CN106661699B - 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

高强度熔融镀锌钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN106661699B
CN106661699B CN201580046786.3A CN201580046786A CN106661699B CN 106661699 B CN106661699 B CN 106661699B CN 201580046786 A CN201580046786 A CN 201580046786A CN 106661699 B CN106661699 B CN 106661699B
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
plate
martensite
average
dip galvanized
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201580046786.3A
Other languages
English (en)
Other versions
CN106661699A (zh
Inventor
长谷川宽
藤田耕郎
藤田耕一郎
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Engineering Corp
Original Assignee
NKK Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by NKK Corp filed Critical NKK Corp
Publication of CN106661699A publication Critical patent/CN106661699A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN106661699B publication Critical patent/CN106661699B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

本发明提供一种拉伸强度(TS)为1300MPa以上、延展性及面内材质均匀性优异的高强度熔融镀锌钢板以及其制造方法。所述高强度熔融镀锌钢板具有下述成分组成，所述成分组成含有作为特定成分的C、Si、Mn等，且Ti的含量[Ti]与N的含量[N]满足[Ti]＞4[N]，并且，具有下述显微组织，所述显微组织包含按面积率计为60％以上且90％以下的马氏体、按面积率计大于5％且为40％以下的多边形铁素体、及按面积率计小于3％(包括0％)的残余奥氏体，其中，所述马氏体的平均硬度按维氏硬度为450以上且600以下，所述马氏体的平均晶体粒径为10μm以下，所述马氏体的晶体粒径的标准偏差为4.0μm以下。

Description

高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种高强度熔融镀锌钢板及其制造方法，尤其是涉及适于作为汽车用钢板的用途、延展性及面内材质均匀性优异的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
从地球环境保护的观点考虑，为了减少CO2排放量，在维持汽车车体的强度的同时，谋求其轻质化、改善汽车的燃料效率成为汽车行业中非常重要的课题。在维持汽车车体的强度并谋求其轻质化的方面，通过成为汽车部件用原材料的钢板的高强度化而将钢板薄壁化是有效的。另一方面，以钢板作为原材料的汽车部件大多利用冲压加工、翻边加工等进行成型。因此，对于用作汽车部件用原材料的高强度钢板，要求除了具有希望的强度以外，还要求优异的加工性。特别是在拉伸强度(TS)为1300MPa以上这样的超高强度钢板中，作为延展性，要求优异的拉伸特性(均匀伸长率、局部伸长率)。进而，作为耐腐蚀性优异的钢板，期望高强度熔融镀锌钢板。在这样的背景下，持续开发了加工性优异的各种高强度钢板。
但是，另一方面，伴随钢板的高强度化，存在向钢中的合金元素的添加量增多，从而阻碍制造性，导致形状缺陷、面内材质偏差等品质降低，结果无法提供充分的材料性能这样的问题。因此，综合性地解决上述课题是极其重要的。
作为涉及成型性优异的高强度钢板的技术，专利文献1中公开了涉及提高了拉伸特性、延伸凸缘性及弯曲加工性等加工性的、具有TS为1180MPa以上这样的高强度的高强度冷轧钢板的技术。另外，专利文献2中公开了涉及钢带内的强度的偏差小、成型性优异、具有TS为780MPa以上这样的高强度的高强度熔融镀锌钢板的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2012-237042号公报
专利文献2：日本特开2011-032549号公报
发明内容
然而，专利文献1中记载的技术中，Si含量为1.2～2.2％，其钢成分中添加有大量的Si，因此，由轧制载荷增大导致的板形状缺陷等成为问题。另外，没有对材质不均进行研究，也没有提及其具有充分的材料均匀性。
专利文献2中记载的技术中，Si含量为0.5～2.5％，尤其在作为其实施例中公开的发明例的高强度熔融镀锌钢板中，Si含量为1.09％以上，含有大量的Si，因此，镀层品质稳定性、由轧制载荷增大导致的板形状缺陷等成为问题。但是，对于这些课题没有任何考虑。另外，对于强度以外的偏差也没有任何考虑。
本发明目的在于，提高一种有利地解决上述现有技术中具有的问题、拉伸强度(TS)为1300MPa以上、并且延展性及面内材质均匀性优异的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法。
本发明人为了达成上述课题，制造在确保1300MPa以上的TS的同时，延展性及面内材质均匀性优异的高强度钢板，从钢板的成分组成、组织及制造方法的观点考虑并反复进行了深入研究，结果发现了以下内容。
通过使C量为0.13～0.25％、马氏体的面积率为60～90％、多边形铁素体的面积率大于5％且为40％以下、残余奥氏体的面积率小于3％(包括0％)，并且，马氏体的平均晶体粒径为10μm以下、且马氏体的平均硬度按维氏硬度计为450以上600以下、且马氏体的晶体粒径的标准偏差为4.0μm以下，由此能够得到TS为1300MPa以上、且具有优异的延展性及面内材质均匀性的高强度熔融镀锌钢板。需要说明的是，对于面内材质均匀性而言，在本发明中，通过偏差敏感性高的开孔率的偏差进行评价。本发明是基于上述的见解而完成的，其主要内容如下。
[1]一种高强度熔融镀锌钢板，其具有：
成分组成，其按质量％计，含有C：0.13～0.25％、Si：0.01～1.00％、Mn：1.5～4.0％、P：0.100％以下、S：0.02％以下、Al：0.01～1.50％、N：0.001～0.010％、Ti：0.005～0.100％、B：0.0005～0.0050％，且Ti与N的含量满足下式(1)，余量由Fe及不可避免的杂质组成，和
显微组织，其包含按面积率计为60％以上且90％以下的马氏体、按面积率计大于5％且为40％以下的多边形铁素体、及按面积率计小于3％(包括0％)的残余奥氏体，其中，所述马氏体的平均硬度按维氏硬度为450以上且600以下，所述马氏体的平均晶体粒径为10μm以下，所述马氏体的晶体粒径的标准偏差为4.0μm以下；
[Ti]＞4[N]......(1)
其中，式中的[Ti]表示Ti含量，单位为质量％，[N]表示N含量，单位为质量％。
[2]如上述[1]所述的高强度熔融镀锌钢板，其中，按质量％计，还含有选自Cr：0.005～2.000％、Mo：0.005～2.000％、V：0.005～2.000％、Ni：0.005～2.000％、Cu：0.005～2.000％、Nb：0.005～2.000％中的至少一种元素。
[3]如上述[1]或[2]所述的高强度熔融镀锌钢板，其中，按质量％计，还含有选自Ca：0.001～0.005％、REM：0.001～0.005％中的至少一种元素。
[4]高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其具有：热轧工序，对上述[1]至[3]的中任一项所述的成分组成的钢板坯实施热轧，所述热轧的终轧结束后，以使于600～700℃的滞留时间的总和为10秒以下的方式进行冷却，以使平均卷绕温度为400℃以上且小于600℃、且钢板的板宽度中央位置的板宽为100mm的区域中的卷绕温度的平均值与钢板的板宽端部位置的板宽为100mm的区域中的卷绕温度的平均值之差为70℃以下的方式卷绕；冷轧工序，将所述热轧板以大于20％的压下率进行冷轧；退火工序，将所述冷轧板以5℃/s以上的平均加热速度加热至700℃以下，然后以1℃/s以下的平均加热速度加热至720℃以上且850℃以下，于720℃以上且850℃以下保持30秒以上且1000秒以下；冷却工序，将所述退火工序后的冷轧板以3℃/s以上的平均冷却速度冷却；熔融镀锌工序，对所述冷却工序后的冷轧板实施熔融镀锌处理，制成熔融镀锌板；镀后冷却工序，对所述熔融镀锌板实施在(Ms点-50℃)～Ms点的温度范围中的滞留时间为2秒以上的冷却。
[5]如上述[4]所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在所述熔融镀锌工序之后、所述镀后冷却工序之前，具有对所述熔融镀锌钢板实施镀层的合金化处理的镀层合金化工序。
[6]如[4]或[5]所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在所述镀后冷却工序后，还具有于350℃以下的温度实施回火处理的回火工序。
根据本发明，可以得到适合作为汽车部件用原材料的、拉伸强度(TS)为1300MPa以上、且延展性及面内材质均匀性优异的高强度熔融镀锌钢板。
具体实施方式
以下对本发明进行详细说明。需要说明的是，表示成分元素的含量的“％”，只要不特别声明即为“质量％”。
1)成分组成
C：0.13～0.25％
C是为了使马氏体生成、使TS上升所必需的元素。C量小于0.13％时，马氏体的强度低、无法使TS为1300MPa以上。另一方面，若C量大于0.25％，则局部伸长率等局部延展性降低。因此，C量为0.13％以上且0.25％以下。C量优选为0.14％以上且0.23％以下。
Si：0.01～1.00％
Si是对于将钢固溶强化、使TS上升而言有效的元素。为了得到这样的效果，必须使Si量为0.01％以上。另一方面，若Si的含量变得过多，则会导致镀敷性、焊接性的劣化，尤其会使轧制载荷增大，从而阻碍制造性。本发明中，主要从轧制载荷的观点考虑，可允许1.00％以下，因此，Si量为1.00％以下。因此，Si量为0.01％以上且1.00％以下。Si量优选为0.01％以上且0.60％以下，更优选为0.01％以上且0.40％以下，进一步优选为0.01％以上且0.20％以下。
Mn：1.5～4.0％
Mn将钢固溶强化并使TS上升、并且抑制铁素体相变、贝氏体相变而使马氏体生成从而使TS上升的元素。为了充分地得到这样的效果，必须使Mn量为1.5％以上。另一方面若Mn量大于4.0％，则夹杂物的增加变得显著，成为钢的清洁度、局部延展性降低的原因。因此，Mn量为1.5％以上且4.0％以下。Mn量优选为1.5％以上且3.8％以下，更优选为1.8％以上且3.5％以下。
P：0.100％以下
对于P而言，其通过晶界偏析而使弯曲加工性、焊接性劣化，因此，优选尽可能地降低P的量，但允许为0.100％以下，从制造成本方面等考虑，P量为0.100％以下。P量优选为0.03％以下。下限没有特别规定，但P量小于0.001％时，会导致生产效率的降低，因此，P量优选为0.001％以上。
S：0.02％以下
S作为MnS等夹杂物而存在，从而使焊接性劣化，因此，优选尽可能地降低S的量，但允许为0.02％以下，从制造成本方面等考虑，S量为0.02％以下。S量优选为0.005％以下。下限没有特别规定，但S量小于0.0005％时，会导致生产效率的降低，因此，S量优选为0.0005％以上。
Al：0.01～1.50％
Al为铁素体稳定化元素，通过与适当的Mn量的组合能够稳定的地得到铁素体与马氏体的合适的相分率，并具有轧制载荷小、面内材质偏差变小这样的优点。为了得到这样的效果，必须使Al量为0.01％以上。另一方面，若Al量大于1.50％，则连续铸造时的板坯开裂的危险性、焊接缺陷变得显著。因此，Al量为0.01％以上且1.50％以下。Al量优选为0.05％以上且1.10％以下，更优选为0.15％以上且0.80％以下。
N：0.001～0.010％
N被Ti所固定，为了发挥B的效果，必须为[Ti]＞4[N]的范围，但若大于0.010％，则TiN变得过量，无法得到本发明的显微组织。另一方面，N量小于0.001％时，会导致生产效率的降低。因此，N量为0.001～0.010％。
Ti：0.005～0.100％
Ti是对于在退火时抑制铁素体的重结晶、将晶体粒子微细化而言有效的元素。为了得到这样的效果，必须使Ti量为0.005％以上。另一方面，若Ti量大于0.100％，则其效果饱和，导致成本上升。因此，Ti量为0.005％以上且0.100％以下。Ti量优选为0.010％以上且0.080％以下，更优选为0.010％以上且0.060％以下。
B：0.0005～0.0050％
B是抑制来自晶界的铁素体及贝氏体的核生成、对于得到马氏体而言有效的元素。为了充分地得到这样的效果，必须使B量为0.0005％以上。另一方面，若B量大于0.0050％，则其效果饱和，导致成本上升。因此，B量为0.0005％以上且0.0050％以下。B量优选为0.0005％以上且0.0030％以下，更优选为0.0005％以上且0.0020％以下。
[Ti]＞4[N]......(1)
Ti将N固定，其抑制BN的生成，是对于发挥B的效果而言有效的元素。为了得到这样的效果，Ti的含量[Ti]和N的含量[N]必须满足上述(1)式，即[Ti]＞4[N]。需要说明的是，此处，式中的[Ti]为Ti含量(质量％)，[N]为N含量(质量％)。
余量为Fe及不可避免的杂质，根据需要，可适当含有以下的元素。
选自Cr：0.005～2.000％、Mo：0.005～2.000％、V：0.005～2.000％、Ni：0.005～2.000％、Cu：0.005～2.000％、Nb：0.005～2.000％中的至少一种元素
Cr、Mo、V、Ni、Cu、Nb是使马氏体等低温相变相生成，对于高强度化而言有效的元素，为了得到这样的效果，可含有选自这些元素中的至少1种元素。对于Cr、Mo、V、Ni、Cu、Nb而言，分别能够以0.005％以上得到这样的效果，因此，含有Cr、Mo、V、Ni、Cu、Nb时，Cr量、Mo量、V量、Ni量、Cu量、Nb量分别为0.005％以上。另一方面，若Cr、Mo、V、Ni、Cu、Nb各自的含量大于2.000％大于，则其效果饱和，导致成本上升。因此，含有Cr、Mo、V、Ni、Cu、Nb时，Cr量、Mo量、V量、Ni量、Cu量、Nb量分别为2.000％以下。由此，Cr量、Mo量、V量、Ni量、Cu量、Nb量分别为0.005～2.000％。
选自Ca：0.001～0.005％、REM：0.001～0.005％中的至少一种
Ca、REM均是通过控制硫化物的形态而对于改善加工性有效的元素。为了得到这样的效果，因此，可含有选自Ca、REM中的至少1种元素。对于Ca、REM而言，分别能够以0.001％以上得到这样的效果，因此，含有Ca、REM时，Ca量、REM量分别为0.001％以上。另一方面，若Ca、REM各自的含量大于0.005％，则对于钢的清洁度造成不利影响，有特性降低的可能性。因此，含有Ca、REM时，Ca量、REM量分别为0.005％以下。由此，Ca量、REM量分别为0.001～0.005％。
2)显微组织
马氏体的面积率：60％以上且90％以下
马氏体的面积率小于60％时，难以确保1300MPa以上的TS，也难以同时实现1300MPa以上的TS和优异的延展性(拉伸特性)。另一方面，若马氏体的面积率大于90％，则均匀伸长率等均匀延展性的降低变得显著。因此，马氏体的面积率为60～90％，优选为65～90％。需要说明的是，本发明中，所谓马氏体是自回火马氏体及回火马氏体这二者或其中任一者，且为包含碳化物的马氏体。另外，含有的回火马氏体越多，则局部延展性上升。
多边形铁素体的面积率：大于5％且为40％以下
多边形铁素体的面积率为5％以下时，均匀伸长率低、整体伸长率也降低，无法实现优异的延展性。另一方面，若多边形铁素体的面积率大于40％，则难以确保1300MPa以上的TS，也难以同时实现1300MPa以上的TS和优异的延展性(拉伸特性)。因此，多边形铁素体的面积率大于5％且为40％以下。优选的是，多边形铁素体的面积率大于5％且为30％以下。
残余奥氏体的面积率：小于3％(包括0％)
残余奥氏体对于强度和局部伸长率而言不利，因此，优选尽可能地不含有，但本发明中可允许按面积率计为小于3％。优选的是，残余奥氏体的面积率小于2％。
马氏体的平均硬度：按维氏硬度计450以上且600以下
马氏体的平均硬度按维氏硬度计为小于450时，难以实现TS为1300MPa以上。另一方面，若马氏体的平均硬度按维氏硬度计大于600，则局部伸长率的降低变得显著。因此，马氏体的平均硬度按维氏硬度计450以上且600以下。
马氏体的平均晶体粒径：10μm以下
若马氏体的平均晶体粒径大于10μm，则局部延展性的劣化变得显著。因此，马氏体的平均晶体粒径为10μm以下，优选为8μm以下。需要说明的是，马氏体的平均晶体粒径若过度地减小，则均匀伸长率降低，因此，优选1μm以上。
马氏体的晶体粒径的标准偏差：4.0μm以下
本发明中，作为主相的马氏体的晶体粒径的偏差是面内材质均匀性的重要因素。若马氏体的晶体粒径的标准偏差大于4.0μm，则面内的材质偏差显著地增大。因此，马氏体的晶体粒径的标准偏差为4.0μm以下，优选为3.0μm以下，更优选为2.0μm以下。
需要说明的是，存在作为马氏体、多边形铁素体、残余奥氏体以外的相而含有贝氏体铁素体、珠光体、新马氏体等的情况，但这些相有时不利于强度和局部伸长率的同时实现而言，因此，优选上述相按其总和计小于20％，上述的马氏体、多边形铁素体及残余奥氏体的面积率的总和优选大于80％。更优选的是，上述的马氏体、多边形铁素体及残余奥氏体以外的组织的总和小于10％，即，上述的马氏体、多边形铁素体及残余奥氏体的面积率的总和大于90％。
此处，所谓马氏体、多边形铁素体的面积率，是各相在观察面积中占据的面积的比例。马氏体、多边形铁素体的面积率通过下述方法求出：从钢板的板宽度中央部切出试样，研磨板厚断面后，用3％硝酸乙醇腐蚀，将板厚1/4位置用SEM(扫描电子显微镜)以1500倍的倍率分别拍摄3个视野，使用Media Cybernetics公司制的Image-Pro由得到的图像数据求出各相的面积率，将视野的平均面积率作为各相的面积率。上述图像数据中，可根据多边形铁素体为黑色，马氏体为包含碳化物的白色进行区别。另外，对于这些多边形铁素体及马氏体以外的相而言，为在黑或灰色的底上包含碳化物、岛状马氏体等的组织或不包含碳化物的白色，因此，可与多边形铁素体及马氏体进行区别。需要说明的是，岛状马氏体不包含于上述马氏体相。另外，对于马氏体的平均晶体粒径而言，对于求出了面积率求出的上述图像数据，将视野的马氏体的面积的总和除以马氏体的个数求出平均面积，将其平方根作为马氏体的平均粒径。另外，对于马氏体的晶体粒径的标准偏差而言，针对上述的图像数据的各个马氏体的晶粒求出面积，将其平方根作为各晶粒的粒径，对于得到的全部马氏体粒径求出标准偏差，将其作为马氏体的晶体粒径的标准偏差。
另外，残余奥氏体的面积率通过下述方法求出：将钢板研削至板厚的1/4位置后，利用化学研磨进一步研磨了0.1mm，对于经过研磨的面，在X射线衍射装置中使用Mo的Kα射线，测定fcc铁(奥氏体)的(200)面、(220)面、(311)面、和bcc铁(铁素体)的(200面)、(211)面、(220)面的积分反射强度，由fcc铁(奥氏体)各面的积分反射强度相对于来自bcc铁(铁素体)的各面的积分反射强度的强度比求出体积率，将其作为残余奥氏体的面积率。
需要说明的是，本发明的高强度熔融镀锌钢板在表面具备熔融镀锌层，熔融镀锌层的附着量等没有特别限定，另外，也可具备合金化熔融镀锌层。需要说明的是，优选的是，镀层附着量为35～45g/m2。
3)制造条件
对于本发明的高强度熔融镀锌钢板而言，例如，可利用具有下述工序的制造方法进行制造：热轧工序，对具有上述的成分组成的钢板坯实施热轧，所述热轧的终轧结束后，以使于600～700℃的滞留时间的总和为10秒以下的方式进行冷却，以使平均卷绕温度为400℃以上且小于600℃、且钢板的板宽度中央位置的板宽为100mm的区域中的卷绕温度的平均值与钢板的板宽端部位置的板宽为100mm的区域中的卷绕温度的平均值之差为70℃以下的方式卷绕；冷轧工序，将所述热轧板以大于20％的压下率进行冷轧，制成冷轧板；退火工序，将所述冷轧板以5℃/s以上的平均加热速度加热至700℃以下，然后以1℃/s以下的平均加热速度加热至720℃以上且850℃以下，于720℃以上且850℃以下保持30秒以上且1000秒以下；冷却工序，将所述退火工序后的冷轧板以3℃/s以上的平均冷却速度冷却；熔融镀锌工序，对所述冷却工序后的冷轧板实施熔融镀锌处理，制成熔融镀锌板；镀后冷却工序，对所述熔融镀锌板实施在(Ms点-50℃)～Ms点的温度范围中的滞留时间为2秒以上的冷却。另外，在所述熔融镀锌工序之后、所述镀后冷却工序之前，还可具有对所述熔融镀锌钢板实施镀层的合金化处理的镀层合金化工序。另外，在所述镀后冷却工序后，还具有于350℃以下的温度实施回火处理的回火工序。
以下，对于上述的高强度熔融镀锌钢板的制造条件进行详细说明。
(热轧工序)
热轧的终轧结束后，于600～700℃的滞留时间的总和为10秒以下
将具有上述的成分组成的钢板坯在热轧工序中实施热轧、冷却、卷绕，制成热轧板。在热轧后实施冷却时、在热轧的终轧结束后，若于600～700℃的滞留时间大于10秒，则生成B碳化物等含有B的化合物，钢中的固溶B减少，由于铁素体混合存在于热轧板中而导致退火后的组织不均匀，同时，退火时的B的效果减弱，从而无法得到本发明的钢板的组织。因此，热轧的终轧结束后，于600～700℃中的滞留时间的总和为10秒以下，优选为8秒以下。
平均卷绕温度：400℃以上且小于600℃
若平均卷绕温度为600℃以上，则生成B碳化物等含有B的化合物，钢中的固溶B减少，由于铁素体混合存在于热轧板中而导致退火后的组织不均匀，同时，退火时的B的效果减弱，从而无法得到本发明的钢板的组织。另一方面，平均卷绕温度小于400℃时，钢板的形状恶化。因此，平均卷绕温度为400℃以上且小于600℃。需要说明的是，此处，所谓平均卷绕温度，是板宽度中央部的总长度的卷绕温度的平均值，即将板宽度中央部的卷绕温度在钢板的总长度中平均化而得到的温度。
钢板的板宽度中央位置的板宽为100mm的区域中的卷绕温度的平均值与钢板的板宽端部位置的板宽为100mm的区域中的卷绕温度的平均值之差：70℃以下
热轧后的钢板的板宽度方向的端部一般而言容易冷却，因此与板宽度中央部相比温度较低。本发明中，若即将卷绕之前的钢板的板宽度端部位置的板宽度为100mm的区域中的卷绕温度的平均值、与钢板的板宽度中央位置的板宽度为100mm的区域中的卷绕温度的平均值之差大于70℃，则板宽度端部附件的热轧板组织中包含的马氏体的增加变得显著，退火后的组织的粒径偏差变大，无法得到本发明的显微组织。需要说明的是，此处，所谓钢板的板宽度端位置的板宽度为100mm的区域，是指自钢板的板宽度方向的最外端部开始朝向板宽度的中央部方向直到100mm为止的区域，所谓钢板的板宽度中央位置的板宽度为100mm的区域，是指以钢板的板宽度方向中央作为中心的板宽度方向100mm的区域。因此，钢板的板宽度中央位置的板宽度为100mm的区域中的卷绕温度的平均值与钢板的板宽度端位置的板宽度为100mm的区域中的卷绕温度的平均值之差为70℃以下。优选的是，钢板的板宽度中央位置的板宽度为100mm的区域中的卷绕温度的平均值与钢板的板宽度端位置的板宽度为100mm的区域中的卷绕温度的平均值之差为50℃以下。温度的均匀化的方法没有特别限制，可通过例如在冷却时的卷材两端部的遮蔽(masking)等实现。需要说明的是，此处，所谓卷绕温度的平均值是指卷材总长度的卷绕温度的平均值，所谓宽度中央位置的100mm的区域是指距离宽度中央位置为±50mm的区域，板宽度端部位置的板宽度为100mm的区域的平均卷绕温度是指板距两端部100mm中的平均卷绕温度更低的一方。另外，对于上述的卷绕温度而言，例如，可使用放射温度计等进行测定。
(冷轧工序)
冷轧的压下率：大于20％
将热轧工序中得到的热轧板在冷轧工序中实施冷轧，制成冷轧板。冷轧的压下率为20％以下时，在退火时表层与内部的应变容易产生差异，导致晶体粒径的不均匀，因此无法得到本发明的组织，另外，局部延展性也劣化。因此，使冷轧的压下率大于20％。优选的是，冷轧的压下率为30％以上。需要说明的是，上限没有特别规定，从形状的稳定性等的观点考虑，冷轧的压下率优选为90％以下。
(退火工序)
以5℃/s以上的平均加热速度加热至700℃以下
对于冷轧工序中得到的冷轧板实施退火工序。退火工序中加热至700℃以下时的平均加热速度小于5℃/s时，碳化物粗大化，在退火后不能熔融而残留，导致马氏体的硬度降低、生成过量的铁素体及贝氏体。因此，该平均加热速度为5℃/s以上。上限没有特别规定，从生产稳定性的观点考虑，优选500℃/s以下。另外，若以这样的加热速度进行加热时的到达温度(加热到达温度)大于700℃，则奥氏体的生成急剧且不均匀地发生，无法得到本发明的组织。因此，以5℃/s以上作为平均加热速度，加热至700℃以下。加热到达温度的下限没有特别规定，小于550℃时会阻碍生产率，因此优选550℃以上。需要说明的是，此处，平均加热速度是从加热开始温度直到加热结束温度为止的平均加热速度。
以1℃/s以下的平均加热速度加热至720℃以上且850℃以下
加热至上述加热到达温度后，以1℃/s以下作为平均加热速度，加热至720℃以上且850℃以下的退火温度。若从上述加热到达温度开始的平均加热速度大于1℃/s，则奥氏体粒径变得不均匀，无法得到本发明的显微组织。因此，加热至上述加热到达温度后，加热至720℃以上且850℃以下的平均加热速度为1℃/s以下。需要说明的是，此处，平均加热速度是从上述加热到达温度开始直到退火温度为止的平均加热速度。
于720℃以上且850℃以下保持30秒以上且1000秒以下
退火温度小于720℃时，奥氏体的生成变得不充分，铁素体过量地生成，无法得到本发明的显微组织。另一方面，若退火温度大于850℃，则奥氏体粒变得粗大、或铁素体消失，无法得到本发明的显微组织。因此，退火温度为720℃以上且850℃以下。优选的是，退火温度为750℃以上且830℃以下。另外，于720℃以上且850℃以下的退火温度的保持时间(退火保持时间)小于30秒时，奥氏体的生成变得不充分，无法得到本发明的显微组织。另一方面，若该保持时间大于1000秒，则奥氏体粒变得粗大，无法得到本发明的显微组织。因此，于720℃以上且850℃以下的保持时间为30秒以上且1000秒以下。优选的是，该保持时间为30秒以上为500秒以下。
(冷却工序)
以3℃/s以上的平均冷却速度冷却
对于上述退火工序后的冷轧板实施以3℃/s以上的平均冷却速度冷却的冷却工序，实施然后熔融镀锌。该平均冷却速度小于3℃/s时，在冷却中、保持中过量地生成铁素体、贝氏体，无法得到本发明的显微组织。因此，该平均冷却速度为3℃/s以上。优选为5℃/s以上。需要说明的是，对于该平均冷却速度的上限而言，从抑制冷却不均导致的形状缺陷等的观点考虑，优选100℃/s以下。另外，此处，平均冷却速度为从退火温度开始直到冷却停止温度(钢板浸入镀锌浴时的板温)为止的平均冷却速度。
(熔融镀锌工序)·(镀层合金金化工序)
对上述冷却工序后的冷轧板通过熔融镀锌工序实施熔融镀锌处理，在钢板表面形成熔融镀锌层，制成熔融镀锌板。熔融镀锌处理可按照通常的方法进行。需要说明的是，对于熔融镀锌处理而言，优选将经过上述而得到的钢板浸渍在440℃以上且500℃以下的镀锌浴中，然后，利用气刀吹扫(gas wiping)等调节镀层附着量。进而，在熔融镀锌处理之后，作为镀层合金金化工序实施将熔融镀锌层合金化的镀层的合金化处理时，优选在460℃以上且580℃以下的温度范围保持1秒以上且40秒以下而进行合金化。熔融镀锌优选使用Al量为0.08～0.25％的镀锌浴。
(镀后冷却工序)
在(Ms点-50℃)～Ms点的温度范围中的滞留时间为2秒以上的冷却
对于上述熔融镀锌工序中得到的熔融镀锌板、或进而实施镀层合金化工序而得到的合金化熔融镀锌板，实施在(Ms点-50℃)～Ms点的温度范围中的滞留时间为2秒以上的冷却。即，在实施上述熔融镀锌处理或进一步实施镀层的合金化处理，继续实施在(Ms点-50℃)～Ms点的温度范围中的滞留时间为2秒以上的冷却。在(Ms点-50℃)以上Ms点以下的温度范围中的滞留时间小于2秒时，钢板中的马氏体的自回火变得不充分，局部延展性劣化。因此，(Ms点-50℃)以上且Ms点以下的温度范围中的滞留时间为2秒以上。优选的是，(Ms点-50℃)以上且Ms点以下的温度范围中的滞留时间为5秒以上。需要说明的是，此处，所谓Ms点是指马氏体相变开始的温度。另外，所谓自回火是指生成的马氏体在冷却中回火的现象。本发明中，Ms点通过冷却中的试样的膨胀测定而求出。
(回火工序)
在上述的镀后冷却工序之后，可实施回火工序。在镀后冷却工序之后，通过再加热至350℃以下的回火温度，可进一步提高局部延展性。若回火温度大于350℃，则镀层品质劣化，因此，回火温度必须为350℃以下。回火处理可使用连续退火炉、箱型退火炉等任意的方法，但在像将钢板卷绕成卷材形状的状态下进行回火处理时等这样、存在钢板彼此的接触的情况下，从粘附抑制等的观点考虑，回火时间优选为24小时以下。需要说明的是，回火时间优选1秒以上。
另外，对于实施了熔融镀锌处理或进一步实施了镀层的合金化处理之后的钢板，可出于形状矫直、表面粗糙度的调节等目的而实施调质轧制。另外，也可实施树脂、油脂涂布等各种涂布处理。
需要说明的是，上述以外的制造条件没有特别限定，但优选在以下的条件下进行。
对于板坯而言，为了防止宏观偏析，优选用连续铸造法制造，但也可利用铸锭法、薄板坯铸造法而制造。为了将钢板坯热轧，钢板坯暂时冷却至室温、然后再加热进行热轧，也可不将钢板坯冷却至室温地装入加热炉来进行热轧。或者，也可应用实施短期的保热后立即进行热轧的节能工艺。将钢板坯加热时，为了防止使碳化物を溶解、或增加轧制载荷增大，优选加热至1100℃以上。另外，为了防止氧化皮损耗的增大，钢板坯的加热温度优选为1300℃以下。
将钢板坯热轧时，可将钢板坯的加热温度降低，也可从防止轧制时的故障的观点考虑，加热粗轧后的粗棒材(rough bar)。另外，也可应用将粗棒材之间接合、连续地进行热轧终轧的所谓连续轧制工艺。对于热轧的终轧而言，有时会使各向异性增大、降低冷轧·退火后的加工性，因此，优选于Ar3相变点以上的终轧温度进行。另外，为了实现轧制载荷的降低、形状·材质的均匀化，优选在终轧的整个轧道或部分的轧道实施摩擦系数为0.10～0.25的润滑轧制。
另外对于，卷绕后的钢板而言，优选按照常规方法、利用酸洗等除去氧化皮后，在上述的条件下实施冷轧。
实施例1
将表1所示的成分组成的钢利用真空熔融炉熔炼，通过连续铸造法制成钢板坯。需要说明的是，表1中，钢J的[Ti]/4[N]为1.0，但更详细而言，表示大于1.00且小于1.05。对于所述钢板坯实施加热至1200℃后进行粗轧、终轧的热轧，以表2所示的条件冷却并卷绕，制成热轧钢带(热轧板)。接下来，将得到的热轧板以表2所示的冷轧压下率冷轧至1.4mm，制造冷轧钢带(冷轧板)，供于退火。以表2所示的条件在连续熔融镀锌生产线上实施退火，制作熔融镀锌钢板及合金化熔融镀锌钢板No.1～29。通过浸渍在460℃的镀锌浴中、形成附着量为35～45g/m2的镀层，制作熔融镀锌钢板，通过在镀层形成后于460～580℃实施合金化处理而制作合金化熔融镀锌钢板。接下来，在对于得到的镀锌钢板实施0.2％的表皮光轧(skin pass)后，按照以下的试验方法，进行显微组织观察，另外，求出拉伸特性、面内材质均匀性及硬度。另外，以目视观察表面外观，基于5阶段(1：多处未镀上、2：局部未镀上、3：没有未镀上的现象但清楚地确认到氧化皮痕迹、4：没有未镀上的现象但存在少许氧化皮痕迹、5：没有确认到未镀上、氧化皮痕迹)评价镀锌性，3以上为良好，优选为4以上，更优选为5。另外，成为形状缺陷的原因的轧制载荷根据热轧的线载荷与冷轧的线载荷的乘积进行评价，小于4000000kgf2/mm2为良好。优选为3000000kgf2/mm2以下。
<显微组织观察>
从钢板的板宽度中央部切出试样，研磨板厚断面后，用3％硝酸乙醇腐蚀，将板厚1/4位置用SEM(扫描电子显微镜)以1500倍的倍率拍摄3个视野，使用Media Cybernetics公司制的Image-Pro由得到的图像数据求出各相的面积率，将视野的平均面积率作为各相的面积率。上述图像数据中，可根据多边形铁素体为黑色，马氏体为包含碳化物的白色进行区别。另外，对于这些多边形铁素体及马氏体以外的相而言，为在黑或灰色的底上包含碳化物、岛状马氏体等的组织或不包含碳化物的白色，因此，可与多边形铁素体及马氏体进行区别。需要说明的是，岛状马氏体不包含于上述马氏体相。另外，对于马氏体的平均晶体粒径而言，对于求出了面积率求出的上述图像数据，将视野的马氏体的面积的总和除以马氏体的个数求出平均面积，将其平方根作为马氏体的平均粒径。另外，对于马氏体的晶体粒径的标准偏差而言，针对上述的图像数据的各个马氏体的晶粒求出面积，将其平方根作为各晶粒的粒径，对于得到的全部马氏体粒径求出标准偏差，将其作为马氏体的晶体粒径的标准偏差。
另外，残余奥氏体的面积率通过下述方法求出：将钢板研削至板厚的1/4位置后，利用化学研磨进一步研磨了0.1mm，对于经过研磨的面，在X射线衍射装置中使用Mo的Kα射线，测定fcc铁(奥氏体)的(200)面、(220)面、(311)面、和bcc铁(铁素体)的(200面)、(211)面、(220)面的积分反射强度，由fcc铁(奥氏体)各面的积分反射强度相对于来自bcc铁(铁素体)的各面的积分反射强度的强度比求出体积率，将其作为残余奥氏体的面积率。
<拉伸试验>
从钢板的板宽度中央部与轧制方向平行地采集JIS5号拉伸试验片(JISZ2201)，按照JIS Z 2241的规定实施应变速率为10-3/s的拉伸试验，求出TS、均匀伸长率及局部伸长率。需要说明的是，均匀延展性以均匀伸长率进行评价，局部延展性以局部伸长率进行评价。
<面内材质均匀性>
从钢板的板宽度的两端部、板宽度1/4部、板宽度3/4部及板宽度中央部分别采集3片150mm×150mm的试验片，按照JFST 1001(铁联规格)实施3次开孔试验，计算得到的总计15个开孔率λ(％)的标准偏差(σ(λ))，将该值为4％以上的钢板评价为面内材质均匀性差。
<硬度试验>
以相对于轧制方向平行的方向作为断面，采集宽度为10mm、长度为15mm的试验片，在距离表面朝向深度方向(板厚方向)为200μm的位置测定马氏体的维氏硬度。以载荷为100g测定5处，将除去最大值和最小值后的3处的维氏硬度(Hv)的平均值作为硬度Hv。
结果如表3所示。可以确认，本发明中具有TS为1300MPa以上的高强度、均匀伸长率为5.5％以上、均匀延展性优异，并且，局部伸长率为3％以上、局部延展性优异，并且，具有优异的延展性，且开孔率λ(％)的标准偏差小于4％，并且，具有优异的面内材质均匀性。另外，热轧线载荷×冷轧线载荷小于4000000kgf2/mm2，为不会引起形状缺陷。
<镀层品质>
镀层品质基于以下5阶段进行评价，3以上为合格。
1：存在多处未镀上的现象
2：局部存在未镀上的现象
3：没有未镀上的现象，但存在多处清楚的氧化皮痕迹
4：没有未镀上的现象，存在少许氧化皮痕迹
5：没有未镀上的现象，也没有氧化皮痕迹
因此，可以确认，根据本发明的例子，可得到延展性及面内材质均匀性优异的高强度熔融镀锌钢板，能够发挥有助于汽车的轻质化、极大地有助于汽车车体的高性能化这样的优异效果。
产业上的可利用性
根据本发明，可以得到TS为1300MPa以上、均匀伸长率为5.5％以上、且局部伸长率为3％以上、且λ的标准偏差小于4％的延展性及面内材质均匀性优异的高强度熔融镀锌钢板。将本发明的高强度熔融镀锌钢板用于汽车用部件用途中，可有助于汽车的轻质化，并极大地有助于汽车车体的高性能化。

Claims (6)

1.一种高强度熔融镀锌钢板，其具有：
成分组成，其按质量％计，含有C：0.13～0.25％、Si：0.01～1.00％、Mn：1.5～4.0％、P：0.100％以下、S：0.02％以下、Al：0.01～1.50％、N：0.001～0.010％、Ti：0.005～0.100％、B：0.0005～0.0050％，且Ti与N的含量满足下式(1)，余量由Fe及不可避免的杂质组成，和
显微组织，其包含按面积率计为60％以上且90％以下的马氏体、按面积率计大于5％且为40％以下的多边形铁素体、及按面积率计小于3％且包括0％的残余奥氏体，其中，所述马氏体的平均硬度按维氏硬度计为450以上且600以下，所述马氏体的平均晶体粒径为10μm以下，所述马氏体的晶体粒径的标准偏差为4.0μm以下，并且，除马氏体、多边形铁素体和残余奥氏体以外的其它相的总和面积率为27％以下，
[Ti]＞4[N]……(1)
其中，式中的[Ti]表示Ti含量，单位为质量％，[N]表示N含量，单位为质量％。
2.如权利要求1所述的高强度熔融镀锌钢板，其中，按质量％计，还含有选自Cr：0.005～2.000％、Mo：0.005～2.000％、V：0.005～2.000％、Ni：0.005～2.000％、Cu：0.005～2.000％、Nb：0.005～2.000％中的至少一种元素。
3.如权利要求1或2所述的高强度熔融镀锌钢板，其中，按质量％计，还含有选自Ca：0.001～0.005％、REM：0.001～0.005％中的至少一种元素。
4.高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其具有：
热轧工序，对具有权利要求1至3中任一项所述的成分组成的钢板坯实施热轧，所述热轧的终轧结束后，以使于600～700℃的滞留时间的总和为10秒以下的方式进行冷却，以使平均卷绕温度为400℃以上且小于600℃、且钢板的板宽度中央位置的板宽为100mm的区域中的卷绕温度的平均值与钢板的板宽端部位置的板宽为100mm的区域中的卷绕温度的平均值之差为70℃以下的方式卷绕，制成热轧板；
冷轧工序，将所述热轧板以大于20％的压下率进行冷轧，制成冷轧板；
退火工序，将所述冷轧板以5℃/s以上的平均加热速度加热至700℃以下，然后以1℃/s以下的平均加热速度加热至720℃以上且850℃以下，于720℃以上且850℃以下保持30秒以上且1000秒以下；
冷却工序，将所述退火工序后的冷轧板以3℃/s以上的平均冷却速度冷却；
熔融镀锌工序，对所述冷却工序后的冷轧板实施熔融镀锌处理，制成熔融镀锌板；和
镀后冷却工序，对所述熔融镀锌板实施在(Ms点-50℃)～Ms点的温度范围中的滞留时间为2秒以上的冷却。
5.如权利要求4所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在所述熔融镀锌工序之后、所述镀后冷却工序之前，具有对所述熔融镀锌钢板实施镀层的合金化处理的镀层合金化工序。
6.如权利要求4或5所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在所述镀后冷却工序后，还具有于350℃以下的温度实施回火处理的回火工序。
CN201580046786.3A 2014-08-28 2015-08-14 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法 Active CN106661699B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014174411 2014-08-28
JP2014-174411 2014-08-28
PCT/JP2015/004050 WO2016031166A1 (ja) 2014-08-28 2015-08-14 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN106661699A CN106661699A (zh) 2017-05-10
CN106661699B true CN106661699B (zh) 2018-09-04

Family

ID=55399084

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201580046786.3A Active CN106661699B (zh) 2014-08-28 2015-08-14 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US10400300B2 (zh)
EP (1) EP3187608B1 (zh)
JP (1) JP5967318B1 (zh)
CN (1) CN106661699B (zh)
MX (1) MX2017002579A (zh)
WO (1) WO2016031166A1 (zh)

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113544300B (zh) * 2019-03-22 2023-08-08 日本制铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN110129670B (zh) * 2019-04-25 2020-12-15 首钢集团有限公司 一种1300MPa级高强高塑性热冲压用钢及其制备方法
US20220307115A1 (en) * 2019-07-01 2022-09-29 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Steel wire and spring
MX2022011603A (es) 2020-03-27 2022-10-18 Nippon Steel Corp Lamina de acero enchapada con zinc por inmersion en caliente.
KR20230016218A (ko) 2020-07-20 2023-02-01 아르셀러미탈 열처리 냉연 강판 및 그 제조 방법
CN112080685B (zh) * 2020-07-31 2022-06-03 河钢股份有限公司 一种吉帕级超高强度钢板及其生产方法
CN112795837B (zh) * 2020-11-20 2022-07-12 唐山钢铁集团有限责任公司 一种1300Mpa级高韧性冷成形钢板及其生产方法
CN112658031A (zh) * 2020-12-10 2021-04-16 华菱安赛乐米塔尔汽车板有限公司 一种改善冷轧热镀锌高强双相钢边部成形的控制方法
JP7188659B1 (ja) * 2022-02-28 2022-12-13 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102227511A (zh) * 2008-11-28 2011-10-26 杰富意钢铁株式会社 成形性优良的高强度冷轧钢板、高强度热镀锌钢板及它们的制造方法
CN103717774A (zh) * 2011-07-29 2014-04-09 新日铁住金株式会社 成形性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4959161B2 (ja) * 2005-09-05 2012-06-20 新日本製鐵株式会社 耐食性と伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板
US7608155B2 (en) * 2006-09-27 2009-10-27 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
JP5194841B2 (ja) * 2008-01-31 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5167487B2 (ja) * 2008-02-19 2013-03-21 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れる高強度鋼板およびその製造方法
JP5709151B2 (ja) * 2009-03-10 2015-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4924730B2 (ja) 2009-04-28 2012-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性、溶接性および疲労特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5703608B2 (ja) * 2009-07-30 2015-04-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5504737B2 (ja) 2009-08-04 2014-05-28 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼帯およびその製造方法
JP5136609B2 (ja) * 2010-07-29 2013-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5862051B2 (ja) 2011-05-12 2016-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れる高強度冷延鋼板ならびにその製造方法
JP5454745B2 (ja) 2011-10-04 2014-03-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5860333B2 (ja) * 2012-03-30 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板
JP5870861B2 (ja) * 2012-06-26 2016-03-01 Ｊｆｅスチール株式会社 疲労特性と延性に優れ、且つ延性の面内異方性の小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2014020640A1 (ja) * 2012-07-31 2014-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102227511A (zh) * 2008-11-28 2011-10-26 杰富意钢铁株式会社 成形性优良的高强度冷轧钢板、高强度热镀锌钢板及它们的制造方法
CN103717774A (zh) * 2011-07-29 2014-04-09 新日铁住金株式会社 成形性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
MX2017002579A (es) 2017-05-25
CN106661699A (zh) 2017-05-10
EP3187608A4 (en) 2017-11-29
US20170283900A1 (en) 2017-10-05
WO2016031166A1 (ja) 2016-03-03
JP5967318B1 (ja) 2016-08-10
JPWO2016031166A1 (ja) 2017-04-27
EP3187608A1 (en) 2017-07-05
US10400300B2 (en) 2019-09-03
EP3187608B1 (en) 2018-12-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN106661699B (zh) 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
JP6179677B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP6237900B2 (ja) 高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
JP6179676B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5943156B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
CN106574319B (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP5983895B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
TWI458839B (zh) 加工性和材質安定性優異之高強度鋼板及其製造方法
CN106661698B (zh) 延伸凸缘性、延伸凸缘性的面内稳定性及弯曲性优异的高强度熔融镀锌钢板以及其制造方法
CN107208225B (zh) 高强度钢板及其制造方法
WO2016067624A1 (ja) 高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度溶融アルミニウムめっき鋼板および高強度電気亜鉛めっき鋼板、ならびに、それらの製造方法
WO2015141097A1 (ja) 延性及び曲げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP6458834B2 (ja) 熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法及び熱処理板の製造方法
CN104508163A (zh) 成形性及定形性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
JP6315160B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
US20170314115A1 (en) Hot-dip galvanized steel sheet
WO2016021193A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
CN107250408B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN109963958A (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN109837459A (zh) 高强度钢带的制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant