热浸镀锌钢板的制作方法

本发明涉及耐氢脆性优良的高屈服比并且超高强度的热浸镀锌钢板。具体而言，主要涉及通过压制加工等成型为各种形状并且加工性优良的汽车用的耐氢脆性优良的高屈服比并且超高强度的热浸镀锌钢板。

背景技术：

近年来，从限制温室效应气体的排出量作为地球变暖的对策的观点出发，要求降低汽车的油耗。因此，为了使车身轻质化同时确保冲撞安全性，高强度钢板的应用越发扩大起来。另外，对于要求防锈性的部位来说，需要实施了热浸镀锌的超高强度钢板。

特别是最近，拉伸强度为1300mpa以上的超高强度钢板和超高强度热浸镀锌钢板的需求正在增加。进而，对于要求抑制冲撞时的变形的部材来说，需要具有高的屈服比的超高强度钢板。

可是，在应用拉伸强度超过1300mpa的超高强度钢板时，必须解决钢板的氢脆化。氢脆化是指在使用状况下高的应力所作用的钢构件因从环境侵入的氢导致在拉伸最大应力以下的附加应力下就破坏的现象。

一般来说，钢板的耐氢脆性在钢板的拉伸强度越上升则越会劣化，但该机理本身还不明确。

至今为止，也一直在进行试图改善钢板的氢脆性的各种试验。其研究事例如下所示。

在专利文献1中公开了下述的涉及高强度钢板的技术：将钢板表层进行脱碳处理而使钢板表层的铁素体体积率增加，从而使其软质化，并且将钢板内部的组织设置成以铁素体为主体，进而使具有微细的板条块(block)的少量马氏体分散，从而使高强度化和耐氢脆性得以兼顾。可是，专利文献1中记载的钢板由于含有相当量的作为软质组织的铁素体，所以对于获得高屈服比来说是不理想的。

在专利文献2中公开了下述的涉及高强度热浸镀锌钢板的技术：作为铁素体的形态，适当地控制平均粒径和长宽比，从而使加工性和耐氢脆性得以兼顾。可是，在专利文献2记载的钢板中也含有一定量的作为软质组织的铁素体，所以可以预想对于获得高屈服比来说是不优选的。

在专利文献3中公开了下述的涉及高强度热浸镀锌钢板的技术：将钢组织设置成马氏体主体组织，进而使nb、v、cr、ti和mo等的碳化物析出，形成氢捕捉位点，从而改善了耐氢脆性。可是，专利文献3中记载的钢板并没有考虑高屈服比。

在专利文献4中公开了下述的涉及高强度热浸镀锌钢板的技术：将钢组织设置成以贝氏体为主体组织，进而将残余奥氏体限制为低于4％，从而提高耐氢脆性。

可是，在热浸镀锌工序中生成的贝氏体由于其保持温度区域，因而多为上贝氏体。上贝氏体与回火马氏体和下贝氏体相比较，是韧性较差的组织，所以以上贝氏体为主体组织的钢板有可能韧性下降。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开第2011/065591号

专利文献2：日本特开2010-126787号公报

专利文献3：日本特开2004-323951号公报

专利文献4：日本特开平06-145893号公报

专利文献5：日本特开2013-144830号公报

专利文献6：日本特开2009-203549号公报

专利文献7：国际公开第2013/047821号

专利文献8：国际公开第2013/047755号

专利文献9：国际公开第2011/065591号

专利文献10：日本特开平10-001740号公报

专利文献11：日本特开平09-111398号公报

专利文献12：日本特开平06-145891号公报

专利文献13：国际公开第2011/105385号说明书

专利文献14：日本特开2007-197819号公报

非专利文献

非专利文献1：camp-isijvol.17(2004)p.396

非专利文献2：铁和钢，vol.74(1988)，p.2353

技术实现要素：

发明所要解决的课题

本发明的目的是提供一种耐氢脆性优良、并且能够获得高的拉伸强度和屈服比的热浸镀锌钢板。

用于解决课题的技术手段

本发明者们对于获得耐氢脆性优良、并且能够获得高的拉伸强度例如1300mpa以上的拉伸强度和高的屈服比例如75％以上的屈服比的热浸镀锌钢板的方法进行了深入研究，结果得到了以下的认识。

(a)将铁素体和上贝氏体的面积率限制为规定的面积率以下，并且设置成以马氏体为主体的组织。

(b)为了抑制氢脆化裂纹沿着原奥氏体晶界发展，使得含有一定量以上的作为晶界强化元素的b，与此同时将马氏体等的平均有效晶体粒径控制为规定的粒径以下。

(c)将含有规定的个数密度以上的fe碳化物的马氏体在全部马氏体中所占有的面积率设定为50％以上。

我们发现当全部满足(a)、(b)和(c)时，能够获得所期望的机械特性和耐氢脆性。

本发明是在上述认识的基础上完成的，其要旨如下所述。

(1)一种热浸镀锌钢板，其特征在于，所述钢板具有如下所示的化学组成：以质量％计，

c：0.14～0.3％、

si：0.001～2.0％、

mn：2.0～4.0％、

p：0.05％以下、

s：0.01％以下、

n：0.01％以下、

al：0.001～1.0％、

ti：0.001～0.10％、

b：0.0001～0.01％、

mo：0～0.50％、

cr：0～0.80％、

ni：0～1.00％、

cu：0～1.00％、

v：0～0.50％、

nb：0.0～0.10％、

ca：0.00～0.01％、

mg：0.00～0.01％、

rem：0.00～0.01％、

bi：0.00～0.01％、以及

剩余部分：fe和杂质，

所述钢板具有如下所示的钢组织：以面积率计，

多角形铁素体为10％以下、

上贝氏体为20％以下、

残余奥氏体为5％以下、

马氏体为70％以上、

以1×10⁶/mm²以上的个数密度含有fe碳化物的马氏体相对于全部马氏体为50％以上、并且

平均有效晶体粒径：5.0μm以下。

(2)根据(1)所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，固溶b量为0.0010质量％～0.0100质量％，原奥氏体粒径为1.0μm～7.0μm。

(3)根据(2)所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，固溶b量与原奥氏体粒径之积为0.0010质量％·μm以上。

(4)根据(1)～(3)中任一项所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，在所述化学组成中，满足mo：0.001～0.50％。

(5)根据(1)～(4)中任一项所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，在所述化学组成中，满足cr：0.001～0.80％、ni：0.001～1.00％、或cu：0.001～1.00％、或者它们的任意组合。

(6)根据(1)～(5)中任一项所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，在所述化学组成中，满足v：0.001～0.50％、或nb：0.001～0.10％、或者它们两者。

(7)根据(1)～(6)中任一项所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，在所述化学组成中，满足ca：0.0001～0.01％、mg：0.0001～0.01％、rem：0.0001～0.01％、或bi：0.0001～0.01％、或者它们的任意组合。

发明效果

根据本发明，耐氢脆性优良、并且能够获得高的拉伸强度和屈服比。

附图说明

图1是示意地表示实施例1中采用的热处理和镀覆的工序的图。

图2是示意地表示实施例2中采用的热处理和镀覆的工序的图。

具体实施方式

首先，对本发明的实施方式的热浸镀锌钢板及其制造中使用的板坯的化学组成进行说明。详细内容在后面叙述，本发明的实施方式的热浸镀锌钢板是经过板坯的热轧、冷轧、连续退火、热浸镀锌处理和回火等而制造的。因此，热浸镀锌钢板和板坯的化学组成不仅考虑了热浸镀锌钢板的特性，还考虑了上述这些处理。在以下的说明中，热浸镀锌钢板中所含的各元素的含量的单位“％”只要没有特别说明，则是指“质量％”。本发明的实施方式的热浸镀锌钢板具有如下所示的化学组成：以质量％计，c：0.14～0.3％、si：0.001～2.0％、mn：2.0～4.0％、p：0.05％以下、s：0.01％以下、n：0.01％以下、al：0.001～1.0％、ti：0.001～0.10％、b：0.0001～0.01％、mo：0～0.50％、cr：0～0.80％、ni：0～1.00％、cu：0～1.00％、v：0～0.50％、nb：0.0～0.10％、ca：0.00～0.01％、mg：0.00～0.01％、rem(稀土类金属：rareearthmetal)：0.00～0.01％、bi：0.00～0.01％、以及剩余部分：fe和杂质。这里，作为杂质，可以列举出矿石或废金属等原材料中所含有的杂质、制造工序中所含有的杂质。

(c：0.14～0.3％)

c是为了获得所期望的拉伸强度所必需的元素。低于0.14％时，无法获得所期望的拉伸强度，因而设定为0.14％以上。优选为0.17％以上。另一方面，如果超过0.3％，则耐氢脆性和焊接性下降，因而设定为0.3％以下。优选为0.25％以下，更优选为0.22％以下。

(si：0.001～2.0％)

si是对钢板的高强度化有效的元素。低于0.001％时，不能显现出添加效果，因而设定为0.001％以上。优选为0.010％以上。另一方面，如果超过2.0％，则与热浸镀锌的浸润性和合金化速度下降。另外，由于si是铁素体生成元素，所以si含量超过2.0％时，难以将多角形铁素体的面积率设定为10％以下。因此，si含量设定为2.0％以下。优选为1.50％以下、更优选为0.90％以下、进一步优选为0.50％以下。

(mn：2.0～4.0％)

mn是强力的奥氏体稳定化元素，并且是对提高钢板的淬透性有效的元素。低于2.0％时，添加效果不能充分显现出来，因而设定为2.0％以上。优选为2.2％以上。另一方面，如果超过4.0％，则耐氢脆性下降，因而设定为4.0％以下。优选为3.5％以下、更优选为3.0％以下。

(p：0.05％以下)

p是固溶强化元素，并且是对钢板的高强度化有效的元素。可是，如果超过0.05％，则焊接性和韧性下降，因而设定为0.05％以下。优选为0.02％以下。尽管下限没有特别限定，但在实用上，0.001％左右是实质上的下限。

(s：0.01％以下)

s是杂质元素，是越少越好的元素。如果超过0.01％，则钢中会形成mns而使韧性和扩孔性劣化，因而设定为0.01％以下。优选为0.005％以下、更优选为0.002％以下。尽管下限没有特别限定，但在实用上，0.0001％左右是实质上的下限。

(n：0.01％以下)

n是杂质元素，是越少越好的元素。如果超过0.01％，则钢中会生成粗大的氮化物而使扩孔性下降，因而设定为0.01％以下。优选为0.005％以下。尽管下限没有特别限定，但在实用上，0.001％左右是实质上的下限。

(al：0.001～1.00％)

al是为了脱氧而添加的元素。低于0.001％时，不能显现出添加效果，因而设定为0.001％以上。优选为0.010％以上。另一方面，如果超过1.00％，则添加效果饱和，与此同时成本上升，而且钢的相变温度上升而使热轧时的负荷增大，因而设定为1.00％以下。优选为0.50％以下、更优选为0.20％以下。

(ti：0.001～0.10％)

ti是具有下述功效的元素：在钢中通过形成tin而固定n，起到抑制作为淬透性的下降因子的bn的生成的作用，与此同时使加热时的奥氏体粒径微细化并有助于韧性和耐氢脆性的提高。如果低于0.001％，则不能显现出添加效果，因而设定为0.001％以上。优选为0.010％以上。另一方面，如果超过0.10％，则生成粗大的ti碳化物，钢板的韧性和耐氢脆性下降，因而设定为0.10％以下。优选为0.07％以下。

(b：0.0001～0.01％)

b是具有下述功效的元素：在钢板的加热时偏析于奥氏体晶界，使奥氏体晶界稳定化而起到提高钢的淬透性的作用，与此同时提高晶界强度而有助于钢板的韧性和耐氢脆性的提高。如果低于0.0001％，则不能显现出添加效果，因而设定为0.0001％以上。优选为0.0006％以上、更优选为0.0011％以上。

另一方面，如果超过0.01％，则生成硼化物，钢的淬透性受到阻碍，因而设定为0.01％以下。优选为0.005％以下、更优选为0.004％以下。

mo、cr、ni、cu、v、nb、ca、mg和rem不是必需元素，是在钢板和钢中可以有限度地适当含有规定量的任意元素。

(mo：0～0.50％)

mo是有助于提高钢板的淬透性、与此同时使退火工序中的加热后的冷却～浸镀中产生的贝氏体相变延迟、从而有助于形成所需组织的元素。另外，mo还是使加热中的奥氏体的粒径微细化而有助于韧性和耐氢脆性的提高的元素。因此，也可以含有mo。mo含量低于0.001％时，不能显现出添加效果，因而mo含量优选为0.001％以上、更优选为0.050％以上。另一方面，mo含量如果超过0.50％，则添加效果饱和，与此同时制造成本上升，因而mo含量为0.50％以下、优选为0.30％以下。即，满足“mo：0.001～0.50％”是优选的。

(cr：0～0.80％、ni：0～1.00％、cu：0～1.00％)

cr、ni、cu均是对钢板的高强度化有效的元素。因此，也可以含有cr、ni、或cu、或它们的任意组合。cr、ni、cu的含量均低于0.001％时，不能显现出添加效果，因而分别优选为0.001％以上、更优选为0.010％以上。另一方面，如果cr含量超过0.80％、或ni含量超过1.00％、或cu含量超过1.00％，则添加效果饱和，与此同时制造成本上升。因此，cr含量设定为0.80％以下、ni含量设定为1.00％以下、cu含量设定为1.00％以下，优选的是，cr含量为0.50％以下、ni含量为0.50％以下、cu含量为0.50％以下。即，满足“cr：0.001～0.80％”、“ni：0.001～1.00％”、或“cu：0.001～1.00％”、或它们的任意组合是优选的。

(v：0～0.50％、nb：0.0～0.10％)

v和nb是形成碳化物，有助于钢板的高强度化的元素。因此，也可以含有v或nb或者它们两者。如果任何一个元素的含量都低于0.001％，则不能显现出添加效果，因而v含量和nb含量均优选设定为0.001％以上，更优选的是，v含量为0.030％以上、nb含量为0.005％以上。另一方面，如果v含量超过0.50％、或nb含量超过0.10％，则添加效果饱和，与此同时成本上升，因而v含量设定为0.50％以下、nb含量设定为0.10％以下，优选的是，v含量为0.30％以下、nb含量为0.05％以下。即，满足“v：0.001～0.50％”、或“nb：0.001～0.10％”、或者它们两者是优选的。

(ca：0.00～0.01％、mg：0.00～0.01％、rem：0.00～0.01％、bi：0.00～0.01％)

ca、mg、rem有助于钢中夹杂物的微细分散化。另外，bi可以减轻钢中的mn、si等置换型合金元素的微观偏析。均是有助于钢板的韧性和加工性的提高的元素。因此，也可以含有ca、mg、rem、或bi、或它们的任意组合。任一个元素的含量都低于0.0001％时，不能显现出添加效果，因而优选为0.0001％以上、更优选为0.0010％以上。另一方面，如果任一个元素都超过0.01％，则不利于延展性，因而设定为0.01％以下、优选为0.005％以下。即，优选满足“ca：0.0001～0.01％”、“mg：0.0001～0.01％”、“rem：0.0001～0.01％”、或“bi：0.0001～0.01％”、或它们的任意组合。

接下来，对本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的钢组织的限定理由进行说明。在以下的说明中，构成钢组织的相或组织的比例的单位“％”只要是没有特别说明，则是指任意的断面上的面积率(％)。本发明的实施方式的热浸镀锌钢板具有如下所示的钢组织：以面积率计，多角形铁素体为10％以下、上贝氏体为20％以下、残余奥氏体为5％以下、马氏体为70％以上、以1×10⁶/mm²以上的个数密度含有fe碳化物的马氏体相对于全部马氏体为50％以上、并且平均有效晶体粒径：5.0μm以下。

(多角形铁素体为10％以下、上贝氏体为20％以下)

如果多角形铁素体超过10％、或上贝氏体超过20％，则钢板软质化，难以获得75％以上的屈服比，因而多角形铁素体设定为10％以下，上贝氏体设定为20％以下。优选的是，多角形铁素体为5％以下、上贝氏体为10％以下。

(残余奥氏体为5％以下)

残余奥氏体如果超过5％，则压制成型后因加工诱导相变而由残余奥氏体相变而成的新鲜马氏体会影响氢脆化，难以获得优良的耐氢脆化特性，因而残余奥氏体设定为5％以下。优选为2％以下。

(马氏体为70％以上)

马氏体如果低于70％，则不能确保所需要的强度，因而设定为70％以上。优选为80％以上。

钢组织的面积率的计算按如下方式进行。有关多角形铁素体、上贝氏体、珠光体、渗碳体、马氏体、回火马氏体的面积率，切开钢板的轧制方向断面，用硝酸乙醇腐蚀液使钢组织显现，使用扫描型电子显微镜(倍率：5000倍、10个视场)对显现的钢组织中的1/8～3/8厚度位置进行拍摄，从得到的组织照片上，将通过点计数法算出的平均值设定为面积率。

有关残余奥氏体的面积率，将钢板的1/4厚度的面作为观察面进行x射线衍射，将从bcc与fcc的峰面积比算出的值设定为面积率。

(以1×10⁶/mm²以上的个数密度含有fe碳化物的马氏体相对于全部马氏体为50％以上)

为了使75％以上的屈服比和优良的耐氢脆化特性得以兼顾，将钢组织中所含的马氏体中的面积率为50％以上的区域设定为含有个数密度为1.0×10⁶/mm²以上的fe碳化物的马氏体。

含有个数密度为1.0×10⁶/mm²以上的fe碳化物的马氏体如果低于全部马氏体的50％，则难以获得75％以上的屈服比，因而含有个数密度为1.0×10⁶/mm²以上的fe碳化物的马氏体设定为50％以上。优选为65％以上。另外，fe碳化物的个数密度如果低于1.0×10⁶/mm²，则无法获得优良的耐氢脆化特性，因而fe碳化物的个数密度设定为1.0×10⁶/mm²以上。优选为5.0×10⁶/mm²以上。

马氏体中存在的fe碳化物的个数密度按如下方式计算：切开钢板的轧制方向断面，用硝酸乙醇腐蚀液使钢组织显现，使用扫描型电子显微镜(倍率：5000倍、10个视场)对显现的钢组织中的1/8～3/8厚度位置进行拍摄，在得到的组织照片上测定fe碳化物的个数，算出个数密度。

(平均有效晶体粒径：5.0μm以下)

有效晶体粒径是指被晶体方位差为10°以上的晶界包围的区域(将在后文描述)的大小(粒径)。例如，对于马氏体来说是相当于板条块粒径。

为了获得优良的耐氢脆化特性，将平均有效晶体粒径设定为5.0μm以下。平均有效晶体粒径如果超过5.0μm，则大角晶界的晶界面积减少，耐氢脆化特性下降，因而平均有效晶体粒径设定为5.0μm以下。优选为4.0μm以下。

有关平均有效晶体粒径，使用ebsp-oim(电子背散射衍射图案-取向图像显微镜；electronbackscatterdiffractionpattern-orientationimagemicroscopy)法来测定。在ebsp-oim法中，在扫描型电子显微镜(sem)内对高倾斜的试样照射电子束，用高灵敏度照相机对通过后方散射而形成的菊池图案进行拍摄。然后，通过计算机的图像处理在短时间内测定照射点的晶体方位。另外，可以使用软件来解析测定值。

ebsp-oim法能够定量地解析钢组织的微细结构和晶体方位。ebsp-oim法中的分辨率依赖于sem的分辨率，可以用最小20nm的分辨率来解析。本发明中，为了识别可能成为有效晶体晶界的板条块边界，用极限值10°来定义钢的晶体晶界，在将方位差为10°以上的晶体晶界绘制成的图像中，将晶粒可视化而求出平均晶体粒径。

(钢整体的平均位错密度：1.0×10¹⁵/m²～1.0×10¹⁶/m²)

为了使1300mpa以上的拉伸强度和优良的耐氢脆化特性得以兼顾，优选将钢整体的平均位错密度设定为1.0×10¹⁵/m²～1.0×10¹⁶/m²。位错由于有助于材料的强化，所以从高强度化的观点出发，大量含有是更好的，但从氢脆化特性的观点出发，含有得比较少是优选的。平均位错密度如果低于1.0×10¹⁵/m²，则无法获得1300mpa以上的拉伸强度，因而优选设定为1.0×10¹⁵/m²以上，更优选为5.0×10¹⁵/m²以上。

另一方面，平均位错密度如果超过1.0×10¹⁶/m²，则因钢中的位错与氢的相互作用，钢材中的侵入氢量增加，耐氢脆化特性劣化，因而优选设定为1.0×10¹⁶/m²以下，更优选为0.5×10¹⁶/m²以下。

有关钢整体的平均位错密度。可以根据非专利文献“camp-isijvol.17(2004)p.396”的“利用了x射线衍射的位错密度的评价方法”中记载的方法，由(110)α、(211)α、(220)α的半值宽度算出平均位错密度。

根据上述那样的构成的本发明的实施方式的热浸镀锌钢板可以获得例如1300mpa以上的拉伸强度、75％以上的屈服比和优良的耐氢脆化特性。拉伸强度如果低于1300mpa，则有可能难以确保轻量化和冲击安全性，因而优选得到1300mpa以上的拉伸强度，更优选得到1350mpa以上的拉伸强度。屈服比如果低于75％，则有可能难以确保冲击安全性，因而优选得到75％以上的屈服比，更优选得到80％以上的屈服比。

固溶b量优选为0.0010质量％以上，原奥氏体粒径优选为1.0μm～7.0μm。固溶b可以提高原奥氏体粒的晶界强度而有助于钢板的韧性和耐氢脆性的提高。可是，固溶b量低于0.0010质量％时，有可能无法获得充分的韧性和耐氢脆性。因此，固溶b量优选设定为0.0010质量％以上，更优选设定为0.0015质量％以上。另外，原奥氏体粒径低于1.0μm时，原奥氏体粒的晶界面积过大，固溶b所带来的晶界强度的提高有可能变得不充分。因此，原奥氏体粒径优选设定为1.0μm以上，更优选为2.0μm以上。另一方面，原奥氏体粒径超过7.0μm时，因为材料的韧性劣化，所以耐氢脆化特性也劣化。因此，原奥氏体粒径优选设定为7.0μm以下。

固溶b量可以通过从热浸镀锌钢板所含的b的总质量中减去硼化物等析出物中所含的b的质量来算出。析出物中所含的b的质量可以通过用萃取残渣法测定b析出物的质量，再将它换算成b析出物中所含的b的质量来获得。萃取残渣法中b析出物的定量方法记载于例如非专利文献2中。原奥氏体粒径是使用按如下方式算出的平均值：将钢板的轧制方向断面切开，用苦味酸醇溶液使原奥氏体晶界显现，并使用扫描型电子显微镜(倍率：1000倍、5个视场)对显现的原奥氏体晶界的1/8～3/8厚度位置进行拍摄，由得到的组织照片通过线段法算出平均值。

固溶b量与原奥氏体粒径之积优选为0.0010质量％·μm以上。原奥氏体粒径越小，原奥氏体粒的晶界面积越大。因此，为了获得一定的晶界强度，原奥氏体粒径越小，则越需要更多的固溶b。在上述那样的观点的基础上本发明者们进行了研究，结果明确了当固溶b量与原奥氏体粒径之积为0.0010质量％·μm以上时，可以获得特别优良的耐氢脆化特性。

下面，对本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的制造方法进行说明。在该制造方法中，依次进行具有上述的化学组成的板坯的热轧、冷轧、连续退火、热浸镀锌处理、合金化处理和回火。

热轧中，进行板坯加热、粗轧、精轧和冷却。

板坯加热温度设定为1180℃以上。板坯加热温度低于1180℃时，不能使板坯中的硼化合物充分溶解，无法确保充分量的固溶硼。作为板坯，可以使用例如通过连续铸造得到的板坯、用铸锭法制作的板坯、用薄板坯铸造法铸造的板坯。板坯在铸造后可以保持着1180℃以上的温度供给至热轧设备，也可以冷却至低于1180℃的温度例如室温后再加热并供给至热轧设备。

粗轧中，将温度设定为1050℃～1150℃，将总压下率设定为50％以上。这是为了在热轧中充分发生再结晶，使热轧钢板的组织变得均匀。

精轧中，将从在1050℃以下的温度下进行的最初道次至倒数第2道次的总压下率设定为60％～95％，将最终道次的轧制率设定为5％～30％，将最终道次的温度设定为880℃～980℃。如果从在1050℃以下的温度下进行的最初道次至倒数第2道次的总压下率超过95％、或者最终道次的轧制率超过30％，则精轧中硼化物的析出被促进，不能确保充分量的固溶硼。最终道次的温度低于880℃时，精轧中硼化物的析出也会被促进，不能确保充分量的固溶硼。如果从在1050℃以下的温度下进行的最初道次至倒数第2道次的总压下率低于60％、或者最终道次的轧制率低于10％，则热轧钢板的组织粗大化，无法得到所期望的有效晶体粒径。

冷却是精轧结束后经过1秒以上之后再进行，以5℃/秒～50℃/秒的冷却速度冷却至450℃～700℃的温度，并在该温度下进行卷取。如果在精轧结束后经过1秒以上之前就开始冷却，则奥氏体不能充分地再结晶，各向异性变得显著。冷却速度如果低于5℃/秒，则会促进高温区域的铁素体相变，热轧钢板的组织粗大化，无法获得所期望的有效晶体粒径。冷却速度的上限没有特别设定，但实质上设定为50℃/秒以上是困难的。卷取温度超过700℃时，热轧钢板的组织粗大化，无法获得所期望的有效晶体粒径，或者硼化物的析出被促进，不能确保充分量的固溶硼。卷取温度低于450℃时，热轧钢板的强度变得过剩，之后的冷轧变得困难。卷取温度优选设定为500℃～650℃。

卷取后，按照常规方法进行热轧钢板的酸洗。也可以进行热轧钢板的平整轧制。通过平整轧制，可以矫正形状、或者提高酸洗性。

冷轧中，将压下率设定为20％～80％。压下率低于20％时，退火中不能得到微细的奥氏体粒。另一方面，压下率超过80％时，轧制加重变得过大，会导致冷轧辊的负荷增大。压下率优选设定为30％～70％。

连续退火中，进行升温、保持和冷却。

升温中，将700℃～ac3点的温度区域的平均加热速度设定为0.1℃/秒～10℃/秒。通过将该平均加热速度设定为10℃/秒以下，能够促进硼元素向奥氏体晶界的偏析。另一方面，该平均加热速度低于0.1℃/秒时，钢板的加热需要长时间，生产率受到损害，因而将它设定为实质上的下限。

升温后，在ac3点～900℃的温度区域保持1秒～500秒的时间。如果保持温度低于ac3点、或保持时间低于1秒，则不能充分地进行奥氏体化。另一方面，保持温度超过900℃时，奥氏体粒粗大化，有效晶体粒径变得过大，耐氢脆性劣化。保持时间超过500秒时，生产率受到损害。

保持后，进行从保持温度至450℃～600℃的温度的冷却。从保持温度至650℃的平均冷却速度设定为0.5℃/秒以上。该平均冷却速度低于0.5℃/秒时，铁素体相变过度进行，多角形铁素体的面积率有可能超过10％。从650℃至450℃～600℃的温度的平均冷却速度设定为3℃/秒以上。该平均冷却速度低于3℃/秒时，铁素体相变过度进行，多角形铁素体的面积率有可能超过10％。如果以3℃/秒以上的平均冷却速度继续冷却至低于450℃的温度，则上贝氏体的生成被促进，上贝氏体的面积率有可能超过20％。3℃/秒以上的平均冷却速度下的冷却优选在470℃以上停止。如果3℃/秒以上的平均冷却速度下的冷却在超过600℃的温度下停止，则之后铁素体的生成被促进，铁素体面积率有可能超过10％。也可以将从保持温度至450℃～600℃的温度的平均冷却速度设定为3℃/秒以上。

热浸镀锌处理中，进行保持和镀浴中的浸渍。

保持时间是从连续退火的3℃/秒以上的平均冷却速度下的冷却开始，将保持温度设定为450℃～600℃、将保持时间设定为1秒～1000秒。保持温度低于450℃时，上贝氏体的生成被促进，保持温度超过600℃时，铁素体的生成被促进。保持时间超过1000秒时，上贝氏体过度生成。保持时间优选设定为500秒以下、更优选设定为100秒以下。将保持时间设定为低于1秒在实际操作上是困难的。

作为镀浴，也可以含有fe、si、al、mg、mn、cr、ti和pb等杂质。例如，镀浴的温度设定为420℃～500℃、钢板的浸入板温设定为420℃～500℃、浸渍时间设定为5秒以下、单位面积重量是每单面设定为25g/m²～75g/m²。单位面积重量可以使用例如气体擦拭法等公知的方法来控制。

合金化处理中，进行对处理温度的控制和冷却。

合金化处理的处理温度设定为480℃～600℃。当镀浴后的钢板的温度变得低于480℃时，加热至480℃～600℃的温度。处理温度低于480℃时，合金化的进行变慢，有可能使生产率受到损害、或发生合金化的不均匀。处理温度优选设定为500℃以上。另一方面，处理温度超过600℃时，合金化过度进行，钢板的粉化性劣化。处理温度优选设定为580℃以下。

然后，进行从合金化处理的处理温度至(ms点-80℃)以下的温度的冷却。该冷却下的平均冷却速度设定为5℃/秒以上。该平均冷却速度低于5℃/秒时，贝氏体过度生成，有可能难以获得所期望的微观组织。如果5℃/秒以上的平均冷却速度下的冷却在超过(ms点-80℃)的温度下停止，则马氏体的生成量不足，以1×10⁶/mm²以上的个数密度含有fe碳化物的马氏体的量不足。5℃/秒以上的平均冷却速度下的冷却的停止温度优选设定为(ms点-120)℃以下。

回火中，在200℃～400℃的温度区域进行5秒～500秒的保持。如果保持温度低于200℃、或者保持时间低于5秒，则回火变得不充分，其结果是，以1×10⁶/mm²以上的个数密度含有fe碳化物的马氏体有可能变得低于全部马氏体的50％、或者平均位错密度有可能变得超过1.0×10¹⁶/m²。保持温度优选设定为220℃以上。另一方面，如果保持温度超过400℃、或者保持时间超过500秒，则回火变得过度，其结果是，无法得到充分的拉伸强度。保持温度优选设定为350℃以下。回火可以在热浸镀锌生产线内作为一连串的热处理来进行，也可以在热浸镀锌处理之后在常温下卷取后使用热处理装置进行热处理。

当合金化处理中的5℃/秒以上的平均冷却速度下的冷却的停止温度为200℃～400℃时，可以直接在200℃～400℃的温度区域保持5秒～500秒。合金化处理中的5℃/秒以上的平均冷却速度下的冷却的停止温度低于200℃时，要加热至200℃～400℃的温度。此时的升温速度从生产率的观点出发优选设定为1℃/秒以上。

合金化处理也可以省略。此时，将从镀浴排出的钢板以5℃/秒以上的平均冷却速度冷却至(ms点-80℃)以下的温度，然后，在200℃～400℃的温度区域保持5秒～500秒以进行回火。在省略了合金化处理的情况下，当从镀浴排出时的温度为200℃～360℃时，为了回火，可以直接在200℃～400℃的温度区域保持5秒～500秒。当从镀浴排出时的温度低于200℃时，为了回火要加热至200℃～400℃的温度。此时的升温速度从生产率的观点出发优选设定为1℃/秒以上。

热浸镀锌处理后可以进行调质轧制。通过调质轧制，例如可以矫正钢板的平坦度、或调整表面粗度。为了避免延展性的劣化，调质轧制的伸长率优选设定为2％以下。

实施例

下面，对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的一个条件例，本发明不受该一个条件例的限定。只要不超出本发明的要旨并能够实现本发明的目的，本发明就能够采用各种条件。

(实施例1)

将具有表1所示的化学组成的钢进行熔炼而制成铸坯，对该铸坯在表2所示的热轧条件下实施热轧，制成厚度为3mm的热轧钢板。对该热轧钢板实施酸洗后，在表2所示的冷轧条件(压下率)下实施冷轧，制成厚度为1.2mm的冷轧钢板。表1中的空栏表示该元素的含量低于检测极限，剩余部分为fe和杂质。表1中的下划线表示该数值超出了本发明的范围。

表2

r1：1050℃以下～最终道次前的总压下率

r2：最终道次的压下率

ft：最终道次的温度

δt：从精轧结束至冷却开始的经过时间

对得到的冷轧钢板在图1和表3所示的热处理条件下实施热处理，然后在图1和表3所示的镀覆条件下实施热浸镀锌。进而，在图1和表3所示的条件下进行合金化处理、二次冷却、再加热和三次冷却，得到合金化热浸镀锌钢板。

从得到的合金化热浸镀锌钢板上，在与轧制方向垂直的方向上采取jis5号拉伸试验片，进行拉伸试验，测定拉伸强度(ts)、总伸长率(el)。按照日本钢铁联盟标准的“jfst1001扩孔试验方法”测定扩孔率(λ)。再按照前述的方法鉴定钢组织。

耐氢脆化特性的评价按照以下的试验方法进行。

从得到的合金化热浸镀锌钢板上，采取以10％的间隙冲裁成30mmφ的试验片，将冲裁的试验片在ph为1的盐酸水溶液中最长浸渍24小时。每隔3小时观察试验片的冲裁端面，观察有无裂纹。将浸渍12小时后也看不到裂纹者定为合格。

得到的结果示于表4和表5(表4续)中。表4或表5中的下划线表示该数值超出了本发明的范围。

表4

ts：拉伸强度vα：铁素体的面积率

ys：屈服强度vpθ：珠光体+渗碳体的面积率

yr：100×屈服强度/拉伸强度vub：上贝氏体的面积率

el：总伸长率vγ：残余奥氏体的面积率

λ：扩孔率vm：马氏体的面积率

vtm*：含有个数密度为1.0×10⁶/mm²以上的fe碳化物的马氏体在全部马氏体中所占有的比例

表5

ts：拉伸强度vα：铁素体的面积率

ys：屈服强度vpθ：珠光体+渗碳体的面积率

yr：100×屈服强度/拉伸强度vub：上贝氏体的面积率

el：总伸长率vγ：残余奥氏体的面积率

λ：扩孔率vm：马氏体的面积率

vtm*：含有个数密度为1.0×10⁶/mm²以上的fe碳化物的马氏体在全部马氏体中所占有的比例

就化学组成和制造方法在本发明的范围内的发明例而言，钢组织在本发明的范围内，得到了1300mpa以上的拉伸强度、75％以上的屈服比(yr)、良好的耐氢脆性。另一方面，化学组成和钢组织的一者或两者在本发明的范围外的比较例未得到所期望的机械特性。

(实施例2)

对表1所示的化学组成的钢板的一部分在表6所示的热轧条件下实施热轧，制成厚度为3mm的热轧钢板。对该热轧钢板实施酸洗后，在表6所示的冷轧条件(压下率)下实施冷轧，制成厚度为1.2mm的冷轧钢板。

表6

r1：1050℃以下～最终道次前的总压下率

r2：最终道次的压下率

ft：最终道次的温度

δt：从精轧结束至冷却开始的经过时间

对得到的冷轧钢板在图2和表7所示的热处理条件下实施热处理，然后在图2和表7所示的镀覆条件下实施热浸镀锌。进而，在图2和表7所示的条件下进行二次冷却、再加热和三次冷却，得到热浸镀锌钢板。

从得到的合金化热浸镀锌钢板上，在与轧制方向垂直的方向上采取jis5号拉伸试验片，进行拉伸试验，测定拉伸强度(ts)、总伸长率(el)。按照日本钢铁联盟标准的“jfst1001扩孔试验方法”测定扩孔率(λ)。按照前述的方法鉴定钢组织。

耐氢脆化特性的评价按照以下的试验方法进行。

从得到的合金化热浸镀锌钢板上，采取以10％的间隙冲裁成30mmφ的试验片，将冲裁的试验片在ph为1的盐酸水溶液中最长浸渍24小时。每隔3小时观察试验片的冲裁端面，观察有无裂纹。将浸渍12小时后也看不到裂纹者定为合格。

得到的结果示于表8中。

表8

ts：拉伸强度vα：铁素体的面积率

ys：屈服强度vpθ：珠光体+渗碳体的面积率

yr：100×屈服强度/拉伸强度vub：上贝氏体的面积率

el：总伸长率vγ：残余奥氏体的面积率

λ：扩孔率vm：马氏体的面积率

vtm*：含有个数密度为1.0×10⁶/mm²以上的fe碳化物的马氏体在全部马氏体中所占有的比例

就表8所示的实施例(发明例)而言，由于均是化学组成在本发明的范围内，并且钢组织在本发明的范围内，所以得到了1300mpa以上的拉伸强度、75％以上的屈服比(yr)、良好的耐氢脆性。

产业上的可利用性

本发明可以利用于例如与适合于汽车的车身和部件的钢板有关的产业。