CN103874776B - 机械切断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 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种可以确保最大抗拉强度为900MPa以上的高强度、且可以得到较高的延展性、同时机械切断特性优良的高强度热浸镀锌钢板等。其是在被设定为适当范围的成分组成的钢板的表面具有镀层，且板厚为0.6～5.0mm的高强度热浸镀锌钢板；钢板组织以体积分数计，至少含有40～90%的铁素体相以及3%以上的残余奥氏体相；残余奥氏体相的固溶碳量为0.70～1.00%，平均粒径为2.0μm以下，而且粒子间的平均距离为0.1～5.0μm；钢板表层部的脱碳层厚度为0.01～10.0μm；所述钢板表层部中含有的氧化物的平均粒径为30～120nm，而且其平均密度为1.0×1012个/m2以上；进而3～7%的塑性变形时的加工硬化系数（n值）平均为0.080以上。

Description

机械切断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
技术领域
本发明涉及机械切断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，对于汽车等中使用的钢板的高强度化的要求正在提高，特别以碰撞安全性等的提高为目的，已经能够使用最大拉伸应力为900MPa以上的高强度钢板了。
一般地说，钢板的成形性伴随着高强度化而发生劣化，因而正在进行即使高强度化成形性也不会劣化、即成形性良好的高强度钢板的开发。例如，在专利文献1所记载的钢板中，将钢板组织设定为由铁素体和马氏体构成的组织，从而一面确保高强度，一面确保高的拉伸率。再者，专利文献2中记载的由铁素体、残余奥氏体以及贝氏体组织构成的钢板通过利用残余奥氏体的相变诱导塑性，得到了更高的延展性。另外，这些专利文献1、2中记载的钢板由于碰撞能量吸收能力也优良，因而作为汽车用结构件使用于许多构件中。
另一方面，在以往的高强度钢板中，除了上述的成形上的课题以外，伴随着钢板的高强度化，对这些钢板进行加工的装置的劣化也成为问题。例如，在剪断或冲裁加工中，对高强度钢板实施加工，因而剪刃或冲裁工具的磨耗或崩刃的问题变得显著，从而工具寿命的降低成为问题。另外，在进行这些加工时，切断或冲裁载荷也增大，因而也必须提高装置的能力。
机械切断或冲裁时的切断过程可以分为如下3个过程：钢板的塑性变形的过程，在剪切机或冲头与钢板的接触位置、模具与钢板的接触位置的龟裂形成过程，进而这些龟裂传播-连结的过程。上述塑性变形的过程和龟裂传播过程被分类为在室温和通常的加工（应变）速度下的延性破坏，因而在钢板强度增加的同时，龟裂传播所需要的能量也增大。其结果是，伴随着高强度化的切断载荷的增加变得不可避免。
作为上述的机械加工时的切断性和切削性得以改善的钢板，为人所知的例如有专利文献3、4中记载的钢板。专利文献3、4中记载的钢板在钢中添加规定量的Pb、S、Al，使MnS系硫化物和Al2O3分散，从而切削加工时的切削性得以提高。根据专利文献3、4，在钢中分散有MnS和Al2O3这一变形能力缺乏的夹杂物，切削加工时使这些夹杂物遭到破坏，从而切削性得以提高。然而，专利文献3、4的钢板由于遍及整个钢中而含有大量的夹杂物（MnS系硫化物、Al2O3），因而以加压成形和扩孔加工为代表的、汽车用钢板所必须的且不可缺少的成形性较差，所以存在的问题是难以适用于进行加压成形的构件。除此以外，存在的问题还有Pb的添加从环境问题的角度考虑也不是优选的。
与此相对照，在专利文献5中，公开了一种仅在钢板的表层分散有氧化物的钢板。根据专利文献5中记载的技术，通过在钢板中添加Si或Al，而且在热轧时进行高温卷取，或者通过对热轧钢板实施附加的处理，使钢板表层形成Si或Mn的氧化物，从而机械切断或冲裁加工等加工性得以提高。
然而，在专利文献5所记载的一连串的反应中，通过在热轧阶段进行附加的热处理，使促进龟裂形成的氧化物分散，因而即使在冷轧之类的进行大塑性变形的工序中，也促进龟裂形成，从而有可能容易诱发板断裂。除此以外，如果形成能够提高机械加工性的大量的氧化物，则在伴随着更强加工的冷轧加工时，以氧化物为起点而形成龟裂，或者轧制时氧化物剥离而咬入钢板和轧辊之间，从而存在的问题是可能导致钢板表面的缺陷。另外，专利文献5并没有设计为谋求提高切断时的机械切断特性的构成。
另外，专利文献6提出了一种高强度冷轧钢板，其具有以质量%计，含有C：0.07～0.25%、Si：0.3～2.50%、Mn：1.5～3.0%、Ti：0.005～0.07%、B：0.0001～0.01%、P：0.001～0.03%、S：0.0001～0.01%、Al：0.60%以下、N：0.0005～0.0100%、O：0.0005～0.007%的钢成分；在钢板组织主要由铁素体和马氏体构成的钢板的表层，在钢板的表层4μm以下的晶界和晶粒内的任一方或者两方，以2×106（个/mm2）以上的分布具有含Si的氧化物。根据专利文献6中记载的高强度冷轧钢板，可以确保最大抗拉强度为900MPa以上，而且机械切断特性优良。然而，在专利文献6中记载的高强度冷轧钢板中，存在的问题是延展性并不充分，且难以成形复杂形状的构件。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭57-143435号公报
专利文献2：日本特开平01-230715号公报
专利文献3：日本特开昭59-205453号公报
专利文献4：日本特开昭62-23970号公报
专利文献5：日本专利第3870891号公报
专利文献6：日本特开2011-111673号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明是鉴于上述问题而完成的，其目的在于提供可以确保最大抗拉强度为900MPa以上的高强度、且可以得到较高的延展性、同时机械切断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。
用于解决课题的手段
本发明人为解决上述问题而进行了潜心的研究。其结果获得了如下的见解：通过使钢成分、轧制条件以及轧制后的退火条件等最优化，可以将钢板组织中的残余奥氏体相的比例控制为规定以上，而且将该残余奥氏体相中含有的固溶碳量和平均粒径、粒子间平均距离限制为规定范围，进而将钢板表层部的脱碳层厚度、氧化物的平均粒径以及平均密度限制为规定范围。这样，在高强度热浸镀锌钢板中，发现通过使钢板组织中的残余奥氏体相最优化，可以确保900MPa以上的最大抗拉强度，而且可以得到优良的延展性和机械切断特性，进而发现通过使钢板表层部的脱碳层厚度和氧化物的尺寸等最优化，可以提高镀层的附着力，从而完成了本发明。
也就是说，本发明的要旨如下所述。
［1］一种机械切断特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：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%、N：0.0001～0.0100%、O：0.0001～0.0100%，剩余部分包括铁和不可避免的杂质的钢板的表面具有镀层，且板厚为0.6～5.0mm的高强度热浸镀锌钢板；在以板厚的1/4为中心的距钢板的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围，钢板组织以体积分数计，至少含有40～90%的铁素体相以及3%以上的残余奥氏体相；所述残余奥氏体相在相中的固溶碳量为0.70～1.00%，平均粒径为2.0μm以下，而且粒子间的平均距离为0.1～5.0μm；钢板表层部的脱碳层厚度为0.01～10.0μm；所述钢板表层部中含有的氧化物的平均粒径为30～120nm，而且其平均密度为1.0×1012个/m2以上；进而3～7%的塑性变形时的加工硬化系数（n值）平均为0.080以上。
［2］根据上述［1］所述的机械切断特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：其以质量%计，含有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］所述的机械切断特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：其以质量%计，含有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］中任一项所述的机械切断特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：以质量%计，进一步含有合计为0.0001～0.0100%的Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之中的1种或2种以上。
［5］一种机械切断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镀层进行合金化而成的。
［6］一种机械切断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：
热轧工序，将板坯直接地或者在暂时冷却后加热至1180℃以上，实施将850～950℃设定为轧制结束温度的热轧，然后以10℃/s以上的平均冷却速度骤冷至500～650℃，然后卷取成卷材，用1.0小时以上缓冷至400℃，所述板坯具有的化学成分是：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%、N：0.0001～0.0100%、O：0.0001～0.0100%，剩余部分包括铁和不可避免的杂质；冷轧工序，接着所述热轧工序，在酸洗后进行将合计压下率设定为30～75%的冷轧；退火工序，将600～750℃间的平均加热速度设定为20℃/s以下而将所述冷轧工序后的钢板加热至750℃以上，接着将750～650℃间的平均冷却速度设定为1.0～15.0℃/s而进行冷却，将从650℃开始的平均冷却速度设定为3.0℃/s以上而进行冷却，一边在300～470℃的温度区域停留20～1000秒，一边在该温度区域施加5～100MPa的张力，以实施1次以上的将弯曲半径设定为800mm以下的弯曲加工；镀覆工序，在所述退火工序后，在覆浴温度：450～470℃、进入镀覆浴时的钢板温度：430～490℃、镀覆浴中的有效Al量：0.01～0.18质量%的条件下将钢板浸渍于镀锌浴中，由此在钢板表面实施热浸镀锌而形成镀层；以及冷却工序，在所述镀覆工序后，以0.5℃/s以上的平均冷却速度冷却至150℃以下；在所述退火工序中，一边将钢板加热至400～800℃的温度一边使其通过空气比：0.7～1.2这一条件的预热带，从而在钢板表层部生成氧化物，接着在水蒸气（H2O）和氢（H2）的分压比P（H2O）/P（H2）：0.0001～2.0的还原带加热至750℃以上，由此将在所述预热带生成的所述氧化物还原，然后进行冷却，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。
［7］一种机械切断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：在采用上述［6］所述的方法进行热轧工序、冷轧工序、退火工序、镀覆工序之后，进而对在所述镀覆工序中形成的镀层在470～620℃的温度下实施合金化处理。
此外，本发明所规定的所谓加工硬化系数（n值），是指成为拉深加工性（延展性）的目标的特性值，是对屈服点以上的塑性区域的应力σ和应变ε之间的关系进行近似时的指数n。作为此时的近似式，虽然也取决于材料，但除了例如可以使用最简单的σ＝Cεn的n次方硬化规律以外，还可以使用对钢铁材料最合适的Swift式等。该n值越大，直至局部收缩发生的拉伸率越大，因而延展性越得以提高，另一方面，n值较小者，具有机械切断特性得以提高的特性。
发明的效果
根据本发明的机械切断特性优良的高强度热浸镀锌钢板以及高强度合金化热浸镀锌钢板，如上所述，采用将钢成分、钢板组织、钢板表层部的脱碳层厚度以及氧化物的尺寸等规定在适当范围的构成。也就是说，通过在钢板组织中含有规定以上的残余奥氏体相，加工硬化能力得以提高，从而可以提高钢板的强度以及延展性，另一方面，通过限制残余奥氏体相中的固溶碳量，而且抑制平均粒径而提高密度，使加工钢板时的机械切断特性（冲裁加工性）得以提高。再者，通过限制钢板表层部的脱碳层厚度、氧化物的平均粒径以及平均密度，镀层的附着力得以提高。因此，可以实现能够一边确保900MPa以上的最大抗拉强度、一边得到优良的延展性和机械切断特性的高强度热浸镀锌钢板以及高强度合金化热浸镀锌钢板。
另外，根据本发明的高强度热浸镀锌钢板以及高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，采用了通过将钢成分设定为适当范围，将热轧、冷轧以及轧制后的退火条件限制在规定范围的方法。由此，由于可以一边将钢板组织的残余奥氏体相的比例控制在规定以上，而且限制该残余奥氏体相中含有的固溶碳量，一边可以将平均粒径和粒子间平均距离限制在规定范围，因而能够使钢板的强度和延展性、以及机械切断特性得以提高。再者，由于可以将钢板表层部的脱碳层厚度、氧化物的平均粒径以及平均密度限制在规定范围，因而镀层的附着力能够得以提高。因此，可以制造上述的能够一边确保900MPa以上的最大抗拉强度、一边得到优良的延展性和机械切断特性的高强度热浸镀锌钢板以及高强度合金化热浸镀锌钢板。
因此，通过将本发明的机械切断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特别适用于汽车领域，可以充分享受伴随着车体的强度增强的安全性的提高、和构件加工时的加工性的提高等优点，其社会贡献是不可估量的。
具体实施方式
下面就本发明的实施方式的机械切断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进行说明。此外，本实施方式是为了更好地理解本发明的机械切断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的宗旨而进行详细说明的，因而只要没有特别的指定，就并不限定本发明。此外，在以下的说明中，只要没有特别的指定，“%”表示“质量%”。
［高强度热浸镀锌钢板］
本实施方式涉及一种机械切断特性优良的高强度热浸镀锌钢板（以下有时简称为高强度热浸镀锌钢板），其在以质量%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%、N：0.0001～0.0100%、O：0.0001～0.0100%，剩余部分包括铁和不可避免的杂质的钢板的表面具有镀层。另外，本实施方式的高强度热浸镀锌钢板的板厚为0.6～5.0mm。另外，本实施方式的高强度热浸镀锌钢板在以板厚的1/4为中心的距钢板的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围内，钢板组织以体积分数计，至少含有40～90%的铁素体相、以及3%以上的残余奥氏体相，该残余奥氏体相在相中的固溶碳量为0.70～1.00%，平均粒径为2.0μm以下，而且粒子间的平均距离被设定为0.1～5.0μm。再者，在本实施方式的高强度热浸镀锌钢板中，钢板表层部的脱碳层厚度为0.01～10.0μm，钢板表层部中含有的氧化物的平均粒径为30～120nm，而且其平均密度被设定为1.0×1012个/m2以上。而且在本实施方式的高强度热浸镀锌钢板中，3～7%的塑性变形时的加工硬化系数（n值）平均被设定为0.080以上。
这里，所谓以板厚的1/4为中心的距钢板的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围，是指以板厚的1/4为中心的距钢板的表面为1/8厚度～以板厚的1/4为中心的距钢板的表面为3/8厚度的范围。另外，之所以着眼于该范围的组织，是因为可以认为该范围的组织代表了除钢板表层部的脱碳层以外的整个钢板的组织。也就是说，只要在1/8厚度～3/8厚度的范围为上述的钢板组织，除钢板表层部的脱碳层以外的整个钢板可以判断为上述的组织。
本发明人对于最大抗拉强度为900MPa以上的高强度热浸镀锌钢板，为一边确保优良的延展性一边实现高机械切断特性而反复进行了潜心的研究。结果发现：首先，通过将钢成分限制在适当范围，而且将轧制条件以及轧制后的退火条件设定在后述的适当范围，便可以将钢板组织的残余奥氏体相的比例控制为规定以上，且一边限制残余奥氏体相中含有的固溶碳量，一边将平均粒径和粒子间平均距离限制在规定范围。由此，已经查明可以使高强度热浸镀锌钢板的延展性和机械切断特性两者得以提高。
＜钢板板厚＞
本发明的高强度热浸镀锌钢板的板厚为0.6～5.0mm。如果板厚低于0.6mm，则难以使钢板的形状保持平坦，因而是不适当的。因此，板厚优选为0.6mm以上。另外，如果超过5.0mm，则不会引入与弯曲加工相伴的应变，贝氏体的微细分散化变得困难，从而难以生成规定的钢板组织。因此，板厚优选为5.00mm以下。
＜钢板组织＞
本发明的高强度热浸镀锌钢板的钢板组织在以板厚的1/4为中心的距钢板的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围内，钢板组织以体积分数计，至少含有40～90%的铁素体相、以及3%以上的残余奥氏体相。另外，残余奥氏体相在相中的固溶碳量为0.70～1.00%，平均粒径为2.0μm以下，而且粒子间的平均距离为0.1～5.0μm。
“残余奥氏体相”
残余奥氏体相是提高加工硬化能力、且提高强度以及延展性的组织，在本发明中，残余奥氏体相的体积分数设定为3%以上。另外，为了进一步提高延展性，残余奥氏体相的体积分数更优选设定为5%以上，进一步优选设定为7%以上。另一方面，为了得到超过30%的残余奥氏体相，需要大量添加C或Mn等奥氏体稳定化元素，从而使焊接性明显劣化。因此，在本发明中，残余奥氏体相的体积分数优选设定为30%以下。另外，从焊接性的角度考虑，残余奥氏体相的体积分数优选为25%以下，进一步优选为20%以下。
此外，残余奥氏体的体积分数以钢板的平行于板面且距钢板的表面为板厚的1/4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1/8厚度～3/8厚度的残余奥氏体的体积分数。此外，观察面只要平行于钢板的板面，就可以设定为以板厚的1/4为中心的距钢板的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围的任意位置。
为了抑制由残余奥氏体相引起的机械切断特性的劣化，抑制因加工而发生相变后的马氏体的强度，而且限制残余奥氏体相的固溶碳量，从而通过轻度的加工便容易发生相变，且抑制残余奥氏体相的平均粒径而提高密度，由此便制成对于机械切断容易断裂的钢板。
另外，固溶于残余奥氏体相中的元素量决定残余奥氏体相的稳定性，并使残余奥氏体相向硬质的马氏体相变所需要的应变量发生变化。因此，通过控制残余奥氏体相的固溶元素量而控制加工硬化行为，可以大大提高形状冻结性、延展性以及抗拉强度。
残余奥氏体相中的固溶碳量设定为1.00%以下。如果残余奥氏体相中的固溶碳量超过1.00%，则残余奥氏体相变得过度稳定。当将这样的钢板切断时，在周边的铁素体组织的延展性显著劣化后向马氏体相变，铁素体和马氏体的界面容易发生剥离，因而是不优选的。另外，为了使残余奥氏体相有效地向马氏体相变，残余奥氏体相中的固溶碳量优选为0.96%以下。另一方面，如果残余奥氏体相中的固溶碳量低于0.70%，则在退火工序后冷却至室温的过程中开始马氏体相变，不能确保残余奥氏体相的体积分数，因而固溶碳量设定为0.70%以上。另外，为了得到充分量的残余奥氏体相，固溶碳量优选为0.75%以上，更优选为0.80%以上。
此外，残余奥氏体相中的固溶碳量（Cγ）可以在与残余奥氏体相的面积分数的测定相同的条件下进行X射线衍射试验，求出残余奥氏体的晶格常数a，从而使用下述式（1）求出。式（1）公开在文献“ScriptaMetallurgicaetMaterialia，vol.24，1990，p509-514”中。
C γ = ( a - 0.3556 ) 0.00095 × 12.01 55.84 . . . ( 1 )
另外，固溶碳量的测定方法并不局限于上述的方法。例如，也可以进行使用EMA法或三维原子探针（3D-AP）的直接观察，测定各种元素的浓度。
本发明的高强度热浸镀锌钢板的钢板组织中含有的残余奥氏体相在相中的固溶碳量为0.70～1.00%，平均粒径为2.0μm以下，而且粒子间的平均距离为0.1～5.0μm。
如果残余奥氏体相的结晶粒径粗大，则以奥氏体为起点而产生裂纹。因此，在本发明中，将残余奥氏体相的平均粒径规定为2.0μm以下。另外，残余奥氏体相的平均粒径更优选设定为1.5μm以下，进一步优选设定为1.2μm以下。此外，残余奥氏体相的平均粒径的下限并没有特别的规定，但需要能够施加巨大应变的轧机和快速加热装置等特殊设备，导致成本大幅度上升，因而优选设定为0.1μm以上。
另外，如果残余奥氏体相的晶粒间的距离过远，则在奥氏体晶粒间产生粗大的裂纹，从而使切断性劣化，因而为了切断性的提高，需要减小奥氏体晶粒间的距离，使微小裂纹大量发生。因此，在本发明中，将残余奥氏体相的粒子间的平均距离规定为5.0μm以下。另外，残余奥氏体相的粒子间的平均距离更优选设定为3.5μm以下，进一步优选设定为2.5μm以下。另一方面，如果残余奥氏体相的晶粒间的距离过于狭窄，则由一个奥氏体晶粒以及奥氏体晶粒相变所生成的马氏体而产生的龟裂容易在邻接的奥氏体晶粒或者奥氏体晶粒相变所生成的马氏体中传播，因而多个奥氏体晶粒聚集，事实上作为一个奥氏体晶粒发挥作用。为了使各个奥氏体独自地活动，需要将残余奥氏体相的粒子间的平均距离设定为0.1μm以上。另外，残余奥氏体相的粒子间的平均距离更优选设定为0.3μm以上，进一步优选设定为0.5μm以上。
此外，残余奥氏体相的晶粒可以在平行于轧制方向且垂直于板面的断面、且在以板厚的1/4为中心的距钢板的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围，使用场致发射型扫描电子显微镜（FE-SEM：FieldEmissionScanningElectronMicroscope），采用EBSD（ElectronBach-ScatteringDiffraction）法进行高分辨率结晶方位解析而进行评价。例如，将测定步长设定为0.1μm，并将表示铁FCC的衍射图案的点采集10点以上，且将相互的结晶方位差低于10°的区域作为残余奥氏体的晶粒。而且关于粒子间的平均距离，设定为｛粒子间的平均距离L＝（［观察面积］/［晶粒的个数］）1/2｝，可以在10000μm2以上的范围进行测定，或者可以在包含150个以上的残余奥氏体晶粒的范围进行测定。另外，关于平均粒径，可以通过对于随机选择的30～300个残余奥氏体晶粒求出各晶粒的面积，并以当量圆直径的方式得到粒径来进行测定。
“显微组织”
本发明的高强度热浸镀锌钢板的钢板组织除上述的残余奥氏体相以外，还优选以体积分数计，具有铁素体相：40～90%、贝氏体铁素体相和/或贝氏体相：50%以下、回火马氏体相：50%以下、以及初生马氏体相：15%以下。本发明的高强度热浸镀锌钢板通过具有这样的钢板组织，便成为具有更优良的成形性的钢板。
（铁素体相）
铁素体相是对于延展性的提高有效的组织，优选在钢板组织中，以体积分数计含有40～90%。在钢板组织中的铁素体相的体积分数低于40%的情况下，有可能不会得到充分的延展性。另外，钢板组织中含有的铁素体相的体积分数从延展性的角度考虑，更优选含有45%以上，进一步优选含有50%以上。另一方面，由于铁素体相为软质的组织，因而如果体积分数超过90%，则往往不能得到充分的强度。另外，为了充分提高钢板的抗拉强度，钢板组织中含有的铁素体相的体积分数更优选设定为85%以下，进一步优选设定为75%以下。
（贝氏体铁素体相和/或贝氏体相）
贝氏体铁素体相和/或贝氏体相是强度和延展性的平衡优良的组织，在钢板组织中以体积分数计优选含有10～50%。另外，贝氏体铁素体相和/或贝氏体相是具有软质的铁素体相与硬质的马氏体相、回火马氏体相以及残余奥氏体相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，如果贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的体积分数超过50%，则屈服应力过度提高，使形状冻结性劣化，因而是不优选的。
（回火马氏体相）
回火马氏体相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，使形状冻结性劣化，因而是不优选的。
（初生马氏体相）
初生马氏体相虽然具有使抗拉强度大大提高的效果，但另一方面成为破坏的起点而使拉伸凸缘性大大劣化，因而在钢板组织中，以体积分数计优选限制为15%以下。另外，为了提高拉伸凸缘性，钢板组织中的初生马氏体相的体积分数更优选设定为10%以下，进一步优选设定为5%以下。
（其它显微组织）
在本发明的高强度热浸镀锌钢板的钢板组织中，也可以进一步含有珠光体相和/或粗大渗碳体相等上述以外的组织。然而，如果在高强度钢板的钢板组织中，珠光体相和/或粗大渗碳体相增多，则产生使延展性劣化的问题。因此，钢板组织中含有的珠光体相和/或粗大渗碳体相的体积分数优选合计为10%以下，更优选为5%以下。
“钢板组织的测定方法”
本发明的高强度钢板的钢板组织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。
在本发明的高强度热浸镀锌钢板的钢板组织中含有的铁素体相、贝氏体铁素体相、贝氏体相、回火马氏体相以及初生马氏体相的体积分数的测定时，首先，以钢板的平行于轧制方向且垂直于板面的断面为观察面而采集试料。然后，对该试料的观察面进行研磨、硝酸乙醇侵蚀，采用场致发射型扫描电子显微镜对以板厚的1/4为中心的距钢板的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围进行观察而测定面积分数，可以将其看作是体积分数。
＜化学成分组成＞
接着，就本发明的高强度热浸镀锌钢板的化学成分（组成）进行说明。此外，在以下的说明中，只要没有特别的指定，“%”表示“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%，则焊接性并不充分，因而优选为0.400%以下。另外，从焊接性的角度考虑，C含量优选为0.250%以下，更优选为0.220%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900MPa以上的最大抗拉强度。从该角度考虑，为了更进一步提高钢板的强度，C含量更优选为0.085%以上，进一步优选为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%，则钢板脆化而使延展性劣化，从而冷轧变得困难。从延展性的角度考虑，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%，则难以使氧化物充分分散于脱碳层中。从该角度考虑，Si的下限值更优选为0.20%以上，进一步优选为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。另外，从焊接性的角度考虑，Mn含量更优选为3.00%以下，进一步优选为2.70%以下。另一方面，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，从而难以确保900MPa以上的最大抗拉强度，所以需要将Mn含量设定为0.80%以上。另外，为了更加提高强度，Mn含量更优选为1.00%以上，进一步优选为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%。另外，从避免焊接区脆化的角度考虑，P含量的上限更优选设定为0.030%。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。另外，从更加降低制造成本的角度考虑，P含量优选为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，因而更优选设定为0.0050%以下，进一步优选设定为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。另外，从更加降低制造成本的角度考虑，S含量更优选为0.0005%以上，进一步优选为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含量的下限没有特别的规定就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Al含量设定为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，从该角度考虑，N含量更优选设定为0.0070%以下，进一步优选设定为0.0050%以下。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含量的下限不特别规定就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，因而设定为0.0001%以上。另外，从更加降低制造成本的角度考虑，N含量更优选为0.0005%以上，进一步优选为0.0010%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含量更优选为0.0070%以下，进一步优选为0.0050%以下。另外，O含量的下限不特别规定就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。另外，从更加降低制造成本的角度考虑，O含量更优选为0.0003%以上，进一步优选为0.0005%以上。
在本发明的高强度热浸镀锌钢板中，也可以根据需要，采用进一步含有以下所示的元素的构成。
“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含量优选为2.00%以下。此外，Cr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Cr产生的高强度化，Cr含量优选为0.01%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%，则由于损害焊接性，因而Ni含量优选为2.00%以下。此外，Ni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Ni产生的高强度化，其含量优选为0.01%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%，则由于损害焊接性，因而其含量优选为2.00%以下。此外，Cu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Cu产生的高强度化，其含量优选为0.01%以上。
“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。然而，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含量优选为0.150%以下。另外，从成形性的角度考虑，Ti含量更优选为0.100%以下，进一步优选为0.070%以下。此外，Ti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Ti产生的强度上升效果，Ti含量优选为0.001%以上，进一步优选为0.005%以上。另外，为了钢板的高强度化，Ti含量更优选为0.010%以上，进一步优选为0.015%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。然而，如果Nb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Nb含量优选为0.150%以下。另外，从成形性的角度考虑，Nb含量更优选为0.100%以下，进一步优选为0.060%以下。此外，Nb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Nb产生的强度上升效果，Nb含量优选为0.001%以上，进一步优选为0.005%以上。另外，为了钢板的高强度化，Nb含量更优选为0.010%以上，进一步优选为0.015%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。然而，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，因而其含量优选为0.300%以下。此外，V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V产生的强度上升效果，其含量优选为0.001%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含量优选为2.00%以下，进一步优选为1.00%以下。此外，Mo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Mo产生的高强度化的效果，其含量优选为0.01%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1.00%以下。此外，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，其含量优选为0.01%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含量优选为0.0100%以下。另外，从生产率的角度考虑，B含量更优选为0.0050%以下，进一步优选为0.0030%以下。此外，B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B产生的高强度化，将B含量优选设定为0.0001%以上。另外，为了使钢板进一步高强度化，B含量更优选为0.0003%以上，进一步优选为0.0005%以上。
“Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之中的1种或2种以上合计为0.0001～0.0100%”
在本发明的高强度热浸镀锌钢板中，作为其它元素，也可以合计添加0.0001～0.5000%的Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之中的1种或2种以上，更优选添加0.0001～0.0100%。这些元素的添加理由如下所述。
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以及REM之中的1种或2种以上的含量合计超过0.5000%，则反而有可能损害延展性，因而各元素的含量合计优选为0.5000%以下，更优选为0.0100%以下。Ca、Ce、Mg、Zr、La以及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以及REM之中的1种或2种以上的含量合计更优选为0.0005%以上，进一步优选为0.0010%以上。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。
以上的各元素的剩余部分可以设定为Fe和不可避免的杂质。此外，对于前述的Cr、Ni、Cu、Ti、Nb、V、Mo、W、B，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。
＜钢板表层部＞
在本发明的高强度热浸镀锌钢板中，钢板表层部的脱碳层厚度为0.01～10.0μm，钢板表层部中含有的氧化物的平均粒径为30～120nm，而且其平均密度被设定为1.0×1012个/m2以上。
“脱碳层”
在本发明中，为了提高设置于钢板表面的镀层的附着力，将钢板表层部设定为硬质组织较少的脱碳层。当该脱碳层厚度低于0.01μm时，由于不能充分地得到镀层的附着力，因而将脱碳层厚度设定为0.01μm以上。另外，为了进一步提高镀层的附着力，脱碳层厚度更优选设定为0.08μm以上，进一步优选为0.15μm以上。另一方面，过厚的脱碳层使钢板的抗拉强度和疲劳强度降低。从该角度考虑，钢板表层部的脱碳层厚度设定为10.0μm以下。另外，从疲劳强度的角度考虑，脱碳层厚度更优选为9.0μm以下，进一步优选为8.0μm以下。
此外，本发明所说明的所谓脱碳层，是指从基底的最表面连续的区域，在该区域中，硬质组织的分数为1/4厚度的硬质组织的分数的一半以下。另外，关于脱碳层厚度，将钢板的平行于轧制方向且垂直于板面的断面精加工成镜面，使用FE-SEM进行观察，在1块钢板中测定3个部位以上的脱碳层厚度，将其平均值设定为脱碳层厚度。此外，本发明所说明的所谓硬质组织，是指由比铁素体更硬质的相构成的组织，也就是说，是指主要由贝氏体、贝氏体铁素体、马氏体以及回火马氏体、残余奥氏体等相构成的组织。另外，其分数被设定为取决于体积分数的分数。
“氧化物”
脱碳层使含有Si和/或Mn的氧化物分散于晶粒内和/或晶界，以提高切断性，从而使机械切断容易进行。氧化物的密度越高，切断性越可以得到改善，因而在本发明中，将氧化物的密度设定为1.0×1012个/m2以上。另外，从上述角度考虑，氧化物的密度更优选设定为3.0×1012个/m2以上，进一步优选设定为5.0×1012个/m2以上。另一方面，如果氧化物的密度超过1.0×1016个/m2，则氧化物间的距离过近，钢板表层部因轻度的加工便发生破坏，从而损坏其上的镀层，所以氧化物的密度优选限制为1.0×1016个/m2以下。另外，为了确保钢板表层部的充分的成形性，氧化物的密度更优选设定为5.0×1015个/m2以下，进一步优选设定为1.0×1015个/m2以下。
另外，如果分散于钢板表层部的氧化物过度微细，则无助于切断性的提高，因而在本发明中，将氧化物的平均粒径规定为30nm以上。另一方面，如果氧化物过度粗大，则损害延展性等破坏特性，因而氧化物的平均粒径设定为500nm以下。另外，从上述角度考虑，氧化物的平均粒径更优选设定为300nm以下，进一步优选设定为120nm以下，更进一步优选设定为100nm以下。另外，为了使氧化物的平均粒径低于30nm，需要严格控制处理气氛以及温度，在实用上存在困难，因而优选设定为30nm以上。
关于上述的钢板表层部的氧化物，将钢板的平行于轧制方向且垂直于板面的断面精加工成镜面，使用FE-SEM进行观察。氧化物密度通过以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，关于氧化物的尺寸，将随机选择的100～1000个当量圆直径进行平均，将其设定为平均粒径。
＜镀层＞
本发明被构成为：通过在上述构成的钢板的表面形成热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层，从而制成高强度热浸镀锌钢板或者高强度合金化热浸镀锌钢板。这样一来，通过在钢板的表面形成热浸镀锌层，便可以得到具有优良耐蚀性的高强度热浸镀锌钢板。另外，通过在钢板的表面形成合金化的热浸镀锌层，便可以得到具有优良的耐蚀性、且涂料的附着力优良的高强度合金化热浸镀锌钢板。
＜机械切断特性＞
本发明所说明的所谓机械切断特性，例如可以采用以下说明的方法进行测定和评价。
一般地说，当对高强度钢板大多进行剪断或采用冲头的冲裁加工时，剪刃或冲头顶端发生磨耗，从而余隙增加。因此，如果钢板的冲裁次数增加，则剪断端面或冲裁端面的毛刺增大。于是，作为评价本发明的高强度热浸镀锌钢板的机械切断特性的方法，可以采用如下的方法：在模具孔径为φ10.3mm、冲头材质为SKD11、冲头直径为φ10mm（余隙12.5%）的条件下，对厚度为1.2mm的钢板连续地进行冲裁加工，每50次测定毛刺的高度。
在采用上述方法的评价中，如果钢板的冲裁次数增大，则冲头顶端发生磨耗，从而余隙增大，因此，毛刺高度显然增加。但是，反复测定的结果，根据情况的不同，仅在钢板的特定端面可以看到毛刺高度明显变化的情况。于是，在0°、90°、180°、270°的各位置将冲裁孔分割成4个方向，在任一方向的毛刺高度超过初期值的3.0倍时使试验结束，将此时的冲裁次数定义为极限冲裁次数。具体地说，在测定冲裁孔的毛刺高度时，将0°～90°的范围的最大毛刺高度设定为h1，将90°～180°的范围的最大毛刺高度设定为h2，将180°～270°的范围的最大毛刺高度设定为h3，将270°～360°的范围的最大毛刺高度设定为h4。将第1次冲裁时的毛刺高度设定为h1＊、h2＊、h3＊、h4＊，在h1/h1＊、h2/h2＊、h3/h3＊、h4/h4＊中的任1个以上超过3.0时，此时的冲裁次数为极限冲裁次数。此外，在冲裁试验中，不改变冲裁冲头、模具以及钢板的冷轧方向的相对方向而进行试验，将钢板的轧制方向中的冷轧的进行方向设定为0°。在本发明中，可以将冲裁次数超过600次者定义为机械切断特性优良的高强度热浸镀锌钢板。极限冲裁次数更优选为800次，进一步优选为1000次。
＜加工硬化系数（n值）＞
在本实施方式的高强度热浸镀锌钢板中，3～7%的塑性变形时的加工硬化系数（n值）平均被设定为0.080以上。
如上所述，本发明中规定的加工硬化系数（n值）是成为拉深加工性（延展性）的目标的特性值，n值越大，直至局部收缩发生的拉伸率越大，因而延展性越得以提高。但另一方面，n值较小者具有机械切断特性得以提高这一相反的特性。在本发明中，将提高延展性的n值规定为0.080以上。另一方面，n值的上限并没有特别的规定，但为了将3～7%的塑性变形时的n值的平均设定为超过0.250，需要将最大抗拉强度设定为低于900MPa，或者需要添加超过0.40%的C量，因而是不优选的。从该角度考虑，n值优选设定为0.200以下，特别从抗拉强度的角度考虑，进一步优选设定为0.180以下。此外，3～7%的塑性变形是通常频繁地使用的钢板的塑性加工的范围。
本发明如上所述，通过在钢板组织中含有3%以上的残余奥氏体相，便可以提高加工硬化能力，具有n值平均为0.080以上的高延展性。另一方面，在本发明中，通过将残余奥氏体相中的固溶碳量限制为0.70～1.00%，而且将平均粒径抑制在2.0μm以下、将粒子间的平均距离抑制为5.0μm，密度便得以提高，由此提高机械切断特性。由此，可以确保较高的抗拉强度，而且可以得到优良的延展性和机械切断特性两者。
＜最大抗拉强度＞
在本发明中，作为钢板强度，最大抗拉强度优选为900MPa以上。这是因为在900MPa以上的高强度钢板中，它是剪断和冲裁加工的时的工具劣化变得明显的强度。另外，即便是低于900MPa的钢板，也可以享受本发明的效果即机械切断特性改善的效果，但在抗拉强度较低的钢板中，其效果较小。因此，包括上述效果在内，还从确保母材强度的角度考虑，本发明也优选适用于900MPa以上的高强度热浸镀锌钢板。
［高强度热浸镀锌钢板的制造方法］
接着，就本发明的成形性优良的高强度热浸镀锌钢板的制造方法进行说明。
本实施方式的高强度热浸镀锌钢板的制造方法具有以下工序：热轧工序，首先，将具有上述化学成分的板坯直接地或者在暂时冷却后加热至1180℃以上，实施将850～950℃设定为轧制结束温度的热轧，然后以10℃/s以上的平均冷却速度骤冷至500～650℃，然后卷取成卷材，用1.0小时以上缓冷至400℃；冷轧工序，接着该热轧工序，在酸洗后进行将合计压下率设定为30～75%的冷轧。另外，在本实施方式中，还具有退火工序：将600～750℃间的平均加热速度设定为20℃/s以下而将冷轧工序后的钢板加热至750℃以上，接着将750～650℃间的平均冷却速度设定为1.0～15.0℃/s而进行冷却，将从650℃开始的平均冷却速度设定为3.0℃/s以上而进行冷却，一边在300～470℃的温度区域停留20～1000秒，一边在该温度区域施加5～100MPa的张力，以实施1次以上的将弯曲半径设定为800mm以下的弯曲加工。再者，在本实施方式中，还具有镀覆工序：在退火工序后，在覆浴温度：450～470℃、进入镀覆浴时的钢板温度：430～490℃、镀覆浴中的有效Al量：0.01～0.18质量%的条件下将钢板浸渍于镀锌浴中，由此在钢板表面实施热浸镀锌而形成镀层。再者，在本实施方式中，还具有冷却工序：在镀覆工序后，以0.5℃/s以上的平均冷却速度冷却至150℃以下。然后，在本实施方式中，作为所述退火工序，一边将钢板加热至400～800℃的温度一边使其通过空气比：0.7～1.2这一条件的预热带，从而在钢板表层部生成氧化物，接着在水蒸气（H2O）和氢（H2）的分压比P（H2O）/P（H2）：0.0001～2.0的还原带加热至750℃以上，由此将在所述预热带生成的所述氧化物还原，然后进行冷却，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。
为了制造上述本发明的高强度钢板，首先，对具有上述化学成分（组成）的板坯进行铸造。
作为供给热轧的板坯，例如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。另外，本发明的高强度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。
在本实施方式的热轧工序中，为了缓和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1180℃以上。另外，板坯的加热温度更优选为1200℃以上。该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，因而加热温度优选设定为1300℃以下。
将板坯加热至上述温度后进行热轧。在本发明中，将热轧的轧制结束温度设定为850～950℃。在该轧制结束温度低于850℃时，轧制反作用力过度升高而使工序负荷增大，因而在本发明中，将该温度设定为850℃以上，更优选为870℃以上。另一方面，如果轧制结束温度超过950℃，则热轧钢板中的显微组织粗大化，甚至其后的冷轧以及退火工序后的显微组织也变得粗大，因而在本发明中，将轧制结束温度设定为950℃以下，更优选设定为930℃以下。
在热轧后，进行快速冷却（骤冷）。在本发明中，将骤冷至500～600℃时的平均冷却速度优选设定为10℃/s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有效晶体粒径变得微细。另一方面，平均冷却速度的上限并没有特别的规定，但如果超过200℃/s，则需要使用特殊的冷却介质，在成本方面是不优选的，因而优选设定为200℃/s以下。
使钢板骤冷后，卷取成热轧卷材。通过在该工序中，于热轧后的钢板内生成“珠光体”和/或“长径超过1μm的粗大渗碳体”，便在后述的冷轧后的退火工序中，可以使各种相变组织的织构以及形态随机化。这样一来，为了生成珠光体和/或粗大渗碳体，在本发明中，将热轧后的骤冷的冷却停止温度设定为500℃以上。另外，为了降低各向异性，冷却停止温度更优选为530℃以上，进一步优选为550℃以上。另一方面，如果冷却停止温度过高，则钢板表层的氧化皮层过度增厚，从而损害表面品质，因此，在本发明中，需要将冷却停止温度设定为650℃以下。另外，从上述角度考虑，优选将冷却停止温度设定为630℃以下。而且在本发明中，将上述冷却停止温度被设定为500～650℃的钢板卷取成热轧卷材。
另外，为了充分生成珠光体和/或粗大渗碳体，从而减少耐延迟断裂特性的各向异性，需要在快速冷却停止后，在生成渗碳体的温度区域停留充分的时间。因此，本发明将从骤冷停止缓冷至400℃的经过时间设定为1.0小时以上。另外，该经过时间更优选设定为2.0小时以上，进一步优选设定为3.0小时以上。另外，上述经过时间的上限并没有特别的规定，但停留超过24.0小时时，需要特殊的设备，在成本上是不优选的，因而优选设定为24.0小时以下。
接着，在本实施方式中，对由上述条件制造的热轧钢板进行酸洗处理。酸洗能够除去钢板表面的氧化物，因而从提高最终制品的高强度热浸镀锌钢板或者高强度合金化热浸镀锌钢板的热浸镀覆性的角度考虑是重要的。另外，酸洗既可以是仅进行一次的处理，也可以分多次进行处理。
接着，对酸洗后的钢板以合计压下率为30%～75%的方式进行冷轧。此时，轧制优选分多个道次进行而不管轧制的道次数和各道次的压下率的分配。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，组织变得粗大，因而残余奥氏体相的粒子间的平均距离增大，从而使切断性劣化。另外，为了蓄积充分的应变，压下率的合计更优选设定为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%，则轧制中钢板有时发生断裂，因而在本发明中，将冷轧的压下率的合计设定为75%以下。另外，从上述角度考虑，压下率的合计更优选设定为70%以下，进一步优选设定为65%以下。
接着，本发明对于在上述条件下轧制所得到的钢板，在被设定为以下条件的退火工序中实施退火处理，然后在镀覆工序中进行热浸镀锌处理。本发明在退火工序以及镀覆工序中，优选使用分别具有预热带、还原带、镀覆带的连续退火镀覆生产线。另外，上述预热带的气氛可以是氧化气氛、无氧化气氛、直下还原气氛中的任一种。
如上所述，在退火工序以及镀覆工序使用连续退火镀覆生产线的情况下，被设定为上述条件的退火工序可以采用如下的方法：一边将钢板加热至400～800℃的温度一边使其通过空气比：0.7～1.2这一条件的预热带，从而在钢板表层部生成氧化物，接着在H2O和H2的分压比P（H2O）/P（H2）：0.0001～2.0的还原带加热至750℃以上，由此将在预热带生成的氧化物还原，然后进行冷却，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。而且退火工序后的镀覆工序可以设定为在以下的条件下实施热浸镀锌的方法，即在镀覆浴温度：450～470℃、进入镀覆浴时的钢板温度：430～490℃、镀覆浴中的有效Al量：0.01～0.18质量%的条件下将钢板浸渍于镀锌浴中。
退火工序中的加热速度对钢板内的再结晶行为产生影响。特别地，600～750℃的加热速度是重要的，通过将其间的平均加热速度设定为20℃/s以下，充分地进行再结晶而形成各向同性且微细的显微组织，从而可以使因逆相变生成的奥氏体的晶粒变得各向同性且微细。另外，为了进一步进行再结晶，平均加热速度更优选设定为15℃/s以下，进一步优选设定为12℃/s以下。此外，平均加热速度的下限并没有特别的规定，但平均加热速度低于0.5℃/s时，生产率明显降低，因而优选设定为0.5℃/s以上。
在预热带，进行用于在钢板表层部形成适当厚度的Fe氧化覆盖膜的氧化处理。此时，将通过预热带时的钢板温度设定为400～800℃，将空气比｛［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］＝［单位体积的混合气体中含有的空气的体积（m3）］/［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（m3）］｝设定为0.7～1.2，在此条件下进行预热，由此在钢板的表层形成0.01～20μm的Fe氧化覆盖膜。在上述的空气比过大而超过1.2的情况下，在钢板表层部不会生成充分的Fe氧化覆盖膜。另外，氧化覆盖膜在还原带，作为用于生成Si和/或Mn的氧化物的氧供给源而起作用，因而在上述空气比过小而低于0.7的情况下，不能得到规定的氧化物。另外，如果通过预热带时的钢板温度低于400℃，则不能形成充分的氧化覆盖膜，另一方面，在超过800℃的高温下，则由于氧化覆盖膜过度生长，因而难以将脱碳层厚度控制在规定的范围。
另外，如果退火工序中的最高加热温度较低，粗大的渗碳体有熔化残留，从而使延展性显著劣化。在本发明中，为了使渗碳体充分固溶而确保延展性，最高加热温度设定为750℃以上，更优选设定为760℃以上。此外，加热温度的上限并没有特别的规定，但加热超过1000℃使表面的品质明显受到损害，使镀层的润湿性劣化，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。
退火工序中的最高加热温度（750℃以上）优选在还原带达到。在该还原带，预热带生成的Fe氧化覆盖膜被还原而形成脱碳层，而且使Si和/或Mn氧化物适度地分散。因此，在还原带的气氛中，水蒸气分压P（H2O）和氢分压P（H2）之比P（H2O）/P（H2）优选设定为0.0001～2.00。在（P（H2O）/P（H2））低于0.0001时，Si和/或Mn的氧化物仅在最表面层形成，从而难以使Si和/或Mn的氧化物适度分散于脱碳层的内部。另一方面，如果（P（H2O）/P（H2））超过2.00，则脱碳过度进行，从而有可能不能将脱碳层厚度控制在规定的范围内。另外，（P（H2O）/P（H2））更优选设定为0.001～1.50的范围，进一步优选设定为0.002～1.20的范围。
自上述最高加热温度开始的平均冷却速度对于充分生成铁素体是重要的。因此，在本发明中，将直至铁素体生成的温度区域即750～650℃的平均冷却速度设定为1.0～15.0℃/s。如果自最高加热温度开始的平均冷却速度超过15.0℃/s，这往往不能得到充分量的铁素体，从而使延展性劣化。另一方面，如果平均冷却速度低于1.0℃/s，则铁素体过度生成，或者生成珠光体等而不能得到充分量的硬质组织，从而使强度劣化。
从钢板温度650℃至进入镀覆浴而使冷却停止的平均冷却速度优选设定为3.0℃/s以上。这是因为通过更加降低向硬质组织的相变温度，可以得到结晶方位更加随机的硬质组织。从该角度考虑，平均冷却速度更优选设定为5.0℃/s以上。另外，平均冷却速度的上限并没有特别的规定，但为了设定为超过200℃/s的平均冷却速度，需要特殊的冷却设备，因而优选设定为200℃/s以下。
接着，进行将退火工序后的钢板浸渍于镀覆浴中的镀覆工序。镀覆浴的组成以锌为主体，并将浴中的从总Al量中减去总Fe量所得到的值即有效Al量优选设定为0.01～0.20质量%，更优选设定为0.01～0.18质量%。特别在实施合金化处理的情况下，为了控制镀层合金化的进程，将浴中的有效Al量更优选设定为0.07～0.12质量%。另外，在不使镀层合金化的情况下，浴中的有效Al量也可以在0.18～0.20质量%的范围。
另外，镀锌浴中即使混入Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、Sr、REM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。
镀覆浴温度优选设定为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，为了稳定镀覆浴温度，钢板进入镀覆浴的温度优选设定为430℃～490℃。如果钢板浸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，如果钢板浸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。
在本发明中，为了充分得到残余奥氏体，在浸渍于镀覆浴中之前和/或浸渍之后，在300～470℃的范围使钢板停留，从而进行贝氏体相变。该300～470℃的范围的停留时间与浸渍于镀覆浴中的时间合在一起，设定为20～1000秒。当该停留时间低于20秒时，贝氏体相变不会充分地进行，碳在残余奥氏体中的浓化并不充分。另外，为了进一步提高烘烤硬化性，停留时间更优选为35秒以上，进一步优选为50秒以上。另一方面，如果上述的停留时间超过1000秒，则碳在残余奥氏体中过度浓化，或者开始渗碳体的生成而不能得到规定的特性。另外，为了限制残余奥氏体中的碳浓化，从而得到高的烘烤硬化性，停留时间优选为600秒以下，更优选为450秒以下。
再者，为了使残余奥氏体的结晶粒径变得微细，通过促进贝氏体和/或贝氏体铁素体的核生成而从钢板的各个部位进行核生成，将母相的奥氏体微细分断是有效的。因此，在300～470℃的期间，在对钢板附加拉伸应力的状态下实施弯曲变形，以促进大量贝氏体和/或贝氏体铁素体的核生成。此时的应力以轧制方向为拉伸轴，附加3～100MPa的应力。在负荷应力低于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。另外，为了进一步促进核生成、从而使有效晶体粒径变得微细，负荷应力更优选设定为5MPa以上，进一步优选设定为7MPa以上。另一方面，如果负荷应力超过100MPa，则钢板有时产生大的变形，因而负荷应力设定为100MPa以下。另外，为了进一步减小钢板的变形，负荷应力更优选设定为70MPa以下，进一步优选设定为50MPa以下。
通过以上的从热轧工序至退火工序的应变施加和热过程、以及上述贝氏体相变时的应变施加，可以使残余奥氏体相中的固溶碳量为0.70～1.00%，除此以外，还可以使平均粒径为2.0μm以下，使粒子间的平均距离为0.1～5.0μm。再者，3～7%的塑性变形时可以使加工硬化系数平均为0.080以上。
在施加上述条件的拉伸应力的状态下，通过进一步施加弯曲变形，核生成大幅度得以促进，因而在本发明中，实施将弯曲半径设定为800mm以下的1次以上的弯曲加工。另外，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。
另外，弯曲加工的次数设定为1次以上，再者，加工度越大，核生成越得到促进，因而更优选设定为2次以上。此外，加工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，因而将加工次数优选设定为20次以下。
本发明在实施上述的热浸镀锌处理后，进而也可以在470～620℃的温度下，实施钢板表面的镀层的合金化处理。通过进行这样的合金化处理，便在表面形成由热浸镀锌层合金化而成的Zn-Fe合金，从而可以得到防锈性优良的高强度合金化热浸镀锌钢板。
在使镀层合金化时，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，因而在本发明中设定为620℃以下。另外，合金化处理温度更优选设定为480～600℃，进一步优选设定为490～580℃。
另外，合金化处理时间并没有特别的限定，但为了充分地进行合金化，需要取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，则镀层有可能产生过合金，从而使特性劣化，因而处理时间设定为200秒以下，优选设定为100秒以下。
此外，合金化处理优选在向镀覆浴中的浸渍之后立即进行，也可以在浸渍后将钢板温度放冷至150℃以下，然后再加热至合金化处理温度。
另外，如果镀覆处理后冷却至150℃以下时的平均冷却速度低于0.5℃/s，则生成粗大的渗碳体，从而有可能使强度和/或延展性劣化。因此，该平均冷却速度设定为0.5℃/s以上，更优选设定为1.0℃/s以上。此外，平均冷却速度的上限并没有特别的规定，但为了设定为超过200℃/s的平均冷却速度，需要特殊的冷却设备，因而优选设定为200℃/s以下，更优选设定为50℃/s以下。
另外，在进行镀层的合金化处理的情况下，进行上述贝氏体相变处理的时机无论是在合金化处理之前还是在之后都没有关系。
另外，本发明在冷却途中或者冷却之后，为了对马氏体进行回火，也可以进行再加热处理。作为再加热时的加热温度，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，如果加热温度超过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。
再者，在本实施方式中，也可以对冷却至室温的高强度热浸镀锌钢板或者高强度合金化热浸镀锌钢板，为形状矫直而以3.00%以下的压下率实施冷轧。
此外，本发明的制造方法并不局限于上述的例子。
例如，在本发明中，也可以在采用上述的方法得到的高强度热浸镀锌钢板的镀层的表面施加由磷氧化物和/或含磷的复合氧化物构成的覆盖膜。由磷氧化物和/或含磷的复合氧化物构成的覆盖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镀层。
根据以上说明的、本发明的机械切断特性优良的高强度热浸镀锌钢板以及高强度合金化热浸镀锌钢板，如上所述，采用将钢成分、钢板组织、钢板表层部的脱碳层厚度以及氧化物的尺寸等规定在适当范围的构成。也就是说，通过在钢板组织中含有规定以上的残余奥氏体相，加工硬化能力得以提高，从而可以提高钢板的强度以及延展性，另一方面，通过限制残余奥氏体相中的固溶碳量，而且抑制平均粒径而提高密度，使加工钢板时的机械切断特性（冲裁加工性）得以提高。再者，通过限制钢板表层部的脱碳层厚度、氧化物的平均粒径以及粒子间平均距离，镀层的附着力得以提高。因此，可以实现能够一边确保900MPa以上的最大抗拉强度、一边得到优良的延展性和机械切断特性的高强度热浸镀锌钢板以及高强度合金化热浸镀锌钢板。
另外，根据本发明的高强度热浸镀锌钢板以及高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，采用了通过将钢成分设定为适当范围，将热轧、冷轧以及轧制后的退火条件限制在规定范围的方法。由此，由于可以一边将钢板组织的残余奥氏体相的比例控制在规定以上，而且限制该残余奥氏体相中含有的固溶碳量，一边可以将平均粒径和粒子间平均距离限制在规定范围，因而能够使钢板的强度和延展性、以及机械切断特性得以提高。再者，由于可以将钢板表层部的脱碳层厚度、氧化物的平均粒径以及平均密度限制在规定范围，因而镀层的附着力能够得以提高。因此，可以制造上述的能够一边确保900MPa以上的最大抗拉强度、一边得到优良的延展性和机械切断特性的高强度热浸镀锌钢板以及高强度合金化热浸镀锌钢板。
因此，通过将本发明的机械切断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特别适用于汽车领域，可以充分享受伴随着车体的强度增强的安全性的提高、和构件加工时的加工性的提高等优点，其社会贡献是不可估量的。
实施例
下面列举本发明的机械切断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的实施例，更具体地说明本发明，但本发明当然不限于下述实施例，在能够适于前后所述的要旨的范围内也能够适当地进行变更而加以实施，这些也都包含于本发明的保护范围内。
［钢板的制造］
首先，在炼钢工序中控制钢水的脱氧、脱硫和化学成分，由此便得到下述表1所示的化学成分组成的板坯。而且在铸造后，立即在下述表2～4所示的条件下实施热轧、冷却、卷取、酸洗，进而实施冷轧。然后，使得到的冷轧钢板通过下述表5～8所示的条件下的连续退火热浸镀锌生产线，从而制造出实验例1～128的热浸镀锌钢板。另外，在这些实验例1～128之中的一部分中，在下述表5～8所示的条件下进行镀层的合金化处理，由此便制成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）。
表2
表3
表4
[评价试验]
对于采用上述方法制造的各实验例的钢板，进行了以下的评价试验，结果如下述表9～13所示。
“钢板组织”
首先，使用扫描型电子显微镜（SEM）对各实验例的钢板进行组织观察，以测定钢板的组织分数、以及残余奥氏体相的粒子间的平均距离和平均粒径，结果记载于下述表9～13中。这里，铁素体、马氏体、珠光体、渗碳体、贝氏体、奥氏体以及剩余组织的鉴定、存在位置的观察以及面积率的测定采用硝酸乙醇试剂以及日本特开昭59-219473号公报中公开的试剂，对钢板轧制方向断面或者与轧制方向成直角的方向的断面进行腐蚀，以1000～10000倍的放大倍数观察了板厚的1/4厚度位置。
接着，根据上述组织观察的结果，对残余奥氏体相的晶粒的个数使用通过EBSD（ElectronBach-ScatteringDiffraction）法进行的高分辨率结晶方位解析而进行了测定。然后，对于残余奥氏体相的粒子间的平均距离，设定为｛粒子间的平均距离L＝（［观察面积］/［晶粒的个数］）1/2｝而于10000μm2以上的范围进行了测定。另外，关于残余奥氏体相的平均粒径，通过对于随机选择的30～300个残余奥氏体晶粒求出各晶粒的面积，并以当量圆直径的方式得到粒径而进行了测定。
另外，关于残余奥氏体相中的固溶碳量，在与上述残余奥氏体相的面积分数的测定相同的条件下进行X射线衍射试验，求出残余奥氏体相的晶格常数a，从而使用上述（1）式求出。
“钢板表层部的脱碳层厚度、氧化物的平均密度以及平均粒径”
关于钢板表层部的脱碳层厚度，将各钢板的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，在1块钢板中测定3个部位以上的脱碳层厚度，将其平均值设定为脱碳层厚度。
另外，关于钢板表层部的氧化物，首先，与上述同样，将平行于轧制方向的板厚断面精加工成镜面，使用FE-SEM进行观察后，对7μm2这种程度的面积的脱碳层进行观察，数出氧化物的个数，由此测定氧化物的密度，其结果如下述表9～13所示。另外，关于该氧化物的尺寸，将随机选择的100～1000个的氧化物粒子的当量圆直径进行平均，将其设定为平均粒径。
“外观检查”
对于按上述步骤制造的钢板，就其外观进行了检查。此时，对于钢板表面的外观，用肉眼判断镀覆不上的发生状况，其结果用“○”、“×”表示在下述表9～13中。此外，下述表9～13中所示的“×”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。
“镀层剥离试验”
对于按上述步骤制作的钢板，按照用于评价对钢板施加压缩应力的加工时的镀层附着力的JISZ2248中记载的“金属材料弯曲试验方法”，进行了镀层剥离试验。具体地说，正如文献“热浸镀锌钢板手册，p53-55”中公开的那样，在使用各钢板进行60°V字弯曲试验后，在弯曲部内侧贴上胶带，然后撕下该胶带。然后，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，结果如下述表9～13所示。此外，下述表9～13中所示的“有”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。在此，胶带使用ニチバン生产的“セロテープ”（注册商标）。
“机械切断特性（极限冲裁次数）”
对各实验例的钢板进行冷轧、退火和镀覆，使其厚度为1.2mm，在加工了板厚1.2mm的钢板后，在模具孔径为φ10.3mm、冲头材质为SKD11、冲头直径为φ10mm（余隙12.5%）的条件下连续地进行冲裁加工，每50次测定毛刺的高度。此时，在0°、90°、180°、270°的各位置将冲裁孔分割成4个方向，在任一方向的毛刺高度超过初期值的3.0倍时使试验结束，将此时的冲裁次数设定为极限冲裁次数。此外，在本实施例中，为了不改变制品钢板的板厚而得到各种冷轧率，使热轧钢板的厚度进行各种变化而制作出了制品钢板。
“拉伸特性”
由各实验例的钢板加工JISZ2201中记载的5号试验片，按照JISZ2241中记载的试验方法测定了抗拉强度（MPa）以及总拉伸率（%），而且按照JISG0202中记载的试验方法测定了屈服强度（MPa）。
另外，关于n值（加工硬化系数），根据抗拉强度的试验结果，读取公称应变为3%～7%的点的公称应力，将公称应力和公称应变分别换算成真应力和真应变，按照下式｛n＝log（σ7%/σ4%）/log（ε7%/ε4%）｝求出。但是，对于均匀拉伸率低于7%的钢板，从公称应变为3%的点和拉伸应力最大的点这2点按照上述式求出。
上述各评价试验的结果如下述表9～13所示。
[评价结果]
如表9～13所示，在具有本发明所规定的钢成分而且采用本发明所规定的各制造条件制造的实施例（本发明例：参照表1～13的备注栏）的高强度热浸镀锌钢板以及高强度合金化热浸镀锌钢板中，钢板组织的铁素体相以及残余奥氏体相的体积分数、残余奥氏体相中的固溶碳量和平均粒径以及粒子间的平均距离、钢板表层部的脱碳层厚度、氧化物的平均粒径以及平均密度、进而加工硬化系数（n值）中的任一种都在本发明所规定的范围内。而且可知在这些本发明例的钢板中，镀层表面的外观特性以及剥离特性优良，而且屈服应力、抗拉强度、总拉伸率、n值的各拉伸特性优良，进而极限冲裁次数均为650次以上，机械切断特性优良。因此，由这些评价结果表明：本发明例的高强度热浸镀锌钢板以及高强度合金化热浸镀锌钢板可以确保900MPa以上的最大抗拉强度，而且同时兼有优良的延展性和机械切断特性。
与此相对照，比较例的热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板并不满足本发明所规定的钢成分和各制造条件中的任一种，而且并不满足本发明所规定的钢板特性中的任一种。因此，比较例正如以下所说明的那样，结果是各拉伸特性中的任一项目、或者钢板外观、镀层剥离特性中的任一项目不能满足成为目标的特性。
在实验例4的热浸镀锌钢板中，退火工序在750～650℃的平均冷却速度超过本发明的规定范围，钢板组织中的铁素体相的体积分数低于本发明的规定范围，因而结果是n值较低，为0.059，可知延展性较差。
在实验例8的热浸镀锌钢板中，退火工序在300～470℃的停留时间大大超过本发明的规定范围，残余奥氏体相中的固溶碳量大大超过本发明的规定范围，因而结果是极限冲裁次数较低，为400次，可知机械切断特性较差。
在实验例12的热浸镀锌钢板中，退火工序中还原带处于水蒸气和氢的分压比｛P（H2O）/P（H2）｝为零而大致不含水蒸气的气氛，在钢板表层部没有生成脱碳层。另外，由于氧化物的平均粒径较大，因而氧化物的密度降低。由于脱碳层厚度、氧化物的平均粒径以及氧化物的密度中的任一种超出本发明的规定范围，因而结果是极限冲裁次数明显较低，为300次，可知机械切断特性较差。
在实验例16的热浸镀锌钢板中，热轧工序中板坯的最高加热温度低于本发明的规定范围，其结果是，n值低于本发明的规定范围，为0.076，因而可知延展性较差。
在实验例20的热浸镀锌钢板中，热轧工序的平均冷却速度低于本发明的规定范围，残余奥氏体相的平均粒径以及粒子间的平均距离中的任一种超过本发明的规定范围。因此，结果是极限冲裁次数较低，为600次，可知机械切断特性较差。
在实验例24的热浸镀锌钢板中，退火工序在600～750℃的平均加热速度大大超过本发明的规定范围，残余奥氏体相的平均粒径以及粒子间平均距离中的任一种超过本发明的规定范围。因此，结果是极限冲裁次数较低，为600次，可知机械切断特性较差。
在实验例28的热浸镀锌钢板中，退火工序中预热带的空气比低于本发明的规定范围，为0.4，空气量较少，因而钢板表层部的氧化物的生成并不正常。也就是说，由于氧化物的平均粒径较大，因而氧化物的密度降低，都超出本发明的规定范围。因此，结果是极限冲裁次数明显较低，为350次，可知机械切断特性较差。
在实验例36的热浸镀锌钢板中，退火工序的最高加热温度低于本发明的规定范围，因而钢板组织中铁素体相的体积分数超过本发明的规定范围，为91%，另一方面，其它组织的体积分数非常少。因此，结果是在拉伸特性中，屈服应力和抗拉强度非常低，可知强度特性较差。
在实验例40的热浸镀锌钢板中，镀覆工序的镀覆浴中的有效Al量超过本发明的规定范围，因而大量产生镀覆不上的部位，外观检查的结果为“×”。
在实验例44的热浸镀锌钢板中，热轧工序的冷却停止温度低于本发明的规定范围，残余奥氏体相的平均粒径以及粒子间的平均距离中的任一种超过本发明的规定范围。因此，结果是极限冲裁次数明显较低，为350次，可知机械切断特性较差。
实验例48的合金化热浸镀锌钢板是对镀覆工序后的镀层实施合金化处理时的处理时间极长，因而在镀层剥离试验中，发生了镀层剥离的例子。
在实验例52的热浸镀锌钢板中，退火工序在750～650℃的平均冷却速度低于本发明的规定范围，钢板组织中的贝氏体相以及贝氏体铁素体相的体积分数增大，另一方面，没有生成马氏体相、回火马氏体相、残余奥氏体相以及其它相。因此，屈服应力和抗拉强度较低，可知强度特性较差。
实验例56的合金化热浸镀锌钢板是对镀覆工序后的镀层实施合金化处理时的处理时间过短，因而大量产生镀覆不上的部位，外观检查的结果为“×”的例子。
在实验例60的热浸镀锌钢板中，镀覆工序后的平均冷却速度低于本发明的规定范围，因而钢板组织中的残余奥氏体相的体积分数低于本发明的规定范围，另一方面，其它组织的体积分数升高。另外，残余奥氏体相的粒子间的平均距离超过本发明的规定范围。因此，结果是屈服应力、抗拉强度、总拉伸率降低，可知强度特性较差。
在实验例64的热浸镀锌钢板中，热轧工序的轧制结束温度超过本发明的规定范围，因而残余奥氏体相的平均粒径以及粒子间平均距离中的任一种超过本发明的规定范围。因此，结果是极限冲裁次数明显较低，为250次，可知机械切断特性较差。
在实验例68的热浸镀锌钢板中，退火工序在还原带的水蒸气和氢的分压比｛P（H2O）/P（H2）｝超出本发明所规定的范围，钢板表层部的脱碳层厚度超过本发明的规定范围。因此，在实验例68的钢板中，疲劳强度极低，不堪实用。
在实验例72的合金化热浸镀锌钢板中，对镀覆工序后的镀层实施合金化处理时的处理温度超过本发明的规定范围，因而钢板组织中残余奥氏体相的体积分数低于本发明的规定范围，另一方面，其它组织的体积分数升高。另外，残余奥氏体相中的固溶碳量低于本发明的规定范围，而且粒子间的平均距离超过本发明的规定范围。因此，外观检查的结果为“×”，而且在镀层剥离试验中产生了镀层的剥离。再者，结果是屈服应力、抗拉强度降低，而且可知强度、延展性以及机械切断特性中的任一种较差。
在实验例76的热浸镀锌钢板中，由于没有进行退火工序中的弯曲加工，因而残余奥氏体相的平均粒径以及粒子间的平均距离中的任一种超过本发明的规定范围。因此，结果是极限冲裁次数较低，为500次，可知机械切断特性较差。
在实验例80的热浸镀锌钢板中，热轧工序的冷却停止温度超过本发明的规定范围，因而残余奥氏体相的平均粒径以及粒子间平均距离中的任一种超过本发明的规定范围。因此，结果是极限冲裁次数明显较低，为350次，可知机械切断特性较差。
在实验例84的热浸镀锌钢板中，退火工序在预热带的空气比超过本发明的规定范围，空气量过多，因而钢板表层部的脱碳层厚度超过本发明的规定范围。因此，镀覆性较差，外观检查的结果为“×”的评价，另外，结果是极限冲裁次数较低，为400次，可知机械切断特性较差。
在实验例88的热浸镀锌钢板中，退火工序的弯曲加工的弯曲半径超过本发明的规定范围，因而残余奥氏体相的平均粒径以及粒子间平均距离中的任一种超过本发明的规定范围。因此，结果是极限冲裁次数较低，为550次，可知机械切断特性较差。
在实验例92的合金化热浸镀锌钢板中，退火工序在300～470℃的停留时间超过本发明的规定范围，残余奥氏体相中的固溶碳量大大超过本发明的规定范围，因而结果是极限冲裁次数明显较低，为350次，可知机械切断特性较差。
在实验例96的热浸镀锌钢板中，退火工序在300～470℃的停留时间低于本发明的规定范围，残余奥氏体相的体积分数低于本发明的规定范围，另一方面，马氏体相的体积分数升高，因而残余奥氏体相中的固溶碳量低于本发明的规定范围，而且粒子间平均距离超过本发明的规定范围。因此，结果是n值较低，为0.060，可知机械切断特性较差。
实验例100的热浸镀锌钢板由于在退火工序中没有附加在300～470℃的温度区域的张力，残余奥氏体相的平均粒径以及粒子间的平均距离中的任一种超过本发明的规定范围。因此，结果是极限冲裁次数较低，为500次，可知机械切断特性较差。
在实验例104的热浸镀锌钢板中，冷轧工序的压下率低于本发明的规定范围，因而残余奥氏体相的平均粒径以及粒子间平均距离中的任一种超过本发明的规定范围。因此，结果是极限冲裁次数较低，为450次，可知机械切断特性较差。
在实验例108的热浸镀锌钢板中，由于退火工序的从650℃开始的平均冷却速度低于本发明的规定范围，因而结果是几乎不会生成残余奥氏体相，另一方面，大量生成其它组织。因此，抗拉强度较低，而且n值低于本发明的规定范围，可知强度以及延展性较差。
在实验例112的热浸镀锌钢板中，热轧工序中缓冷至400℃的时间低于本发明的规定范围，残余奥氏体相的平均粒径以及粒子间的平均距离中的任一种超过本发明的规定范围。因此，结果是极限冲裁次数明显较低，为350次，可知机械切断特性较差。
在实验例116中，因冷轧工序的压下率过大而使钢板断裂，不能制造出热浸镀锌钢板。
在实验例120的热浸镀锌钢板中，镀覆工序的镀覆浴中的有效Al量为0%，因而在镀层剥离试验中发生了镀层的剥离。
实验例121～123的热浸镀锌钢板是化学成分超出了规定范围的例子。其中，在实验例121中，C量低于本发明所规定的下限，因而在钢板组织中大量生成铁素体相，结果是抗拉强度较低，可知强度特性较差。另外，在实验例122中，C量超过本发明所规定的上限，因而在钢板组织中大量生成残余奥氏体相，结果是n值较低，可知延展性较差。另外，在实验例123中，Mn量低于本发明所规定的下限，因而在钢板组织中大量生成铁素体相，结果是抗拉强度较低，可知强度特性较差。
实验例124的合金化热浸镀锌钢板是在退火工序中，在300～470℃的温度区域的张力超过本发明的规定范围的例子。在此，退火工序后的钢板的板厚比退火工序前的钢板的板厚有所减少，是不能得到规定的板厚精度而使实验中止的例子。
实验例125是Si含量较大，在冷轧工序中钢板发生断裂，从而使实验中断的例子。
在实验例126的合金化热浸镀钢板中，Si含量较少，钢板表层部的氧化物的生成并不正常，氧化物的密度超出本发明的规定范围。因此，结果是极限冲裁次数明显较低，为400次，可知机械切断特性较差。
实验例127是Mn含量较大，在从铸造结束后至供给热轧工序的期间板坯发生断裂，从而使实验中止的例子。
实验例128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，从而使实验中止的例子。
根据以上说明的实施例的结果，本发明的机械切断特性优良的高强度热浸镀锌钢板以及高强度合金化热浸镀锌钢板显然一边可以确保最大抗拉强度为900MPa以上的高强度一边具有优良的延展性，而且不会使加工设备等劣化，从而具有较高的机械切断特性。
产业上的可利用性
根据本发明，例如在采用压力加工等对钢板成形所得到的构件等用途中，一边可以确保最大抗拉强度为900MPa以上的高强度，一边可以得到优良的延展性和机械切断特性，同时得到优良的强度以及加工性。由此，例如特别在汽车用构件等领域适用本发明，由此可以充分享受与车体的强度增强相伴的安全性的提高、和构件制造时的加工性的提高等优点，其社会的贡献是不可估量的。

Claims (12)

1.一种机械切断特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：
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％、
N：0.0001～0.0100％、
O：0.0001～0.0100％，
剩余部分包括铁和不可避免的杂质的钢板的表面具有镀层，且板厚为0.6～5.0mm的高强度热浸镀锌钢板；
在以板厚的1/4为中心的距钢板的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围，钢板组织以体积分数计，至少含有40～90％的铁素体相以及3％以上的残余奥氏体相；
所述残余奥氏体相在相中的固溶碳量为0.70～1.00％，平均粒径为2.0μm以下，而且粒子间的平均距离为0.1～5.0μm；
钢板表层部的脱碳层厚度为0.01～10.0μm，所述钢板表层部中含有的氧化物的平均粒径为30～120nm，而且其平均密度为1.0×1012个/m2以上；
进而3～7％的塑性变形时的加工硬化系数即n值平均为0.080以上。
2.根据权利要求1所述的机械切断特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：以质量％计，进一步含有
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.根据权利要求1所述的机械切断特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：以质量％计，进一步含有
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。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的机械切断特性优良的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：以质量％计，进一步含有合计为0.0001～0.0100％的Ca、Mg、Zr、REM之中的1种或2种以上。
5.根据权利要求4所述的机械切断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。
6.一种机械切断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1～3中任一项所述的高强度热浸镀锌钢板的镀层进行合金化而成的。
7.一种机械切断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：
热轧工序，将板坯直接地或者在暂时冷却后加热至1180℃以上，实施将850～950℃设定为轧制结束温度的热轧，然后以10℃/s以上的平均冷却速度骤冷至500～650℃，然后卷取成卷材，用1.0小时以上缓冷至400℃，所述板坯具有的化学成分是：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％、
N：0.0001～0.0100％、
O：0.0001～0.0100％，
剩余部分包括铁和不可避免的杂质；
冷轧工序，接着所述热轧工序，在酸洗后进行将合计压下率设定为30～75％的冷轧；
退火工序，将600～750℃间的平均加热速度设定为20℃/s以下而将所述冷轧工序后的钢板加热至750℃以上，接着将750～650℃间的平均冷却速度设定为1.0～15.0℃/s而进行冷却，将从650℃开始的平均冷却速度设定为3.0℃/s以上而进行冷却，一边在300～470℃的温度区域停留20～1000秒，一边在该温度区域施加5～100MPa的张力，以实施1次以上的将弯曲半径设定为800mm以下的弯曲加工；
镀覆工序，在所述退火工序后，在覆浴温度：450～470℃、进入镀覆浴时的钢板温度：430～490℃、镀覆浴中的有效Al量：0.01～0.18质量％的条件下将钢板浸渍于镀锌浴中，由此在钢板表面实施热浸镀锌而形成镀层；以及
冷却工序，在所述镀覆工序后，以0.5℃/s以上的平均冷却速度冷却至150℃以下；
在所述退火工序中，一边将钢板加热至400～800℃的温度一边使其通过空气比：0.7～1.2这一条件的预热带，从而在钢板表层部生成氧化物，接着在水蒸气(H2O)和氢(H2)的分压比P(H2O)/P(H2)：0.0001～2.0的还原带加热至750℃以上，由此将在所述预热带生成的所述氧化物还原，然后进行冷却，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。
8.根据权利要求7所述的机械切断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
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。
9.根据权利要求7所述的机械切断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
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。
10.一种机械切断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：在采用权利要求7所述的方法进行热轧工序、冷轧工序、退火工序、镀覆工序之后且在所述冷却工序之前，对在所述镀覆工序中形成的镀层在470～620℃的温度下实施合金化处理。
11.根据权利要求10所述的机械切断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：所述板坯以质量％计，进一步含有
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。
12.根据权利要求10所述的机械切断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：所述板坯以质量％计，进一步含有
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。
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