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，主要涉及作为汽车用钢板可通过压力加工等成形成各式各样的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，从伴随着全球变暖对策的限制温室效应气体排出量的观点出发，一直在要求提高汽车的燃油效率，为了车体的轻质化和确保冲撞安全性而在越来越扩大高强度钢板的应用。特别是在最近，抗拉强度为980mpa以上的超高强度钢板的需求正在高涨。此外，即使在车体中，对于要求防锈性的部位也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，而且还要求压力成形性及焊接性等部件成形所需的各种施工性。具体而言，从压力成形性的观点出发，作为钢板，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)。

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

专利文献1～3中，公开了有关通过将组织构成分数控制在规定的范围而改善了拉伸率和扩孔率的高强度trip钢板的技术。此外，专利文献4中，记载了具有规定的化学组成，以体积分数计含有15％以下的平均结晶粒径为2μm以下的铁素体，以体积分数计含有2～15％的平均结晶粒径为2μm以下的残余奥氏体，以体积分数计含有10％以下的平均结晶粒径为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，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以上的渗碳体粒子的高强度钢板，并记载着该高强度钢板具有1180mpa以上的抗拉强度，而且具有高的拉伸率和扩孔性以及与之相伴的优异的弯曲加工性。

另外，关于trip型高强度热浸镀锌钢板，在几个文献也进行了公开。

通常，为了用连续退火炉制作热浸镀锌钢板，需要在加热至逆相变温度区域(＞ac1)后在冷却到室温的过程的途中，将钢板浸渍在460℃左右的热浸镀锌浴中。或者，需要在冷却到室温后，再次加热到热浸镀锌浴温度，将钢板浸渍在镀浴中。另外，为了制作合金化热浸镀锌钢板，需要在浸渍于镀浴中后实施合金化处理。例如，专利文献5中，记载了在将钢板加热至ac1以上后，在骤冷到马氏体相变开始温度(ms)以下后，再加热至贝氏体相变温度区域，在该温度区域进行保持，从而进行奥氏体的稳定化(等温淬火)，然后为了进行镀层合金化处理而再加热到镀浴温度或合金化处理温度。但是，在这样的制造方法中，存在因马氏体在镀层合金化处理工序中过剩地回火而使材质劣化的问题。

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后对钢板进行冷却，通过再加热而使马氏体回火的工序。

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，对于供于汽车用构件的热浸镀锌钢板，不仅要求压力成形性，而且还要求冲撞变形时不会产生脆性断裂。特别是用于汽车用构件的钢板，不是压力成形前的韧性必须优异，而是通过压力成形导入了塑性应变后的韧性必须优异。但是，在以往技术中，未对导入了塑性应变后的韧性的改善进行充分的研究，因此对于热浸镀锌钢板，尤其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。

本发明的目的是，提供压力成形性及压力成形后的韧性优异的热浸镀锌钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

本发明人为解决上述问题而反复进行了锐意研究，结果得到以下的见识。

(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后，通过冷却到ms以下而生成马氏体。另外，然后通过实施再加热及等温保持而使马氏体适度地回火，同时使残余奥氏体稳定化。通过这样的热处理，不会使马氏体因镀覆处理或镀层合金化处理而过剩地回火，因此可改善强度和延展性的平衡。

(ⅱ)原来，回火马氏体是强度和韧性的平衡优异的组织，但尺寸大的回火马氏体作为韧性劣化的主要原因而起作用。对用于降低粗大的回火马氏体的个数而有效的手段进行了研究，结果获得了如下的见识：在向镀浴中的浸渍及与之接续的合金化处理之前，在适当的温度区域进行等温保持，部分地进行贝氏体相变是有效的。通过该等温保持，使后来成为马氏体的未相变的奥氏体通过贝氏体而分割。通过利用贝氏体使奥氏体分割，能够降低由这样的奥氏体生成的马氏体的大小，与此相关联，在最终组织中减少粗大的回火马氏体。其结果是，充分改善韧性。

(ⅲ)为了改善导入塑性应变后的韧性，在导入塑性应变时的金属组织中不大量含有硬且脆的初生马氏体(未回火的马氏体即不含碳化物的马氏体)是必要的。为降低这样的初生马氏体，获得了如下的见识：在从热轧到连续热浸镀锌的各制造工序中，在制约制造条件以便抑制铁素体与奥氏体间的mn的分配的基础上，实施满足上述(ⅰ)及(ⅱ)的连续热浸镀锌热处理是有效的。其详细情况未必明确，但可以推测被看作为导入塑性应变时的金属组织的初生马氏体的生成源除了从导入塑性应变前就存在的初生马氏体以外，还有通过导入少量的塑性应变而塑性诱发相变为马氏体的不稳定的残余奥氏体。认为这样的不稳定的残余奥氏体容易在连续热浸镀锌工序中的等温淬火(通过分配碳原子使奥氏体稳定化)难进行的mn浓化部形成。认为mn浓化部的起源是铸造时形成的偏析区域，但如果其后钢进一步在铁素体和奥氏体的双相温度区域滞留，则在双相间进行合金分配使mn浓化部更明显化。通过在从热轧到连续热浸镀锌的各工序中存在的双相温度区域中，以尽量不产生mn的分配的方式控制制造条件，可降低mn浓化部的形成，随之可使容易在该mn浓化部形成的不稳定的残余奥氏体的量减少。其结果是，推测是因导入塑性应变时由这样的不稳定的残余奥氏体进行塑性诱发相变的马氏体的量减少，从而使含在导入塑性应变时的金属组织中的初生马氏体减少。

本发明是基于上述见识而实现的，具体内容如下。

(1)一种热浸镀锌钢板，其是在母材钢板的至少一方的表面具有热浸镀锌层的热浸镀锌钢板，其特征在于，所述母材钢板所具有的化学组成以质量％计含有：

c：0.100％～0.350％、

si：0.50％～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％、

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％、

b：0％～0.0100％、

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；

以距离所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：6％～30％、

贝氏体：5％以上、

回火马氏体：5％以上、

初生马氏体：0％～10％、及

珠光体和渗碳体的合计：0％～5％；

当量圆直径(equivalentcirclediameter)5.0μm以上的回火马氏体的个数密度为20个/1000μm²以下，且

赋予5％塑性应变后的当量圆直径2.0μm以上的初生马氏体的面积率为10％以下。

(2)一种如上述(1)所述的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，包含以下工序：

(a)热轧工序，其是包含对具有上述(1)所述的化学组成的板坯进行加热、及通过多个轧制机架对加热的板坯进行精轧、接着进行卷取的热轧工序，并满足以下的(a1)～(a3)的条件：

(a1)板坯加热时的ac1～ac1+30℃间的平均加热速度为2～50℃/分钟，

(a2)在采用多个轧制机架的精轧中，每一道次的压下率为37％以下，第一道次入口侧温度为1000℃以上，最终道次出口侧温度为900℃以上，平均机架间时间为0.20秒以上，且从精轧结束到冷却开始的时间为1秒以上，

(a3)卷取温度为450～680℃；以及

(b)热浸镀锌工序，其是包含通过对得到的钢板进行加热来实施第一均热处理、对经过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、将经过第二均热处理的钢板浸渍在热浸镀锌浴中、对实施了镀覆的钢板进行第二冷却、及对经过第二冷却的钢板进行加热并接着进行第三均热处理的热浸镀锌工序，并满足以下的(b1)～(b6)的条件：

(b1)在第一均热处理前的钢板加热时，ac1～ac1+30℃间的平均加热速度为0.5℃/秒以上，

(b2)将所述钢板在ac1℃+30℃～950℃的最高加热温度下保持1秒～1000秒(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)将经过第一冷却的钢板在250～480℃的范围保持80秒～500秒(第二均热处理)，

(b5)将第二冷却进行到150℃以下，

(b6)将经过第二冷却的钢板加热至300～420℃的温度区域，接着在所述温度区域保持100～1000秒(第三均热处理)。

发明效果

根据本发明，可得到压力成形性具体而言延展性-扩孔性、进而导入塑性应变后的韧性优异的高强度热浸镀锌钢板。

附图说明

图1表示sem二次电子图像的参考图。

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方的表面具有热浸镀锌层，所述母材钢板所具有的化学组成以质量％计含有：

c：0.100％～0.350％、

si：0.50％～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％、

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％、

b：0％～0.0100％、

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；

以距离所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：6％～30％、

贝氏体：5％以上、

回火马氏体：5％以上、

初生马氏体：0％～10％、及

珠光体和渗碳体的合计：0％～5％；

当量圆直径5.0μm以上的回火马氏体的个数密度为20个/1000μm²以下，且

赋予5％塑性应变后的当量圆直径2.0μm以上的初生马氏体的面积率为10％以下。

“化学组成”

首先，对如上所述限定本发明的实施方式涉及的母材钢板(以下简称为钢板)的化学组成的理由进行说明。另外，在本说明书中规定化学组成的“％”只要不特别说明都为“质量％”。此外，在本说明书中，表示数值范围的“～”在不特别说明时，以包含其前后记载的数值作为下限值及上限值的含义使用。

[c：0.100％～0.350％]

c是确保钢板强度所必须的元素。在低于0.100％时得不到所要求的高强度，所以将c含量设定为0.100％以上。c含量也可以为0.120％以上或0.150％以上。另一方面，如果超过0.350％，则加工性及焊接性下降，所以将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：0.50％～2.50％]

si是抑制铁碳化物的生成，有助于提高强度和成形性的元素，但过度的添加使钢板的焊接性劣化。所以，将其含量设定为0.50～2.50％。si含量也可以为0.60％以上或0.80％以上，和/或也可以为2.40％以下、2.20％以下或2.00％以下。

[mn：1.00％～3.50％]

mn(锰)是强力的奥氏体稳定化元素，是对钢板的高强度化有效的元素。过度的添加使焊接性及低温韧性劣化。所以，将其含量设定为1.00～3.50％。mn含量也可以为1.20％以上或1.50％以上，和/或也可以为3.40％以下、3.20％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，但过度的添加使焊接性及韧性劣化。所以，将p含量限制在0.050％以下。优选为0.045％以下、0.035％以下或0.020％以下。但是，要极度地降低p含量则使脱p成本提高，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)是以杂质含有的元素，在钢中因形成mns而使韧性及扩孔性劣化。所以，作为韧性及扩孔性的劣化不显著的范围，将s含量限制在0.0100％以下。优选为0.0050％以下、0.0040％以下或0.0030％以下。但是，要极度地降低s含量，则使脱硫成本提高，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)为进行钢的脱氧至少要添加0.001％。可是，即使过剩地添加，效果也饱和，不仅白白地招致成本上升，而且还使钢的相变温度上升，使热轧时的负载增大。所以，al量将1.500％作为上限。优选为1.200％以下、1.000％以下或0.800％以下。

[n：0.0100％以下]

n(氮)是以杂质含有的元素，如果其含量超过0.0100％，则因钢中形成粗大的氮化物而使弯曲性及扩孔性劣化。所以，将n含量限制在0.0100％以下。优选为0.0080％以下、0.0060％以下或0.0050％以下。但是，要极度地降低n含量，则使脱n成本提高，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)是以杂质含有的元素，如果其含量超过0.0100％，则因钢中形成粗大的氧化物而使弯曲性及扩孔性劣化。所以，将o含量限制在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％。

本发明的实施方式涉及的母材钢板的基本化学成分组成如上所述。另外，该母材钢板也可以根据需要含有以下的元素。

[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％、w：0％～1.00％、b：0％～0.0100％、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)、w(钨)、b(硼)、sn(锡)及sb(锑)都是对钢板的高强度化有效的元素。因此，也可以根据需要添加这些元素中的1种或两种以上。可是，如果过度地添加这些元素，则效果饱和，白白地招致成本增大。所以，将其含量设定为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％、w：0％～1.00％、b：0％～0.0100％、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，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微观偏析的元素。由于各元素分别有助于提高钢板的加工性，所以也可以根据需要添加这些元素中的1种或两种以上。但是，过度的添加引起延展性的劣化。所以，其含量将0.0100％作为上限。此外，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涉及的母材钢板中，上述元素以外的剩余部分由fe及杂质构成。所谓杂质，包含在工业化制造母材钢板时，以矿石及废钢材等那样的原料为代表，因制造工序的种种原因而混入的成分，即不是有意添加到本发明的实施方式涉及的母材钢板中的成分。此外，所谓杂质，是上面说明的成分以外的元素，还包含以该元素特有的作用效果不会对本发明的实施方式涉及的热浸镀锌钢板的特性产生影响的水平含在母材钢板中的元素。

“钢板内部的钢组织”

接着，对本发明的实施方式涉及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，如果过度地含有，则难以确保所期望的钢板强度。所以，其含量以体积分数计将50％作为上限，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且强韧的组织，本发明中为必须的金属组织。为了以高的水准使强度、延展性、扩孔性平衡，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85％以下、80％以下或70％以下。

[初生马氏体：0～10％]

本发明中，所谓初生马氏体，指的是未回火的马氏体即不含碳化物的马氏体。该初生马氏体为脆性的组织，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。所以，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：6％～30％]

残余奥氏体在钢板变形中通过利用加工诱发相变向马氏体相变的trip效果而改善钢板的延展性。因此，以体积分数计含有6％以上，也可以含有8％以上或10％以上。残余奥氏体越多，拉伸率越上升，但要得到大量的残余奥氏体需要大量含有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。

[珠光体和渗碳体的合计：0～5％]

珠光体含有硬质且粗大的渗碳体，因在塑性变形时成为断裂的起点而使钢板的局部延展性劣化。所以，其含量与渗碳体加在一起以体积分数计设定为0～5％，也可以为0～3％或0～2％。

[贝氏体：5％以上]

本发明中为了抑制粗大的回火马氏体的生成而在马氏体相变前部分地推进贝氏体相变。因此，为得到该效果而需要将贝氏体的含量以体积分数计设定为5％以上。贝氏体含量也可以以体积分数计为8％以上或12％以上。贝氏体含量的上限值没有特别的限定，例如也可以以体积分数计为50％以下、40％以下或35％以下。

[当量圆直径5.0μm以上的回火马氏体的个数密度的合计为20个/1000μm²以下]

为了改善导入塑性应变后的韧性而将当量圆直径5.0μm以上的粗大的回火马氏体的个数密度限制在20个/1000μm²以下。优选为15个/1000μm²以下或10个/1000μm²以下。该个数密度也可以为0个/1000μm²，或为1个/1000μm²以上。

[赋予5％塑性应变后的当量圆直径2.0μm以上的初生马氏体的面积率：10％以下]

对于导入塑性应变后的韧性，重要的是降低导入塑性应变后存在的初生马氏体。其中当量圆直径超过2.0μm那样的粗大的初生马氏体施加不良影响的程度较大。所以，在本发明的实施方式涉及的钢板中，将5％导入塑性应变后的当量圆直径2.0μm以上的初生马氏体的面积率限制在10％以下。例如，该初生马氏体的面积率也可以为8％以下或6％以下。此外，该初生马氏体的面积率也可以为0％，或为1％以上。

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

首先，以与钢板的轧制方向平行的板厚断面、且宽度方向的中央位置处的板厚断面作为观察面而采集试样，在通过机械研磨将观察面精加工成镜面后，进行电解研磨。接着，在观察面的以距母材钢板的表面为1/4厚的位置作为中心的1/8厚～3/8厚的范围的一个乃至多个观察视场中，合计对2.0×10^-9m²以上的面积用sem-ebsd法进行晶体结构及取向分析。在通过ebsd法得到的数据的分析中采用tsl公司生产的“oimanalysys6.0”。此外，将评价点间距离(step)设定为0.03～0.20μm。将从观察结果判断为fcc铁的区域作为残余奥氏体。另外，将晶体取向差为15度以上的边界作为晶界，从而得到晶界图。

接着，对与实施ebsd观察的试样相同的试样进行硝酸乙醇腐蚀，对与ebsd观察相同的视场进行二次电子图像观察。为了观察与ebsd测定时相同的视场，最好预先标记维氏压痕等记号。由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，将此看作为体积分数。将晶粒内具有下部组织，且渗碳体具有多个变种、更具体地讲具有两个以上的变种而析出的区域判断为回火马氏体(例如参照图1的参考图)。将渗碳体以层状析出的区域判断为珠光体(或珠光体和渗碳体的合计)。将亮度小、且未发现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、且通过腐蚀未出现下部组织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)。将与上述任一区域不符合的区域判断为贝氏体。通过用点计数法算出各个体积率，作为各组织的体积率。关于初生马氏体的体积率，可通过减去用x射线衍射法求出的残余奥氏体的体积率来求出。

残余奥氏体的体积率通过x射线衍射法进行测定。在距母材钢板的表面为1/4厚的位置作为中心的1/8厚～3/8厚的范围内，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，以此作为残余奥氏体的体积率。

关于当量圆直径5.0μm以上的回火马氏体的个数密度，可对通过上述的ebsd观察及sem观察而识别的回火马氏体，通过图像处理算出观察视场内的各回火马氏体的当量圆直径，基于该当量圆直径为5.0μm以上的回火马氏体的存在频率来决定。

导入塑性应变后的当量圆直径2.0μm以上的初生马氏体的面积率用以下方法进行评价。首先，将钢板宽度方向作为试验片长度方向而采集拉伸试验片，采用拉伸试验机导入预应变，从而使塑性应变量达到5％。从预应变后的试验片的平行部中央，将与钢板的轧制方向平行的板厚断面作为观察面采集显微观察用试样，在通过机械研磨将观察面精加工成镜面后进行电解研磨。然后，通过上述方法进行ebsd观察及sem观察，由此识别初生马氏体，接着通过图像处理测定当量圆直径2.0μm以上的初生马氏体的面积率。

(热浸镀锌层)

本发明的实施方式涉及的母材钢板在至少一方的表面，优选在两方的表面具有热浸镀锌层。该镀层最好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zn以外再含有al等添加元素。此外，该镀层的附着量没有特别的限制，可以为通常的附着量。

<热浸镀锌钢板的制造方法>

接着，对本发明的实施方式涉及的热浸镀锌钢板的制造方法进行说明。以下的说明是意图例示用于制造本发明的实施方式涉及的热浸镀锌钢板的特征性方法，并不是意图将该热浸镀锌钢板限定于用以下说明那样的制造方法制造的热浸镀锌钢板。

热浸镀锌钢板的制造方法的特征在于，包含以下工序：

(a)热轧工序，其是包含对具有与关于母材钢板在上面说明过的化学组成相同的化学组成的板坯进行加热、及通过多个轧制机架对加热的板坯进行精轧、接着进行卷取的热轧工序，并满足以下的(a1)～(a3)的条件：

(a1)板坯加热时的ac1～ac1+30℃间的平均加热速度为2～50℃/分钟，

(a2)在采用多个轧制机架的精轧中，每一道次的压下率为37％以下，第一道次入口侧温度为1000℃以上，最终道次出口侧温度为900℃以上，平均机架间时间为0.20秒以上，且从精轧结束到冷却开始的时间为1秒以上，

(a3)卷取温度为450～680℃；以及

(b)热浸镀锌工序，其是包含对得到的钢板进行加热而实施第一均热处理、对经过第一均热处理的钢板进行第一冷却且接着进行第二均热处理、将经过第二均热处理的钢板浸渍在热浸镀锌浴中、对实施了镀覆的钢板进行第二冷却、及对经过第二冷却的钢板进行加热且接着实施第三均热处理的热浸镀锌工序，并满足以下的(b1)～(b6)的条件：

(b1)在第一均热处理前的钢板加热时，ac1～ac1+30℃间的平均加热速度为0.5℃/秒以上，

(b2)在ac1℃+30℃～950℃的最高加热温度下将所述钢板保持1秒～1000秒(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)在250～480℃的范围将经过第一冷却的钢板保持80秒～500秒(第二均热处理)，

(b5)将第二冷却进行到150℃以下，

(b6)将经过第二冷却的钢板加热至300～420℃的温度区域，接着在所述温度区域保持100～1000秒(第三均热处理)。

以下，对该热浸镀锌钢板的制造方法详细地进行说明。

“(a)热轧工序”

首先，在热轧工序中，在热轧前对具有与关于母材钢板在上面说明过的化学组成相同的化学组成的板坯进行加热。板坯的加热温度没有特别的限定，但为了使硼化物及碳化物等充分溶解，一般来讲优选设定为1150℃以上。另外，使用的钢板坯从制造性的观点出发，优选用连续铸造法进行铸造，但也可以用铸锭法、薄板坯铸造法制造。

[ac1～ac1+30℃间的平均加热速度：2～50℃/分钟]

本方法中，将板坯加热时的ac1～ac1+30℃间的平均加热速度控制在2～50℃/分钟。ac1正上方的双相(奥氏体和铁素体)温度区域特别容易在奥氏体与铁素体之间进行合金元素的分配。因此，在对板坯进行再加热时，以2℃/分钟以上的比较快的平均速度对上述温度区域进行加热。如果加热速度低于2℃/分钟，则在塑性应变后的最终组织中使粗大的初生马氏体的量增加。另一方面，在实施加热速度高于50℃/分钟那样的快速加热时，板坯的厚度方向上的温度分布变得不均匀，因发生热应力而有时发生板坯的热变形等不良情况。例如，上述的平均加热速度也可以为4℃/分钟以上，和/或也可以为40℃/分钟以下、30℃/分钟以下、20℃/分钟以下或10℃/分钟以下。另外，ac1点可由下式计算。在下式中的元素符号中代入该元素的质量％。对于不含有的元素代入0质量％。

ac1(℃)＝723－10.7×mn－16.9×ni+29.1×si+16.9×cr

此外，本发明中，所谓“板坯加热时的ac1～ac1+30℃间的平均加热速度”，指的是通过将ac1和ac1+30℃之差即30℃除以从ac1至到达ac1+30℃的经过时间而得到的值。

[粗轧]

本方法中，例如为了调整板厚等，也可以在精轧前对加热的板坯进行粗轧。这样的粗轧没有特别的限定，但优选以在1050℃以上的总压下率为60％以上的方式实施。如果总压下率低于60％，则热轧中的再结晶不充分，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。

[采用多个轧制机架的精轧]

精轧在满足下述条件的范围实施：每一道次的最大压下率为37％以下，第一道次入口侧温度为1000℃以上，最终道次出口侧温度为900℃以上，平均机架间时间为0.20秒以上及从精轧结束到冷却开始的时间为1秒以上。精轧中，蓄积在奥氏体中的应变能越大，则在精轧结束后铁素体相变越容易在更高的温度下发生。铁素体相变温度越低，则越能够抑制在铁素体与奥氏体之间产生的合金元素尤其是mn的分配。因此，为了降低蓄积在奥氏体中的应变能而按满足上述主要条件的范围实施精轧。例如，每一道次的最大压下率也可以为30％以下、25％以下或20％以下、和/或也可以为5％以上。第一道次入口侧温度也可以为1100℃以下。最终道次出口侧温度也可以为1000℃以下或990℃以下。平均机架间时间也可以为0.50秒以上、和/或也可以为10秒以下。从精轧结束到冷却开始的时间也可以为2秒以上或3秒以上，和/或也可以为10秒以下。

[卷取温度：450～680℃]

卷取温度设定为450～680℃。如果卷取温度低于450℃，则热轧板强度过大，有时损害冷轧性。另一方面，如果卷取温度超过680℃，则铁素体相变容易在更高的温度下发生，因此容易在铁素体与奥氏体之间产生合金元素尤其是mn的分配。卷取温度也可以为500℃以上、和/或也可以为650℃以下或600℃以下。

本方法中，得到的热轧钢板(热轧卷材)也可以根据需要进行酸洗等处理。热轧卷材的酸洗方法可以采用常规方法。此外，为了矫正热轧卷材的形状及提高酸洗性，也可以进行表皮光轧。

“冷轧工序”

本方法中，可以在热轧和/或酸洗后，直接通过连续热浸镀锌生产线实施热处理，也可以在实施了冷轧后，通过连续热浸镀锌生产线实施热处理。在实施冷轧时，冷压下率优选设定为25％以上或30％以上。另一方面，过度的压下使轧制载荷过大，招致冷轧机的负载增大，所以优选将其上限设定为75％或70％。

“(b)热浸镀锌工序”

本方法中，在热轧工序后，在热浸镀锌工序中对得到的钢板实施镀覆处理。在该热浸镀锌工序中，首先对钢板进行加热，曝露于第一均热处理中。虽没有特别的限定，但在加热该钢板时，优选将600℃～ac1间的平均加热速度限制在例如10.0℃/秒以下。如果平均加热速度超过10.0℃/秒，则不能充分地进行铁素体的再结晶，有时使钢板的拉伸率劣化。该平均加热速度也可以为6.0℃/秒以下。该平均加热速度的下限值没有特别的限定，例如也可以为1.0℃/秒以上。在本发明中，所谓“600℃～ac1间的平均加热速度”，指的是通过将600℃和ac1之差除以从600℃至达到ac1的经过时间而得到的值。

[ac1～ac1+30℃间的平均加热速度：0.5℃/秒以上]

上述钢板加热时的ac1～ac1+30℃间的平均加热速度被限制在0.5℃/秒以上。如果ac1～ac1+30℃间的平均加热速度低于0.5℃/秒，则铁素体与奥氏体之间的mn的分配明显化，因此在塑性应变后的最终组织中粗大的初生马氏体的量增加。该平均加热速度也可以为1.0℃/秒以上。平均加热速度的上限值没有特别的限定，例如也可以为10.0℃/秒以下。在本发明中，所谓“钢板加热时的ac1～ac1+30℃间的平均加热速度”，指的是通过将ac1和ac1～ac1+30℃之差即30℃除以从ac1至达到ac1+30℃的经过时间而得到的值。

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

为充分进行奥氏体化而将钢板至少加热至ac1+30℃以上，在该温度(最高加热温度)下进行均热处理。但是，如果过剩地提高加热温度，则不仅招致由奥氏体粒径的粗大化导致的韧性劣化，而且还带来退火设备的损伤。因此，将上限设定为950℃，优选设定为900℃。如果均热时间短，则不能充分进行奥氏体化，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，如果均热时间过长，则阻碍生产率，所以将上限设定为1000秒，优选设定为500秒。均热中不一定需要将钢板保持在恒定温度，也可以在满足上述条件的范围内变动。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所谓“保持”，意味着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℃，优选维持在±10℃的范围内。所以，例如在本发明的实施方式涉及的第一、第二及第三均热处理中，不包含通过缓慢加热或缓慢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。

[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。冷却停止温度为接着成为第二均热温度的480℃～600℃。将700℃～600℃的温度范围的平均冷却速度设定为10～100℃/秒。如果平均冷却速度低于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。此外，平均冷却速度也可以为80℃/秒以下或60℃/秒以下。此外，本发明中，所谓“700～600℃的温度范围的平均冷却速度”，指的是通过将700℃和600之差即100℃除以从700℃至达到600℃的经过时间而得到的值。

[第二均热处理：在250℃～480℃的范围保持80～500秒]

通过在250℃～480℃的范围保持80～500秒的第二均热处理，部分地进行贝氏体相变。由于通过本热处理而使随后成为马氏体的未相变的奥氏体通过贝氏体而分割，所以在最终组织中粗大的回火马氏体减少，由此能够改善导入塑性应变后的韧性。第二均热处理的温度可以为280℃以上，也可以为450℃以下。此外，保持时间可以为100秒以上，也可以为400秒以下。与此相关联，即使只适当地实施第二均热处理，在从热轧工序直至达到热浸镀锌工序没有充分抑制铁素体与奥氏体之间的mn的分配的情况下，也不能使容易形成于mn浓化部的不稳定的残余奥氏体的量减少，结果在塑性应变后的组织中粗大的初生马氏体的量增加，从而韧性下降。所以，在本发明的实施方式涉及的热浸镀锌钢板的制造方法中，为了改善导入塑性应变后的韧性，重要的是在热轧工序中满足上面说明的(a1)～(a3)的条件，同时在热浸镀锌工序中适当地实施第二均热处理。

第二均热处理后，将钢板浸渍在热浸镀锌浴中。此时的钢板温度对钢板性能的影响小，但如果钢板温度和镀浴温度之差过大，则镀浴温度变化，有时给作业带来麻烦，所以优选设置在镀浴温度-20℃～镀浴温度+20℃的范围对钢板进行再加热的工序。热浸镀锌只要按常规方法进行即可。例如，镀浴温度可以为440～470℃，浸渍时间可以为5秒以下。作为镀浴，优选含有0.08～0.2％al的镀浴，除此以外，作为杂质也可以含有fe、si、mg、mn、cr、ti、pb。此外，优选通过气体摩擦接触等公知的方法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，也可以根据需要对形成了热浸镀锌层的热浸镀锌钢板进行合金化处理。此时，如果合金化处理温度低于460℃，则合金化速度缓慢，不仅损害生产率，而且还发生合金化处理不均，因此将合金化处理温度设定为460℃以上。另一方面，如果合金化处理温度超过600℃，则过度地进行合金化，有时钢板的镀层附着力劣化。此外，有时珠光体相变得以进行，得不到所期望的金属组织。所以，将合金化处理温度设定为600℃以下。

[第二冷却：冷却至150℃以下]

为了在镀覆处理或镀层合金化处理后的钢板中使奥氏体的一部分发生马氏体相变，进行冷却到马氏体相变开始温度(ms)以下的第二冷却。这里生成的马氏体通过随后的再加热及第三均热处理而被回火，成为回火马氏体。如果冷却停止温度超过150℃，则不能充分形成回火马氏体，因此得不到所期望的金属组织。所以，将冷却停止温度设定为150℃以下，也可以为100℃以下。另外，ms点可由下式计算。在下式中的元素符号中代入该元素的质量％。对于不含的元素代入0质量％。

ms(℃)＝550－361×c－39×mn－35×v－20×cr－17×ni－10×cu－5×mo+30×al

[第三均热处理：在300℃～420℃的范围保持100～1000秒]

在第二冷却后，再加热至300℃～420℃的范围，进行第三均热处理。在该工序中，为得到所期望的残余奥氏体量，使碳在奥氏体中浓化，从而使奥氏体稳定化(等温淬火)。而且，使第二冷却时生成的马氏体回火。在保持温度低于300℃或保持时间低于100秒时，不能充分进行贝氏体相变，因此难以得到所期望的残余奥氏体量，或后面成为马氏体的未相变的奥氏体不能通过贝氏体而充分分割，其结果是在导入塑性应变后有时大量生成粗大的初生马氏体。另一方面，如果保持温度超过420℃，或保持时间超过1000秒，则马氏体被过剩地回火，而且过剩地进行贝氏体相变，因此难以得到所期望的强度及金属组织。第三均热处理的温度也可以为350℃以上，也可以为400℃以下。此外，保持时间也可以为150秒以上，也可以为600秒以下。

在第三均热处理后冷却到室温，形成最终制品。为了进行钢板的平整矫正、表面粗度的调整，也可以进行调质轧制。此时，为了避免延展性劣化，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确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例子。本发明并不限定于该一个条件例子。本发明只要不脱离本发明的主旨、达到本发明目的，就可以采用种种条件。

[例a]

对具有表1所示的化学组成的钢进行铸造，制作板坯。表1所示的成分以外的剩余部分为fe及杂质。按表2所示的条件对这些板坯进行热轧，制造热轧钢板。然后，对热轧钢板进行酸洗，除去表面的氧化皮。然后，进行冷轧。另外，对得到的钢板，按表2所示的条件实施连续热浸镀锌处理，适宜进行合金化处理。在表2所示的各均热处理中，将温度维持在表2所示的温度±10℃的范围内。对从制造的热浸镀锌钢板上采集的试样进行了分析，结果母材钢板的成分组成与表1所示的钢的成分组成相同。

从如此得到的钢板上，从与轧制方向成直角的方向采集jis5号拉伸试验片，按照jisz2241：2011进行拉伸试验，测定抗拉强度(ts)及总拉伸率(el)。此外，进行日本钢铁联盟标准的“jfst1001扩孔试验方法”，测定扩孔率(λ)。将ts为980mpa以上、且ts×el×λ^0.5/1000为80以上的试验片判定为机械特性良好，具有作为汽车用构件而优选的压力成形性。

对导入塑性应变后的韧性(压力成形后的韧性)按以下方法进行了评价。从与轧制方向成直角的方向采集jis5号拉伸试验片，通过拉伸试验赋予5％的塑性应变。从应变赋予后的拉伸试验片的平行部采集带2mmv型缺口的夏氏试验片。然后，对应变赋予材及无应变材，在试验温度、-20℃下实施夏氏试验。将应变赋予后的夏氏吸收能/塑性应变赋予前的夏氏吸收能为0.7以上者判定为◎，将0.5～0.7者判定为○，将0.5以下者判定为×。将◎及〇的评价设定为合格。

表3中示出了结果。表3中的ga意味着合金化热浸镀锌，gi意味着未进行合金化处理的热浸镀锌。

比较例2中，热浸镀锌工序中的第二冷却停止温度高于150℃。其结果是，没有得到所期望的金属组织，压力成形性及预应变后的韧性处于劣势。比较例3中，热浸镀锌工序的第三均热处理的保持时间超过1000秒。其结果是，没有得到所期望的金属组织，压力成形性处于劣势。比较例4中，板坯加热速度低于2℃/分钟。其结果是，没有得到所期望的金属组织，预应变后的韧性处于劣势。比较例7中，热浸镀锌工序中的第一均热处理的温度低于ac1+30℃(812℃)。其结果是，没有得到所期望的金属组织，压力成形性处于劣势。比较例8中，热轧工序中的精轧的第一道次入口侧温度低于1000℃，最终道次出口侧温度低于900℃。其结果是，没有得到所期望的金属组织，预应变后的韧性处于劣势。比较例11中，热浸镀锌工序中的第三均热处理的温度低于300℃。其结果是，没有得到所期望的金属组织，压力成形性及预应变后的韧性处于劣势。比较例12中，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，没有得到所期望的金属组织，压力成形性处于劣势。比较例15中，第三均热处理的保持时间低于100秒。其结果是，没有得到所期望的金属组织，预应变后的韧性处于劣势。

比较例16中，热浸镀锌工序中的第三均热处理的温度高于420℃。其结果是，没有得到所期望的金属组织，预应变后的韧性处于劣势。比较例17中，热浸镀锌工序中的第二均热处理的保持时间超过500秒。其结果是，没有得到所期望的金属组织，压力成形性处于劣势。比较例18中，第二均热处理的温度超过480℃。其结果是，没有得到所期望的金属组织，预应变后的韧性处于劣势。比较例21中，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，没有得到所期望的金属组织，预应变后的韧性处于劣势。比较例22中，热轧工序中的精轧的最大压下率超过37％，平均机架间时间低于0.20秒。其结果是，没有得到所期望的金属组织，预应变后的韧性处于劣势。比较例27中，从精轧结束到冷却开始的时间低于1秒。其结果是，没有得到所期望的金属组织，预应变后的韧性处于劣势。比较例31中，热轧工序中的卷取温度超过680℃。其结果是，没有得到所期望的金属组织，压力成形性及预应变后的韧性处于劣势。比较例44～50因没有将化学组成控制在规定的范围内，使压力成形性和/或预应变后的韧性处于劣势。比较例51中，热浸镀锌工序中的ac1～ac1+30℃间的平均加热速度低于0.5秒。其结果是，没有得到所期望的金属组织，预应变后的韧性处于劣势。比较例52中，因将第三均热处理省略，没有得到所期望的金属组织，压力成形性及预应变后的韧性处于劣势。比较例54中，因将第二均热处理省略，没有得到所期望的金属组织，预应变后的韧性处于劣势。

与此相对照，得知实施例的热浸镀锌钢板因抗拉强度为980mpa以上，且ts×el×λ^0.5/1000为80以上，另外预应变后的韧性良好，使压力成形性及压力成形后的韧性优异。

[例b]

本例中，对特定的均热处理的有无进行了研究。首先，除了制作具有表1所示的化学组成的板坯，接着如表4所示的那样将第一冷却设定为缓冷，并省略第二均热处理以外，与例a时同样地得到热浸镀锌钢板。用与例a时同样的方法调查了得到的热浸镀锌钢板中的钢组织以及机械特性。表5中示出了其结果。在表4所示的各均热处理中，将温度维持在表4所示的温度±10℃的范围内。

表5的结果表明，在通过将第一冷却设定为缓冷而将第二均热处理省略时，得不到所期望的金属组织，预应变后的韧性处于劣势。