CN111684096B - 热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板 - Google Patents

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Abstract

一种使均匀延展性以及局部延展性、屈服强度以及拉伸强度、和低温冲击特性提高的热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板，其特征在于，其具有规定的成分组成，金属组织以体积％计含有超过5.0％的残留奥氏体以及超过5.0％的回火马氏体，残留奥氏体包含0.85质量％以上的C，原奥氏体晶界处的C偏析量(原子数/nm2)[C]γgb与P偏析量(原子数/nm2)[P]γgb之比[C]γgb/[P]γgb为4.0以上。

Description

热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板
技术领域
本发明涉及适合于压制成形的高强度热浸镀锌钢板以及高强度合金化热浸镀锌钢板，特别是涉及延展性以及低温冲击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。
背景技术
在产业技术领域高度分化后的今日，在各技术领域中，正在寻求特殊并且高性能的材料。关于汽车用钢板，为了由车身轻质化带来的燃油效率的提高，要求屈服强度以及拉伸强度二者的高强度化。
如果将高强度钢板应用于汽车的车身，则能够在使钢板的板厚变薄从而在将车身轻质化的同时，对车身赋予所期望的强度。但是，在形成汽车的车身的压制成形中，钢板越薄，越容易产生裂纹或褶皱，因此就汽车用的薄钢板而言，也要求优良的均匀延展性和局部延展性。
另外，为了提高汽车的撞击安全性能，钢板需要具有优良的冲击吸收性。从冲击吸收性的观点出发，汽车用钢板除了需要强度更高之外，为了抑制冲击载荷负荷时的裂纹，需要局部延展性优良。
这样一来，对于汽车用钢板而言要求用于车身轻质化及提高撞击安全性的高强度、用于提高成形性的高均匀延展性、以及用于提高成形性及提高撞击安全性的高局部延展性。另外，为了在低温环境下确保撞击安全性，对汽车用钢板也要求优良的低温冲击特性。
但是，在钢板中，均匀延展性以及局部延展性的提高与高强度化、低温冲击特性的提高与高强度化均是相反的事项，难以使这些事项同时实现。另外，对于汽车用钢板而言要求耐腐蚀性，但维持所期望的耐腐蚀性会使得在确保延展性以及低温冲击特性的同时发生高强度化更加困难。
作为使高张力冷轧钢板的延展性提高的方法，提出了使金属组织中含有残留奥氏体的方法。含有残留奥氏体的钢板通过在加工中由奥氏体相变为马氏体而显现的相变诱导塑性(Transformation Induced Plasticity：TRIP)从而显示出大的拉伸率。
专利文献1以及2中公开了一种高强度冷轧钢板的制造方法，其中，将含有Si以及Mn的钢板加热至铁素体-奥氏体的二相区域或奥氏体单相区域来进行退火后冷却，接着，对钢板实施在350～500℃下保持的奥氏体回火处理从而使奥氏体稳定化。根据这些制造方法，在冷轧钢板中，能够均衡地使强度与延展性提高。
专利文献3中公开了一种高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其中，通过相对于C量含有一定比例以上的Si以及Mn，抑制合金化处理中的奥氏体的相变，形成在铁素体中残留奥氏体混合存在的金属组织。
专利文献4中公开了使平均结晶粒径为10μm以下的铁素体以及回火马氏体中分散残留奥氏体以及低温相变生成相的延展性、拉伸凸缘性以及耐疲劳特性优良的高张力热浸镀锌钢板。另外，公开了回火马氏体是对拉伸凸缘性以及耐疲劳特性的提高有效的相，如果将回火马氏体小粒化，则上述特性进一步提高。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭61-157625号公报
专利文献2：日本特开昭61-217529号公报
专利文献3：日本特开平11-279691号公报
专利文献4：日本特开2001-192768号公报
发明内容
发明所要解决的课题
在热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板的制造中，就通常的连续热浸镀锌设备而言，由于保持温度以及保持时间的制约，无法充分地进行奥氏体回火处理，因此难以应用如专利文献1以及2中所公开那样的冷轧钢板的制造方法。另外，镀覆工序以及合金化工序中，奥氏体容易分解，因此难以确保期望量的残留奥氏体。
专利文献3中，对于在金属组织中残留奥氏体混合存在的钢板中成为问题的局部延展性以及低温冲击特性的劣化根本没有加以考虑。
关于专利文献4，为了得到含有回火马氏体和残留奥氏体的金属组织，需要用于生成马氏体的一次加热处理和将马氏体回火、进而用于得到残留奥氏体的二次加热处理，因此专利文献4的钢板的制造方法的生产率大幅度降低。另外，专利文献4的钢板的制造方法中，在Ac1点以上的高温下进行二次加热处理，因此回火马氏体过度软化，难以得到高强度。
如上所述，强度(屈服强度以及拉伸强度)的提高与延展性(均匀延展性以及局部延展性)以及低温冲击特性的提高是相反的事项，因此制造这些事项全部足够高的钢板在以往技术中是困难的。
鉴于以往技术，本发明的课题在于，提供一种使均匀延展性以及局部延展性、低温冲击特性、和屈服强度以及拉伸强度全部提高的热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板。
用于解决课题的手段
本发明的发明者们对于解决上述课题的方法进行了深入的研究。结果得到如下(A)～(D)的见解。
(A)如果通过连续热浸镀锌设备来制造含有Si以及Mn的低碳热浸镀锌钢板或含有Si以及Mn的低碳合金化热浸镀锌钢板，则有时均匀延展性以及局部延展性降低，另外，屈服强度也降低。据认为这是由于：通过连续热浸镀锌设备，奥氏体回火处理变得不充分，从而形成包含C浓度低的残留奥氏体和硬质的马氏体的金属组织。
(B)但是，如果对具有包含C浓度低的残留奥氏体和硬质的马氏体的金属组织的热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板实施再加热处理，则均匀延展性以及局部延展性提高，另外，屈服强度也提升。
据推测这是由于：在再加热处理中，C向奥氏体浓集，奥氏体的稳定性提高，以及硬质的马氏体发生回火，变化成软质的回火马氏体。
(C)另外，如果在实施上述再加热处理前对热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板实施调质轧制，则均匀延展性以及局部延展性进一步提高，屈服强度也进一步提升。
据推测这是由于：通过调质轧制，在奥氏体引入错位，通过接下来的再加热处理，促进C向奥氏体的浓集，奥氏体的稳定性进一步提高；通过调质轧制，奥氏体的一部分发生马氏体相变，再加热处理后的金属组织中，回火马氏体增加；以及在再加热处理后的冷却中产生的马氏体相变被抑制，在再加热处理后的金属组织中，硬质的马氏体减少。
(D)如果在上述再加热处理的加热阶段中，在低温范围以缓慢的升温速度加热，在高温范围以快速的升温速度加热，则热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板的低温冲击特性提高。
据推测这是由于：如果原奥氏体晶界被强化，则以原奥氏体晶界作为起点的脆性破坏会被抑制，低温冲击特性提高；通过在低温范围缓慢加热，在原奥氏体晶界处C或B发生偏析，晶界被强化；以及通过在高温范围急速加热，抑制P向原奥氏体晶界的偏析，晶界被强化。
另外，本发明的发明者们基于(A)～(D)的见解而发现：对热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板实施调质轧制，接着，如果实施通过2阶段加热进行的再加热处理，则能够制造具有包含C浓度高的残留奥氏体以及回火马氏体的金属组织、并且均匀延展性、局部延展性以及低温冲击特性优良、而且屈服强度以及拉伸强度高的热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板。
本发明是基于上述见解而进行的，其主旨如下。此外，本发明中，“钢板”包括“钢带”。
(1)一种热浸镀锌钢板，其特征在于，其是在钢板的表面上具有热浸镀锌层的热浸镀锌钢板，上述钢板的成分组成以质量％计含有C：0.03～0.70％、Si：0.25～2.50％、Mn：1.00～5.00％、P：0.0005～0.100％、S：0.010％以下，sol.Al：0.001～2.500％、N：0.020％以下，B：0～0.0200％、Ti：0～0.30％、Nb：0～0.30％、V：0～0.30％、Cr：0～2.00％、Mo：0～2.00％、Cu：0～2.00％、Ni：0～2.00％、Ca：0～0.010％、Mg：0～0.010％、REM：0～0.10％以及Bi：0～0.050％，剩余部分为Fe以及不可避免的杂质，上述钢板的金属组织以体积％计含有超过5.0％的残留奥氏体以及超过5.0％的回火马氏体，上述残留奥氏体含有0.85质量％以上的C，上述钢板的金属组织中的原奥氏体晶界处的C偏析量(原子数/nm2)[C]γgb与P偏析量(原子数/nm2)[P]γgb之比即[C]γgb/[P]γgb为4.0以上。
(2)根据上述(1)的热浸镀锌钢板，其特征在于，上述钢板的成分组成以质量％计含有B：0.0002～0.0200％、Ti：0.001～0.30％、Nb：0.001～0.30％、V：0.001～0.30％、Cr：0.001～2.00％、Mo：0.001～2.00％、Cu：0.001～2.00％、Ni：0.001～2.00％、Ca：0.0001～0.010％、Mg：0.0001～0.010％、REM：0.0001～0.10％以及Bi：0.0001～0.050％中的一种以上。
(3)根据上述(1)或(2)的热浸镀锌钢板，其特征在于，上述钢板的成分组成中，B的含量为0.0002％以上，上述钢板的金属组织中的原奥氏体晶界处的B偏析量(原子数/nm2)[B]γgb与P偏析量(原子数/nm2)[P]γgb之比即[B]γgb/[P]γgb为4.0以上。
(4)一种合金化热浸镀锌钢板，其特征在于，在上述(1)～(3)中的任意一种热浸镀锌钢板中，热浸镀锌层为合金化热浸镀锌层。
(5)一种制造上述(1)～(3)中的任意一种热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，其具备下述工序：退火工序，该工序是将上述(1)或(2)的成分组成的原材料钢板加热至超过Ac1点的温度区域来进行退火；第1冷却工序，该工序是在退火工序后，将650～500℃的温度区域内的平均冷却速度设定为2℃/秒以上且低于100℃/秒来将原材料钢板冷却至500℃以下；镀覆工序，该工序是在第1冷却工序后，对原材料钢板实施热浸镀锌；第2冷却工序，该工序是在镀覆工序后，将镀覆温度～300℃的温度区域内的平均冷却速度设定为2℃/秒以上来将原材料钢板冷却至300℃；调质轧制工序，该工序是在第2冷却工序后，对原材料钢板实施拉伸率为0.10％以上的调质轧制；以及二阶段加热处理工序，该工序是在调质轧制工序后，实施如下的热处理：将直至300℃为止的温度区域内的平均加热速度设定为低于10℃/秒来对原材料钢板加热至300℃，接着，将超过300℃的温度区域内的平均加热速度设定为超过10℃/秒来加热至超过300℃且600℃以下的温度区域，在该加热温度下保持1秒以上。
(6)一种制造上述(4)的合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，其具备下述工序：退火工序，该工序是将上述(1)或(2)的成分组成的原材料钢板加热至超过Ac1点的温度区域来进行退火；第1冷却工序，该工序是在退火工序后，将650～500℃的温度区域内的平均冷却速度设定为2℃/秒以上且低于100℃/秒来将原材料钢板冷却至500℃以下；镀覆工序，该工序是在第1冷却工序后，对原材料钢板实施热浸镀锌；合金化工序，该工序是在镀覆工序后，对原材料钢板实施合金化处理；第2冷却工序，该工序是在合金化工序后，将合金化处理温度～300℃的温度区域内的平均冷却速度设定为2℃/秒以上来将原材料钢板冷却至低于300℃；调质轧制工序，该工序是在第2冷却工序后，对原材料钢板实施拉伸率为0.10％以上的调质轧制；以及二阶段加热处理工序，该工序是在调质轧制工序后，实施如下的热处理：将直至300℃为止的温度区域内的平均加热速度设定为低于10℃/秒来对原材料钢板加热至300℃，接着，将超过300℃的温度区域内的平均加热速度设定为超过10℃/秒来加热至超过300℃且600℃以下的温度区域，在该加热温度下保持1秒以上。
发明效果
根据本发明，能够提供均匀延展性以及局部延展性均良好、压制成形性优良、另外屈服强度以及拉伸强度高、并且局部延展性良好、冲击吸收性优良、进而低温冲击特性也优良的热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板。
具体实施方式
以下，对于本发明的热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板(以下总称为“本发明的钢板”)的成分组成、金属组织以及机械特性，依次进行说明。
首先，关于本发明的钢板的成分组成进行说明。以下，成分组成中的“％”是指“质量％”。
(C：0.03～0.70％)
C是对得到残留奥氏体必需的元素。另外，本发明的钢板中，C是通过在原奥氏体晶界发生偏析而强化晶界的元素。C小于0.03％时，难以得到包含残留奥氏体和回火马氏体的金属组织，因此C设定为0.03％以上。优选为0.10％以上，更优选为0.13％以上，进一步优选为0.16％以上。
另一方面，C超过0.70％时，钢板的焊接性显著降低，因此C设定为0.70％以下。优选为0.30％以下，更优选为0.26％以下，进一步优选为0.24％以下。
(Si：0.25～2.50％)
Si是抑制渗碳体的析出、并且具有促进残留奥氏体生成的作用的元素，另外，其是抑制回火马氏体过度软化、有助于确保强度的元素。
Si小于0.25％时，无法充分得到添加效果，因此Si设定为0.25％以上，优选为超过0.60％，更优选为超过1.00％，进一步优选为超过1.45％。
另一方面，Si超过2.50％时，钢板的镀覆性显著降低，与此同时钢板的焊接性降低，因此Si设定为2.50％以下。优选为2.30％以下，更优选为2.10％以下，进一步优选为1.90％以下。
(Mn：1.00～5.00％)
Mn是有助于钢的淬透性的提高、对得到包含残留奥氏体和回火马氏体的金属组织有效的元素。Mn小于1.00％时，无法充分得到添加效果，因此Mn设定为1.00％以上。优选为超过1.50％，更优选为超过2.00％，进一步优选为超过2.50％。
另一方面，Mn超过5.00％时，钢板的焊接性降低，因此Mn设定为5.00％以下。优选为4.00％以下，更优选为3.50％以下，进一步优选为3.00％以下。
(P：0.0005～0.100％)
P在原奥氏体晶界发生偏析，使钢板脆化，因此是越少越优选的元素。但是，本发明是抑制P向原奥氏体晶界偏析、使C或B偏析的技术，以P在钢中某种程度残留为前提。因此无需过度降低P。特别是将P降低至小于0.0005％时，制造成本大幅度提升，因此P可以设定为0.0005％以上。也可以设定为0.0010％以上。
另一方面，P超过0.100％时，偏析变显著，钢板显著脆化，因此P设定为0.100％以下。优选为小于0.020％，更优选为小于0.015％，进一步优选为小于0.010％。
(S：0.010％以下)
S在钢中形成硫化物系夹杂物，阻碍钢板的局部延展性，因此是越少越优选的元素。S超过0.010％时，钢板的局部延展性显著降低，因此S设定为0.010％以下。优选为0.0050％以下，更优选为0.0012％以下。
下限包括0％，但如果使S降低至小于0.0001％，则制造成本大幅度提升，因此就实用钢板而言，0.0001％为实质的下限。
(sol.Al：0.001～2.500％)
Al是与Si同样地具有将钢水脱氧的作用的元素，另外，是促进残留奥氏体的生成、对包含残留奥氏体和回火马氏体的金属组织的形成有效的元素。
sol.Al小于0.001％时，无法充分地得到脱氧效果，因此sol.Al设定为0.001％以上。优选为0.015％以上，更优选为0.025％以上，进一步优选为0.045％以上。从促进残留奥氏体的方面来看，优选为0.055％以上，更优选为0.065％以上，进一步优选为0.075％以上。
另一方面，sol.Al超过2.500％时，作为表面瑕疵的产生原因的氧化铝(Al2O3)大量生成，或者另外相变点提升，退火变困难，因此sol.Al设定为2.500％以下。优选为小于0.600％，更优选为小于0.200％，进一步优选为小于0.080％。
(N：0.020％以下)
N在钢的连铸中形成作为板坯裂纹的原因的氮化物，因此是越少越优选的元素。N超过0.020％时，板坯裂纹频发，因此N设定为0.020％以下。优选为0.010％以下，更优选为小于0.008％，进一步优选为0.005％以下。
下限包括0％，但将N降低至小于0.0005％时，制造成本大幅度提升，因此就实用钢板而言0.0005％为实质的下限。
(B：0～0.0200％)
B是与C同样地在原奥氏体晶界发生偏析、强化晶界的元素。即使没有添加B，也能够得到本发明的钢板的均匀延展性以及局部延展性均良好、压制成形性优良、另外屈服强度以及拉伸强度高、并且局部延展性良好、冲击吸收性优良、另外低温冲击特性也优良的热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板，但通过添加B，强化晶界的效果进一步提升，因此可以根据需要添加B。另外，B使钢的淬透性提高，是对包含残留奥氏体和回火马氏体的金属组织的形成有效的元素。为了充分地得到添加的效果，B优选设定为0.0002％以上。更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。
另一方面，B超过0.0200％时，添加效果饱和，经济性降低，因此B设定为0.0200％以下。优选为0.0100％以下，更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0020％以下。
本发明的钢板除了含有上述元素之外，为了提高特性，也可以含有Ti、Nb、V、Cr、Mo、Cu、Ni、Ca、Mg、REM、Bi中的1种或2种以上。
(Ti：0～0.30％、Nb：0～0.30％、V：0～0.30％)
Ti、Nb以及V是将金属组织微小化、有助于钢板的强度和延展性的提高的元素。为了充分地得到Ti、Nb以及V的添加效果，Ti、Nb以及V均优选为0.001％以上。更优选Ti以及Nb为0.005％以上、V为0.010％以上，进一步优选Ti以及Nb为0.010％以上、V为0.020％以上。
另一方面，Ti、Nb以及V超过0.30％时，添加效果饱和，与此同时退火时的再结晶温度提升，退火后的金属组织变得不均匀，局部延展性降低，因此Ti、Nb以及V均优选为0.30％以下。更优选Ti小于0.080％、Nb小于0.050％、V为0.20％以下，进一步优选Ti为0.035％以下，Nb为0.030％以下，V小于0.10％。
(Cr：0～2.00％、Mo：0～2.00％)
Cr以及Mo是使钢的淬透性提高、有助于包含残留奥氏体和回火马氏体的金属组织的形成的元素。为了充分地得到Cr以及Mo的添加效果，Cr以及Mo均优选为0.001％以上。更优选Cr为0.100％以上，Mo为0.050％以上。
另一方面，Cr以及Mo超过2.00％时，添加效果饱和，经济性降低，因此Cr以及Mo均优选为2.00％以下。更优选Cr为1.00％以下，Mo为0.50％以下。
(Cu：0～2.00％、Ni：0～2.00％)
Cu以及Ni是有助于屈服强度以及拉伸强度的提高的元素。为了充分地得到Cu以及Ni的添加效果，Cu以及Ni均优选为0.001％以上。更优选这些元素均为0.010％以上。
另一方面，Cu以及Ni超过2.00％时，添加效果饱和，经济性降低，因此Cu以及Ni均优选为2.00％以下。更优选这些元素均为0.80％以下。
(Ca：0～0.010％、Mg：0～0.010％、REM：0～0.10％)
Ca、Mg以及REM是控制夹杂物的形状、从而有助于局部延展性的提高的元素。为了充分地得到Ca、Mg以及REM的添加效果，Ca、Mg以及REM均优选为0.0001％以上。更优选这些元素均为0.0005％以上。
另一方面，Ca以及Mg超过0.010％时，添加效果饱和，经济性降低，因此Ca以及Mg优选为0.010％以下。更优选这些元素均为0.002％以下。
REM超过0.10％时，添加效果饱和，经济性降低，因此REM优选为0.10％以下。更优选为0.010％以下。
REM是Sc、Y以及镧系合计17种元素的总称。镧系在工业中以混合稀土合金的形态进行添加。此外，REM的量为这些元素的合计量。
(Bi：0～0.050％)
Bi是使凝固组织微小化、从而有助于局部延展性的提高的元素。为了充分地得到Bi的添加效果，Bi优选为0.0001％以上。更优选为0.0003％以上。
另一方面，Bi超过0.050％时，添加效果饱和，经济性降低，因此Bi优选为0.050％以下。更优选为0.010％以下，进一步优选为0.005％以下。
本发明的钢板的成分组成的剩余部分为Fe以及不可避免的杂质。不可避免的杂质是从钢原料(矿石、废料等)中和/或制造工序中不可避免地混入的元素，是在不损害本发明的钢板的特性的范围内允许存在的元素。
接着，对本发明的钢板的金属组织进行说明。以下，组织百分率中的“％”是指“体积％”。
(残留奥氏体：超过5.0％、回火马氏体：超过5.0％)
本发明的钢板的金属组织是以体积％计含有超过5.0％的残留奥氏体以及超过5.0％的回火马氏体的金属组织。通过形成该金属组织，在维持屈服强度和拉伸强度的同时，能够使均匀延展性和局部延展性提高。
残留奥氏体为5.0％以下时，均匀延展性不会提高，因此残留奥氏体设定为超过5.0％。优选为超过6.0％，更优选为超过8.0％，进一步优选为超过10.0％。
残留奥氏体的体积％与其他组织的体积％相关，不能一概而论，因此其上限无法设定，但为30.0％以上时，局部延展性以及低温冲击特性变差，因此残留奥氏体优选为小于30.0％。更优选为小于20.0％。
回火马氏体为5.0％以下时，在维持屈服强度和拉伸强度的同时，难以提高局部延展性，因此回火马氏体设定为超过5.0％。优选为超过8.0％，更优选为超过10.0％，进一步优选为超过12.0％。
回火马氏体的体积％与其他组织的体积％相关，不能一概而论，因此其上限无法设定，但超过70.0％时，均匀延展性降低，因此回火马氏体优选为70.0％以下。更优选为50.0％以下，进一步优选为30.0％以下。
金属组织的剩余部分是包括多角形铁素体、马氏体(是指没有被回火的马氏体，也称为新鲜马氏体)、针状铁素体或贝氏体的低温相变生成组织以及珠光体、渗碳体等析出物的组织。
多角形铁素体是对提高均匀延展性有效的组织，因此优选含有超过2.0％。更优选为3.0％以上。
多角形铁素体的体积％与其他组织的体积％相关，不能一概而论，因此其上限无法设定，但多角形铁素体为50.0％以上时，屈服强度和拉伸强度降低，另外，局部延展性也降低，因此多角形铁素体优选为小于50.0％。更优选为小于20.0％，进一步优选为小于10.0％。
马氏体是阻碍维持屈服强度、提高局部延展性的组织，因此越少越优选，优选为小于5.0％。更优选为小于2.0％，进一步优选为小于1.0％。
针状铁素体或贝氏体的低温相变生成组织、珠光体以及渗碳体等的析出物，由于阻碍屈服强度以及拉伸强度，因此合计优选为40.0％以下。更优选为20.0％以下，进一步优选为10.0％以下。
珠光体除了阻碍屈服强度以及拉伸强度之外，也阻碍均匀延展性，因此优选为小于10.0％。更优选为小于5.0％，进一步优选为小于3.0％。
马氏体、针状铁素体或贝氏体的低温相变生成组织、珠光体以及渗碳体等的析出物有时不可避免地生成，因此下限没有特别地设定，但金属组织的剩余部分无需含有这些组织，因此下限为0％。
本发明的钢板的金属组织的体积％如下所示地进行测定。
从钢板上采集试验片，对与轧制方向平行的纵向截面进行研磨，对从基材钢板与镀层的边界到基材钢板的板厚的1/4的深度位置的金属组织通过扫描电子显微镜(SEM)进行观察并拍摄。将图像进行图像处理，计算出各组织的面积率，将计算出的面积率设定为体积率。
回火马氏体由于在内部存在的铁碳化物向多个方向上伸长，因此在这一方面可以与贝氏体区别。在多角形铁素体的形态为块状的方面以及位错密度低的方面，可以与针状铁素体区别。
(残留奥氏体的C量：0.85质量％以上)
本发明的钢板中，为了将残留奥氏体稳定化，从而使均匀延展性和局部延展性提高，将残留奥氏体的C量设定为0.85质量％以上。优选为0.87质量％以上，更优选为0.89质量％以上。此外，残留奥氏体的C量是指奥氏体相中的C浓度。
残留奥氏体的C量通过钢板的C量或制造条件而发生变动，因此其上限无法设定，但C量为1.50质量％以上时，得不到TRIP效果，均匀延展性降低，因此残留奥氏体的C量优选为小于1.50质量％。更优选为小于1.20质量％，进一步优选为小于1.10质量％。
残留奥氏体的体积％以及残留奥氏体的C量是通过下述方法来计算：在从钢板上采集的试验片中，从基材钢板与镀层的边界起对轧制面进行化学研磨直至基材钢板的板厚的1/4的深度位置为止，采用X射线衍射装置(XRD)，测定研磨面的X射线衍射强度以及衍射峰位置，由此进行计算。
([C]γgb/[P]γgb：4.0以上)
通过将原奥氏体晶界处的C偏析量(原子数/nm2)[C]γgb与原奥氏体晶界处的P偏析量(原子数/nm2)[P]γgb之比即[C]γgb/[P]γgb设定为4.0以上，低温冲击特性显著提高。
[C]γgb/[P]γgb小于4.0时，低温冲击特性不会提高，因此[C]γgb/[P]γgb设定为4.0以上。优选为5.0以上，更优选为6.0以上。上限没有特别限定，从生产率的观点出发，优选为30.0以下。
原奥氏体晶界处的[C]γgb和[P]γgb如下所示地进行测定，计算出[C]γgb/[P]γgb。
从钢板上采集的试验片中，对从基材钢板与镀层的边界到基材钢板的板厚的1/4的深度位置的金属组织进行观察，确认原奥氏体晶界。通过提离(Lift-out)法，切割包含原奥氏体晶界的块体，使用聚焦离子束装置(FIB)，制作三维原子探针(3DAP)用的针试样。
通过3DAP，测定包含原奥氏体晶界的区域中的C以及P原子的分布，将浓度分布进行梯形图分析，求出每单位晶界面积的偏析原子密度(Interfacial excess)，将所得到的值设定为[C]γgb以及[P]γgb。[C]γgb以及[P]γgb的测定是对5个部位以上不同的原奥氏体晶界来进行的，求出各原奥氏体晶界处得到的[C]γgb/[P]γgb的值的平均值。
([B]γgb/[P]γgb：4.0以上)
在本发明的钢板含有B的情况下，进而通过将原奥氏体晶界处的B偏析量(原子数/nm2)[B]γgb与原奥氏体晶界处的P偏析量(原子数/nm2)[P]γgb之比即[B]γgb/[P]γgb设定为4.0以上，低温冲击特性显著提高。
[B]γgb/[P]γgb小于4.0时，低温冲击特性不会提高，因此[B]γgb/[P]γgb设定为4.0以上。优选为5.0以上，更优选为6.0以上。上限没有特别限定，从生产率的观点出发，优选为30.0以下。
原奥氏体晶界处的[B]γgb和[P]γgb如下所示地进行测定，计算出[B]γgb/[P]γgb。
在从钢板上采集的试验片中，对从基材钢板与镀层的边界到基材钢板的板厚的1/4的深度位置的金属组织进行观察，确认原奥氏体晶界。通过提离(Lift-out)法，切割包含原奥氏体晶界的块体，使用聚焦离子束装置(FIB)，制作三维原子探针(3DAP)用的针试样。
通过3DAP，测定包含原奥氏体晶界在内的区域中的B以及P原子的分布，将浓度分布进行梯形图分析，求出每单位晶界面积的偏析原子密度(Interfacial excess)，将所得到的值设定为[B]γgb以及[P]γgb。[B]γgb以及[P]γgb的测定是对5个部位以上不同的原奥氏体晶界来进行的，求出各原奥氏体晶界处得到的[B]γgb/[P]γgb的值的平均值。
接着，对本发明的钢板的热浸镀锌层以及合金化热浸镀锌层进行说明。
热浸镀锌层以及合金化热浸镀锌层可以在通常的镀层条件以及合金化条件下形成。但是，合金化热浸镀锌层的Fe量小于7质量％时，无法确保焊接性以及滑动性，因此合金化热浸镀锌层的Fe量优选为7质量％以上。从抑制耐粉化性的观点出发，Fe量的上限优选为20质量％以下，更优选为15质量％以下。合金化热浸镀锌层的Fe量是通过将合金化处理条件进行适量调节来调整的。
接着，对本发明的钢板的机械特性进行说明。
关于钢板的拉伸特性，将与轧制方向正交的方向的均匀伸长率定义为UEl(均匀伸长率，Uniform Elongation)，基于下述式(1)，将与轧制方向正交的方向的总伸长率(TEl0)换算成相当于板厚1.2mm的总伸长率后的值定义为TEl(总伸长率，Total Elongation)，基于下述式(2)，将相对于板厚1.2mm的与轧制方向正交的方向的局部伸长率定义为LEl(局部伸长率，Local Elongation)。
TEl＝TEl0×(1.2/t0)0.2 (1)
LEl＝TEl-UEl (2)
UEl是使用JIS5号拉伸试验片测定的均匀伸长率的实测值，TEl0是使用JIS5号拉伸试验片测定的总伸长率的实测值，t0是供于测定的JIS5号拉伸试验片的板厚。TEl以及LEl分别是换算为板厚1.2mm的情况下的总伸长率以及局部伸长率。
TS×UEl达到拉伸强度(TS)和均匀伸长率(UEl)二者优良的大值，因此作为评价均匀延展性的指标使用。
TS×LEl达到拉伸强度(TS)和局部伸长率(LEl)二者优良的大值，因此作为评价局部延展性的指标使用。
就本发明的钢板而言，从压制成形性的观点出发，TS×UEl优选为10000MPa·％以上，TS×LEl优选为5000MPa·％以上。更优选TS×UEl为11000MPa·％以上、TS×LEl为6000MPa·％以上。进一步优选TS×UEl为12000MPa·％以上、TS×LEl为7000MPa·％以上。
为了使本发明的钢板的冲击吸收性提高，拉伸强度(TS)优选为780MPa以上，更优选为980MPa以上，进一步优选为1180MPa以上。屈服比(YR)优选为0.59以上，更优选为0.66以上，进一步优选为0.72以上。
局部延展性越优良，冲击载荷负荷时的裂纹越被抑制，吸收能量越提升，因此从抑制裂纹的观点出发，TS×LEl优选为5500MPa·％以上，更优选为6500MPa·％以上。
关于钢板的低温冲击特性，将与轧制方向正交的方向作为长度方向，将长度为55mm、厚度为10mm、宽度为钢板的板厚的小尺寸的夏比冲击试验片以在宽度方向上多片重叠的状态进行夏比冲击试验。将试验片的凹口形状设定为JIS Z 2242中规定的V凹口，将试验温度设定为-60℃以及40℃，将进行夏比冲击试验时的夏比冲击值分别定义为IVLT以及IVHT。
IVLT/IVHT可以作为评价低温冲击特性的指标使用，就本发明的钢板而言，IVLT/IVHT优选为超过0.50，更优选为超过0.60，进一步优选为超过0.70。
接着，对本发明的钢板的制造方法进行说明。
(原材料钢板)
本发明的镀覆前的钢板(以下称为“原材料钢板”)只要是具有本发明的钢板的成分组成的钢板即可，原材料钢板的制造方法不限于特定的制造方法。作为原材料钢板，可以使用热轧钢板。另外，也可以使用对热轧钢板进行酸洗后实施了冷轧的冷轧钢板。以下，对原材料钢板的制造方法的一个例子进行说明。
(铸造)
板坯的铸造法不限于特定的铸造法，但优选为连铸法。也可以将通过其他铸造法铸造的钢锭用开坯轧制等形成钢坯。连铸工序中，为了抑制由夹杂物引起的表面缺陷的发生，优选在铸模内通过电磁搅拌等使钢水流动。连铸后的高温状态的钢锭或开坯轧制后的高温状态的钢坯也可以在暂时冷却后进行再加热，供于热轧。
另外，连铸后的高温状态的钢锭或开坯轧制后的高温状态的钢坯可以直接供于热轧，也可以在进行辅助的加热后供于热轧。此外，将供于热轧的钢锭以及钢坯总称为“板坯”。
为了防止奥氏体的粗大化，供于热轧的板坯的温度优选为小于1250℃。更优选为1200℃以下。供于热轧的板坯的温度的下限没有特别限定，但优选为在Ar3点以上能够完成热轧的温度。
(热轧)
热轧的条件不限于特定的条件，但热轧的完成温度如果过低，则在热轧钢板的金属组织中，有可能产生在轧制方向上伸展的粗大的低温相变生成组织。
该粗大的低温相变生成组织阻碍均匀延展性以及局部延展性，因此热轧的完成温度优选为Ar3点以上并且超过850℃。更优选为Ar3点以上并且超过880℃，进一步优选为Ar3点以上并且超过900℃。热轧的完成温度的上限没有特别限定，但从将热轧钢板的金属组织小粒化的方面来看，优选为1000℃以下。
在热轧包含粗轧和精轧的情况下，为了将热轧的完成温度维持在上述温度区域，也可以在粗轧与精轧之间将粗轧材料加热。
此时，优选的是，以粗轧材料的后端比粗轧材料的前端更高温的方式对粗轧材料进行加热，将在精轧开始时的粗轧材料的全长的温度的偏差抑制为140℃以下。通过该温度抑制，在将热轧钢板卷取而成的卷材内的特性的均匀性提高。
粗轧材料的加热可以使用公知的手段进行即可。例如，在粗轧机与精轧机之间设置螺线管式感应加热装置，基于在该感应加热装置的上游侧的粗轧材料的长度方向的温度分布等，可以控制利用螺线管式感应加热装置实施的加热升温量。
从热轧结束后至卷取开始的条件可以为通常的条件，但为了通过将热轧钢板进行软质化而提高热轧钢板的冷轧性，卷取温度优选为600℃以上。卷取温度更优选为640℃以上，进一步优选为680℃以上。卷取温度如果过高，则热轧钢板的酸洗性降低，因此卷取温度优选为750℃以下，更优选为小于720℃。
(冷轧)
冷轧的条件不限于特定的条件。冷轧前，也可以对热轧钢板通过酸洗等实施去氧化皮处理。为了将退火后的金属组织均匀化、进一步使局部延展性提高，冷轧的压下率优选为40％以上。如果压下率过高，则轧制载荷增大，轧制变困难，因此压下率优选为小于70％，更优选为小于60％。
(退火)
将原材料钢板加热至超过Ac1点的温度来进行退火。Ac1点是在将原材料钢板加热时在金属组织中奥氏体开始生成的温度。
加热温度为Ac1点以下时，不会生成奥氏体，在本发明的钢板的金属组织中，得不到残留奥氏体，均匀延展性降低，因此加热温度优选为超过Ac1点。更优选为超过(Ac1+30)℃。
为了将钢板的金属组织均匀化、使局部延展性进一步提高，加热温度优选为(Ac3点-40)℃以上。更优选为超过Ac3点。Ac3点是将原材料钢板加热时在金属组织中铁素体消失的温度。
如果加热温度过高，则奥氏体变粗大，损害局部延展性，因此加热温度优选为(Ac3点+100)℃以下，更优选为(Ac3点+50)℃以下。
加热温度下的保持时间没有特别限定，但为了将原材料钢板的金属组织均匀化，优选为10秒以上。从抑制奥氏体的粗大化的方面来看，优选为240秒以下。
退火后，将650～500℃的温度区域内的平均冷却速度设定为2℃/秒以上且低于100℃/秒，以没有将原材料钢板在中途等温保持的方式冷却至500℃以下的温度区域。
将规定了平均冷却速度的冷却温度区域设定为650～500℃的温度区域。在该温度区域内，铁素体和珠光体析出，因此为了调节析出量，确保所需要的机械特性，需要控制冷却速度。
650～500℃的温度区域内的平均冷却速度小于2℃/秒时，多角形铁素体和珠光体过量地生成，屈服强度和拉伸强度降低，因此上述温度区域内的平均冷却速度优选为2℃/秒以上。更优选为4℃/秒以上，进一步优选为10℃/秒以上。
另一方面，650～500℃的温度区域内的平均冷却速度为100℃/秒以上时，钢板的形状及尺寸的精度降低，因此上述温度区域内的平均冷却速度优选为小于100℃/秒。更优选为30℃/秒以下。
将原材料钢板以650～500℃的温度区域内的平均冷却速度为2℃/秒以上且低于100℃/秒来冷却至500℃以下。冷却至500℃以下后的冷却条件没有特别限定，但是从在镀覆后的金属组织中、调节残留奥氏体的体积％以及残留奥氏体的C量、实现均匀延展性以及局部延展性的提高和屈服强度的提升的方面来看，优选将原材料钢板在500℃以下且460℃以上的温度区域内保持4～45秒。
(热浸镀锌层)
根据常规方法对原材料钢板实施热浸镀锌，在原材料钢板的单面或两面上形成热浸镀锌层。对原材料钢板实施热浸镀锌前，可以将原材料钢板适当进行冷却和/或加热。
热浸镀锌浴的浴温以及浴组成可以是通常的浴温以及浴组成。镀层附着量也可以为通常的附着量。例如，优选原材料钢板的每个单面为20～80g/m2的范围。
也可以将具有热浸镀锌层的原材料钢板加热至所期望的温度，对热浸镀锌层实施合金化处理。合金化处理在通常的条件下进行即可。例如在470～560℃进行合金化处理5～60秒即可。但是，镀层中的Fe量达到7质量％以上的条件是优选的。
(镀覆处理后或合金化处理后的冷却)
将从镀覆温度至300℃的温度区域、或从合金化处理温度至300℃的温度区域内的平均冷却速度设定为2℃/秒以上，将镀覆处理或合金化处理后的钢板冷却至低于300℃。
上述平均冷却速度小于2℃/秒时，珠光体过量地生成，屈服强度以及拉伸强度降低，另外，残留奥氏体量减少，均匀延展性降低，因此上述平均冷却速度优选为2℃/秒以上。更优选为超过10℃/秒。
平均冷却速度的上限没有特别限定，从经济性的方面来看，优选为500℃/秒以下。冷却停止温度小于300℃，但从有效地进行之后的调质轧制的方面来看，冷却停止温度优选为室温。
(调质轧制)
对具有热浸镀锌层或合金化镀层的钢板实施二阶段加热处理前，实施拉伸率为0.10％以上的调质轧制。通过该调质轧制，之后的二阶段加热处理中，C向奥氏体的浓集被促进，均匀延展性以及局部延展性提高，并且屈服强度提高。
拉伸率小于0.10％时，在之后的二阶段加热处理中，C向奥氏体的浓集不会被促进，均匀延展性以及局部延展性不会提高，另外，屈服强度不会提高，因此拉伸率优选为0.10％以上。更优选为0.30％以上，进一步优选为0.50％以上。
拉伸率的上限没有特别规定，但过高时，轧制负荷增大，因此拉伸率优选为2.00％以下。更优选为小于1.50％，进一步优选为小于1.00％。
调质轧制温度没有特别限定，但从对奥氏体有效地赋予加工变形的方面来看，越低温越优选，特别优选为室温。
(二阶段加热处理)
对具有热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层的钢板实施拉伸率为0.10％以上的调质轧制后，将上述钢板以平均加热速度小于10℃/秒加热至300℃，接着，在超过300℃且600℃以下的温度区域内，以平均加热速度10℃/秒以上进行加热，在超过300℃且600℃以下的温度区域内的加热温度下保持1秒以上。
通过该二阶段加热处理，在原奥氏体晶界处，C偏析量(原子数/nm2)[C]γgb与P偏析量(原子数/nm2)[P]γgb之比即[C]γgb/[P]γgb满足[C]γgb/[P]γgb≥4.0，C向残留奥氏体浓集，达到0.85质量％以上，马氏体发生回火。其结果，均匀延展性以及局部延展性提高，屈服强度提高，低温冲击特性提高。
另外，在钢板含有B的情况下，B偏析量(原子数/nm2)[B]γgb与P偏析量(原子数/nm2)[P]γgb之比即[B]γgb/[P]γgb满足[B]γgb/[P]γgb≥4.0，均匀延展性以及局部延展性提高，屈服强度提高，低温冲击特性提高。
以下，对二阶段加热处理的各工序条件进行说明。
(直至300℃为止的平均加热速度：小于10℃/秒)
调质轧制后的钢板的金属组织中，为了在使C向奥氏体浓集的同时，将马氏体回火，将金属组织加热至超过300℃且600℃以下的温度区域。此时，直至300℃为止，以小于10℃/秒的平均加热速度进行加热。在该加热中，促进C或B向原奥氏体晶界的偏析。
在直至300℃为止的平均加热速度为10℃/秒以上时，C或B向原奥氏体晶界的偏析不会被促进，因此直至300℃为止的平均加热速度小于10℃/秒。优选为7℃/秒以下，更优选为3℃/秒以下。
(超过300℃且600℃以下的温度区域的平均加热速度：10℃/秒以上)
通过将直至超过300℃且600℃以下的温度区域的加热温度的平均加热速度设定为10℃/秒以上，能够抑制P向原奥氏体晶界的偏析。
即，将小于10℃/秒的平均加热速度以300℃为界，改变为10℃/秒以上，由此能够实现下述式(3)，在钢板含有B的情况下，能够实现下述式(4)。超过300℃且600℃以下的温度区域的平均加热速度优选为超过20℃/秒。
[C]γgb/[P]γgb≥4.0 (3)
[B]γgb/[P]γgb≥4.0 (4)
在原奥氏体晶界处如果实现上述式，则在原奥氏体晶界处C以及B的强化作用会增加，与此同时P的脆化作用被抑制，从而能够使低温冲击特性提高。
(超过300℃且600℃以下的温度区域内的保持时间：1秒以上)
上述二阶段加热后，将钢板在超过300℃且600℃以下的温度区域的加热温度下保持1秒以上。在加热温度为300℃以下时，C向奥氏体的浓集变得不充分，均匀延展性不会提高，另外，硬质的马氏体残存，从而损害局部延展性，与此同时屈服强度降低，因此加热温度设定为超过300℃。优选为超过350℃，更优选为超过400℃。
另一方面，加热温度超过600℃时，残留奥氏体的量不足，均匀延展性降低，另外，回火马氏体发生过度软化，从而屈服强度以及拉伸强度降低，另外，生成硬质的新鲜马氏体，从而局部延展性降低，与此同时屈服强度降低，因此加热温度设定为600℃以下。优选为550℃以下，更优选为500℃以下。
在加热保持时间小于1秒时，C向奥氏体的浓集变得不充分，均匀延展性不会提高，另外，硬质的马氏体残存，从而局部延展性降低，与此同时屈服强度降低，因此加热保持时间设定为1秒以上。优选为5秒以上，更优选为15秒以上。
加热保持时间如果过长，则残留奥氏体的量减少，从而均匀延展性降低，另外，回火马氏体发生过度软化，从而屈服强度以及拉伸强度降低，另外，生成硬质的新鲜马氏体，从而局部延展性降低，与此同时屈服强度降低，因此加热保持时间优选为96小时以下。更优选为48小时以下，进一步优选为24小时以下。
加热保持时间根据加热温度来适当进行调节。例如，在加热温度为400～600℃的情况下，加热保持时间优选为20分钟以下。更优选为6分钟以下，进一步优选为小于3分钟。从生产率的观点出发，优选为加热温度超过400℃、加热保持时间为20分钟以下。
此外，在对钢板实施二阶段加热处理后，为了矫正钢板的平坦度，可以对钢板实施调质轧制，另外，也可以对钢板实施涂油或具有润滑作用的被膜。
本发明的钢板的板厚并不特别限于特定的范围，但在具有通用性的板厚为0.8～2.3mm的钢板中，显著地显现出二阶段加热处理的效果。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性以及效果而采用的一个条件例，本发明不限于该一个条件例。本发明在不脱离本发明的主旨、能够实现本发明的目的的范围内可采用各种条件。
(实施例1)
使用真空熔炉，对钢水进行铸造，制造具有表1所示的成分组成的钢A～U。表1中的Ac1点以及Ac3点是由以2℃/秒加热钢A～P的冷轧钢板时的热膨胀变化来求得的。将钢A～U加热至1200℃，保持60分钟后，在表2-1、2-2所示的热轧条件下进行热轧。
Figure BDA0002620253260000211
具体而言，在Ar3点以上的温度区域内，对钢A～U实施10道次的轧制，得到厚度为2.5～3.0mm的热轧钢板。热轧后，通过水喷雾，将热轧钢板冷却至500～680℃，将冷却结束温度设定为卷取温度，向保持在该卷取温度下的电加热炉中装入热轧钢板，保持60分钟，然后，将热轧钢板以20℃/小时的冷却速度进行炉冷却至室温，从而模拟卷取后的徐冷。
将徐冷后的热轧钢板酸洗来作为冷轧用的母材，以压下率为47～52％来实施冷轧，制成厚度为1.2～1.6mm的冷轧钢板(原材料钢板)。使用热浸镀锌模拟装置，将原材料钢板以10℃/秒的加热速度加热至650℃后，以2℃/秒的加热速度加热至表2-1、2-2所示的温度，进行30～90秒均热。
然后，在表2-1、2-2所示的冷却条件下将原材料钢板冷却至460℃，将原材料钢板浸渍到保持为460℃的热浸镀锌浴中，对原材料钢板实施热浸镀锌层。对于一部分原材料钢板，在热浸镀锌后，加热至520℃，实施合金化处理。
从镀覆温度(是指镀浴温度)或合金化温度开始，在表2-1、2-2所示的冷却条件下对原材料钢板进行二次冷却。在表2-1、2-2中，“RT”表示室温。
表2-1
Figure BDA0002620253260000221
注)1.热轧条件的轧制后板厚一栏：表示热轧钢板的板厚。
2.退火条件的合金化处理的有无一栏：″有″表示在热镀锌后进行了合金化处理，″无″表示在热镀锌后没有进行合金化处理。
3.退火条件一栏：关于二次冷却速度，在进行了合金化处理的情况下是指从合金化温度至300℃的温度区域内的平均冷却速度，在没有进行合金化处理的情况下是指从镀覆温度至300℃的温度区域内的平均冷却速度。
4.退火条件的二次冷却停止温度一栏：″RT″表示为室温。
表2-2
(表2-1续)
Figure BDA0002620253260000231
注)1.热轧条件的轧制后板厚一栏：表示热轧钢板的板厚。
2.退火条件的合金化处理的有无一栏：″有″表示在热镀锌后进行了合金化处理，″无″表示在热镀锌后没有进行合金化处理。
3.退火条件一栏：关于二次冷却速度，在进行了合金化处理的情况下是指从合金化温度至300℃的温度区域内的平均冷却速度，在没有进行合金化处理的情况下是指从镀覆温度至300℃的温度区域内的平均冷却速度。
4.退火条件的二次冷却停止温度一栏：″RT″表示为室温。
表3-1
Figure BDA0002620253260000241
注)1.调质轧制的有无一栏：″有″表示进行了调质轧制，″无″表示没有进行调质轧制。
2.热处理条件一栏：″＝″表示没有进行热处理。
3.热处理条件的300℃以上的温度区域内的平均加热速度一栏：
″-″表示热处理温度为300℃以下。
表3-2
(表3-1之续)
Figure BDA0002620253260000251
注)1.调质轧制的有无一栏：″有″表示进行了调质轧制，″无″表示没有进行调质轧制。
2.热处理条件一栏：″＝″表示没有进行热处理。
3.热处理条件的300℃以上的温度区域内的平均加热速度一栏：
″-″表示热处理温度为300℃以下。
在对实施了二次冷却的原材料钢板实施拉伸率为0.50％的调质轧制后，在表3-1、3-2所示的热处理条件下实施热处理，得到热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板(以下将热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板总称为“镀覆钢板”)。
在将二次冷却的停止温度设定为100℃的情况下，以在二次冷却停止后不冷却至室温的方式进行调质轧制，然后，以不冷却至室温的方式在表3-1、3-2所示的热处理条件下进行热处理。对于一部分原材料钢板，省略了调质轧制或热处理。表3-1、3-2的“热处理条件”一栏中的“-”表示没有进行热处理。
从镀覆钢板上采集XRD测定用试验片，从基材钢板与镀层的边界到基材钢板的板厚的1/4深度位置为止，对试验片的轧制面进行化学研磨。对该轧制面进行X射线衍射试验，测定残留奥氏体的体积率以及残留奥氏体的C量。
具体而言，向试验片射入Mo-Kα线，测定α相(200)、(211)衍射峰的积分强度以及γ相(200)、(220)、(311)衍射峰的积分强度，求出残留奥氏体的体积率。
另外，射入Fe-Kα线，由γ相(200)、(220)、(311)衍射峰的位置，求出奥氏体的晶格常数(aγ)，使用
Figure BDA0002620253260000261
(质量％)的关系式，计算残留奥氏体的C量(Cγ)。
另外，从镀覆钢板上采集EBSP测定用试验片，对与轧制方向平行的纵向截面进行电解研磨后，对从基材钢板与镀层的边界到基材钢板的板厚的1/4深度位置的金属组织进行观察，确认了原奥氏体晶界。接着，使用FIB，制作包含原奥氏体晶界的3DAP测定用针试样。
使用3DAP，测定C、B以及P原子的浓度分布，求出原奥氏体晶界处的C偏析量([C]γgb)、B偏析量([B]γgb)以及P偏析量([P]γgb)，计算出[C]γgb/[P]γgb以及[B]γgb/[P]γgb。
另外，从镀覆钢板上采集SEM观察用试验片，对该试验片的与轧制方向平行的纵向截面进行研磨后，对该纵向截面进行硝酸乙醇腐蚀以及LePera试剂腐蚀，对从基材钢板与镀层的边界到基材钢板的板厚的1/4深度位置的金属组织进行观察。通过图像处理，测定回火马氏体、多角形铁素体、新鲜马氏体以及剩余部分组织的体积率。
新鲜马氏体的体积率是通过下述的方法来求得：从通过LePera试剂腐蚀测定的残留奥氏体与新鲜马氏体的合计体积率中，减去通过由上述XRD测定来测定的残留奥氏体的体积率而求得。
屈服应力(YS)、拉伸强度(TS)以及均匀伸长率(UEl)是通过从镀覆钢板上沿与轧制方向正交的方向采集JIS5号拉伸试验片、对该试验片进行拉伸试验来求得的。
关于拉伸速度，直至达到屈服点为止设定为1mm/分钟，这以后设定为10mm/分钟。屈服比(YR)是用YS除以TS而求得。关于总伸长率(TEl)以及局部伸长率(LEl)，对沿与轧制方向正交的方向采集的JIS5号拉伸试验片进行拉伸试验，使用总伸长率的实测值(TEl0)以及均匀伸长率的实测值(UEl)，基于上述式(1)以及(2)，求出相当于板厚1.2mm的情况的换算值。
另外，从镀覆钢板上沿与轧制方向正交的方向采集V凹口小尺寸的夏比冲击试验片，在板厚为1.2mm的情况下，层叠8片进行螺丝固定，在板厚为1.6mm的情况下，层叠6片进行螺丝固定，使用该试验片，进行夏比冲击试验。将试验温度为-60℃时的夏比冲击值设定为IVLT、将试验温度为40℃时的夏比冲击值设定为IVHT，求出IVLT/IVHT的值。
如果YR为0.59以上，TS×UEl为10000MPa·％以上，并且TS×LEl为5000MPa·％以上，则判断为良好的机械特性。另外，如果IVLT/IVHT超过0.50，则判断为良好的低温冲击特性。
表4-1、4-2中示出了观察镀覆钢板的金属组织的结果，表5-1、5-2中示出了评价镀覆钢板的机械特性以及低温冲击特性的结果。
表4-1
Figure BDA0002620253260000281
注)1.镀覆钢板的金属组织一栏：[C]γgb/[P]γgb表示原奥氏体晶界处的C偏析量与原奥氏体晶界处的P偏析量之比，[B]γgb/[P]γgb表示原奥氏体晶界处的B偏析量与原奥氏体晶界处的P偏析量之比。
2.镀覆钢板的金属组织的残留奥氏体的C量一栏、[C]γgb/[P]γgb一栏以及[B]γgb/[P]γgb一栏：″-″表示没有进行这些测定。
表4-2
(表4-1之续)
Figure BDA0002620253260000291
注)1.镀覆钢板的金属组织一栏：[C]γgb/[P]γgb表示原奥氏体晶界处的C偏析量与原奥氏体晶界处的P偏析量之比，[B]γgb/[P]γgb表示原奥氏体晶界处的B偏析量与原奥氏体晶界处的P偏析量之比。
2.镀覆钢板的金属组织的残留奥氏体的C量一栏、[C]γgb/[P]γgb一栏以及[B]γgb/[P]γgb一栏：″-″表示没有进行这些测定。
表5-1
Figure BDA0002620253260000301
注)1.镀覆钢板的机械特性一栏：″TEI″表示换算成相当于板厚1.2mm的总伸长率，″UEI″表示均匀伸长率，″LEI″表示换算成相当于板厚1.2mm的局部伸长率。″IVLT/IVHT″表示-60℃下的冲击值与40℃下的冲击值之比。
表5-2
(表5-1之续)
Figure BDA0002620253260000311
注)1.镀覆钢板的机械特性一栏：″TEI″表示换算成相当于板厚1.2mm的总伸长率，″UEI″表示均匀伸长率，″LEI″表示换算成相当于板厚1.2mm的局部伸长率。″IVLT/IVHT″表示-60℃下的冲击值与40℃下的冲击值之比。
表4-1、4-2中，“残留奥氏体的C量(质量％)”的列、“[C]γgb/[P]γgb”的列以及“[B]γgb/[P]γgb”的列中，“-”表示没有对残留奥氏体的C量、[C]γgb/[P]γgb以及[B]γgb/[P]γgb进行测定。
此外，表1～表5中，带下划线的数值或记号是指处于本发明的范围外。
发明例均是TS×UEl为10000以上、TS×LEl为5000以上，显示出良好的均匀延展性和局部延展性。另外，YR表示0.59以上的高值。另外，IVLT/IVHT表示0.51以上的高值。
关于成分组成或工序条件不适当的比较例的试验结果，屈服比、均匀延展性、局部延展性以及低温冲击特性中的任意一种或全部变差。
具体而言，就使用了具有本发明的范围内的成分组成的钢C、E、N但没有进行调质轧制的试验编号9、22以及40而言，残留奥氏体的C量低，TS×UEl以及TS×LEl低。就热处理温度过低的试验编号10、23以及41而言，回火马氏体体积率、残留奥氏体的C量以及[C]γgb/[P]γgb低，YR、TS×UEl、TS×LEl以及IVLT/IVHT低。
就使用了钢C的试验(试验编号14)而言，由于没有进行热处理，因此回火马氏体体积率、残留奥氏体的C量以及[C]γgb/[P]γgb低，YR、TS×UEl、TS×LEl以及IVLT/IVHT低。
就使用了钢C以及钢F的试验(试验编号11以及28)而言，由于热处理温度过高，因此残留奥氏体体积率、残留奥氏体的C量以及[C]γgb/[P]γgb低，YR、TS×UEl、TS×LEl以及IVLT/IVHT低。
就使用了具有本发明的范围内的成分组成的钢C但在退火工序中均热温度过低的试验编号19而言，残留奥氏体体积率以及回火马氏体体积率低，TS×UEl低。
就使用了钢A以及C的试验(试验编号4以及18)而言，第1冷却工序中650～500℃的温度区域内的平均冷却速度过低，因此就试验编号4而言，残留奥氏体体积率以及回火马氏体体积率低，YR以及TS×LEl低。就试验编号18而言，残留奥氏体体积率低，YR、TS×UEl以及TS×LEl低。
就使用了具有本发明的范围内的成分组成的钢C但第2冷却工序中合金化温度～300℃的温度区域内的平均冷却速度(二次冷却速度)过低的试验编号12而言，残留奥氏体体积率以及残留奥氏体的C量低，TS×UEl以及TS×LEl低。
就使用了钢C、E以及N的试验(试验编号17、26以及39)而言，由于在二阶段加热处理工序中直至300℃为止的温度区域内的平均加热速度过高，因此[C]γgb/[P]γgb低，IVLT/IVHT低。
就使用了钢A、C、E以及G的试验(试验编号2、16、24以及31)而言，二阶段加热处理工序中在超过300℃的温度区域内的平均加热速度过低，因此[C]γgb/[P]γgb低，IVLT/IVHT低。
就使用了钢B的试验编号5而言，钢中的Si量少，因此残留奥氏体体积率以及残留奥氏体的C量低，YR、TS×UEl以及TS×LEl低。就使用了钢D的试验编号20而言，钢中的Mn量少，因此残留奥氏体体积率低，YR以及TS×LEl低。
产业上的可利用性
如上所述，根据本发明，能够提供均匀延展性以及局部延展性均良好、压制成形性优良、并且屈服强度以及拉伸强度高、而且局部延展性良好、冲击吸收性优良、并且低温冲击特性也优良的热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板。
本发明的热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板是最适合作为骨架构件或支柱等汽车车身的结构部件或其他机械结构部件的原材料钢板的钢板。因此本发明在汽车产业或机械部件制造产业中可利用性高。

Claims (6)

1.一种热浸镀锌钢板，其特征在于，其是在钢板的表面上具有热浸镀锌层的热浸镀锌钢板，所述钢板的成分组成以质量％计为：
C：0.03～0.70％、
Si：0.25～2.50％、
Mn：1.00～5.00％、
P：0.0005～0.100％、
S：0.010％以下，
sol.Al：0.001～2.500％、
N：0.020％以下、
B：0～0.0200％、
Ti：0～0.30％、
Nb：0～0.30％、
V：0～0.30％、
Cr：0～2.00％、
Mo：0～2.00％、
Cu：0～2.00％、
Ni：0～2.00％、
Ca：0～0.010％、
Mg：0～0.010％、
REM：0～0.10％、
Bi：0～0.050％，以及
剩余部分：Fe以及不可避免的杂质，
所述钢板的金属组织以体积％计含有超过5.0％且小于30.0％的残留奥氏体、超过5.0％且70.0％以下的回火马氏体以及超过2.0％且小于50.0％的多角形铁素体，所述残留奥氏体含有0.85质量％以上的C，
所述钢板的金属组织中的原奥氏体晶界处的C偏析量[C]γgb与P偏析量[P]γgb之比即[C]γgb/[P]γgb为4.0以上，其中C偏析量的单位为原子数/nm2，P偏析量的单位为原子数/nm2。
2.根据权利要求1所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，所述钢板的成分组成以质量％计含有：B：0.0002～0.0200％、Ti：0.001～0.30％、Nb：0.001～0.30％、V：0.001～0.30％、Cr：0.001～2.00％、Mo：0.001～2.00％、Cu：0.001～2.00％、Ni：0.001～2.00％、Ca：0.0001～0.010％、Mg：0.0001～0.010％、REM：0.0001～0.10％以及Bi：0.0001～0.050％中的一种以上。
3.根据权利要求1或2所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，所述钢板的成分组成中，B的含量为0.0002％以上，
所述钢板的金属组织中的原奥氏体晶界处的B偏析量[B]γgb与P偏析量[P]γgb之比即[B]γgb/[P]γgb为4.0以上，其中B偏析量的单位为原子数/nm2，P偏析量的单位为原子数/nm2。
4.一种合金化热浸镀锌钢板，其特征在于，在权利要求1～3中任一项所述的热浸镀锌钢板中，热浸镀锌层为合金化热浸镀锌层。
5.一种制造权利要求1～3中任一项所述的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，其具备下述工序：
退火工序，该工序是将权利要求1或2所述的成分组成的原材料钢板加热至超过Ac1点的温度区域来进行退火；
第1冷却工序，该工序是在退火工序后，将650～500℃的温度区域内的平均冷却速度设定为2℃/秒以上且低于100℃/秒来将原材料钢板冷却至500℃以下；
镀覆工序，该工序是在第1冷却工序后，对原材料钢板实施热浸镀锌；
第2冷却工序，该工序是在镀覆工序后，将镀覆温度～300℃的温度区域内的平均冷却速度设定为2℃/秒以上来将原材料钢板冷却至低于300℃；
调质轧制工序，该工序是在第2冷却工序后，对原材料钢板实施拉伸率为0.10％以上的调质轧制；以及
二阶段加热处理工序，该工序是在调质轧制工序后，实施如下的热处理：将直至300℃为止的温度区域内的平均加热速度设定为低于10℃/秒来对原材料钢板加热至300℃，接着，将超过300℃的温度区域内的平均加热速度设定为超过10℃/秒来加热至超过300℃且600℃以下的温度区域，在该加热温度下保持1秒以上。
6.一种制造权利要求4所述的合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，其具备下述工序：
退火工序，该工序是将权利要求1或2所述的成分组成的原材料钢板加热至超过Ac1点的温度区域来进行退火；
第1冷却工序，该工序是在退火工序后，将650～500℃的温度区域内的平均冷却速度设定为2℃/秒以上且低于100℃/秒来将原材料钢板冷却至500℃以下；
镀覆工序，该工序是在第1冷却工序后，对原材料钢板实施热浸镀锌；
合金化工序，该工序是在镀覆工序后，对原材料钢板实施合金化处理；
第2冷却工序，该工序是在合金化工序后，将合金化处理温度～300℃的温度区域内的平均冷却速度设定为2℃/秒以上来将原材料钢板冷却至低于300℃；
调质轧制工序，该工序是在第2冷却工序后，对原材料钢板实施拉伸率为0.10％以上的调质轧制；以及
二阶段加热处理工序，该工序是在调质轧制工序后，实施如下的热处理：将直至300℃为止的温度区域内的平均加热速度设定为低于10℃/秒来对原材料钢板加热至300℃，接着，将超过300℃的温度区域内的平均加热速度设定为超过10℃/秒来加热至超过300℃且600℃以下的温度区域，在该加热温度下保持1秒以上。
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