成形性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法转让专利
申请号 : CN200680014436.X
文献号 : CN101166843B
文献日 : 2010-12-29
发明人 : 松田广志 , 中垣内达也 , 二冢贵之 , 高木周作 , 长泷康伸
申请人 : 杰富意钢铁株式会社
摘要 :
提供具有优良的加工性的高强度热镀锌钢板，其不必控制特别的前组织，可以利用没有用于充分地确保退火后奥氏体回火处理时间的生产线模式的热镀锌制造生产线进行制造。本发明的高强度热镀锌钢板，按质量％计，包含C：0.05-0.3％、Si：1.4％以下(含0％)、Mn：0.08-3％、P：0.003-0.1％、S：0.07％以下、Al：0.1-2.5％、Cr：0.1-0.5％、N：0.007％以下、Si+Al≥0.5％，余量由Fe和不可避免的杂质组成，含有体积比为3％以上的残留奥氏体，并且，残留奥氏体晶粒的平均纵横比为2.5以下。
权利要求 :
1.一种成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，按质量％计，包含C：0.05-0.3％、Si：1.4％以下(含0％)、Mn：0.08-3％、P：0.003-0.1％、S：0.07％以下、Al：0.1-2.5％、Cr：0.1-0.5％、N：0.007％以下、Si+Al≥0.5％，余量由Fe和不可避免的杂质组成，含有体积比为3％以上的残留奥氏体，并且，残留奥氏体晶粒的平均纵横比为2.1以下。
2.如权利要求1所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，按质量％计，还含有选自V：0.005-2％、Mo：0.005-2％中的1种或2种元素。
3.如权利要求1或2所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，按质量％计，还含有选自Ti：0.01-0.5％、Nb：0.01-0.1％、B：0.0003-0.005％、Ni：0.005-2.0％、Cu：0.005-2.0％中的1种或2种以上的元素。
4.一种成形性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，所述钢板的残留奥氏体晶粒的平均纵横比为2.1以下，所述方法的特征在于，按质量％计，钢板包含C：0.05-0.3％、Si：1.4％以下(含0％)、Mn：0.08-3％、P：0.003-0.1％、S：0.07％以下、Al：0.1-2.5％、Cr：0.1-0.5％、N：0.007％以下、Si+Al≥0.5％，余量由Fe和不可避免的杂质组成，在700-900℃的第一温度区域将所述钢板退火15-600秒，然后，以5℃/秒以上的冷却速度冷却到360-490℃的第二温度区域，根据下述(1)式控制在所述第二温度区域中的保持时间，
5≤t≤200-0.003×(T-350)2 ……(1)
其中，t是在360-490℃的温度区域中保持的全部时间(秒)，T是在360-490℃的温度区域中保持的全部时间内的平均温度(℃)。
5.如权利要求4所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，按质量％计，所述钢板中还含有选自V：0.005-2％、Mo：0.005-2％中的1种或2种元素。
6.如权利要求4或5所述的成形性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，按质量％计，所述钢板中还含有选自Ti：0.01-0.5％、Nb：0.01-0.1％、B：0.0003-0.005％、Ni：0.005-2.0％、Cu：0.005-2.0％中的1种或2种以上的元素。
说明书 :
技术领域
本发明涉及在汽车或电气等产业领域中使用的成形性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，从全球环境保护的认识出发，汽车的燃料消耗上升成为重要的课题。为此，广泛地进行了通过使车体材料高强度化以实现薄壁化、从而使车体轻量化的开发活动。但是，通常，钢板的高强度化导致成形加工性降低。因此，希望开发同时具有高强度和高加工性的材料。
作为满足这种要求的材料，利用了残留奥氏体的相变诱发塑性的TRIP钢受到注目，以往，为了有效利用这种效果，已经开发了各种钢板。例如，专利文献1中公开了通过控制化学成分及钢板中的残留奥氏体量所得到的成形性优良的钢板，专利文献2中公开了这种钢板的制造方法。专利文献3公开了含有5％以上残留奥氏体的加工性(特别是局部延展性)优良的钢板。专利文献4公开了兼具拉伸凸缘性和拉伸性的钢板，通过含有3％以上残留奥氏体且使其平均轴比为3-20、母相的平均硬度为270Hv以下而得到所述钢板。
并且，专利文献5，6公开了兼具高延展性和高拉伸凸缘性的钢板，通过含有50％以上回火马氏体或回火贝氏体、且含有3％以上残留奥氏体而得到所述钢板。专利文献7中公开了在实施预加工后成形性优良的钢板及其制造方法，通过适当设定残留奥氏体的体积比和其C含量以及铁素体相的纵横比而得到所述钢板。
而且，专利文献8中公开了强度-拉伸率平衡以及疲劳特性优良的高张力热镀锌钢板，其含有3％以上残留奥氏体且70％以上的晶粒的短径/长径之比为0.2-0.4，即纵横比为2.5-5。并且，在专利文献9中，通过将专利文献8中公开的钢板制作成低温相变相中的马氏体的比率为20％以下且低温相变相中的贝氏体和主相铁素体的硬度比为2.6以下，形成扩孔性也优良的钢板。
但是，上述现有技术存在以下问题。即，在专利文献1，2公开的钢板中，虽然通过利用TRIP效果充分地得到了延展性，但是拉伸凸缘性变得低于铁素体-马氏体两相钢。在专利文献3公开的钢板中，虽然由于直到高应变区域都难以产生应变诱发相变而使局部拉伸性提高，但是由于在冲裁端面等受到强加工的部分产生了应变诱发相变，随后的拉伸凸缘性的提高效果变小。在专利文献4公开的钢板中，由于必须含有3％以上残留奥氏体且使其平均轴比为3-20，为了要形成平均轴比为3以上的所谓条板状，因此在最终的热处理工序中，必须进行充分的贝氏体相变。即，必须延长最终热处理工序的奥氏体回火时间，但特别是现有的热镀锌生产线难以确保时间，相应地必须降低生产线的速度等，从而使生产率降低。
在专利文献5，6公开的钢板中，必须含有50％以上回火马氏体或回火贝氏体，且必须含有3％以上残留奥氏体，但当使前组织为贝氏体和马氏体组织时，在热轧工序中必须实施与通常条件不同的热处理或者实施两次连续退火。这样，当在热轧工序中生成贝氏体和马氏体组织时，由于热轧工序完成后的钢板强度高，冷轧时的冷压负荷增加，从而受到生产线的制约。而且，当重复进行2次退火工序时，制造成本会显著增加。
在专利文献7公开的钢板中，必须适当设定残留奥氏体的体积比、C含量以及铁素体相的纵横比，为了增加纵横比并促进C富集，必须在贝氏体相变温度区域中进行保持较长时间的所谓奥氏体回火处理。为此，在没有用于充分地确保退火后的奥氏体回火处理时间的生产线模式的热镀锌制造生产线中，必须实施降低通板速度等对策，从而导致生产率显著降低。在专利文献8，9公开的钢板中，必须由包含贝氏体、马氏体等低温相变相的组织构成最终退火前的组织，这种组织必须在热轧工序中生成，或者必须重复2次退火工序生成。在设计这种工序时，如前所述，存在受到生产线的制约、导致制造成本增加的问题。
专利文献1：日本专利第2660644号公报
专利文献2：日本专利第2704350号公报
专利文献3：日本专利第3317303号公报
专利文献4：日本特开2000-54072号公报
专利文献5：日本特开2002-302734号公报
专利文献6：日本特开2002-309334号公报
专利文献7：日本特开2001-254138号公报
专利文献8：日本特开2004-256836号公报
专利文献9：日本特开2004-292891号公报
作为满足这种要求的材料，利用了残留奥氏体的相变诱发塑性的TRIP钢受到注目，以往，为了有效利用这种效果，已经开发了各种钢板。例如，专利文献1中公开了通过控制化学成分及钢板中的残留奥氏体量所得到的成形性优良的钢板，专利文献2中公开了这种钢板的制造方法。专利文献3公开了含有5％以上残留奥氏体的加工性(特别是局部延展性)优良的钢板。专利文献4公开了兼具拉伸凸缘性和拉伸性的钢板，通过含有3％以上残留奥氏体且使其平均轴比为3-20、母相的平均硬度为270Hv以下而得到所述钢板。
并且，专利文献5，6公开了兼具高延展性和高拉伸凸缘性的钢板，通过含有50％以上回火马氏体或回火贝氏体、且含有3％以上残留奥氏体而得到所述钢板。专利文献7中公开了在实施预加工后成形性优良的钢板及其制造方法，通过适当设定残留奥氏体的体积比和其C含量以及铁素体相的纵横比而得到所述钢板。
而且，专利文献8中公开了强度-拉伸率平衡以及疲劳特性优良的高张力热镀锌钢板，其含有3％以上残留奥氏体且70％以上的晶粒的短径/长径之比为0.2-0.4，即纵横比为2.5-5。并且，在专利文献9中，通过将专利文献8中公开的钢板制作成低温相变相中的马氏体的比率为20％以下且低温相变相中的贝氏体和主相铁素体的硬度比为2.6以下，形成扩孔性也优良的钢板。
但是，上述现有技术存在以下问题。即，在专利文献1，2公开的钢板中，虽然通过利用TRIP效果充分地得到了延展性，但是拉伸凸缘性变得低于铁素体-马氏体两相钢。在专利文献3公开的钢板中，虽然由于直到高应变区域都难以产生应变诱发相变而使局部拉伸性提高，但是由于在冲裁端面等受到强加工的部分产生了应变诱发相变，随后的拉伸凸缘性的提高效果变小。在专利文献4公开的钢板中，由于必须含有3％以上残留奥氏体且使其平均轴比为3-20，为了要形成平均轴比为3以上的所谓条板状，因此在最终的热处理工序中，必须进行充分的贝氏体相变。即，必须延长最终热处理工序的奥氏体回火时间，但特别是现有的热镀锌生产线难以确保时间，相应地必须降低生产线的速度等，从而使生产率降低。
在专利文献5，6公开的钢板中，必须含有50％以上回火马氏体或回火贝氏体，且必须含有3％以上残留奥氏体，但当使前组织为贝氏体和马氏体组织时，在热轧工序中必须实施与通常条件不同的热处理或者实施两次连续退火。这样，当在热轧工序中生成贝氏体和马氏体组织时，由于热轧工序完成后的钢板强度高，冷轧时的冷压负荷增加，从而受到生产线的制约。而且，当重复进行2次退火工序时，制造成本会显著增加。
在专利文献7公开的钢板中，必须适当设定残留奥氏体的体积比、C含量以及铁素体相的纵横比，为了增加纵横比并促进C富集，必须在贝氏体相变温度区域中进行保持较长时间的所谓奥氏体回火处理。为此，在没有用于充分地确保退火后的奥氏体回火处理时间的生产线模式的热镀锌制造生产线中，必须实施降低通板速度等对策，从而导致生产率显著降低。在专利文献8，9公开的钢板中，必须由包含贝氏体、马氏体等低温相变相的组织构成最终退火前的组织，这种组织必须在热轧工序中生成，或者必须重复2次退火工序生成。在设计这种工序时，如前所述，存在受到生产线的制约、导致制造成本增加的问题。
专利文献1：日本专利第2660644号公报
专利文献2：日本专利第2704350号公报
专利文献3：日本专利第3317303号公报
专利文献4：日本特开2000-54072号公报
专利文献5：日本特开2002-302734号公报
专利文献6：日本特开2002-309334号公报
专利文献7：日本特开2001-254138号公报
专利文献8：日本特开2004-256836号公报
专利文献9：日本特开2004-292891号公报
发明内容
鉴于以上问题，本发明的目的在于提供具有优良加工性的高强度热镀锌钢板及其制造方法，该钢板不必控制特别的前组织，而且可以利用没有用于充分地确保退火后奥氏体回火处理时间的生产线模式的热镀锌制造生产线进行制造。
为了解决上述问题，发明人等研究了影响高强度热镀锌钢板的机械特性的原因。具体地说，详细地分析了化学成分、奥氏体回火条件和生成组织(残留奥氏体的状态)的关系，并且明确了该生成组织和机械特性的关系。其结果表明，通过添加适量(0.1-0.5％)的Cr，显示出与无Cr钢和大量添加Cr钢的不同，并且，通过积极地利用这些特性，得到了与过去不同的机械特性优良的钢板。
本发明是基于这些认识完成的，并提供了以下(1)-(6)。
(1)一种成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，按质量％计，包含C：0.05-0.3％、Si：1.4％以下(含0％)、Mn：0.08-3％、P：0.003-0.1％、S：0.07％以下、Al：0.1-2.5％、Cr：0.1-0.5％、N：0.007％以下、Si+Al≥0.5％，余量由Fe和不可避免的杂质组成，
含有体积比为3％以上的残留奥氏体，并且，残留奥氏体晶粒的平均纵横比为2.5以下。
(2)在上述(1)中，成形性优良的高强度热镀锌钢板还含有：按质量％计，选自V：0.005-2％、Mo：0.005-2％中的1种或2种元素。
(3)在上述(1)或(2)中，成形性优良的高强度热镀锌钢板还含有：按质量％计，选自Ti：0.01-0.5％、Nb：0.01-0.1％、B：0.0003-0.005％、Ni：0.005-2.0％、Cu：0.005-2.0％中的1种或2种以上的元素。
(4)一种成形性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，按质量％计，钢板包含C：0.05-0.3％、Si：1.4％以下(含0％)、Mn：0.08-3％、P：0.003-0.1％、S：0.07％以下、Al：0.1-2.5％、Cr：0.1-0.5％、N：0.007％以下、Si+Al≥0.5％，余量由Fe和不可避免的杂质组成，在700-900℃的第一温度区域将上述钢板退火15-600秒，然后，以5℃/秒以上的冷却速度冷却到360-490℃的第二温度区域，根据下述(1)式控制在前述第二温度区域中的保持时间，
5≤t≤200-0.003×(T-350)2 ……(1)
其中，t是在360-490℃的温度区域中保持的全部时间(秒)，T是在360-490℃的温度区域中保持的全部时间内的平均温度(℃)。
(5)成形性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在上述(4)中，前述钢板中还含有：按质量％计，选自V：0.005-2％、Mo：0.005-2％中的1种或2种元素。
(6)成形性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在上述(4)或(5)中，前述钢板中还含有：按质量％计，选自Ti：0.01-0.5％、Nb：0.01-0.1％、B：0.0003-0.005％、Ni：0.005-2.0％、Cu：0.005-2.0％中的1种或2种以上的元素。
按照本发明，提供了成形性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法，该钢板不必控制特别的前组织，而且可以利用没有用于充分地确保退火后奥氏体回火处理时间的生产线模式的热镀锌制造生产线来进行制造。
为了解决上述问题，发明人等研究了影响高强度热镀锌钢板的机械特性的原因。具体地说，详细地分析了化学成分、奥氏体回火条件和生成组织(残留奥氏体的状态)的关系，并且明确了该生成组织和机械特性的关系。其结果表明，通过添加适量(0.1-0.5％)的Cr，显示出与无Cr钢和大量添加Cr钢的不同，并且，通过积极地利用这些特性，得到了与过去不同的机械特性优良的钢板。
本发明是基于这些认识完成的，并提供了以下(1)-(6)。
(1)一种成形性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，按质量％计，包含C：0.05-0.3％、Si：1.4％以下(含0％)、Mn：0.08-3％、P：0.003-0.1％、S：0.07％以下、Al：0.1-2.5％、Cr：0.1-0.5％、N：0.007％以下、Si+Al≥0.5％，余量由Fe和不可避免的杂质组成，
含有体积比为3％以上的残留奥氏体，并且，残留奥氏体晶粒的平均纵横比为2.5以下。
(2)在上述(1)中，成形性优良的高强度热镀锌钢板还含有：按质量％计，选自V：0.005-2％、Mo：0.005-2％中的1种或2种元素。
(3)在上述(1)或(2)中，成形性优良的高强度热镀锌钢板还含有：按质量％计，选自Ti：0.01-0.5％、Nb：0.01-0.1％、B：0.0003-0.005％、Ni：0.005-2.0％、Cu：0.005-2.0％中的1种或2种以上的元素。
(4)一种成形性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，按质量％计，钢板包含C：0.05-0.3％、Si：1.4％以下(含0％)、Mn：0.08-3％、P：0.003-0.1％、S：0.07％以下、Al：0.1-2.5％、Cr：0.1-0.5％、N：0.007％以下、Si+Al≥0.5％，余量由Fe和不可避免的杂质组成，在700-900℃的第一温度区域将上述钢板退火15-600秒，然后，以5℃/秒以上的冷却速度冷却到360-490℃的第二温度区域，根据下述(1)式控制在前述第二温度区域中的保持时间，
5≤t≤200-0.003×(T-350)2 ……(1)
其中，t是在360-490℃的温度区域中保持的全部时间(秒)，T是在360-490℃的温度区域中保持的全部时间内的平均温度(℃)。
(5)成形性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在上述(4)中，前述钢板中还含有：按质量％计，选自V：0.005-2％、Mo：0.005-2％中的1种或2种元素。
(6)成形性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在上述(4)或(5)中，前述钢板中还含有：按质量％计，选自Ti：0.01-0.5％、Nb：0.01-0.1％、B：0.0003-0.005％、Ni：0.005-2.0％、Cu：0.005-2.0％中的1种或2种以上的元素。
按照本发明，提供了成形性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法，该钢板不必控制特别的前组织，而且可以利用没有用于充分地确保退火后奥氏体回火处理时间的生产线模式的热镀锌制造生产线来进行制造。
附图说明
图1是表示0.3％Cr钢和无Cr钢的奥氏体回火时间和TS×T.E1平衡的关系的图。
图2是表示0.3％Cr钢和无Cr钢的极限扩孔率的图。
图3是表示残留奥氏体晶粒的纵横比和TS×T.E1平衡的关系的图。
图4是表示残留奥氏体晶粒的纵横比和极限扩孔率的关系的图。
图5是表示Cr添加量和TS×T.E1平衡的关系的图。
图6是表示Cr添加量和扩孔率的关系的图。
图7是表示在第二温度区域中的保持平均温度和在第二温度区域中的保持时间的关系的图。
图2是表示0.3％Cr钢和无Cr钢的极限扩孔率的图。
图3是表示残留奥氏体晶粒的纵横比和TS×T.E1平衡的关系的图。
图4是表示残留奥氏体晶粒的纵横比和极限扩孔率的关系的图。
图5是表示Cr添加量和TS×T.E1平衡的关系的图。
图6是表示Cr添加量和扩孔率的关系的图。
图7是表示在第二温度区域中的保持平均温度和在第二温度区域中的保持时间的关系的图。
具体实施方式
以下详细说明本发明的成形性优良的高强度热镀锌钢板。
首先，说明实现本发明的思路。图1是表示奥氏体回火时间和TS×T.E1平衡的关系的图。A钢是Cr含量为0.3％的钢，另一方面，B钢是无Cr钢。如图1所示，与B钢相比，即使是短时间的奥氏体回火处理，A钢也能得到优良的机械特性。而且可知，即使在长时间进行奥氏体回火处理时，A钢也具有稳定的优良的特性，与此相反，对B钢来说，随着奥氏体回火处理时间的增加，机械特性提高，之后，当进行更长时间的奥氏体回火处理时，特性降低，能得到优良特性的范围较窄。短时间的奥氏体回火处理可以确保特性表明，在利用不能进行长时间奥氏体回火处理的CGL生产线进行制造时，可以不降低通板速度进行制造，这对于批量生产性(生产率)方面是有利的。而且，在利用实际机械制造钢板时，即使是同一钢种，有时也要按照板厚的不同等改变通板速度，但机械特性不随奥氏体回火时间产生大的变化，这在确保钢板批量生产时机械特性的稳定性方面是有利的。
图2是表示用极限扩孔率λ(％)(后面详细论述测定方法等)评价分别在条件X1、X2和条件Y1、Y2热处理图1所示的A钢和B钢的钢板的拉伸凸缘性的结果的图。由该图可知，虽然TS×T.E1平衡是相同的，但作为Cr添加钢的A钢的拉伸凸缘性比作为无Cr钢的B钢优良。
发明人等对有无添加Cr对产生这种差异的原因进行了详细研究。其结果表明，过去，在TRIP钢中，为了得到高延展性，通过贝氏体相变促进C向残留奥氏体中富集，由此，能得到更高的延展性，但当适量添加Cr时，即使在基本不进行贝氏体相变而残留奥氏体更近似块状时，也能得到足够的特性。
对此进行详细的说明。图3是表示残留奥氏体晶粒的纵横比和TS×T.E1平衡的关系的图，图4是表示残留奥氏体晶粒的纵横比和极限扩孔率λ的关系的图。如这些图所示，对于无Cr钢，纵横比低时扩孔率高，拉伸凸缘性也良好，但TS×T.E1平衡变低。反过来，当纵横比高时，虽然TS×T.E1平衡升高，但是拉伸凸缘性降低。与此相对，当适量添加Cr(Cr：0.1-0.5％)时，纵横比高时显示出和无Cr钢同样的趋势，但当纵横比低时TS×T.E1平衡也没有降低。但是，当Cr添加量超过0.5％时，不能得到高纵横比的材料，而且在低纵横比条件下TS×T.E1平衡降低，并且也不认为扩孔率会提高。
由以上结果可知，通过适量添加Cr并设定低纵横比(2.5以下)，能够得到兼具高延展性和高拉伸凸缘性的钢板。
根据以上结果，Cr含量和TS×T.E1平衡的关系以及Cr含量和扩孔率的关系分别示于图5、图6中。由图5、6可知，Cr含量在本发明范围的0.1-0.5％范围内时，能得到高延展性和高拉伸凸缘性。
产生这种现象的理由还不一定明确，但通常，对于TRIP钢，一般认为，通过贝氏体相变使C向残留奥氏体中富集来提高其稳定性，由此能有效地利用TRIP效果，得到高延展性。与此相反，在含有适量Cr的钢板中，认为得到的低纵横比状态是基本不进行贝氏体相变的状态，在含有适量Cr的钢板中，认为即使C富集较少也能有效地利用TRIP效果。另外，当Cr添加量超过0.5％时，作为这种现象消失的理由，认为可能是由于稳定性显著提高且不再显示出TRIP效果。
本发明通过含有适量的Cr，在不怎么进行贝氏体相变且晶粒的纵横比低的状态的残留奥氏体中也能得到高延展性，并且，能够实现和高拉伸凸缘性的兼容。
下面说明本发明钢板的化学成分组成。另外，钢板的组成中的“％”为“质量％”。
C：0.05-0.3％
C是使奥氏体稳定化的元素，并且是确保马氏体量以及用于在室温使奥氏体残留所必需的元素。C量不足0.05％时，即使实现了制造条件的最佳化，也难以在确保钢板强度的同时确保残留奥氏体量，从而产生规定的特性。另一方面，当C量超过0.3％时，焊接部和热影响部显著硬化，焊接性变差。从该观点出发，将C含量设在0.05-0.3％的范围内。优选为0.05-0.2％。
Si：1.4％以下(含0％)
Si是对钢的强化有效的元素。而且，作为铁素体形成元素，由于其促进C向奥氏体中富集以及抑制碳化物的生成，从而产生促进残留奥氏体生成的作用，因此，多被添加在复合组织钢和TRIP钢中。
另一方面，过多添加Si会引起如下问题：由向铁素体中的固溶量增加所造成的加工性、韧性变差，红锈等的产生所造成的表面性状变差和实施热镀时镀层附着性、密合性变差。因此，将Si含量设为1.4％以下(含0％)。
Mn：0.08-3％
Mn是对钢的强化有效的元素。而且，是使奥氏体稳定化的元素，并且是增加马氏体和残留奥氏体的体积所必需的元素。Mn为0.08％以上时能得到该效果。另一方面，当超过3％过量添加Mn时，由第二相比例过大和固溶强化所造成的强度上升变得明显。因此，将Mn含量设为0.08-3％。
P：0.003-0.1％
P是对钢的强化有效的元素，含量为0.003％以上时能得到该效果。但是，当超过0.1％过量添加时，由于晶界偏析而引起脆化，使抗冲击性变差。因此，将P含量设为0.003-0.1％。
S：0.07％以下
由于S形成MnS等夹杂物，成为抗冲击性变差和沿焊接部的金属裂缝断裂的原因，因此，优选尽可能低的含有，但从制造成本方面考虑，将S含量设为0.07％以下。
Al：0.1-2.5％
Al是铁素体形成元素，由于促进C向奥氏体中富集以及抑制碳化物的生成，从而产生促进残留奥氏体生成的作用。而且，Al具有抑制Si造成的可镀性和镀层表面性状变差的作用，当Al≥0.1％时能得到该效果。为此，有时在复合组织钢和TRIP钢中会大量添加Al，但过量添加会导致铁素体脆化，使得材料的强度-延展性平衡变差。而且，当超过2.5％添加时，钢板中的夹杂物变多，使延展性变差。因此，将Al含量设为0.1-2.5％。
Cr：0.1-0.5％
Cr是铁素体形成元素，由于促进C向奥氏体中富集以及抑制碳化物的生成，从而产生促进残留奥氏体生成的作用。当适量添加Cr时，即使奥氏体比较接近块状时，也能得到良好的强度-延展性平衡，可以兼具高延展性和高拉伸凸缘性。通过添加0.1-0.5％的Cr能得到该效果，因此将Cr含量设为0.1-0.5％。
N：0.007％以下
N是最大程度使钢的耐时效性变差的元素，越少越好，当超过0.007％时，耐时效性会显著变差。因此，将N含量设为0.007％以下。
Si+Al≥0.5％
如上所述，Si和Al都是铁素体形成元素，具有促进残留奥氏体生成的作用，为了得到该作用，必须使Si+Al≥0.5％。因此，使Si+Al≥0.5％。
除以上成分以外，作为选择成分，可以添加以下的V、Mo中的1种或2种。
V：0.005-2％
V抑制从退火温度冷却时珠光体的生成，因此可以根据需要进行添加。当含量为0.005％以上时能得到该效果。但是，当添加超过2％时，铁素体量变得过少，加工性降低。因此，在添加V时，使其含量为0.005-2％。
Mo：0.005-2％
Mo对耐延迟破坏性等有效，因此可以根据需要进行添加。当含量为0.005％以上时能得到该效果。但是，当含量超过2％时，加工性变差。因此，在添加Mo时，使其含量为0.005-2％。
作为选择成分，还可以添加以下的Ti、Nb、B、Ni、Cu中的1种或2种以上。
Ti：0.01-0.5％、Nb：0.01-0.1％
Ti、Nb对钢的析出强化有效，因此可以根据需要进行添加。当含量分别为0.01％以上时能得到该效果，如果在本发明规定的范围内使用，不妨碍钢的强化。但是，当添加Ti超过0.5％、添加Nb超过0.1％时，加工性和形状凝固性降低。因此，当添加Ti时，使其含量为0.01-0.5％，当添加Nb时，使其含量为0.01-0.1％。
B：0.0003-0.005％
B具有抑制从奥氏体晶界生成铁素体的作用，因此可以根据需要进行添加。当含量为0.0003％以上时能得到该效果。但是，当添加超过0.005％时，铁素体量变得过少，加工性变差。因此，在添加B时，使其含量为0.0003-0.005％。
Ni：0.005-2.0％、Cu：0.005-2.0％
Ni、Cu是奥氏体稳定化元素，在使奥氏体残留的同时也有提高强度的效果。当含量分别为0.005％以上时能得到该效果。但是，当分别超过2.0％添加时，使钢板的延展性降低。因此，当添加Ni及添加Cu时，使其含量均为0.005-2.0％。
另外，除以上元素和余量Fe以外，会不可避免地混入制造过程中的各种杂质元素和必须的微量添加元素等，这些不可避免的杂质对本发明的效果没有特别的影响，是容许的。
对于具有上述成分组成的本发明的高强度热镀锌钢板，还如下规定了残留奥氏体的体积比及残留奥氏体晶粒的平均纵横比。
残留奥氏体量：体积比为3％以上
为了有效利用成形时的残留奥氏体的应变诱发相变，体积比必须为3％以上，因此，将残留奥氏体的体积比设为3％以上。
残留奥氏体晶粒的平均纵横比：2.5以下
当过多增加残留奥氏体晶粒的平均纵横比时，拉伸凸缘性变差，因此将残留奥氏体晶粒的平均纵横比设为2.5以下。
以下说明本发明的高强度热镀锌钢板的制造方法的例子。
首先在700-900℃的第一温度区域，具体地说，在奥氏体单相区或奥氏体相和铁素体相的2相区，将具有上述化学成分组成的钢板退火15-600秒。退火温度不足700℃或退火时间不足15秒时，有时钢板中的碳化物不会充分熔解，有时铁素体再结晶未完成得不到目标特性。另一方面，当退火温度超过900℃时，奥氏体晶粒显著生长，有时会引起来自通过随后冷却生成的第二相的铁素体成核点的减少。而且，当退火时间超过600秒时，伴随着过大的能量消耗，产生成本增加的问题。
退火后，以5℃/秒以上的冷却速度冷却到350-600℃的第二温度区域，在该温度区域保持5-200秒。当冷却速度不足5℃/秒时，珠光体析出，未相变奥氏体中的固溶C大幅度降低，有时不能得到目标组织。而且，当在该温度区域中的保持时间不足5秒时，未相变奥氏体没有稳定化，不能得到3％以上的残留奥氏体，有时不能确保足够的延展性，反过来，当超过200秒时，贝氏体相变显著进行，其结果是残留奥氏体晶粒的平均纵横比超过2.5，有时拉伸凸缘性会变差。而且，当保持温度区域超过600℃时，未相变奥氏体中的碳化物析出，相反地，当温度不足350℃时，通过下部贝氏体相变，贝氏体-铁素体中的细微碳化物析出，其结果是，有时不能充分地得到稳定的残留奥氏体。
本发明人等详细研究了进一步稳定地得到良好特性的钢板的热处理条件。其结果表明，在冷轧后的钢板的热处理中，以更窄的范围将上述第二温度区域规定为360-490℃，根据下述(1)式控制在该温度区域中的保持时间，由此可以稳定地确保3％以上的残留奥氏体，并且，残留奥氏体晶粒的平均纵横比可以设定为2.5以下。
5≤t≤200-0.003×(T-350)2 ……(1)
其中，t是在360-490℃的温度区域中保持的全部时间(秒)，T是在360-490℃的温度区域中的全部时间内的平均温度(℃)。
图7中示出了在第二温度区域中的温度、保持时间和纵横比的关系。
可知通过根据(1)式进行控制，可以稳定地确保3％以上的残留奥氏体，并且，残留奥氏体晶粒的平均纵横比可以设定为2.5以下。
在第二温度区域中保持后，实施热镀锌，该镀液温度在通常的450-500℃范围就可以，在还附加实施合金化处理时，优选在600℃以下进行处理。如果镀液温度超过600℃，如上所述，未相变奥氏体中的碳化物析出，不能得到稳定的残留奥氏体，这是延展性变差的原因。
另外，在本发明制造方法的一系列热处理中，如果在规定的温度范围内，保持温度不必恒定，而且即使冷却速度在冷却中变化时，如果在规定的范围内也不会有任何问题。而且，只要能满足累积热，用任何设备对钢板实施热处理都没关系。并且，出于热处理后形状矫正的原因，也可以对本发明的钢板进行调质轧制。另外，在本发明中，虽然优选将钢原材料经过通常的制钢、铸造、热轧的各个工序来进行制造，但也可以通过例如薄板铸造省略热轧工序的一部分或者全部来制造。
实施例
以下更详细地说明本发明的实施例，但本发明不限于下述实施例，在不改变本发明要点的情况下，允许附加的改变。
熔炼表1示出的化学成分的钢，得到铸片，将其热压、酸洗、冷轧，形成1.2mm厚的冷轧钢板。然后，在表2、3示出的条件下进行热处理后，用463℃的镀锌浴实施单位面积重量为50/50g/m2的热镀，并实施合金化处理以使镀层的Fe％为9质量％。对得到的钢板实施0.3％的调质轧制。另外，钢材的N量为0.0020-0.0060质量％。
用扫描型电子显微镜(SEM)以2000倍观察钢板断面(和轧制方向平行的面)组织的10个视图，测定观察到的各残留奥氏体晶粒的纵横比(长边/短边)，将其平均值作为平均纵横比。首先对SEM观察试样实施200℃×2h的热处理(分离马氏体和残留奥氏体以便可以观察)，然后，进行镜面研磨、用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，以供试验。而且，通过图像处理观察到的SEM像求出残留奥氏体量。
而且，将钢板加工成JIS5号试验片进行拉伸试验，测定TS(拉伸强度)、T.E1(全拉伸率)，求出用强度和全拉伸率的乘积(TS×T.E1)表示的强度-拉伸率平衡的值。另外，在本发明中，当TS×T.E1≥19800MPa·％时，判断为良好。
关于拉伸凸缘性，将得到的各钢板切成100mm×100mm后，以12％的间隔冲直径10mm的孔，然后，用内径75mm的模具以9吨的防皱压力进行压制，在该状态下，将60°圆锥的冲头压入孔中，测定裂纹发生极限时的孔直径，由下述(2)式求出极限扩孔率λ(％)，根据该极限扩孔率的值评价拉伸凸缘性。另外，在本发明中，极限扩孔率λ≥50％判断为良好。
极限扩孔率λ(％)＝{(Df-D0)/D0}×100％…… (2)
其中，Df：裂纹发生时的孔径(mm)，D0：原始孔径(mm)
表2、3中同时记载了上述试验结果。根据这些结果可知，满足本发明规定技术特征的钢板在强度-拉伸率平衡的值和拉伸凸缘性的平衡两方面都优良，能得到目标特性。而且，通过满足本发明规定的技术特征的条件进行制造，能稳定地得到目标特性。
表1
钢种 化学成分(质量％) C Si Mn Al P S Cr V Mo Ti Nb B Cu Ni 1 0.045 0.14 1.56 0.83 0.008 0.005 0.45 - - - - - - - 2 0.081 0.27 1.61 0.06 0.031 0.004 0.15 - - - - - - - 3 0.081 0.30 1.84 0.50 0.031 0.006 0.30 - - - - - - - 4 0.112 0.01 1.57 1.48 0.008 0.004 0.49 - - - - - - - 5 0.111 0.35 1.90 0.73 0.007 0.005 0.01 - - - - - - - 6 0.137 0.01 1.56 1.48 0.008 0.004 0.56 - - - - - - - 7 0.150 0.29 1.69 0.71 0.008 0.006 0.25 - - - - - - - 8 0.150 0.31 1.71 0.69 0.008 0.005 0.03 - - - - - - - 9 0.149 0.34 1.91 0.50 0.008 0.006 0.03 - - - - - - - 10 0.149 0.48 1.70 0.51 0.028 0.003 0.18 - - - - - - - 11 0.149 0.97 1.71 0.30 0.029 0.004 0.12 - - - - - - - 12 0.151 1.00 1.65 0.50 0.007 0.004 0.05 - - - - - - - 13 0.160 0.01 1.92 2.17 0.008 0.003 0.31 - - - - - - - 14 0.159 0.02 1.91 1.48 0.007 0.003 0.49 - - - - - - - 15 0.161 0.13 1.90 1.50 0.007 0.003 0.01 - - - - - - - 16 0.162 0.24 1.60 0.73 0.008 0.006 0.45 - - - - - - - 17 0.159 0.35 1.90 0.73 0.007 0.006 0.02 - - - - - - -
18 0.159 0.49 1.91 1.48 0.007 0.003 0.27 - - - - - - - 19 0.160 0.46 1.92 1.49 0.007 0.003 0.01 - - - - - - - 20 0.166 0.01 1.91 1.02 0.007 0.004 0.38 - - - - - - - 21 0.171 0.33 1.70 0.73 0.008 0.006 0.30 - - - - - - - 22 0.166 0.26 1.74 0.75 0.007 0.006 0.33 - - - - - - - 23 0.171 0.34 1.70 0.73 0.008 0.004 0.01 - - - - - - - 24 0.169 1.34 1.65 0.21 0.028 0.003 0.25 - - - - - - - 25 0.150 0.28 1.67 0.74 0.008 0.004 0.29 0.13 - - - - - - 26 0.191 0.46 1.71 1.46 0.010 0.005 0.34 - 0.11 - - - - - 27 0.154 0.31 1.59 0.75 0.008 0.004 0.15 - - 0.26 - - - - 28 0.155 0.28 1.62 0.77 0.007 0.005 0.21 - - - 0.031 - - - 29 0.155 0.71 1.62 0.76 0.007 0.004 0.12 - - - - 0.001 - - 30 0.155 0.30 1.44 0.78 0.008 0.005 0.45 - - - - - 0.31 - 31 0.134 0.29 1.30 0.75 0.007 0.004 0.30 - - - - - - 0.19
表2
No. 钢种 在第一温度区域中 的保持温度、时间 冷却 速度 在第二温度区域中 的保持温度、时间 200-0.003 ×(T-350)2 残留奥氏体量 纵横比 机械特性值 备注 (℃) (s) (℃/s) T(℃) t(s) (Vol.％) TS(MPa) T.EI(％) TS×T.EI λ(％) 1 1 820 180 10 470 80 157 0.9 -* 482 35.0 16870 63 比较例 2 2 820 180 8 470 80 157 0.6 -* 520 29.1 15132 65 比较例 3 3 820 180 10 470 90 157 8.7 1.7 615 35.5 21833 63 本发明例 4 4 850 180 10 480 120 149 10.5 1.9 620 35.8 22196 55 本发明例 5 5 810 180 10 470 20 157 11.3 1.1 730 22.0 16060 63 比较例 6-1 6 820 180 10 465 80 160 11.0 1.7 811 19.8 16058 35 比较例 6-2 6 820 180 10 465 80 160 9.8 1.4 820 20.0 16400 32 比较例 6-3 6 820 180 10 465 150 160 10.7 1.9 805 21.2 17066 32 比较例 7 7 820 180 10 470 70 157 11.2 1.6 802 27.7 22215 68 本发明例 8 8 820 180 8 470 100 157 12.1 3.5 598 35.2 21050 30 比较例 9 9 810 180 8 470 80 157 10.9 2.7 795 24.1 19160 35 比较例 10 10 820 180 10 475 80 153 11.5 1.6 797 27.2 21678 61 本发明例 11-1 11 820 180 10 470 30 157 10.5 1.4 830 26.8 22244 57 本发明例 11-2 11 820 180 50 430 90 181 12.3 1.6 870 25.0 21750 60 本发明例 11-3 11 830 200 10 400 180 193 9.5 1.9 820 29.0 23780 52 本发明例 11-4 11 820 200 20 370 180 199 8.4 1.9 835 27.0 22545 53 本发明例 11-5 11 800 180 40 320 30 197 4.9 1.2 875 18.0 15750 30 比较例 11-6 11 820 210 20 420 220 185 10.0 2.7 835 27.3 22796 28 比较例 11-7 11 840 210 40 380 230 197 9.3 3.0 860 25.0 21500 22 比较例 11-8 11 800 180 40 550 140 80 2.3 1.5 860 20.0 17200 25 比较例 12 12 820 180 10 470 80 157 12.7 3.3 630 35.0 22050 21 比较例 13 13 850 180 10 470 70 157 15.2 1.6 860 26.8 23048 62 本发明例 14 14 810 180 8 480 180 149 11.7 2.1 830 27.5 22825 58 本发明例 15-1 15 820 180 8 465 30 160 11.6 1.1 850 21.1 17935 58 比较例 15-2 15 810 180 10 465 80 160 10.2 3.1 832 25.5 21216 32 比较例 15-3 15 840 180 10 465 150 160 9.8 3.7 820 27.0 22140 25 比较例
15-4 15 820 180 10 465 220 160 8.5 3.9 820 25.7 21074 14 比较例 15-5 15 820 180 8 465 250 160 8.2 4.0 820 23.5 19270 16 比较例 16 16 820 180 10 480 120 149 10.9 1.6 855 26.0 22230 65 本发明例 17 17 810 180 10 470 80 157 12.5 2.3 875 18.5 16188 61 比较例 18 18 810 180 10 470 70 157 16.1 1.6 838 28.2 23632 58 本发明例 19 19 820 180 10 470 150 157 11.5 4.1 820 27.0 22140 15 比较例 20-1 20 810 180 8 480 100 149 12.1 1.9 815 27.0 22005 62 本发明例 20-2 20 840 180 15 550 80 80 1.7 -* 830 21.0 17430 42 比较例 20-3 20 810 180 20 425 180 183 11.5 1.9 835 26.5 22128 55 本发明例
*：由于体积比小而不能测定纵横比
表3
No. 钢种 在第一温度区域中 的保持温度、时间 冷却 速度 在第二温度区域中 的保持温度、时间 200-0.003 ×(T-350)2 残留奥氏体量 纵横比 机械特性值 备注 (℃) (s) (℃/s) T(℃) t(s) (Vol.％) TS(MPa) T.EI(％) TS×T.EI λ(％) 20-4 20 815 180 40 400 150 193 10.3 1.8 830 27.2 22576 53 本发明例 20-5 20 795 180 20 380 120 197 12.0 1.7 825 25.1 20708 55 本发明例 20-6 20 820 200 20 450 180 170 11.5 2.6 820 27.0 22140 45 比较例 20-7 20 830 200 30 490 180 141 12.0 3.0 825 25.1 20708 55 比较例 20-8 20 800 200 20 500 225 133 2.1 1.7 840 21.0 17640 42 比较例 21-1 21 820 180 10 465 30 160 12.1 1.1 824 25.5 21012 71 本发明例 21-2 21 820 180 10 465 70 160 11.8 1.6 820 26.9 22058 61 本发明例 21-3 21 820 180 10 465 140 160 11.6 2.1 815 27.0 22005 58 本发明例 21-4 21 820 180 10 465 210 160 10.9 2.9 824 27.5 22660 45 比较例 21-5 21 820 180 10 465 240 160 11.7 3.4 810 27.6 22356 25 比较例 21-6 21 820 180 10 465 280 160 9.8 3.9 803 26.7 21440 15 比较例 21-7 21 680 180 10 465 140 160 1.5 -* 630 27.0 17010 48 比较例 21-8 21 820 180 7 615 150 -11 2.1 -* 645 26.1 16835 52 比较例 21-9 21 820 180 20 200 150 133 2.2 -* 870 22.5 19575 10 比较例 21-10 21 820 300 3 465 150 160 1.9 -* 650 27.0 17550 53 比较例 22-1 22 820 180 15 360 70 200 11.4 1.6 860 25.1 21586 61 本发明例
22-2 22 820 180 15 470 80 157 10.5 1.7 820 27.0 22140 65 本发明例 22-3 22 820 180 10 500 90 133 9.8 1.6 840 25.2 21168 60 本发明例 22-4 22 840 180 30 425 120 183 12.0 1.9 815 28.1 22902 55 本发明例 22-5 22 800 210 20 380 180 197 11.3 1.8 820 27.3 22386 52 本发明例 23 23 820 180 8 470 80 157 13.1 1.6 862 19.2 16550 60 比较例 24-1 24 820 180 10 470 100 157 12.1 1.9 862 26.4 22757 60 本发明例 24-2 24 830 200 30 425 180 183 12.3 1.9 820 29.0 23780 52 本发明例 24-3 24 800 180 30 370 70 199 8.2 1.7 840 27.5 23100 53 本发明例 24-4 24 800 180 30 510 140 123 4.5 2.2 845 23.0 19435 49 比较例 25 25 820 180 8 480 100 149 13.1 2.4 789 28.0 22092 55 本发明例 26 26 840 180 10 480 60 149 12.6 1.3 1006 21.7 21830 58 本发明例 27 27 820 180 8 480 70 149 9.8 1.5 840 26.0 21840 61 本发明例 28 28 820 180 10 480 70 149 10.9 1.6 855 25.8 22059 63 本发明例 29-1 29 820 180 8 480 80 149 9.9 1.6 917 25.0 22925 58 本发明例 29-2 29 820 180 15 400 180 193 10.5 1.8 860 25.0 21500 52 本发明例 30 30 820 180 10 480 120 149 11.8 1.6 815 27.0 22005 59 本发明例 31 31 820 180 8 480 80 149 12.5 1.5 818 26.8 21922 61 本发明例
*：由于体积比小而不能测定纵横比
产业上的利用可能性
本发明能广泛地应用于要求轻重量、高强度且高加工性的汽车等车辆用钢板。
首先，说明实现本发明的思路。图1是表示奥氏体回火时间和TS×T.E1平衡的关系的图。A钢是Cr含量为0.3％的钢，另一方面，B钢是无Cr钢。如图1所示，与B钢相比，即使是短时间的奥氏体回火处理，A钢也能得到优良的机械特性。而且可知，即使在长时间进行奥氏体回火处理时，A钢也具有稳定的优良的特性，与此相反，对B钢来说，随着奥氏体回火处理时间的增加，机械特性提高，之后，当进行更长时间的奥氏体回火处理时，特性降低，能得到优良特性的范围较窄。短时间的奥氏体回火处理可以确保特性表明，在利用不能进行长时间奥氏体回火处理的CGL生产线进行制造时，可以不降低通板速度进行制造，这对于批量生产性(生产率)方面是有利的。而且，在利用实际机械制造钢板时，即使是同一钢种，有时也要按照板厚的不同等改变通板速度，但机械特性不随奥氏体回火时间产生大的变化，这在确保钢板批量生产时机械特性的稳定性方面是有利的。
图2是表示用极限扩孔率λ(％)(后面详细论述测定方法等)评价分别在条件X1、X2和条件Y1、Y2热处理图1所示的A钢和B钢的钢板的拉伸凸缘性的结果的图。由该图可知，虽然TS×T.E1平衡是相同的，但作为Cr添加钢的A钢的拉伸凸缘性比作为无Cr钢的B钢优良。
发明人等对有无添加Cr对产生这种差异的原因进行了详细研究。其结果表明，过去，在TRIP钢中，为了得到高延展性，通过贝氏体相变促进C向残留奥氏体中富集，由此，能得到更高的延展性，但当适量添加Cr时，即使在基本不进行贝氏体相变而残留奥氏体更近似块状时，也能得到足够的特性。
对此进行详细的说明。图3是表示残留奥氏体晶粒的纵横比和TS×T.E1平衡的关系的图，图4是表示残留奥氏体晶粒的纵横比和极限扩孔率λ的关系的图。如这些图所示，对于无Cr钢，纵横比低时扩孔率高，拉伸凸缘性也良好，但TS×T.E1平衡变低。反过来，当纵横比高时，虽然TS×T.E1平衡升高，但是拉伸凸缘性降低。与此相对，当适量添加Cr(Cr：0.1-0.5％)时，纵横比高时显示出和无Cr钢同样的趋势，但当纵横比低时TS×T.E1平衡也没有降低。但是，当Cr添加量超过0.5％时，不能得到高纵横比的材料，而且在低纵横比条件下TS×T.E1平衡降低，并且也不认为扩孔率会提高。
由以上结果可知，通过适量添加Cr并设定低纵横比(2.5以下)，能够得到兼具高延展性和高拉伸凸缘性的钢板。
根据以上结果，Cr含量和TS×T.E1平衡的关系以及Cr含量和扩孔率的关系分别示于图5、图6中。由图5、6可知，Cr含量在本发明范围的0.1-0.5％范围内时，能得到高延展性和高拉伸凸缘性。
产生这种现象的理由还不一定明确，但通常，对于TRIP钢，一般认为，通过贝氏体相变使C向残留奥氏体中富集来提高其稳定性，由此能有效地利用TRIP效果，得到高延展性。与此相反，在含有适量Cr的钢板中，认为得到的低纵横比状态是基本不进行贝氏体相变的状态，在含有适量Cr的钢板中，认为即使C富集较少也能有效地利用TRIP效果。另外，当Cr添加量超过0.5％时，作为这种现象消失的理由，认为可能是由于稳定性显著提高且不再显示出TRIP效果。
本发明通过含有适量的Cr，在不怎么进行贝氏体相变且晶粒的纵横比低的状态的残留奥氏体中也能得到高延展性，并且，能够实现和高拉伸凸缘性的兼容。
下面说明本发明钢板的化学成分组成。另外，钢板的组成中的“％”为“质量％”。
C：0.05-0.3％
C是使奥氏体稳定化的元素，并且是确保马氏体量以及用于在室温使奥氏体残留所必需的元素。C量不足0.05％时，即使实现了制造条件的最佳化，也难以在确保钢板强度的同时确保残留奥氏体量，从而产生规定的特性。另一方面，当C量超过0.3％时，焊接部和热影响部显著硬化，焊接性变差。从该观点出发，将C含量设在0.05-0.3％的范围内。优选为0.05-0.2％。
Si：1.4％以下(含0％)
Si是对钢的强化有效的元素。而且，作为铁素体形成元素，由于其促进C向奥氏体中富集以及抑制碳化物的生成，从而产生促进残留奥氏体生成的作用，因此，多被添加在复合组织钢和TRIP钢中。
另一方面，过多添加Si会引起如下问题：由向铁素体中的固溶量增加所造成的加工性、韧性变差，红锈等的产生所造成的表面性状变差和实施热镀时镀层附着性、密合性变差。因此，将Si含量设为1.4％以下(含0％)。
Mn：0.08-3％
Mn是对钢的强化有效的元素。而且，是使奥氏体稳定化的元素，并且是增加马氏体和残留奥氏体的体积所必需的元素。Mn为0.08％以上时能得到该效果。另一方面，当超过3％过量添加Mn时，由第二相比例过大和固溶强化所造成的强度上升变得明显。因此，将Mn含量设为0.08-3％。
P：0.003-0.1％
P是对钢的强化有效的元素，含量为0.003％以上时能得到该效果。但是，当超过0.1％过量添加时，由于晶界偏析而引起脆化，使抗冲击性变差。因此，将P含量设为0.003-0.1％。
S：0.07％以下
由于S形成MnS等夹杂物，成为抗冲击性变差和沿焊接部的金属裂缝断裂的原因，因此，优选尽可能低的含有，但从制造成本方面考虑，将S含量设为0.07％以下。
Al：0.1-2.5％
Al是铁素体形成元素，由于促进C向奥氏体中富集以及抑制碳化物的生成，从而产生促进残留奥氏体生成的作用。而且，Al具有抑制Si造成的可镀性和镀层表面性状变差的作用，当Al≥0.1％时能得到该效果。为此，有时在复合组织钢和TRIP钢中会大量添加Al，但过量添加会导致铁素体脆化，使得材料的强度-延展性平衡变差。而且，当超过2.5％添加时，钢板中的夹杂物变多，使延展性变差。因此，将Al含量设为0.1-2.5％。
Cr：0.1-0.5％
Cr是铁素体形成元素，由于促进C向奥氏体中富集以及抑制碳化物的生成，从而产生促进残留奥氏体生成的作用。当适量添加Cr时，即使奥氏体比较接近块状时，也能得到良好的强度-延展性平衡，可以兼具高延展性和高拉伸凸缘性。通过添加0.1-0.5％的Cr能得到该效果，因此将Cr含量设为0.1-0.5％。
N：0.007％以下
N是最大程度使钢的耐时效性变差的元素，越少越好，当超过0.007％时，耐时效性会显著变差。因此，将N含量设为0.007％以下。
Si+Al≥0.5％
如上所述，Si和Al都是铁素体形成元素，具有促进残留奥氏体生成的作用，为了得到该作用，必须使Si+Al≥0.5％。因此，使Si+Al≥0.5％。
除以上成分以外，作为选择成分，可以添加以下的V、Mo中的1种或2种。
V：0.005-2％
V抑制从退火温度冷却时珠光体的生成，因此可以根据需要进行添加。当含量为0.005％以上时能得到该效果。但是，当添加超过2％时，铁素体量变得过少，加工性降低。因此，在添加V时，使其含量为0.005-2％。
Mo：0.005-2％
Mo对耐延迟破坏性等有效，因此可以根据需要进行添加。当含量为0.005％以上时能得到该效果。但是，当含量超过2％时，加工性变差。因此，在添加Mo时，使其含量为0.005-2％。
作为选择成分，还可以添加以下的Ti、Nb、B、Ni、Cu中的1种或2种以上。
Ti：0.01-0.5％、Nb：0.01-0.1％
Ti、Nb对钢的析出强化有效，因此可以根据需要进行添加。当含量分别为0.01％以上时能得到该效果，如果在本发明规定的范围内使用，不妨碍钢的强化。但是，当添加Ti超过0.5％、添加Nb超过0.1％时，加工性和形状凝固性降低。因此，当添加Ti时，使其含量为0.01-0.5％，当添加Nb时，使其含量为0.01-0.1％。
B：0.0003-0.005％
B具有抑制从奥氏体晶界生成铁素体的作用，因此可以根据需要进行添加。当含量为0.0003％以上时能得到该效果。但是，当添加超过0.005％时，铁素体量变得过少，加工性变差。因此，在添加B时，使其含量为0.0003-0.005％。
Ni：0.005-2.0％、Cu：0.005-2.0％
Ni、Cu是奥氏体稳定化元素，在使奥氏体残留的同时也有提高强度的效果。当含量分别为0.005％以上时能得到该效果。但是，当分别超过2.0％添加时，使钢板的延展性降低。因此，当添加Ni及添加Cu时，使其含量均为0.005-2.0％。
另外，除以上元素和余量Fe以外，会不可避免地混入制造过程中的各种杂质元素和必须的微量添加元素等，这些不可避免的杂质对本发明的效果没有特别的影响，是容许的。
对于具有上述成分组成的本发明的高强度热镀锌钢板，还如下规定了残留奥氏体的体积比及残留奥氏体晶粒的平均纵横比。
残留奥氏体量：体积比为3％以上
为了有效利用成形时的残留奥氏体的应变诱发相变，体积比必须为3％以上，因此，将残留奥氏体的体积比设为3％以上。
残留奥氏体晶粒的平均纵横比：2.5以下
当过多增加残留奥氏体晶粒的平均纵横比时，拉伸凸缘性变差，因此将残留奥氏体晶粒的平均纵横比设为2.5以下。
以下说明本发明的高强度热镀锌钢板的制造方法的例子。
首先在700-900℃的第一温度区域，具体地说，在奥氏体单相区或奥氏体相和铁素体相的2相区，将具有上述化学成分组成的钢板退火15-600秒。退火温度不足700℃或退火时间不足15秒时，有时钢板中的碳化物不会充分熔解，有时铁素体再结晶未完成得不到目标特性。另一方面，当退火温度超过900℃时，奥氏体晶粒显著生长，有时会引起来自通过随后冷却生成的第二相的铁素体成核点的减少。而且，当退火时间超过600秒时，伴随着过大的能量消耗，产生成本增加的问题。
退火后，以5℃/秒以上的冷却速度冷却到350-600℃的第二温度区域，在该温度区域保持5-200秒。当冷却速度不足5℃/秒时，珠光体析出，未相变奥氏体中的固溶C大幅度降低，有时不能得到目标组织。而且，当在该温度区域中的保持时间不足5秒时，未相变奥氏体没有稳定化，不能得到3％以上的残留奥氏体，有时不能确保足够的延展性，反过来，当超过200秒时，贝氏体相变显著进行，其结果是残留奥氏体晶粒的平均纵横比超过2.5，有时拉伸凸缘性会变差。而且，当保持温度区域超过600℃时，未相变奥氏体中的碳化物析出，相反地，当温度不足350℃时，通过下部贝氏体相变，贝氏体-铁素体中的细微碳化物析出，其结果是，有时不能充分地得到稳定的残留奥氏体。
本发明人等详细研究了进一步稳定地得到良好特性的钢板的热处理条件。其结果表明，在冷轧后的钢板的热处理中，以更窄的范围将上述第二温度区域规定为360-490℃，根据下述(1)式控制在该温度区域中的保持时间，由此可以稳定地确保3％以上的残留奥氏体，并且，残留奥氏体晶粒的平均纵横比可以设定为2.5以下。
5≤t≤200-0.003×(T-350)2 ……(1)
其中，t是在360-490℃的温度区域中保持的全部时间(秒)，T是在360-490℃的温度区域中的全部时间内的平均温度(℃)。
图7中示出了在第二温度区域中的温度、保持时间和纵横比的关系。
可知通过根据(1)式进行控制，可以稳定地确保3％以上的残留奥氏体，并且，残留奥氏体晶粒的平均纵横比可以设定为2.5以下。
在第二温度区域中保持后，实施热镀锌，该镀液温度在通常的450-500℃范围就可以，在还附加实施合金化处理时，优选在600℃以下进行处理。如果镀液温度超过600℃，如上所述，未相变奥氏体中的碳化物析出，不能得到稳定的残留奥氏体，这是延展性变差的原因。
另外，在本发明制造方法的一系列热处理中，如果在规定的温度范围内，保持温度不必恒定，而且即使冷却速度在冷却中变化时，如果在规定的范围内也不会有任何问题。而且，只要能满足累积热，用任何设备对钢板实施热处理都没关系。并且，出于热处理后形状矫正的原因，也可以对本发明的钢板进行调质轧制。另外，在本发明中，虽然优选将钢原材料经过通常的制钢、铸造、热轧的各个工序来进行制造，但也可以通过例如薄板铸造省略热轧工序的一部分或者全部来制造。
实施例
以下更详细地说明本发明的实施例，但本发明不限于下述实施例，在不改变本发明要点的情况下，允许附加的改变。
熔炼表1示出的化学成分的钢，得到铸片，将其热压、酸洗、冷轧，形成1.2mm厚的冷轧钢板。然后，在表2、3示出的条件下进行热处理后，用463℃的镀锌浴实施单位面积重量为50/50g/m2的热镀，并实施合金化处理以使镀层的Fe％为9质量％。对得到的钢板实施0.3％的调质轧制。另外，钢材的N量为0.0020-0.0060质量％。
用扫描型电子显微镜(SEM)以2000倍观察钢板断面(和轧制方向平行的面)组织的10个视图，测定观察到的各残留奥氏体晶粒的纵横比(长边/短边)，将其平均值作为平均纵横比。首先对SEM观察试样实施200℃×2h的热处理(分离马氏体和残留奥氏体以便可以观察)，然后，进行镜面研磨、用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，以供试验。而且，通过图像处理观察到的SEM像求出残留奥氏体量。
而且，将钢板加工成JIS5号试验片进行拉伸试验，测定TS(拉伸强度)、T.E1(全拉伸率)，求出用强度和全拉伸率的乘积(TS×T.E1)表示的强度-拉伸率平衡的值。另外，在本发明中，当TS×T.E1≥19800MPa·％时，判断为良好。
关于拉伸凸缘性，将得到的各钢板切成100mm×100mm后，以12％的间隔冲直径10mm的孔，然后，用内径75mm的模具以9吨的防皱压力进行压制，在该状态下，将60°圆锥的冲头压入孔中，测定裂纹发生极限时的孔直径，由下述(2)式求出极限扩孔率λ(％)，根据该极限扩孔率的值评价拉伸凸缘性。另外，在本发明中，极限扩孔率λ≥50％判断为良好。
极限扩孔率λ(％)＝{(Df-D0)/D0}×100％…… (2)
其中，Df：裂纹发生时的孔径(mm)，D0：原始孔径(mm)
表2、3中同时记载了上述试验结果。根据这些结果可知，满足本发明规定技术特征的钢板在强度-拉伸率平衡的值和拉伸凸缘性的平衡两方面都优良，能得到目标特性。而且，通过满足本发明规定的技术特征的条件进行制造，能稳定地得到目标特性。
表1
钢种 化学成分(质量％) C Si Mn Al P S Cr V Mo Ti Nb B Cu Ni 1 0.045 0.14 1.56 0.83 0.008 0.005 0.45 - - - - - - - 2 0.081 0.27 1.61 0.06 0.031 0.004 0.15 - - - - - - - 3 0.081 0.30 1.84 0.50 0.031 0.006 0.30 - - - - - - - 4 0.112 0.01 1.57 1.48 0.008 0.004 0.49 - - - - - - - 5 0.111 0.35 1.90 0.73 0.007 0.005 0.01 - - - - - - - 6 0.137 0.01 1.56 1.48 0.008 0.004 0.56 - - - - - - - 7 0.150 0.29 1.69 0.71 0.008 0.006 0.25 - - - - - - - 8 0.150 0.31 1.71 0.69 0.008 0.005 0.03 - - - - - - - 9 0.149 0.34 1.91 0.50 0.008 0.006 0.03 - - - - - - - 10 0.149 0.48 1.70 0.51 0.028 0.003 0.18 - - - - - - - 11 0.149 0.97 1.71 0.30 0.029 0.004 0.12 - - - - - - - 12 0.151 1.00 1.65 0.50 0.007 0.004 0.05 - - - - - - - 13 0.160 0.01 1.92 2.17 0.008 0.003 0.31 - - - - - - - 14 0.159 0.02 1.91 1.48 0.007 0.003 0.49 - - - - - - - 15 0.161 0.13 1.90 1.50 0.007 0.003 0.01 - - - - - - - 16 0.162 0.24 1.60 0.73 0.008 0.006 0.45 - - - - - - - 17 0.159 0.35 1.90 0.73 0.007 0.006 0.02 - - - - - - -
18 0.159 0.49 1.91 1.48 0.007 0.003 0.27 - - - - - - - 19 0.160 0.46 1.92 1.49 0.007 0.003 0.01 - - - - - - - 20 0.166 0.01 1.91 1.02 0.007 0.004 0.38 - - - - - - - 21 0.171 0.33 1.70 0.73 0.008 0.006 0.30 - - - - - - - 22 0.166 0.26 1.74 0.75 0.007 0.006 0.33 - - - - - - - 23 0.171 0.34 1.70 0.73 0.008 0.004 0.01 - - - - - - - 24 0.169 1.34 1.65 0.21 0.028 0.003 0.25 - - - - - - - 25 0.150 0.28 1.67 0.74 0.008 0.004 0.29 0.13 - - - - - - 26 0.191 0.46 1.71 1.46 0.010 0.005 0.34 - 0.11 - - - - - 27 0.154 0.31 1.59 0.75 0.008 0.004 0.15 - - 0.26 - - - - 28 0.155 0.28 1.62 0.77 0.007 0.005 0.21 - - - 0.031 - - - 29 0.155 0.71 1.62 0.76 0.007 0.004 0.12 - - - - 0.001 - - 30 0.155 0.30 1.44 0.78 0.008 0.005 0.45 - - - - - 0.31 - 31 0.134 0.29 1.30 0.75 0.007 0.004 0.30 - - - - - - 0.19
表2
No. 钢种 在第一温度区域中 的保持温度、时间 冷却 速度 在第二温度区域中 的保持温度、时间 200-0.003 ×(T-350)2 残留奥氏体量 纵横比 机械特性值 备注 (℃) (s) (℃/s) T(℃) t(s) (Vol.％) TS(MPa) T.EI(％) TS×T.EI λ(％) 1 1 820 180 10 470 80 157 0.9 -* 482 35.0 16870 63 比较例 2 2 820 180 8 470 80 157 0.6 -* 520 29.1 15132 65 比较例 3 3 820 180 10 470 90 157 8.7 1.7 615 35.5 21833 63 本发明例 4 4 850 180 10 480 120 149 10.5 1.9 620 35.8 22196 55 本发明例 5 5 810 180 10 470 20 157 11.3 1.1 730 22.0 16060 63 比较例 6-1 6 820 180 10 465 80 160 11.0 1.7 811 19.8 16058 35 比较例 6-2 6 820 180 10 465 80 160 9.8 1.4 820 20.0 16400 32 比较例 6-3 6 820 180 10 465 150 160 10.7 1.9 805 21.2 17066 32 比较例 7 7 820 180 10 470 70 157 11.2 1.6 802 27.7 22215 68 本发明例 8 8 820 180 8 470 100 157 12.1 3.5 598 35.2 21050 30 比较例 9 9 810 180 8 470 80 157 10.9 2.7 795 24.1 19160 35 比较例 10 10 820 180 10 475 80 153 11.5 1.6 797 27.2 21678 61 本发明例 11-1 11 820 180 10 470 30 157 10.5 1.4 830 26.8 22244 57 本发明例 11-2 11 820 180 50 430 90 181 12.3 1.6 870 25.0 21750 60 本发明例 11-3 11 830 200 10 400 180 193 9.5 1.9 820 29.0 23780 52 本发明例 11-4 11 820 200 20 370 180 199 8.4 1.9 835 27.0 22545 53 本发明例 11-5 11 800 180 40 320 30 197 4.9 1.2 875 18.0 15750 30 比较例 11-6 11 820 210 20 420 220 185 10.0 2.7 835 27.3 22796 28 比较例 11-7 11 840 210 40 380 230 197 9.3 3.0 860 25.0 21500 22 比较例 11-8 11 800 180 40 550 140 80 2.3 1.5 860 20.0 17200 25 比较例 12 12 820 180 10 470 80 157 12.7 3.3 630 35.0 22050 21 比较例 13 13 850 180 10 470 70 157 15.2 1.6 860 26.8 23048 62 本发明例 14 14 810 180 8 480 180 149 11.7 2.1 830 27.5 22825 58 本发明例 15-1 15 820 180 8 465 30 160 11.6 1.1 850 21.1 17935 58 比较例 15-2 15 810 180 10 465 80 160 10.2 3.1 832 25.5 21216 32 比较例 15-3 15 840 180 10 465 150 160 9.8 3.7 820 27.0 22140 25 比较例
15-4 15 820 180 10 465 220 160 8.5 3.9 820 25.7 21074 14 比较例 15-5 15 820 180 8 465 250 160 8.2 4.0 820 23.5 19270 16 比较例 16 16 820 180 10 480 120 149 10.9 1.6 855 26.0 22230 65 本发明例 17 17 810 180 10 470 80 157 12.5 2.3 875 18.5 16188 61 比较例 18 18 810 180 10 470 70 157 16.1 1.6 838 28.2 23632 58 本发明例 19 19 820 180 10 470 150 157 11.5 4.1 820 27.0 22140 15 比较例 20-1 20 810 180 8 480 100 149 12.1 1.9 815 27.0 22005 62 本发明例 20-2 20 840 180 15 550 80 80 1.7 -* 830 21.0 17430 42 比较例 20-3 20 810 180 20 425 180 183 11.5 1.9 835 26.5 22128 55 本发明例
*：由于体积比小而不能测定纵横比
表3
No. 钢种 在第一温度区域中 的保持温度、时间 冷却 速度 在第二温度区域中 的保持温度、时间 200-0.003 ×(T-350)2 残留奥氏体量 纵横比 机械特性值 备注 (℃) (s) (℃/s) T(℃) t(s) (Vol.％) TS(MPa) T.EI(％) TS×T.EI λ(％) 20-4 20 815 180 40 400 150 193 10.3 1.8 830 27.2 22576 53 本发明例 20-5 20 795 180 20 380 120 197 12.0 1.7 825 25.1 20708 55 本发明例 20-6 20 820 200 20 450 180 170 11.5 2.6 820 27.0 22140 45 比较例 20-7 20 830 200 30 490 180 141 12.0 3.0 825 25.1 20708 55 比较例 20-8 20 800 200 20 500 225 133 2.1 1.7 840 21.0 17640 42 比较例 21-1 21 820 180 10 465 30 160 12.1 1.1 824 25.5 21012 71 本发明例 21-2 21 820 180 10 465 70 160 11.8 1.6 820 26.9 22058 61 本发明例 21-3 21 820 180 10 465 140 160 11.6 2.1 815 27.0 22005 58 本发明例 21-4 21 820 180 10 465 210 160 10.9 2.9 824 27.5 22660 45 比较例 21-5 21 820 180 10 465 240 160 11.7 3.4 810 27.6 22356 25 比较例 21-6 21 820 180 10 465 280 160 9.8 3.9 803 26.7 21440 15 比较例 21-7 21 680 180 10 465 140 160 1.5 -* 630 27.0 17010 48 比较例 21-8 21 820 180 7 615 150 -11 2.1 -* 645 26.1 16835 52 比较例 21-9 21 820 180 20 200 150 133 2.2 -* 870 22.5 19575 10 比较例 21-10 21 820 300 3 465 150 160 1.9 -* 650 27.0 17550 53 比较例 22-1 22 820 180 15 360 70 200 11.4 1.6 860 25.1 21586 61 本发明例
22-2 22 820 180 15 470 80 157 10.5 1.7 820 27.0 22140 65 本发明例 22-3 22 820 180 10 500 90 133 9.8 1.6 840 25.2 21168 60 本发明例 22-4 22 840 180 30 425 120 183 12.0 1.9 815 28.1 22902 55 本发明例 22-5 22 800 210 20 380 180 197 11.3 1.8 820 27.3 22386 52 本发明例 23 23 820 180 8 470 80 157 13.1 1.6 862 19.2 16550 60 比较例 24-1 24 820 180 10 470 100 157 12.1 1.9 862 26.4 22757 60 本发明例 24-2 24 830 200 30 425 180 183 12.3 1.9 820 29.0 23780 52 本发明例 24-3 24 800 180 30 370 70 199 8.2 1.7 840 27.5 23100 53 本发明例 24-4 24 800 180 30 510 140 123 4.5 2.2 845 23.0 19435 49 比较例 25 25 820 180 8 480 100 149 13.1 2.4 789 28.0 22092 55 本发明例 26 26 840 180 10 480 60 149 12.6 1.3 1006 21.7 21830 58 本发明例 27 27 820 180 8 480 70 149 9.8 1.5 840 26.0 21840 61 本发明例 28 28 820 180 10 480 70 149 10.9 1.6 855 25.8 22059 63 本发明例 29-1 29 820 180 8 480 80 149 9.9 1.6 917 25.0 22925 58 本发明例 29-2 29 820 180 15 400 180 193 10.5 1.8 860 25.0 21500 52 本发明例 30 30 820 180 10 480 120 149 11.8 1.6 815 27.0 22005 59 本发明例 31 31 820 180 8 480 80 149 12.5 1.5 818 26.8 21922 61 本发明例
*：由于体积比小而不能测定纵横比
产业上的利用可能性
本发明能广泛地应用于要求轻重量、高强度且高加工性的汽车等车辆用钢板。