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高强度热镀锌钢板

阅读：433发布：2021-02-26

IPRDB可以提供高强度热镀锌钢板专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且提供一种拉伸强度590MPa级的、具有良好的镀敷表面外观的、成形性优良的高强度热镀锌钢板。一种在钢板的表面形成了热镀锌层的热镀锌钢板，具有如下成分组成：按质量％计，含有C：0.005％以上且0.12％以下、Si：0.7％以上且2.7％以下、Mn：0.5％以上且2.8％以下、P：0.1％以下、S：0.07％以下、Al：1.0％以下和N：0.008％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成；还具有如下组织：按面积率计，含有90％以上的铁素体和2％以上、10％以下的马氏体，并且，所述铁素体的维氏平均硬度为120以上，从所述镀层和钢基的界面至钢基侧3μm深的钢基表层区域中的、析出夹杂物的晶界的长度相对于晶界全长的比为50％以下。，下面是高强度热镀锌钢板专利的具体信息内容。

权利要求

1.一种高强度热镀锌钢板，在钢板的表面形成了热镀锌层，其特征在于，具有如下成分组成：按质量％计，含有C：0.005％以上且0.12％以下、Si：0.7％以上且

2.7％以下、Mn：0.5％以上且2.8％以下、P：0.1％以下、S：0.07％以下、Al：1.0％以下和N：

0.008％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

还具有如下组织：按面积率计，含有90％以上的铁素体和2％以上、10％以下的马氏体，所述铁素体的维氏平均硬度为120以上，

从所述镀层和钢基的界面至钢基侧3μm深的钢基表层区域中的、析出夹杂物的晶界的长度相对于晶界全长的比为50％以下。

2.根据权利要求1所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述马氏体的粒径为5μm以下，并且马氏体的平均粒子间距为2μm以上。

3.根据权利要求1或2所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在所述组织中，存在于-3 2铁素体晶粒内的第2相为3.3×10 个/μm 以上。

4.根据权利要求1或2所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述钢基表层区域中的、在晶界析出的夹杂物的沿着该晶界的长度的平均值为0.3μm以下。

5.根据权利要求1或2所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为所述成分组成，按质量％计，还含有从Cr：0.05％以上且1.2％以下、V：0.005％以上且1.0％以下和Mo：

0.005％以上且0.5％以下中选择的一种或两种以上。

6.根据权利要求1或2所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为所述成分组成，按质量％计，还含有从Ti：0.01％以上且0.1％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下、B：

0.0003％以上且0.0050％以下、Ni：0.05％以上且2.0％以下和Cu：0.05％以上且2.0％以下中选择的一种或两种以上。

7.根据权利要求1或2所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为所述成分组成，按质量％计，还含有从Ca：0.001％以上且0.005％以下和REM：0.001％以上且0.005％以下中选择的一种或两种以上。

8.根据权利要求1或2所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述镀层中的铁含有率为7～15质量％。

说明书全文

高强度热镀锌钢板

技术领域

[0001] 本发明涉及在汽车产业和电气产业等领域中使用的、成形性优良、并且具有良好的镀敷表面外观的高强度热镀锌钢板。在本发明中，将热镀锌钢板以及使镀层合金化的合金化热镀锌钢板总称为热镀锌钢板。

背景技术

[0002] 近年来，从地球环境保护的观点出发，例如，汽车耗油量的提高成为重要的课题。因此，通过车体材料的高强度化而实现薄壁化，使车体本身轻量化的动向很显著。但是，由于钢板的高强度化会导致成形加工性的降低，因此期待兼具高强度和高加工性的材料的开发。

[0003] 针对这种要求，以往开发有铁素体-马氏体的双相钢，即dual-Phase钢，和利用残留奥氏体的相变诱导塑性的所谓TRIP钢等各种复合组织钢板。例如，在专利文献1中公开了通过规定化学成分、热轧条件和退火条件，提供表面性状和弯曲加工性优良的低屈服比高张力钢板及其制造方法。

[0004] 同样，在专利文献2中提出了通过规定化学成分、马氏体量和制造方法来制造具有优良的机械特性的高强度钢板的方法，在专利文献3中提出了通过对预定成分的钢规定热轧条件和退火条件来制造弯曲性优良的钢板的方法，在专利文献4中提出了通过规定马氏体百分比、其粒径和机械特性来制造冲击安全性和成形性优良的钢板的方法。

[0005] 另外，在专利文献5中提出了规定了化学成分、结构相和其硬度比的拉伸凸缘性优良的钢板，在专利文献6中提出了规定了化学成分、结构相、其粒径和硬度比等的疲劳特性优良的钢板。

[0006] 在上述的钢板中，为了提高实际使用时的防锈性的目的，有时在表面实施镀锌。此时，为了确保冲压成形性、点焊性和涂料粘着性，使用在镀敷后进行热处理而使钢板的Fe在镀层中扩散后的合金化热镀锌的情况较多，随之进行了各种钢板的开发。

[0007] 例如，作为关于热镀锌钢板的方案，在专利文献7中记载了通过规定化学成分和残留奥氏体量，提高高强度合金化热镀锌钢板的延展性和加工性。同样，在专利文献8中记载了规定了化学成分、马氏体百分比和其粒径的拉伸凸缘性和耐冲击特性优良的高强度钢板、高强度热镀锌钢板和高强度合金化热镀锌钢板，在专利文献9中记载了规定了化学成分、铁素体粒径及其集合组织和马氏体百分比的拉伸凸缘性、形状冻结性和耐冲击特性优良的高强度钢板、高强度热镀锌钢板和高强度合金化热镀锌钢板。

[0008] 另外，在专利文献10至13中提出了通过对预定成分的钢规定连续热镀锌生产线中的热处理条件，提供拉伸性、扩孔性和弯曲性优良的钢板的制造方法。在专利文献14和15中提出了通过规定化学成分和热镀锌生产线中的制造条件，提供改善了拉伸凸缘性和弯曲性的高强度热镀锌钢板、制造高强度热镀锌钢板的方法和设备。

[0009] 此外，作为还考虑镀敷性和镀层质量的技术，在专利文献16中提出了规定了化学成分、马氏体量和镀敷被膜中的Fe浓度的形状冻结性、镀层粘合性和延展性优良的钢板，在专利文献17中提出了规定了化学成分、残留奥氏体量和镀敷被膜中的Fe、Al浓度的延展性、薄片性(flaking)和粉化性(powdering)优良的钢板。

[0010] 另外，在专利文献18中提出了在高Si、高Mn钢中，也为了确保镀敷表面外观，通过将形成在镀敷钢板和基底钢板的界面附近的Si-Mn富集层控制为适当的形态，制造没有不镀部分的、呈现良好的表面外观的热镀锌钢板。在专利文献19中提出了通过规定化学成分和制造条件，制造成形性和镀层粘合性优良的高强度合金化热镀锌钢板。

[0011] 专利文献1：日本专利第1853389号公报

[0012] 专利文献2：日本特表2003-505604号公报

[0013] 专利文献3：日本专利第3610883号公报

[0014] 专利文献4：日本特开平11-61327号公报

[0015] 专利文献5：日本特开平10-60593号公报

[0016] 专利文献6：日本特开平7-11383号公报

[0017] 专利文献7：日本专利第3527092号公报

[0018] 专利文献8：日本特开2003-213369号公报

[0019] 专利文献9：日本特开2003-213370号公报

[0020] 专利文献10：日本专利第2862186号公报

[0021] 专利文献11：日本专利第2862187号公报

[0022] 专利文献12：日本专利第2761095号公报

[0023] 专利文献13：日本专利第2761096号公报

[0024] 专利文献14：日本特开平6-93340号公报

[0025] 专利文献15：日本特开平6-108152号公报

[0026] 专利文献16：日本特开2004-115843号公报

[0027] 专利文献17：日本特开2002-47535号公报

[0028] 专利文献18：日本特开2001-288550号公报

[0029] 专利文献19：日本专利第3459500号公报

发明内容

[0030] 但是，上述的现有技术中存在如下各种问题。例如，在专利文献1中，虽然规定在单相区域退火，然后以6～20℃/s冷却到400℃，但是对热镀锌钢板而言，需要考虑镀层粘合性，并且，由于冷却到400℃的冷却是冷却到镀浴温度以下，因此需要在镀敷前升温，难以通过在镀敷前不具有升温设备的连续热镀锌生产线(CGL)制造。

[0031] 另外，在专利文献2、3、4、6、7和9中，没有考虑拉伸凸缘性，特别是在实施热镀锌时，不能够稳定得到镀层粘合性和拉伸凸缘性。在专利文献5中，虽然提出了通过将结构相规定为铁素体和贝氏体或珠光体来确保拉伸凸缘性，但是此时不能够得到足够的延展性。在专利文献8中，虽然通过规定化学成分、马氏体的粒径和面积率来提高拉伸凸缘性和耐冲击特性，但是如果具有铁素体和马氏体的复合组织，特别是在实施热镀锌时，不能够稳定得到良好的拉伸凸缘性。

[0032] 在专利文献10中，虽然延展性优良，但是没有考虑扩孔性和弯曲性，相反，在专利文献11和12中，虽然扩孔性和弯曲性优良，但是没有考虑拉伸性。在专利文献13中，以延展性的提高为主要目的，扩孔性并不足够，其应用部位有限。在专利文献14和15中，在热镀锌生产线内的热处理中需要生成回火马氏体，因此需要在冷却到Ms点以下后进行再加热的设备。

[0033] 另外，在专利文献16和17中，虽然能够确保镀敷性和镀层粘合性，但是没有考虑拉伸凸缘性，特别是在实施热镀锌时，不能够稳定得到镀层粘合性和拉伸凸缘性。在专利文献18中，在界面附近的晶界中存在Si-Mn富集层时，虽然表面外观优良，但是机械特性的确保不充分，并且还存在特性的不均匀性显著等问题。在专利文献19中，虽然提出通过规定化学成分和制造条件来制造成形性和镀层粘合性优良的钢板，但是仅通过其中规定的成分和制造条件，特性的不均匀性大，未必能得到成形性优良的钢板。

[0034] 本发明的目的在于，解决上述的问题，提供拉伸强度590MPa级的、具有良好的镀敷表面外观的、成形性优良的高强度热镀锌钢板。

[0035] 为了达到上述的目的，本发明的主要构成如下。

[0036] (1)一种高强度热镀锌钢板，在钢板的表面形成了热镀锌层，其特征在于，[0037] 具有如下成分组成：按质量％计，含有C：0.005％以上且0.12％以下、Si：0.7％以上且2.7％以下、Mn：0.5％以上且2.8％以下、P：0.1％以下、S：0.07％以下、Al：1.0％以下和N：0.008％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

[0038] 还具有如下组织：按面积率计，含有90％以上的铁素体和2％以上、10％以下的马氏体，

[0039] 所述铁素体的维氏平均硬度为120以上，

[0040] 从所述镀层和钢基的界面至钢基侧3μm深的钢基表层区域中的、析出夹杂物的晶界的长度相对于晶界全长的比为50％以下。

[0041] 在此，夹杂物是指由添加到钢中的元素构成，并且没有固溶在钢中而析出的氧化物、碳化物、氮化物。具体为，含有从Si、Mn、P、Al、REM、Cr、V、Ti、Nb、B和Ca中选择的一种以上的元素的氧化物，及含有从Cr、V、Mo、Ti、Nb、B和Ca中选择的一种以上的元素的碳化物和氮化物。

[0042] (2)根据上述(1)所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述马氏体的粒径为5μm以下，并且马氏体的平均粒子间距为2μm以上。

[0043] (3)根据上述(1)或(2)所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在所述组织中，存-3 2在于铁素体晶粒内的第2相为3.3×10 个/μm 以上。

[0044] 在此，存在于铁素体晶粒内的第2相是马氏体或碳化物。

[0045] (4)根据上述(1)、(2)或(3)所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述钢基表层区域中的、在晶界析出的夹杂物的沿着该晶界的长度的平均值为0.3μm以下。

[0046] (5)根据上述(1)～(4)的任一项所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为所述成分组成，按质量％计，还含有从Cr：0.05％以上且1.2％以下、V：0.005％以上且1.0％以下和Mo：0.005％以上且0.5％以下中选择的一种或两种以上。

[0047] (6)根据上述(1)～(5)的任一项所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为所述成分组成，按质量％计，还含有从Ti：0.01％以上且0.1％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下、B：0.0003％以上且0.0050％以下、Ni：0.05％以上且2.0％以下和Cu：0.05％以上且2.0％以下中选择的一种或两种以上。

[0048] (7)根据上述(1)～(6)的任一项所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为所述成分组成，按质量％计，还含有从Ca：0.001％以上且0.005％以下和REM：0.001％以上且0.005％以下中选择的一种或两种以上。

[0049] (8)根据上述(1)～(7)的任一项所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述镀层中的铁含有率为7～15质量％。

[0050] 根据本发明，能够提供具有良好的镀敷表面外观的、成形性优良的高强度热镀锌钢板。该高强度热镀锌钢板在产业上的利用价值非常大，特别是对汽车车体的轻量化和防锈化极为有利，工业效果大。

具体实施方式

[0051] 为了得到延展性和拉伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板，发明人对钢板的微观组织、化学成分及镀层附近的钢板组织进行了深入研究。其结果，即使对于以往由难以确保拉伸凸缘性的、没有进行回火的马氏体和铁素体构成的双相钢(Dual-Phase钢)，如果控制铁素体及第二相的面积率和硬度，同时适当控制形成在与镀层的界面附近的钢板表层的氧化物等夹杂物的分布形态及其大小，也能够得到不仅镀敷表面外观和延展性优良，还能够确保足够的拉伸凸缘性的钢板。

[0052] 下面，详细说明本发明。

[0053] 已知通常，铁素体和没有进行回火的硬质的马氏体的两相结构虽然能够确保延展性，但是由于铁素体相和马氏体相的硬度差大，因此不能够得到足够的拉伸凸缘性。因此，以往通过以铁素体为主相，以含有碳化物的贝氏体或珠光体为硬质第二相，减少硬度差，而确保拉伸凸缘性，但是此时存在不能够确保足够的延展性的问题。另外，在以马氏体或残留奥氏体(也包括含有残留奥氏体的贝氏体)为第二相时，也为了同时确保延展性和拉伸凸缘性，例如，讨论以马氏体和贝氏体的混合组织为第二相组织等。但是，如果以各种相的混合组织为第二相，并且以高精度控制其百分比等，则需要严格控制热处理条件，大多情况下在制造稳定性等方面产生问题。

[0054] 发明人不仅对如上所述的各相的硬度差、百分比和机械特性之间的关系进行了详细研究，还对在实施镀敷时的特性变化和其提高的可能性进行了研究。在研究时，特别关注认为在热镀锌生产线的热处理中不需要特别的设备而能够最稳定制造的、由铁素体和没有进行回火的马氏体构成的双相钢中的特性提高的可能性，进行了详细的研究。

[0055] 其结果，关于钢板本身的相结构和机械特性的关系，发现通过将铁素体固溶强化，并且大幅度地增加其百分比，能不降低强度而提高延展性和扩孔性，另外，通过铁素体的固溶强化，能减小铁素体和马氏体的硬度比，扩孔性提高，从而确定了本发明钢的母材组织。这样，通过利用铁素体百分比的固溶强化，使马氏体的百分比、粒径和分散状态最优化，能够确保良好的扩孔性这一点，以及通过生成抑制孔隙(void)的结合的组织，进一步提高扩孔性这一点，是本发明的特征。

[0056] 为了确保良好的扩孔性，具体而言，通过使固溶强化的铁素体百分比为90％以上，不降低强度而减小硬度比。另外，通过使马氏体的粒径为5μm以下，降低作为孔隙的发生起点的铁素体和马氏体的界面量，通过使马氏体的平均粒子间距为2μm以上，抑制孔隙的结合导致的裂纹的生成和传播。进而，通过增加存在于铁素体晶粒内的马氏体量，抑制孔隙的结合导致的裂纹的生成和传播，并且减小铁素体和马氏体的硬度比(马氏体硬度/铁素体硬度)。

[0057] 此外，还已知在具有上述的钢板组织的情况下，如果实施热镀锌，则拉伸凸缘性的不均匀性变大，未必能够稳定得到足够的拉伸凸缘性。因此，发明人对在这种实施热镀锌的情况下产生拉伸凸缘性不均匀的原因进行了深入研究。

[0058] 其结果发现，在为了确保镀敷性而使内部氧化物等夹杂物在钢板表层生成时，存在于镀层和钢板界面的夹杂物(主要为Si、Mn类氧化物)的分布状态对拉伸凸缘性产生影响。而且发现通过减少这种夹杂物在钢板表层的晶界的存在量，能够稳定地确保拉伸凸缘性。

[0059] 具体而言，通过使在镀层正下面的钢基表层，即从镀层和钢基的界面至钢基侧3μm深的钢基表层区域中的、铁素体和马氏体等母材结构相的、析出夹杂物的晶界的长度相对于晶界全长的比为50％以下，能够稳定得到优良的拉伸凸缘性。

[0060] 在此，如果在钢基表层区域中的、在晶界析出的夹杂物的沿着该晶界的长度的平均值为0.3μm以下，则能够更稳定地确保优良的拉伸凸缘性。在利用作为本发明的对象的、没有进行回火的马氏体和铁素体的双相钢时，该效果特别大。

[0061] 可以认为这是因为，与第二相为回火马氏体、贝氏体和珠光体的情况相比，在利用更硬质的、没有进行回火的马氏体和铁素体的本发明钢中，在冲裁等剪切加工时和剪切加工后的拉伸凸缘成形时的钢板表层区域容易发生孔隙的情况显著。

[0062] 如上所述，本发明的特征在于，对于以往难以确保拉伸凸缘性的、由没有进行回火的马氏体和铁素体构成的双相钢，通过大幅度增加铁素体百分比而减少由于与第二相的硬质差而产生的对拉伸凸缘性的不良影响，提高钢板本身的拉伸凸缘性，并且通过使与镀层的界面附近的钢板组织最优化，能够均匀且稳定地确保优良的拉伸凸缘性，同时使铁素体相固溶强化，即使降低硬质第二相的百分比也能够确保强度，并且能最大限地利用铁素体相的优良的加工性而确保延展性。

[0063] 下面，说明实施本发明时的组织的限定范围和规定该范围的理由。

[0064] [铁素体面积率：90％以上]

[0065] 在第二相为没有进行回火的硬质的马氏体时，如上所述，为了确保拉伸凸缘性，需要使铁素体面积率为90％以上。

[0066] [铁素体的维氏硬度的平均值(HV)：120以上]

[0067] 在确保强度，并且如上所述，在第二相为没有进行回火的硬质的马氏体的情况下，为了确保拉伸凸缘性，需要使铁素体的HV为120以上。优选HV为140以上。

[0068] [马氏体面积率：2％以上、10％以下]

[0069] 硬质第二相可以含有马氏体以外的贝氏体等组织，但是为了确保强度和促进铁素体的加工硬化，马氏体需要为2％以上。另外，为了确保拉伸凸缘性，铁素体面积率如上所述需要为90％以上，因此马氏体面积率为10％以下。

[0070] [从镀层和钢基的界面至钢基侧3μm深的钢基表层区域中的、析出夹杂物的晶界的长度相对于晶界全长的比：50％以下]

[0071] 如上所述，为了稳定地确保拉伸凸缘性，需要使上述钢基表层区域中的、析出夹杂物的晶界的长度相对于晶界全长的比为50％以下。优选为30％以下。

[0072] 本发明的组织的基本构成如上所述，但是通过进一步如下限定，能够提高特性。

[0073] [马氏体粒径：5μm以下]

[0074] 为了通过减少作为孔隙的发生起点的铁素体和马氏体的界面量而确保良好的扩孔性，马氏体粒径优选为5μm以下。

[0075] [马氏体的平均粒子间距：2μm以上]

[0076] 为了通过抑制孔隙的结合导致的裂纹的生成和传播而确保良好的扩孔性，马氏体的平均粒子间距优选为2μm以上。

[0077] [存在于铁素体晶粒内的第2相：3.3×10-3个/μm2以上]

[0078] 为了确保强度，并且通过抑制孔隙的结合导致的裂纹的生成和传播而确保良好的-3 2扩孔性，存在于铁素体晶粒内的第2相优选为3.3×10 个/μm 以上。在此，为了确保由于硬度的减低带来的良好的扩孔性，第2相优选为马氏体。另外，第2相的具体形态为块状、板状或棒状。

[0079] [在钢基表层区域中的、在晶界析出的夹杂物的沿着该晶界的长度的平均值为0.3μm以下]

[0080] 如上所述，为了稳定地确保拉伸凸缘性，需要限定在镀层正下面的钢基表层区域中的夹杂物的析出长度，但是如果进一步将各夹杂物的沿着晶界的长度的平均值限定为0.3μm以下，则能够更稳定地确保拉伸凸缘性。虽然不清楚其详细原因，但是可以认为这是因为在夹杂物的粒径小时，孔隙的发生频率降低。

[0081] 接着，下面说明实施本发明时的化学成分的范围和限定该范围的理由。其中，关于钢板组成的“％”的表记，在没有特别说明的情况下，均表示“质量％”。

[0082] C：0.005％以上且0.12％以下

[0083] C是钢板的高强度化不可缺少的元素，如果小于0.005％，则难以确保钢板的强度并满足预定的特性。另外，如果C量超过0.12％，则不仅难以确保90％以上的铁素体百分比，而且焊接部和热影响部的硬化显著而焊接性变差。从这种观点出发，将C量限定在0.005％以上、0.12％以下的范围内。为了稳定地确保铁素体百分比，优选使C量小于0.08％，更优选小于0.04％。

[0084] Si：0.7％以上且2.7％以下

[0085] Si是铁素体生成元素，也是对铁素体的固溶强化有效的元素，为了确保延展性和铁素体的硬度，需要添加0.7％以上。但是添加过量的Si，会引起由于红锈等的发生而导致的表面性状的变差、和镀层附着/粘合性的变差。因此，将Si的添加量限定在0.7％～2.7％。优选超过0.9％。

[0086] Mn：0.5％以上且2.8％以下

[0087] Mn是对钢的强化有效的元素。而且，也是使奥氏体稳定的元素，是调整第二相的百分比需要的元素。为此，Mn需要添加0.5％以上。另外，如果添加过量，Mn超过2.8％，则第二相百分比过大而难以确保铁素体百分比。因此，将Mn量限定为0.5％以上、2.8％以下。优选为1.6％以上。

[0088] P：0.1％以下

[0089] P是对钢的强化有效的元素，但是如果添加过量而超过0.1％，则由于晶界偏析引起脆化，使耐冲击性变差。另外，如果超过0.1％，则使合金化速度大幅度迟延。因此，将P量限定为0.1％以下。

[0090] S：0.07％以下

[0091] S是由于成为MnS等夹杂物而导致耐冲击性的变差和沿着焊接部的金属流动(metal flow)的裂纹的原因，因此优选尽量减少，从制造成本方面考虑，限定为0.07％以下。

[0092] Al：1.0％以下

[0093] Al是铁素体生成元素，是控制制造时的铁素体生成量有效的元素。但是，添加过量的Al会使炼钢时的钢坯质量变差。因此，将Al的添加量限定为1.0％以下。优选为0.5％以下。

[0094] N：0.008％以下

[0095] N是使钢的耐时效性最大劣化的元素，越少越好，特别是在超过0.008％时，耐时效性的劣化显著。因此，将N量限定为0.008％以下。

[0096] 本发明的钢板以上述的基本成分和铁为主要成分。主要成分含义在于，不损害不可避免的杂质的含有和上述基本成分的作用，反而提高这些作用，或者不妨碍含有能够改善机械和化学特性的元素，例如可以含有如下Cr、V、Mo中的一种以上的元素。

[0097] Cr：0.05％以上且1.2％以下、V：0.005％以上且1.0％以下和Mo：0.005％以上且0.5％以下的一种或两种以上

[0098] Cr、V和Mo具有在从退火温度开始的冷却时抑制珠光体的生成的作用，因此可以根据需要添加。其效果在Cr：0.05％以上、V：0.005％以上、Mo：0.005％以上时能够得到。但是，如果分别添加过量，Cr超过1.2％、V超过1.0％、Mo超过0.5％，则有可能出现第二相百分比过大导致的显著的强度上升等。因此，如果添加这些元素，将它们的量分别限定为Cr：1.2％以下、V：1.0％以下、Mo：0.5％以下。

[0099] 还可以含有Ti、Nb、B、Ni和Cu中的一种以上的元素。

[0100] Ti：0.01％以上且0.1％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下

[0101] Ti和Nb对钢的析出强化有效，其效果在各自为0.01％以上时能够得到，只要在本发明所规定的范围内则完全可以用于钢的强化。但是，如果超过0.1％，则加工性和形状冻结性下降。因此，如果添加Ti、Nb，将其添加量分别限定为Ti：0.01％以上且0.1％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下。

[0102] B：0.0003％以上且0.0050％以下

[0103] B具有抑制来自奥氏体晶界的铁素体的生成和生长的作用，因此可以根据需要添加。其效果在0.0003％以上时能够得到。但是，如果超过0.0050％，则加工性下降。因此，如果添加B，将其含量限定为0.0003％以上、0.0050％以下。

[0104] Ni：0.05％以上且2.0％以下、Cu：0.05％以上且2.0％以下

[0105] Ni和Cu是对钢的强化有效的元素，只要在本发明所规定的范围内则完全可以用于钢的强化。另外，能促进内部氧化而提高镀层粘合性。其效果在各自为0.05％以上时能够得到。但是，如果添加量超过2.0％，则使钢板的加工性下降。因此，如果添加Ni、Cu，将其添加量分别限定为0.05％以上、2.0％以下。

[0106] Ca：0.001％以上且0.005％以下、REM：0.001％以上且0.005％以下[0107] Ca和REM是对使硫化物球状化而改善硫化物对拉伸凸缘性的不良影响有效的元素。其效果在各自为0.001％以上时能够得到。但是，过量的添加会引起夹杂物等的增加，引起表面和内部缺陷等。因此，如果添加Ca、REM，将其添加量分别限定为0.001％以上、0.005％以下。

[0108] 接着，下面说明用于制造本发明的高强度热镀锌钢板的方法的一个例子。

[0109] 首先，以5℃/s以上将具有上述化学组成的钢板加热到600℃以上的温度区域。在此，如果加热温度小于600℃或加热速度小于5℃/s，则不能够生成微细且均匀分散的奥氏体相，在最终组织方面不能够得到马氏体微细且均匀分散的组织，在扩孔性的改善方面不优选。

[0110] 接着，在700～940℃的第1温度区域，具体为奥氏体单相区域、或者奥氏体相和铁素体相的两相区域，退火15～600秒。如果退火温度小于700℃或退火时间小于15秒，有时钢板中的碳化物不充分溶解，有时铁素体的再结晶没有完成而不能够得到目标特性。另一方面，如果退火温度超过940℃，奥氏体晶粒的生长显著，有时会引起因后续的冷却产生的铁素体的成核点的减少。另外，如果退火时间超过600秒，则会引起随着大量的能源消耗而来的成本的增加。因此，将退火温度限定为700～940℃，将退火时间限定为15～600秒。为了确保良好的扩孔性，退火温度更优选为820℃以上。

[0111] 在上述的退火后，以3℃/s以上、60℃/s以下的冷却速度冷却到550℃，然后在200秒以内实施热镀锌。如果冷却速度小于3℃/s，会析出珠光体等，有时不能够得到目标组织。

[0112] 另外，如果冷却速度超过60℃/s，则铁素体的相变不充分，难以得到第2相均匀且微细地分散在铁素体基中的组织，在扩孔性的改善方面不优选。

[0113] 此外，如果在550℃以下的温度区域、浸渍到镀浴中之前的时间超过200秒，则贝氏体相变等进行，有时不能够得到目标组织。

[0114] 冷却停止温度优选为450～500℃。这是因为，在冷却过程中生成的铁素体量增加，即，马氏体面积率和粒径变小，并且马氏体的平均粒子间距离变长，从而扩孔性进一步提高。

[0115] 镀锌，在制造热镀锌(GI)钢板时用0.12～0.22％的熔融Al量的镀浴，在制造合金化热镀锌(GA)钢板时用0.08～0.18％的熔融Al量的镀浴，以浴温度450～500℃将钢板浸渍在镀浴中进行，通过气体擦拭器等调整附着量。热镀锌浴温度只要在通常的450～500℃的范围内即可，如果进一步实施合金化处理，优选在600℃以下进行处理。这是因为，如果超过600℃，则从未变相奥氏体中析出碳化物(有时珠光体化)，不能够得到目标组织，发生延展性的变差。另外，粉化性也变差。如果小于450℃，则合金化不进行。

[0116] 另外，在本发明的制造方法的一系列的热处理中，只要在上述的温度范围内，则不必保持温度为恒定，另外，即使冷却速度在冷却过程中发生变化，只要在规定的范围内，也不损害本发明的主旨。另外，只要满足热履历，则钢板可以通过任何设备进行热处理。此外，为了在热处理后进行形状矫正而对本发明的钢板进行表面光轧也包含在本发明的范围中。

[0117] 另外，在本发明中，假设为将钢原材经过通常的炼钢、铸造、热轧各工序而制造的情况，但是也可以是通过例如薄铸(thin casting)等省略热轧工序的部分或全部而进行制造的情况。

[0118] 为了确保镀敷性而向钢基表层区域中导入氧化物等夹杂物，可以通过在退火过程中增加钢板表层的氧势，使钢基表层部内部氧化而实现。例如，对于钢板，在具有DFF或NOF型的加热带的CGL中，使加热带中的输出侧温度为600℃以上，由此使钢板表面在高温下被氧化，从而使钢板表层附着足够量的Fe类锈皮。这样，Fe类锈皮在还原带中成为氧提供源，钢板表层发生内部氧化。或者，还有使通常的加热带或还原带的露点-20℃～-60℃上升到-20℃以上、+20℃以下的方法。另外，也可以通过事先对冷轧钢板表面预镀含有氧的Fe，提高再结晶退火时钢板的氧势。此外，在冷轧的前阶段，提高附着有黑锈皮的热轧钢板的卷取温度，或另行对热轧钢板进行热处理，预先使钢板表层内部氧化，也可以取得同样的效果。

[0119] 根据上述的方法，由于Si、Mn、Al和P等易被氧化元素作为氧化物被固定，退火后的Si、Mn、Al和P等的表面富集被抑制，结果是能够确保良好的镀敷性。并且，由于作为合金化迟延元素的这些元素的固溶量降低，因此合金化特性改善，同时镀层粘合性也改善。

[0120] 并且，使从镀层和钢基的界面至钢基侧3μm深的钢基表层区域中的、析出夹杂物的晶界的长度相对于晶界全长的比为50％以下。即，如果超过50％，则成为加工时断裂的起点，拉伸凸缘性和其稳定性变差。在此，将上述钢基表层区域设为从镀层和钢基的界面至钢基侧3μm深的区域，是因为对于影响拉伸凸缘成形性的变差和不均匀性的、在拉伸凸缘成形时的钢板表层上的裂纹的发生，钢基表层3μm的区域的晶界的状态给予很大的影响，如果在该区域存在很多夹杂物，则裂纹的发生显著增加，使拉伸凸缘性变差。另外，如果使钢基表层区域中的、在晶界析出的夹杂物的沿着该晶界的长度的平均值为0.3μm以下，能够更稳定地确保优良的拉伸凸缘性。

[0121] 此外，为了确认钢基表层部中的夹杂物的形成状况，可以应用对钢板的剖面进行镜面研磨后的样品的SEM(扫描电子显微镜)观察，或者通过FIB(聚焦离子束，focused ion beam)等进行薄片化的样品的剖面TEM(透射电子显微镜)观察等。对于夹杂物的鉴定，例如，可以通过剖面研磨样品的SEM-EDS(能量色散型X射线分析，energydispersive X-ray analysis)、EPMA(电子探针微分析，electronic probemicro analysis)、FE-AES(场发射俄歇电子能谱分析，field emissionAuger electron spectroscopy)进行，对于更详细的解析，可以通过从薄片化样品和剖面研磨试样取得的复制品试样的TEM-EDS等进行。

[0122] 与拉伸凸缘性相关的，存在析出物的晶界的比例，通过由SEM或TEM的剖面观察图像实际测量被观察的晶体晶界的长度和析出物在晶界上占有的长度，并取它们的比，从而可以进行评价。此时，根据情况进行二值化等图像处理也是有效的。另外，对于沿着晶界的析出物的长度，也可以同样由SEM或TEM的剖面观察图像实际测量。

[0123] 对任何观察方法而言，为了提高精度，采取很多评价点是重要的。例如，在SEM观察中以5000倍观察任意的5个视野以上，关于分析点，对任意的10个点以上进行评价，以这些的平均值为评价值是优选的。

[0124] 镀层附着量，使每单面为20～150g/m2，如果小于20g/m2，则耐腐蚀性变差。如果2
超过150g/m，则引起成本的增加，并且耐腐蚀效果饱和。

[0125] 如果对热镀锌层实施合金化，使其合金化度为7～15％。即，如果镀层中铁的含有率小于7％，则产生合金化不均匀，外观变差，或生成所谓的ξ相，滑动性变差。而另一方面，如果超过15％，则形成大量的硬质且脆的Γ相，镀层粘合性变差。

[0126] 另外，关于上述的制造方法，钢板可以通过任何设备进行热处理。

[0127] 实施例

[0128] 下面，更详细说明本发明的实施例，但是该实施例不限定本发明的性质，不改变本发明的主旨而进行的设计变更的均包含在本发明的技术范围内。

[0129] 实施例1

[0130] 对将表1所示化学成分的钢熔炼而得到的铸片进行热轧，接着进行酸洗，然后通过冷轧制成厚度为1.2mm的冷轧钢板。然后，在具有DFF炉(直焰加热炉：Direct Fired Furnace)的连续热镀锌生产线上，将DFF炉内的空气比，在上游侧控制为1.0～1.2，在下游侧控制为0.9，同时适当改变DFF炉输出侧温度，进行加热，在奥氏体单相区域或两相区2
域进行热处理，然后以463℃的镀锌浴，实施每单面的涂敷量为约40～60g/m 的镀敷，并进行合金化处理，使作为目标条件的镀层的Fe％达到约10质量％。在调整合金化度时，适当改变通过速度和合金化温度。对得到的钢板进行0.3％的表面光轧。

[0131]

[0132] 在此，对于得到的钢板的剖面组织(与制轧方向平行的面)，使用扫描电子显微镜(SEM)以2000倍观察10个视野，测定铁素体相的面积率Vα和马氏体相的面积率VM，鉴定各晶粒的相结构。另外，对于组织观察样品，为了区别马氏体和残留奥氏体，将进行了200℃×2小时的热处理的样品和产品状态的样品用于试验。该200℃×2小时的热处理，不使相百分比发生变化而仅使从马氏体生成碳化物，从而能够与残留奥氏体区分开，通过与产品状态的样品比较确认了没有发生其它变化。

[0133] 并且，对于铁素体相的硬度HVα，使用显微维氏硬度计(ultra microvickers hardness)进行测定。测定条件为荷重1gf、负荷时间15s。对于压痕测定，通过使用3D-SEM测定深度方向的剖面(profile)而进行。对于测定，测定各5点，将其平均值作为HVα。

[0134] 另外，对于拉伸试验，按照JIS Z2241的标准对将钢板加工为JIS5号试验片后的试验片进行。测定拉伸强度(TS)和总延伸率(T.El)，求得由强度和总延伸率的乘积(TS×T.El)表示的强度-拉伸平衡的值。另外，在本发明中，将TS×T.El≥17000(MPa·％)的情况判断为良好。

[0135] 对于拉伸凸缘性，按照日本钢铁联盟规格JFST 1001的标准进行。将得到的各钢板切割为100mm×100mm，然后以间距12％冲裁直径10mm的孔，然后在使用内径75mm的冲模以防皱压力9吨进行按压的状态下，将60℃圆锥的冲头压入孔内，测定在裂纹发生极限时的孔直径，根据下述式求得极限扩孔率(％)，根据该极限扩孔率的值对拉伸凸缘性进行评价。另外，在本发明中，将TS×λ≥41300(MPa·％)判断为良好。

[0136] 极限扩孔率λ(％)＝{(Df-Do)/D。}×100

[0137] 其中，Df：裂纹发生时的孔径(mm)，D。：初始孔径(mm)

[0138] 另外，为了钢基表层部的夹杂物形态、固溶量的评价，通过对供试钢板的与轧制方向垂直的剖面进行镜面研磨，制作镀层和钢基的界面的剖面试样。对于夹杂物在晶界中所占长度的比例，使用SEM以倍率5000倍，从上述试样取得5个视野的镀层和钢基的界面附近的反射电子图像。在各反射电子图像能够确认的晶体晶界中，实际测量包含在基体钢板的深3μm的范围内的长度、和各夹杂物在晶界上占有的长度，对于其比例，将观察的5个视野的平均值作为评价值。

[0139] 存在于晶界中的夹杂物的长度，在上述的SEM像的评价中，测定各析出物的沿着晶界的方向的长度，算出其平均值。

[0140] 在表2中总结表示出这些评价结果。目测判断镀敷外观时，除了No.37之外，镀敷外观都良好。只有No.37，合金化度没有达到目标范围，外观不均匀性显著，因此外观不良。另外，对于根据对镀敷钢板进行单纯的90°弯曲加工时的镀层的剥离举动判断的镀层粘合性，No.38的镀层的剥离显著，镀层粘合性不良。其他的钢板都良好。根据这些结果可知，满足本发明所规定的要件的钢板，强度-拉伸平衡和拉伸凸缘性的平衡优良，能够得到目标特性。

[0141]

[0142]

[0143]

[0144]

[0145] 实施例2

[0146] 对将具有表1所示的钢C、E、H的成分组成的钢熔炼而得到的钢坯进行热轧，接着进行酸洗，然后通过冷轧制成厚度为1.2mm的冷轧钢板。然后，在具有DFF炉(直焰加热炉：Direct Fired Furnace)的连续热镀锌生产线上，按照表3所示的退火条件(DFF炉输出侧温度、退火温度、冷却停止温度)进行连续退火，然后以463℃的镀锌浴，实施每单面的涂敷
2
量为约40～60g/m 的镀敷，并进行镀层的合金化处理。对得到的钢板进行0.3％的表面光轧。另外，将在加热阶段的DFF炉内的空气比，在上游侧控制为1.0～1.2，在下游侧控制为
0.9。

[0147] 对于这样得到的热镀锌钢板，通过与上述实施例1相同的方法，对微观组织和硬度、机械特性值(拉伸特性，拉伸凸缘性)进行评价。

[0148] 在此，存在于铁素体晶粒内的第2相(马氏体或碳化物)的个数密度(个/μm2)，2
通过使用1500倍的SEM照片，测定在3000μm 中存在的个数而求得。另外，对于马氏体的粒径(dM)和马氏体的平均粒子间距(LM)，使用Media Cybernetics公司的图像解析软件Image-Pro进行测定。马氏体的粒径，根据圆等效直径测定。马氏体的平均粒子间距，根据下述式(1)计算。

[0149]

[0150] 其中，dM：马氏体粒径

[0151] f：体积率(＝马氏体面积率)

[0152] π：圆周率

[0153] 在表3中总结表示出评价结果。

[0154] No.39的退火温度为795℃，低，因此单独存在于铁素体晶粒内的第2相极少，为-3 20.2×10 个/μm，扩孔率低，为77％。与此相对，No.40的退火温度高达845℃，因此单独-3 2
存在于铁素体晶粒内的第2相为2.4×10 个/μm，比No.39多，能够确保扩孔率90％，另-3
外，No.41的退火温度高达890℃，因此单独存在于铁素体晶粒内的第二相多，为6.3×10
2
个/μm，能够确保更良好的扩孔率106％。

[0155] No.42的冷却停止温度高达600℃，因此马氏体的最大粒径大，为5.2μm，马氏体的平均粒子间距离小，为1.7μm，扩孔率低，为71％。与此相对，No.43的冷却停止温度低，为520℃，因此马氏体的最大粒径小，为3.8μm，马氏体的平均粒子间距离大，为2.9μm，能够确保扩孔率82％，另外，No.44的冷却停止温度更低，因此能够确保更良好的扩孔率。

[0156] No.45的DFF输出侧温度低，为620℃，因此马氏体的平均粒子间距离小，为1.8μm，扩孔率低，为51％。与此相对，No.46的DFF输出侧温度高达760℃，因此马氏体的平均粒子间距离变大，能够确保更良好的扩孔率。

[0157]

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