CN113330133B

CN113330133B - 热浸镀锌钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN113330133B
Application number: CN202080010582.5A
Authority: CN
Inventors: 横山卓史; 川田裕之; 林邦夫; 山口裕司; 内田智史
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2019-02-06
Filing date: 2020-02-06
Publication date: 2022-08-05
Anticipated expiration: 2040-02-06
Also published as: US20220119908A1; US20240182997A1; US11905570B2; JPWO2020162561A1; WO2020162561A1; KR20210108461A; EP3922745A4; JP6750772B1; CN113330133A; KR102604112B1; MX2021009452A; EP3922745A1

Abstract

本发明提供热浸镀锌钢板及其制造方法，在所述热浸镀锌钢板的母材钢板的至少一个表面具有热浸镀锌层，其中，所述母材钢板具有规定的组成，以体积分率计含有：铁素体：0％～50％、残留奥氏体：0％～30％、回火马氏体：5％以上、新鲜马氏体：0％～10％、和珠光体与渗碳体的合计：0％～5％，在存在剩余组织的情况下，所述剩余组织由贝氏体构成，原奥氏体晶界处的B原子的浓度为2.0原子％以上，并且平均有效晶体粒径为7.0μm以下。

Description

热浸镀锌钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及热浸镀锌钢板及其制造方法，主要涉及作为汽车用钢板通过冲压加工等成型为各种形状的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，从限制伴随全球变暖对策的温室效应气体排放量的观点出发，要求提高汽车的燃料效率，为了实现车身的轻质化和确保碰撞安全性，高强度钢板的应用越来越广泛。特别是最近，拉伸强度为980MPa以上的超高强度钢板的需求不断增加。另外，车身中要求防锈性的部位也需要表面实施了热浸镀锌的高强度热浸镀锌钢板。

用于汽车部件的热浸镀锌钢板不仅要求强度，还要求冲压成型性、焊接性等部件成型所需的各种施工性。具体而言，从冲压成型性的观点出发，要求钢板具有优良的伸长率(拉伸试验中的总伸长率：El)、拉伸凸缘性(扩孔率：λ)。

一般来说，伴随着钢板的高强度化，冲压成型性会变差。作为兼顾钢的高强度化和冲压成型性的手段，已知有利用了残留奥氏体的相变感生塑性的TRIP(transformationinduced plasticity)钢板。

在专利文献1～3中，公开了涉及下述高强度TRIP钢板的技术：将组织构成分率控制在规定范围内，改善了伸长率和扩孔率。

而且，关于TRIP型高强度热浸镀锌钢板的内容也在几个文献中被公开了。

通常，为了在连续退火炉中制造热浸镀锌钢板，需要将钢板在逆相变温度区域(>Ac1)进行加热/均热处理后，在冷却至室温的过程中，浸渍在460℃左右的热浸镀锌浴中。或者，在加热/均热处理后，冷却到室温后，需要将钢板再加热至热浸镀锌浴温度并浸渍在浴中。进而，通常来说，为了制造合金化热浸镀锌钢板，镀浴浸渍后要实施合金化处理，所以需要将钢板再加热至460℃以上的温度区域。例如，在专利文献4中记载有下述内容：将钢板加热至Ac1以上后，骤冷至马氏体相变开始温度(Ms)以下，然后再加热至贝氏体相变温度区域，在该温度区域保持从而促进奥氏体的稳定化(等温淬火；austemper)，然后为了进行镀覆合金化处理，再加热至镀浴温度或合金化处理温度。可是，就上述这样的制造方法而言，由于马氏体和贝氏体在镀覆合金化处理工序中被过剩地回火，因此存在材质劣化的问题。

在专利文献5～9中，公开了热浸镀锌钢板的制造方法，该方法包含在镀覆合金化处理后冷却钢板、进行再加热从而使马氏体回火。

另一方面，在将拉伸强度超过980MPa的超高强度钢板作为汽车用部件使用的情况下，除了冲压成型性外，还需要解决钢板的氢脆开裂(也称为延迟断裂等)。氢脆开裂是指在使用状况下受高应力作用的钢部件因从环境侵入钢中的氢而突然断裂的现象。一般来说，钢板强度越高，氢脆开裂越容易发生。据认为这是因为钢板的强度越高，成型后的残留应力越增大的缘故。对这种氢脆开裂的敏感性被称为耐氢脆特性。

迄今为止，也进行了多种改善钢板的耐氢脆特性的尝试。其研究事例如下所示。

专利文献10和11中公开了超高强度钢板的制造方法，在该制造方法中，将具有规定化学组成的冷轧钢板加热至Ac3点以上，进行淬火、回火从而使钢组织成为以马氏体为主体的组织，上述专利文献还记载了这些超高强度钢板具有优良的耐延迟断裂特性。

在专利文献12中公开了一种高强度冷轧钢板，其含有微量的Cu、Cr、Nb、Ni等作为化学组成，并且将钢组织设置为以贝氏体为主体的组织并具有120kgf/mm²以上的拉伸强度，上述专利文献还记载了这样的高强度冷轧钢板的耐延迟断裂特性优良。

在专利文献13中公开了一种冷轧钢板的制造方法，在该制造方法中，将具有规定化学组成的钢板脱碳退火后，加热到Ar3点以上，进行淬火、回火，从而使钢内部的组织成为以回火马氏体为主体的组织，与此同时使表层软化而具有1270MPa以上的拉伸强度，上述专利文献还记载了这样的冷轧钢板具有优良的弯曲性耐延迟断裂特性。

在专利文献14中公开了一种高强度薄钢板，其通过控制钢组织中所含的残留奥氏体的量和分散形态，从而利用了该残留奥氏体的氢捕获作用，上述专利文献还记载了该高强度薄钢板具有优良的耐氢脆特性。

在专利文献15中记载了如下内容：通过调整作为孔隙产生源的软质相(铁素体)和硬质相(马氏体、残留奥氏体)的体积分率，使其生成作为硬质中间相(作为软质相的铁素体和作为硬质相的马氏体的中间的硬度)的回火马氏体或贝氏体，并进一步使晶粒微细化，从而含有某种程度的软质的铁素体，与此同时确保强度和扩孔性，并且使钢板组织内含有渗碳体，由此生成氢捕获点，确保强度，获得伸长率、耐延迟断裂(耐氢脆)特性、扩孔性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开第2013/051238号

专利文献2：日本特开2006-104532号公报

专利文献3：日本特开2011-184757号公报

专利文献4：国际公开第2014/020640号

专利文献5：日本特开2013-144830号公报

专利文献6：国际公开第2016/113789号

专利文献7：国际公开第2016/113788号

专利文献8：国际公开第2016/171237号

专利文献9：日本特开2017-48412号公报

专利文献10：日本特开平10-001740号公报

专利文献11：日本特开平9-111398号公报

专利文献12：日本特开平6-145891号公报

专利文献13：国际公开第2011/105385号

专利文献14：日本特开2007-197819号公报

专利文献15：国际公开第2017/179372号

发明内容

本发明所要解决的课题

对于汽车用钢板，在考虑其用途的情况下，通过冲压加工而导入应变后的耐氢脆性必须优良。但是，在现有技术中，关于应变导入后的耐氢脆性的改善，还未必进行了充分的研究，因此关于提高热浸镀锌钢板、特别是供作汽车用部件的热浸镀锌钢板的特性仍然有改善的余地。

因此，本发明的目的是提供冲压成型性和塑性加工后的耐氢脆特性优良的拉伸强度为980MPa以上的热浸镀锌钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

本发明的发明者们为了解决上述课题而反复进行了深入研究，结果得到以下的认识。

(i)在连续热浸镀锌热处理工序中，在镀覆处理或镀覆合金化处理之后，通过冷却至Ms以下从而生成马氏体。进而，在之后，在通过实施再加热和等温保持来使马氏体适度回火、并且含有残留奥氏体的钢板的情况下，还能够进一步使该残留奥氏体稳定化。通过上述这样的热处理，马氏体不会因镀覆处理或镀覆合金化处理而被过度回火，因此强度和延展性的平衡得到改善。

(ii)氢脆开裂是由于龟裂沿着晶界发展而进行的。因此，稳定晶界对改善耐氢脆开裂是有效的。因此，着眼于具有使奥氏体晶界稳定化的效果的硼(B)，考虑增加硼的奥氏体晶界偏析浓度。具体来说，发现：在连续热浸镀锌热处理中，在均热工序和冷却工序之后，通过在硼容易向奥氏体晶界偏析的480～600℃左右的温度区域实施等温保持，从而硼的晶界偏析浓度将上升。但是，如果在镀覆处理后或马氏体相变后实施上述这样的处理，则镀层的粉末化性会劣化，并且由于马氏体被过度回火，所以强度和延展性的平衡也会劣化。因此，所述等温保持需要在镀覆处理前实施。

(iii)为了进一步提高上述硼的晶界偏析效果，在连续热浸镀锌热处理之前的工序中，需要抑制硼化物的析出和粗大化，使硼以固溶状态存在。具体而言，为了在热轧工序中抑制硼化物的析出和粗大化，限制了热轧和热轧后的冷却条件。在此基础上，通过实施满足上述(i)和(ii)的连续热浸镀锌热处理，耐氢脆特性将进一步提高。

本发明是根据上述认识而实现的，具体而言如下所述。

(1)一种热浸镀锌钢板，其特征在于，其是在母材钢板的至少一个表面具有热浸镀锌层的热浸镀锌钢板，其中，所述母材钢板具有下述化学组成：以质量％计含有：

C：0.050％～0.350％、

Si：0.10％～2.50％、

Mn：1.00％～3.50％、

P：0.050％以下、

S：0.0100％以下、

Al：0.001％～1.500％、

N：0.0100％以下、

O：0.0100％以下、

Ti：0.005％～0.200％、

B：0.0005％～0.0100％、

V：0％～1.00％、

Nb：0％～0.100％、

Cr：0％～2.00％、

Ni：0％～1.00％、

Cu：0％～1.00％、

Co：0％～1.00％、

Mo：0％～1.00％、

W：0％～1.00％、

Sn：0％～1.00％、

Sb：0％～1.00％、

Ca：0％～0.0100％、

Mg：0％～0.0100％、

Ce：0％～0.0100％、

Zr：0％～0.0100％、

La：0％～0.0100％、

Hf：0％～0.0100％、

Bi：0％～0.0100％、和

Ce、La以外的REM：0％～0.0100％，剩余部分由Fe和杂质构成，

在以距离所述母材钢板表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的钢组织以体积分率计含有：铁素体：0％～50％、残留奥氏体：0％～30％、回火马氏体：5％以上、新鲜马氏体：0％～10％、以及珠光体和渗碳体的合计：0％～5％，在存在剩余组织的情况下，所述剩余组织由贝氏体构成，

原奥氏体晶界处的B原子的浓度为2.0原子％以上，并且

平均有效晶体粒径为7.0μm以下。

(2)根据上述(1)所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，所述钢组织以体积分率计进一步含有残留奥氏体：6％～30％。

(3)根据上述(1)或(2)所述的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，包含下述(A)热轧工序和(B)热浸镀锌工序：

(A)热轧工序包含将具有上述(1)所述的化学组成的板坯进行精轧、然后进行卷取，并且所述热轧工序满足以下的(A1)～(A4)的条件：

(A1)在从板坯的抽出至精轧入口侧这期间，所述板坯在温度T_B以下停留的时间为300秒以下，

(式中，[B]和[N]分别表示硼(B)和氮(N)的质量％。)

(A2)在精轧中，精轧入口侧温度为900～1050℃，精轧出口侧温度为850℃～1000℃，总压下率为70～95％，

(A3)在精轧后的钢板的冷却中，精轧出口侧温度～800℃之间的平均冷却速度为V℃/秒以上，

V＝exp(2.2×10⁵·[B]·[N])[℃/s] (2)

(式中，[B]和[N]分别表示硼(B)和氮(N)的质量％。)

(A4)卷取温度为450～680℃；以及

(B)热浸镀锌工序包含：将得到的钢板加热以进行第一均热处理；将第一均热处理后的钢板进行第一冷却，然后进行第二均热处理；将第二均热处理后的钢板浸渍于热浸镀锌浴中；将实施了镀覆的钢板进行第二冷却；和将第二冷却后的钢板进行加热，然后进行第三均热处理，并且所述热浸镀锌工序满足以下的(B1)～(B7)的条件：

(B1)在第一均热处理前的钢板加热时，从650℃至Ac1+30℃以上950℃以下的最高加热温度为止的平均加热速度为0.5℃/秒～10.0℃/秒，

(B2)将所述钢板在所述最高加热温度下保持1秒～1000秒(第一均热处理)，

(B3)第一冷却中的700～600℃的温度范围的平均冷却速度为10～100℃/秒，

(B4)将第一冷却后的钢板在480～600℃的范围内保持80秒～500秒(第二均热处理)，

(B5)在将第二均热处理后的钢板浸渍于热浸镀锌浴中之后、实施合金化处理的情况下，所述合金化处理在460～600℃的范围内进行，

(B6)第二冷却进行到Ms-50℃以下为止，

(B7)将第二冷却后的钢板加热至200～420℃的温度区域，然后在所述温度区域保持5～1000秒(第三均热处理)。

发明效果

根据本发明，能够得到冲压成型性、具体而言是延展性和扩孔性、进而塑性应变导入后的耐氢脆性特性优良的热浸镀锌钢板。

附图说明

图1是示出SEM二次电子图像的参考图。

图2是用热膨胀测定装置模拟相当于本发明的实施方式的热浸镀锌处理的热循环时的温度-热膨胀曲线。

图3是示意示出用于评价塑性变形后的耐氢脆性的试验方法的图。

具体实施方式

<热浸镀锌钢板>

本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的特征在于，在母材钢板的至少一个表面具有热浸镀锌层，其中，所述母材钢板具有下述化学组成：以质量％计含有：

C：0.050％～0.350％、

Si：0.10％～2.50％、

Mn：1.00％～3.50％、

P：0.050％以下、

S：0.0100％以下、

Al：0.001％～1.500％、

N：0.0100％以下、

O：0.0100％以下、

Ti：0.005％～0.200％、

B：0.0005％～0.0100％、

V：0％～1.00％、

Nb：0％～0.100％、

Cr：0％～2.00％、

Ni：0％～1.00％、

Cu：0％～1.00％、

Co：0％～1.00％、

Mo：0％～1.00％、

W：0％～1.00％、

Sn：0％～1.00％、

Sb：0％～1.00％、

Ca：0％～0.0100％、

Mg：0％～0.0100％、

Ce：0％～0.0100％、

Zr：0％～0.0100％、

La：0％～0.0100％、

Hf：0％～0.0100％、

Bi：0％～0.0100％、和

Ce、La以外的REM：0％～0.0100％，剩余部分由Fe和杂质构成，

原奥氏体晶界处的B原子的浓度为2.0原子％以上，并且

平均有效晶体粒径为7.0μm以下。

{化学组成}

首先，对将本发明的实施方式的母材钢板(以下也仅仅称作钢板)的化学组成如上所述地限定的理由进行说明。此外，本说明书中，规定化学组成的“％”只要没有特别说明，均是指“质量％”。另外，本说明书中，表示数值范围的“～”只要没有特别说明，则是以包含其前后记载的数值为下限值和上限值的意义来使用。

[C：0.050％～0.350％]

C是用于确保钢板强度的必要元素。低于0.050％时，无法得到所需要的高强度，因此C含量设定为0.050％以上。C含量也可以为0.070％以上、0.085％以上或0.100％以上。另一方面，如果超过0.350％，则加工性和焊接性下降，因此C含量设定为0.350％以下。C含量也可以为0.340％以下、0.320％以下或0.300％以下。

[Si：0.10％～2.50％]

Si是抑制铁碳化物的生成、有助于强度和成型性的提高的元素，但过度添加会使钢板的焊接性劣化。因此，其含量设定为0.10～2.50％。Si含量也可以为0.20％以上、0.30％以上、0.40％以上或0.50％以上、和/或也可以为2.20％以下、2.00％以下或1.90％以下。

[Mn：1.00％～3.50％]

Mn(锰)是强有力的奥氏体稳定化元素，并且是对钢板的高强度化有效的元素。过度添加会使焊接性和低温韧性劣化。因此，其含量设定为1.00～3.50％。Mn含量也可以为1.10％以上、1.30％以上或1.50％以上、和/或也可以为3.30％以下、3.10％以下或3.00％以下。

[P：0.050％以下]

P(磷)是固溶强化元素，并且是对钢板的高强度化有效的元素，但过度添加会使焊接性和韧性劣化。因此，P含量限制为0.050％以下。优选为0.045％以下、0.035％以下或0.020％以下。不过，要极度降低P含量，脱P成本就会变高，因此从经济性的观点出发，优选将下限设定为0.001％。

[S：0.0100％以下]

S(硫黄)是作为杂质而被含有的元素，在钢中形成MnS而使韧性和扩孔性劣化。因此，作为韧性和扩张性的劣化不明显的范围，将S含量限制为0.0100％以下。优选为0.0050％以下、0.0040％以下或0.0030％以下。不过，要极度降低S含量，脱硫成本就会变高，因此从经济性的观点出发，优选将下限设定为0.0001％。

[Al：0.001％～1.500％]

为了钢的脱氧，Al(铝)至少添加0.001％。但是，即使过量添加，效果也饱和了，不仅导致成本上升，还会使钢的相变温度上升，使热轧时的负荷增大。因此Al量的上限设定为1.500％。优选为1.200％以下、1.000％以下或0.800％以下。

[N：0.0100％以下]

N(氮)是作为杂质而被含有的元素，其含量如果超过0.0100％，则在钢中形成粗大的氮化物，使弯曲性和扩孔性劣化。因此，N含量限制为0.0100％以下。优选为0.0080％以下、0.0060％以下或0.0050％以下。不过，要极度降低N含量，脱N成本就会变高，因此从经济性的观点出发，优选将下限设定为0.0001％。

[O：0.0100％以下]

O(氧)是作为杂质而被含有的元素，其含量如果超过0.0100％，则在钢中形成粗大的氧化物，使弯曲性和扩孔性劣化。因此，O含量限制为0.0100％以下。优选为0.0080％以下、0.0060％以下或0.0050％以下。不过，从制造成本的观点出发，优选将下限设定为0.0001％。

[Ti：0.005％～0.200％]

Ti(钛)是将钢中作为杂质存在的N(氮)作为TiN固定，为了抑制B(硼)作为氮化物析出而添加的。为了获得上述效果，需要至少添加0.005％。另一方面，如果过度添加，则不仅达到饱和，还会形成粗大的碳化钛(TiC)，使钢板的延展性和韧性劣化。因此添加量的上限设定为0.200％。Ti含量也可以为0.008％以上、0.010％以上或0.013％以上、和/或也可以为0.150％以下、0.120％以下或0.100％以下。

[B：0.0005％～0.0100％]

B(硼)通过偏析于原奥氏体晶界，降低原奥氏体晶界的能量来提高钢板的淬透性。另外，在本发明中，由于B原子可偏析于原奥氏体晶界，提高原奥氏体晶界的剥离强度，因此会提高耐氢脆性。为了获得上述效果，至少需要添加0.0005％以上。另一方面，如果过度添加，则不仅效果达到饱和，钢中还会形成硼化物，使钢板的淬透性下降。因此添加量的上限设定为0.0100％。B含量也可以为0.0006％以上、0.0008％以上或0.0010％以上、和/或也可以为0.0060％以下、0.0040％以下或0.0035％以下。

本发明的实施方式的母材钢板的基本化学成分组成如上所述。进而，该母材钢板根据需要也可以含有以下元素。

[V：0％～1.00％、Nb：0％～0.100％、Cr：0％～2.00％、Ni：0％～1.00％、Cu：0％～1.00％、Co：0％～1.00％、Mo：0％～1.00％、W：0％～1.00％、Sn：0％～1.00％和Sb：0％～1.00％]

V(钒)、Nb(铌)、Cr(铬)、Ni(镍)、Cu(铜)、Co(钴)、Mo(钼)、W(钨)、Sn(锡)和Sb(锑)均是对钢板的高强度化有效的元素。因此，根据需要也可以添加上述这些元素中的1种或2种以上。可是，如果过度添加上述这些元素，则效果达到饱和，还会导致成本的增加。因此，其含量设定为V：0％～1.00％、Nb：0％～0.100％、Cr：0％～2.00％、Ni：0％～1.00％、Cu：0％～1.00％、Co：0％～1.00％、Mo：0％～1.00％、W：0％～1.00％、Sn：0％～1.00％、Sb：0％～1.00％。各元素也可以为0.005％以上或0.010％以上。

[Ca：0％～0.0100％、Mg：0％～0.0100％、Ce：0％～0.0100％、Zr：0％～0.0100％、La：0％～0.0100％、Hf：0％～0.0100％、Bi：0％～0.0100％和Ce、La以外的REM：0％～0.0100％]

Ca(钙)、Mg(镁)、Ce(铈)、Zr(锆)、La(镧)、Hf(铪)和Ce、La以外的REM(稀土类元素)是有助于钢中夹杂物的微细分散化的元素，Bi(铋)是减轻钢中的Mn、Si等置换型合金元素的微观偏析的元素。由于分别有助于钢板的加工性提高，所以根据需要也可以添加上述这些元素中的1种或2种以上。不过，过度添加会引起延展性的劣化。因此其含量的上限设定为0.0100％。另外，各元素也可以为0.0005％以上或0.0010％以上。

在本发明的实施方式的母材钢板中，上述的元素以外的剩余部分由Fe和杂质构成。杂质是指在工业上制造母材钢板时，以矿石和废铁等之类的原料为首、因制造工序的各种原因而混入的成分，包括不是有意地添加到本发明实施方式的母材钢板中的成分。另外，杂质还包括上述说明的成分以外的元素，其是以该元素特有的作用效果不会影响本发明实施方式的热浸镀锌钢板的特性的水平被含有在母材钢板中的元素。

{钢板内部的钢组织}

下面，对本发明的实施方式的母材钢板的内部组织的限定理由进行说明。

[铁素体：0～50％]

铁素体是延展性优良但软质的组织。为了提高钢板的伸长率，也可以根据所要求的强度或延展性来含有。不过，如果过度含有，则难以确保所期望的钢板强度。因此，其含量的上限以体积分率计设定为50％，也可以为45％以下、40％以下或35％以下。铁素体含量以体积分率计也可以为0％，例如也可以为3％以上、5％以上或10％以上。

[回火马氏体：5％以上]

回火马氏体是高强度且强韧的组织、本发明中是成为必要的金属组织。为了使强度、延展性、扩孔性以高的水平达到均衡，以体积分率计至少含有5％以上。优选以体积分率计为10％以上，也可以为15％以上或20％以上。例如，回火马氏体含量以体积分率计也可以为96％以下、85％以下、80％以下或70％以下。

[新鲜马氏体：0～10％]

本发明中，新鲜马氏体是指未回火的马氏体即不含碳化物的马氏体。该新鲜马氏体由于是脆的组织，所以在塑性变形时成为断裂的起点，使钢板的局部延展性劣化。因此，其含量以体积分率计设定为0～10％。更优选为0～8％或0～5％。新鲜马氏体含量的体积分率也可以为1％以上或2％以上。

[残留奥氏体：0％～30％]

残留奥氏体通过钢板变形中因加工诱发相变而相变成马氏体的TRIP效应来改善钢板的延展性。另一方面，为了获得大量的残留奥氏体，需要大量含有C等合金元素。因此，残留奥氏体的上限值以体积分率计设定为30％，也可以为25％以下或20％以下。不过，在想要提高钢板的延展性的情况下，其含量以体积分率计优选设定为6％以上，也可以为8％以上或10％以上。另外，在将残留奥氏体的含量设定为6％以上的情况下，母材钢板中的Si含量以质量％计优选设定为0.50％以上。

[珠光体和渗碳体的合计：0～5％]

珠光体含有硬质并且粗大的渗碳体，由于在塑性变形时成为断裂的起点，所以使钢板的局部延展性劣化。因此，其含量与渗碳体合起来以体积分率计设定为0～5％，也可以为0～3％或0～2％。

上述组织以外的剩余组织也可以为0％，但在它存在的情况下为贝氏体。剩余组织的贝氏体可以为上部贝氏体、下部贝氏体中的任一种，也可以是其混合组织。

[原奥氏体晶界处的B原子的浓度：2.0原子％]

本发明的实施方式的母材钢板中，原奥氏体晶界处的B原子的浓度为2.0原子％以上。本发明中，B原子通过向原奥氏体晶界偏析从而提高原奥氏体晶界的剥离强度，提高耐氢脆性。在低于2.0原子％的情况下，耐氢脆特性的改善效果无法充分获得。原奥氏体晶界处的B原子的浓度也可以为2.5原子％以上或3.0原子％以上。

[平均有效晶体粒径：7.0μm以下]

本发明的实施方式的母材钢板的平均有效晶体粒径为7.0μm以下。本发明中，平均有效晶体粒径是指将相邻的晶粒的取向差为15度以上的晶粒定义为一个晶粒时计算出的值。除了由B原子带来的原奥氏体晶界的剥离强度的提高以外，通过减小该平均有效晶体粒径，还能够提高耐氢脆特性。平均有效晶体粒径如果超过7.0μm，则无法充分获得耐氢脆特性的改善效果。该平均有效晶体粒径也可以为6.0μm以下、5.5μm以下或5.0μm以下。

热浸镀锌钢板的钢组织分率通过SEM-EBSD法(电子束背散射衍射法)和SEM二次电子图像观察来评价。

首先，将与钢板的轧制方向平行的且宽度方向中央位置处的板厚截面作为观察面采取试样，对观察面进行机械研磨并加工成镜面后，进行电解研磨。接着，在观察面的以距离母材钢板的表面为1/4厚为中心的1/8厚～3/8厚的范围的一个或多个观察视场中，利用SEM-EBSD法对合计为2.0×10^-9m²以上的面积进行晶体结构和取向分析。通过EBSD法得到的数据的分析中所使用的是TSL公司制造的“OIM Analysys 6.0”。另外，评分间距离(step)设定为0.03～0.20μm。将从观察结果判断为FCC铁的区域设定为残留奥氏体。进而，以晶体取向差为15度以上的边界为晶界来得到晶界图。

接着，对与实施了EBSD观察的试样相同的试样进行硝酸乙醇腐蚀，对与EBSD观察相同的视场进行二次电子图像观察。为了观察与EBSD测定时相同的视场，可以预先做好维氏压痕等标记。根据得到的二次电子图像，分别测定铁素体、残留奥氏体、贝氏体、回火马氏体、新鲜马氏体、珠光体的面积分率，并将其视为体积分率。将晶粒内具有下部组织、且渗碳体具有多个变体、更具体地说具有2种以上的变体地析出的区域判断为回火马氏体(例如，参照图1的参考图)。将渗碳体以层状析出的区域判断为珠光体(或珠光体和渗碳体的合计)。将亮度小、且看不到下部组织的区域判断为铁素体(例如，参照图1的参考图)。将亮度大、且下部组织未通过蚀刻出现的区域判断为新鲜马氏体和残留奥氏体(例如，参照图1的参考图)。将不符合上述任何区域的区域判断为贝氏体。用积分法算出各个体积率，作为各组织的体积率。关于新鲜马氏体的体积率，可以通过减去利用X射线衍射法求出的残留奥氏体的体积率来求出。

残留奥氏体的体积率使用X射线衍射法来测定。在以距离母材钢板的表面为1/4厚为中心的1/8厚～3/8厚的范围内，将平行于板面的面加工成镜面，利用X射线衍射法测定FCC铁的面积率，以此作为残留奥氏体的体积率。

本发明中，原奥氏体晶界处的B原子的浓度由STEM-EELS法求出。具体而言，例如，使用冶金学与材料汇刊A辑(METALLURGICAL AND MATERIALS TRANSACTIONS A)：vol.45A,p.1877～1888中公开的方法来求出。首先，将与钢板轧制方向平行的且宽度方向中央位置处的板厚截面作为观察面来采取试样，对观察面进行机械研磨、加工成镜面后，进行电解研磨。然后，在观察面的以距离表面为1/4厚为中心的1/8厚～3/8厚的范围的一个或多个观察视场中，利用SEM-EBSD法对合计为2.0×10^-9m²以上的面积进行晶体结构和取向分析，鉴定原奥氏体晶界。接着，在SEM内通过FIB加工来抽取含有原奥氏体晶界区域。之后，使用Ar离子铣削等使其薄膜化至约70nm。对于薄膜化的试验片，通过像差校正STEM沿横穿原奥氏体晶界的线条采集电子能量损失光谱(EELS)。线条分析时的扫描步幅优选为0.1nm左右。

本发明中的“平均有效晶体粒径”使用通过上述的EBSD解析求出的值来确定。具体而言，以取向差为15度以上的边界为晶界，将由下述式算出的值设定为平均有效晶体粒径。式中，N表示平均有效晶体粒径的评价区域中所含的晶粒的数目，Ai表示第i个(i＝1、2、......、N)晶粒的面积，di表示第i个晶粒的圆当量直径。上述这些数据容易通过EBSD分析来求出。

[数学式3]

(热浸镀锌层)

本发明的实施方式的母材钢板的至少一个表面、优选两个表面上具有热浸镀锌层。该镀层可以是具有本领域技术人员公知的任意组成的热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层，除了含有Zn以外还可以含有Al等添加元素。另外，对该镀层的附着量没有特别限制，可以是一般的附着量。

<热浸镀锌钢板的制造方法>

下面，对本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的制造方法进行说明。以下说明是为了例示用于制造本发明实施方式的热浸镀锌钢板的特征性方法，并不想将该热浸镀锌钢板限定于通过以下说明的制造方法来制造的钢板。

热浸镀锌钢板的制造方法的特征在于，包含下述(A)热轧工序和(B)热浸镀锌工序：

(A)热轧工序包含将具有与针对母材钢板在上文进行说明的化学组成相同的化学组成的板坯进行精轧、然后进行卷取，并且所述热轧工序满足以下的(A1)～(A4)的条件：

(式中，[B]和[N]分别表示硼(B)和氮(N)的质量％。)

V＝exp(2.2×10⁵·[B]·[N])[℃/s] (2)

(式中，[B]和[N]分别表示硼(B)和氮(N)的质量％。)

(A4)卷取温度为450～680℃；以及

(B6)第二冷却进行到Ms-50℃以下为止，

以下，对该热浸镀锌钢板的制造方法进行详细说明。

{(A)热轧工序}

首先，在热轧工序中，将具有与针对母材钢板在上文进行说明的化学组成相同的化学组成的板坯在热轧前进行加热。板坯的加热温度没有特别限定，但为了充分溶解硼化物和碳化物等，一般来说优选设定为1150℃以上。此外，从制造性的观点出发，使用的钢坯优选用连续铸造法来铸造，也可以采用铸锭法、薄板坯铸造法来制造。

[在从板坯的抽出至精轧入口侧这期间，板坯在温度T_B以下停留的时间：300秒以下]

本方法中，从铸造设备抽出的板坯在到达精轧入口侧之前这期间，在以下的式(1)所表示的温度T_B以下停留的时间被控制为300秒以下。T_B是氮化硼(BN)析出的热力学驱动力发生的温度，钢在T_B以下的温度长时间停留的情况下，BN开始析出，变得不能得到充分的固溶B，最终制品中的B向奥氏体晶界的偏析量减少。因此，在T_B以下停留的时间限制为300秒以下，例如也可以为200秒以下或150秒以下。

式中，[B]和[N]分别表示硼(B)和氮(N)的质量％。

[粗轧]

本方法中，例如，为了调整板厚等，也可以在精轧之前对加热后的板坯实施粗轧。上述这样的粗轧没有特别限定，优选按照使在1050℃以上的总压下率为60％以上的方式来实施。总压下率如果低于60％，则热轧中的再结晶变得不充分，因此有可能导致热轧板组织变得不均匀。上述的总压下率例如也可以为90％以下。

[精轧入口侧温度：900～1050℃、精轧出口侧温度：850℃～1000℃、和总压下率：70～95％]

精轧在满足精轧入口侧温度为900～1050℃、精轧出口侧温度为850℃～1000℃和总压下率为70～95％的条件的范围内实施。在精轧入口侧温度低于900℃、或精轧出口侧温度低于850℃、或总压下率超过95％的情况下，由于热轧钢板的织构发达，最终制品板的各向异性变得明显。另一方面，在精轧入口侧温度超过1050℃、或精轧出口侧温度超过1000℃、或总压下率低于70％的情况下，热轧钢板的晶体粒径变得粗大，会引起最终制品板组织的粗大化，平均有效晶体粒径不满足规定的范围。例如，精轧入口侧温度也可以为950℃以上。精轧出口侧温度也可以为900℃以上。总压下率也可以为75％以上或80％以上。

[精轧出口侧温度～800℃之间的平均冷却速度为V℃/秒以上]

精轧后，为了抑制硼作为氮化物析出，将得到的钢板在精轧出口侧温度～800℃的范围内以V℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。在冷却速度低于V℃/秒的情况下，由于BN的析出引起以固溶状态存在的硼减少，因此最终制品中的硼向奥氏体晶界的偏析量减少。这里，V由以下的式(2)表示。

V＝exp(2.2×10⁵·[B]·[N])[℃/s] (2)

式中，[B]和[N]分别表示硼(B)和氮(N)的质量％。另外，本发明中，“精轧出口侧温度～800℃之间的平均冷却速度”是指用精轧出口侧温度与800℃之差除以从精轧出口侧温度至800℃的经过时间而得到的值。

[卷取温度：450～680℃]

卷取温度设定为450～680℃。卷取温度如果低于450℃，则热轧板强度变得过大，有可能损害冷轧性。另一方面，卷取温度如果超过680℃，则渗碳体粗大化，会残存未溶解的渗碳体，因此有可能损害加工性。另外，由于热轧钢板中析出粗大的硼化物，作为固溶状态存在的硼减少，所以最终制品中的硼向奥氏体晶界的偏析量减少。卷取温度也可以为470℃以上和/或650℃以下。

本方法中，得到的热轧钢板(热轧钢卷)根据需要也可以进行酸洗等处理。热轧钢卷的酸洗方法按照常规方法进行即可。另外，为了矫正热轧钢卷的形状和提高酸洗性，也可以进行表皮光轧。

{冷轧工序}

本方法中，热轧和/或酸洗后，可以直接在连续热浸镀锌生产线上实施热处理，也可以在实施冷轧后，在连续热浸镀锌生产线上进行热处理。在实施冷轧的情况下，冷轧压下率优选设定为25％以上或30％以上。另一方面，过度压下会导致轧制载荷变得过大，冷轧机的负荷增大，因此其上限优选设定为75％或70％。

{(B)热浸镀锌工序}

[从650℃至Ac1+30℃以上950℃以下的最高加热温度为止的平均加热速度：0.5～10.0℃/秒]

本方法中，在热加热工序后，得到的钢板在热浸镀锌工序中被实施镀覆处理。在该热浸镀锌工序中，首先，钢板被加热，被进行第一均匀热处理。在该钢板加热时，从650℃至Ac1+30℃以上950℃以下的最高加热温度为止的平均加热速度被限制在0.5～10.0℃/秒。平均加热速度如果超过10.0℃/秒，则铁素体的再结晶不能充分进行，钢板的伸长率有可能劣化。另一方面，平均加热速度如果低于0.5℃/秒，则奥氏体粗大化，因此最终得到的钢组织有可能变得粗大。该平均加热速度也可以为1.0℃/秒以上、和/或也可以为8.0℃/秒以下或5.0℃/秒以下。本发明中，“平均加热速度”是指用650℃与最高加热温度之差除以从650℃至最高加热温度的经过时间而得到的值。

[第一均热处理：在Ac1+30℃以上950℃以下的最高加热温度下保持1秒～1000秒]

为了使奥氏体化充分进行，将钢板至少加热至Ac1+30℃以上，并在该温度(最高加热温度)下进行均热处理。不过，如果过度提高加热温度，不仅会因奥氏体粒径粗大化而导致韧性劣化，还会导致退火设备的损伤。因此上限设定为950℃、优选为900℃。均热时间如果短的话，则奥氏体化不能充分进行，因此至少设定为1秒以上。优选为30秒以上或60秒以上。另一方面，均热时间如果过长，则会阻碍生产率，因此上限设定为1000秒、优选为500秒。均热过程中未必要将钢板保持为恒定温度，也可以在满足上述条件的范围内变动。第一均热处理以及后述的第二均热处理和第三均热处理中的“保持”是指在各均热处理中，在不超出规定的上下限值的范围内将温度维持在规定温度±20℃、优选为±10℃的范围内。因此，例如，通过缓慢加热或缓慢冷却，从而在各均热处理中使规定的温度范围内超过40℃、优选超过20℃地进行变动的加热或冷却操作不包括在本发明的实施方式的第一、第二和第三均热处理中。

[第一冷却：700～600℃的温度范围的平均冷却速度为10～100℃/秒]

在最高加热温度下保持之后，进行第一冷却。冷却停止温度为接下来的第二均热处理的温度即480℃～600℃。700℃～600℃的温度范围的平均冷却速度设定为10～100℃/秒。平均冷却速度如果低于10℃/秒，则有可能无法得到所期望的铁素体分率。平均冷却速度也可以为15℃/秒以上或20℃/秒以上。另外，平均冷却速度也可以为80℃/秒以下或60℃/秒以下。另外，本发明中，“700～600℃的温度范围的平均冷却速度”是指用700℃与600之差即100℃除以从700℃至600℃的经过时间而得到的值。

[第二均热处理：在480℃～600℃的范围保持80～500秒]

在480℃～600℃的范围保持80～500秒的第二均热处理是为了使奥氏体晶界处的B原子的偏析浓度进一步上升而进行的。在第二均热处理的温度低于480℃或高于600℃的情况下，或者在保持时间低于80秒的情况下，B原子向奥氏体晶界的偏析不能充分进行。另一方面，保持时间如果高于500秒，则由于贝氏体相变过度进行，所以无法满足本发明的实施方式的金属组织。第二均热处理的温度也可以为500℃以上、和/或也可以为570℃以下。另外，保持时间也可以为100秒以上、和/或也可以为400秒以下。与此相关联，在即使只适当实施了第二均热处理、在热轧工序中也不能确保充分的固溶B的情况下，最终制品中的B向奥氏体晶界的偏析量会减少。因此，就本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的制造方法而言，为了增加最终制品中的B向奥氏体晶界的偏析量，在热轧工序中满足在上文进行说明的(A1)、(A3)和(A4)的条件、并且在热浸镀锌工序中适当地实施第二均热处理是重要的。

此外，本方法中，为了制造本发明的实施方式的热浸镀锌钢板，在第二均热处理之后，需要进行规定的镀覆处理，如果在镀浴浸渍后进行第二均热处理，则镀层的耐粉化性有时会明显恶化。这是因为，如果在镀浴浸渍后在480℃以上进行80秒以上热处理，则镀层与钢板间的合金化反应过度进行，镀层被膜内的结构从延展性优良的δ相变化为延展性差的Γ相。

第二均热处理后，将钢板浸渍于热浸镀锌中。此时的钢板温度对钢板性能产生的影响小，但钢板温度与镀浴温度的差过大时，镀浴温度有时会发生变化，对操作产生影响，因此优选在镀浴温度-20℃～镀浴温度+20℃的范围内设置冷却钢板的工序。热浸镀锌按照常规方法进行即可。例如，镀浴温度为440～460℃、浸渍时间为5秒以下即可。镀浴优选为含有0.08～0.2％的Al的镀浴，此外也可以含有Fe、Si、Mg、Mn、Cr、Ti、Pb作为杂质。另外，镀层的单位面积质量优选用气体擦拭等公知的方法来控制。单位面积质量优选为每单面为25～75g/m²。

[合金化处理：460～600℃]

对形成了热浸镀锌层的热浸镀锌钢板，根据需要也可以进行合金化处理。这种情况下，合金化处理温度如果低于460℃，则不仅合金化速度变慢，损害生产率，而且还会发生合金化处理不均，因此合金化处理温度设定为460℃以上。另一方面，合金化处理温度如果超过600℃，则合金化过度进行，钢板的镀层粘附性有可能劣化。另外，珠光体进行相变，有可能无法得到所期望的金属组织。因此，合金化处理温度设定为600℃以下。合金化处理温度也可以为500℃以上、或也可以为580℃以下。

[第二冷却：冷却至Ms-50℃以下]

在镀覆处理或镀覆合金化处理后的钢板中为了使奥氏体的一部分或大部分相变成马氏体，进行冷却至马氏体相变开始温度(Ms)-50℃以下的第二冷却。这里生成的马氏体通过之后的再加热和第三均热处理被回火，成为回火马氏体。冷却停止温度超过Ms-50℃时，由于不能充分形成回火马氏体，因此不能得到所期望的金属组织。在为了改善钢板的延展性而想要利用残留奥氏体的情况下，优选对冷却停止温度设定下限。具体地说，冷却停止温度优选控制在Ms-50℃～Ms-180℃的范围内。

此外，本发明中的马氏体相变在铁素体相变和贝氏体相变之后发生。伴随着铁素体相变和贝氏体相变，C分配到奥氏体中。因此，与加热至奥氏体单相并骤冷时的Ms不一致。本发明中的Ms可以通过测定第二冷却中的热膨胀温度来求出。例如，本发明中的Ms可以通过如下的步骤来求出：使用formaster测试仪等能够测定连续热处理中的热膨胀量的装置，再现从热浸镀锌热处理开始(相当于室温)到上述第二冷却为止的热浸镀锌生产线的热循环，测定该第二冷却中的热膨胀温度。但是，在实际的热浸镀锌热处理中，有时在Ms～室温之间停止冷却，但在热膨胀测量时要冷却到室温。图2是用热膨胀测定装置模拟相当于本发明的实施方式的热浸镀锌处理的热循环时的温度-热膨胀曲线。钢板在第二冷却工序中线性地热收缩，但在某个温度下脱离线性关系。此时的温度为本发明中的Ms。

[第三均热处理：在200℃～420℃的温度范围保持5～1000秒]

第二冷却之后，在200℃～420℃的范围再加热来进行第三均热处理。在该工序中，将第二冷却时生成的马氏体进行回火。在保持温度低于200℃或保持时间低于5秒的情况下，回火不能充分进行。另一方面，由于贝氏体相变不能充分进行，所以难以得到所期望的残留奥氏体量。另一方面，如果保持温度超过420℃、或保持时间超过1000秒，则马氏体过度回火，与此同时贝氏体相变过度进行，所以难以得到所期望的强度和金属组织。第三均热处理的温度也可以为240℃以上，也可以为400℃以下。另外，保持时间也可以为15秒以上或100秒以上，也可以为600秒以下。

第三均热处理之后冷却至室温，制成最终制品。为了钢板的平坦矫正、表面粗糙度的调整，也可以进行调质轧制。该情况下，为了避免延展性的劣化，优选将伸长率设定为2％以下。

实施例

下面，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的一个条件例。本发明并不限于该一个条件例。本发明可以采用各种条件，只要不脱离本发明的主旨、能实现本发明的目的就行。

[例A]

将具有表1所示的化学组成的钢铸造，制作板坯。表1所示的成分以外的剩余部分是Fe和杂质。将上述这些板坯在表2所示的条件下进行热轧，制造热轧钢板。然后，将热轧钢板进行酸洗，除去表面的氧化皮。然后，进行冷轧。进而，对得到的钢板在表2所示的条件下实施连续热浸镀锌处理，适当地进行合金化处理。就表2所示的各均热处理而言，温度被维持在表2所示的温度±10℃的范围内。对从制造的热浸镀锌钢板上采取的试样进行分析而得到的母材钢板的成分组成与表1所示的钢的成分组成同等。

从如上所述地得到的钢板上，从与轧制方向垂直的方向采取JIS5号拉伸试验片，按照JIS Z2241：2011进行拉伸试验，测定拉伸强度(TS)和总伸长率(El)。另外，使用日本钢铁联盟标准的“JFS T 1001扩孔试验方法”，测定扩孔率(λ)。将TS为980MPa以上、且TS×El×λ^0.5/1000为80以上者判断为机械特性良好，具有适合作为汽车用部件使用的冲压成型性。

通过U形弯曲试验评价塑性变形后的耐氢脆性。首先，按照使试验片的长度方向与钢板的轧制方向垂直的方式，从钢板上采取30mm×120mm的长条状试验片，在试验片的两端进行了螺栓紧固用的开孔加工。接着，如图3所示，用半径为5mm的冲头进行180°弯曲。然后，对回弹的U形弯曲试验片，通过螺栓和螺母紧固来加载应力。此时，在U形弯曲试验片的顶部贴上GL5mm的应变仪，通过控制应变量来加载应力。加载应力相当于1000MPa。此时，根据预先通过拉伸试验采集的应力-应变曲线，将应变换算为应力。然后，在pH1.0的盐酸中浸渍24小时。另外，U形弯曲试验片的端面保持剪切切断的状态。试验结束后，在弯曲顶部发现裂纹的判定为“×”，没有发现裂纹的判定为“◎”。以◎的评价为合格。

结果示于表3中。表3中的GA是指合金化热浸镀锌层，GI是指未进行合金化处理的热浸镀锌层。

比较例3和4中，热浸镀锌工序中的第二均热处理的温度低于480℃或者该第二均热处理的保持时间低于80秒。其结果是，原奥氏体晶界处的固溶B浓度变得低于2.0原子％，耐氢脆性差。比较例5中，热浸镀锌工序中的第三均热处理的温度高于420℃。其结果是，无法得到所期望的金属组织，冲压成型性差。比较例9中，热浸镀锌工序中的第二均热处理的保持时间超过了500秒。其结果是，无法得到所期望的金属组织，冲压成型性差。比较例11中，热处理工序中的T_B以下的停留时间超过300秒。其结果是，原奥氏体晶界处的固溶B浓度变得低于2.0原子％，耐氢脆性差。比较例12中，热轧工序中的精轧出口侧温度～800℃之间的平均冷却速度小于V℃/秒。其结果是，原奥氏体晶界处的固溶B浓度变得低于2.0原子％，耐氢脆性差。比较例17中，热浸镀锌工序中的第二均热处理的温度超过600℃。其结果是，无法得到所期望的金属组织，另外原奥氏体晶界处的固溶B浓度变得低于2.0原子％，冲压成型性和耐氢脆性差。比较例20中，由于热浸镀锌工序中的第一均匀热处理的温度不满足本发明规定的下限，因此低于Ac1+30℃。其结果是，无法得到所期望的金属组织，冲压成型性差。

比较例25和26中，热浸镀锌工序中的第三均热处理的温度低于200℃或者第三均热处理的保持时间低于5秒。其结果是，无法得到所期望的金属组织，冲压成型性和耐氢脆性差。比较例30中，热浸镀锌工序中的第一冷却的平均冷却速度低于10℃/秒。其结果是，无法得到所期望的金属组织，冲压成型性差。比较例31中，热浸镀锌工序中的合金化处理的温度超过600℃。其结果是，无法得到所期望的金属组织，冲压成型性差。比较例34中，热轧工序中的精轧入口侧温度和精轧出口侧温度分别超过1050℃和1000℃。其结果是，金属组织的平均有效晶体粒径变得超过7.0μm，耐氢脆性差。比较例36中，热浸镀锌工序中的平均加热速度低于0.5℃/秒，金属组织的平均有效晶体粒径变得超过7.0μm，耐氢脆性差。比较例47中，热轧工序中的精轧的总压下率低于70％。其结果是，金属组织的平均有效晶体粒径变得超过7.0μm，耐氢脆性差。比较例54～60中，由于化学组成没有被控制在规定的范围内，所以冲压成型性和/或耐氢脆性差。比较例61中，热轧工序中的卷取温度超过680℃。其结果是，原奥氏体晶界处的固溶B浓度变得低于2.0原子％，耐氢脆性差。

与之对照，实施例的热浸镀锌钢板的拉伸强度为980MPa以上，并且TS×El×λ^0.5/1000为80以上，进而塑性变形后的耐氢脆性良好，因此可知冲压成型性和塑性加工后的耐氢脆特性优良。

[例B]

本例中，对有无特定的均热处理进行了研究。首先，制作具有表1所示的化学组成的板坯，然后如表4所示那样将第一冷却设定为缓慢冷却，省略第二均热处理，除此以外，与例A的情况同样地操作而得到了热浸镀锌钢板。得到的热浸镀锌钢板中的钢组织和机械特性用与例A的情况同样的方法来进行考察。其结果示于表5中。表4所示的各均热处理中，温度被维持在表4所示的温度±10℃的范围内。

由表5的结果可知，在通过将第一冷却设定为缓慢冷却从而省略了第二均热处理的情况下，原奥氏体晶界处的固溶B浓度变得低于2.0原子％，耐氢脆性差。

[例C]

本例中，同样地对均热处理与镀覆处理的关系进行了研究。首先，制作具有表1所示的化学组成的板坯，然后如表6所示，不是在第二均热处理后、而是在第三均热处理后实施了镀覆合金化处理，除此以外，与例A的情况同样地操作而得到了热浸镀锌钢板。得到的热浸镀锌钢板中的钢组织以及机械特性用与例A的情况同样的方法来进行考察。其结果示于表7中。表6所示的各均热处理中，温度被维持在表6所示的温度±10℃的范围内。

由表7的结果可知，在第三均热处理之后实施了镀覆合金化处理的情况下，无法得到所期望的金属组织，冲压成型性差。

Claims

1.一种热浸镀锌钢板，其特征在于，其是在母材钢板的至少一个表面具有热浸镀锌层的热浸镀锌钢板，其中，所述母材钢板具有下述化学组成：以质量％计含有：

C：0.050％～0.350％、

Si：0.10％～2.50％、

Mn：1.00％～3.50％、

P：0.050％以下、

S：0.0100％以下、

Al：0.001％～1.500％、

N：0.0100％以下、

O：0.0100％以下、

Ti：0.005％～0.200％、

B：0.0005％～0.0100％、

V：0％～1.00％、

Nb：0％～0.100％、

Cr：0％～2.00％、

Ni：0％～1.00％、

Cu：0％～1.00％、

Co：0％～1.00％、

Mo：0％～1.00％、

W：0％～1.00％、

Sn：0％～1.00％、

Sb：0％～1.00％、

Ca：0％～0.0100％、

Mg：0％～0.0100％、

Ce：0％～0.0100％、

Zr：0％～0.0100％、

La：0％～0.0100％、

Hf：0％～0.0100％、

Bi：0％～0.0100％、和

Ce、La以外的REM：0％～0.0100％，剩余部分由Fe和杂质构成，

原奥氏体晶界处的B原子的浓度为2.0原子％以上，并且

平均有效晶体粒径为7.0μm以下，所述平均有效晶体粒径是指将相邻的晶粒的取向差为15度以上的晶粒定义为一个晶粒时计算出的值。

2.根据权利要求1所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，所述钢组织以体积分率计进一步含有残留奥氏体：6％～30％。

3.根据权利要求1或2所述的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，包含下述(A)热轧工序和(B)热浸镀锌工序：

(A)热轧工序包含将具有权利要求1所述的化学组成的板坯进行精轧、然后进行卷取，并且所述热轧工序满足以下的(A1)～(A4)的条件：

式中，[B]和[N]分别表示硼(B)和氮(N)的质量％，

V＝exp(2.2×10⁵·[B]·[N])[℃/s] (2)

式中，[B]和[N]分别表示硼(B)和氮(N)的质量％，

(A4)卷取温度为450～680℃；以及

(B1)在第一均热处理前的钢板加热时，从650℃至A_c1+30℃以上950℃以下的最高加热温度为止的平均加热速度为0.5℃/秒～10.0℃/秒，

(B2)将所述钢板在所述最高加热温度下保持1秒～1000秒，即进行第一均热处理，

(B4)将第一冷却后的钢板在480～600℃的范围内保持80秒～500秒，即进行第二均热处理，

(B6)第二冷却进行到M_s-50℃以下为止，

(B7)将第二冷却后的钢板加热至200～420℃的温度区域，然后在所述温度区域保持5～1000秒，即进行第三均热处理。