述氧化物的平均粒径为500nm以下。

2.根据权利要求1所述的耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：所述母材钢板以质量％计，进一步含有选自

Ti：0.001～0.150％、

Nb：0.001～0.100％、

V：0.001～0.300％、

Cr：0.01～2.00％、

Ni：0.01～2.00％、

Cu：0.01～2.00％、

Mo：0.01～2.00％、

B：0.0001～0.0100％、

W：0.01～2.00％之中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：所述母材钢板进一步合计含有0.0001～0.0100％的选自Ca、Mg、Zr、REM之中的1种或2种以上。

4.根据权利要求3所述的耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：所述REM包含Ce和/或La。

5.一种耐冲击特性优良的高强度合金化热浸镀锌钢板，其特征在于：所述高强度合金化热浸镀锌钢板是对权利要求1所述的高强度热浸镀锌钢板的所述热浸镀锌层进行合金化而成的。

6.一种耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：

通过进行热轧工序、冷轧工序以及退火工序而得到母材钢板的工序，其中，

热轧工序是将板坯加热至1080℃以上，在850℃～950℃的温度下结束热轧，进行1050℃～热轧结束温度的温度区域的压下量满足以下所示的(式1)的热轧而得到热轧钢板，所述板坯以质量％计，含有

C：0.075～0.400％、

Si：0.01～2.00％、

Mn：0.80～3.50％、

P：0.0001～0.100％、

S：0.0001～0.0100％、

Al：0.001～2.00％、

O：0.0001～0.0100％、

N：0.0001～0.0100％，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；

冷轧工序是对所述热轧钢板进行压下率为30％～75％的冷轧而得到冷轧钢板；

退火工序是使所述冷轧钢板通过使用空气比为0.7～1.2的混合气体并进行加热的预热带，从而在表层部生成氧化覆盖膜，然后在Ac3点-50℃以上的最高加热温度下使其通过H₂O和H₂的分压比(P(H₂O)/P(H₂))为0.0001～2.00的气氛的还原带，将所述氧化覆盖膜还原而形成脱碳层，再在740℃～500℃的温度区域以1.0℃/s以上的平均冷却速度进行冷却，同时一边施加3～100MPa的张力一边进行1次以上的弯曲半径为800mm以下的弯曲加工，由此实施退火，其中，所述空气比是在预热所使用的空气和燃料气体的混合气体中，单位体积的混合气体中含有的空气的体积与为了使单位体积的混合气体中含有的燃料气体完全燃烧而在理论上所需要的空气的体积之比；

以及镀覆工序，将所述母材钢板浸渍于有效Al量为0.01～0.18质量％的镀覆浴中，在所述母材钢板的表面形成热浸镀锌层，从而制成热浸镀锌钢板；

$0.10\≤{\{\underset{i=1}{\overset{N}{\Σ}}{(5.20\×{10}^{-6}\·{T_i}^3-1.06\×{10}^{-2}\·{T_i}^2+1.68\×10\·T_i-5.67\×{10}^3)}^2\·{\left(\frac{h_{i-1}}{h_i}\right)}^2\·\exp (-\frac{2.20\×{10}^4}{T_i})\·t_i\}}^{0.5}\≤1.00...\left(1\right)$

在式(1)中，N表示从热轧开始至结束的总道次数，i表示道次的顺序，T_i表示在第i个道次的轧制温度(℃)，h_i表示在第i个道次的加工后的板厚(mm)，t_i表示从第i个道次至下一个道次的经过时间；此外，i＝1时，h0＝板坯厚度；另外，从最终道次至下一个道次的经过时间设定为从最终道次至热轧结束后的冷却开始时点的经过时间。

7.根据权利要求6所述的耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：所述板坯以质量％计，进一步含有选自

Ti：0.001～0.150％、

Nb：0.001～0.100％、

V：0.001～0.300％、

Cr：0.01～2.00％、

Ni：0.01～2.00％、

Cu：0.01～2.00％、

Mo：0.01～2.00％、

B：0.0001～0.0100％、

W：0.01～2.00％之中的1种或2种以上。

8.根据权利要求6或7所述的耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：所述板坯进一步合计含有0.0001～0.0100％的选自Ca、Mg、Zr、REM之中的1种或2种以上。

9.根据权利要求8所述的耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：所述REM包含Ce和/或La。

10.根据权利要求6所述的耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：所述镀覆工序为使430～490℃的所述母材钢板进入并浸渍于450～470℃的镀覆浴中的工序。

11.根据权利要求6所述的耐冲击特性优良的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：在将所述母材钢板浸渍于所述镀覆浴中之前和/或浸渍之后，进行在300～470℃的温度范围停留10～1000秒钟的贝氏体相变处理。

12.一种耐冲击特性优良的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：对权利要求6所述的高强度热浸镀锌钢板进行在470～620℃的温度范围停留2秒～200秒钟的合金化处理。