CN117062928A - 镀锌钢板、部件以及它们的制造方法 - Google Patents

镀锌钢板、部件以及它们的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN117062928A
CN117062928A CN202280022963.4A CN202280022963A CN117062928A CN 117062928 A CN117062928 A CN 117062928A CN 202280022963 A CN202280022963 A CN 202280022963A CN 117062928 A CN117062928 A CN 117062928A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel sheet
less
area ratio
galvanized steel
temperature
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.)
Pending
Application number
CN202280022963.4A
Other languages
English (en)
Inventor
樋口翔
川崎由康
中垣内达也
金泽友美
山本俊佑
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 Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel 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 JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Publication of CN117062928A publication Critical patent/CN117062928A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • 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
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • 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
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
    • 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
    • C21D3/00—Diffusion processes for extraction of non-metals; Furnaces therefor
    • C21D3/02—Extraction of non-metals
    • C21D3/04—Decarburising
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—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
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • 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
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • 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
    • C23C2/34—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
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • 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

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)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

本发明提供拉伸强度为980MPa以上且具有高的YS以及优异的延展性、加工硬化能力和扩孔性的镀锌钢板。使基底钢板为规定的成分组成，使基底钢板的钢组织中的铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体、残余奥氏体和新鲜马氏体的面积率为规定的值，进一步使面积率的比SMA1/SMA为0.80以下，且使面积率的比SMA2/SMA为0.20以上。其中，SMA为由残余奥氏体和新鲜马氏体构成的硬质第二相的面积率，SMA1为构成上述硬质第二相的岛状区域中的等效圆直径为2.0μm以上且周长的20％以下与回火马氏体相接的岛状区域的合计的面积率，SMA2为构成上述硬质第二相的岛状区域中的周长的1％以上与贝氏体铁素体相接的岛状区域的合计的面积率。

Description

镀锌钢板、部件以及它们的制造方法
技术领域
本发明涉及镀锌钢板、以该镀锌系钢板为坯材的部件以及它们的制造方法。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，提高汽车的燃油效率成为重要的课题。因此，想要通过使作为汽车部件坯材的钢板高强度化且变薄来使汽车车体轻型化的动向越发活跃。
另外，对提高汽车的碰撞安全性的社会要求变得更高。因此，希望开发出一种不仅具有高强度而且汽车在行驶中碰撞时的耐冲击特性(以下，也简称为耐冲击特性)也优异的钢板。特别是从车体防锈性能的观点考虑，对作为汽车部件坯材的钢板大多实施镀锌。因此，希望开发出一种不仅具有高强度而且耐冲击特性也优异的镀锌钢板。
作为这样的汽车部件的坯材的钢板，例如，在专利文献1中公开了如下的内容：
“一种拉伸凸缘性和耐碰撞特性优异的高强度钢板，其特征在于，具有以质量％表示含有0.04～0.22％的C、1.0％以下的Si、3.0％以下的Mn、0.05％以下的P、0.01％以下的S、0.01～0.1％的Al以及0.001～0.005％的N、剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，并且由作为主相的铁素体相和作为第二相的马氏体相构成，且马氏体相的最大粒径为2μm以下，其面积率为5％以上。”
在专利文献2中公开了如下的内容：
“一种镀覆密合性和成型性优异的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于，在表面层被削去了厚度0.1μm以上的冷轧钢板上预镀0.2g/m2～2.0g/m2的Ni的冷轧钢板的表面具有热浸镀锌层，
在如下钢板表面具有包含小于7％的Fe且剩余部分由Zn、Al和不可避免的杂质构成的热浸镀锌层，
所述钢板以质量％计含有：C:0.05％以上、0.4％以下、Si:0.01％以上、3.0％以下、Mn:0.1％以上、3.0％以下、P:0.04％以下、S:0.05％以下、N:0.01％以下、Al:0.01％以上、2.0％以下、Si+Al＞0.5％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
所述钢板的微观组织以体积百分比计含有作为主相的铁素体40％以上、残余奥氏体8％以上、包含下述规定的3种马氏体[1][2][3]的马氏体[3]的2种以上以及1％以上的贝氏体和0～10％的珠光体，且上述3种马氏体[1][2][3]分别以体积百分比计为马氏体[1]：0％～50％、马氏体[2]：0％以上且小于20％、马氏体[3]：1％～30％，
就拉伸强度TS(MPa)、总伸长率EL(％)、扩孔率λ(％)而言，TS×EL为18000MPa·％以上，TS×λ为35000MPa·％以上，具有980MPa以上的拉伸强度。
马氏体[1]：C浓度(CM1)小于0.8％，硬度Hv1为：
Hv1/(-982.1×CM12+1676×CM1+189)≤0.60
马氏体[2]:C浓度(CM2)为0.8％以上，硬度Hv2为：
Hv2/(-982.1×CM22+1676×CM2+189)≤0.60
马氏体[3]:C浓度(CM3)为0.8％以上，硬度Hv3为：
Hv3/(-982.1×CM32+1676×CM3+189)≥0.80”。
在专利文献3中公开了如下的内容：
“一种高强度热浸镀锌钢板，具有以下的成分组成和钢板组织，
上述成分组成以质量％计，C：0.15％～0.25％、Si：0.50％～2.5％、Mn：2.3％～4.0％、P：0.100％以下、S：0.02％以下、Al：0.01％～2.5％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质，
上述钢板组织以面积率计，回火马氏体相：30％～73％、铁素体相：25％～68％、残余奥氏体相：2％～20％、其他相：10％以下(包含0％)，且作为该其他相，具有马氏体相：3％以下(包含0％)、贝氏体铁素体相：小于5％(包含0％)，上述回火马氏体相的平均晶体粒径为8μm以下，上述残余奥氏体相中的C量小于0.7质量％。”。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本专利3887235号
专利文献2:日本专利5953693号
专利文献3:日本专利6052472号
发明内容
然而，现状是以前纵梁、后纵梁为代表的汽车的冲击能量吸收部件仅限于采用拉伸强度(以下，也称为TS。)为590MPa级的钢板。
即，为了提高冲击时的吸收能量(以下，也称为冲击吸收能量。)，有效的是提高屈服应力(以下，也称为YS。)。然而，一般而言，如果提高钢板的TS和YS，则成型性、尤其是延展性、加工硬化能力、扩孔性之类的特性下降。这些特性是与模拟碰撞试验的弯曲压坏试验、轴压坏试验中的部件的难开裂性相关的特性。因此，如果将这样的提高了TS和YS的钢板用于上述的汽车的冲击能量吸收部件，则不仅成型困难，而且在模拟碰撞试验的试验中该部件开裂，换言之，实际的冲击吸收能量没有像YS的值预期的那么高。因此，现状是上述的冲击能量吸收部件仅限于采用TS为590MPa级的钢板。应予说明，加工硬化能力和扩孔性分别与突出性和拉伸凸缘性相关。
实际上，对于专利文献1～3中公开的钢板而言，也不能说TS：980MPa以上且具有高的YS以及优异的延展性、加工硬化能力和扩孔性。
本发明是鉴于上述的现状而开发的，其目的在于提供TS：980MPa以上且具有高的YS以及优异的延展性、加工硬化能力和扩孔性的镀锌钢板及其有利的制造方法。
另外，本发明的目的在于提供以上述的镀锌钢板为坯材的部件及其制造方法。
其中，具有高的YS以及优异的延展性、加工硬化能力和扩孔性是指：
·在基于JIS Z 2241的拉伸试验中测定的YS根据在该拉伸试验中测定的TS，满足下式，
980MPa≤TS＜1180MPa时，550MPa≤YS
1180MPa≤TS＜1310MPa时，700MPa≤YS
1310MPa≤TS时，800MPa≤YS
·在基于JIS Z 2241的拉伸试验中测定的总伸长率(El)根据在该拉伸试验中测定的TS，满足下式，
980MPa≤TS＜1180MPa时，13.0％≤El
1180MPa≤TS＜1310MPa时，12.0％≤El
1310MPa≤TS时，10.0％≤El
·在基于JIS Z 2241的拉伸试验中测定的n值/YR满足下式，
n值/YR≥0.070
·且在基于JIS Z 2256的扩孔试验中测定的极限扩孔率(λ)为20％以上。
于是，本发明人等为了实现上述的目的反复进行了深入研究。
结果发现了通过适当地调整镀锌钢板的基底钢板的成分组成，且使镀锌钢板的基底钢板的钢组织如下，可获得TS：980MPa以上且具有高的YS以及优异的延展性、加工硬化能力和扩孔性的镀锌钢板。即，
铁素体的面积率：65.0％以下(包含0％)，
贝氏体铁素体的面积率：5.0％～40.0％，
回火马氏体的面积率：0.5％～80.0％，
残余奥氏体的面积率：3.0％以上，
新鲜马氏体的面积率：20.0％以下(包含0％)，
SBF+STM+2×SMA：65.0％以上，
SMA1/SMA：0.80以下，以及
SMA2/SMA：0.20以上。
本发明是基于上述的发现加上进一步的研究而完成的。
即，本发明的主旨构成如下。
1.一种镀锌钢板，具有基底钢板和在该基底钢板的表面的镀锌层，
并且，拉伸强度为980MPa以上，
该基底钢板具有如下的成分组成和钢组织，
所述成分组成以质量％计，C：0.050％～0.400％、Si：0.20％～3.00％、Mn：1.00％以上且小于3.50％、P：0.001％～0.100％、S：0.0200％以下、Al：0.010％～2.000％和N：0.0100％以下，碳当量Ceq为0.540％以上，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
所述钢组织中，铁素体的面积率：65.0％以下(包含0％)，贝氏体铁素体的面积率：5.0％～40.0％，回火马氏体的面积率：0.5％～80.0％，残余奥氏体的面积率：3.0％以上，新鲜马氏体的面积率：20.0％以下(包含0％)，SBF+STM+2×SMA：65.0％以上，SMA1/SMA：0.80以下，以及SMA2/SMA：0.20以上，
其中，
SBF：上述贝氏体铁素体的面积率
STM：上述回火马氏体的面积率
SMA：由上述残余奥氏体和上述新鲜马氏体构成的硬质第二相的面积率
SMA1：构成上述硬质第二相的岛状区域中的等效圆直径为2.0μm以上且周长的20％以下与回火马氏体相接的岛状区域的合计的面积率
SMA2：构成上述硬质第二相的岛状区域中的周长的1％以上与贝氏体铁素体相接的岛状区域的合计的面积率。
2.根据上述1所述的镀锌钢板，其中，上述基底钢板的成分组成以质量％计进一步含有选自Ti：0.200％以下、Nb：0.200％以下、V：0.100％以下、B：0.0100％以下、Cu：1.000％以下、Cr：1.000％以下、Ni：1.000％以下、Mo：0.500％以下、Sb：0.200％以下、Sn：0.200％以下、Ta：0.100％以下、W：0.500％以下、Mg：0.0200％以下、Zn：0.0200％以下、Co：0.0200％以下、Zr：0.0200％以下、Ca：0.0200％以下、Ce：0.0200％以下、Se：0.0200％以下、Te：0.0200％以下、Ge：0.0200％以下、As：0.0200％以下、Sr：0.0200％以下、Cs：0.0200％以下、Hf：0.0200％以下、Pb：0.0200％以下、Bi：0.0200％以下以及REM：0.0200％以下中的至少1种。
3.根据上述1或2所述的镀锌钢板，其中，上述基底钢板的钢组织中SMA3/SMA为0.05以上。
其中，SMA3：构成上述硬质第二相的岛状区域中的周长的1％以上与贝氏体铁素体相接且周长的超过20％与回火马氏体相接的岛状区域的合计的面积率。
4.根据上述1～3中任一项所述的镀锌钢板，其中，上述基底钢板的扩散性氢量为0.50质量ppm以下。
5.根据上述1～4中任一项所述的镀锌钢板，具有脱碳层。
6.根据上述1～5中任一项所述的镀锌钢板，其中，在上述基底钢板与上述镀锌层之间的至少一者具有金属镀层。
7.根据上述6所述的镀锌钢板，其中，上述金属镀层为Fe系镀层。
8.根据上述1～7中任一项所述的镀锌钢板，其中，上述镀锌层为热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。
9.一种部件，是使用上述1～8中任一项所述的镀锌钢板而成的。
10.一种镀锌钢板的制造方法，具有以下的工序：
热轧工序，对具有上述1或2所述的成分组成的钢坯实施热轧而制成热轧钢板，
冷轧工序，对上述热轧钢板进行冷轧而制成冷轧钢板，
退火工序，将上述冷轧钢板以退火温度：760℃～900℃和退火时间：20秒以上进行退火，
第一冷却工序，将上述冷轧钢板冷却至300℃～550℃的第一冷却停止温度，
保持工序，将上述冷轧钢板在300℃～550℃的温度区域保持3秒～600秒，
镀覆工序，对上述冷轧钢板实施镀锌处理而制成镀锌钢板，
第二冷却工序，将上述镀锌钢板冷却至100℃以上且低于300℃的第二冷却停止温度，
再加热工序，将上述镀锌钢板再加热至(上述第二冷却停止温度+50℃)～500℃的再加热温度，将上述镀锌钢板在(上述第二冷却停止温度+50℃)～500℃的温度区域保持10秒～2000秒，
上述第一冷却停止温度与上述镀锌处理中的镀锌浴的温度满足下式(1)的关系。
－150℃≤T0－T1≤50℃···(1)
其中，T0为第一冷却停止温度(℃)，T1为镀锌处理中的镀锌浴的温度(℃)。
11.根据上述10所述的镀锌钢板的制造方法，其中，上述退火工序的露点大于－30℃。
12.根据上述10或11所述的镀锌钢板的制造方法，其中，进一步具有金属镀覆处理工序：在上述冷轧工序后且上述退火工序前实施在上述冷轧钢板的至少一个表面形成金属镀层的金属镀覆处理。
13.根据上述12所述的镀锌钢板的制造方法，其中，上述金属镀层为Fe系镀层。
14.根据上述10～13中任一项所述的镀锌钢板的制造方法，其中，上述镀锌处理为热浸镀锌处理或合金化热浸镀锌处理。
15.一种部件的制造方法，具有对上述1～8中任一项所述的镀锌钢板实施成型加工或接合加工中的至少一者而制成部件的工序。
根据本发明，可获得TS：980MPa以上且具有高的YS以及优异的延展性、加工硬化能力和扩孔性的镀锌钢板。另外，以本发明的镀锌钢板为坯材的部件为高强度且具有优异的耐冲击特性，因此可极其有利地适用于汽车的冲击能量吸收部件等。
附图说明
图1的(A)是组织的鉴定中使用的由SEM得到的组织图像的一个例子，图1的(B)是使用Adobe Systems公司的Adobe Photoshop将(A)的组织图像进行颜色编码的图。
图2的(A)是硬质第二相的岛状区域的识别中使用的由SEM得到的组织图像、特别是包含被识别为MA1的岛状区域的组织图像的一个例子，图2的(B)是使用Adobe Systems公司的Adobe Photoshop将(A)的组织图像进行颜色编码的图。
图3的(A)是硬质第二相的岛状区域的识别中使用的由SEM得到的组织图像、特别是包含被识别为MA2的岛状区域的组织图像的一个例子，图3的(B)是使用Adobe Systems公司的Adobe Photoshop将(A)的组织图像进行颜色编码的图。
图4的(A)是硬质第二相的岛状区域的识别中使用的由SEM得到的组织图像、特别是包含被识别为MA3的岛状区域的组织图像的一个例子，图4的(B)是使用Adobe Systems公司的Adobe Photoshop将(A)的组织图像进行颜色编码的图。
图5的(A)是说明焊接部的耐电阻焊裂纹特性的评价方法的要领图，图5的(B)中的上图是该评价中使用的电阻点焊后的板组的俯视图，图5的(B)中的下图是上图的A-A截面图。
具体实施方式
基于以下的实施方式对本发明进行说明。
[1]镀锌钢板
首先，对基于本发明的一个实施方式的镀锌钢板的基底钢板的成分组成进行说明。应予说明，成分组成中的单位均为“质量％”，以下，只要没有特殊说明，则简单用“％”表示。
C：0.050％～0.400％
C是为了生成适量的新鲜马氏体、回火马氏体、贝氏体铁素体和残余奥氏体以确保980MPa以上的TS和高的YS有效的元素。其中，C含量低于0.050％时，铁素体的面积率增加，难以使TS为980MPa以上。另外，还导致YS的下降。另一方面，如果C含量超过0.400％，则残余奥氏体中的碳浓度过度增加。因此，如果对钢板实施冲裁加工，则由残余奥氏体生成的新鲜马氏体的硬度大幅增加。其结果，对于冲裁加工后的钢板而言，促进扩孔时的龟裂进展(即，导致扩孔性的下降)。
因此，C含量为0.050％～0.400％。C含量优选为0.100％以上。另外，C含量优选为0.300％以下。
Si：0.20％～3.00％
Si抑制退火中的碳化物生成，促进残余奥氏体的生成。即，Si是影响残余奥氏体的面积率和残余奥氏体中的碳浓度的元素。其中，Si含量低于0.20％时，残余奥氏体的面积率降低，延展性下降。另一方面，如果Si含量超过3.00％，则铁素体的面积率过度增加，难以使TS为980MPa以上。另外，还导致YS的下降。并且，残余奥氏体中的碳浓度过度增加。因此，如果对钢板实施冲裁加工，则由残余奥氏体生成的新鲜马氏体的硬度大幅增加。其结果，对于冲裁加工后的钢板而言，促进扩孔时的龟裂进展(即，导致扩孔性的下降)。
因此，Si含量为0.20％～3.00％。Si含量优选为0.40％以上。另外，如果Si含量超过2.00％，则担心耐电阻焊裂纹特性的下降，所以Si含量优选为2.00％以下。
Mn：1.00％以上且小于3.50％
Mn是调整贝氏体铁素体、回火马氏体等的面积率的元素。其中，Mn含量低于1.00％时，铁素体的面积率过度增加，难以使TS为980MPa以上。另外，还导致YS的下降。另一方面，如果Mn含量为3.50％以上，则贝氏体铁素体的面积率降低，回火马氏体的面积率过度增加。其结果，得不到所希望的延展性。
因此，Mn含量为1.00％以上且小于3.50％。Mn含量优选为1.80％以上。另外，Mn含量优选小于3.20％。
P：0.001％～0.100％
P是具有固溶强化的作用而使钢板的强度提高的元素。为了得到这样的效果，使P含量为0.001％以上。另一方面，如果P含量超过0.100％，则P向旧奥氏体晶界偏析使晶界脆化。因此，如果对钢板实施冲裁加工，则空隙的生成量增加，导致扩孔性的下降。
因此，P含量为0.001％～0.100％。P含量优选为0.030％以下。
S：0.0200％以下
S在钢中以硫化物的形式存在。特别是如果S含量超过0.0200％，则钢板的极限变形能力下降。因此，如果对钢板实施冲裁加工，则空隙的生成量增加，导致扩孔性的下降。
因此，S含量为0.0200％以下。S含量优选为0.0080％以下。应予说明，S含量的下限没有特别规定，从生产技术上的限制考虑，S含量优选为0.0001％以上。
Al：0.010％～2.000％
Al抑制退火中的碳化物生成，并且促进残余奥氏体的生成。即，Al是对残余奥氏体的面积率和残余奥氏体中的碳浓度有影响的元素。为了得到这样的效果，使Al含量为0.010％以上。另一方面，如果Al含量超过2.000％，则铁素体的面积率过度增加，难以使TS为980MPa以上。另外，还导致YS的下降。
因此，Al的含量为0.010％～2.000％。Al含量优选为0.015％以上。另外，Al含量优选为1.000％以下。
N：0.0100％以下
N在钢中以氮化物的形式存在。特别是如果N含量超过0.0100％，则钢板的极限变形能力下降。因此，如果对钢板实施冲裁加工，则空隙的生成量增加，导致扩孔性的下降。
因此，N含量为0.0100％以下。另外，N含量优选为0.0050％以下。应予说明，N含量的下限没有特别规定，从生产技术上的限制考虑，N含量优选为0.0005％以上。
碳当量Ceq：0.540％以上
碳当量Ceq对TS有影响。特别是如果碳当量Ceq小于0.540％，则难以使TS为980MPa以上。因此，使碳当量Ceq为0.540％以上。
其中，碳当量Ceq由下式定义。
碳当量Ceq＝[C％]+([Si％]/24)+([Mn％]/6)+([Ni％]/40)+([Cr％]/5)+([Mo％]/4)+([V％]/14)
应予说明，上述的式中的[元素符号％]表示基底钢板的成分组成中的该元素的含量(质量％)。另外，基底钢板的成分组成中不含的元素算作0。
以上，对基于本发明的一个实施方式的镀锌钢板的基底钢板的基本成分进行了说明，但基于本发明的一个实施方式的镀锌钢板的基底钢板具有包含上述基本成分且上述基本成分以外的剩余部分包含Fe(铁)和不可避免的杂质的成分组成。在此，基于本发明的一个实施方式的镀锌钢板的基底钢板优选具有包含上述基本成分且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成。基于本发明的一个实施方式的镀锌钢板的基底钢板中，除上述基本成分以外，还可以含有从以下所示的任意成分中选择的至少一种。应予说明，以下所示的任意成分只要按照以下所示的上限量以下含有，则可得到本发明的效果，因此下限没有特别设置。应予说明，以低于后述的优选的下限值包含下述的任意成分时，该任意成分作为不可避免的杂质包含。
Ti：0.200％以下、Nb：0.200％以下、V：0.100％以下、B：0.0100％以下、Cu：1.000％以下、Cr：1.000％以下、Ni：1.000％以下、Mo：0.500％以下、Sb：0.200％以下、Sn：0.200％以下、Ta：0.100％以下、W：0.500％以下、Mg：0.0200％以下、Zn：0.0200％以下、Co：0.0200％以下、Zr：0.0200％以下、Ca：0.0200％以下、Ce：0.0200％以下、Se：0.0200％以下、Te：0.0200％以下、Ge：0.0200％以下、As：0.0200％以下、Sr：0.0200％以下、Cs：0.0200％以下、Hf：0.0200％以下、Pb：0.0200％以下、Bi：0.0200％以下以及REM：0.0200％以下
Ti：0.200％以下
Ti在热轧时、退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物而提高TS。为了得到这样的效果，优选使Ti含量为0.001％以上。Ti含量更优选为0.005％以上。另一方面，如果Ti含量超过0.200％，则有时生成大量粗大的析出物、夹杂物。这样的情况下，如果钢板中存在扩散性氢，则粗大的析出物、夹杂物在扩孔试验时成为龟裂的起点，即，可能导致扩孔性的下降。因此，含有Ti时，Ti含量优选为0.200％以下。Ti含量更优选为0.060％以下。
Nb：0.200％以下
Nb与Ti同样，通过在热轧时、退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物而提高TS。为了得到这样的效果，优选使Nb含量为0.001％以上。Nb含量更优选为0.005％以上。另一方面，如果Nb含量超过0.200％，则有时生成大量粗大的析出物、夹杂物。这样的情况下，如果钢板中存在扩散性氢，则粗大的析出物、夹杂物在扩孔试验时成为龟裂的起点，即，可能导致扩孔性的下降。因此，含有Nb时，Nb含量优选为0.200％以下。Nb含量更优选为0.060％以下。
V：0.100％以下
V与Ti、Nb同样，通过在热轧时、退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物而提高TS。为了得到这样的效果，优选使V含量为0.001％以上。V含量更优选为0.005％以上。另一方面，如果V含量超过0.100％，则有时生成大量粗大的析出物、夹杂物。这样的情况下，如果钢板中存在扩散性氢，则粗大的析出物、夹杂物在扩孔试验时成为龟裂的起点，即，可能导致扩孔性的下降。因此，含有V时，V含量优选为0.100％以下。V含量更优选为0.060％以下。
B：0.0100％以下
B是通过向奥氏体晶界偏析而提高淬透性的元素。另外，B是在退火后的冷却时抑制铁素体的生成和粒生长的元素。为了得到这样的效果，优选使B含量为0.0001％以上。B含量更优选为0.0002％以上。另一方面，如果B含量超过0.0100％，则可能在热轧时在钢板内部产生裂纹，使钢板的极限变形能力下降。另外，随着钢板的极限变形能力的下降，对钢板实施冲裁加工时的空隙的生成量增加，导致扩孔性的下降。因此，含有B时，B含量优选为0.0100％以下。B含量更优选为0.0050％以下。
Cu：1.000％以下
Cu是提高淬透性的元素。尤其Cu是对将硬质的新鲜马氏体等的面积率调整成更优选的范围而将TS调整成更优选的范围有效的元素。为了得到这样的效果，优选使Cu含量为0.005％以上。Cu含量更优选为0.020％以上。另一方面，如果Cu含量超过1.000％，则新鲜马氏体的面积率过度增加，TS变得过高。另外，有时生成大量粗大的析出物、夹杂物。这样的情况下，如果钢板中存在扩散性氢，则粗大的析出物、夹杂物在拉伸试验时成为龟裂的起点，即，可能导致扩孔性的下降。因此，含有Cu时，Cu含量优选为1.000％以下。Cu的含量更优选为0.200％以下。
Cr：1.000％以下
Cr是提高淬透性的元素，另外，Cr是对生成残余奥氏体、新鲜马氏体有效的元素。为了得到这样的效果，优选使Cr含量为0.0005％以上。特别是从使TS为更优选的范围的观点考虑，Cr含量更优选为0.010％以上。另一方面，如果Cr含量超过1.000％，则硬质的新鲜马氏体的面积率过度增加，可能导致扩孔性的下降。因此，含有Cr时，Cr含量优选为1.000％以下。另外，Cr含量更优选为0.250％以下，进一步优选为0.100％以下。
Ni：1.000％以下
Ni是提高淬透性的元素。另外，Ni是对将残余奥氏体、新鲜马氏体的面积率调整成更优选的范围而将TS调整成更优选的范围有效的元素。为了得到这样的效果，优选使Ni含量为0.005％以上。Ni含量更优选为0.020％以上。另一方面，如果Ni的含量超过1.000％，则新鲜马氏体的面积率过度增加，延展性、成型时的尺寸精度可能下降。另外，有时生成大量粗大的析出物、夹杂物。这样的情况下，如果钢板中存在扩散性氢，则粗大的析出物、夹杂物在扩孔试验时成为龟裂的起点，即，可能导致扩孔性的下降。因此，含有Ni时，Ni含量优选为1.000％以下。Ni含量更优选为0.800％以下。
Mo：0.500％以下
Mo是提高淬透性的元素。另外，Mo是对生成硬质的新鲜马氏体等有效的元素。为了得到这样的效果，优选使Mo含量为0.010％以上。Mo含量更优选为0.030％以上。另一方面，如果Mo含量超过0.500％，则新鲜马氏体的面积率过度增加，可能导致扩孔性的下降。因此，含有Mo时，Mo含量优选为0.500％以下。Mo含量更优选为0.450％以下，进一步优选为0.400％以下。
Sb：0.200％以下
Sb是对抑制在退火中的钢板表面附近的C的扩散以控制钢板表面附近的软质层的形成有效的元素。为了得到这样的效果，优选使Sb含量为0.002％以上。Sb含量更优选为0.005％以上。另一方面，如果Sb含量超过0.200％，则在钢板表面附近不形成软质层，可能导致扩孔性的下降。因此，含有Sb时，Sb含量优选为0.200％以下。Sb含量更优选为0.020％以下。
Sn：0.200％以下
Sn与Sb同样，是对抑制退火中的钢板表面附近的C的扩散以控制钢板表面附近的软质层的形成有效的元素。为了得到这样的效果，优选使Sn含量为0.002％以上。Sn含量更优选为0.005％以上。另一方面，如果Sn含量超过0.200％，则在钢板表面附近不形成软质层，可能导致扩孔性的下降。因此，含有Sn时，Sn含量优选为0.200％以下。Sn含量更优选为0.020％以下。
Ta：0.100％以下
Ta与Ti、Nb和V同样，通过在热轧时、退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物而提高TS。并且，Ta的一部分固溶在Nb碳化物、Nb碳氮化物中而生成(Nb，Ta)(C，N)这样的复合析出物。由此，抑制析出物的粗大化，使析出强化稳定化。由此，提高TS，进而提高YS。为了得到这样的效果，优选使Ta含量为0.001％以上。另一方面，如果Ta含量超过0.100％，则有时生成大量粗大的析出物、夹杂物。这样的情况下，如果钢板中存在扩散性氢，则粗大的析出物、夹杂物在扩孔试验时成为龟裂的起点，即，可能导致扩孔性的下降。因此，含有Ta时，Ta含量优选为0.100％以下。
W：0.500％以下
W是对提高淬透性、将TS调整成更优选的范围有效的元素。为了得到这样的效果，优选使W含量为0.001％以上。W含量更优选为0.030％以上。另一方面，如果W含量超过0.500％，则硬质的新鲜马氏体的面积率过度增加，可能导致扩孔性的下降。因此，含有W时，W含量优选为0.500％以下。W含量更优选为0.450％以下，进一步优选为0.400％以下。
Mg：0.0200％以下
Mg是对使硫化物、氧化物等夹杂物的形状球状化，提高钢板的极限变形能力、进而提高扩孔性有效的元素。为了得到这样的效果，优选使Mg含量为0.0001％以上。另一方面，如果Mg含量超过0.0200％，则有时生成大量粗大的析出物、夹杂物。这样的情况下，如果钢板中存在扩散性氢，则粗大的析出物、夹杂物在扩孔试验时成为龟裂的起点，即，可能导致扩孔性的下降。因此，含有Mg时，Mg含量优选为0.0200％以下。
Zn：0.0200％以下
Zn是对使夹杂物的形状球状化，提高钢板的极限变形能力、进而提高扩孔性有效的元素。为了得到这样的效果，优选使Zn含量为0.0010％以上。另一方面，如果Zn含量超过0.0200％，则有时生成大量粗大的析出物、夹杂物。这样的情况下，如果钢板中存在扩散性氢，则粗大的析出物、夹杂物在扩孔试验时成为龟裂的起点，即，可能导致扩孔性的下降。因此，含有Zn时，Zn含量优选为0.0200％以下。
Co：0.0200％以下
Co与Zn同样，是对使夹杂物的形状球状化，提高钢板的极限变形能力、进而提高扩孔性有效的元素。为了得到这样的效果，优选使Co含量为0.0010％以上。另一方面，如果Co含量超过0.0200％，则有时生成大量粗大的析出物、夹杂物。这样的情况下，如果钢板中存在扩散性氢，则粗大的析出物、夹杂物在扩孔试验时成为龟裂的起点，即，可能导致扩孔性的下降。因此，含有Co时，Co含量优选为0.0200％以下。
Zr：0.0200％以下
Zr与Zn和Co同样，是对使夹杂物的形状球状化，提高钢板的极限变形能力、进而提高扩孔性有效的元素。为了得到这样的效果，Zr含量优选为0.0010％以上。另一方面，如果Zr含量超过0.0200％，则有时生成大量粗大的析出物、夹杂物。这样的情况下，如果钢板中存在扩散性氢，则粗大的析出物、夹杂物在扩孔试验时成为龟裂的起点，即，可能导致扩孔性的下降。因此，含有Zr时，Zr含量优选为0.0200％以下。
Ca：0.0200％以下，
Ca在钢中以夹杂物的形式存在。其中，如果Ca含量超过0.0200％，则有时生成大量粗大的夹杂物。这样的情况下，如果钢板中存在扩散性氢，则粗大的夹杂物在扩孔试验时成为龟裂的起点，即，可能导致扩孔性的下降。因此，含有Ca时，Ca含量优选为0.0200％以下。Ca含量优选为0.0020％以下。应予说明，Ca含量的下限没有特别限定，Ca含量优选为0.0005％以上。另外，从生产技术上的限制考虑，Ca含量更优选为0.0010％以上。
Ce：0.0200％以下、Se：0.0200％以下、Te：0.0200％以下、Ge：0.0200％以下、As：0.0200％以下、Sr：0.0200％以下、Cs：0.0200％以下、Hf：0.0200％以下、Pb：0.0200％以下、Bi：0.0200％以下以及REM：0.0200％以下
Ce、Se、Te、Ge、As、Sr、Cs、Hf、Pb、Bi和REM均是对提高钢板的极限变形能力、进而提高扩孔性有效的元素。为了得到这样的效果，Ce、Se、Te、Ge、As、Sr、Cs、Hf、Pb、Bi和REM的含量分别优选为0.0001％以上。另一方面，如果Ce、Se、Te、Ge、As、Sr、Cs、Hf、Pb、Bi和REM的含量分别超过0.0200％，则有时生成大量粗大的析出物、夹杂物。这样的情况下，如果钢板中存在扩散性氢，则粗大的析出物、夹杂物在扩孔试验时成为龟裂的起点，即，可能导致扩孔性的下降。因此，含有Ce、Se、Te、Ge、As、Sr、Cs、Hf、Pb、Bi和REM中的至少1种时，其含量分别优选为0.0200％以下。
即，基于本发明的一个实施方式的镀锌钢板的基底钢板具有以下的成分组成：
以质量％计，C：0.050％～0.400％、Si：0.20％～3.00％、Mn：1.00％以上且小于3.50％、P：0.001％～0.100％、S：0.0200％以下、Al：0.010％～2.000％以及N：0.0100％以下，碳当量Ceq为0.540％以上，
任意含有选自Ti：0.200％以下、Nb：0.200％以下、V：0.100％以下、B：0.0100％以下、Cu：1.000％以下、Cr：1.000％以下、Ni：1.000％以下、Mo：0.500％以下、Sb：0.200％以下、Sn：0.200％以下、Ta：0.100％以下、W：0.500％以下、Mg：0.0200％以下、Zn：0.0200％以下、Co：0.0200％以下、Zr：0.0200％以下、Ca：0.0200％以下、Ce：0.0200％以下、Se：0.0200％以下、Te：0.0200％以下、Ge：0.0200％以下、As：0.0200％以下、Sr：0.0200％以下、Cs：0.0200％以下、Hf：0.0200％以下、Pb：0.0200％以下、Bi：0.0200％以下以及REM：0.0200％以下中的至少1种，剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
接下来对基于本发明的一个实施方式的镀锌钢板的基底钢板的钢组织进行说明。
基于本发明的一个实施方式的镀锌钢板的基底钢板的钢组织为：
铁素体的面积率：65.0％以下(包含0％)、
贝氏体铁素体的面积率：5.0％～40.0％、
回火马氏体的面积率：0.5％～80.0％、
残余奥氏体的面积率：3.0％以上、
新鲜马氏体的面积率：20.0％以下(包含0％)、
SBF+STM+2×SMA：65.0％以上、
SMA1/SMA：0.80以下、以及
SMA2/SMA：0.20以上
的钢组织。
其中，
SBF：上述贝氏体铁素体的面积率
STM：上述回火马氏体的面积率
SMA：由上述残余奥氏体和上述新鲜马氏体构成的硬质第二相的面积率
SMA1：构成上述硬质第二相的岛状区域中的等效圆直径为2.0μm以上且周长的20％以下与回火马氏体相接的岛状区域的合计的面积率
SMA2：构成上述硬质第二相的岛状区域中的周长的1％以上与贝氏体铁素体相接的岛状区域的合计的面积率。
以下，对各自的限定理由进行说明。
铁素体的面积率：65.0％以下(包含0％)
软质的铁素体是提高延展性和加工硬化能力的相。但是，从确保980MPa以上的TS、高的YS以及良好的扩孔性的观点考虑，使铁素体的面积率为65.0％以下。铁素体的面积率优选为35.0％以下，更优选为25.0％以下。铁素体的面积率的下限没有特别限定，可以为0％。特别是要求980MPa≤TS＜1180MPa时，铁素体的面积率优选为5.0％以上。
贝氏体铁素体的面积率：5.0％～40.0％
贝氏体铁素体具有处于软质的铁素体与硬质的新鲜马氏体等的中间的硬度，是用于确保良好的扩孔性重要的相。另外，贝氏体铁素体是对活用C从贝氏体铁素体向未相变奥氏体的扩散而得到适量的残余奥氏体有用的相。因此，使贝氏体铁素体的面积率为5.0％以上。另外，贝氏体铁素体的面积率优选为10.0％以上。另一方面，如果贝氏体铁素体的面积率过度增加，则扩孔性反而下降。因此，使贝氏体铁素体的面积率为40.0％以下。另外，贝氏体铁素体的面积率优选为35.0％以下。
回火马氏体的面积率：0.5％～80.0％
回火马氏体具有处于软质的铁素体与硬质的新鲜马氏体等的中间的硬度，是用以确保良好的扩孔性重要的相。因此，使回火马氏体的面积率为0.5％以上。回火马氏体的面积率优选为40.0％以上。另一方面，从确保良好的延展性的观点考虑，使回火马氏体的面积率为80.0％以下。另外，回火马氏体的面积率优选为75.0％以下。
残余奥氏体的面积率：3.0％以上
从得到良好的延展性的观点考虑，使残余奥氏体的面积率为3.0％以上。残余奥氏体的面积率优选为5.0％以上。应予说明，残余奥氏体的面积率的上限没有特别限定，残余奥氏体的面积率优选为20.0％以下。
新鲜马氏体的面积率：20.0％以下(包含0％)
从确保良好的扩孔性的观点考虑，使新鲜马氏体的面积率为20.0％以下。应予说明，新鲜马氏体的面积率的下限没有特别限定，可以为0％。另外，从确保980MPa以上的TS的观点考虑，新鲜马氏体的面积率优选为3.0％以上。
应予说明，新鲜马氏体是指淬透状态的(没有受到回火)马氏体。
应予说明，上述以外的剩余部分组织的面积率优选为10.0％以下。剩余部分组织的面积率更优选为5.0％以下。另外，剩余部分组织的面积率可以为0％。
应予说明，作为剩余部分组织，没有特别限定，例如，可举出下贝氏体、珠光体、渗碳体等碳化物。应予说明，剩余部分组织的种类例如可以通过利用SEM(Scanning ElectronMicroscope：扫描电子显微镜)的观察来确认。
其中，铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体和硬质第二相(残余奥氏体+新鲜马氏体)的面积率在基底钢板的板厚1/4位置如下测定。
即，以与基底钢板的轧制方向平行的板厚截面成为观察面的方式，从基底钢板切出试样。接着，使用金刚石研磨膏对试样的观察面进行镜面研磨。接下来，对试样的观察面使用胶体二氧化硅实施最终研磨后，用3vol.％硝酸酒精进行蚀刻使组织显现。
然后利用SEM(Scanning Electron Microscope：扫描电子显微镜)，在加速电压：15kV、倍率：5000倍的条件下，观察5个试样的观察面的25.6μm×17.6μm的视场。
根据得到的组织图像(例如，参照图1的(A))，如下鉴定铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体和硬质第二相(残余奥氏体+新鲜马氏体)。
铁素体：呈黑色的区域，形态为块状。另外，几乎不内包铁系碳化物。但是，内包铁系碳化物的情况下，铁素体的面积也包含铁系碳化物的面积。另外，后述的贝氏体铁素体和回火马氏体也是同样的。
贝氏体铁素体：呈黑色至深灰色的区域，形态为块状、不定形等。另外，不内包铁系碳化物，或者内包较少的铁系碳化物。
回火马氏体：呈灰色的区域，形态为不定形。另外，内包较多的铁系碳化物。
硬质第二相(残余奥氏体+新鲜马氏体)：呈白色至浅灰色的区域，形态为不定形。另外，不内包铁系碳化物。应予说明，尺寸较大时，随着从与其他组织的界面远离，颜色逐渐变深，内部有时呈深灰色。
剩余部分组织：可举出上述的下贝氏体、珠光体、渗碳体等碳化物，它们的形态等如公知的形态。
应予说明，除了上述的利用SEM的观察以外，还可以适当地追加更高倍率下的碳化物的观察、同视场的利用EBSD(电子束背散射衍射法)的详细的组织解析、利用EPMA(电子探针显微分析仪)的成分分析、利用显微硬度计的局部硬度测定等。例如，通过上述利用SEM的观察难以鉴定组织的情况下，适当地追加这些测定是有效的。
例如，在利用EBSD的解析中，铁素体不具备下部组织(未观察到)。另一方面，贝氏体铁素体、回火马氏体和新鲜马氏体具备下部组织，具有残余奥氏体和特定的晶体取向关系。另外，可以由这些组织再现退火工序中的奥氏体组织，对其进行确认等。这样的点成为组织鉴定的判断材料。
另外，在利于EPMA的成分分析中，C浓度、Mn浓度根据组织而不同，这成为组织鉴定的判断材料。例如，铁素体、贝氏体铁素体的C浓度低于以回火马氏体为主的区域(包括微细的硬质第二相、碳化物等)的C浓度。另外，铁素体的Mn浓度有时比其他组织低。
在利用显微硬度计的硬度测定中，根据组织而硬度不同的点成为组织鉴定的判断材料。例如，在铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体和硬质第二相中，铁素体的硬度最低，硬质第二相的硬度最高。另外，贝氏体铁素体和回火马氏体显示铁素体的硬度与硬质第二相的硬度之间的硬度。
接下来，使用Adobe Systems公司的Adobe Photoshop将在组织图像中鉴定的各相的区域进行颜色编码(图像四值化)(例如，参照图1的(B))，算出各相的面积。接着，对5个视场算出各相的面积(各相的合计的面积)除以观察区域的面积(25.6μm×17.6μm)并乘以100而得的值。然后将这些值的平均值作为各相(铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体和硬质第二相)的面积率。应予说明，图1的(A)是为了上述的说明从试样的观察区域(25.6μm×17.6μm)的1个视场中提取其一部分而得的。
另外，残余奥氏体的面积率如下测定。
即，对基底钢板在板厚方向(深度方向)进行机械研磨直至板厚的1/4位置后，利用草酸进行化学研磨，制成观察面。接着，对观察面利用X射线衍射法观察。入射X射线使用CoKα射线，求出fcc铁(奥氏体)的(200)、(220)和(311)各面的衍射强度与bcc铁的(200)、(211)和(220)各面的衍射强度的比，由各面的衍射强度的比算出残余奥氏体的体积率。然后将残余奥氏体视为三维均质的，将残余奥氏体的体积率作为残余奥氏体的面积率。
另外，新鲜马氏体的面积率是从如上所述求出的硬质第二相的面积率减去残余奥氏体的面积率而求得的。
[新鲜马氏体的面积率(％)]＝[硬质第二相的面积率(％)]－[残余奥氏体的面积率(％)]
另外，剩余部分组织的面积率是从100％减去如上所述求出的铁素体的面积率、贝氏体铁素体的面积率、回火马氏体的面积率、硬质第二相的面积率而求得的。
[剩余部分组织的面积率(％)]＝100－[铁素体的面积率(％)]－[贝氏体铁素体的面积率(％)]－[回火马氏体的面积率(％)]－[硬质第二相的面积率(％)]
SBF+STM+2×SMA：65.0％以上
从确保980MPa以上的TS的观点考虑，使SBF+STM+2×SMA为65.0％以上。SBF+STM+2×SMA的上限没有特别限定，优选为130.0％以下。
其中，
SBF：贝氏体铁素体的面积率
STM：回火马氏体的面积率
SMA：由残余奥氏体和上述新鲜马氏体构成的硬质第二相的面积率。
SMA1/SMA：0.80以下
由残余奥氏体和新鲜马氏体构成的硬质第二相(以下，也称为MA。)由多个岛状区域构成。这样的岛状区域中，等效圆直径为2.0μm以上且周长的20％以下与回火马氏体相接的岛状区域(以下，也称为MA1。)的固溶C浓度低。换言之，MA1中包含的残余奥氏体的稳定性低。因此，MA1不利于确保良好的延展性。另外，由于MA1中新鲜马氏体的比率高，所以MA1使扩孔性下降。因此，使MA1的面积率与硬质第二相的面积率的比即SMA1/SMA为0.80以下。特别是要求980MPa≤TS＜1180MPa的情况下，SMA1/SMA优选为0.75以下，更优选为0.40以下。另外，要求1180MPa≤TS的情况下，SMA1/SMA优选为0.50以下，更优选为0.30以下。应予说明，SMA1/SMA的下限没有特别限定，可以为0。
应予说明，各个岛状区域通过硬质第二相以外的相与其他硬质第二相的岛状区域分离(各个岛状区域的全周与硬质第二相以外的相相接)。另外，各个岛状区域的具体形状没有特别限定，例如可以为圆形、椭圆形、多边形、变形虫形(沿多个不规则方向延伸的形状)等任一形状。
SMA2/SMA：0.20以上
在构成由残余奥氏体和新鲜马氏体构成的硬质第二相的岛状区域中的周长的1％以上与贝氏体铁素体相接的岛状区域(以下，也称为MA2。)的固溶C浓度高。换言之，MA2中包含的残余奥氏体的稳定性高。因此，MA2对确保良好的加工硬化能力和延展性发挥极其重要的作用。
即，如果在退火后的冷却时以适当的条件生成贝氏体铁素体，则从贝氏体铁素体向周围的未相变奥氏体扩散的固溶C无法向未相变奥氏体的内部充分扩散。即，仅能够使未相变奥氏体中贝氏体铁素体的周围成为固溶C量局部较高的状态。其后，通过在该状态下以适当的条件进行再加热处理，生成在贝氏体铁素体的周围固溶C浓度高的硬质第二相，即MA2。因此，MA2中包含的残余奥氏体的稳定性高，MA2对确保良好的加工硬化能力和延展性发挥极其重要的作用。
综上所述，MA2的面积率与硬质第二相的面积率的比即SMA2/SMA为0.20以上。SMA2/SMA优选为0.25以上，更优选为0.30以上。应予说明，SMA2/SMA的上限没有特别限定，可以为1。另外，从确保高的YS和优异的扩孔性的观点考虑，在要求980MPa≤TS＜1180MPa的情况下，SMA2/SMA优选为0.98以下。另外，在要求1180MPa≤TS的情况下，SMA2/SMA优选为0.70以下。
另外，基于本发明的一个实施方式的镀锌钢板的基底钢板的钢组织中，进一步优选SMA3/SMA为0.05以上。
其中，
SMA3：构成上述硬质第二相的岛状区域中的周长的1％以上与贝氏体铁素体相接且周长的超过20％与回火马氏体相接的岛状区域的合计的面积率。
SMA3/SMA：0.05以上
构成由残余奥氏体和新鲜马氏体构成的硬质第二相的岛状区域中，周长的1％以上与贝氏体铁素体相接且周长的超过20％与回火马氏体相接的岛状区域(以下，也称为MA3。)在MA2中，固溶C浓度也特别高。
即，MA3中，固溶C除了从贝氏体铁素体扩散以外，还从回火马氏体扩散，因此固溶C浓度特别高。因此，MA3对确保良好的加工硬化能力和延展性特别有效。
因此，MA3的面积率与硬质第二相的面积率的比即SMA3/SMA优选为0.05以上。SMA3/SMA优选为0.07以上，更优选为0.10以上。应予说明，SMA3/SMA的上限没有特别限定，可以为1。另外，SMA3/SMA优选为0.70以下。
其中，SMA1、SMA2和SMA3分别如下测定。
即，按照上述的要领，在组织图像(例如，参照图2的(A)、图3的(A)和图4的(A))中，鉴定铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体和硬质第二相(残余奥氏体+新鲜马氏体)。接着，使用Adobe Systems公司的Adobe Photoshop进行颜色编码(图像四值化)后，提取出硬质第二相的岛状区域，使用开放源代码的ImageJ，求出各岛状区域的等效圆直径，各岛状区域的周长、以及各岛状区域与贝氏体铁素体和回火马氏体相接的长度。应予说明，求周长时的组织图像的像素密度为30像素/μm～100像素/μm。然后根据求出的值，分别判别各岛状区域是否属于MA1、MA2和MA3，使用Adobe Systems公司的Adobe Photoshop进行颜色编码(例如，参照图2的(B)、图3的(B)和图4的(B))，算出各个面积。接着，对5个视场算出将判别为MA1、MA2和MA3的岛状区域的各自的合计面积除以观察区域的面积(25.6μm×17.6μm)并乘以100而得的值(面积率)。然后将MA1、MA2和MA3对应的5个视场的值(面积率)的平均值设为SMA1、SMA2和SMA3。应予说明，对于属于MA1和MA2这两者的岛状区域，用MA1和MA2这两者计算面积的。MA1和MA3、MA2和MA3也是同样的。另外，图2的(A)、图3的(A)和图的4(A)是为了上述的说明而分别从试样的观察区域(25.6μm×17.6μm)的1个视场中提取其一部分而得的。
另外，在基于本发明的一个实施方式的镀锌钢板的基底钢板中，优选使扩散性氢量为0.50质量ppm以下。
基底钢板的扩散性氢量：0.50质量ppm以下
从得到更优异的扩孔性的观点考虑，基底钢板的扩散性氢量优选为0.50质量ppm以下。另外，基底钢板的扩散性氢量更优选为0.35质量ppm以下。应予说明，基底钢板的扩散性氢量的下限没有特别规定，可以为0质量ppm。另外，从生产技术上的限制考虑，基底钢板的扩散性氢量更优选为0.01质量ppm以上。
其中，基底钢板的扩散性氢量如下测定。
即，从镀锌钢板采取长度为30mm、宽度为5mm的试验片，从镀锌层除去碱。接着，利用程序升温脱附分析方法测定从试验片释放出的氢量。具体而言，将试验片以升温速度200℃/h从室温连续加热至300℃后，冷却至室温。此时，在该连续加热中的从室温到210℃的温度区域，测定从试验片释放出的氢量(累积氢量)。然后将所测定的氢量除以试验片(在除去镀锌层后且连续加热前的试验片)的质量并换算成质量ppm单位的值作为基底钢板的扩散性氢量。
应予说明，对于将镀锌钢板进行成型加工或接合加工后的制品(部件)而言，从一般使用环境下的该制品切出试验片并按照与上述同样的要领测定基底钢板部分的扩散性氢量，如果其值为0.50质量ppm以下，则可以将进行成型加工或接合加工前的坯材阶段的镀锌钢板的基底钢板的扩散性氢量也视为0.50质量ppm以下。
另外，基于本发明的一个实施方式的镀锌钢板优选具有脱碳层。特别是基于本发明的一个实施方式的镀锌钢板的基底钢板优选具有脱碳层。对于将含有Si的钢板、特别是Si含量多的钢板作为基底钢板的镀覆钢板而言，有时因电阻点焊时的液体金属脆化(Liquid Metal Embrittlement：LME)产生裂纹成为问题。但是，在镀锌钢板尤其是基底钢板的表层具有脱碳层时，即便基底钢板的Si含量多的情况下，也能够提高耐电阻焊裂纹特性。
脱碳层的厚度，换言之，从基底钢板的表面起算的板厚方向深度优选为30μm以上，更优选为40μm以上。脱碳层的厚度的上限没有特别限定，为了使拉伸强度为良好的范围内，脱碳层的厚度优选为130μm以下。其中，从基底钢板的表面在板厚方向分析基底钢板的C浓度的情况下，将C浓度为基底钢板的成分组成的C含量的80％以下的区域定义为脱碳层，将脱碳层的厚度定义为该区域的厚度。
另外，脱碳层的厚度通过如下方式测定：对于经截面加工的试样，利用电子束显微分析仪(Electron Probe Micro Analyzer：EPMA)对基底钢板的表层附近的元素分布进行面分析或线分析。首先，对埋入树脂的镀锌钢板进行研磨，为了观察对轧制方向垂直截面进行最终加工后，从树脂取出而作为测定用的试样。使加速电压为7kV，照射电流为50nA，在包含基底钢板的最表层(表面)的300×300μm的范围，以1μm步长(step)进行试样截面的面分析或线分析，实施C强度的测定。此时，为了抑制污染，利用等离子清洗机，在测定室和试样准备室这两个地方，在测定开始前，进行试样的表面和周边的碳氢化合物的除去。另外，为了抑制测定中的碳氢化合物的积蓄，在工作台上在将试样温度加热保持于最高100℃的状态下进行测定。利用另外测定标准试样而制作的校正曲线，将C强度换算成C浓度(质量％)。由于抑制污染的效果，确认C检测限比0.10质量％低很多。使用的装置和上述抑制污染的方法的详细情况如以下的参考文献1中的解说。
参考文献1：山下等人“利用高精度FE－EPMA进行的低碳钢的先共析铁素体相变初期的碳的分配”，铁和钢，Vol.103(2017)No.11.p14－20
其中，测定时的污染对策的必要性是由使用的机种或条件决定的，上述构成不是必需的。即，测定条件本质上与本发明的效果无关，只要能够确认获得足够的精度即可。
在得到的C浓度图谱中，从基底钢板的表面提取板厚方向的谱线分布，将其在基底钢板表面并行方向以300点进行平均化，由此得到C浓度的板厚方向的分布(profile)。利用简单移动平均法对得到的C浓度的板厚方向的分布进行平滑处理。此时，平滑点数优选为21点左右。接着，在平滑化处理后的强度分布中，确认C浓度为基底钢板的成分组成的C含量的80％以下的板厚方向的范围，作为脱碳层的厚度。
接下来对基于本发明的一个实施方式的镀锌系钢板的机械特性进行说明。
拉伸强度(TS)：980MPa以上
基于本发明的一个实施方式的镀锌系钢板的拉伸强度为980MPa以上。基于本发明的一个实施方式的镀锌系钢板的拉伸强度优选为1180MPa以上。
应予说明，基于本发明的一个实施方式的镀锌系钢板的屈服应力(YS)、总伸长率(El)、加工硬化指数(n值)/屈服比(YR)、以及极限扩孔率(λ)如上所述。
另外，拉伸强度(TS)、屈服应力(YS)、总伸长率(El)以及加工硬化指数(n值)/屈服比(YR)通过实施例中后述的基于JIS Z 2241的拉伸试验测定。极限扩孔率(λ)通过实施例中后述的基于JIS Z 2256的扩孔试验测定。
另外，基于本发明的一个实施方式的镀锌钢板的镀锌层可以仅设置在基底钢板的一个表面，也可以设置在两面。
应予说明，在此提及的镀锌层是指以Zn为主成分(Zn含量为50％以上)的镀层，例如，可举出热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层。
在此，热浸镀锌层例如优选由Zn与20质量％以下的Fe、0.001质量％～1.0质量％的Al构成。另外，热浸镀锌层中可以任意地含有合计为0质量％～3.5质量％的选自Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi和REM中的1种或2种以上的元素。另外，热浸镀锌层的Fe含量更优选小于7质量％。应予说明，上述的元素以外的剩余部分为不可避免的杂质。
另外，合金化热浸镀锌层例如优选由20质量％以下的Fe、0.001质量％～1.0质量％的Al构成。另外，合金化热浸镀锌层中可以任意地含有合计为0质量％～3.5质量％的选自Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi和REM中的1种或2种以上的元素。合金化热浸镀锌层的Fe含量更优选为7质量％以上，进一步优选为8质量％以上。另外，合金化热浸镀锌层的Fe含量更优选为15质量％以下，进一步优选为12质量％以下。应予说明，上述的元素以外的剩余部分为不可避免的杂质。
此外，镀锌层的每单面的镀覆附着量没有特别限定，优选为20～80g/m2。
应予说明，镀锌层的镀覆附着量如下测定。
即，制备在10质量％盐酸水溶液1L中添加0.6g对Fe的腐蚀抑制剂(朝日化学工业株式会社制“IBIT 700BK”(注册商标))的处理液。接着，在该处理液中浸渍成为供试材的镀锌钢板，使镀锌层溶解。然后测定溶解前后的供试材的质量减少量，将该值除以基底钢板的表面积(经镀覆而被覆的部分的表面积)，算出镀覆附着量(g/m2)。
此外，基于本发明的一个实施方式的镀锌钢板在基底钢板与镀锌层之间的至少一者具有镀锌层以外的金属镀层。金属镀层有助于提高耐电阻焊裂纹特性。而且通过形成金属镀层，即便在基底钢板的Si含量多的情况下也能够抑制耐电阻焊裂纹。利用金属镀层提高耐电阻焊裂纹特性的机制尚不明确，本发明人等认为在基底钢板与镀锌层之间，换言之，基底钢板的表面具有金属镀层时，金属镀层作为在电阻点焊时抑制镀锌层中的锌熔融而浸入基底钢板的阻挡层发挥作用，不易产生电阻焊裂纹(抑制锌侵入的效果)。应予说明，镀锌层设置在基底钢板的两面时，可以在基底钢板与镀锌层之间的仅一者具有金属镀层，也可以在基底钢板与镀锌层之间的两者具有金属镀层。
其中，金属镀层的附着量优选大于0g/m2，更优选为2.0g/m2以上。金属镀层的每单面的附着量的上限没有特别限定，从成本的观点考虑，金属镀层的附着量优选为60g/m2以下。金属镀层的附着量更优选为50g/m2以下，进一步优选为40g/m2以下，更进一步优选为30g/m2以下。应予说明，在此提及的金属镀层的附着量为每单面的附着量。
金属镀层的附着量如下测定。即，从镀锌钢板采取10×15mm尺寸的试样并埋入树脂，制成截面埋入试样。对该试样的截面的任意3个位置，使用扫描式电子显微镜(ScanningElectron Microscope；SEM)以加速电压15kV根据金属镀层的厚度在倍率2000～10000倍下进行观察，测定该3个位置的金属镀层的厚度，算出其平均值。接着，使算出的平均值乘以构成该金属镀层的金属的比重，换算成金属镀层的每单面的附着量。
作为金属镀层中使用的金属，优选熔点比Zn高的金属，例如可以使用Fe和Ni等金属。另外，从除了上述的抑制锌侵入的效果以外，还可以期待以下的抑制韧性下降的效果的角度出发，优选Fe系镀层。
即，认为在基底钢板的表面附近的Si量多的情况下，在焊接部韧性下降而使焊接部的耐电阻焊裂纹特性劣化。与此相对，在基底钢板与镀锌层之间，也就是基底钢板的表面具有Fe系镀层时，Fe系镀层作为固溶Si缺乏层发挥作用，在焊接部固溶的Si量减少。由此，认为可抑制焊接部的韧性的下降，能改善焊接部的耐电阻焊裂纹特性(韧性下降抑制效果)。另外，Fe系镀层作为软质层发挥功能，缓和在电阻点焊时赋予钢板表面的应力。由此，认为能够减少焊接部的残余应力，提高耐电阻焊裂纹特性(应力缓和效果)。
作为Fe系镀层，除纯Fe的镀层以外，例如，可举出Fe-B合金、Fe-C合金、Fe-P合金、Fe-N合金、Fe-O合金、Fe-Ni合金、Fe-Mn合金、Fe-Mo合金、Fe-W合金等合金镀层。Fe系镀层的成分组成中只要Fe含量为50质量％以上就没有特别限定，特别优选由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，或者含有合计为10质量％以下的选自B、C、P、N、O、Ni、Mn、Mo、Zn、W、Pb、Sn、Cr、V和Co中的1或2种以上的元素且剩余部分为Fe和不可避免的杂质的成分组成。含有除Fe以外的元素时，通过使这些元素的含量合计为10质量％以下，能够防止电解效率的下降，且能够以低成本形成Fe系镀层，特别是Fe系电镀层。应予说明，Fe-C合金的情况下，C含量优选为0.08质量％以下。
另外，基于本发明的一个实施方式的镀锌钢板可以同时具有金属镀层和脱碳层(即，从镀锌钢板的表面依次为镀锌层、金属镀层、(基底钢板的表层的)脱碳层)。由此，能够进一步提高耐电阻焊裂纹特性。具有金属镀层时，可以用上述的方法从金属镀层的表面、或者镀锌层与冷轧钢板的界面向板厚方向分析C浓度，评价脱碳层的厚度(从基底钢板的表面起算的板厚方向深度)。
应予说明，基于本发明的一个实施方式的镀锌钢板的板厚没有特别限定，优选为0.5mm～3.0mm。
[2]部件
接下来对基于本发明的一个实施方式的部件进行说明。
基于本发明的一个实施方式的部件是使用上述的镀锌钢板的(作为坯材的)部件。例如，可以对作为坯材的镀锌钢板实施成型加工或接合加工中的至少一者而制成部件。
其中，上述的镀锌钢板为TS：980MPa以上，且具有高的YS和优异的延展性、加工硬化能力和扩孔性。因此，基于本发明的一个实施方式的部件为高强度，且耐冲击特性也优异。因此，基于本发明的一个实施方式的部件特别适合用于在汽车领域使用的冲击能量吸收部件。
[3]镀锌钢板的制造方法
接下来对基于本发明的一个实施方式的镀锌钢板的制造方法进行说明。
基于本发明的一个实施方式的镀锌钢板的制造方法具有以下的工序：
热轧工序，对具有上述的成分组成的钢坯实施热轧而制成热轧钢板，
冷轧工序，对上述热轧钢板进行冷轧而制成冷轧钢板，
退火工序，将上述冷轧钢板以退火温度：760℃～900℃和退火时间：20秒以上进行退火，
第一冷却工序，将上述冷轧钢板冷却至300℃～550℃的第一冷却停止温度，
保持工序，将上述冷轧钢板在300℃～550℃的温度区域保持3秒～600秒，
镀覆工序，对上述冷轧钢板实施镀锌处理而制成镀锌钢板，
第二冷却工序，将上述镀锌钢板冷却至100℃以上且低于300℃的第二冷却停止温度，以及
再加热工序，将上述镀锌钢板再加热至(上述第二冷却停止温度+50℃)～500℃的再加热温度，将上述镀锌钢板在(上述第二冷却停止温度+50℃)～500℃的温度区域保持10秒～2000秒，
上述第一冷却停止温度与上述镀锌处理中的镀锌浴的温度满足下式(1)的关系。
－150℃≤T0－T1≤50℃···(1)
其中，T0为第一冷却停止温度(℃)，T1为镀锌处理中的镀锌浴的温度(℃)。
应予说明，上述的各温度只要没有特殊说明，则表示钢坯和钢板的表面温度。
首先，准备具有上述的成分组成的钢坯。例如，将钢坯材熔炼而制成具有上述的成分组成的钢液。熔炼方法没有特别限定，可以使用转炉熔炼、电炉熔炼等公知的熔炼方法。接着，使得到的钢液凝固而制成钢坯。由钢液得到钢坯的方法没有特别限定，例如，可以使用连续铸造法、铸锭法或者薄板坯铸造法等。从防止宏观偏析的观点考虑，优选连续铸造法。
[热轧工序]
接下来，对钢坯实施热轧而制成热轧钢板。
热轧可以采用节能工艺。作为节能工艺，可举出直送轧制(不将钢坯冷却至室温而是直接以热坯的状态装入加热炉进行热轧的方法)或者直接轧制(对钢坯进行稍微的保温后立即轧制的方法)等。
热轧条件没有特别限定，例如，可以在以下的条件下进行。
即，将钢坯暂时冷却至室温，其后，再加热后进行轧制。从减少碳化物的溶解、轧制载荷的观点考虑，板坯加热温度(再加热温度)优选为1100℃以上。另外，为了防止氧化皮损耗的增大，板坯加热温度优选为1300℃以下。应予说明，板坯加热温度以钢坯表面的温度为基准。
接着，按照常规方法对钢坯实施粗轧而制成粗轧板(以下，也称为薄钢片)。接着，对薄钢片实施精轧而制成热轧钢板。应予说明，板坯加热温度降低时，从防止精轧时的故障的观点考虑，优选在精轧前使用板带加热器(bar heater)等加热薄钢片。为了减少轧制负荷，终轧温度优选为Ar3相变点以上。另外，如果奥氏体的未再结晶状态下的压下率变高，则在轧制方向伸长的异常组织生长，可能使退火板的加工性下降，从这点考虑，终轧温度也优选为Ar3相变点以上。应予说明，Ar3相变点通过下式求出。
Ar3(℃)＝868－396×[C％]+25×[Si％]－68[Mn％]
应予说明，上述的式中的[元素符号％]表示基底钢板的成分组成中的该元素的含量(质量％)。
应予说明，可以在热轧时使薄钢片彼此接合，连续进行精轧。另外，可以在精轧前将薄钢片暂时卷绕。另外，为了减少热轧时的轧制载荷，可以使精轧的一部分或全部为润滑轧制。从钢板形状的均匀化和材质的均匀化的观点考虑，进行润滑轧制也是有效的。应予说明，润滑轧制时的摩擦系数优选为0.10～0.25的范围。
在包含粗轧和精轧的热轧工序中，一般钢坯通过粗轧而成为薄钢片，通过精轧而成为热轧钢板。但是，根据磨机能力等无论是否为这样的区分，只要达到规定的尺寸就没有问题。
终轧温度优选为800℃～950℃的范围。通过使终轧温度为800℃以上，热轧钢板阶段的钢组织、进而最终制品的钢组织也容易变得均匀。应予说明，如果钢组织不均匀，则有弯曲性下降的趋势。另一方面，如果终轧温度超过950℃，则氧化物(氧化皮)生成量变多。其结果，基体铁与氧化物的界面变粗糙，酸洗和冷轧后的钢板的表面品质可能劣化。另外，由于晶粒变得粗大，也可能成为钢板的强度或弯曲性下降的原因。
精轧后，对热轧钢板进行卷绕。卷绕温度优选为450℃～750℃。
[酸洗工序]
对热轧工序后的热轧钢板任意地进行酸洗。通过酸洗可以除去钢板表面的氧化物，可确保良好的化学转化处理性、镀覆品质。应予说明，酸洗可以仅进行1次，也可以分成多次进行。酸洗条件没有特别限定，按照常规方法进行即可。
[冷轧工序]
接着，对热轧钢板实施冷轧而制成冷轧钢板。冷轧例如通过串列式的多机架轧制或可逆式轧制等需要2道次以上的道次数的多道次轧制进行。
冷轧的压下率没有特别限定，优选为20％～80％。冷轧的压下率小于20％时，在退火工序中容易发生钢组织的粗大化、不均匀化，在最终制品中强度、加工性可能下降。另一方面，如果冷轧的压下率超过80％，则可能容易产生钢板的形状不良，镀锌的附着量变得不均匀。
另外，任意地在冷轧后对得到的冷轧钢板实施酸洗。
[金属镀覆处理工序]
另外，在基于本发明的一个实施方式的镀锌钢板的制造方法中，可以任意地在冷轧工序后且后述的退火工序前实施在如上所述得到的冷轧钢板的至少一个表面形成金属镀层的金属镀覆处理。其中，以下，将在经过后述的退火工序之前的状态下在至少一个表面具有金属镀层的冷轧钢板有时称为金属镀覆钢板。金属镀覆处理方法没有特别限定，从制造性的观点考虑，优选为电镀。作为金属镀浴，可以使用硫酸浴、盐酸浴或两者的混合溶液等。电镀的情况下，金属镀层的附着量可以根据通电时间等调整。应予说明，如上所述，金属镀覆钢板是指在经过后述的退火工序之前的状态下在冷轧钢板的至少一个表面具有金属镀层的钢板，不排除对金属镀覆处理前的冷轧钢板进行预退火的方式。
作为金属镀覆处理中使用的金属，优选熔点比Zn高的金属，例如可以使用Fe和Ni等金属。另外，从可以期待更高的耐电阻焊裂纹特性提高效果的角度考虑，优选通过金属镀覆处理形成上述的Fe系镀层。
另外，在用于形成Fe系镀层的镀浴中，除Fe离子以外，可以含有选自B、C、P、N、O、Ni、Mn、Mo、Zn、W、Pb、Sn、Cr、V和Co中的1或2种以上的元素。镀浴中的这些元素的合计含量优选在金属镀覆钢板的金属镀层的成分组成中使这些元素的合计含量成为10质量％以下。应予说明，金属元素只要以金属离子的形式含有即可，非金属元素可以作为硼酸、磷酸、硝酸、有机酸等的一部分含有。另外，在硫酸铁镀覆液中可以含有硫酸钠、硫酸钾等导电助剂、螯合剂、pH缓冲剂。
应予说明，作为实施金属镀覆处理前的前处理，可以任意地实施用于清洁冷轧钢板的表面的脱脂处理和水洗、以及用于使冷轧钢板的表面活化的酸洗处理和水洗。可以接着这些前处理实施上述的金属镀覆处理。脱脂处理和水洗的方法没有特别限定，可以使用通常的方法。酸洗处理中可以使用硫酸、盐酸、硝酸和它们的混合物等各种酸。其中，优选硫酸、盐酸或者它们的混合物。酸的浓度没有特别规定，从氧化被膜的除去能力和防止过酸洗引起的表面粗糙(表面缺陷)等考虑，优选为1～20mass％左右。另外，酸洗处理液中可以含有消泡剂、酸洗促进剂、酸洗抑制剂等。
[退火工序]
接着，将如上所述得到的冷轧钢板(也包括金属镀覆钢板的情况)以退火温度：760℃～900℃和退火时间：20秒以上进行退火。应予说明，退火次数可以为2次以上，但从能量效率的观点考虑，优选为1次。
退火温度：760℃～900℃
退火温度低于760℃的情况下，在铁素体和奥氏体这二相区域中的加热中的奥氏体的生成比例变得不充分。因此，在退火后铁素体的面积率过度增加，YS下降。另外，扩孔性也下降。并且难以使TS为980MPa以上。另一方面，如果退火温度超过900℃，则奥氏体的粒生长过度进行，后工序中的贝氏体铁素体的生成速度变慢。由此，得不到适当量的贝氏体铁素体和残余奥氏体的面积率。因此，SMA2/SMA下降，延展性和加工硬化能力下降。因此，使退火温度为760℃～900℃。退火温度优选为780℃以上，更优选超过790℃。另外，退火温度优选为880℃以下。应予说明，退火温度是退火工序中的最高到达温度。
退火时间：20秒以上
如果退火时间少于20秒，则在铁素体和奥氏体这二相区域中的加热中的奥氏体的生成比例变得不充分。因此，退火后铁素体的面积率过度增加，YS下降。另外，扩孔性也下降。并且难以使TS为980MPa以上。因此，使退火时间为20秒以上。应予说明，退火时间的上限没有特别限定，优选为900秒以下。应予说明，退火时间是指在(退火温度－40℃)～退火温度的温度区域的保持时间。即，退火时间中除了在退火温度下的保持时间以外，还包括达到退火温度前后的加热和冷却中的在(退火温度－40℃)～退火温度的温度区域的滞留时间。
露点：超过－30℃
另外，在基于本发明的一个实施方式的镀锌钢板的制造方法中，退火工序中的退火气氛的露点优选超过－30℃。通过使露点超过－30℃，能够促进脱碳反应，减少冷轧钢板(基底钢板)的表层的C浓度，形成脱碳层。露点优选为－20℃以上，更优选为－5℃以上。通过使露点为－5℃以上，能够进一步提高焊接部的耐电阻焊裂纹特性。露点的上限没有特别限定，从适当地防止冷轧钢板或金属镀层表面的氧化，使设置镀锌层时的镀覆密合性良好的观点考虑，露点优选为30℃以下。
[第一冷却工序]
接着，将如上所述实施了退火的冷轧钢板冷却至300℃～550℃的第一冷却停止温度。
第一冷却停止温度：300℃～550℃
如果第一冷却停止温度低于300℃，则回火马氏体的面积率过度增加，得不到适当量的贝氏体铁素体和残余奥氏体的面积率。另外，在作为后工序的镀锌处理中，未相变奥氏体有时分解成珠光体、碳化物。因此，SMA2/SMA和SMA3/SMA下降，延展性和加工硬化能力下降。另一方面，如果第一冷却停止温度超过550℃，则贝氏体铁素体的面积率降低，回火马氏体的面积率过度增加。另外，SMA2/SMA、以及SMA3/SMA下降，延展性和加工硬化能力下降。因此，使第一冷却停止温度为300℃～550℃。第一冷却停止温度优选为350℃以上。另外，第一冷却停止温度优选为510℃以下。
[保持工序]
接着，将冷轧钢板在300℃～550℃的温度区域(以下，也称为保持温度区域)保持3秒～600秒。
在保持温度区域的保持时间：3秒～600秒
在保持工序中生成贝氏体铁素体，并且发生从生成的贝氏体铁素体向与该贝氏体铁素体邻接的未相变的奥氏体的C扩散。其结果，可确保规定量的残余奥氏体的面积率，SMA2/SMA、以及SMA3/SMA增加。
其中，如果在保持温度区域的保持时间少于3秒，则贝氏体铁素体的面积率降低，回火马氏体的面积率过度增加。另外，SMA2/SMA、以及SMA3/SMA下降，延展性和加工硬化能力下降。另一方面，如果在保持温度区域的保持时间超过600秒，则贝氏体铁素体的面积率过度增加，YS可能下降。另外，可能过度发生从贝氏体铁素体向未相变奥氏体的C扩散，SMA1/SMA增加，扩孔性下降。并且过度发生在未相变奥氏体内部的C扩散，无法成为仅在贝氏体铁素体的周围的未相变奥氏体固溶C量局部较高的状态。其结果，可能SMA2/SMA、以及SMA3/SMA下降，延展性下降。因此，使在保持温度区域的保持时间为3秒～600秒。在保持温度区域的保持时间优选为5秒以上，更优选为10秒以上。另外，在保持温度区域的保持时间优选少于200秒，更优选少于80秒。应予说明，在保持温度区域的保持时间包括：第一冷却工序中在达到第一冷却停止温度之前的在该温度区域的滞留时间、以及后述的镀覆工序中在镀锌处理开始时刻之前的冷轧钢板在该温度区域的滞留时间(例如，使冷轧钢板浸渍于镀锌浴之前的在该温度区域的滞留时间)。但是，在保持温度区域的保持时间不包括在该镀覆工序中实施热浸镀锌处理后的镀锌钢板在该温度区域的滞留时间。
[镀覆工序]
接着，对冷轧钢板实施镀锌处理而制成镀锌钢板。作为镀锌处理，例如，可举出热浸镀锌处理、合金化镀锌处理。而且在该镀覆工序中，上述的第一冷却工序中的第一冷却停止温度与镀锌处理中的镀锌浴的温度(以下，也称为镀浴温度)需要满足下式(1)的关系。
－150℃≤T0－T1≤50℃···(1)
其中，T0为第一冷却停止温度(℃)，T1为镀锌处理中的镀锌浴的温度(℃)。
即，从确保优异的加工硬化能力的观点考虑，需要适当地控制第一冷却停止温度与镀浴温度的差，具体而言，需要满足上述式(1)的关系。另一方面，如果T0－T1超过50℃、或者小于－150℃，则SMA2/SMA和SMA3/SMA下降，加工硬化能力和延展性下降。T0－T1优选为－120℃以上，更优选为－100℃以上。另外，T0－T1优选为45℃以下，更优选为40℃以下。
上述以外的条件没有特别限定，只要按照常规方法进行即可。
例如，热浸镀锌处理的情况下，使冷轧钢板浸渍在镀锌浴中后，优选通过气体吹扫等调整镀覆附着量。作为镀浴温度，设为440℃～500℃。另外，作为镀锌浴，只要成为上述的镀锌层的组成就没有特别限定，例如，优选使用Al含量为0.10质量％～0.23质量％且剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的组成的镀浴。
另外，合金化镀锌处理的情况下，在按照上述的要领实施热浸镀锌处理后，优选将镀锌钢板加热至450℃～600℃的合金化温度而实施合金化处理。合金化温度低于450℃时，Zn-Fe合金化速度变慢，有时合金化变得困难。另一方面，如果合金化温度超过600℃，则未相变奥氏体向珠光体相变，有时TS和延展性下降。应予说明，合金化温度更优选为470℃以上。另外，合金化温度更优选为570℃以下。
另外，热浸镀锌钢板(GI)和合金化热浸镀锌钢板(GA)的镀覆附着量在每单面均优选为20～80g/m2。应予说明，镀覆附着量可以通过气体吹扫等来调节。
应予说明，除(在镀覆工序之前保持冷轧钢板)上述的保持工序以外，可以进行将镀锌钢板在300℃～550℃的温度区域(以下，也称为追加保持温度区域)保持3秒～600秒的追加保持工序。追加保持工序为获得与保持工序同样的效果的工序。另外，追加保持工序只要在后述的第二冷却工序之前即可，可以在镀覆工序之后或中途进行。另外，镀覆工序为合金化镀锌处理的情况下，追加保持工序可以在镀覆工序的中途进行。即，镀覆工序可以兼作追加保持工序。另外，进行追加保持工序时，保持工序和追加保持工序的保持时间合计优选为3秒～600秒。保持工序和追加保持工序的保持时间合计更优选少于200秒。
[第二冷却工序]
接下来，将镀锌钢板冷却至100℃以上且低于300℃的第二冷却停止温度。
第二冷却停止温度：100℃以上且低于300℃
第二冷却工序是为了将作为后工序的再加热工序中生成的回火马氏体的面积率和残余奥氏体的面积率控制在规定的范围所必要的工序。其中，第二冷却停止温度低于100℃时，该第二冷却工序中钢中存在的未相变奥氏体几乎全部相变成马氏体。由此，回火马氏体的面积率过度增加，残余奥氏体的面积率降低。其结果，延展性和加工硬化能力下降。另一方面，第二冷却停止温度为300℃以上时，回火马氏体的面积率降低，新鲜马氏体的面积率增加。随着该新鲜马氏体的面积率的增加，钢板中的扩散性氢量增加，扩孔性下降。另外，由于SMA1/SMA增加，所以扩孔性也下降。因此，使第二冷却停止温度为100℃以上且低于300℃。第二冷却停止温度优选为120℃以上。另外，第二冷却停止温度优选为280℃以下。
[再加热工序]
接下来，将镀锌钢板再加热至(上述第二冷却停止温度+50℃)～500℃的再加热温度，并将上述镀锌钢板在(上述第二冷却停止温度+50℃)～500℃的温度区域(以下，也称为再加热温度区域)保持10秒～2000秒。
由此，将在第二冷却工序结束时刻钢中存在的马氏体回火。另外，通过使在马氏体中过饱和而固溶的C向未相变奥氏体扩散，能够生成在室温下稳定的奥氏体，即残余奥氏体。
再加热温度：(上述第二冷却停止温度+50℃)～500℃
如果再加热温度低于(冷却停止温度+50℃)，则C从在第二冷却工序结束时刻钢中存在的马氏体向未相变奥氏体的扩散无法充分进行，得不到规定量的残余奥氏体的面积率。由此，延展性下降。另外，新鲜马氏体增加。并且基底钢板中包含氢的外部释放变得不充分，基底钢板的扩散性氢量增加。由此，扩孔性下降。另一方面，如果再加热温度超过500℃，则在第二冷却工序结束时刻钢中存在的马氏体的回火过度进行，因此难以使TS为980MPa以上。另外，在第二冷却工序结束时刻钢中存在的未相变奥氏体分解为碳化物(珠光体)，因此延展性下降。并且基底钢板中包含氢的外部释放变得不充分，基底钢板的扩散性氢量增加。由此，扩孔性下降。因此，使再加热温度为(冷却停止温度+50℃)～500℃。再加热温度优选为(冷却停止温度+70℃)以上。另外，再加热温度优选为450℃以下。应予说明，再加热温度为再加热工序中的最高到达温度。
在再加热温度区域的保持时间：10秒～2000秒
如果在再加热温度区域的保持时间少于10秒，则C从在第二冷却工序结束时刻钢中存在的马氏体向未相变奥氏体的扩散无法充分进行，得不到规定量的残余奥氏体的面积率。由此，延展性下降。另外，新鲜马氏体增加，而且基底钢板中包含氢的外部释放变得不充分，基底钢板的扩散性氢量增加。由此，扩孔性也可能下降。另一方面，如果在再加热温度区域的保持时间超过2000秒，则在第二冷却工序结束时刻钢中存在的马氏体的回火过度进行，难以使TS为980MPa以上。另外，在第二冷却工序结束时刻钢中存在的未相变奥氏体分解为碳化物(珠光体)，因此延展性下降。因此，使在再加热温度区域的保持时间为10秒～2000秒。在再加热温度区域的保持时间优选为15秒以上。另外，在再加热温度区域的保持时间优选为1200秒以下。应予说明，在再加热温度区域的保持时间中除了在再加热温度的保持时间以外，还包括在达到再加热温度的前后的加热和冷却中的在该温度区域的滞留时间。
在再加热温度区域保持后的冷却条件没有特定限定，按照常规方法进行即可。作为冷却方法，例如，可以采用喷气冷却、水雾冷却、辊冷却、水冷和空冷等。另外，从防止表面的氧化的观点考虑，在再加热温度区域保持后，优选冷却至50℃以下，更优选冷却至室温左右。在再加热温度区域保持后的冷却的平均冷却速度例如优选为1℃/秒～50℃/秒。
另外，可以对如上所述得到的镀锌钢板进一步实施调质轧制。如果调质轧制的压下率超过2.00％，则屈服应力上升，将镀锌钢板成型为部件时的尺寸精度可能下降。因此，调质轧制的压下率优选为2.00％以下。应予说明，调质轧制的压下率的下限没有特别限定，从生产率的观点考虑，优选为0.05％以上。另外，调质轧制可以在与用于进行上述的各工序的退火装置连续的装置上(在线)进行，也可以在与用于进行各工序的退火装置不连续的装置上(离线)进行。另外，调质轧制的轧制次数可以为1次，也可以为2次以上。应予说明，只要能够赋予与调质轧制同等的伸长率，也可以为利用矫平机等的轧制。
上述以外的条件没有特别限定，按照常规方法进行即可。
[4]部件的制造方法
接下来对基于本发明的一个实施方式的部件的制造方法进行说明。
基于本发明的一个实施方式的部件的制造方法具有对上述的镀锌钢板(例如，通过上述的镀锌钢板的制造方法所制造的镀锌钢板)实施成型加工或接合加工中的至少一者而制成部件的工序。
其中，成型加工方法没有特别限定，例如，可以采用压制加工等一般的加工方法。另外，接合加工方法也没有特别限定，例如，可以采用点焊、激光焊、弧焊等一般的焊接，铆接、填缝接合等。应予说明，成型条件和接合条件没有特别限定，按照常规方法进行即可。
实施例
·实施例1
将具有表1所示的成分组成(剩余部分为Fe和不可避免的杂质)的钢坯材用转炉熔炼，通过连续铸造法制成钢坯。将得到的钢坯加热至1250℃，加热后，对钢坯实施由粗轧和精轧构成的热轧，制成热轧钢板。接着，对得到的热轧钢板实施酸洗和冷轧(压下率：50％)，制成表3所示的板厚的冷轧钢板。接着，对得到的冷轧钢板在表2所示的条件下进行退火工序、第一冷却工序、保持工序、镀覆工序、第二冷却工序和再加热工序，得到镀锌钢板。应予说明，退火工序中的露点为－35℃～－30℃。
在此，镀覆工序中进行热浸镀锌处理或合金化镀锌处理，得到热浸镀锌钢板(以下，也称为GI)或者合金化热浸镀锌钢板(以下，也称为GA)。应予说明，表2中，镀覆工序的种类表示为“GI”和“GA”。应予说明，进行合金化镀锌处理时，除No.20、27和28以外，使在保持温度区域的保持时间和合金化处理中的在300℃～550℃的温度区域的保持时间合计为3秒～600秒。
另外，作为镀锌浴，制造GI时，使用含有Al：0.20质量％且剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的组成的镀浴。制造GA时，使用含有Al：0.14质量％且剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的组成的镀浴。
对于镀覆附着量，制造GI时，每单面为45～72g/m2，制造GA时，每单面为45g/m2。
应予说明，对于最终得到的镀锌钢板的镀锌层的组成，为GI时，含有Fe：0.1～1.0质量％、Al：0.2～1.0质量％、剩余部分为Zn和不可避免的杂质。另外，为GA时，含有Fe：7～15质量％、Al：0.1～1.0质量％、剩余部分为Zn和不可避免的杂质。
另外，镀锌层均形成在基底钢板的两面。
使用如此得到的镀锌钢板，按照上述的要领，进行基底钢板的钢组织的鉴定和扩散性氢量的测定。将结果示于表3。表3中，F为铁素体，BF为贝氏体铁素体，TM为回火马氏体，RA为残余奥氏体，FM为新鲜马氏体，LB为下贝氏体，P为珠光体，θ为渗碳体。
另外，按照以下的要领进行拉伸试验和扩孔试验，根据以下的基准，评价拉伸强度(TS)、屈服应力(YS)、总伸长率(El)、加工硬化指数(n值)/屈服比(YR)、极限扩孔率(λ)。
·TS
〇(合格)：980MPa以上
×(不合格)：小于980MPa
·YS
〇(合格)：
980MPa≤TS＜1180MPa的情况下，550MPa≤YS
1180MPa≤TS＜1310MPa的情况下，700MPa≤YS
1310MPa≤TS的情况下，800MPa≤YS
×(不合格)：
980MPa≤TS＜1180MPa的情况下，550MPa＞YS
1180MPa≤TS＜1310MPa的情况下，700MPa＞YS
1310MPa≤TS的情况下，800MPa＞YS
·El
〇(合格)：
980MPa≤TS＜1180MPa的情况下，13.0％≤El
1180MPa≤TS＜1310MPa的情况下，12.0％≤El
1310MPa≤TS的情况下，10.0％≤El
×(不合格)：
980MPa≤TS＜1180MPa的情况下，13.0％＞El
1180MPa≤TS＜1310MPa的情况下，12.0％＞El
1310MPa≤TS的情况下，10.0％＞El
·n值/YR
〇(合格)：n值/YR≥0.070
×(不合格)：n值/YR＜0.070
·λ
〇(合格)：20％以上
×(不合格)：小于20％
(1)拉伸试验
拉伸试验基于JIS Z 2241进行。即，从得到的镀锌钢板以长边方向相对于基底钢板的轧制方向成为直角的方式采取JIS5号试验片。使用采取的试验片，在十字头速度为10mm/min的条件下进行拉伸试验，测定TS、YS、El和n值。其中，n值由均匀伸长率(U－El)的0.4倍和0.8倍时的伸长率和强度算出。另外，由所测定的YS、TS和n值算出屈服比YR(＝YS/TS)和n值/YR的值。应予说明，n值/YR的值表示加工硬化能力，作为综合评价钢板的成型性和耐冲击特性的指标。将结果一并记载于表3。
(2)扩孔试验
扩孔试验基于JIS Z 2256进行。即，通过剪切加工从得到的镀锌钢板采取100mm×100mm的试验片。使间隔为12.5％对该试验片冲裁直径10mm的孔。接着，使用内径：75mm的冲模对孔的周围施加按压力：9ton(88.26kN)，在该状态下将顶角：60°的圆锥冲头圧入孔中，测定龟裂产生极限(产生龟裂时)的试验片的孔的直径。然后利用下式求出极限扩孔率：λ(％)。应予说明，λ为评价拉伸凸缘性的指标。将结果一并记载于表3。
λ(％)＝{(Df－D0)/D0}×100
其中，
Df：产生龟裂时的试验片的孔的直径(mm)
D0：初期的试验片的孔的直径(mm)。
[表1]
表1
/>
/>
/>
/>
[表4]
表4
如表3所示，本发明例中，拉伸强度(TS)、屈服应力(YS)、总伸长率(El)、加工硬化指数(n值)/屈服比(YR)、极限扩孔率(λ)全部均合格。
另一方面，比较例中，拉伸强度(TS)、屈服应力(YS)、总伸长率(El)、加工硬化指数(n值)/屈服比(YR)、极限扩孔率(λ)中的至少一个不充分。
另外，可知使用本发明例的钢板实施成型加工而得的部件或者实施接合加工而得的部件的拉伸强度(TS)、屈服应力(YS)、总伸长率(El)、加工硬化指数(n值)/屈服比(YR)、极限扩孔率(λ)均具有本发明中作为特征的优异的特性。
·实施例2
将具有表1所示的成分组成(剩余部分为Fe和不可避免的杂质)的钢坯材用转炉熔炼，通过连续铸造法制成钢坯。将得到的钢坯加热至1250℃，加热后，对钢坯实施由粗轧和精轧构成的热轧，制成热轧钢板。接着，对得到的热轧钢板实施酸洗和冷轧(压下率：50％)，制成板厚1.6mm的冷轧钢板。
接着，在得到的冷轧钢板中，对No.8～10实施Fe系电镀作为金属镀覆处理，在冷轧钢板的表面形成金属镀层(Fe系镀层)。具体而言，首先，用碱对冷轧钢板实施脱脂处理。接着在以下所示的条件下，将冷轧钢板作为阴极进行电解处理，在冷轧钢板的表面形成金属镀层。
[电解条件]
浴温：50℃
pH：2.0
电流密度：45A/dm2
镀浴：含有1.5mol/L的Fe2+离子的硫酸浴
阳极：氧化铱电极
应予说明，金属镀层的附着量由通电时间控制。
接着，对得到的冷轧钢板(也包括在冷轧钢板的表面形成有金属镀层的金属镀覆钢板)在表5所示的条件下进行退火工序、第一冷却工序、保持工序、镀覆工序、第二冷却工序和再加热工序，得到镀锌钢板。
在镀覆工序中进行合金化镀锌处理，得到合金化热浸镀锌钢板(GA)。表5所记载的以外的处理条件与实施例1相同。另外，镀锌层均形成在基底钢板的两面。
使用如此得到的镀锌钢板，按照上述的要领，进行基底钢板的钢组织的鉴定、以及脱碳层的厚度、金属镀层的附着量和扩散性氢量的测定。将结果示于表6。表6中，F为铁素体，BF为贝氏体铁素体，TM为回火马氏体，RA为残余奥氏体，FM为新鲜马氏体，LB为下贝氏体，P为珠光体，θ为渗碳体。另外，表6中，脱碳层的厚度和金属镀层的附着量为“－”分别表示不具有脱碳层和金属镀层。
另外，按照与实施例1同样的要领，进行拉伸试验和扩孔试验，根据与实施例1相同的基准，评价拉伸强度(TS)、屈服应力(YS)、总伸长率(El)、加工硬化指数(n值)/屈服比(YR)和极限扩孔率(λ)。将结果一并记载于表7。
此外，按照以下的要领，进行焊接部的耐电阻焊裂纹特性的评价。
＜焊接部的耐电阻焊裂纹特性的评价＞
将轧制直角方向(TD)作为长边、将轧制方向作为短边，从得到的镀锌钢板切出长边方向150mm×短边方向50mm的试验片2，将该试验片2与试验用合金化热浸镀锌钢板1(板厚：1.6mm，TS：980MPa级)重叠而制成板组。应予说明，试验用合金化热浸镀锌钢板1的合金化热浸镀锌层的每单面的附着量为50g/m2，切成与试验片2相同的尺寸。板组以试验片2的评价对象面(仅在一侧具有镀锌层和金属镀层时，为该侧的镀锌层)与试验用合金化热浸镀锌钢板1的镀锌层相对的方式组装。将该板组隔着厚度2.0mm的间隔物3固定于固定台4。间隔物3为长边方向50mm×短边方向45mm×厚度2.0mm的一对钢板，如图5的(A)所示，以一对钢板各自的长边方向端面与板组短边方向两端面对齐的方式配置。由此，一对钢板间的距离为60mm。固定台8是在中央部开孔的一张板。
接着，使用伺服电机加压式的单相交流(50Hz)的电阻焊机，在将板组用一对电极5(前端直径：6mm)加压并使板组弯曲的状态下，在加压力：3.5kN、保持时间：0.12秒、0.18秒或0.24秒、以及焊接时间：0.36秒的条件下，用焊核直径r成为5.9mm的焊接电流实施电阻点焊，制成带焊接部的板组。此时，一对电极5从垂直方向的上下对板组加压，下侧的电极介由固定台4的孔对试验片2加压。加压时，将下侧的电极与固定台4固定以使得一对电极5中的下侧的电极与将间隔物3和固定台4接触的面延长的平面接触，使上侧的电极可动。另外，使上侧的电极与试验用合金化热浸镀锌钢板1的中央部接触。另外，在板组相对于水平方向朝板组的长边方向侧倾斜5°的状态下进行焊接。应予说明，保持时间是指从焊接电流流通结束到开始开放电极为止的时间。其中，参照图5的(B)的下图，焊核直径r是指板组的长边方向的焊核6的端部彼此的距离。
接着，将上述带焊接部的板组以包括包含焊核6的焊接部的中心的方式沿图5的(B)的上图的A-A线切断，用光学显微镜(200倍)观察该焊接部的截面，按照以下的基准评价焊接部的耐电阻焊裂纹特性。应予说明，如果为A+、A或B，则判断为焊接部的耐电阻焊裂纹特性优异。如果为C，则判断为焊接部的耐电阻焊裂纹特性差。将结果一并记载于表7。
A+：在保持时间为0.12秒、0.18秒和0.24秒的任一情况下，均未观察到0.1mm以上的长度的龟裂。
A：在保持时间为0.12秒时观察到0.1mm以上的长度的龟裂，但保持时间为0.18秒和0.24秒时未观察到0.1mm以上的长度的龟裂。
B：在保持时间为0.12秒和0.18秒时观察到0.1mm以上的长度的龟裂，但保持时间为0.24秒时未观察到0.1mm以上的长度的龟裂。
C：在保持时间为0.12秒、0.18秒和0.24秒的任一情况下，均观察到0.1mm以上的长度的龟裂。
应予说明，在图5的(B)的下图中示意性地用符号7表示试验片2产生的龟裂。应予说明，在对象侧钢板(试验用合金化热浸镀锌钢板)产生裂纹的情况下，评价对象钢板(各发明例和比较例的钢板)上的应力分散，得不到适当的评价。因此，采用对象侧钢板没有产生裂纹的数据作为实施例。
/>
表7]
表7
如表7所示，发明例中，拉伸强度(TS)、屈服应力(YS)、总伸长率(El)、加工硬化指数(n值)/屈服比(YR)、极限扩孔率(λ)全部均合格。另外，焊接部的耐电阻焊裂纹特性也优异。
并且，No.1、6～10的发明例、其中的No.8和9的发明例中，焊接部的耐电阻焊裂纹特性非常优异。
另外，可知使用本发明例的钢板实施成型加工而得的部件或者实施接合加工而得的部件的拉伸强度(TS)、屈服应力(YS)、总伸长率(El)、加工硬化指数(n值)/屈服比(YR)、极限扩孔率(λ)、焊接部的耐电阻焊裂纹特性均具有本发明中作为特征的优异的特性。
符号说明
1 试验用合金化热浸镀锌钢板
2 试验片
3 间隔物
4 固定台
5 电极
6 焊核
7 龟裂

Claims (15)

1.一种镀锌钢板，具有基底钢板和在该基底钢板的表面的镀锌层，
并且，拉伸强度为980MPa以上，
该基底钢板具有如下的成分组成和钢组织，
所述成分组成以质量％计，C：0.050％～0.400％、Si：0.20％～3.00％、Mn：1.00％以上且小于3.50％、P：0.001％～0.100％、S：0.0200％以下、Al：0.010％～2.000％和N：0.0100％以下，碳当量Ceq为0.540％以上，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
所述钢组织中，铁素体的面积率：65.0％以下且包含0％，贝氏体铁素体的面积率：5.0％～40.0％，回火马氏体的面积率：0.5％～80.0％，残余奥氏体的面积率：3.0％以上，新鲜马氏体的面积率：20.0％以下且包含0％，SBF+STM+2×SMA：65.0％以上，SMA1/SMA：0.80以下，以及SMA2/SMA：0.20以上，
其中，
SBF：所述贝氏体铁素体的面积率，
STM：所述回火马氏体的面积率，
SMA：由所述残余奥氏体和所述新鲜马氏体构成的硬质第二相的面积率，
SMA1：构成所述硬质第二相的岛状区域中的等效圆直径为2.0μm以上且周长的20％以下与回火马氏体相接的岛状区域的合计的面积率，
SMA2：构成所述硬质第二相的岛状区域中的周长的1％以上与贝氏体铁素体相接的岛状区域的合计的面积率。
2.根据权利要求1所述的镀锌钢板，其中，所述基底钢板的成分组成以质量％计进一步含有选自Ti：0.200％以下、Nb：0.200％以下、V：0.100％以下、B：0.0100％以下、Cu：1.000％以下、Cr：1.000％以下、Ni：1.000％以下、Mo：0.500％以下、Sb：0.200％以下、Sn：0.200％以下、Ta：0.100％以下、W：0.500％以下、Mg：0.0200％以下、Zn：0.0200％以下、Co：0.0200％以下、Zr：0.0200％以下、Ca：0.0200％以下、Ce：0.0200％以下、Se：0.0200％以下、Te：0.0200％以下、Ge：0.0200％以下、As：0.0200％以下、Sr：0.0200％以下、Cs：0.0200％以下、Hf：0.0200％以下、Pb：0.0200％以下、Bi：0.0200％以下以及REM：0.0200％以下中的至少1种。
3.根据权利要求1或2所述的镀锌钢板，其中，所述基底钢板的钢组织中SMA3/S MA为0.05以上，
其中，SMA3：构成所述硬质第二相的岛状区域中的周长的1％以上与贝氏体铁素体相接且周长的超过20％与回火马氏体相接的岛状区域的合计的面积率。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的镀锌钢板，其中，所述基底钢板的扩散性氢量为0.50质量ppm以下。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的镀锌钢板，其中，具有脱碳层。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的镀锌钢板，其中，在所述基底钢板与所述镀锌层之间的至少一者具有金属镀层。
7.根据权利要求6所述的镀锌钢板，其中，所述金属镀层为Fe系镀层。
8.根据权利要求1～7中任一项所述的镀锌钢板，其中，所述镀锌层为热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。
9.一种部件，是使用权利要求1～8中任一项所述的镀锌钢板而成的。
10.一种镀锌钢板的制造方法，具有如下工序：
热轧工序，对具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯实施热轧而制成热轧钢板，
冷轧工序，对所述热轧钢板进行冷轧而制成冷轧钢板，
退火工序，将所述冷轧钢板以退火温度：760℃～900℃和退火时间：20秒以上进行退火，
第一冷却工序，将所述冷轧钢板冷却至300℃～550℃的第一冷却停止温度，
保持工序，将所述冷轧钢板在300℃～550℃的温度区域保持3秒～600秒，
镀覆工序，对所述冷轧钢板实施镀锌处理而制成镀锌钢板，
第二冷却工序，将所述镀锌钢板冷却至100℃以上且低于300℃的第二冷却停止温度，
再加热工序，将所述镀锌钢板再加热至(所述第二冷却停止温度+50℃)～500℃的再加热温度，将所述镀锌钢板在(所述第二冷却停止温度+50℃)～500℃的温度区域保持10秒～2000秒，
所述第一冷却停止温度与所述镀锌处理中的镀锌浴的温度满足下式(1)的关系，
－150℃≤T0－T1≤50℃···(1)
其中，T0为第一冷却停止温度，单位为℃，T1为镀锌处理中的镀锌浴的温度，单位为℃。
11.根据权利要求10所述的镀锌钢板的制造方法，其中，所述退火工序的露点大于－30℃。
12.根据权利要求10或11所述的镀锌钢板的制造方法，其中，进一步具有金属镀覆处理工序：在所述冷轧工序后且所述退火工序前实施在所述冷轧钢板的至少一个表面形成金属镀层的金属镀覆处理。
13.根据权利要求12所述的镀锌钢板的制造方法，其中，所述金属镀层为Fe系镀层。
14.根据权利要求10～13中任一项所述的镀锌钢板的制造方法，其中，所述镀锌处理为热浸镀锌处理或合金化热浸镀锌处理。
15.一种部件的制造方法，具有对权利要求1～8中任一项所述的镀锌钢板实施成型加工或接合加工中的至少一者而制成部件的工序。
CN202280022963.4A 2021-03-23 2022-03-18 镀锌钢板、部件以及它们的制造方法 Pending CN117062928A (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2021049167 2021-03-23
JP2021-049167 2021-03-23
PCT/JP2022/012855 WO2022202716A1 (ja) 2021-03-23 2022-03-18 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN117062928A true CN117062928A (zh) 2023-11-14

Family

ID=83397366

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202280022963.4A Pending CN117062928A (zh) 2021-03-23 2022-03-18 镀锌钢板、部件以及它们的制造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20240124964A1 (zh)
EP (1) EP4306672A1 (zh)
JP (1) JP7197063B1 (zh)
KR (1) KR20230135631A (zh)
CN (1) CN117062928A (zh)
MX (1) MX2023011170A (zh)
WO (1) WO2022202716A1 (zh)

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5953693U (ja) 1982-10-01 1984-04-09 象印チエンブロツク株式会社 交流電動モ−タ用電源装置
JPS6052472U (ja) 1983-09-20 1985-04-12 日邦バルブ工業株式会社 流量調整可能なボ−ル弁型止水栓
JP3887235B2 (ja) 2002-01-11 2007-02-28 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP4299560B2 (ja) * 2003-03-20 2009-07-22 日新製鋼株式会社 加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5953693B2 (ja) 2011-09-30 2016-07-20 新日鐵住金株式会社 めっき密着性と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP6052472B2 (ja) 2015-01-15 2016-12-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101930185B1 (ko) * 2015-01-15 2018-12-17 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
MX2017013451A (es) * 2015-04-22 2018-02-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero chapada.
JP6288394B2 (ja) * 2016-03-25 2018-03-07 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板
KR102503913B1 (ko) * 2019-01-30 2023-02-27 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2022202716A1 (zh) 2022-09-29
KR20230135631A (ko) 2023-09-25
US20240124964A1 (en) 2024-04-18
MX2023011170A (es) 2023-09-29
JP7197063B1 (ja) 2022-12-27
EP4306672A1 (en) 2024-01-17
WO2022202716A1 (ja) 2022-09-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2813595B1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet and process for manufacturing same
US20220251676A1 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing same
US20220195552A1 (en) High-strength steel sheet and method for producing same
JP7241889B2 (ja) 接合部品及びその製造方法
WO2022071305A1 (ja) 鋼板
CN115768915B (zh) 镀锌钢板、构件和它们的制造方法
CN115715332B (zh) 镀锌钢板、构件和它们的制造方法
CN115362277B (zh) 钢板、部件及其制造方法
CN115349028B (zh) 钢板、部件及其制造方法
JP7294549B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
CN115362275B (zh) 钢板、部件及其制造方法
CN115698361A (zh) 钢板、构件及它们的制造方法
CN117062928A (zh) 镀锌钢板、部件以及它们的制造方法
WO2024122037A1 (ja) 高強度鋼板、高強度鋼板を用いてなる部材、部材からなる自動車の骨格構造部品用又は自動車の補強部品、ならびに高強度鋼板及び部材の製造方法
JP7197062B1 (ja) 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
WO2023007833A1 (ja) 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
WO2023218729A1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JP7473860B1 (ja) 高強度鋼板、その製造方法、部材及び自動車部品
WO2023218730A1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2023218732A1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2023188539A1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JP7364119B1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板を用いてなる部材、部材からなる自動車の骨格構造部品用又は自動車の補強部品、ならびに溶融亜鉛めっき鋼板及び部材の製造方法
WO2023218731A1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2023191020A1 (ja) 亜鉛めっき鋼板、部材及びそれらの製造方法
WO2023162381A1 (ja) 鋼板、部材、それらの製造方法、冷延鋼板用熱延鋼板の製造方法及び冷延鋼板の製造方法

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