热浸镀锌钢板及其制造方法与流程

本发明涉及热浸镀锌钢板及其制造方法，涉及主要作为汽车用钢板通过压力加工等而成形为各种形状的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法。

背景技术：

近年来，从伴随全球变暖对策的温室效应气体排放量限制的观点出发，要求汽车的燃料效率提高，为了确保车体的轻量化和碰撞安全性，高强度钢板的应用正在逐渐扩大。特别是最近，抗拉强度为980mpa以上的超高强度钢板的需求正在提高。另外，对于车体中也要求防锈性的部位要求对表面实施了热浸镀锌的高强度热浸镀锌钢板。

对于供于汽车用部件的热浸镀锌钢板，不仅要求强度，而且要求压力成形性、焊接性等为了部件成形所必要的各种施工性。具体而言，从压力成形性的观点出发，对于钢板，要求优异的拉伸率(拉伸试验中的总拉伸率：el)、拉伸凸缘性(扩孔率：λ)。再者，在考虑将高强度钢板应用于在寒冷地区使用的汽车的情况下，要求高强度钢板在低温环境下不会脆性断裂、即具有优异的低温韧性。

一般而言，伴随着钢板的高强度化，压力成形性劣化。作为兼顾钢的高强度化和压力成形性的手段，已知有利用了残余奥氏体的相变诱导塑性的trip钢板(transformationinducedplasticity)。

在专利文献1～3中，公开了一种涉及高强度trip钢板的技术，其中，将组织构成分数控制在规定的范围而改善拉伸率和扩孔率。另外，在专利文献4中，记载了一种高强度钢板，其具有规定的化学组成，以体积分数计15％以下为平均结晶粒径为2μm以下的铁素体，以体积分数计2～15％为平均结晶粒径为2μm以下的残余奥氏体，以体积分数计10％以下为平均结晶粒径为3μm以下的马氏体，剩余部分为平均结晶粒径为6μm以下的贝氏体及回火马氏体，并且在贝氏体及回火马氏体晶粒内平均含有10个以上的粒径为0.04μm以上的渗碳体粒子，记载了该高强度钢板具有1180mpa以上的抗拉强度，并且具有高的拉伸率、扩孔性和与之相伴随的优异的弯曲加工性。

再者，关于trip型高强度热浸镀锌钢板，也在几个文献中被公开。

通常，为了以连续退火炉制造热浸镀锌钢板，在将钢板加热至逆相变温度区域(>ac1)并实施均热处理后，在冷却至室温的过程的途中，需要浸渍于460℃左右的热浸镀锌浴中。或者，在加热/均热处理后，冷却至室温后，需要将钢板再次加热至热浸镀锌浴温度并浸渍于浴中。再者，通常，为了制造合金化热浸镀锌钢板，由于在镀浴浸渍后实施合金化处理，因此需要将钢板再加热至460℃以上的温度区域。例如，在专利文献5中，记载了将钢板加热至ac1以上后，骤冷至马氏体相变开始温度(ms)以下，然后通过再加热至贝氏体相变温度区域并在该温度区域保持而推进奥氏体的稳定化(等温淬火)后，为了镀层合金化处理而再加热至镀浴温度或合金化处理温度。然而，就这样的制造方法而言，由于马氏体及贝氏体在镀层合金化处理工序中被过度回火，因此存在材质劣化的问题。

在专利文献6～10中，公开了一种热浸镀锌钢板的制造方法，其包括：在镀层合金化处理之后将钢板冷却，并通过进行再加热而将马氏体回火。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开第2013/051238号

专利文献2：日本特开2006-104532号公报

专利文献3：日本特开2011-184757号公报

专利文献4：国际公开第2017/179372号

专利文献5：国际公开第2014/020640号

专利文献6：日本特开2013-144830号公报

专利文献7：国际公开第2016/113789号

专利文献8：国际公开第2016/113788号

专利文献9：国际公开第2016/171237号

专利文献10：日本特开2017-48412号公报

技术实现要素：

发明所要解决的课题

另一方面，对于被应用于在寒冷地区使用的汽车的热浸镀锌钢板，不仅要求压力成形性，而且还要求在低温环境下不会脆性断裂。然而，就现有技术而言，从压力成形性的提高和这样的低温韧性的改善这两个观点出发，未必进行了充分的研究，因此关于热浸镀锌钢板、特别是供于汽车用构件的热浸镀锌钢板的特性提高，依然有改善的余地。

于是，本发明的目的是提供压力成形性及低温韧性优异的抗拉强度为980mpa以上的热浸镀锌钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

本发明人等为了解决上述课题而反复进行了深入研究，结果获得以下的认识。

(i)在连续热浸镀锌热处理工序中，在镀覆处理或镀层合金化处理之后，通过冷却至ms以下而生成马氏体。进而之后，通过实施再加热及等温保持而将马氏体适度回火，并且在包含残余奥氏体的钢板的情况下，还能够进一步使该残余奥氏体稳定化。由于通过这样的热处理，马氏体变得未通过镀覆处理或镀层合金化处理被过度回火，因此强度与延展性的平衡得以改善。

(ii)进而发现：在由回火马氏体和与其相接的软质组织(即铁素体及贝氏体)形成的异相界面中的mn浓度为一定值以上的情况下，低温韧性得以改善。其详细的机理并不清楚，但一般而言，认为脆性断裂通过位错积聚(聚集)于结晶晶界而产生向晶界的应力集中，从而通过解理裂纹(cleavagecrack)形成、传播而进展。认为在复合组织钢中，位错聚集而引起应力集中的区域为由软质组织(铁素体及贝氏体)和硬质组织(回火马氏体)形成的异相界面。认为在异相界面中的mn浓度为一定值以上的情况下，在堆积于异相界面中的位错组与mn原子之间产生某些相互作用而抑制解理裂纹的形成。另外发现：上述mn浓度分布通过在连续热浸镀锌热处理工序中在480～600℃左右的温度区域中实施等温保持来实现。但是，该等温保持需要在奥氏体相变为马氏体前实施。另外，在镀覆后在该温度区域中进行等温保持的情况下，引起镀层的粉化性的恶化等。因此，该等温保持需要在镀层合金化处理之前实施。

(iii)进而发现：上述(ii)的效果通过限定连续铸造时的铸造条件而变得更显著。即发现：通过预先在铸造时形成mn偏析区域，从而(ii)中说明的异相界面区域中的mn浓度增加。但是，也判明在使mn浓化过量地进行的情况下，低温韧性劣化。认为这是由于，若mn浓化过量地进行，则在最终组织中，不仅异相界面区域，而且回火马氏体晶粒内的mn浓度也增加。认为遍及整个晶粒而使mn浓化的回火马氏体的韧性差。

本发明是基于上述认识而实现的，具体而言如下所述。

(1)一种热浸镀锌钢板，其特征在于，其是在母材钢板的至少一个表面具有热浸镀锌层的热浸镀锌钢板，上述母材钢板所具有的化学组成以质量％计含有

c：0.050％～0.350％、

si：0.10％～2.50％、

mn：1.00％～3.50％、

p：0.050％以下、

s：0.0100％以下、

al：0.001％～1.500％、

n：0.0100％以下、

o：0.0100％以下、

ti：0％～0.200％、

b：0％～0.0100％、

v：0％～1.00％、

nb：0％～0.100％、

cr：0％～2.00％、

ni：0％～1.00％、

cu：0％～1.00％、

co：0％～1.00％、

mo：0％～1.00％、

w：0％～1.00％、

sn：0％～1.00％、

sb：0％～1.00％、

ca：0％～0.0100％、

mg：0％～0.0100％、

ce：0％～0.0100％、

zr：0％～0.0100％、

la：0％～0.0100％、

hf：0％～0.0100％、

bi：0％～0.0100％、及

除ce、la以外的rem：0％～0.0100％，

剩余部分由fe及杂质构成；

以距离上述母材钢板的表面为1/4厚的位置作为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的钢组织以体积分数计含有

铁素体：0％～50％、

残余奥氏体：0％～30％、

回火马氏体：5％以上、

初生马氏体：0％～10％、及

珠光体与渗碳体的合计：0％～5％，

在存在剩余部分组织的情况下，上述剩余部分组织由贝氏体构成；

mn的浓度分布满足下述式(1)及式(2)的回火马氏体的个数比例相对于全部回火马氏体的个数为0.2以上；

[mn]b/[mn]a＞1.2(1)

[mn]a/[mn]＜2.0(2)

式中，[mn]为母材钢板的mn含量(质量％)，[mn]a为回火马氏体中的平均mn浓度(质量％)，[mn]b为回火马氏体与铁素体相及贝氏体相的异相界面中的mn浓度(质量％)。

(2)根据上述(1)所述的热浸镀锌钢板，其特征在于，上述钢组织进一步以体积分数计含有残余奥氏体：6％～30％。

(3)一种如上述(1)或(2)所述的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述制造方法包括：将具有上述(1)所述的化学组成的板坯进行连续铸造的连续铸造工序、将所铸造的板坯进行热轧的热轧工序、及对所得到的钢板实施热浸镀锌的热浸镀锌工序，

(a)上述连续铸造工序满足以下的(a1)及(a2)的条件：

(a1)二次冷却结束时刻的板坯表面温度为500～1100℃，

(a2)铸造速度为0.4～3.0m/分钟；

(b)上述热浸镀锌工序包括：将钢板加热而进行第一均热处理、将经第一均热处理的钢板进行第一冷却接着进行第二均热处理、将经第二均热处理的钢板浸渍于热浸镀锌浴中、将实施了镀覆的钢板进行第二冷却、及将经第二冷却的钢板进行加热接着进行第三均热处理，进而满足以下的(b1)～(b6)的条件：

(b1)在第一均热处理前的钢板加热时，从650℃至ac1+30℃以上且950℃以下的最高加热温度为止的平均加热速度为0.5℃/秒～10.0℃/秒，

(b2)将上述钢板在上述最高加热温度下保持1秒钟～1000秒钟(第一均热处理)，

(b3)第一冷却中的700～600℃为止的温度范围的平均冷却速度为10～100℃/秒，

(b4)将经第一冷却的钢板在480～600℃的范围保持80秒钟～500秒钟(第二均热处理)，

(b5)第二冷却进行至ms-50℃以下为止，

(b6)将经第二冷却的钢板加热至200～420℃的温度区域，接着在上述温度区域保持5～500秒钟(第三均热处理)。

发明效果

根据本发明，能够得到压力成形性、具体而言延展性、扩孔性、进而低温韧性优异的热浸镀锌钢板。

附图说明

图1表示sem二次电子图像的参考图。

图2是用热膨胀测定装置模拟本发明的实施方式的相当于热浸镀锌处理的热循环时的温度-热膨胀曲线。

具体实施方式

<热浸镀锌钢板>

本发明的实施方式涉及一种热浸镀锌钢板，其特征在于，在母材钢板的至少一个表面具有热浸镀锌层，上述母材钢板所具有的化学组成以质量％计含有

c：0.050％～0.350％、

si：0.10％～2.50％、

mn：1.00％～3.50％、

p：0.050％以下、

s：0.0100％以下、

al：0.001％～1.500％、

n：0.0100％以下、

o：0.0100％以下、

ti：0％～0.200％、

b：0％～0.0100％、

v：0％～1.00％、

nb：0％～0.100％、

cr：0％～2.00％、

ni：0％～1.00％、

cu：0％～1.00％、

co：0％～1.00％、

mo：0％～1.00％、

w：0％～1.00％、

sn：0％～1.00％、

sb：0％～1.00％、

ca：0％～0.0100％、

mg：0％～0.0100％、

ce：0％～0.0100％、

zr：0％～0.0100％、

la：0％～0.0100％、

hf：0％～0.0100％、

bi：0％～0.0100％、及

除ce、la以外的rem：0％～0.0100％，

剩余部分由fe及杂质构成；

以距离上述母材钢板的表面为1/4厚的位置作为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的钢组织以体积分数计含有

铁素体：0％～50％、

残余奥氏体：0％～30％、

回火马氏体：5％以上、

初生马氏体：0％～10％、及

珠光体与渗碳体的合计：0％～5％，

在存在剩余部分组织的情况下，上述剩余部分组织由贝氏体构成；

mn的浓度分布满足下述式(1)及式(2)的回火马氏体的个数比例相对于全部回火马氏体的个数为0.2以上；

[mn]b/[mn]a＞1.2(1)

[mn]a/[mn]＜2.0(2)

式中，[mn]为母材钢板的mn含量(质量％)，[mn]a为回火马氏体中的平均mn浓度(质量％)，[mn]b为回火马氏体与铁素体相及贝氏体相的异相界面中的mn浓度(质量％)。

『化学组成』

首先，对如上述那样限定本发明的实施方式的母材钢板(以下也简称为钢板)的化学组成的理由进行说明。需要说明的是，本说明书中规定化学组成的“％”只要没有特别说明，则全部为“质量％”。另外，在本说明书中，表示数值范围的“～”在没有特别说明的情况下，以包含其前后记载的数值作为下限值及上限值的含义来使用。

[c：0.050％～0.350％]

c是为了确保钢板强度所必须的元素。由于低于0.050％时得不到所需的高强度，因此c含量设定为0.050％以上。c含量也可以为0.070％以上、0.080％以上或0.100％以上。另一方面，由于若超过0.350％，则加工性、焊接性降低，因此c含量设定为0.350％以下。c含量也可以为0.340％以下、0.320％以下或0.300％以下。

[si：0.10％～2.50％]

si是抑制铁碳化物的生成、有助于强度和成形性的提高的元素，但过度的添加会使钢板的焊接性劣化。因此，其含量设定为0.10～2.50％。si含量也可以为0.20％以上、0.30％以上、0.40％以上或0.50％以上，和/或也可以为2.20％以下、2.00％以下或1.90％以下。

[mn：1.00％～3.50％]

mn(锰)是强力的奥氏体稳定化元素，是对于钢板的高强度化有效的元素。过度的添加会使焊接性、低温韧性劣化。因此，其含量设定为1.00～3.50％。mn含量也可以为1.10％以上、1.30％以上或1.50％以上，和/或也可以为3.30％以下、3.10％以下或3.00％以下。

[p：0.050％以下]

p(磷)是固溶强化元素，是对钢板的高强度化有效的元素，但过度的添加会使焊接性及韧性劣化。因此，p含量限制为0.050％以下。优选为0.045％以下、0.035％以下或0.020％以下。但是，由于为了极度降低p含量，脱p成本变高，因此从经济性的观点出发，优选将下限设定为0.001％。

[s：0.0100％以下]

s(硫)是作为杂质而含有的元素，在钢中形成mns而使韧性、扩孔性劣化。因此，作为韧性、扩孔性的劣化不显著的范围，将s含量限制为0.0100％以下。优选为0.0050％以下、0.0040％以下或0.0030％以下。但是，由于为了极度降低s含量，脱硫成本变高，因此从经济性的观点出发，优选将下限设定为0.0001％。

[al：0.001％～1.500％]

al(铝)为了钢的脱氧而至少添加0.001％。但是，即使过量添加，也不仅效果饱和，徒然地导致成本上升，而且使钢的相变温度上升，使热轧时的负荷增大。因此，al量将1.500％设定为上限。优选为1.200％以下、1.000％以下或0.800％以下。

[n：0.0100％以下]

n(氮)是作为杂质而含有的元素，若其含量超过0.0100％，则在钢中形成粗大的氮化物而使弯曲性、扩孔性劣化。因此，n含量限制为0.0100％以下。优选为0.0080％以下、0.0060％以下或0.0050％以下。但是，由于为了极度降低n含量，脱n成本变高，因此从经济性的观点出发，优选将下限设定为0.0001％。

[o：0.0100％以下]

o(氧)是作为杂质而含有的元素，若其含量超过0.0100％，则在钢中形成粗大的氧化物而使弯曲性、扩孔性劣化。因此，o含量限制为0.0100％以下。优选为0.0080％以下、0.0060％以下或0.0050％以下。但是，从制造成本的观点出发，优选将下限设定为0.0001％。

本发明的实施方式的母材钢板的基本化学成分组成如上所述。再者，该母材钢板根据需要也可以含有以下的元素。

[ti：0％～0.200％、v：0％～1.00％、nb：0％～0.100％、cr：0％～2.00％、ni：0％～1.00％、cu：0％～1.00％、co：0％～1.00％、mo：0％～1.00％、b：0％～0.0100％、w：0％～1.00％、sn：0％～1.00％及sb：0％～1.00％]

ti(钛)、v(钒)、nb(铌)、cr(铬)、ni(镍)、cu(铜)、co(钴)、mo(钼)、b(硼)、w(钨)、sn(锡)及sb(锑)都是对钢板的高强度化有效的元素。因此，根据需要也可以添加这些元素中的1种或2种以上。但是，若过度地添加这些元素，则效果饱和，徒然地导致成本的增大。因此，其含量设定为ti：0％～0.200％、v：0％～1.00％、nb：0％～0.100％、cr：0％～2.00％、ni：0％～1.00％、cu：0％～1.00％、co：0％～1.00％、mo：0％～1.00％、b：0％～0.0100％、w：0％～1.00％、sn：0％～1.00％、sb：0％～1.00％。各元素也可以为0.005％以上或0.010％以上。尤其是b含量也可以为0.0001％以上或0.0005％以上。

[ca：0％～0.0100％、mg：0％～0.0100％、ce：0％～0.0100％、zr：0％～0.0100％、la：0％～0.0100％、hf：0％～0.0100％、bi：0％～0.0100％及除ce、la以外的rem：0％～0.0100％]

ca(钙)、mg(镁)、ce(铈)、zr(锆)、la(镧)、hf(铪)及除ce、la以外的rem(稀土类元素)是有助于钢中夹杂物的微细分散化的元素，bi(铋)是减轻钢中的mn、si等置换型合金元素的显微偏析的元素。由于分别有助于钢板的加工性提高，因此根据需要也可以添加这些元素中的1种或2种以上。但是，过度的添加会引起延展性的劣化。因此，其含量将0.0100％设定为上限。另外，各元素也可以为0.0005％以上或0.0010％以上。

在本发明的实施方式的母材钢板中，上述元素以外的剩余部分由fe及杂质构成。所谓杂质是在工业上制造母材钢板时通过以矿石、废料等那样的原料为代表的制造工序的各种要因而混入的成分，包含并非对于本发明的实施方式的母材钢板有意图地添加的成分的物质。另外，所谓杂质是上文说明的成分以外的元素，也包含以该元素特有的作用效果不对本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的特性产生影响的水平包含于母材钢板中的元素。

『钢板内部的钢组织』

接着，对本发明的实施方式的母材钢板的内部组织的限定理由进行说明。

[铁素体：0～50％]

铁素体是延展性优异但软质的组织。为了提高钢板的拉伸率，也可以根据所要求的强度或延展性而含有。但是，若过度地含有，则变得难以确保所期望的钢板强度。因此，其含量以体积分数计将50％设定为上限，也可以为45％以下、40％以下或35％以下。铁素体含量以体积分数计也可以为0％，例如也可以为3％以上、5％以上或10％以上。

[回火马氏体：5％以上]

回火马氏体是高强度并且强韧的组织，是本发明中变得必须的金属组织。为了使强度、延展性、扩孔性以高水平平衡，以体积分数计至少含有5％以上。优选以体积分数计为10％以上，也可以为15％以上或20％以上。例如，回火马氏体含量以体积分数计也可以为90％以下、85％以下、80％以下或70％以下。

[初生马氏体：0～10％]

在本发明中，所谓初生马氏体是指未被回火的马氏体即不含碳化物的马氏体。该初生马氏体由于为脆的组织，因此在塑性变形时成为断裂的起点，使钢板的局部延展性劣化。因此，其含量以体积分数计设定为0～10％。更优选为0～8％或0～5％。初生马氏体含量以体积分数计也可以为1％以上或2％以上。

[残余奥氏体：0％～30％]

残余奥氏体利用在钢板的变形中通过加工诱发相变而相变为马氏体的trip效应来改善钢板的延展性。另一方面，为了得到大量的残余奥氏体，需要大量地含有c等合金元素。因此，残余奥氏体的上限值以体积分数计设定为30％，也可以为25％以下或20％以下。但是，在想要提高钢板的延展性的情况下，其含量以体积分数计优选设定为6％以上，也可以为8％以上或10％以上。另外，在将残余奥氏体的含量设定为6％以上的情况下，母材钢板中的si含量以质量％计优选设定为0.50％以上。

[珠光体与渗碳体的合计：0～5％]

珠光体由于包含硬质并且粗大的渗碳体，在塑性变形时成为断裂的起点，因此使钢板的局部延展性劣化。因此，其含量与渗碳体合计以体积分数计设定为0～5％，也可以为0～3％或0～2％。

上述组织以外的剩余部分组织也可以为0％，但在其存在的情况下为贝氏体。剩余部分组织的贝氏体可以为上贝氏体、下贝氏体中的任一者，也以为其混合组织。

[mn的浓度分布满足式(1)及式(2)的回火马氏体的个数比例相对于全部回火马氏体的个数为0.2以上]

[mn]b/[mn]a＞1.2(1)

[mn]a/[mn]＜2.0(2)

式中，[mn]为母材钢板的mn含量(质量％)，[mn]a为回火马氏体中的平均mn浓度(质量％)，[mn]b为回火马氏体与铁素体相及贝氏体相的异相界面中的mn浓度[mass％](质量％)。

在本发明中，为了得到所期望的低温韧性，需要满足上述的条件。为了通过强化异相界面来提高韧性的效果，[mn]b/[mn]a需要超过1.2。另一方面，若[mn]a/[mn]成为2.0以上，则回火马氏体自身的韧性劣化。若同时满足上述条件的回火马氏体的个数比例相对于全部回火马氏体的个数成为0.2以上，则低温韧性上升至所期望的水平。该回火马氏体的个数比例也可以为0.3以上或0.4以上，和/或也可以为1.0以下或0.9以下。

热浸镀锌钢板的钢组织分数通过sem-ebsd法(电子背散射衍射法)及sem二次电子图像观察来评价。

首先，以与钢板的轧制方向平行的板厚截面、且宽度方向的中央位置处的板厚截面作为观察面而采集试样，将观察面进行机械研磨而精加工成镜面后，进行电解研磨。接着，在观察面中的以距离母材钢板的表面为1/4厚作为中心的1/8厚～3/8厚的范围的一个至多个观察视场中，对合计为2.0×10^-9m²以上的面积通过sem-ebsd法进行晶体结构及取向解析。在通过ebsd法而得到的数据的解析中使用tsl公司制的“oimanalysys6.0”。另外，评价点间距离(step)设定为0.03～0.20μm。将由观察结果判断为fcc铁的区域设定为残余奥氏体。再者，将晶体取向差成为15度以上的边界设定为晶界而获得结晶晶界图。

接着，对与实施了ebsd观察的试样同一试样进行硝酸乙醇腐蚀，对与ebsd观察同一视场进行二次电子图像观察。为了对与ebsd测定时同一视场进行观察，预先作好维氏压痕等记号为宜。由所得到的二次电子图像分别测定铁素体、残余奥氏体、贝氏体、回火马氏体、初生马氏体、珠光体的面积分数，将其视为体积分数。将在晶粒内具有下部组织、并且渗碳体以多个变种、更具体而言2种以上的变种析出的区域判断为回火马氏体(例如参照图1的参考图)。将渗碳体以片层状析出的区域判断为珠光体(或珠光体与渗碳体的合计)。将亮度小、并且未见到下部组织的区域判断为铁素体(例如参照图1的参考图)。将亮度大、并且下部组织通过侵蚀而未出现的区域判断为初生马氏体及残余奥氏体(例如参照图1的参考图)。将不符合上述区域中的任一者的区域判断为贝氏体。通过利用点计数法算出各自的体积率，设定为各组织的体积率。对于初生马氏体的体积率，可以通过减去通过x射线衍射法求出的残余奥氏体的体积率而求出。

残余奥氏体的体积率通过x射线衍射法来测定。在以距离母材钢板的表面为1/4厚作为中心的1/8厚～3/8厚的范围内，将与板面平行的面精加工成镜面，通过x射线衍射法测定fcc铁的面积率，将其设定为残余奥氏体的体积率。

在本发明中，由回火马氏体和铁素体及贝氏体形成的异相界面中的mn浓度通过stem-eels法来求出。具体而言，例如通过metallurgicalandmaterialstransactionsa：vol.45a，p.1877～1888中公开的方法来求出。首先，以与钢板的轧制方向平行的板厚截面、且宽度方向的中央位置处的板厚截面作为观察面而采集试样，将观察面进行机械研磨而精加工成镜面后，进行电解研磨。接着，在以观察面中的距离表面为1/4厚作为中心的1/8厚～3/8厚的范围的一个到多个观察视场中，对合计为2.0×10^-9m²以上的面积通过sem-ebsd法进行晶体结构及取向解析，鉴定回火马氏体、铁素体及贝氏体。接着，将包含异相界面的区域在sem内通过fib加工而抽出。之后，使用ar离子铣削等而薄膜化至约70nm。对于薄膜化的试验片，通过像差校正(aberrationcorrection)stem沿着将异相界面横断的线采集电子能量损失光谱(eels)。对至少5个以上、优选为10个以上的不同的回火马氏体在各自的界面中实施上述测定。将横断异相界面而测定的mn浓度分布中的mn浓度的最大值设定为[mn]b。将对回火马氏体侧的mn浓度分布除了异相界面区域以外平均化而得到的值设定为[mn]a。需要说明的是，[mn]与钢组成的mn含量相同。线分析时的扫描步进优选为0.1nm左右。在本发明中，例如在对10个不同的回火马氏体实施测定的情况下，只要满足下述式(1)及式(2)的回火马氏体的个数为2个以上，则判断mn的浓度分布满足式(1)及式(2)的回火马氏体的个数比例相对于全部回火马氏体的个数为0.2以上。

[mn]b/[mn]a＞1.2(1)

[mn]a/[mn]＜2.0(2)

(热浸镀锌层)

本发明的实施方式的母材钢板在至少一个表面、优选在两个表面具有热浸镀锌层。该镀层可以是具有本领域技术人员所公知的任意组成的热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层，也可以除了zn以外还包含al等添加元素。另外，该镀层的附着量没有特别限制，为一般的附着量即可。

<热浸镀锌钢板的制造方法>

接着，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。以下的说明是意图用于制造本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的特征性方法的例示的说明，并不意图限定于通过以下说明的那样的制造方法来制造该热浸镀锌钢板的说明。

热浸镀锌钢板的制造方法的特征在于，其包括：将具有与关于母材钢板在上文说明过的化学组成相同的化学组成的板坯进行连续铸造的连续铸造工序、将所铸造的板坯进行热轧的热轧工序、及对所得到的钢板实施热浸镀锌的热浸镀锌工序，

(a)上述连续铸造工序满足以下的(a1)及(a2)的条件：

(a1)二次冷却结束时刻的板坯表面温度为500～1100℃，

(a2)铸造速度为0.4～3.0m/分钟；

(b)上述热浸镀锌工序包括：将钢板加热而进行第一均热处理、将经第一均热处理的钢板进行第一冷却接着进行第二均热处理、将经第二均热处理的钢板浸渍于热浸镀锌浴中、将实施了镀覆的钢板进行第二冷却、及将经第二冷却的钢板进行加热接着进行第三均热处理，进而满足以下的(b1)～(b6)的条件：

(b1)在第一均热处理前的钢板加热时，从650℃至ac1+30℃以上且950℃以下的最高加热温度为止的平均加热速度为0.5℃/秒～10.0℃/秒，

(b2)将上述钢板在上述最高加热温度下保持1秒钟～1000秒钟(第一均热处理)，

(b3)第一冷却中的700～600℃为止的温度范围的平均冷却速度为10～100℃/秒，

(b4)将经第一冷却的钢板在480～600℃的范围保持80秒钟～500秒钟(第二均热处理)，

(b5)第二冷却进行至ms-50℃以下为止，

(b6)将经第二冷却的钢板加热至200～420℃的温度区域，接着在上述温度区域保持5～500秒钟(第三均热处理)。

以下，对该热浸镀锌钢板的制造方法进行详细说明。

『(a)连续铸造工序』

[二次冷却结束时刻的板坯表面温度：500～1100℃及铸造速度：0.4～3.0m/分钟]

本发明中使用的钢板坯通过连续铸造法来铸造。板坯的厚度一般为200～300mm、例如为250mm。若连续铸造时的利用水的二次冷却结束的时刻(结晶器出口侧的二次冷却带中的冷却结束时刻)时的板坯表面温度超过1100℃或铸造速度低于0.4m/分钟，则存在mn偏析的程度过强、[mn]a/[mn]成为2.0以上的倾向。另一方面，若板坯表面温度低于500℃或铸造速度超过3.0m/分钟，则由于mn偏析的程度不足，因此存在[mn]b/[mn]a成为1.2以下的倾向。二次冷却结束时刻的板坯表面温度也可以为600℃以上或700℃以上，和/或也可以为1050℃以下。另外，铸造速度也可以为0.6m/分钟以上或0.8m/分钟以上，和/或也可以为2.5m/分钟以下或2.0m/分钟以下。板坯表面温度通过輻射温度计来测定。

『热轧工序』

在本方法中，热轧工序没有特别限定，可以在任意的适宜的条件下实施。因此，关于热轧工序的以下的说明是意图单纯的例示的说明，并不意图限定于在以下说明的那样的特定条件下进行本方法中的热轧工序的说明。

首先，在热轧工序中，具有与关于母材钢板在上文说明过的化学组成相同的化学组成的板坯在热轧前被加热。板坯的加热温度没有特别限定，但为了将硼化物、碳化物等充分溶解，一般优选设定为1150℃以上。

[粗轧]

在本方法中，例如对于加热后的板坯，为了调整板厚等，也可以在精轧之前实施粗轧。这样的粗轧没有特别限定，但优选按照在1050℃以上的总压下率成为60％以上的方式实施。若总压下率低于60％，则由于热轧中的再结晶变得不充分，因此有时导致热轧板组织的不均质化。上述的总压下率例如也可以为90％以下。

[精轧入口侧温度：900～1050℃、精轧出口侧温度：850℃～1000℃及总压下率：70～95％]

精轧优选在满足精轧入口侧温度为900～1050℃、精轧出口侧温度为850℃～1000℃及总压下率为70～95％的条件的范围内实施。若精轧入口侧温度低于900℃、或精轧出口侧温度低于850℃、或总压下率超过95％，则由于热轧钢板的织构发达，因此有时最终制品板中的各向异性明显化。另一方面，若精轧入口侧温度超过1050℃、或精轧出口侧温度超过1000℃、或总压下率低于70％，则有时热轧钢板的结晶粒径粗大化，导致最终制品板组织的粗大化进而加工性的劣化。例如精轧入口侧温度也可以为950℃以上。精轧出口侧温度也可以为900℃以上。总压下率也可以为75％以上或80％以上。

[卷取温度：450～680℃]

卷取温度设定为450～680℃。若卷取温度若低于450℃，则有时热轧板强度变得过大，会损害冷轧性。另一方面，若卷取温度超过680℃，则由于渗碳体粗大化，未溶解的渗碳体残存，因此有时会损害加工性。卷取温度也可以为470℃以上，和/或也可以为650℃以下。

本方法中，所得到的热轧钢板(热轧卷材)根据需要也可以进行酸洗等处理。热轧卷材的酸洗方法只要按照常规方法即可。另外，为了热轧卷材的形状矫正及酸洗性提高，也可以进行表皮光轧。

『冷轧工序』

在本方法中，在热轧和/或酸洗后，可以直接通过连续热浸镀锌生产线实施热处理，也可以在实施冷轧后，通过连续热浸镀锌生产线进行热处理。在实施冷轧的情况下，冷压下率优选设定为25％以上或30％以上。另一方面，由于过度的压下会使轧制载荷变得过大而导致冷轧机的负荷增大，因此其上限优选设定为75％或70％。

『(b)热浸镀锌工序』

[从650℃至ac1+30℃以上且950℃以下的最高加热温度为止的平均加热速度：0.5～10.0℃/秒]

在本方法中，在热轧工序后，所得到的钢板在热浸镀锌工序中实施镀覆处理。在该热浸镀锌工序中，首先，钢板被加热，被暴露于第一均热处理中。在该钢板加热时，从650℃至ac1+30℃以上且950℃以下的最高加热温度为止的平均加热速度被限制在0.5～10.0℃/秒。若加热速度超过10.0℃/秒，则有时铁素体的再结晶未充分进行，钢板的拉伸率劣化。另一方面，由于若平均加热速度低于0.5℃/秒，则奥氏体粗大化，因此有时最终得到的钢组织成为粗大的组织。该平均加热速度也可以为1.0℃/秒以上，和/或也可以为8.0℃/秒以下或5.0℃/秒以下。在本发明中，所谓“平均加热速度”是指通过650℃与最高加热温度之差除以从650℃至达到最高加热温度为止的经过时间而得到的值。

[第一均热处理：在ac1+30℃以上且950℃以下的最高加热温度下保持1秒钟～1000秒钟]

为了充分使奥氏体化进行，将钢板至少加热至ac1+30℃以上，在该温度(最高加热温度)下进行均热处理。但是，若过度提高加热温度，则不仅因奥氏体粒径的粗大化而导致韧性的劣化，而且还造成退火设备的损伤。因此，上限设定为950℃、优选设定为900℃。由于若均热时间短，则奥氏体化未充分进行，因此至少设定为1秒以上。优选为30秒以上或60秒以上。另一方面，由于若均热时间过长，则会阻碍生产率，因此上限设定为1000秒、优选设定为500秒。在均热中，没有必要将钢板一定保持在恒定温度下，也可以在满足上述条件的范围内发生变动。第一均热处理以及后述的第二均热处理及第三均热处理中的“保持”是指在不超过各均热处理中规定的上下限值的范围内将温度维持在规定的温度±20℃、优选在±10℃的范围内。因此，例如，通过缓慢地加热或缓慢地冷却而在各均热处理中规定的温度范围内超过40℃、优选超过20℃地变动的加热或冷却操作不包含于本发明的实施方式的第一、第二及第三均热处理中。

[第一冷却：700～600℃的温度范围的平均冷却速度：10～100℃/秒]

在最高加热温度下保持后进行第一冷却。冷却停止温度为接下来的第二均热温度即480℃～600℃。700℃～600℃的温度范围的平均冷却速度设定为10～100℃/秒。若平均冷却速度低于10℃/秒，则有时得不到所期望的铁素体分数。平均冷却速度也可以为15℃/秒以上或20℃/秒以上。另外，平均冷却速度也可以为80℃/秒以下或60℃/秒以下。在本发明中，所谓“平均冷却速度”是指通过700℃与600之差即100℃除以从700℃至达到600℃为止的经过时间而得到的值。

[第二均热处理：在480℃～600℃的范围内保持80～500秒钟]

在480℃～600℃的范围内保持80～500秒钟的第二均热处理是为了使mn偏析于由奥氏体和铁素体及贝氏体形成的异相界面中而实施，此时的奥氏体之后成为回火马氏体。即，通过本第二均热处理，使mn偏析于由奥氏体和铁素体及贝氏体形成的异相界面中，通过在之后的第二冷却及第三均热处理中该奥氏体相变为马氏体并且被回火，结果是回火马氏体与铁素体或贝氏体的异相界面中的mn浓度增加。在第二均热处理的温度低于480℃或超过600℃的情况下、或者在保持时间低于80秒的情况下，mn偏析未充分进行。另一方面，若保持时间超过500秒，则由于贝氏体相变过度进行，因此无法满足本发明的实施方式的金属组织。第二均热处理的温度也可以为500℃以上，和/或也可以为570℃以下。另外，保持时间也可以为95秒以上，和/或也可以为460秒以下。与此相关联，即使仅适当地实施第二均热处理，在连续铸造工序中没有适当地形成mn偏析区域的情况下，异相界面中的mn浓度也减少。因此，在本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的制造方法中，为了使异相界面中的mn浓度增加，在连续铸造工序中满足上文中说明的(a1)及(a2)的条件、并且在热浸镀锌工序中适当地实施第二均热处理是重要的。

需要说明的是，在本方法中，为了制造本发明的实施方式的热浸镀锌钢板，在第二均热处理之后，需要进行规定的镀覆处理，若假定在镀浴浸渍之后进行第二均热处理，则有时镀层的耐粉化性显著劣化。这是由于，若在镀浴浸渍后在480℃以上进行80秒以上的热处理，则镀层与钢板之间的合金化反应过度进行，镀覆被膜内的结构由延展性优异的δ相变化为延展性低劣的γ相。

在第二均热处理之后，将钢板浸渍于热浸镀锌中。此时的钢板温度对钢板性能造成的影响小，但由于若钢板温度与镀浴温度之差过大，则有时镀浴温度发生变化，给操作带来障碍，因此优选设置将钢板冷却至镀浴温度-20℃～镀浴温度+20℃的范围的工序。热浸镀锌只要按照常规方法进行即可。例如，镀浴温度为440～460℃、浸渍时间为5秒以下即可。镀浴优选含有0.08～0.2％的al的镀浴，但此外，作为杂质，也可以含有fe、si、mg、mn、cr、ti、pb。另外，优选通过气体擦拭等公知的方法来控制镀层的单位面积重量。单位面积重量优选每一面为25～75g/m²。

[合金化处理]

例如，对于形成有热浸镀锌层的热浸镀锌钢板，根据需要也可以进行合金化处理。这种情况下，由于若合金化处理温度低于460℃，则不仅合金化速度变慢，会损害生产率，而且会产生合金化处理不均，因此合金化处理温度设定为460℃以上。另一方面，若合金化处理温度超过600℃，则有时合金化过度进行，从而钢板的镀层附着力劣化。另外，有时珠光体相变进展，得不到所期望的金属组织。因此，合金化处理温度设定为600℃以下。

[第二冷却：冷却至ms-50℃以下]

在镀覆处理或镀层合金化处理后的钢板中为了使奥氏体的一部分甚至大部分相变为马氏体，进行冷却至马氏体相变开始温度(ms)-50℃以下的第二冷却。这里生成的马氏体通过之后的再加热及第三均热处理被回火，成为回火马氏体。若冷却停止温度超过ms-50℃，则马氏体相变不足，结果是未充分形成回火马氏体，因此得不到所期望的金属组织。在为了改善钢板的延展性而想要有效利用残余奥氏体的情况下，优选对冷却停止温度设置下限。具体而言，冷却停止温度优选控制为ms-50℃～ms-130℃的范围。

需要说明的是，本发明中的马氏体相变在铁素体相变及贝氏体相变之后产生。伴随着铁素体相变及贝氏体相变，c在奥氏体中分配。因此，与加热至奥氏体单相、骤冷时的ms不一致。本发明中的ms通过测定第二冷却中的热膨胀温度而求出。例如，本发明中的ms可以通过使用formastor试验机等可测定连续热处理中的热膨胀量的装置，再现从热浸镀锌热处理开始(相当于室温)至达到上述第二冷却为止的热浸镀锌生产线的热循环，测定该第二冷却中的热膨胀温度来求出。但是，在实际的热浸镀锌热处理中有时在ms～室温之间停止冷却，但在热膨胀测定时冷却至室温。图2是用热膨胀测定装置模拟本发明的实施方式的相当于热浸镀锌处理的热循环时的温度-热膨胀曲线。钢板在第二冷却工序中直线性地热收缩，但在某一温度下偏离直线关系。此时的温度为本发明中的ms。

[第三均热处理：在200℃～420℃的温度区域保持5～500秒钟]

在第二冷却之后，再加热至200℃～420℃的范围进行第三均热处理。在该工序中，将在第二冷却时生成的马氏体进行回火。在保持温度低于200℃或保持时间低于5秒的情况下，回火未充分进行。另一方面，若保持温度超过420℃、或保持时间超过500秒，则由于马氏体被过度回火，并且贝氏体相变过度进行，因此变得难以获得所期望的强度及金属组织。第三均热处理的温度也可以为240℃以上，也可以为400℃以下。另外，保持时间也可以为15秒以上或100秒以上，也可以为400秒以下。

在第三均热处理之后冷却至室温，制成最终制品。为了矫正钢板的平坦、调整表面粗糙度，也可以进行调质轧制。这种情况下，为了避免延展性的劣化，优选将拉伸率设定为2％以下。

实施例

接着，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一条件例。本发明并不限定于该一条件例。只要不脱离本发明的主旨、达成本发明的目的，则本发明可采用各种条件。

[例a]

将具有表1中所示的化学组成的钢进行铸造，制作板坯。表1中所示的成分以外的剩余部分为fe及杂质。将这些板坯以表2中所示的条件进行热轧，制造了热轧钢板。之后，将热轧钢板进行酸洗，除去表面的氧化皮。之后，进行冷轧。再者，对于所得到的钢板，以表2中所示的条件实施连续热浸镀锌处理，适当进行合金化处理。在表2中所示的各均热处理中，温度被维持在表2中所示的温度±10℃的范围内。对从所制造的热浸镀锌钢板采集的试样进行分析而得到的母材钢板的成分组成与表1中所示的钢的成分组成同等。

从像这样操作而得到的钢板从与轧制方向成直角的方向采集jis5号拉伸试验片，依据jisz2241：2011进行拉伸试验，测定抗拉强度(ts)及总拉伸率(el)。另外，进行日本铁钢联盟标准的“jfst1001扩孔试验方法”，测定扩孔率(λ)。将ts为980mpa以上、并且ts×el×λ^0.5/1000为80以上的钢板判断为机械特性良好，具有对于作为汽车用构件使用而言优选的压力成形性。

低温韧性通过夏比试验来评价。关于夏比试验片，将多块钢板重叠并用螺栓连结，在确认于钢板间没有间隙的基础上，制作了带有深度为2mm的v型缺口的试验片。重叠的钢板的块数按照层叠后的试验片厚度最接近10mm的方式设定。例如，在板厚为1.2mm的情况下，层叠8块，试验片厚度成为9.6mm。层叠夏比试验片以板宽方向作为长度而采集。试验温度设定为-50℃及+20℃，在-50℃与+20℃下的冲击吸收能之比ve-50/ve20为0.6以上时，设定为低温韧性良好(表3中为“◎”)。需要说明的是，上述以外的条件按照jisz2242：2018。

再者，对像这样操作而得到的钢板实施显微组织观察。对于显微组织的观察要领如上所述。

将结果示于表3中。表3中的ga是指合金化热浸镀锌，gi是指未进行合金化处理的热浸镀锌。需要说明的是，表3中的“满足式(1)及式(2)的个数比例”是通过按照本说明书中之前说明的测定方法，特别是对10个不同的回火马氏体实施测定而得到的值。

比较例3及21的热浸镀锌工序中的第二均热处理的温度分别为低于480℃及超过600℃。其结果是，满足式(1)及式(2)的回火马氏体的比例变得低于0.2，低温韧性低劣。比较例4及23的连续铸造工序的二次冷却结束时刻的板坯表面温度分别为低于500℃及超过1100℃。其结果是，满足式(1)及式(2)的回火马氏体的比例变得低于0.2，低温韧性低劣。比较例5及14的连续铸造工序中的铸造速度分别为低于0.4m/分钟及超过3.0m/分钟。其结果是，满足式(1)及式(2)的回火马氏体的比例变得低于0.2，低温韧性低劣。比较例7、12、17及26的热浸镀锌工序中的第二冷却的停止温度超过ms-50℃，回火马氏体低于5％。另外，比较例26的初生马氏体超过10％。其结果是，比较例7、12及17的抗拉强度低于980mpa。比较例26虽然由于大量包含硬质的初生马氏体，因此抗拉强度得以确保，但是压力成形性和低温韧性低劣。比较例8的热浸镀锌工序中的第三均热处理的温度低于200℃。其结果是，初生马氏体变得超过10％，压力成形性及低温韧性低劣。

比较例13的热浸镀锌工序中的第一冷却的平均冷却速度低于10℃/秒。其结果是，铁素体超过50％，进而珠光体与渗碳体的合计变得超过5％，压力成形性低劣。比较例27的热浸镀锌工序中的第二均热处理的保持时间低于80秒。其结果是，满足式(1)及式(2)的回火马氏体的比例变得低于0.2，低温韧性低劣。比较例28的热浸镀锌工序中的第三均热处理的保持时间低于5秒。其结果是，初生马氏体变得超过10％，压力成形性及低温韧性低劣。比较例55～60由于化学组成未控制在规定的范围内，因此未获得所期望的金属组织，压力成形性和/或低温韧性低劣。

与此相对照，获知实施例的热浸镀锌钢板由于抗拉强度为980mpa以上并且ts×el×λ^0.5/1000为80以上，进而ve-50/ve20为0.6以上，因此压力成形性及低温韧性优异。

[例b]

在本例中，对特定的均热处理的有无进行了研究。首先，制作具有表1中所示的化学组成的板坯，接着如表4中所示的那样将第一冷却设定为慢冷却，省略第二均热处理，除此以外，与例a的情况同样地操作，得到热浸镀锌钢板。所得到的热浸镀锌钢板中的钢组织以及机械特性通过与例a的情况同样的方法来调查。将其结果示于表5中。在表4中所示的各均热处理中，温度维持在表4中所示的温度±10℃的范围内。

如由表5的结果表明的那样，在通过将第一冷却设定为慢冷却而省略第二均热处理的情况下，未获得所期望的金属组织，再者，满足式(1)及式(2)的回火马氏体的比例变得低于0.2，压力成形性及低温韧性低劣。

[例c]

在本例中，同样地对均热处理与镀覆处理的关系进行了研究。首先，制作具有表1中所示的化学组成的板坯，接着，如表6中所示的那样，不是在第二均热处理之后而是在第三均热处理之后实施镀层合金化处理，除此以外，与例a的情况同样地操作，得到热浸镀锌钢板。所得到的热浸镀锌钢板中的钢组织以及机械特性通过与例a的情况同样的方法来调查。将其结果示于表7中。在表6中所示的各均热处理中，温度维持在表6中所示的温度±10℃的范围内。

如由表7的结果表明的那样，在第三均热处理之后实施镀层合金化处理的情况下，未获得所期望的金属组织，压力成形性及低温韧性低劣。