高强度熔融镀锌钢板及其制造方法

权利要求

1.一种高强度熔融镀锌钢板，其具有以下成分组成：以质量％计，含有C：0.07～

0.25％、Si：0.01～3.00％、Mn：1.5～4.0％、P：0.100％以下、S：0.02％以下、Al：0.01～

1.50％、N：0.001～0.008％、Ti：0.003～0.200％、B：0.0003～0.0050％，且满足Ti＞4N，余量由Fe及不可避免的杂质构成，以板厚方向上距基础钢板表面1/4位置的截面的面积率计，铁素体相为70％以下(包含

0％)，贝氏体相和回火贝氏体相总计为20％以下(包含0％)，回火马氏体相为25％以上，残留奥氏体相小于3％(包含0％)，所述回火马氏体相的平均结晶粒径为20μm以下，所述回火马氏体相的维氏硬度的波动以标准差计为20以下，在所述回火马氏体相中的碳化物中，短轴长度为0.05μm以上的碳化物的个数密度为3×106个/mm2以下。

2.根据权利要求1所述的高强度熔融镀锌钢板，以质量％计，其还含有选自Cr：0.01～

2.00％、Mo：0.01～2.00％、V：0.01～2.00％、Ni：0.01～2.00％、Cu：0.01～2.00％中的至少一种元素。

3.根据权利要求1所述的高强度熔融镀锌钢板，以质量％计，其还含有Nb：0.003～

0.200％。

4.根据权利要求2所述的高强度熔融镀锌钢板，以质量％计，其还含有Nb：0.003～

0.200％。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的高强度熔融镀锌钢板，以质量％计，其还含有选自Ca：0.001～0.005％、REM：0.001～0.005％中的至少一种元素。

6.一种高强度熔融镀锌钢板的制造方法，该方法包括依次进行以下各工序：热轧工序，在精轧结束后，对具有权利要求1～5中任一项所述的成分组成的钢坯进行冷却，并使得在600～700℃下的停留时间总计为10秒钟以下，在卷取温度低于600℃下进行卷取；

冷轧工序，以大于20％的压下率进行冷轧；

退火工序，以15℃/秒以下的平均加热速度加热至退火温度750～950℃，并在该退火温度下保持30秒钟以上；

一次冷却工序，以3℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却；

镀锌工序，实施镀锌；

二次冷却工序，在以1℃/秒以上的平均冷却速度冷却至Ms点以上后，实施以100℃/秒以上的平均冷却速度冷却至100℃以下的冷却；以及回火工序，再加热至350℃以下并保持1秒钟以上。

7.根据权利要求6所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在所述镀锌工序中，在实施了镀锌后进一步加热至460～600℃实施镀锌的合金化处理。

说明书

高强度熔融镀锌钢板及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及高强度熔融镀锌钢板及其制造方法。

背景技术

[0002] 从保护地球环境的观点考虑，为了降低CO2排放量，对于汽车工业而言， 在保持汽车车身强度的同时谋求其能轻质化、改善汽车的油耗始终是重要的 课题。为了在保持汽车车身强度的同时使其轻质化，通过使作为汽车部件用 原材料的钢板高强度化而使钢板变薄是有效的。另一方面，以钢板作为原材 料的汽车部件多数通过压制加工、翻边加工等而成型。因此，对于用作汽车 部件用原材料的高强度熔融镀锌钢板而言，不仅要求具有希望的强度，还要 求具有优异的成型性。

[0003] 近年来，作为汽车车身的骨架用原材料，高强度熔融镀锌钢板的应用正 在扩大。在高强度熔融镀锌钢板的成型时，大多会实施主要涉及弯曲的加工， 因而需要优异的弯曲加工性。另外，由于通过主要涉及弯曲的加工和拉伸凸 缘成型的组合极大地提高了对汽车部件的适用性，因此要求兼顾弯曲加工性 和拉伸凸缘性的材料。在这样的背景下，开发了弯曲加工性、拉伸凸缘性优 异的各种高强度熔融镀锌钢板。专利文献1及专利文献2公开了涉及从断裂 的观点考虑弯曲加工性优异的高强度熔融镀锌钢板的技术。专利文献3中公 开了涉及拉伸凸缘性优异的高强度熔融镀锌钢板的技术。

[0004] 现有技术文献

[0005] 专利文献

[0006] 专利文献1：日本特开2012-12703号公报

[0007] 专利文献2：日本特开2010-70843号公报

[0008] 专利文献3：日本特开2007-119842号公报

发明内容

[0009] 发明要解决的课题

[0010] 然而，专利文献1及专利文献2中记载的技术均仅单纯地提高了从断裂 的观点考虑的弯曲加工性，未考虑到成型后的形状、褶皱等外观等。在高强 度熔融镀锌钢板的弯曲加工中，因合金元素的偏析等而导致在弯曲棱线处出 现条纹状的起伏，存在涂装性、外观等受损的问题。特别是在合金元素含量 多的高强度熔融镀锌钢板中大多确认到了该问题。专利文献3中记载的技术 未实现兼顾弯曲加工性和拉伸凸缘性，存在改进的余地。

[0011] 本发明是鉴于以上的情况而完成的。本发明所要解决的课题在于提供一 种拉伸凸缘性及曲加工性优异的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法。

[0012] 解决课题的方法

[0013] 本发明人等为了实现上述课题，从钢板的成分组成、组织及制造方法等 多种观点进行了深入研究，结果发现了以下见解。

[0014] 将C量设为0.07～0.25质量％，并对其它合金元素进行适当调整，在此 基础上适当地组合回火马氏体相和贝氏体相的面积率、回火马氏体相的硬度 等，由此实现了高强度且优异的拉伸凸缘性及弯曲加工性。本发明是基于这 样的见解而完成的，其主旨如下所述。

[0015] [1]一种高强度熔融镀锌钢板，其具有以下成分组成：以质量％计，含有 C：0.07～0.25％、Si：0.01～3.00％、Mn：1.5～4.0％、P：0.100％以下、S：0.02％ 以下、Al：0.01～
1.50％、N：0.001～0.008％、Ti：0.003～0.200％、B： 0.0003～0.0050％，且满足Ti＞4N，余量由Fe及不可避免的杂质构成，

[0016] 以板厚方向上距基础钢板表面1/4位置的截面的面积率计，铁素体相为 70％以下(包含0％)，贝氏体相和回火贝氏体相总计为20％以下(包含0％)， 回火马氏体相为25％以上，残留奥氏体相小于3％(包含0％)，

[0017] 所述回火马氏体相的平均结晶粒径为20μm以下，所述回火马氏体相的 维氏硬度的波动以标准差计为20以下，在所述回火马氏体相中的碳化物中， 短轴长度为0.05μm以上的碳化物的个数密度为3×106个/mm2以下。

[0018] [2]上述[1]所述的高强度熔融镀锌钢板，以质量％计，其还含有选自Cr： 0.01～2.00％、Mo：0.01～2.00％、V：0.01～2.00％、Ni：0.01～2.00％、Cu：0.01～2.00％ 中的至少一种元素。

[0019] [3]上述[1]或[2]所述的高强度熔融镀锌钢板，以质量％计，其还含有Nb： 0.003～0.200％。

[0020] [4]上述[1]～[3]中任一项所述的高强度熔融镀锌钢板，以质量％计，其还 含有选自Ca：0.001～0.005％、REM：0.001～0.005％中的至少一种元素。

[0021] [5]一种高强度熔融镀锌钢板的制造方法，该方法包括依次进行以下各工 序：

[0022] 热轧工序，在精轧结束后，对具有上述[1]～[4]中任一项所述的成分组成 的钢坯进行冷却，并使得在600～700℃下的停留时间总计为10秒钟以下， 在卷取温度低于600℃下进行卷取；

[0023] 冷轧工序，以大于20％的压下率进行冷轧；

[0024] 退火工序，以15℃/秒以下的平均加热速度加热至退火温度750～950℃， 并在该退火温度下保持30秒钟以上；

[0025] 一次冷却工序，以3℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却；

[0026] 镀锌工序，实施镀锌；

[0027] 二次冷却工序，在以1℃/秒以上的平均冷却速度冷却至Ms点以上后， 实施以100℃/秒以上的平均冷却速度冷却至100℃以下的冷却；以及

[0028] 回火工序，再加热至350℃以下并保持1秒钟以上。

[0029] [6]上述[5]所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在所述镀锌 工序中，在实施了镀锌后进一步加热至460～600℃实施镀锌的合金化处理。

[0030] 需要说明的是，在本发明中，“高强度熔融镀锌钢板”的拉伸强度(TS)为 980MPa以上，不仅包括熔融镀锌钢板，还包括合金化熔融镀锌钢板。另外， 在需要区别说明熔融镀锌钢板与合金化熔融镀锌钢板时，将上述钢板区别记 载。

[0031] 发明的效果

[0032] 根据本发明，可以得到拉伸凸缘性及弯曲加工性优异的高强度熔融镀锌 钢板。本发明的高强度熔融镀锌钢板可以在弯曲加工后实现良好的外观。本 发明的高强度熔融镀锌钢板适于用作汽车部件用原材料。

具体实施方式

[0033] 以下，对本发明的详细情况进行说明。需要说明的是，在没有特别说明 的情况下，表示成分元素的含量的“％”是指“质量％”的意思。

[0034] 1)成分组成

[0035] C：0.07～0.25％

[0036] C(碳)是使马氏体相生成、使TS提高的必须元素。C量低于0.07％时， 马氏体相的强度降低，无法得到TS为980MPa以上。另一方面，C量超过 0.25％时，弯曲加工性变差。因此，C量设为0.07～0.25％。从得到1180MPa 以上的TS的观点考虑，C量优选为0.08以上，更优选为0.10％以上，另一 方面，C量的上限侧优选为0.23％以下。

[0037] Si：0.01～3.00％

[0038] Si(硅)是使钢固溶强化而提高TS的有效元素。为了获得这样的效果，需 要使Si量为0.01％以上。另一方面，Si含量增加时，钢变脆，弯曲加工性 变差。在本发明中可以允许Si量至3.00％。因此，Si量设为0.01～3.00％， Si量优选为0.01～1.80％，更优选为0.01～1.00％，进一步优选为0.01～0.70％。

[0039] Mn：1.5～4.0％

[0040] Mn(锰)是使钢固溶强化而提高TS、抑制铁素体相变、贝氏体相变而生 成马氏体相来提高TS的元素。为了充分地获得这样的效果，需要将Mn量 设为1.5％以上。另一方面，Mn量超过4.0％时，钢变脆，弯曲加工性变差。 因此，Mn量设为1.5～4.0％，Mn量的下限侧优选为1.8％以上，上限侧优选 为3.8％以下，更优选为3.5％以下。

[0041] P：0.100％以下

[0042] P(磷)由于晶界偏析而使钢变脆，使弯曲加工性变差，因此希望尽量降 低P量。但是，从制造成本方面等考虑，P量设为0.100％以下，优选为0.050％ 以下，更优选为0.025％以下，进一步优选为0.015％以下。完全不含有P在 原理上不存在问题，因此没有特别限定下限，但通常低于0.001％时会导致 生产效率降低，因此P量优选为0.001％以上。

[0043] S：0.02％以下

[0044] S(硫)以MnS等夹杂物的形式而存在，会使弯曲加工性变差，因此优选 尽量降低其量，在本发明中，S量可以允许至0.02％。因此，S量为0.02％ 以下。完全不含有S在原理上不存在问题，因此没有特别限定下限，但通常 低于0.0005％时会导致生产效率降低，因此S量优选为0.0005％以上。

[0045] Al：0.01～1.50％

[0046] Al(铝)作为脱氧剂发挥作用，优选在脱氧工序中含有Al。为了获得这样 的效果，需要使Al量为0.01％以上。另一方面，如果Al量超过1.50％，则 导致在退火时过量生成铁素体相，TS降低。因此，Al量设为0.01～1.50％， Al量优选为0.01～0.70％，更优选为0.01～0.10％。

[0047] N：0.001～0.008％

[0048] N(氮)超过0.008％时，TiN粗大化，会促使生成以其为核的铁素体相而 无法获得本发明的钢板组织。另一方面，低于0.001％时，AlN、TiN等氮化 物微细化，对铁素体相、马氏体相的晶粒生长的抑制效果降低，该晶粒粗大 化，无法得到本发明的钢板组织。因此，N量设为0.001～0.008％。

[0049] Ti：0.003～0.200％

[0050] Ti(钛)是退火时抑制铁素体的再结晶，使最终组织中回火马氏体相的晶 粒微细化的有效元素。另外，是固定N而抑制BN的生成，发挥B的效果 的有效的元素。为了获得这样的效果，需要使Ti量为0.003％以上。另一方 面，Ti量超过0.200％时，生成粗大的碳氮化物(包括TiCN、TiC)，钢中的固 溶C量降低，TS降低。因此，Ti量设为0.003～0.200％，Ti量的下限侧优选 为0.010％以上，上限侧优选为0.080％以下，更优选为0.060％以下，进一步 优选为0.030％以下。

[0051] B：0.0003～0.0050％

[0052] B(硼)是均匀地抑制来自于晶界的铁素体相和贝氏体相成核而获得硬度 波动小的回火马氏体相的有效元素。为了充分获得这样的效果，需要将B量 设为0.0003％以上。另一方面，B量超过0.0050％时，夹杂物增加，使弯曲 性变差。因此，B量设为0.0003～0.0050％，B量的下限侧优选为0.0005％以 上，上限侧优选为0.0035％以下，更优选为
0.0020％以下。

[0053] Ti＞4N

[0054] Ti(钛)是固定N而抑制BN的生成，发挥B的效果的有效元素。为了充 分获得这样的效果，Ti和N的含量需要满足Ti＞4N。

[0055] 余量为Fe及不可避免的杂质，可以根据需要适当含有以下元素中的一 种以上。另外，本发明中可以含有Zr、Mg、La、Ce、Sn、Sb等杂质元素总 计至0.002％。

[0056] 选自Cr(铬)：0.01～2.00％、Mo(钼)：0.01～2.00％、V(钒)：0.01～2.00％、 Ni(镍)：0.01～2.00％、Cu(铜)：0.01～2.00％中的至少一种元素

[0057] Cr、Mo、V、Ni、Cu是生成马氏体相等低温相变相、对高强度化有效 的元素。从获得这样的效果的观点考虑，选自Cr、Mo、V、Ni、Cu中的至 少一种元素的含量优选分别为0.01％以上。另一方面，Cr、Mo、V、Ni、Cu 各自的含量超过2.00％时，其效果饱和，导致成本增加。因此，在含有这些 元素的情况下，Cr、Mo、V、Ni、Cu的含量分别优选为0.01～2.00％。更优 选Cr为0.01～1.50％，Mo为0.01～0.80％，V为0.01～0.80％，Ni为0.01～1.50％， Cu为0.01～0.50％。

[0058] Nb：0.003～0.200％

[0059] Nb(铌)是退火时抑制铁素体相的再结晶，使最终组织中回火马氏体相的 晶粒微细化的有效元素。从获得这样的效果的观点考虑，Nb含量优选为 0.003％以上。另一方面，超过0.200％时，生成粗大的碳氮化物(包括NbCN、 NbC)，钢中的固溶C量降低，存在TS降低的隐患。因此，在含有Nb的情 况下，Nb量优选为0.003～0.200％，Nb量更优选为0.005～0.080％，进一步优 选为0.005～0.060％。

[0060] 选自Ca(钙)：0.001～0.005％、REM(稀土元素)：0.001～0.005％中的至少 一种元素

[0061] Ca、REM均是通过控制硫化物的形态而使弯曲加工性得到改善的有效 元素。从获得这样的效果的观点考虑，优选将选自Ca、REM中的至少一种 元素的含量设为0.001％以上。另一方面，如果Ca、REM各自的含量超过 0.005％，则夹杂物增加，存在弯曲加工性变差的隐患。因此，在含有这些元 素的情况下，优选Ca、REM的含量为0.001％～0.005％。

[0062] 2)钢板组织

[0063] 铁素体相的面积率：70％以下(包含0％)

[0064] 铁素体相的面积率超过70％时，难以兼顾980MPa以上的TS和弯曲加 工性及拉伸凸缘性。因此，铁素体相的面积率设为70％以下。为了获得 1180MPa以上的TS，铁素体相的面积率优选为60％以下，更优选为20％以 下，进一步优选为8％以下。

[0065] 贝氏体相和回火贝氏体相的面积率总计：20％以下(包含0％)

[0066] 贝氏体相和回火贝氏体相的面积率总计超过20％时，弯曲加工性及拉伸 凸缘性变差。因此，贝氏体相和回火贝氏体相的面积率总计设为20％以下。 需要说明的是，本发明中的贝氏体相由上部贝氏体相(upper bainite phase)和 下部贝氏体相(lower bainite phase)构成，回火贝氏体相为回火下部贝氏体相。

[0067] 回火马氏体相的面积率：25％以上

[0068] 回火马氏体相的面积率低于25％时，难以兼顾980MPa以上的TS和弯 曲加工性及拉伸凸缘性。因此，回火马氏体相的面积率设为25％以上。从获 得1180MPa以上的TS的观点考虑，回火马氏体相的面积率优选为40％以上， 更优选为80％以上，进一步优选为90％以上。需要说明的是，在本发明中， 回火马氏体相是指具有碳化物的马氏体相。在本发明中，回火马氏体相包括 自回火马氏体相(autotempered martensite phase)。

[0069] 残留奥氏体相的面积率：低于3％(包含0％)

[0070] 残留奥氏体相通过在弯曲加工时成为硬质的马氏体相而使弯曲加工性 及拉伸凸缘性变差。因此，残留奥氏体相的面积率设为低于3％。残留奥氏 体相的面积率优选为低于2％，更优选为低于1％。

[0071] 需要说明的是，对于残留奥氏体相而言，通过后面叙述的方法求出体积 率。然后，将该体积率的值作为面积率的值对待。

[0072] 回火马氏体相的平均结晶粒径：20μm以下

[0073] 回火马氏体相的平均结晶粒径超过20μm时，弯曲加工性变差。因此， 回火马氏体相的平均结晶粒径设为20μm以下，回火马氏体相的平均结晶粒 径优选为15μm以下。

[0074] 回火马氏体相的维氏硬度的波动的标准差：20以下

[0075] 回火马氏体相的维氏硬度的波动的标准差超过20时，弯曲加工性变差。 因此，回火马氏体相的维氏硬度的波动的标准差设为20以下，该标准差优 选为15以下。需要说明的是，本发明中的回火马氏体相的维氏硬度优选为 300～600。

[0076] 在回火马氏体相中的碳化物中，短轴长度为0.05μm以上的碳化物的个 数密度为36 2
×10个/mm以下

[0077] 在回火马氏体相中的碳化物中，短轴长度为0.05μm以上的碳化物的个 数密度超过3×106个/mm2时，弯曲加工性变差。因此，在回火马氏体相中 的碳化物中，短轴长度为0.05μm以上的碳化物的个数密度设为3×106个 /mm2以下。

[0078] 本发明的钢板组织可以是回火马氏体相单相。另一方面，作为铁素体相、 回火马氏体相、贝氏体相、回火贝氏体相、残留奥氏体相以外的其它相，本 发明的钢板组织有时还含有马氏体相、珠光体相。但是，在本发明中，优选 其它相的面积率总计低于2％，更优选低于1％。

[0079] 这里，钢板组织中的铁素体相、回火马氏体相、贝氏体相、回火贝氏体 相等的面积率是指组织观察中各相的面积在观察面积中所占的比例。它们的 面积率可以通过以下方式求出：由除去了镀锌层(进行了合金化的情况下为 合金化镀锌层)的基础钢板裁切出样品，对与轧制方向平行的板厚截面进行 抛光，然后用3％硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜)以 1500倍的倍率对板厚方向上距基础钢板表面1/4位置分别拍摄3个视野，使 用分析软件(例如Media Cybernetics公司制造的Image-Pro)根据得到的图像 数据求出各相的面积率，将上述3个视野的平均面积率作为各相的面积率。 在上述图像数据中，铁素体相为黑色，马氏体相为不含碳化物的白色，回火 马氏体相为含有方位不一致的碳化物的亮灰色，回火下部贝氏体相为含有方 位一致的碳化物的暗灰色，上部贝氏体相为含有碳化物或岛状白色组织的黑 色，下部贝氏体相为含有方位一致的碳化物的亮灰色，珠光体相为白色与黑 色的层状，由此能够进行区分。这里，回火马氏体相可以含有各种大小的碳 化物。在本发明中，按照后面叙述的方法限定了回火马氏体相中特定碳化物 的个数密度。另外，由于难以根据图像数据区别马氏体相与残留奥氏体相， 因此将通过后面叙述的X射线衍射法求出的残留奥氏体相体积率的值减去 白色组织面积率的值所得到的值作为马氏体相的面积率。

[0080] 回火马氏体相的平均结晶粒径如下：对于求出了面积率的上述图像数 据，通过将上述3个视野的回火马氏体相面积的总计除以回火马氏体相的个 数而求出平均面积，将其1/2次方作为平均结晶粒径。

[0081] 如下所述求出板厚方向上距基础钢板表面1/4位置截面的残留奥氏体相 的体积率。即，在基础钢板的板厚方向上抛光至距表面1/4位置，然后通过 化学抛光进一步抛光了0.1mm，对于该面，通过X射线衍射装置使用Mo 的Kα射线测定fcc铁(奥氏体)的(200)面、(220)面、(311)面、以及bcc铁(铁 素体)的(200面)、(211)面、(220)面的积分反射强度。然后，根据来自于fcc 铁(奥氏体)各面的积分反射强度相对于来自于bcc铁(铁素体)的各面的积分 反射强度的强度比求出体积率，将该体积率作为残留奥氏体相的体积率。

[0082] 回火马氏体相的维氏硬度如下所述进行测定。采取具有与轧制方向平行 的方向的截面且宽度为10mm、长度(轧制方向)为15mm的试验片，对于该 截面，在基础钢板的板厚方向上距表面为板厚1/4的位置随机选出回火马氏 体相(包括自回火马氏体相)进行维氏硬度测定，负荷为20g，测定20点。

[0083] 接着，根据除了维氏硬度的最大值和最小值以外的测定得到的18个点 利用下述数学式1所示的式子求出标准差σ。

[0084] 数学式1

[0085]

[0086] σ：标准差

[0087] n：打点数(本发明中为18)

[0088] x：各维氏硬度

[0089] 维氏硬度的平均值

[0090] 对于回火马氏体相中的碳化物而言，通过与上述回火马氏体相等的面积 率测定方法相同的方法利用SEM以10000倍的倍率拍摄10个视野，在得到 的图像数据中，测定短轴长度为0.05μm以上的碳化物数，将其平均值除以 视野面积，求出个数密度。需要说明的是，碳化物的短轴长度通过以下方式 求出：求出各岛状碳化物的面积，接着求出该岛状碳化物的最大长度，用上 述岛状碳化物的面积除以上述岛状碳化物的最大长度。

[0091] 3)制造条件

[0092] 本发明的高强度熔融镀锌钢板可以通过依次进行以下各工序的高强度 熔融镀锌钢板的制造方法来制造，例如：热轧工序，在精轧结束后，对具有 上述成分组成的钢坯进行冷却，并使得在600～700℃下的停留时间总计为10 秒钟以下，在卷取温度低于600℃下进行卷取；冷轧工序，以大于20％的压 下率进行冷轧；退火工序，以15℃/秒以下的平均加热速度加热至退火温度 750～950℃，并在该退火温度下保持30秒钟以上；一次冷却工序，以3℃/ 秒以上的平均冷却速度进行冷却；镀锌工序，实施镀锌；二次冷却工序，以 1℃/秒以上的平均冷却速度冷却至Ms点以上后，实施以100℃/秒以上的平 均冷却速度冷却至100℃以下的冷却；以及回火工序，再加热至350℃以下 并保持1秒钟以上。需要说明的是，可以根据需要实施的镀锌的合金化处理。 在热轧中，将600～700℃下的停留时间设为10秒钟以下，并进一步在低于 600℃下进行卷取，由此保持B的固溶状态。在退火中，通过以15℃/秒以下 进行加热并在750～950℃下保持，使奥氏体相、即最终组织中的回火马氏体 相微细化。在随后的冷却中，通过固溶B和3℃/秒以上的冷却来抑制铁素体 相的生成，保持微细晶粒，并在Ms点以下进行100℃/秒以上的冷却，由此 可以使马氏体相、即最终组织中的回火马氏体相的硬度均匀化。通过在退火 后，于350℃以下实施回火，可缓和马氏体相的应变，提高拉伸凸缘性，并 且形成在马氏体相中生成了微细碳化物的回火马氏体相，可以兼顾优异的弯 曲性。以下详细进行说明。

[0093] 3-1)热轧工序

[0094] 600～700℃下的停留时间总计：10秒钟以下

[0095] 在精轧后，如果600～700℃温度范围内钢板的停留时间超过10秒钟， 则生成B碳化物等含B化合物，钢中的固溶B量降低，退火时的B的效果、 即抑制微细组织中的贝氏体相面积率的效果降低，无法得到本发明的钢板组 织。因此，600～700℃下的停留时间总计设为10秒钟以下，600～700℃下的 停留时间总计优选为8秒钟以下。需要说明的是，温度是钢板表面的温度。

[0096] 卷取温度：低于600℃

[0097] 卷取温度为600℃以上时，生成B碳化物等含B化合物，钢中的固溶B 量降低，退火时的B的效果降低，无法得到本发明的钢板组织。因此，卷取 温度设为低于600℃，其下限没有特别限定，从温度控制性的观点考虑，卷 取温度优选为400℃以上。

[0098] 为了防止宏观偏析，优选利用连续铸造法来制造钢坯，也可以通过铸锭 法、薄钢坯铸造法来制造。在对钢坯进行热轧中，可以暂时将钢坯冷却至室 温，然后进行再加热并进行热轧，也可以不将钢坯冷却至室温，而是装入加 热炉中进行热轧。或者也可以应用在稍微进行保温后立即进行热轧的节能工 艺。在加热钢坯时，为了防止碳化物溶解、轧制负荷增大，优选加热至1100 ℃以上。另外，为了防止氧化皮损失增大，钢坯的加热温度优选设为1300 ℃以下。需要说明的是，钢坯温度是钢坯表面的温度。

[0099] 在对钢坯进行热轧时，从即使降低钢坯的加热温度也能防止轧制时的不 良情况的观点考虑，还可以对粗轧后的粗钢条进行加热。而且，可以应用将 粗钢条彼此接合而连续地进行精轧的所谓的连续轧制工艺。在低于Ar3相变 点结束精轧时，各向异性增大，有时使冷轧、退火后的加工性降低，因此优 选在Ar3相变点以上的精轧温度下进行。另外，为了降低轧制负荷、使形状、 材质均匀化，优选在精轧的全部道次或部分道次中进行摩擦系数为0.10～0.25 的润滑轧制。

[0100] 另外，对于卷取后的钢板而言，通常可以在通过酸洗等除去氧化皮后实 施冷轧、退火、熔融镀锌等。

[0101] 3-2)冷轧工序

[0102] 冷轧的压下率：大于20％

[0103] 压下率为20％以下时，退火时不发生再结晶而残留伸展组织，无法得到 本发明的钢板组织。因此，冷轧的压下率设为大于20％，冷轧的压下率优选 为30％以上。需要说明的是，其上限没有特别限定，从形状稳定性等的观点 考虑，压下率优选为90％以下。

[0104] 3-3)退火工序

[0105] 以15℃/秒以下的平均加热速度加热至退火温度750～950℃

[0106] 平均加热速度超过15℃/秒时，由积累了很大轧制应变的未再结晶组织 剧烈地进行逆相变，晶粒生长，易于生成粗大的奥氏体相、即最终组织中的 粗大的回火马氏体相，无法得到本发明的钢板组织。因此，平均加热速度设 为15℃/秒以下，平均加热速度优选为8℃/秒以下，其下限没有特别限定， 但由于低于1℃/秒时有时生成粗晶粒，因此优选为1℃/秒以上。需要说明的 是，平均加热速度是开始加热至退火温度的钢板温度差除以所需要的时间而 得到的值。在本发明中，加热速度及冷却速度的单位中“s”是“秒”的意思。

[0107] 在低于750℃的加热中，不能充分生成奥氏体相、即最终组织中的回火 马氏体相，无法得到本发明的钢板组织。另一方面，超过950℃进行加热时， 奥氏体晶粒粗大化而无法得到本发明的钢板组织。因此，退火温度设为 750～950℃。

[0108] 退火温度下的保持时间：30秒钟以上

[0109] 退火温度750～950℃下的保持时间低于30秒钟时，未充分生成奥氏体 相，无法得到本发明的钢板组织。因此，退火温度下的保持时间设为30秒 钟以上，其上限没有特别限定，从生产效率等观点考虑，保持时间优选为 1000秒钟以下。

[0110] 3-4)一次冷却工序(退火结束时至浸渍熔融镀锌浴的冷却工序)

[0111] 平均冷却速度：3℃/秒以上

[0112] 退火工序后的平均冷却速度低于3℃/秒时，冷却中、保持中过量生成铁 素体相、上部贝氏体相，无法得到本发明的钢板组织。因此，平均冷却速度 设为3℃/秒以上，平均冷却速度优选为5℃/秒以上。另一方面，平均冷却速 度的上限侧优选为50℃/秒以下，更优选为40℃/秒以下。该平均冷却速度是 钢板的退火温度与镀锌浴温度的温度差除以退火结束时至浸渍镀锌浴时所 需要的时间而得到的值。需要说明的是，只要满足了上述冷却速度，则在该 冷却工序中可以在Ms～550℃的范围内进行冷却加热保持等。

[0113] 3-5)镀锌工序

[0114] 对于通过一次冷却工序从退火温度冷却后的钢板实施熔融镀锌。熔融镀 锌处理的条件没有特别限定。例如，优选将经过上述处理的钢板浸渍于440 ℃以上且500℃以下的镀锌浴中，然后通过气体吹扫等调整镀层附着量来进 行熔融镀锌处理。在熔融镀锌处理中，优选使用Al量为0.08～0.25质量％的 镀锌浴。另外，在对镀锌层进行合金化时，优选在460℃以上且600℃以下 的温度范围保持1秒钟以上且40秒钟以下来进行合金化。

[0115] 3-6)二次冷却工序(镀锌后冷却工序)

[0116] 以1℃/秒以上的平均冷却速度冷却至Ms点以上

[0117] 在Ms点以上的温度范围进行平均冷却速度1℃/秒以上的缓慢冷却。该 缓慢冷却的平均冷却速度低于1℃/秒时，冷却中生成上部贝氏体相、下部贝 氏体相，无法得到本发明的钢板组织。因此，缓慢冷却的平均冷却速度设为 1℃/秒以上。该平均冷却速度是镀锌后的钢板温度与冷却结束时的钢板温度 之差除以冷却所需要的时间而得到的值。缓慢冷却速度过快时，容易发生温 度波动，有时导致硬度波动，因此优选为50℃/秒以下。

[0118] 冷却结束温度：Ms点以上

[0119] 缓慢冷却结束温度低于Ms点时，生成硬度波动大的自回火马氏体相、 下部贝氏体相、以及粗大的碳化物，无法得到本发明的钢板组织。因此，缓 慢冷却结束温度设为Ms点以上，缓慢冷却结束温度优选为Ms点～500℃。 在本发明中，Ms点通过线性膨胀变化来求出。

[0120] 以100℃/秒以上的平均冷却速度冷却至100℃以下

[0121] 在缓慢冷却后，以100℃/秒以上的平均冷却速度快速冷却至100℃以下。 至100℃以下的平均冷却速度低于100℃/秒时，生成硬度波动大的自回火马 氏体相、下部贝氏体相，无法得到本发明的钢板组织。因此，至100℃以下 的平均冷却速度设为100℃/秒以上。该平均冷却速度是上述缓慢冷却的冷却 结束时钢板温度与二次冷却结束时钢板温度之差除以所需要的时间而得到 的值。

[0122] 二次冷却结束温度：100℃以下

[0123] 二次冷却结束温度超过100℃时，生成硬度波动大的自回火马氏体相、 下部贝氏体相，无法得到本发明的钢板组织。因此，快速冷却结束温度设为 100℃以下，优选为60℃以下。

[0124] 3-7)回火工序

[0125] 再加热温度：350℃以下

[0126] 再加热温度超过350℃时，回火马氏体相中的碳化物粗大化，无法得到 本发明的钢板组织。因此，再加热温度设为350℃以下，再加热温度的下限 没有特别限定，优选为80℃以上。

[0127] 再加热温度下的保持时间：1秒钟以上

[0128] 再加热温度下的保持时间低于1秒钟时，回火不充分，拉伸凸缘性降低。 因此，再加热温度下的保持时间设为1秒钟以上，该保持时间的上限没有特 别限定，优选为10天以下。

[0129] 3-8)关于其它工序

[0130] 本发明的高强度熔融镀锌钢板可以实施树脂、油脂涂敷等各种涂装处 理。另外，镀锌层实施了合金化处理后的钢板可以进行以形状矫正、表面粗 糙度调整等为目的的调质轧制。

[0131] 4)其它条件等

[0132] 本发明的高强度熔融镀锌钢板的板厚没有特别限定，优选为0.4～3.0mm。 另外，本发明的熔融镀锌钢板的TS为980MPa以上，优选使钢板的TS为 1180MPa以上。

[0133] 本发明的高强度熔融镀锌钢板的用途没有特别限定。为了能够有助于汽 车的轻质化及汽车车身的高性能化，优选为汽车部件用途。

[0134] 实施例

[0135] 以下，对本发明的实施例进行说明，本发明的技术范围并不限定于以下 的实施例。

[0136] 使用具有表1所示的成分组成的钢(余量为Fe及不可避免的杂质)，按照 表2所示的条件制造了熔融镀锌钢板。具体而言，用真空熔化炉对表1所示 成分组成的钢进行熔炼、轧制，制成钢坯。将这些钢坯加热至1200℃后进 行粗轧、精轧、冷却、卷取，制成热轧钢板。接着，冷轧至板厚1.4mm，制 成冷轧钢板，供于退火、回火。使用模拟了连续熔融镀锌线的红外线加热炉 (infrared image furnace)按照表2所示的条件进行退火，制作了熔融镀锌钢板 (GI)及合金化熔融镀锌钢板(GA)(钢板No.1～31)。将钢板浸渍于460℃的镀敷 浴中使其形成附着量35～45g/m2的镀敷层，制作了熔融镀锌钢板。按照上述 步骤形成镀敷层后，在460～600℃的范围内进行合金化处理，由此制作了合 金化熔融镀锌钢板。以下，将GI及GA称为熔融镀锌钢板。

[0137] 对得到的熔融镀锌钢板实施伸长率0.2％的表皮光轧，然后按照以下的 试验方法求出拉伸特性、弯曲加工性、拉伸凸缘性。另外，按照上述方法调 查了钢板组织、回火马氏体相的维氏硬度波动的标准差、回火马氏体相的碳 化物中短轴长度为0.05μm以上的碳化物的个数密度，将结果示于表3。需 要说明的是，在发明例中，测定的回火马氏体相的维氏硬度为300～600的范 围内。

[0138] ＜拉伸特性试验＞

[0139] 在与轧制方向成直角方向从制作的熔融镀锌钢板上采取JIS5号拉伸试 验片(JIS Z2201)，按照应变速度设为10-3/秒的JIS Z2241的规定进行拉伸试 验，求出TS。将TS为980MPa以上的试验片评价为合格，将TS为1180MPa 以上的试验片评价为更良好。

[0140] ＜弯曲加工性试验＞

[0141] 从制作的熔融镀锌钢板上采取以与轧制方向平行的方向作为弯曲试验 轴方向、且宽度35mm、长度100mm的长方形试验片，进行了弯曲试验。 在冲程速度为10mm/秒、压入负载为10ton、按压保持时间为5秒钟、弯曲 半径R为2.0mm的条件下进行90°V弯曲试验，用10倍的放大镜观察弯曲 顶点的棱线部，按照下述5级对断裂及条纹状起伏进行评价，分别将评分为 3以上作为合格。另外，在评分为3以上时，评分越高评价越好。

[0142] 在断裂的评价中，将确认到5mm以上的裂纹的情况评价为“1”，将确认 到1mm以上且小于5mm的裂纹的情况评价为“2”，将确认到0.5mm以上且 小于1mm的裂纹的情况评价为“3”，将确认到0.2mm以上且小于0.5mm的 裂纹的情况评价为“4”，将确认到小于0.2mm的裂纹的情况或无裂纹的情况 评价为“5”。

[0143] 在条纹状起伏的评价中，将确认到明显的条纹状起伏的情况评价为“1”， 将确认到一般的条纹状起伏的情况评价为“2”，将确认到轻微的条纹状起伏 的情况评价为“3”，将确认到稍有条纹状起伏的情况评价为“4”，将完全未确 认到条纹状起伏的情况评价为“5”。

[0144] ＜扩孔试验＞

[0145] 从制作的熔融镀锌钢板上采取宽度150mm、长度150mm的试验片，按 照JFST 1001(日本铁钢联盟标准)进行3次使用了60°的圆锥冲头的扩孔试 验，求出平均扩孔率λ(％)，评价了拉伸凸缘性。将扩孔率为30％以上作为 拉伸凸缘性良好。

[0146]

[0147]

[0148]

[0149] 对于发明例而言，可以确认拉伸凸缘性及弯曲加工性优异，且可得到 980MPa以上、特别是1180MPa以上的TS。因此，根据发明例，可以得到 拉伸凸缘性及弯曲加工性优异的高强度熔融镀锌钢板，有助于汽车的轻质 化，起到明显有助于汽车车身的高性能化的优异效果。

[0150] 工业实用性

[0151] 根据本发明，能够得到拉伸凸缘性及弯曲加工性优异且TS为980MPa 以上、特别是为1180MPa以上的强度的熔融镀锌钢板。如果将本发明的高 强度熔融镀锌钢板用于汽车部件用途，则能够有助于汽车的轻质化，可以明 显有助于汽车车身的高性能化。