高强度镀锌钢板及其制造方法与流程

1.本发明涉及适合作为汽车、电气等产业领域中使用的构件的、成形性优良的高强度镀锌钢板和制造方法。特别是为了得到具有980mpa以上的ts(拉伸强度)、不仅延展性优良、而且扩孔性、弯曲性也优良的高强度镀锌钢板。


背景技术：

2.近年来，从保护地球环境的观点考虑，汽车的燃料效率提高成为重要的课题。因此，想要通过车身材料的高强度化谋求薄壁化、从而使车身本身轻量化的动向越发活跃，但钢板的高强度化会导致成形性的降低，因此，期望开发出兼具高强度和高成形性的材料。此外，在ts为980mpa以上的钢板作为汽车用骨架构件应用时，除了高成形性以外，还为了保护乘员而要求高yr(屈服比)。
3.作为高强度且高延展性优良的钢板，提出了利用残余奥氏体的应变诱发相变的高强度钢板。这样的钢板呈现出具有残余奥氏体的组织，在钢板的成形时因残余奥氏体而容易成形，另一方面，在成形后残余奥氏体发生马氏体化，因此具备高强度。
4.例如，专利文献1中提出了一种含有0.2～2.5重量％的mn、拉伸强度为1000mpa以上且el(总伸长率)为30％以上的利用了残余奥氏体的应变诱发相变的具有非常高的延展性的高强度钢板。这样的钢板通过将以c、si、mn作为基本成分的钢板奥氏体化后在贝氏体相变温度范围内进行淬火并等温保持、即进行所谓的等温淬火处理来制造。由于该等温淬火处理引起的c向奥氏体的富集而生成残余奥氏体，但为了得到大量的残余奥氏体，需要添加超过0.3％的大量的c。但是，钢中的c浓度升高时，点焊性降低，特别是在超过0.3％的c浓度的情况下，点焊性的降低显著，难以作为汽车用钢板实用化。另外，在上述专利文献中，以提高高强度薄钢板的延展性作为主要目的，因此没有考虑扩孔性、弯曲性。
5.在专利文献2中，使用含有4～6重量％的mn的钢，实施在铁素体和奥氏体的双相区的热处理，由此得到高的强度-延展性平衡。但是，在专利文献2中，对于mn向未相变奥氏体中的富集所带来的延展性的提高没有进行研究，存在改善加工性的余地。
6.另外，在专利文献3中，使用含有3.0～7.0质量％的mn的钢，实施在铁素体和奥氏体的双相区的热处理，由此使mn向未相变奥氏体中富集，从而形成稳定的残余奥氏体，使总伸长率提高。但是，热处理时间短，mn的扩散速度慢，因此推测mn的富集不充分。
7.此外，在专利文献4中，使用含有0.50～12.00质量％的mn的钢，在铁素体与奥氏体的双相区对热轧板实施长时间热处理，由此形成促进了mn向未相变奥氏体中的富集的长径比大的残余奥氏体，使均匀伸长率和扩孔性提高。但是，上述文献仅研究了高强度钢板的延展性和扩孔性的提高，对于由残余奥氏体、马氏体构成的第二相的分散状态控制所带来的扩孔性的提高、弯曲性没有进行研究。
8.现有技术文献
9.专利文献
10.专利文献1：日本特开昭61-157625号公报
11.专利文献2：日本特开平1-259120号公报
12.专利文献3：日本特开2003-138345号公报
13.专利文献4：日本专利第6123966号公报


技术实现要素：

14.发明所要解决的问题
15.本发明是鉴于上述各种现状而完成的，其目的在于提供具有980mpa以上的ts(拉伸强度)、并且成形性优良的高强度镀锌钢板及其制造方法。在此所述的成形性表示延展性和扩孔性、以及弯曲性。
16.用于解决问题的方法
17.本发明人为了解决上述问题，从钢板的成分组成和制造方法的观点出发反复进行了深入研究，结果发现了以下见解。
18.含有2.50质量％以上且8.00质量％以下的mn、根据需要适当地调整ti等其他合金元素的成分组成，热轧后，根据需要在ac1相变点以下的温度范围内保持超过1800s，根据需要实施酸洗处理。进行冷轧，然后，在ac3相变点以上的温度范围内保持20～1800s后，冷却至50℃以上且350℃以下，在冷却停止温度下保持2s～600s后，进行冷却，根据需要进行酸洗处理。接着，在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20～1800s后，进行冷却，根据需要进行酸洗处理。然后，优选在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20～1800s后，进行冷却，实施镀锌处理。或者，进一步在450℃～600℃下实施合金化处理，进而在50℃以上且400℃以下的温度范围内保持1800s以上后，进行冷却。结果可知，能够制造如下高强度镀锌钢板，其特征在于，钢组织以面积率计铁素体为35％以上且80％以下、淬火马氏体为0.1％以上且小于5.0％，回火马氏体为3.0％以上且35％以下，以面积率计残余奥氏体为8％以上，并且，上述铁素体的平均结晶粒径为6μm以下，上述残余奥氏体的平均结晶粒径为3μm以下，上述残余奥氏体中的平均mn量(质量％)除以上述铁素体中的平均mn量(质量％)而得到的值为1.5以上，并且粒径以等效圆直径计为3μm以下的回火马氏体与以等效圆直径计为3μm以下的残余奥氏体的面积率之和除以全部回火马氏体与全部残余奥氏体的面积率之和而得到的值为0.4以上，与具有不同晶体取向的三个以上铁素体接触的残余奥氏体的面积率除以全部残余奥氏体的面积率而得到的值小于0.6，并且钢中扩散性氢量为0.3质量ppm以下。
19.本发明是基于以上见解而完成的，其主旨如下所述。
20.[1]一种高强度镀锌钢板，其具有以质量％计含有c：0.030％～0.250％、si：0.01％～3.00％、mn：2.50％～8.00％、p：0.001％～0.100％、s：0.0001％～0.0200％、n：0.0005％～0.0100％、al：0.001％～2.000％且余量由fe和不可避免的杂质构成的成分组成，并且具有如下钢组织：以面积率计铁素体为35％以上且80％以下、淬火马氏体为0.1％以上且小于5.0％、回火马氏体为3.0％以上且35％以下，以面积率计残余奥氏体为8％以上，并且，上述铁素体的平均结晶粒径为6μm以下，上述残余奥氏体的平均结晶粒径为3μm以下，上述残余奥氏体中的平均mn量(质量％)除以上述铁素体中的平均mn量(质量％)而得到的值为1.5以上，并且，粒径以等效圆直径计为3μm以下的回火马氏体与以等效圆直径计为3μm以下的残余奥氏体的面积率之和除以全部回火马氏体与全部残余奥氏体的面积率之和
而得到的值为0.4以上，与具有不同晶体取向的三个以上铁素体接触的残余奥氏体的面积率除以全部残余奥氏体的面积率而得到的值小于0.6，在钢板表面具有镀锌层，并且钢中扩散性氢量为0.3质量ppm以下。
[0021]
[2]如[1]所述的高强度镀锌钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自ti：0.005％～0.200％、nb：0.005％～0.200％、v：0.005％～0.500％、w：0.005％～0.500％、b：0.0003％～0.0050％、ni：0.005％～1.000％、cr：0.005％～1.000％、mo：0.005％～1.000％、cu：0.005％～1.000％、sn：0.002％～0.200％、sb：0.002％～0.200％、ta：0.001％～0.100％、ca：0.0005％～0.0050％、mg：0.0005％～0.0050％、zr：0.0005％～0.0050％、rem：0.0005％～0.0050％中的至少一种元素。
[0022]
[3]如[1]或[2]所述的高强度镀锌钢板，其中，上述镀锌层为合金化热镀锌层。
[0023]
[4]一种高强度镀锌钢板的制造方法，其中，对具有[1]或[2]所述的成分组成的钢坯进行加热，在精轧出口侧温度为750℃以上且1000℃以下的条件下进行热轧，在300℃以上且750℃以下进行卷取，实施冷轧，在ac3相变点以上的温度范围内保持20～1800s后，冷却至50℃以上且350℃以下的范围内的冷却停止温度，在上述冷却停止温度下保持2s～600s后进行冷却，然后，在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20～1800s后，进行冷却，实施镀锌处理，进一步在50℃以上且400℃以下的温度范围内保持1800s以上后，进行冷却。
[0024]
[5]一种高强度镀锌钢板的制造方法，其中，对具有[1]或[2]所述的成分组成的钢坯进行加热，在精轧出口侧温度为750℃以上且1000℃以下的条件下进行热轧，在300℃以上且750℃以下进行卷取，实施冷轧，在ac3相变点以上的温度范围内保持20～1800s后，冷却至50℃以上且350℃以下的范围内的冷却停止温度，在上述冷却停止温度下保持2s～600s后，进行冷却，接着，在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20～1800s后，进行暂时冷却，然后，再次在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20～1800s后，进行冷却，实施镀锌处理，进一步在50℃以上且400℃以下的温度范围内保持1800s以上后，进行冷却。
[0025]
[6]如[4]或[5]所述的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在上述卷取后，在ac1相变点以下的温度范围内保持超过1800s。
[0026]
[7]如[4]～[6]中任一项所述的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在上述镀锌处理后，在450℃～600℃下实施合金化处理。
[0027]
发明效果
[0028]
根据本发明，可以得到具有980mpa以上的ts(拉伸强度)、成形性优良、特别是不仅延展性、而且扩孔性和弯曲性也优良的高强度镀锌钢板。通过将由本发明的制造方法得到的高强度镀锌钢板应用于例如汽车结构构件，能够实现车身轻量化所带来的燃料效率改善，产业上的利用价值极大。
具体实施方式
[0029]
以下，对本发明具体地进行说明。需要说明的是，表示成分元素的含量的“％”全部是指“质量％”。
[0030]
(1)对在本发明中将钢的成分组成限定为上述范围的理由进行说明。
[0031]
c：0.030％以上且0.250％以下
[0032]
c是用于使马氏体等低温相变相生成而使强度升高所需的元素。另外，c是对提高残余奥氏体的稳定性、提高钢的延展性有效的元素。c量小于0.030％时，难以确保期望的马氏体的面积率，得不到期望的强度。而且，难以确保充分的残余奥氏体的面积率，得不到良好的延展性。另一方面，c超过0.250％而过量含有时，硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时，马氏体的晶界处的微空隙增加，并且龟裂的传播进行，扩孔性降低。而且，焊接部和热影响部的硬化显著，焊接部的机械特性降低，因此，点焊性、电弧焊接性等劣化。从这样的观点考虑，将c量设定为0.030％以上且0.250％以下。c量优选为0.080％以上。c量优选为0.200％以下。以下，硬质的马氏体是指淬火马氏体(淬火态的马氏体)。
[0033]
si：0.01％以上且3.00％以下
[0034]
si使铁素体的加工硬化能力提高，因此对确保良好的延展性有效。si量小于0.01％时，其效果不足，因此将下限设定为0.01％。但是，超过3.00％的si的过量含有不仅引起钢的脆化，而且还引起因红锈等的产生所致的表面性状的劣化。此外，导致镀层品质的降低。因此，si量设定为0.01％以上且3.00％以下。si量优选为0.20％以上。si量优选为2.00％以下，更优选小于0.70％。
[0035]
mn：2.50％以上且8.00％以下
[0036]
mn在本发明中是极其重要的元素。mn是使残余奥氏体稳定化的元素，对确保良好的延展性有效，并且是通过固溶强化使钢的强度升高的元素。这样的作用在钢的mn量为2.50％以上时被观察到。但是，mn量超过8.00％的过量含有使化学转化处理性和镀层品质劣化。从这样的观点考虑，将mn量设定为2.50％以上且8.00％以下。mn量优选为3.10％以上，更优选为3.20％以上。mn量优选为6.00％以下，更优选为4.20％以下。
[0037]
p：0.001％以上且0.100％以下
[0038]
p是具有固溶强化的作用、可以根据期望的强度含有的元素。另外，p会促进铁素体相变，因此是对复合组织化也有效的元素。为了得到这样的效果，需要将p量设定为0.001％以上。另一方面，p量超过0.100％时，导致焊接性的劣化，并且在对镀锌层进行合金化处理的情况下，使合金化速度降低，损害镀锌层的品质。因此，p量设定为0.001％以上且0.100％以下。p量优选为0.005％以上。p量优选设定为0.050％以下。
[0039]
s：0.0001％以上且0.0200％以下
[0040]
s向晶界偏析而在热加工时使钢脆化，并且以硫化物的形式存在而使局部变形能力降低。因此，s量需要设定为0.0200％以下、优选为0.0100％以下、更优选为0.0050％以下。但是，从生产技术上的制约考虑，s量需要设定为0.0001％以上。因此，s量设定为0.0001以上且0.0200％以下、优选为0.0001％以上且0.0100％以下、更优选为0.0001％以上且0.0050％以下。
[0041]
n：0.0005％以上且0.0100％以下
[0042]
n是使钢的耐时效性劣化的元素。特别是，n量超过0.0100％时，耐时效性的劣化变得显著。n量越少越优选，但从生产技术上的制约考虑，n量需要设定为0.0005％以上。因此，n量设定为0.0005％以上且0.0100％。n量优选设定为0.0010％以上。n量优选设定为0.0070％以下。
[0043]
al：0.001％以上且2.000％以下
[0044]
al是使铁素体与奥氏体的双相区扩大、对机械特性的退火温度依赖性的降低、即材质稳定性有效的元素。al的含量小于0.001％时，其效果差，因此将下限设定为0.001％。另外，al还是作为脱氧剂发挥作用、对钢的洁净度有效的元素，优选在脱氧工序中含有。但是，超过2.000％的al的大量含有导致连续铸造时的钢片裂纹产生的风险提高，使制造性降低。从这样的观点考虑，al量设定为0.001％以上且2.000％以下。al量优选为0.020％以上。al量优选为1.200％以下。
[0045]
另外，除了上述成分以外，还可以以质量％计任选含有选自ti：0.005％以上且0.200％以下、nb：0.005％以上且0.200％以下、v：0.005％以上且0.500％以下、w：0.005％以上且0.500％以下、b：0.0003％以上且0.0050％以下、ni：0.005％以上且1.000％以下、cr：0.005％以上且1.000％以下、mo：0.005％以上且1.000％以下、cu：0.005％以上且1.000％以下、sn：0.002％以上且0.200％以下、sb：0.002％以上且0.200％以下、ta：0.001％以上且0.100％以下、ca：0.0005％以上且0.0050％以下、mg：0.0005％以上且0.0050％以下、zr：0.0005％以上且0.0050％以下、rem(稀土金属(rare earth metal)的缩写)：0.0005％以上且0.0050％以下中的至少一种元素。
[0046]
上述成分以外的成分为fe和不可避免的杂质。需要说明的是，在以小于下限值来含有上述成分的情况下，以小于下限值含有的成分视为作为不可避免的杂质含有的成分。
[0047]
ti：0.005％以上且0.200％以下
[0048]
ti对钢的析出强化有效，通过使铁素体的强度提高，能够进一步降低与硬质第二相(马氏体或残余奥氏体)的硬度差，能够确保更良好的扩孔性。其效果在0.005％以上时得到。但是，ti量超过0.200％时，硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时，马氏体的晶界处的微空隙增加，并且龟裂的传播进行，扩孔性和弯曲性有时降低。因此，在含有ti的情况下，将ti量设定为0.005％以上且0.200％以下。ti量优选设定为0.010％以上。ti量优选设定为0.100％以下。
[0049]
nb：0.005％以上且0.200％以下、v：0.005％以上且0.500％以下、w：0.005％以上且0.500％以下
[0050]
nb、v、w对钢的析出强化有效，其效果分别在0.005％以上时得到。另外，与ti含有的效果同样地，nb、v、w通过使铁素体的强度提高而能够降低与硬质第二相(马氏体或残余奥氏体)的硬度差，能够确保良好的扩孔性。其效果在nb、v、w分别为0.005％以上时得到。但是，nb量超过0.200％、v量和w量分别超过0.500％时，硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时，马氏体的晶界处的微空隙增加，并且龟裂的传播进行，扩孔性有时降低。因此，在含有nb的情况下，其含量设定为0.005％以上且0.200％以下。nb量优选设定为0.010％以上。nb量优选设定为0.100％以下。在含有v的情况下，其含量设定为0.005％以上且0.500％以下。v量优选设定为0.010％以上。v量优选设定为0.300％以下。在含有w的情况下，其含量设定为0.005％以上且0.500％以下。w量优选设定为0.010％以上。w量优选设定为0.300％以下。
[0051]
b：0.0003％以上且0.0050％以下
[0052]
b具有抑制从奥氏体晶界起的铁素体的生成和成长的作用，通过使铁素体的强度提高，能够降低与硬质第二相(马氏体或残余奥氏体)的硬度差，能够确保良好的扩孔性和弯曲性。其效果在0.0003％以上时得到。但是，超过0.0050％时，成形性有时降低。因此，在
含有b的情况下，其含量设定为0.0003％以上且0.0050％以下。b量优选设定为0.0005％以上。b量优选设定为0.0030％以下。
[0053]
ni：0.005％以上且1.000％以下
[0054]
ni是使残余奥氏体稳定化的元素，对确保良好的延展性有效，并且是通过固溶强化使钢的强度升高的元素。其效果在0.005％以上时得到。另一方面，超过1.000％而含有ni时，硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时，马氏体的晶界处的微空隙增加，并且龟裂的传播进行，扩孔性有时降低。因此，在含有ni的情况下，其量设定为0.005％以上且1.000％以下。ni量优选设定为0.010％以上。ni量优选设定为0.500％以下。
[0055]
cr：0.005％以上且1.000％以下、mo：0.005％以上且1.000％以下cr、mo具有使强度和延展性的平衡提高的作用，因此可以根据需要含有。其效果在cr：0.005％以上、mo：0.005％以上时得到。但是，在cr超过1.000％、mo超过1.000％而过量含有时，硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时，马氏体的晶界处的微空隙增加，并且龟裂的传播进行，扩孔性有时降低。因此，在含有这些元素的情况下，将其量分别设定为cr：0.005％以上且1.000％以下、mo：0.005％以上且1.000％以下。cr量优选设定为0.010％以上。cr量优选设定为0.500％以下。mo量优选设定为0.010％以上。mo量优选设定为0.500％以下。
[0056]
cu：0.005％以上且1.000％以下
[0057]
cu是对钢的强化有效的元素。其效果在0.005％以上时得到。另一方面，超过1.000％而含有cu时，硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时，马氏体的晶界处的微空隙增加，并且龟裂的传播进行，扩孔性有时降低。因此，在含有cu的情况下，将其量设定为0.005％以上且1.000％以下。cu量优选设定为0.010％以上。cu量优选设定为0.500％以下。
[0058]
sn：0.002％以上且0.200％以下、sb：0.002％以上且0.200％以下
[0059]
从抑制因钢板表面的氮化、氧化而产生的钢板表层的约几十μm的区域的脱碳的观点考虑，sn和sb根据需要含有。通过含有sn：0.002％以上、sb：0.002％以上，抑制钢板表面的氮化、氧化，防止钢板表面中马氏体的面积率减少。其结果是，对确保强度、材质稳定性有效。另一方面，对于它们中的任一种元素，超过0.200％而过量含有时，导致韧性的降低。因此，在含有sn的情况下，其含量设定为0.002％以上且0.200％以下。sn量优选设定为0.004％以上。sn量优选设定为0.050％以下。在含有sb的情况下，其含量设定为0.002％以上且0.200％以下。sb量优选设定为0.004％以上。sb量优选设定为0.050％以下。在此，马氏体是指淬火马氏体。
[0060]
ta：0.001％以上且0.100％以下
[0061]
ta与ti、nb同样地生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于高强度化。除此以外，认为ta还具有如下效果：通过一部分固溶在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，显著地抑制析出物的粗大化，使析出强化对强度的贡献稳定化。因此，优选含有ta。在此，前述的析出物稳定化的效果通过将ta的含量设定为0.001％以上而得到。另一方面，即使过量含有ta，析出物稳定化效果也饱和，而且合金成本也增加。因此，在含有ta的情况下，其含量设定为0.001％以上且0.100％以下。ta量优选设定为0.005％以上。ta量优选设定为0.050％以下。
[0062]
ca：0.0005％以上且0.0050％以下、mg：0.0005％以上且0.0050％以下、zr：
0.0005％以上且0.0050％以下、rem：0.0005％以上且0.0050％以下
[0063]
ca、mg、zr和rem是用于使硫化物的形状球状化而进一步改善硫化物对扩孔性的不良影响的有效元素。为了得到该效果，优选分别含有0.0005％以上。但是，分别超过0.0050％的过量含有引起夹杂物等的增加，引起表面和内部缺陷等。因此，在含有ca、mg、zr和rem的情况下，其量分别设定为0.0005％以上且0.0050％以下。ca量、mg量、zr量和rem量分别优选设定为0.0010％以上。ca量、mg量、zr量和rem量分别优选设定为0.0040％以下。
[0064]
(2)接着，对显微组织进行说明。
[0065]
铁素体的面积率：35％以上且80％以下
[0066]
为了确保充分的延展性，需要将铁素体的面积率设定为35％以上。另外，为了确保980mpa以上的拉伸强度，需要将软质的铁素体的面积率设定为80％以下。需要说明的是，在此所述的铁素体是指多边形铁素体、粒状铁素体和针状铁素体，是比较软质且富有延展性的铁素体。铁素体的面积率优选为40％以上。铁素体的面积率优选为75％以下。
[0067]
淬火马氏体的面积率：0.1％以上且小于5.0％
[0068]
为了实现980mpa以上的ts，需要将淬火马氏体的面积率设定为0.1％以上。另外，为了确保良好的延展性，需要将淬火马氏体的面积率设定为小于5.0％。淬火马氏体的面积率优选为0.2％以下。
[0069]
回火马氏体的面积率：3.0％以上且35％以下
[0070]
为了确保高的局部伸长率、良好的扩孔性、良好的弯曲性和高屈服比，回火马氏体需要为3.0％以上。另外，为了实现980mpa以上的ts，需要将回火马氏体的面积率设定为35％以下。回火马氏体的面积率优选为5.0％以上。回火马氏体的面积率优选为20％以下。
[0071]
需要说明的是，铁素体、淬火马氏体和回火马氏体的面积率的求算方法如下所述。对与钢板的轧制方向平行的板厚截面(l截面)进行研磨后，用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，对于板厚1/4位置(相当于在深度方向上距钢板表面为板厚的1/4的位置)，使用sem(扫描电子显微镜)，以2000倍的倍率观察10个视野。可以使用所得到的组织图像，利用media cybernetics公司的image-pro算出10个视野的各组织(铁素体、淬火马氏体、回火马氏体)的面积率，对它们的值进行平均来求出。另外，上述的组织图像中，铁素体呈现出灰色的组织(基体组织)，淬火马氏体呈现出白色的组织，回火马氏体呈现出在白色的马氏体的内部具有灰色的内部结构的组织。
[0072]
残余奥氏体的面积率：8％以上
[0073]
为了确保充分的延展性，需要将残余奥氏体的面积率设定为8％以上。残余奥氏体的面积率优选为12％以上。
[0074]
需要说明的是，关于残余奥氏体的面积率，将钢板研磨至距板厚1/4位置0.1mm的面后，通过化学研磨进一步研磨0.1mm，对由此得到的面，利用x射线衍射装置使用cokα射线测定fcc(face centered cubic，面心立方)铁的(200)、(220)、(311)面和bcc(body centered cubic，体心立方)铁的(200)、(211)、(220)面的衍射峰各自的积分强度比，将所得到的9个积分强度比平均，将求出的体积率的值作为面积率使用。
[0075]
铁素体的平均结晶粒径：6μm以下
[0076]
铁素体的结晶粒的微细化有助于ts的提高。因此，为了确保期望的ts，需要将铁素体的平均结晶粒径设定为6μm以下。铁素体的平均结晶粒径优选为5μm以下。优选的铁素体
的平均结晶粒径的下限值为2μm以上。
[0077]
残余奥氏体的平均结晶粒径：3μm以下
[0078]
残余奥氏体的结晶粒的微细化有助于延展性的提高、扩孔性的提高。因此，为了确保良好的延展性和良好的扩孔性，需要将残余奥氏体的平均结晶粒径设定为3μm以下。残余奥氏体的平均结晶粒径优选为2.5μm以下。优选的残余奥氏体的平均结晶粒径的下限值为0.3μm以上。
[0079]
残余奥氏体中的平均mn量(质量％)除以铁素体中的平均mn量(质量％)而得到的值：1.5以上
[0080]
残余奥氏体中的平均mn量(质量％)除以铁素体中的平均mn量(质量％)而得到的值为1.5以上在本发明中是极其重要的构成要件。为了确保良好的延展性，需要mn富集的稳定的残余奥氏体的面积率高。残余奥氏体中的平均mn量(质量％)除以铁素体中的平均mn量(质量％)而得到的值优选为2.0以上。优选为4.0以下。
[0081]
关于残余奥氏体中的mn量和铁素体中的mn量，可以使用fe-epma(field emission-electron probe micro analyzer；场发射电子探针显微分析仪)，对板厚1/4位置处的轧制方向截面的各相中的mn的分布状态进行定量化，由测定视野内的随机的30个残余奥氏体晶粒和30个铁素体晶粒的mn量分析结果的平均值来求出。
[0082]
以等效圆直径计为3μm以下的回火马氏体与以等效圆直径计为3μm以下的残余奥氏体的面积率之和除以全部回火马氏体与全部残余奥氏体的面积率之和而得到的值为0.4以上
[0083]
以等效圆直径计为3μm以下的回火马氏体与以等效圆直径计为3μm以下的残余奥氏体的面积率之和除以全部回火马氏体与全部残余奥氏体的面积率之和而得到的值为0.4以上在本发明中是重要的构成要件。回火马氏体和残余奥氏体的结晶粒径的微细化有助于扩孔性的提高。为了确保良好的扩孔性，需要在确保足以得到高强度和高延展性的回火马氏体和残余奥氏体的面积率的基础上使微细的回火马氏体和残余奥氏体的面积率多。以等效圆直径计为3μm以下的回火马氏体与以等效圆直径计为3μm以下的残余奥氏体的面积率之和除以全部回火马氏体与全部残余奥氏体的面积率之和而得到的值优选为0.6以上。
[0084]
需要说明的是，铁素体、回火马氏体、残余奥氏体的平均结晶粒径如下求出：使用上述的image-pro，求出铁素体晶粒、回火马氏体晶粒、残余奥氏体晶粒各自的面积，算出等效圆直径，对它们的值进行平均。回火马氏体和残余奥氏体通过ebsd(electron backscattered diffraction，电子背散射衍射)的相图(phase map)来识别。
[0085]
与具有不同晶体取向的三个以上铁素体接触的残余奥氏体的面积率除以全部残余奥氏体的面积率而得到的值小于0.6
[0086]
与具有不同晶体取向的三个以上铁素体接触的、即位于铁素体晶界的三重点的残余奥氏体的面积率除以全部残余奥氏体的面积率而得到的值小于0.6在本发明中是重要的构成要件。与残余奥氏体接触的具有不同晶体取向的铁素体晶粒的数量越少，则扩孔变形和弯曲变形时的应力集中越被缓和，因此有助于扩孔性和弯曲性的提高。因此，为了确保良好的扩孔性，与具有不同晶体取向的三个以上铁素体接触的残余奥氏体的面积率需要低。与具有不同晶体取向的三个以上铁素体接触的残余奥氏体的面积率除以全部残余奥氏体的面积率而得到的值优选小于0.5。
[0087]
需要说明的是，铁素体的晶体取向通过ebsd(electron backscattered diffraction，电子背散射衍射)的反极图(inverse pole figure map)来识别。另外，具有不同晶体取向的铁素体是指ebsd测定中能够获取的铁素体晶粒的欧拉角相差1度以上的情况。另外，对于该与具有不同晶体取向的三个以上铁素体接触的残余奥氏体，利用通过ebsd测定得到的ipf图来识别。
[0088]
钢中扩散性氢量为0.3质量ppm以下
[0089]
钢中扩散性氢量为0.3质量ppm以下在本发明中是重要的构成要件。为了确保高的局部伸长率和良好的扩孔性，需要将钢中扩散性氢量设定为0.3质量ppm以下。钢中扩散性氢量优选为0.2质量ppm以下的范围内。需要说明的是，测定钢中扩散性氢量的钢不限于未实施加工的高强度镀锌钢板，也可以是在冲裁加工后实施了延伸凸缘成形和弯曲加工等加工的钢板，还可以是进一步对加工后的钢板进行焊接而制造的部件。在此，钢中扩散性氢量的测定方法如下所述。从钢板裁取长度为30mm、宽度为5mm的试验片，将镀层磨削除去后，测定钢中的扩散性氢量和扩散性氢的释放峰。释放峰通过升温脱附分析法(thermal desorption spectrometry：tds)来测定，升温速度设定为200℃/小时。需要说明的是，将在300℃以下检测到的氢作为扩散性氢。
[0090]
除此以外，块状奥氏体的面积率除以板条状奥氏体与块状奥氏体的面积率之和而得到的值优选小于0.6。块状奥氏体的面积率过大时，存在钢的局部伸长率和扩孔性降低的可能性。因此，为了确保更高的局部伸长率和良好的扩孔性，优选使块状奥氏体的面积率除以板条状奥氏体与块状奥氏体的面积率之和而得到的值在小于0.6的范围内。块状奥氏体的面积率除以板条状奥氏体与块状奥氏体的面积率之和而得到的值优选设定为小于0.4的范围内。在此所述的块状奥氏体是指长轴与短轴的长径比小于2.0的奥氏体，板条状奥氏体是指长轴与短轴的长径比为2.0以上的奥氏体。需要说明的是，残余奥氏体的长径比通过如下方法算出：使用photoshop elements 13，描绘出与残余奥氏体晶粒外切的椭圆，用其长轴长度除以短轴长度。
[0091]
本发明的显微组织中，除了铁素体、马氏体、回火马氏体和残余奥氏体以外，即使以面积率计以10％以下的范围含有贝氏体、珠光体、渗碳体等碳化物也不会损害本发明的效果。
[0092]
(3)接着，对制造条件进行说明。
[0093]
钢坯的加热温度
[0094]
虽然没有特别限定，但钢坯的加热温度优选设定为1100℃以上且1300℃以下。在钢坯的加热阶段存在的析出物在最终得到的钢板内作为粗大的析出物存在，无助于强度。通过对钢坯进行加热，可以使铸造时析出的ti、nb系等的析出物再溶解。结果，粗大的析出物减少，有助于强度的微细的析出物增加，因此，能够实现最终得到的钢的析出强化、有助于钢板强度的提高。此外，从除去钢坯表层的气泡、偏析等、进一步减少钢板表面的龟裂、凹凸而实现更平滑的钢板表面的观点出发，钢坯的加热温度优选设定为1100℃以上。另一方面，从减少与氧化量的增加相伴的氧化皮损耗的观点出发，钢坯的加热温度优选设定为1300℃以下。
[0095]
钢坯的加热温度更优选设定为1150℃以上。钢坯的加热温度更优选设定为1250℃以下。
[0096]
为了防止宏观偏析，钢坯优选通过连铸法来制造，但也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法等来制造。另外，制造钢坯后，除了暂时冷却至室温然后进行再次加热的现有方法以外，也可以毫无问题地应用不冷却至室温地以温片的状态装入加热炉中或者略微进行保温后立即进行轧制的直送轧制/直接轧制等节能工艺。另外，钢坯在通常的条件下通过粗轧制成薄板坯，但是，在着眼于加热温度的情况下，从防止热轧时的故障的观点考虑，优选在精轧前使用棒加热器等对薄板坯进行加热。
[0097]
热轧的精轧出口侧温度：750℃以上且1000℃以下
[0098]
加热后的钢坯通过粗轧和精轧进行热轧，制成热轧钢板。此时，精轧温度超过1000℃时，氧化物(氧化皮)的生成量急剧增大，钢基与氧化物的界面粗糙，存在酸洗、冷轧后的表面品质劣化的倾向。另外，如果在酸洗后局部地存在热轧氧化皮的残留等，则对延展性、扩孔性带来不良影响。此外，有时结晶粒径变得过度粗大、加工时产生压制品表面粗糙。另一方面，精轧温度低于750℃时，轧制载荷增大，轧制负荷变大，奥氏体为未再结晶状态下的压下率变高，得不到期望的结晶粒径，异常的织构发达，最终制品中的面内各向异性变得显著，损害材质的均匀性(材质稳定性)，不仅如此，延展性本身也降低。另外，最终退火板的铁素体的结晶粒径变大，期望的强度确保变得困难。因此，需要将热轧的精轧出口侧温度设定为750℃以上且1000℃以下。热轧的精轧出口侧温度优选设定为800℃以上。热轧的精轧出口侧温度优选设定为950℃以下。
[0099]
热轧后的卷取温度：300℃以上且750℃以下
[0100]
热轧后的卷取温度超过750℃时，热轧板组织的铁素体的结晶粒径变大，最终退火板的铁素体的结晶粒径变大，期望的强度确保变得困难。另一方面，热轧后的卷取温度低于300℃时，热轧板强度升高，冷轧中的轧制负荷增大、或者产生板形状的不良，因此生产率降低。因此，需要将热轧后的卷取温度设定为300℃以上且750℃以下。热轧后的卷取温度优选设定为400℃以上。热轧后的卷取温度优选设定为650℃以下。
[0101]
需要说明的是，也可以在热轧时将粗轧板彼此接合而连续地进行精轧。另外，也可以对粗轧板暂时进行卷取。另外，为了降低热轧时的轧制载荷，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、材质的均匀化的观点出发，也优选进行润滑轧制。需要说明的是，在进行润滑轧制的情况下，润滑轧制时的摩擦系数优选设定为0.10以上且0.25以下。
[0102]
对这样制造的热轧钢板任选地进行酸洗。酸洗能够除去钢板表面的氧化物，进一步改善化学转化处理性、镀层品质，因此优选实施。在对热轧钢板进行加热保持的情况下，为了除去钢板表面的氧化物，可以在加热保持后的冷却后进行一次酸洗，也可以分多次进行酸洗。在分多次进行酸洗的情况下，若在加热保持后的冷却后进行酸洗，则能够进一步除去钢板表面的氧化物，因此优选。在进行多次加热保持的情况下，可以在各加热保持后的冷却后进行酸洗。
[0103]
在ac1相变点以下的温度范围内保持超过1800s
[0104]
在ac1相变点以下的温度范围内保持超过1800s使用于实施之后的冷轧的钢板软质化，因此优选。在ac1相变点以下的温度范围内进行保持的情况下，mn在奥氏体中富集，冷却后，生成硬质的马氏体和残余奥氏体，可以得到以等效圆直径计为3μm以下的回火马氏体与以等效圆直径计为3μm以下的残余奥氏体的面积率之和除以全部回火马氏体与全部残余
奥氏体的面积率之和而得到的值为0.6以上的优选条件。
[0105]
需要说明的是，热处理方法为连续退火、间歇退火中的任一种退火方法均可。另外，上述热处理后，冷却至室温，但其冷却方法和冷却速度没有特别规定，间歇退火中的炉冷、空冷和连续退火中的气体喷射冷却、喷雾冷却、水冷等中的任一种冷却均可。另外，在实施酸洗处理的情况下，可以采用常规方法。
[0106]
冷轧
[0107]
对所得到的钢板实施冷轧。冷轧率没有限制，优选为15～80％。通过以该范围实施冷轧，可以得到充分地再结晶的期望组织，延展性提高。
[0108]
在ac3相变点以上的温度范围内保持20～1800s
[0109]
在低于ac3相变点的温度范围和少于20s时，不会进行充分的再结晶，得不到期望的组织，因此延展性、扩孔性和弯曲性降低。另外，之后的用于确保镀层品质的mn表面富集不会充分进行。另一方面，在保持超过1800s时，mn表面富集饱和。
[0110]
冷却至50℃以上且350℃以下，直接在冷却停止温度下保持2s～600s
[0111]
本发明的技术构思是，通过在退火前组织中生成薄的膜状奥氏体(与铁素体接触少的奥氏体的核)，在后续的退火工序中使该膜状奥氏体从膜状以板条状成为板条状奥氏体(与铁素体接触少的奥氏体)，使mn在该板条状奥氏体中富集。通过冷却至50℃以上且350℃以下并保持，在之后的退火中生成成为板条状奥氏体的膜状奥氏体。在低于50℃的保持中，马氏体相变完成，因此不残留膜状奥氏体，结果也得不到板条状奥氏体。另外，超过350℃的保持中，膜状奥氏体发生分解，因此，结果也得不到板条状奥氏体。因此，在低于50℃和超过350℃的温度范围内进行保持的情况下，无法得到与铁素体接触少的残余奥氏体的核，在之后的退火工序中，从晶界、晶界三重点起形成大量的具有三个以上不同晶体取向的残余奥氏体。其结果是，与三个以上具有不同晶体取向的铁素体接触的残余奥氏体相对于上述的与三个以上具有不同晶体取向的铁素体接触少的残余奥氏体增加，得不到期望的组织。另外，在保持少于2s的情况也相同，无法得到与铁素体接触少的残余奥氏体，得不到期望的组织。此外，在保持超过600s的情况下，与铁素体接触少的残余奥氏体发生分解，同样地，与三个以上具有不同晶体取向的铁素体接触的残余奥氏体增加，得不到期望的组织。
[0112]
在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20～1800s
[0113]
在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20～1800s在本发明中是极其重要的发明构成要件。在低于ac1相变点的温度范围和少于20s进行保持的情况下，升温中形成的碳化物溶解不完全，难以确保充分的面积率的残余奥氏体，延展性降低，另外铁素体过度生成，强度降低。在超过ac1相变点+150℃的温度范围内，得不到期望的残余奥氏体中的平均mn量(质量％)除以铁素体中的平均mn量(质量％)而得到的值，并且得不到充分的面积率的残余奥氏体，延展性降低。优选为ac1相变点+100℃以下。在保持超过1800s的情况下，得不到期望的残余奥氏体中的平均mn量(质量％)除以铁素体中的平均mn量(质量％)而得到的值，并且马氏体增加，高强度化，另外，无法得到用于确保延展性的充分的面积率的残余奥氏体。
[0114]
另外，在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20～1800s后，冷却至暂时冷却停止温度，再次在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20～1800s，由此得到良好的材质。在低于ac1相变点、少于20秒的保持的情况下，得不到
充分的面积率的残余奥氏体，延展性降低。另一方面，在超过ac1相变点、超过1800秒的保持的情况下，马氏体的面积率过度增加，延展性降低。
[0115]
关于上述暂时冷却停止温度，在进行酸洗的情况下优选为200℃以下，在不进行酸洗的情况下优选为200～500℃的温度范围。需要说明的是，至上述暂时冷却停止温度为止的冷却方法没有特别限定，作为一例，可以使用空冷。
[0116]
镀锌处理
[0117]
实施镀锌处理时，将实施了上述退火处理的钢板在440℃以上且500℃以下的镀锌浴中浸渍，实施镀锌处理，然后，通过气体擦拭等调整镀层附着量。需要说明的是，镀锌中，优选使用al量为0.08％以上且0.30％以下的镀锌浴。
[0118]
在实施镀锌层的合金化处理的情况下，在镀锌处理后，在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施镀锌层的合金化处理。在超过600℃的温度下进行合金化处理时，未相变奥氏体相变为珠光体，有时不能确保期望的残余奥氏体的面积率，延展性降低。因此，在进行镀锌层的合金化处理的情况下，优选在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施镀锌层的合金化处理。
[0119]
其他制造方法的条件没有特别限定，从生产率的观点出发，上述退火(加热和保持)优选通过连续退火设备来进行。另外，退火、镀锌、镀锌层的合金化处理等一系列处理优选通过热镀锌线cgl(连续镀锌线，continuous galvanizing line)来进行。
[0120]
在50℃以上且400℃以下的温度范围内保持1800s以上
[0121]
作为最后的热处理，在50℃以上且400℃以下的温度范围内保持1800s以上在本发明中是重要的。在低于50℃的温度范围内或少于1800s进行保持的情况下，得不到充分的面积率的回火马氏体，并且钢中扩散性氢不能从钢板中释放。因此，不仅局部伸长率、扩孔性和弯曲性降低，屈服应力也减少，由此得不到高屈服比。另一方面，在超过400℃的温度范围内保持的情况下，由于残余奥氏体的分解而得不到充分的面积率的残余奥氏体，钢的延展性降低。
[0122]
需要说明的是，出于形状矫正、表面粗糙度的调整等目的，可以对上述高强度镀锌钢板进行表皮光轧。表皮光轧的压下率优选为0.1％以上且2.0％以下的范围。表皮光轧的压下率小于0.1％时，效果小，也难以控制，因此将其作为良好范围的下限。另外，表皮光轧的压下率超过2.0％时，生产率显著降低，因此将其作为良好范围的上限。需要说明的是，表皮光轧可以在线进行，也可以离线进行。另外，可以一次性地进行目标压下率的表皮光轧，也可以分成多次进行。另外，也可以实施树脂或油脂涂布等各种涂装处理。
[0123]
实施例
[0124]
将具有表1所示的成分组成、余量由fe和不可避免的杂质构成的钢利用转炉进行熔炼，通过连续铸造法制成钢坯。将得到的钢坯再加热至1250℃，然后，在表2、3所示的条件下进行热轧，任选地在ac1相变点以下进行热处理、冷轧，在ac3相变点以上进行加热保持后进行冷却，在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下进行退火后，得到高强度冷轧钢板，进一步实施镀锌处理，得到热镀锌钢板(gi)、合金化热镀锌钢板(ga)。需要说明的是，在进行两次ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的退火的情况下，在第一次退火后暂时冷却至室温，然后进行第二次退火。关于热镀锌浴，对于热镀锌钢板(gi)而言，使用含有al：0.19质量％的锌浴，对于合金化热镀锌钢板(ga)而言，使用含有al：0.14质量％的锌浴，浴温设定
为465℃。镀层附着量设定为每单面45g/m2(两面镀覆)，对于ga而言，以使镀层中的fe浓度为9质量％以上且12质量％以下的方式进行调整。
[0125]
对得到的钢板的截面显微组织、拉伸特性、扩孔性、弯曲性和镀覆性进行调查，将其结果示于表4、5、6中。
[0126]
需要说明的是，ac1相变点和ac3相变点使用下式来求出。
[0127]
ac1相变点(℃)＝751-16
×
(％c)+11
×
(％si)-28
×
(％mn)-5.5
×
(％cu)-16
×
(％ni)+13
×
(％cr)+3.4
×
(％mo)
[0128]
ac3相变点(℃)＝910-203√(％c)+45
×
(％si)-30
×
(％mn)-20
×
(％cu)-15
×
(％ni)+11
×
(％cr)+32
×
(％mo)+104
×
(％v)+400
×
(％ti)+200
×
(％al)
[0129]
在此，(％c)、(％si)、(％mn)、(％ni)、(％cu)、(％cr)、(％mo)、(％v)、(％ti)、(％al)为各元素的含量(质量％)。
[0130]
[0131]
[0132][0133]
[表4]
[0134][0135]
下划线部：表示本发明范围外。
[0136]
f：铁素体、tm：回火马氏体、ra：残余奥氏体。
[0137]
[表5]
[0138][0139]
下划线部：表示本发明范围外。
[0140]
f：铁素体、m：淬火马氏体、tm：回火马氏体、ra：残余奥氏体、b：贝氏体、p：珠光体、θ：碳化物(渗碳体等)
[0141]
[表6]
[0142][0143]
下划线部：表示本发明范围外。
[0144]
拉伸试验中，使用以拉伸方向为与钢板的轧制方向成直角的方向的方式裁取样品的jis5号试验片，依据jisz 2241(2011年)进行，测定ts(拉伸强度)、el(总伸长率)、u.el(均匀伸长率)、l.el(局部伸长率)、ys(屈服应力)、yr(屈服比)。在此，yr是ys除以ts而得到的值。
[0145]
本发明中，关于机械特性，将yr为0.7以上、以及下述情况判断为良好。
[0146]
ts：980mpa以上且小于1080mpa的情况下，el：20％以上、l.el：5以上
[0147]
ts：1080mpa以上且小于1180mpa的情况下，el：16％以上、l.el：4以上
[0148]
ts：1180mpa以上且小于1270mpa的情况下，el：12％以上、l.el：3以上
[0149]
其中，板厚为1.0～1.8mm。
[0150]
扩孔性依据jis z 2256(2010年)进行。将所得到的各钢板切割成100mm
×
100mm后，以12％
±
1％的间隙冲裁出直径10mm的孔、或者通过铰孔加工扩削成直径10mm的孔，然后，使用内径75mm的模具以9吨的压边力按压的状态下，将60
°
圆锥的冲头压入孔中，测定龟裂产生极限时的孔直径，根据下述式求出极限扩孔率λ(％)，根据该极限扩孔率的值来评价扩孔性。
[0151]
在此，铰孔加工是指，将利用钻头加工的内径用切削刃部扩削成规定的孔尺寸，进一步将加工面用边缘部磨碎的同时进行精加工。
[0152]
极限扩孔率λ(％)＝{(d
f-d0)/d0}
×
100
[0153]
其中，df为龟裂产生时的孔径(mm)，d0为初始孔径(mm)。需要说明的是，在本发明中，针对每种ts范围，将下述情况判断为良好。
[0154]
ts：980mpa以上且小于1080mpa的情况下，(冲裁)λ：15％以上、(铰孔加工)λ：40％以上
[0155]
ts：1080mpa以上且小于1180mpa的情况下，(冲裁)λ：12％以上、(铰孔加工)λ：35％以上
[0156]
ts：1180mpa以上且小于1270mpa的情况下，(冲裁)λ：10％以上、(铰孔加工)λ：30％以上
[0157]
关于弯曲试验，以轧制方向为弯曲轴(bending direction)的方式从各退火钢板上裁取宽度30mm、长度100mm的弯曲试验片，基于jis z2248(1996年)的v型块法实施测定。以100mm/秒的推压速度在各弯曲半径下实施n＝3的试验，针对弯曲部外侧，利用实体显微镜判定龟裂的有无，将不产生龟裂的最小的弯曲半径作为极限弯曲半径r(mm)。需要说明的是，在本发明中，将满足90
°
v型弯曲下的极限弯曲r/t：2.5以下(t：钢板的板厚(mm))的情况判定为钢板的弯曲性良好。
[0158]
镀覆性通过外观来评价。将没有不上镀、合金化不均、其他损害表面品质的缺陷等外观不良、确保了适当的表面品质的情况判定为
○
，将特别是连色调不均等也没有而具有优良的外观的情况判定为
◎
，将观察到一部分轻微的缺陷的情况判定为
△
，将观察到大量表面缺陷的情况判定为
×
。
[0159]
本发明例的高强度镀锌钢板均得到了具有980mpa以上的ts、成形性优良的高强度镀锌钢板。另一方面，比较例中，yr、ts、el、l.el、λ、弯曲性、镀覆性的至少一个特性差。
[0160]
产业上的可利用性
[0161]
根据本发明，可以得到具有980mpa以上的ts(拉伸强度)的成形性优良的高强度镀锌钢板。通过将本发明的高强度镀锌钢板应用于例如汽车结构构件，能够实现车身轻量化所带来的燃料效率改善，产业上的利用价值非常大。