产生薄膜形状的Si氧化物和Mn 氧化物，在进行热涂镀过程中，由于润湿性下降而产生未涂镀和涂镀剥离的现象，因此不优 选。但是，当Si添加量为3%以上时，高锰钢的延性急剧下降，因此将Si添加量的上限限制 在3%以下。并且，当Si添加量低于0. 1 %时，强度提高效果不明显，因此将Si添加量的下 限限制在0. 1 %以上。
[0031]Al:0.01 ~8%
[0032] 铝（A1)通常作为脱氧剂来添加，在本发明的高锰钢中，添加A1是为防止延迟断 裂（delayedfracture)。A1是稳定铁素体相的成分，而且在钢的滑动面上增加堆垛层错 能（stackingfaultenergy)，抑制e(艾普西隆）-马氏体相的生成，从而提高延展性，提 高耐延迟断裂性能。不仅如此，即使Mn的添加量低的情况下，A1也能够抑制e(艾普西 隆）_马氏体相的产生，因此起到使Mn的添加量最少的作用。为在高锰钢中发挥这样的效 果，A1优选添加1 %以上。然而，当A1添加量超过8%时，抑制双晶的产生，从而降低延展 性，不仅在连续铸造时使铸造性能变差，而且由于A1是易氧化的元素，因此在热涂镀之前 进行的退火过程中发生表面氧化，妨碍与热锌之间的润湿性，因此将A1添加量的上限限制 在8%以下。
[0033] Cr:0.1~2%
[0034] 同Si-样，所述铬（Cr)在大气中形成钝化膜，具有防腐蚀的效果，在进行高温热 轧时，防止钢中的碳发生脱碳，并且在钢板的表面抑制a'-马氏体相的生成，从而提高钢 的成型性。因此，所述Cr优选添加0.1 %以上。但是，当作为铁素体稳定化的元素的Cr的 添加量超过2%时，反而会促进a 马氏体相的生成，从而降低钢的延展性。并且，从涂镀 的方面来说，添加Cr会在表面下方产生Cr氧化物，防止涂镀性差的Mn、Si及A1的表面凝 聚和氧化，从而能够改善涂镀性，但是当Cr添加量过高时，形成以Cr氧化物为主体的较厚 的复合氧化物，妨碍与热锌之间的润湿性，产生未涂镀或者涂镀剥离的现象，因此将Cr添 加量的上限限制在2%。
[0035] Ti:0. 01~0. 2%
[0036] 所述钛（Ti)固溶于柱状晶界，提高A1凝聚的低熔点化合物的熔化温度，在1300°C 以下阻止液态膜的形成，并且与氮的亲和力高，用作导致柱状晶界脆化的粗大的氮化铝 (A1N)析出核，从而强化柱状晶界。然而，当Ti的添加量低于0. 01 %时没有效果，超过0. 2 % 时过量的Ti偏析在晶界，导致产生晶界脆化，因此所述Ti的含量优选为0. 01~0. 2%。
[0037]B:0? 0005~0? 01%
[0038] 所述硼（B)在1000°C以上固溶于柱状晶界，抑制空孔的产生和移动，从而强化柱 状晶界。然而，当所述硼的添加量低于0. 0005%时没有效果，超过0. 01%时，会产生大量的 碳化物和氮化物，其用作氮化铝析出核，助长粗大的氮化铝的析出，从而使晶界脆化。并且， 从涂镀性方面来说，当硼的添加量为〇. 01%以上时，在涂镀之前进行的退火工序中，因晶界 凝聚和氧化而形成硼氧化物，从而产生未涂镀的现象，因此将硼的添加量限制在〇. 0005~ 0? 01%〇
[0039] Ni:0. 01~2%
[0040] 所述镍（Ni)，其材质为提高奥氏体相的稳定度，从而抑制破坏成型性的a马 氏体相的生成。因此，在常温下也具有奥氏体相的高锰钢中，促进双晶的形成，加工时起到 提高强度和延展性的作用。并且，从涂镀性方面来说，由于Ni是稀有元素，因此在高温下Ni 自身不会发生氧化，而是析出在表面上，从而抑制基础铁中的Al、Mn、Si等易氧化的元素的 表面扩散，因此不仅减小表面氧化物的厚度，而且带来组分的变化，从而表现与热锌之间的 优异的润湿性。为实现这样的效果，Ni添加量至少为0. 01 %以上，但是当Ni的添加量增加 时，沿着晶界发生急剧的内部氧化，由此进行热轧时有可能产生断裂，而且成本也上升，因 此将Ni添加量的上限限制在2%。
[0041] Sn:0.06~0.2%
[0042] 所述锡（Sn)是稀有元素，在高温下Sn自身不会形成氧化膜，因此在热涂镀之前进 行退化处理时，析出在材料表面，从而抑制Al、Si、Mn等亲氧化性元素扩散至表面而形成氧 化物，具有改善涂镀性的效果。然而，当Sn的添加量为0. 06%以下时，效果不明显，随着添 加量的增加，虽然能够抑制选择氧化物的形成，但是当添加量为0.2%以上时，产生赤热脆 性，妨碍热轧加工性，因此将Sn的添加量的上限限制在0. 2 %以下。
[0043] 准备具有如上所述的合金成分和组分范围的热轧钢板，然后通过对所述热轧钢板 进行冷轧来得到冷轧钢板。在将所述热轧钢板进行冷轧之前，为去除所述热轧钢板表面的 杂质或氧化铁皮等，优选进行进一步的酸洗工序。进行所述冷轧时，压下率的范围优选为 30~60%。根据本发明的发明人的研宄结果，发现在不同的压下率下对含有大量的锰以 及铝和硅的高锰钢热轧钢板进行冷轧时，材料随冷轧压下率发生变化。然而，本发明的高 锰钢加工硬化率大，因此可适用的冷轧压下率的上限约为60%左右，而且此时的总延伸率 为7%以上，因此在没有进一步的合金元素的热处理的情况下，能够确保滚压成型加工所需 的材质。另一方面，在本发明中，为满足在汽车构件滚压成型加工所需的1200MPa以上的抗 张强度和7%以上的延伸率，至少具有30%以上的压下率。因此，进行所述冷轧时，压下率 的范围优选为30~60%。为确保更加优异的加工性，所述压下率的范围更加优选为30~ 45 %，再更加优选为30~37 %。
[0044] 之后，将通过所述冷轧后得到的冷轧钢板，在-30~-80°C的露点温度为，450~ 650°C的温度条件下进行加热。进行所述加热时，如果露点温度超过_30°C，实际会形成氧化 性氛围，从而形成内部氧化物的同时形成厚的表面氧化物，因此产生未涂镀和涂镀剥离的 现象。相反，如果露点温度为_30°C以下，会形成还原氛围，从而防止Mn、Al、Si等合金元素 的表面扩散和氧化。尤其是，当高锰钢的露点温度越低时，越能够防止Mn的表面凝聚，因此 露点温度越低越好，但是为了将露点温度保持在低于_80°C的温度，需要去除气体的氧气和 水分，这需要很多净化装置，因此不优选。因此，露点温度的范围优选为-30~_80°C。
[0045]另一方面，将高强度高锰钢用作涂镀材料进行热镀锌时，在一般的涂镀条件下，在 涂镀之前需进行750°C以上的高温退火处理，由此因Mn、Al、Si等合金元素的表面凝聚和氧 化，形成厚的表面氧化物，从而在进行涂镀时与热锌之间的润湿性下降，导致产生未涂镀和 涂镀剥离的现象。然而，根据本发明的发明人的研宄发现，将超高强度高锰钢，如一般的退 火工序一样，在高温下进行热处理时，反而会产生未涂镀和涂镀剥离的现象，而在低温下进 行加热时能够解决上述的未涂镀和涂镀剥离的问题。更为具体地，当加热温度超过650°C 时，合金元素的表面凝聚增加，在表面上形成薄膜形状的厚的氧化膜，从而产生未涂镀和涂 镀剥离的现象，而且抗张强度和屈服强度也降至很低，失去超高强度钢的材质特性，相反， 在650°C以下的温度下进行热处理时，易氧化的合金元素的表面凝聚减少，表面氧化物的形 状为不连续的粒子状，而且厚度也薄，10Um以下，因此在进行涂镀时不会产生未涂镀和涂 镀剥离的现象，能够确保1200MPa的抗张强度和7%以上的延伸率，从而具有优异的材质特 性。如上所述，本发明的加热温度的范围低于一般的退火温度，而且温度越低时效果越好。 只是，当加热温度低于450°C时，表面氧化物非常薄，且呈粒子形状，因此可预想到其具有优 异的涂镀性，但是由于钢板的温度（钢板引入温度）低于涂镀液的温度，因此与热锌之间的 润湿性和反应下降，从而具有产生未涂镀或者因表面抑制层（inhibitionlayer)的形成很 微弱而产生涂镀剥离的缺点。因此，加热温度的范围优选为450~650°C。为提高钢板的强 度和涂镀性，所述加热温度的范围更加优选为450~600°C，再更加优选为450~550°C。
[0046] 之后，将所述加热的钢板冷却至450~500°C或保持所述温度。所述冷却或保持 工序是用于提高所述钢板的涂镀润湿性的工序，在引入涂镀液之前如果钢板的温度低于 450°C，则由于钢板温度低于涂镀液而与热锌之间的润湿性和反应下降，有可能产生未涂 镀，或者因表面抑制层（inhibitionlayer)的形成微弱而有可能产生涂镀剥离。相反，如 果钢板的温度超过500°C，则从基础铁熔析余量的Fe，与涂镀液的Zn或A1产生反应，从而 产生Fe_Zn底澄（bottom