成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法

摘要

本发明提供兼具成形性和耐冲击性的高强度热镀锌钢板及其制造方法。该热镀锌钢板具有：如下组成，以质量%计，含有C：0.05%以上且0.5%以下、Si：0.01%以上且2.5%以下、Mn：0.5%以上且3.5%以下、P：0.003%以上且0.100%以下、S：0.02%以下、Al：0.010%以上且0.5%以下、B：0.0002%以上且0.005%以下、Ti：0.05%以下，并且满足Ti>4N，余量由Fe和不可避免的杂质构成；以及如下组织，含有以面积率计为60%以上且95%以下的回火马氏体和以面积率计为5%以上且20%以下的残余奥氏体，或者还含有以面积率计为10%以下（包括0%）的铁素体和/或以面积率计为10%以下（包括0%）的马氏体，并且上述回火马氏体的平均粒径为5μm以下。

权利要求

1.一种成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板，其是在基板表面具有热镀锌层的热镀锌钢板，其特征在于，所述基板具有：如下组成，以质量％计，含有C：0.05％以上且0.5％以下、Si：0.01％以上且2.5％以下、Mn：0.5％以上且3.5％以下、P：0.003％以上且0.100％以下、S：0.02％以下、Al：0.010％以上且0.5％以下、B：0.0002％以上且0.005％以下、Ti：0.05％以下，并且满足Ti＞4N，余量由Fe和不可避免的杂质构成；以及如下组织，含有以面积率计为70％以上且90％以下的回火马氏体和以面积率计为5％以上且20％以下的残余奥氏体，并且所述回火马氏体的平均粒径为5μm以下，所述组织还含有以面积率计为10％以下且包括0％的铁素体和/或以面积率计为10％以下且包括0％的马氏体。

2.如权利要求1所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，还含有如下三组中的至少一组，选自Cr：0.005％以上且2.00％以下、Mo：0.005％以上且2.00％以下、V：0.005％以上且

2.00％以下、Ni：0.005％以上且2.00％以下、Cu：0.005％以上且2.00％以下中的1种或2种以上；

Nb：0.01％以上且0.20％以下；

选自Ca：0.001％以上且0.005％以下、REM：0.001％以上且0.005％以下中的1种或2种。

3.如权利要求1或2所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述热镀锌层为合金化热镀锌层。

4.一种成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对钢坯实施精轧温度为A3相变点以上的热轧，精轧结束后，接着，以30℃/s以上的平均冷却速度冷却至卷取温度，并在300℃以上且550℃以下的卷取温度下卷取，制成热轧板，然后，对该热轧板实施如下热处理：以使500℃以上且A1相变点以下的温度范围的平均加热速度为5℃/s以上的方式加热至(A3相变点-20℃)以上且(A3相变点+80℃)以下的退火温度，在该退火温度保持10秒以上后，以30℃/s以上的平均冷却速度从750℃冷却至100℃以上且350℃以下的温度范围，接着，再加热至300℃以上且600℃以下的温度，并在该温度保持10秒以上且600秒以下，之后实施热镀锌处理，或者进一步实施合金化处理，

所述钢坯具有如下组成：以质量％计，含有C：0.05％以上且0.5％以下、Si：0.01％以上且2.5％以下、Mn：0.5％以上且3.5％以下、P：0.003％以上且0.100％以下、S：0.02％以下、Al：0.010％以上且0.5％以下、B：0.0002％以上且0.005％以下、Ti：0.05％以下，并且满足Ti＞4N，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

5.一种成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对钢坯实施精轧温度为A3相变点以上的热轧，精轧结束后，接着，以30℃/s以上的平均冷却速度冷却至卷取温度，并在300℃以上且550℃以下的卷取温度下卷取，制成热轧板，然后，对该热轧板进行酸洗，之后对该热轧板实施冷轧，制成冷轧板，对该冷轧板实施如下热处理：以使500℃以上且A1相变点以下的温度范围的平均加热速度为5℃/s以上的方式加热至(A3相变点-20℃)以上且(A3相变点+80℃)以下的退火温度，在该退火温度保持10秒以上后，以30℃/s以上的平均冷却速度从750℃冷却至100℃以上且350℃以下的温度范围，再加热至300℃以上且600℃以下的温度，并在该温度保持10秒以上且600秒以下，之后实施热镀锌处理，或者进一步实施合金化处理，所述钢坯具有如下组成：以质量％计，含有C：0.05％以上且0.5％以下、Si：0.01％以上且2.5％以下、Mn：0.5％以上且3.5％以下、P：0.003％以上且0.100％以下、S：0.02％以下、Al：0.010％以上且0.5％以下、B：0.0002％以上且0.005％以下、Ti：0.05％以下，并且满足Ti＞4N，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

6.如权利要求4或5所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，还含有如下三组中的至少一组，选自Cr：0.005％以上且2.00％以下、Mo：0.005％以上且2.00％以下、V：0.005％以上且

2.00％以下、Ni：0.005％以上且2.00％以下、Cu：0.005％以上且2.00％以下中的1种或2种以上；

Nb：0.01％以上且0.20％以下；

选自Ca：0.001％以上且0.005％以下、REM：0.001％以上且0.005％以下中的1种或2种。

说明书

成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及适合于汽车用构件等的原材料的兼具优良的成形性和耐冲击性的高强度热镀锌钢板及其制造方法。

背景技术

[0002] 从地球环境保护的观点出发，为了降低CO2排放量，在维持汽车车体强度的同时实现其轻量化并改善汽车的燃油效率已经成为汽车业界非常重要的课题。在维持汽车车体强度的同时实现其轻量化方面，有效的是利用作为汽车构件用原材料的钢板的高强度化来使钢板薄壁化。

[0003] 另一方面，以钢板为原材料的汽车构件大多利用压制加工、冲缘（burring）加工等来成形。因此，对于作为汽车构件用原材料使用的高强度钢板而言，不仅要求其具有所期望的强度，而且还要求其具有优良的成形性、即延伸性和拉伸凸缘性。

[0004] 而且，作为在汽车构件用原材料中最应受到重视的特性之一，可列举耐冲击性。在3
汽车碰撞时，由钢板形成的汽车的各部位受到的应变速度达到10 /s左右。因此，需要在例如车柱（pillar）、车梁（member）、保险杠（bumper）等汽车构件中应用具有在汽车行驶过程中一旦发生碰撞时能够确保乘客安全的充分的耐冲击性、即在碰撞时即便在受到如上述那样的高应变速度的情况下也能够发挥优良的碰撞能量吸收能力的耐冲击性的高强度钢板，以确保汽车的碰撞安全性。

[0005] 基于以上的理由，特别是在汽车业界，迫切需要开发不仅具有强度而且还兼具延伸性和拉伸凸缘性等成形性、以及耐冲击性的高强度钢板，迄今为止进行了大量的研究开发，并提案了各种技术。

[0006] 例如，在专利文献1中提案了如下技术：通过对由铁素体和马氏体构成的DP（Dual Phase）钢板调整铁素体和马氏体各自的平均粒径和体积率，提高在应变速度：103/s下的屈服应力，从而使耐冲击性提高。但是，原本屈服强度低的DP钢板显示出高的冲击吸收能力的原因在于：通过压制加工等而引入较大的加工应变，在紧接其后的涂装烧结工序中产生应变时效而使屈服应力大幅上升。因此，存在如下问题：在弯曲加工等加工量小的部位（构件），所引入的加工应变小，因此并不能过于期待涂装烧结工序后屈服应力的上升效果，未必发挥出充分的碰撞能量吸收能力。

[0007] 此外，DP钢板的特征为在10～30%的高应变范围显示出优良的碰撞能量吸收能力，其在低应变范围不发挥充分的碰撞能量吸收能力。因此，DP钢板虽然适合用于整面碰撞的部位（构件）等通过发生某种程度的变形而吸收碰撞能量的部位（构件），但是在应用于侧面碰撞的部位（构件）等、即从保护乘客的观点出发在不伴随较大变形的小的应变区域需要高碰撞能量吸收能力的部位（构件）时，耐冲击性不充分。

[0008] 此外，在专利文献2中提案了如下技术：通过对利用了残余奥氏体的相变诱发塑性的TRIP（Transformation Induced Plasticity）钢板调整贝氏体量，使烧结硬化量增大，从而使碰撞能量吸收能力提高。但是，与DP钢板同样，TRIP钢板也存在如下问题：在弯曲加工等加工量小的部位（构件）未必发挥出充分的碰撞能量吸收能力，并且不适合用于在小的应变区域需要高碰撞能量吸收能力的部位（构件）。

[0009] 相对于这些现有技术，专利文献3中提案了如下技术：对于冷轧钢板，通过使钢板组织以铁素体为主体且调整包含马氏体、贝氏体及残余奥氏体中的1种或2种以上的低温相变相的体积率、平均结晶粒径、以及该低温相变相间的平均距离，使钢板的耐冲击性提高。

[0010] 但是，在专利文献3所提案的技术中，除耐冲击性以外的钢板特性不充分。在该技术中，采用以铁素体为主体的钢板组织，因此钢板的拉伸强度（TS）小于1200MPa，无法得到充分的强度。此外，在该技术中并未对钢板的拉伸凸缘性进行研究，称不上具有充分的成形性。

[0011] 此外，由于汽车构件在严酷的腐蚀环境下使用的情况居多，因此近来高强度且耐蚀性优良的高强度热镀锌钢板被广泛用作汽车构件用原材料。而且，现在，在汽车构件用原材料中已经推进更进一步的高强度化，正在对拉伸强度：1200MPa以上的钢板的应用进行研究。

[0012] 为了应对这样的要求，例如专利文献4中提案了如下技术：通过使钢板组织以回火马氏体为主体、且调整马氏体、贝氏体及残余奥氏体的面积率，在高强度化的同时提高延伸性和拉伸凸缘性。而且，根据该技术，可以得到拉伸强度（TS）：1200MPa以上的高强度且加工性优良的热镀锌钢板。

[0013] 但是，在专利文献4所提案的技术中，并未对钢板的耐冲击性进行研究。因此，根据该技术，虽然得到高强度且具有优良的加工性的热镀锌钢板，但是其耐冲击性称不上充分，特别是对于在小的应变区域的碰撞能量吸收能力尚有改善的余地。

[0014] 现有技术文献

[0015] 专利文献

[0016] 专利文献1:日本特开平9-111396号公报

[0017] 专利文献2:日本特开2001-011565号公报

[0018] 专利文献3:日本特开2008-231480号公报

[0019] 专利文献4:日本特开2009-209450号公报

发明内容

[0020] 发明要解决的课题

[0021] 如上所述，关于高强度热镀锌钢板，在现有技术中存在如下问题：无法得到在具有拉伸强度（TS）：1200MPa以上的强度的同时成形性（延伸性和拉伸凸缘性）和耐冲击性也均优良的钢板，特别是未对耐冲击性进行充分的研究。从在汽车业界最应受到重视的事项即确保乘客的安全的观点出发，在要求碰撞能量吸收能力的汽车构件中应用上述拉伸强度：1200MPa以上的钢板的基础上改善耐碰撞性是不可或缺的。

[0022] 本发明的目的在于，有利地解决上述现有技术所存在的问题，提供适合作为汽车构件用原材料的、在拉伸强度（TS）：1200MPa以上且具有扩孔率（λ）：50%以上的成形性（延伸性和拉伸凸缘性）的同时还兼具耐冲击性的高强度热镀锌钢板及其制造方法。

[0023] 用于解决课题的手段

[0024] 为了解决上述问题，本发明人在研究高强度热镀锌钢板的强度和成形性（延伸性和拉伸凸缘性）的基础上还对影响耐冲击性的各种因素进行了深入研究。结果得到以下见解。

[0025] 1）通过在使钢组成含有特别是B且对Ti含量与N含量的比率进行适当调整的基础上，使钢组织以回火马氏体为主体且使残余奥氏体或进一步含有的铁素体和马氏体为所期望的面积率，能够兼顾高强度化和成形性（延伸性和拉伸凸缘性）的提高，进而通过使上述回火马氏体微细化（平均粒径：5μm以下），钢板的耐冲击性显著地提高。

[0026] 2）在由具有上述1）的钢组成的钢原材制造高强度热镀锌钢板时，实施精轧温度为A3相变点以上的热轧后，以30℃/s以上的平均冷却速度冷却至卷取温度，并在300℃以上且550℃以下的卷取温度下卷取，制成热轧板，对该热轧板或者对该热轧板实施冷轧而得到的冷轧板实施如下热处理：以使500℃以上且A1相变点以下的温度范围的平均加热速度为5
℃/s以上的方式加热至（A3相变点-20℃）以上且（A3相变点＋80℃）以下的退火温度，进行均热保持，冷却后，再加热并进行均热保持，之后实施热镀锌处理，由此得到具有上述1）的钢组织的高强度热镀锌钢板。

[0027] 需要说明的是，本发明中，利用回火马氏体的微细化来提高耐冲击性的理由未必明确，但推测为：由于回火马氏体的粒径变小，使汽车碰撞时等产生的钢板的动态变形中龟裂的传播路径增大，碰撞能量被分散，由此能够吸收更大的碰撞能量。

[0028] 此外，利用上述的制造条件使回火马氏体微细化的理由也未必明确，但是可以推测如下。即，通过在300℃以上且550℃以下的卷取温度下卷取并制成热轧板，退火处理前的钢组织成为位错密度高的贝氏体或马氏体，奥氏体的核生成位点增加。进而，通过以使500℃以上且A1相变点以下的温度范围的平均加热速度为5℃/s以上的方式加热至退火温度，由于由上述位错密度高的贝氏体或马氏体的逆相变而生成的奥氏体变得极其微细。该极微细的奥氏体在退火温度保持后骤冷至低温范围，其一部分相变为极微细的马氏体，其余部分为未相变奥氏体。接着，通过在所期望的再加热温度进行加热保持，上述马氏体回火而成为回火马氏体，由于马氏体极微细，因此推测利用回火得到的回火马氏体也变得微细。

[0029] 本发明基于上述见解而完成，其主旨如下所述。

[0030] （1）一种成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板，其是在基板表面具有热镀锌层的热镀锌钢板，其特征在于，上述基板具有：

[0031] 如下组成，以质量%计，含有C：0.05%以上且0.5%以下、Si：0.01%以上且2.5%以下、Mn：0.5%以上且3.5%以下、P：0.003%以上且0.100%以下、S：0.02%以下、Al：0.010%以上且0.5%以下、B：0.0002%以上且0.005%以下、Ti：0.05%以下，并且满足Ti＞4N，余量由Fe和不可避免的杂质构成；以及

[0032] 如下组织，含有以面积率计为60%以上且95%以下的回火马氏体和以面积率计为5%以上且20%以下的残余奥氏体，并且上述回火马氏体的平均粒径为5μm以下。

[0033] （2）如（1）所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，上述组织还含有以面积率计为10%以下（包括0%）的铁素体和/或以面积率计为10%以下（包括0%）的马氏体。

[0034] （3）如（1）或（2）所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计，还含有Cr：0.005%以上且2.00%以下、Mo：0.005%以上且2.00%以下、V：0.005%以上且2.00%以下、Ni：0.005%以上且2.00%以下、Cu：0.005%以上且2.00%以下中的1种或2种以上。

[0035] （4）如（1）～（3）中任一项所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计，还含有Nb：0.01%以上且0.20%以下。

[0036] （5）如（1）～（4）中任一项所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计，还含有Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下中的1种或2种。

[0037] （6）如（1）～（5）中任一项所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，上述热镀锌层为合金化热镀锌层。

[0038] （7）一种成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，[0039] 对钢坯实施精轧温度为A3相变点以上的热轧，精轧结束后，接着，以30℃/s以上的平均冷却速度冷却至卷取温度，并在300℃以上且550℃以下的卷取温度下卷取，制成热轧板，

[0040] 然后，对该热轧板实施如下热处理：以使500℃以上且A1相变点以下的温度范围的平均加热速度为5℃/s以上的方式加热至（A3相变点-20℃）以上且（A3相变点＋80℃）以下的退火温度，在该退火温度保持10秒以上后，以30℃/s以上的平均冷却速度从750℃冷却至100℃以上且350℃以下的温度范围，接着，再加热至300℃以上且600℃以下的温度，并在该温度保持10秒以上且600秒以下，

[0041] 之后实施热镀锌处理，或者进一步实施合金化处理，

[0042] 所述钢坯具有如下组成：以质量%计，含有C：0.05%以上且0.5%以下、Si：0.01%以上且2.5%以下、Mn：0.5%以上且3.5%以下、P：0.003%以上且0.100%以下、S：0.02%以下、Al：0.010%以上且0.5%以下、B：0.0002%以上且0.005%以下、Ti：0.05%以下，并且满足Ti＞4N，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

[0043] （8）一种成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，[0044] 对钢坯实施精轧温度为A3相变点以上的热轧，精轧结束后，接着，以30℃/s以上的平均冷却速度冷却至卷取温度，并在300℃以上且550℃以下的卷取温度下卷取，制成热轧板，

[0045] 然后，对该热轧板进行酸洗，之后对该热轧板实施冷轧，制成冷轧板，对该冷轧板实施如下热处理：以使500℃以上且A1相变点以下的温度范围的平均加热速度为5℃/s以上的方式加热至（A3相变点-20℃）以上且（A3相变点＋80℃）以下的退火温度，在该退火温度保持10秒以上后，以30℃/s以上的平均冷却速度从750℃冷却至100℃以上且350℃以下的温度范围，再加热至300℃以上且600℃以下的温度，并在该温度保持10秒以上且600秒以下，[0046] 之后实施热镀锌处理，或者进一步实施合金化处理，

[0047] 所述钢坯具有如下组成：以质量%计，含有C：0.05%以上且0.5%以下、Si：0.01%以上且2.5%以下、Mn：0.5%以上且3.5%以下、P：0.003%以上且0.100%以下、S：0.02%以下、Al：0.010%以上且0.5%以下、B：0.0002%以上且0.005%以下、Ti：0.05%以下，并且满足Ti＞4N，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

[0048] （9）如（7）或（8）所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计，还含有Cr：0.005%以上且2.00%以下、Mo：0.005%以上且2.00%以下、V：0.005%以上且2.00%以下、Ni：0.005%以上且2.00%以下、Cu：0.005%以上且2.00%以下中的1种或2种以上。

[0049] （10）如（7）～（9）中任一项所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计，还含有Nb：0.01%以上且0.20%以下。

[0050] （11）如（7）～（10）中任一项所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计，还含有Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下中的1种或2种。

[0051] 发明效果

[0052] 根据本发明，能够得到适合作为汽车构件用原材料的拉伸强度（TS）：1200MPa以上且兼具成形性（延伸性和拉伸凸缘性）和耐冲击性的高强度热镀锌钢板，在产业上发挥出显著的效果。

具体实施方式

[0053] 以下，对本发明进行详细地说明。本发明钢板为在基板表面具有热镀锌层的热镀锌钢板。

[0054] 首先，对作为本发明钢板的基板的钢板组织的限定理由进行说明。

[0055] 作为本发明的高强度热镀锌钢板的基板的钢板，具有如下组织：含有以面积率计为60%以上且95%以下的回火马氏体和以面积率计为5%以上且20%以下的残余奥氏体，或者还含有以面积率计为10%以下（包括0%）的铁素体和/或以面积率计为10%以下（包括0%）的马氏体，并且上述回火马氏体的平均粒径为5μm以下。

[0056] 回火马氏体：以面积率计为60%以上且95%以下

[0057] 本发明中，在确保钢板的强度及成形性特别是拉伸凸缘性方面，必须形成回火马氏体。在回火马氏体以面积率计小于60%时，难以兼具1200MPa以上的拉伸强度（TS）和50%以上的扩孔率（λ）。另一方面，在回火马氏体以面积率计超过95%时，总伸长率（EL）的降低变得显著，无法得到充分的成形性。因此，回火马氏体的面积率设定为60%以上且95%以下。并且，优选为60%以上且90%以下、更优选为70%以上且90%以下。

[0058] 残余奥氏体：以面积率计为5%以上且20%以下

[0059] 本发明中，在确保钢板的成形性方面，必须形成残余奥氏体。残余奥氏体对总伸长率（EL）的提高有效，为了充分体现该效果，需要使残余奥氏体以面积率计为5%以上。另一方面，在残余奥氏体以面积率计超过20%时，扩孔率（λ）的降低变得显著，拉伸凸缘性变差。因此，残余奥氏体的面积率设定为5%以上且20%以下。并且，优选为10%以上且18%以下。

[0060] 此外，在本发明中，优选使钢板（基板）组织为回火马氏体与残余奥氏体的2相组织，在含有铁素体和/或马氏体的情况下，需要限定成以下所示的范围。

[0061] 铁素体：以面积率计为10%以下（包括0%）

[0062] 在铁素体以面积率计超过10%时，难以兼具1200MPa以上的拉伸强度（TS）和50%以上的扩孔率（λ）。因此，铁素体的面积率设定为10%以下（包括0%）。

[0063] 马氏体：以面积率计为10%以下（包括0%）

[0064] 在马氏体以面积率计超过10%时，扩孔率（λ）的降低变得显著，拉伸凸缘性变差。因此，马氏体的面积率设定为10%以下（包括0%）。

[0065] 此外，在本发明中，只要使回火马氏体、残余奥氏体、铁素体和马氏体满足上述的各面积率，则也可以含有其他的相（例如贝氏体、珠光体）。但是，从强度的观点出发，其他的相以合计面积率计优选为15%以下。

[0066] 回火马氏体的平均粒径：5μm以下

[0067] 在本发明中，使回火马氏体微细化在确保耐冲击性方面极为重要。如上所述，可以推测：若回火马氏体的粒径变小，则汽车碰撞时等产生的钢板的动态变形中龟裂的传播路径增大，碰撞能量被分散，能够吸收更大的碰撞能量。在回火马氏体的平均粒径超过5μm时，无法像上述那样充分得到耐冲击性的提高效果，因此，本发明中将回火马氏体的平均粒径设定为5μm以下。并且，优选为3μm以下。

[0068] 在此，本发明中回火马氏体的面积率、铁素体的面积率、马氏体的面积率及其他的相的面积率，是指在对作为基板的钢板进行组织观察时各相在观察面积率中所占的面积比例，对钢板的板厚截面进行研磨后，用3%硝酸乙醇溶液进行腐蚀，用SEM（扫描电子显微镜）以1500倍的倍率对板厚1/4位置进行观察，使用Media Cybernetics公司制造的Image-Pro，利用图像处理求得各相的面积率。

[0069] 此外，在本发明中，残余奥氏体的面积率是指：将钢板研磨至板厚1/4位置后，利用化学研磨进一步研磨0.1mm，对所得的面，利用X射线衍射装置且使用Mo的Kα射线，测定fcc铁（奥氏体）的（200）面、（220）面、（311）面和bcc铁（铁素体）的（200）面、（211）面、（220）面的积分反射强度，将由源自fcc铁（奥氏体）各面的积分反射强度相对于源自bcc铁（铁素体）各面的积分反射强度的强度比求出的奥氏体的比例设为残余奥氏体的面积率。

[0070] 此外，在本发明中，回火马氏体的平均粒径是指：利用SEM（扫描电子显微镜）以1500倍的倍率对与钢板的轧制方向平行的截面进行观察，用在视野内存在的回火马氏体的面积的合计除以该视野内存在的回火马氏体晶粒的个数，由此求出回火马氏体晶粒的平均面积，将其的1/2次幂设为平均粒径（相当于正方形的一边（近似正方形））。

[0071] 接着，对本发明钢板（基板）的成分组成的限定理由进行说明。需要说明的是，只要无特别说明，表示以下的成分组成的“%”均为“质量%”。

[0072] C：0.05%以上且0.5%以下

[0073] C是在使回火马氏体等低温相变相生成而使拉伸强度（TS）提高方面必须的元素。在C含量小于0.05%时，难以确保回火马氏体以面积率计为60%以上。另一方面，在C含量超过
0.5%时，总伸长率（EL）、点焊性变差。因此，C含量设定为0.05%以上且0.5%以下。优选为0.1%以上且0.3%以下。

[0074] Si：0.01%以上且2.5%以下

[0075] Si是对使钢固溶强化而提高拉伸强度（TS）-总伸长率（EL）平衡有效的元素，并且也是对残余奥氏体的生成有效的元素。为了得到这些效果，需要使Si含量为0.01%以上。另一方面，在Si含量超过2.5%时，会导致总伸长率（EL）的降低、表面性状、焊接性的变差。因此，Si含量设定为0.01%以上且2.5%以下。优选为0.7%以上且2.0%以下。

[0076] Mn：0.5%以上且3.5%以下

[0077] Mn是在使钢强化方面有效的元素，并且也是在后述的热轧后的冷却过程以及从退火温度开始的冷却过程中促进马氏体等低温相变相生成的元素。为了得到这些效果，需要使Mn含量为0.5%以上。

[0078] 另一方面，在Mn含量超过3.5%时，总伸长率（EL）的降低变得显著，成形性变差。因此，Mn含量设定为0.5%以上且3.5%以下。优选为1.5%以上且3.0%以下。

[0079] P：0.003%以上且0.100%以下

[0080] P是在使钢强化方面有效的元素，为了得到这样的效果，需要使P含量为0.003%以上。另一方面，在P含量超过0.100%时，会因晶界偏析而使钢的耐冲击性变差。因此，P含量设定为0.003%以上且0.100%以下。

[0081] S：0.02%以下

[0082] S是以MnS等夹杂物形式存在而使耐冲击性和焊接性变差的有害元素。因此，在本发明中优选极力降低S，但是考虑到制造成本方面，将S含量设定为0.02%以下。

[0083] Al：0.010%以上且0.5%以下

[0084] Al是作为脱氧剂起作用的元素，优选在炼钢脱氧工序中添加。为了得到这样的效果，需要使Al含量为0.010%以上。另一方面，在Al含量超过0.5%时，在采用连续铸造法的情况下，连续铸造时钢坯裂纹的危险性增大。因此，Al含量设定为0.010%以上且0.5%以下。优选为0.02%以上且0.05%以下。

[0085] B：0.0002%以上且0.005%以下

[0086] B是对在后述的热轧后的冷却过程以及从退火温度开始的冷却过程中抑制从奥氏体晶界生成铁素体而使低温相变相生成有效的元素。为了得到这样的效果，需要使B含量为
0.0002%以上。另一方面，在B含量超过0.005%时，其效果饱和，无法得到与成本相匹配的效果。

[0087] 因此，B含量设定为0.0002%以上且0.005%以下。优选为0.0005%以上且0.003%以下。

[0088] Ti：0.05%以下且Ti＞4N

[0089] Ti是用于形成Ti氮化物而固定钢中的N而有效地利用具有上述效果的B所需的元素。B在固溶状态下发挥上述效果，但其容易与钢中的N结合而以BN的形式析出，析出状态的B丧失上述效果。因此，在本发明中，通过含有与N的亲和性比B强的Ti，在高温范围内固定N，从而抑制BN的析出。

[0090] 为了得到这样的效果，需要使Ti含量多于4×N含量（质量%）。另一方面，过量地含有Ti时，抑制BN析出的效果会饱和，而且总伸长率（EL）降低。因此，Ti含量为0.05%以下且Ti＞4N。

[0091] 以上为本发明的基本组成，在基本组成的基础上，还可以含有Cr：0.005%以上且2.00%以下、Mo：0.005%以上且2.00%以下、V：0.005%以上且2.00%以下、Ni：0.005%以上且
2.00%以下、Cu：0.005%以上且2.00%以下中的1种或2种以上。

[0092] Cr、Mo、V、Ni及Cu均是对在后述的热轧后的冷却过程以及从退火温度开始的冷却过程中马氏体等低温相变相的生成有效的元素。为了得到这样的效果，优选使选自Cr、Mo、V、Ni及Cu中的至少1种元素的各自的含量为0.005%以上。另一方面，在这些元素各自的含量超过2.00%时，上述效果饱和，无法得到与成本相匹配的效果。因此，Cr、Mo、V、Ni和Cu各自的含量优选设定为0.005%以上且2.00%以下。

[0093] 此外，本发明中，在上述基本组成的基础上，还可以含有Nb：0.01%以上且0.20%以下。

[0094] Nb是在形成碳氮化物而利用析出强化实现钢的高强度化方面有效的元素。为了得到这样的效果，优选使Nb含量为0.01%以上。另一方面，在Nb含量超过0.20%时，高强度化的效果饱和，而且可能会使总伸长率（EL）降低。因此，Nb含量优选设定为0.01%以上且0.20%以下。

[0095] 此外，本发明中，在上述基本组成的基础上，还可以含有Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下中的1种或2种。

[0096] Ca和REM均是对硫化物的形态控制有效的元素，且均是在改善钢板的成形性方面有效的元素。为了得到这样的效果，优选使选自Ca、REM中的至少1种以上的元素的各自的含量为0.001%以上。另一方面，在这些元素各自的含量超过0.005%时，可能会给钢的洁净度带来不良影响。因此，Ca、REM各自的含量优选设定为0.001%以上且0.005%以下。

[0097] 本发明的钢板中，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。

[0098] 下面，对本发明钢板的制造方法进行说明。

[0099] 本发明的高强度热镀锌钢板例如通过如下方式制造：对具有上述组成的钢坯实施精轧温度为A3相变点以上的热轧，精轧结束后，接着，以30℃/s以上的平均冷却速度冷却至卷取温度，并在300℃以上且550℃以下的卷取温度下卷取，制成热轧板，然后，对该热轧板实施如下热处理：以使500℃以上且A1相变点以下的温度范围的平均加热速度为5℃/s以上的方式加热至（A3相变点-20℃）以上且（A3相变点＋80℃）以下的退火温度，在该退火温度保持10秒以上后，以30℃/s以上的平均冷却速度从750℃冷却至100℃以上且350℃以下的温度范围，接着，再加热至300℃以上且600℃以下的温度，并在该温度保持10秒以上且600秒以下，之后实施热镀锌处理，或者进一步实施合金化处理。

[0100] 此外，上述中，也可以将卷取后的热轧板酸洗后，对该热轧板实施冷轧而制成冷轧板，并对该冷轧板实施上述热处理，之后实施热镀锌处理，或者进一步实施合金化处理。

[0101] 本发明中，钢的熔炼方法并无特别限定，可以采用转炉、电炉等公知的熔炼方法。此外，从熔炼后抑制微偏析的观点出发，优选利用连续铸造法制成钢坯，也可以利用铸锭-开坯轧制法、薄钢坯连铸法等公知的铸造方法制成钢坯。需要说明的是，在铸造后对钢坯进行热轧时，可以在将钢坯暂时冷却至室温后利用加热炉再加热而进行轧制，也可以将铸造后的钢坯不冷却至室温而直接装入加热炉中加热后进行轧制。此外，在铸造后的钢坯保持预定温度以上的温度的情况下，也可以应用进行略微保热后进行直送轧制的节能工艺。需要说明的是，在利用加热炉对钢坯进行加热（或再加热）的情况下，为了使碳化物熔解，并且为了抑制热轧时的轧制载荷的增大，优选将钢坯的加热温度设定为1100℃以上。另一方面，在抑制氧化皮损耗的增大方面，优选将钢坯的加热温度设定为1300℃以下。

[0102] 对如上得到的钢坯实施粗轧和精轧，本发明中对于粗轧条件无需特别限定。此外，在实施精轧时，在钢坯的加热温度低的情况下，从抑制轧制时可能产生问题的观点出发，可以对粗轧后的粗制棒材进行加热。而且，也可以应用将粗制棒材彼此接合而连续地进行精轧的所谓连续轧制工艺。

[0103] 本发明中，需要使后述的退火处理前的热轧板（或冷轧板）的组织为位错密度高的贝氏体或马氏体。因此，对精轧温度、精轧之后的冷却条件以及卷取温度进行如下规定。

[0104] 精轧温度：A3相变点以上

[0105] 若精轧温度低于A3相变点，则轧制中生成铁素体，后述的退火处理时，将热轧板（或冷轧板）加热至退火温度的工序中生成的奥氏体粗大化。结果，无法使最终得到的热镀锌钢板的基板组织成为微细的回火马氏体组织，钢板的耐冲击性降低。此外，在精轧中，有时会使热轧板的各向异性增大而使冷轧/退火后的成形性降低，但使精轧温度为A3相变点以上在解决上述问题方面是有效的。因此，精轧温度设定为A3相变点以上。

[0106] 需要说明的是，为了实现轧制载荷的低减化、热轧板的形状和材质的均匀化，优选在精轧的全部道次或部分道次进行使摩擦系数为0.10～0.25的润滑轧制。

[0107] 冷却至卷取温度的平均冷却速度：30℃/s以上

[0108] 若精轧结束后冷却至卷取温度的平均冷却速度小于30℃/s，则冷却中生成铁素体，后述的退火处理时，将热轧板（或冷轧板）加热至退火温度的工序中生成的奥氏体粗大化。结果，无法使最终得到的热镀锌钢板的基板组织成为微细的回火马氏体组织，钢板的耐冲击性降低。因此，冷却至卷取温度的平均冷却速度设定为30℃/s以上。

[0109] 卷取温度：300℃以上且550℃以下

[0110] 若卷取温度超过550℃，则生成粗大的铁素体和珠光体，在后述的退火处理时，将热轧板（或冷轧板）加热至退火温度的工序中生成的奥氏体粗大化。结果，无法使最终得到的热镀锌钢板的基板组织成为微细的回火马氏体组织，钢板的耐冲击性降低。另一方面，在卷取温度低于300℃时，热轧板的形状变差。因此，卷取温度设定为300℃以上且550℃以下。优选为400℃以上且530℃以下。

[0111] 通过以上的工序，能得到具有位错密度高的贝氏体或马氏体组织、即含有大量的奥氏体核生成位点的组织的热轧板。而且，本发明中，通过按照以下的条件将上述热轧板加热至退火温度并在退火温度下进行均热保持，形成微细的奥氏体。

[0112] 在500℃以上且A1相变点以下的温度范围内的平均加热速度：5℃/s以上

[0113] 通过在本发明钢的再结晶温度范围即500℃以上且A1相变点以下的温度范围以平均加热速度：5℃/s以上进行加热，抑制加热升温时的再结晶，实现在A1相变点以上生成的奥氏体的微细化。若上述平均加热速度小于5℃/s，则在加热升温时发生铁素体的再结晶，引入到钢板（热轧板）中的应变（位错）被释放，因而奥氏体的微细化变得不充分。因此，在
500℃以上且A1相变点以下的温度范围内的平均加热速度设为5℃/s以上。

[0114] 退火温度（：A3相变点-20℃）以上且（A3相变点＋80℃）以下

[0115] 在退火温度低于（A3相变点-20℃）时，奥氏体的生成变得不充分，无法得到本发明所期望的钢板组织。另一方面，在退火温度超过（A3相变点＋80℃）时，奥氏体粗大化而无法得到本发明所期望的钢板组织。因此，退火温度设定为（A3相变点-20℃）以上且（A3相变点＋80℃）以下。

[0116] 在退火温度下的保持时间（均热时间）：10秒以上

[0117] 当在退火温度下的保持时间（均热时间）小于10秒时，奥氏体的生成变得不充分，无法得到本发明所期望的钢板组织。因此，在退火温度下的保持时间（均热时间）设定为10秒以上。

[0118] 而且，在本发明中，在退火温度下进行均热保持后，以以下的条件进行冷却，由此，使微细的奥氏体的一部分相变为马氏体，形成包含微细的未相变奥氏体和微细的马氏体的组织。

[0119] 从750℃的平均冷却速度：30℃/s以上

[0120] 在从750℃的平均冷却速度小于30℃/s时，冷却中生成大量的铁素体，无法得到本发明所期望的钢板组织。因此，从750℃的平均冷却速度设定为30℃/s以上。优选为50℃/s以上。

[0121] 冷却停止温度：100℃以上且350℃以下

[0122] 通过以上述平均冷却速度冷却至100℃以上且350℃以下的温度范围，能得到含有微细的未相变奥氏体和微细的马氏体的组织。当上述平均冷却速度下的冷却停止温度超过350℃时，马氏体相变变得不充分。另一方面，当上述平均冷却速度下的冷却停止温度低于
100℃时，未相变奥氏体显著减少。因此，上述平均冷却速度下的冷却停止温度设定为100℃以上且350℃以下。优选为200℃以上且300℃以下。

[0123] 本发明中，接着，再加热到以下的温度并进行保持，之后，实施热镀锌处理，或者进一步实施合金化处理。在均热保持时、热镀锌处理时或者进一步实施的合金化处理时，微细的马氏体相变为回火马氏体，微细的未相变奥氏体的一部分相变为贝氏体或珠光体，之后，在冷却至室温时，未相变奥氏体以奥氏体的状态残留或者相变为马氏体。而且，在本发明中，由于进行再加热之前的马氏体是微细的，因此利用回火得到的回火马氏体也变得微细，进而能得到平均粒径为5μm以下的回火马氏体。

[0124] 再加热温度：300℃以上且600℃以下

[0125] 通过将再加热温度设为300℃以上且600℃以下，并且在该温度下保持10秒以上，微细的马氏体回火而成为回火马氏体。在此，由于马氏体是微细的，因此利用回火得到的回火马氏体也变得微细，能得到平均粒径为5μm以下的回火马氏体。此外，未相变奥氏体因发生C富集而以残余奥氏体的形态稳定化，但是，也存在一部分相变为马氏体的情况。在再加热温度低于300℃时，回火马氏体的生成变得不充分，而且残余奥氏体的稳定性也变得不充分，因此无法形成具有以面积率计为60%以上的回火马氏体和以面积率计为5%以上的残余奥氏体的钢板（基板）组织。另一方面，在再加热温度超过600℃时，未相变奥氏体容易相变为珠光体，无法得到本发明所期望的组织。因此，再加热温度设定为300℃以上且600℃以下。优选为350℃以上且500℃以下。

[0126] 在再加热温度下的保持时间：10秒以上且600秒以下

[0127] 当在再加热温度下的保持时间小于10秒时，回火马氏体的生成变得不充分，而且残余奥氏体的稳定性也变得不充分，因此无法形成具有以面积率计为60%以上的回火马氏体和以面积率计为5%以上的残余奥氏体的钢板（基板）组织。另一方面，当在再加热温度下的保持时间超过600秒时，未相变奥氏体容易相变为贝氏体或珠光体，无法得到本发明所期望的组织。因此，在再加热温度下的保持时间设定为10秒以上且600秒以下。优选为20秒以上且300秒以下。

[0128] 热镀锌处理优选将由上述得到的钢板在440℃以上且500℃以下的镀锌浴中浸渍、之后利用气体擦拭等调整镀层附着量来进行。此外，在对镀锌层进行合金化的情况下，优选的是：之后进一步在450℃以上且600℃以下的温度范围保持1秒以上且30秒以下，实施合金化处理。对于镀锌浴而言，在不进行合金化处理的情况下，优选使用Al含量为0.12%以上且0.22%以下的镀锌浴。另一方面，在进行合金化处理的情况下，优选使用镀锌浴的Al含量为
0.08%以上且0.18%以下的镀锌浴。

[0129] 以上，对于对热轧板实施上述热处理后实施热镀锌处理的情况进行了说明，但是，本发明中，也可以将热轧板酸洗后实施冷轧而制成冷轧板，并对冷轧板实施上述的热处理，之后实施热镀锌处理，或者进一步实施合金化处理。需要说明的是，在实施冷轧的情况下，冷轧条件并无特别限定，优选使冷轧率为40%以上。此外，为了降低冷轧时的轧制载荷，也可以对卷取后的热轧板实施热轧板退火。

[0130] 此外，也可以对实施热镀锌处理、或进一步实施合金化处理后的钢板实施以矫正形状、调整表面粗糙度等为目的的表面光轧。此外，也可以实施树脂涂布或油脂涂布等各种涂装处理。

[0131] 实施例

[0132] 利用转炉熔炼表1所示组成的钢，并进行连续铸造而制成钢坯。将这些钢坯加热到1200℃后，进行粗轧，再实施表2、表3所示精轧温度下的精轧，接着，以平均冷却速度：30℃/s冷却至卷取温度，并在表2、表3所示卷取温度下进行卷取，制成板厚：2.3mm的热轧板，对该热轧板实施热处理。此外，对于一部分钢坯，在制成板厚：3.0mm的热轧板后，对该热轧板进行酸洗，并实施冷轧，制成板厚：1.4mm的冷轧板，对该冷轧板实施热处理。热处理条件如表
2、表3所示，均利用连续热镀锌生产线进行。将热处理后的钢板（基板）在460℃的Al含量：
0.15质量%的镀锌浴中浸渍，形成附着量（每个表面）35～45g/m2的热镀锌层，制成热镀锌钢板。此外，对于一部分钢板，在形成热镀锌层后，在520℃下进行合金化处理，接着，以10℃/s的冷却速度冷却，制成合金化热镀锌钢板。

[0133]

[0134]

[0135]

[0136] 从如上得到的镀覆钢板（No.1～36）上裁取试验片，按照上述的方法，求出回火马氏体、残余奥氏体、铁素体、马氏体各自的面积率以及回火马氏体的平均粒径。需要说明的是，在求上述面积率时的图像处理使用市售的图像处理软件（Media Cybernetics公司制造的Image-Pro）来进行。

[0137] 此外，按照以下的试验方法，求出拉伸强度、总伸长率、扩孔率（拉伸凸缘性）和碰撞能量吸收能力（耐冲击性）。

[0138] ＜拉伸试验＞

[0139] 从镀覆钢板（No.1～36）上沿着相对于轧制方向成直角的方向裁取JIS5号拉伸试验片（JIS Z2201），依据应变速度：10-3/s的JIS Z2241的规定进行拉伸试验，测定拉伸强度（TS）、总伸长率（EL）。

[0140] ＜扩孔试验＞

[0141] 从镀覆钢板（No.1～36）上裁取150mm×150mm的试验片，依据（社）日本铁钢联盟标准扩孔试验方法（JFST1001-1996），对每个镀覆钢板进行3次扩孔试验，由3次的试验结果求出平均扩孔率λ（%），评价拉伸凸缘性。

[0142] ＜冲击拉伸试验＞

[0143] 从镀覆钢板（No.1～36）上裁取以相对于轧制方向成直角的方向为拉伸试验方向的平行部的宽度：5mm、长度：7mm的试验片，使用应用了霍普金森杆（Hopkinson bar）法的冲击拉伸试验机，以应变速度：2000/s进行拉伸试验，求出直至应变量5%时的吸收能量（AE），对碰撞能量吸收能力（耐冲击性）进行评价（参照社团法人日本铁钢协会“鉄と鋼”vol.83（1997）No.11、p.748-753）。需要说明的是，上述吸收能量（AE）通过在应变量：0～5%的范围对应力-真应变曲线进行积分而求得。将以上的评价结果示于表4和表5中。

[0144]

[0145]

[0146] 就比较例而言，拉伸强度（TS）、总伸长率（EL）、扩孔率（λ）、在应变速度：2000/s下进行拉伸试验时的直至应变量5%的吸收能量（AE）中任意一项未得到充分的特性。与此相对，所有本发明例均具有拉伸强度TS：1200MPa以上的高强度和总伸长率EL：12%以上且扩孔率λ：50%以上的优良的成形性。而且，所有本发明例在具有所期望的强度和成形性的基础上，在应变速度：2000/s下进行拉伸试验时的直至应变量5%的吸收能量（AE）与静态拉伸强度（TS）之比（AE/TS）均达到0.050以上，均显示出优良的耐冲击性。