具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少且成形性优异的高强度热浸镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板及它们的制造方法

摘要

一种具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少且成形性优异的高强度热浸镀锌钢板，其是在母材钢板的表面具有热浸锌镀层的热浸镀锌钢板，所述母材钢板按质量％计含有C：0.1～低于0.40％、Si：0.5～3.0％、Mn：1.5～3.0％，O被限制在0.006％以下、P被限制在0.04％以下、S被限制在0.01％以下、Al被限制在2.0％以下、N被限制在0.01％以下，余量由铁和不可避免的杂质组成；所述母材钢板的显微组织按体积分数计含有40％以上的铁素体，含有8～低于60％的残留奥氏体，其余是贝氏体或马氏体；自所述母材钢板的表面起板厚的5/8～3/8的范围内，特定的晶体取向的极密度在规定范围内；所述热浸锌镀层含有低于7质量％的Fe，余量由Zn、Al和不可避免的杂质组成。

说明书

技术领域

本发明涉及最大拉伸强度(TS)为980MPa以上、镀层密合性和成形性 优异的特别适合于汽车用的结构用构件、补强用构件、悬架用构件的高强度 镀敷钢板和高强度合金化热浸镀锌钢板。

本申请要求基于2011年9月30日在日本提交的日本特愿2011-218040号的 优先权，并将其内容援用至此。

背景技术

汽车的横梁、侧梁等构件为了应对近年来的燃料消耗轻量化的趋向而研 究了轻量化，在材料方面，从即使薄壁化也确保强度和撞击安全性的观点出 发，开展了钢板的高强度化。然而，材料的成形性随着强度上升而劣化。为 了实现上述构件的轻量化，需要制造满足压制成形性和高强度两者的钢板。 尤其是进行具有复杂形状的汽车的结构用构件、补强用构件的成形时，要求 有优异的延性。

近年来，作为汽车的骨架构件，主流的是具有440MPa或者590MPa的最 大拉伸强度的钢板。为了进一步轻量化，期望开发980MPa以上的高强度钢 板。尤其是用980MPa级的钢板替换590MPa级的钢板时，要求有与590MPa 级同等的伸长率。由此，迫切期望开发980MPa以上且伸长率优异的钢板。

作为拉伸试验的总伸长率(El)优异的钢板，存在有通过使钢板组织的 主相为软质的铁素体来确保延性、使作为第二相的残留奥氏体分散来确保强 度的复相组织钢板。

作为这种分散有残留奥氏体的钢，有利用塑性加工时残留奥氏体的马氏 体相变的TRIP(Transformation Induced Plasticity，相变诱发塑性)钢，近年 来用途正在扩大。

TRIP钢与析出强化钢、DP钢(由铁素体和马氏体构成的钢)比较，具 有特别优异的伸长率，因此强烈期望扩大应用。然而，由于该钢利用成形时 的马氏体相变来确保优异的成形性，因此为了确保成形性，需要大量的残留 奥氏体。为了确保残留奥氏体，需要添加大量的Si。而且，为了确保980MPa 以上的强度，趋向于大量添加合金元素，织构容易发达。尤其， {100}<011>～{223}<110>取向群的织构、{332}<113>取向的织构的发达助长 材质的各向异性。例如，相比于沿着与轧制方向平行的方向对钢带进行拉伸 试验时的总伸长率，沿着垂直方向进行拉伸试验时的总伸长率明显差。结果， 尽管钢板的特性沿一个方向上的伸长率良好且成形性优异，却难以应用于具 有复杂形状的构件。

另一方面，已知耐蚀性优异的热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板作为 汽车用钢板。该钢板由于在钢板表面具备由含有15％以下的Fe的锌形成的镀 层，因此具有优异的耐蚀性。热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板大多是在 连续式热浸镀锌生产线(以下称为CGL)中被制造的。在CGL中，钢板在脱 脂洗涤后在含有H₂和N₂的还原气氛中利用辐射管的间接加热来退火，冷却到 镀浴温度附近之后，在熔融锌镀浴中浸渍来实施镀敷。

制造合金化热浸镀锌钢板时，在镀浴浸渍后再加热，镀层被合金化处理。 此时的炉内气氛是使Fe还原的气氛，由于能够不使Fe氧化地制造钢板，因此 作为镀敷钢板的制造设备广泛利用。

然而，Si与Fe相比容易氧化，在CGL通板中，钢板表面形成Si氧化物。 该Si氧化物与热浸锌镀层的润湿性差，因此成为镀不上的原因。或者，由于 氧化物阻碍Fe与锌的合金化反应，因此具有不能制造合金化热浸镀锌钢板的 问题。

针对这种课题，作为谋求兼顾优异成形性和镀敷性的方法、尤其是作为 含有大量Si的钢的镀敷性改善手段，有专利文献1中记载的如下方法：先进 行退火，然后进行酸洗除去钢板表面的氧化物之后，再次实施热浸镀锌。然 而，在该方法中，由于进行两次退火、热处理后的酸洗和镀敷生产线的通过， 导致工序大幅增加，从而导致高成本，因此是不理想的。

作为含Si钢的镀敷性的改善手段，专利文献2中公开了通过使炉内的气 氛为Si、Mn等易氧化性元素的还原气氛，从而抑制Si、Mn的氧化物或者将 形成的氧化物还原的方法。在该方法中，对于镀敷性差的材料，在进入镀敷 生产线之前进行预镀敷或者表面磨削。然而，如果增加预镀敷或表面磨削的 工序，将导致高成本。另外，高强度钢板一般含有大量的Si、Mn，因此对于 本发明作为对象的含有0.5wt％以上的Si的钢板来说极难实现可将Si还原的气 氛，不得不进行巨大的设备投资，导致高成本。此外，由还原的Si、Mn氧化 物释放的氧使炉内气氛变化为Si的氧化气氛，因此进行大量生产时，难以使 气氛稳定。结果，有可能发生钢板的纵向、横向的镀层润湿性的不均或合金 化不均等缺陷。

作为谋求兼顾优异的延性和镀敷性的手段，专利文献3中记载了如下方 法：在冷轧后对钢板表面实施Ni、Fe、Co等金属预镀敷，然后通过热处理生 产线，实施镀敷。这是通过在钢板表面预镀敷比Si、Mn难氧化的金属，制成 钢板表层恰好不含Si、Mn的钢板的方法。然而，尽管是对钢板表面进行预镀 敷，这些元素在热处理时还是会扩散到钢板内部，因此存在必须进行大量的 预镀敷、导致成本大幅增高的问题。

作为解决这些问题的手段，专利文献4～6中提出了控制炉内气氛在钢板 内部形成Si氧化物而非在钢板表面的方法。这是通过提高炉内的氧化能力， 使Si在钢板内部氧化，可以抑制Si向钢板表面扩散及在表面形成Si氧化物。

另外，专利文献7、8涉及镀锌钢板而非TRIP钢，公开了在CGL的退火工 序中使炉内为还原气氛。此外，专利文献9中公开了为了防止浮渣导致的镀 不上而在镀浴中提供规定流速的射流。

然而，目前要同时具备耐蚀性、高强度和延性是极其困难的。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开第3521851号公报

专利文献2：日本特开平4-26720号公报

专利文献3：日本特开第3598087号公报

专利文献4：日本特开2004-323970号公报

专利文献5：日本特开2004-315960号公报

专利文献6：日本特开2008-214752号公报

专利文献7：日本特开2011-111674号公报

专利文献8：日本特开2009-030159号公报

专利文献9：日本特开2008-163388号公报

发明内容

发明要解决的问题

本发明的目的是提供最大拉伸强度(TS)980MPa以上、镀层密合性优 异且成形性优异的高强度热浸镀锌钢板和高强度合金化热浸镀锌钢板。

用于解决问题的方案

本发明人等进行了深入研究，结果发现为了兼顾980MPa以上的最大拉 伸强度(TS)和优异的成形性，重要的是最大限度利用作为强化元素的Si、 且含有体积分数40％以上的铁素体和体积分数8％以上的残留奥氏体。另外发 现，通过将粗轧和精轧控制在某个特定的范围，即使是含有大量添加元素的 冷轧钢板，也可制造材质的各向异性减低的、成形性优异的钢板。

另一方面，为了确保含有大量Si的钢的镀敷性和合金化，使镀浴内的熔 融锌以10～50m/分钟地流动，抑制作为镀不上的原因的浴内的锌氧化物(浮 渣)与钢板的反应。不进行浴内的流动时，微细的锌氧化物被摄入到镀层内， 阻碍合金化反应。

另外，虽然详细的机理是不明的，但Si、Mn氧化物存在于钢板表面时， 锌氧化物导致的镀不上、合金化延迟变得更加显著，对镀敷性造成显著的不 良影响。抑制作为镀不上和合金化延迟的原因的钢板与浮渣的反应对于促进 合金化处理也具有很大的效果。

通过改善镀敷性，使得能够在热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板中添 加大量的Si。

本发明是最大拉伸强度(TS)980MPa以上、材质各向异性少且成形性 优异的高强度热浸镀锌钢板和高强度合金化热浸镀锌钢板，其要旨如下所 述。

[1]一种具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少且成形性优 异的高强度热浸镀锌钢板，其是在母材钢板的表面具有热浸锌镀层的热浸镀 锌钢板，

所述母材钢板按质量％计含有C：0.1～低于0.40％、Si：0.5～3.0％、Mn： 1.5～3.0％，O被限制在0.006％以下、P被限制在0.04％以下、S被限制在0.01％ 以下、Al被限制在2.0％以下、N被限制在0.01％以下，余量由铁和不可避免 的杂质组成，

所述母材钢板的显微组织按体积分数计含有40％以上的铁素体，含有8～ 低于60％的残留奥氏体，其余是贝氏体或马氏体，

自所述母材钢板的表面起板厚的5/8～3/8的范围内，{100}<011>、 {116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>和 {223}<110>的各晶体取向所示的{100}<011>～{223}<110>取向群的极密度的 平均值为6.5以下，且{332}<113>的晶体取向的极密度为5.0以下，

所述热浸锌镀层含有低于7质量％的Fe，余量是Zn、Al和不可避免的杂 质。

[2]根据[1]所述的具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少且 成形性优异的高强度热浸镀锌钢板，其中，

所述母材钢板按质量％计进一步含有Cr：0.05～1.0％、Mo：0.01～1.0％、 Ni：0.05～1.0％、Cu：0.05～1.0％、Nb：0.005～0.3％、Ti：0.005～0.3％、V： 0.005～0.5％、B：0.0001～0.01％中的一种或两种以上。

[3]根据[1]所述的具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少且 成形性优异的高强度热浸镀锌钢板，其中，

所述母材钢板按质量％计进一步含有总计0.0005～0.04％的选自Ca、Mg、 REM中的一种或两种以上。

[4]一种具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少且成形性优 异的高强度合金化热浸镀锌钢板，其是在母材钢板的表面具有合金化热浸锌 镀层的合金化热浸镀锌钢板，

所述母材钢板按质量％计含有C：0.10～低于0.40％、Si：0.5～3.0％、Mn： 1.5～3.0％，O被限制在0.006％以下、P被限制在0.04％以下、S被限制在0.01％ 以下、Al被限制在2.0％以下、N被限制在0.01％以下，余量由铁和不可避免 的杂质组成，

所述母材钢板的显微组织按体积分数计含有40％以上的铁素体，含有8～ 低于60％的残留奥氏体，其余是贝氏体或马氏体，

自所述母材钢板的表面起板厚的5/8～3/8的范围内，{100}<011>、 {116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>和 {223}<110>的各晶体取向所示的{100}<011>～{223}<110>取向群的极密度的 平均值为6.5以下，且{332}<113>的晶体取向的极密度为5.0以下，

所述合金化热浸锌镀层含有7～15质量％的Fe，余量是Zn、Al和不可避免 的杂质。

[5]根据[4]所述的具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少且 成形性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板，其中，

所述母材钢板按质量％计进一步含有Cr：0.05～1.0％、Mo：0.01～1.0％、 Ni：0.05～1.0％、Cu：0.05～1.0％、Nb：0.005～0.3％、Ti：0.005～0.3％、V： 0.005～0.5％、B：0.0001～0.01％中的一种或两种以上。

[6]根据[4]所述的具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少且 成形性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板，其中，

所述母材钢板按质量％计进一步含有总计0.0005～0.04％的选自Ca、Mg、 REM中的一种或两种以上。

[7]一种具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少且成形性优 异的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其包括对钢坯进行如下操作：

所述钢坯按质量％计含有C：0.10～低于0.4％、Si：0.5～3.0％、Mn： 1.5～3.0％，O被限制在0.006％以下、P被限制在0.04％以下、S被限制在0.01％ 以下、Al被限制在2.0％以下、N被限制在0.01％以下，余量由铁和不可避免 的杂质组成，

进行第一热轧，在1000℃以上且1200℃以下的温度范围进行一次以上的 压下率40％以上的轧制，

通过上述第一热轧使奥氏体粒径为200μm以下；

进行第二热轧，在由下述式(1)确定的温度T1+30℃以上且T1+200℃ 以下的温度区域进行轧制，其中至少一次轧制为一道的压下率30％以上，

将上述第二热轧中的总压下率设定为50％以上，

在上述第二热轧中，进行压下率为30％以上的最终压下之后，以等待时 间t秒满足下述式(2)的方式开始冷轧前冷却，

将上述冷轧前冷却的平均冷却速度设定为50℃/秒以上，温度变化设定为 40℃以上且140℃以下的范围；

在700℃以下的温度区域卷取；

进行压下率40％以上且80％以下的冷轧；

在连续热浸镀锌生产线中，加热至750℃以上且900℃以下的退火温度进 行退火；

以0.1～200℃/秒从退火温度冷却到500℃；

在500～350℃之间保持10～1000秒钟之后，进行热浸镀锌。

T1(℃)＝850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100 ×Mo+100×V  式(1)

其中，C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo和V是各元素的含量(质量％。 不含Ti、B、Cr、Mo、V时，视作0进行计算。)。

t≤2.5×t1  式(2)

其中，t1由下述式(3)求出。

t1＝0.001×((Tf-T1)×P1/100)²-0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1··· 式(3)

其中，在上述式(3)中，Tf是压下率为30％以上的最终压下后的钢坯的 温度，P1是30％以上的最终压下的压下率。

[8]根据[7]所述的具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少且 成形性优异的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其中，

低于T1+30℃的温度范围的总压下率为30％以下。

[9]根据[7]所述的具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少且 成形性优异的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其中，

上述连续热浸镀锌生产线中，在加热至退火温度的过程中，将室温以上 且650℃以下的平均加热速度设定为下述式(4)所示的HR1(℃/秒)，将超 过650℃到退火温度的平均加热速度设定为下述式(5)所示的HR2(℃/秒)。

HR1≥0.3  式(4)

HR2≤0.5×HR1  式(5)

[10]根据[7]所述的具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少且 成形性优异的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其中，

进行上述热浸镀锌时，母材钢板的温度为(锌镀浴温度-40)℃以上且 (锌镀浴温度+50)℃以下。

[11]根据[7]所述的具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少且 成形性优异的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其中，

进行上述热浸镀锌时，在镀浴中提供10m/分钟以上且50m/分钟以下的流 速。

[12]一种具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少且成形性优 异的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其包括对钢坯进行如下操作：

所述钢坯按质量％计含有C：0.10～低于0.4％、Si：0.5～3.0％、Mn： 1.5～3.0％，O被限制在0.006％以下、P被限制在0.04％以下、S被限制在0.01％ 以下、Al被限制在2.0％以下、N被限制在0.01％以下，余量由铁和不可避免 的杂质组成，

进行第一热轧，在1000℃以上且1200℃以下的温度范围进行一次以上的 压下率40％以上的轧制，

通过上述第一热轧使奥氏体粒径为200μm以下；

进行第二热轧，在由下述式(1)确定的温度T1+30℃以上且T1+200℃ 以下的温度区域进行轧制，其中至少一次轧制为一道的压下率30％以上，

将上述第二热轧中的总压下率设定为50％以上，

在上述第二热轧中，进行压下率为30％以上的最终压下之后，以等待时 间t秒满足下述式(2)的方式开始冷轧前冷却，

将上述冷轧前冷却中的平均冷却速度设定为50℃/秒以上，温度变化设定 为40℃以上且140℃以下的范围；

在700℃以下的温度区域卷取；

进行压下率40％以上且80％以下的冷轧；

在连续热浸镀锌生产线中，加热至750℃以上且900℃以下的退火温度进 行退火；

以0.1～200℃/秒从退火温度冷却到500℃；

在500～350℃之间保持10～1000秒钟之后，进行热浸镀锌；

在460℃以上的温度下实施合金化处理。

T1(℃)＝850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100 ×Mo+100×V  式(1)

其中，C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo和V是各元素的含量(质量％。 不含Ti、B、Cr、Mo、V时，视作0进行计算。)。

t≤2.5×t1  式(2)

其中，t1由下述式(3)求出。

t1＝0.001×((Tf-T1)×P1/100)²-0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1··· 式(3)

其中，在上述式(3)中，Tf是压下率为30％以上的最终压下后的钢坯的 温度，P1是30％以上的最终压下的压下率。

[13]根据[12]所述的具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少 且成形性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其中，

低于T1+30℃的温度范围的总压下率为30％以下。

[14]根据[12]所述的具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少 且成形性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其中，

上述连续热浸镀锌生产线中，在加热至退火温度的过程中，将室温以上 且650℃以下的平均加热速度设定为下述式(4)所示的HR1(℃/秒)，将超 过650℃到退火温度的平均加热速度设定为下述式(5)所示的HR2(℃/秒)。

HR1≥0.3  式(4)

HR2≤0.5×HR1  式(5)

[15]根据[12]所述的具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少 且成形性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其中，

进行上述热浸镀锌时，母材钢板的温度为(锌镀浴温度-40)℃以上且 (锌镀浴温度+50)℃以下。

[16]根据[12]所述的具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少 且成形性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其中，

进行上述热浸镀锌时，在镀浴中提供10m/分钟以上且50m/分钟以下的流 速。

发明的效果

根据本发明，可廉价地提供具有适合为汽车用的结构用构件、补强用构 件、悬架用构件的拉伸强度即980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性 少且成形性优异的高强度热浸镀锌钢板和高强度合金化热浸镀锌钢板。

附图说明

图1所示为ΔEl与{100}<011>～{223}<110>取向群的极密度的平均值的关 系图。

图2所示为ΔEl与{332}<113>取向的极密度的关系图。

图3是连续热轧生产线的说明图。

具体实施方式

本发明人等为了解决上述问题，对热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板 进行了深入研究，结果发现使母材钢板的显微组织的主相为铁素体并含有残 留奥氏体，可以发挥980MPa以上的最大拉伸强度和优异的成形性。而且发 现，即使是含有大量Si、Mn的钢板，通过将热轧条件控制在规定范围，也能 制造材质各向异性少的冷轧钢板。此外，通过使镀浴内的熔融锌流动，即使 是含有大量Si的钢板，也可确保镀层的润湿性、合金化。

以下详细说明本发明的内容。

(母材钢板的晶体取向)

自母材钢板的表面起板厚的5/8～3/8的范围内，{100}<011>～{223}<110> 取向群的极密度的平均值、{332}<113>的晶体取向的极密度在本发明中是特 别重要的特性值。如图1所示，自母材钢板的表面起板厚的5/8～3/8的范围内， 进行X射线衍射而求出各取向的极密度时的{100}<011>～{223}<110>取向群 的极密度的平均值若为6.5以下，则是材质各向异性少且成形性优异的高强度 钢板。{100}<011>～{223}<110>取向群的平均值优选为4.0以下。

{100}<011>～{223}<110>取向群所含的取向是{100}<011>、{116}<110>、 {114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>和{223}<110>。

材质各向异性大的钢板是指，由沿着与轧制方向平行的方向进行拉伸试 验时的总伸长率(L-El)和沿着与轧制方向垂直的方向进行拉伸试验时的总 伸长率(C-El)之差定义的ΔEl[＝(L-El)-(C-El)]超过5％的钢板。大量含有合 金元素的钢板由于织构发达，因而各向异性大、尤其是C-El变小。结果，即 使L-El是良好的，也具有难以应用于接受来自各种方向的加工的构件的问 题。

在本发明中，即使ΔEl低于5％，但总伸长率之差小于-5％，材质的各向 异性也很大，偏离本发明的范围。然而，一般而言上述织构发达、C-El劣化， 因此设定为上述范围。理想的是，ΔEl为3％以下。

极密度与X射线随机强度比同义。极密度(X射线随机强度比)是如下 的值：在相同条件下通过X射线衍射法等测定不具有特定取向上的集聚的标 准试样和供试材的X射线强度，将所得供试材的X射线强度除以标准试样的X 射线强度而获得的数值。极密度使用X射线衍射、EBSD(Electron Back  Scattering Diffraction，电子背散射衍射)等装置来测定。另外，可以用EBSP (Electron Back Scattering Diffraction Pattern，电子背散射图样)法或者ECP (Electron Channeling Pattern，电子通道图样)法中的任一种来测定。可以 由基于{110}极点图通过矢量法计算的三维织构求出或者由使用{110}、 {100}、{211}、{310}极点图中的多个极点图(优选3个以上)通过级数展开 法计算的三维织构求出。

例如，上述各晶体取向的极密度直接使用三维织构(ODF)的φ2＝45° 断面中的(001)[1-10]、(116)[1-10]、(114)[1-10]、(113)[1-10]、(112)[1-10]、 (335)[1-10]、(223)[1-10]的各强度即可。

{100}<011>～{223}<110>取向群的极密度的平均值是上述各取向的极密 度的算术平均。在不能获得上述所有取向的强度时，可以用{100}<011>、 {116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>的各取向的极密度的算 术平均来代替。

同样地，自母材钢板的表面起板厚的5/8～3/8的范围内的{332}<113>的晶 体取向的极密度还如图2所示必须为5.0以下。可以优选为3.0以下。如果 {332}<113>的晶体取向的极密度为5.0以下，则可制造ΔEl为5％以下且最大拉 伸强度×总伸长率≥16000MPa×％的钢板。

关于供给X射线衍射的试样，可以通过机械研磨等将钢板从表面减小到 规定的板厚，接着通过化学研磨、电解研磨等除去应变，同时在板厚的3/8～5/8 的范围内以适当的面作为测定面按照上述方法调整试样并进行测定。

理所当然，上述X射线强度的限定不仅是板厚1/2附近，通过包含尽量多 的厚度，材质各向异性更进一步减小。然而，通过进行自钢板表面起3/8～5/8 的测定，可以大体代表钢板整体的材质特性。因此，将板厚的5/8～3/8规定为 测定范围。

其中，{hkl}<uvw>所示的晶体取向是指，钢板面的法线方向与<hkl>平 行、轧制方向与<uvw>平行。关于晶体的取向，通常用[hkl]或{hkl}表示与板 面垂直的取向，用(uvw)或<uvw>表示与轧制方向平行的取向。{hkl}、<uvw> 是等价面的统称，[hkl]、(uvw)指代各个晶面。即，在本发明中，由于以体 心立方结构作为对象，因而例如(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、 (1-1-1)、(-1-1-1)面等价，不加以区分。这种情况下，将这些取向统称为{111}。 由于在ODF表示中还用于其他对称性低的晶体结构的取向表示，因而一般用 [hkl](uvw)表示各个取向，但在本发明中[hkl](uvw)与{hkl}<uvw>同义。利用 X射线测定晶体取向例如按照新版Cullity X射线衍射要论(新版カリティX 線回折要論，1986年发行，松村源太郎译，Agne Inc.出版)的274～296页中 记载的方法进行。

在本发明中，用拉伸试验的总伸长率评价，但在织构发达的钢板中，均 一伸长率、弯曲性也产生了同样的各向异性。因此，本发明的钢板的弯曲性、 均一伸长率的各向异性也小。

本发明的优异的成形性是指，用最大拉伸强度和与轧制方向垂直的方向 的总伸长率的乘积表示的最大拉伸强度×总伸长率(C-El)≥16000MPa·％ 的钢板。优选为18000MPa·％以上，更优选为20000MPa·％以上。

(母材钢板的显微组织)

接着说明母材钢板的显微组织。

在本发明中，通过使母材钢板的主相为体积分数40％以上的铁素体并使 体积分数8％以上且低于60％的残留奥氏体分散，从而确保了980MPa以上的 最大拉伸强度和优异的成形性。由此，需要含有残留奥氏体。另外，作为铁 素体相的形态，除了多边形铁素体以外，可以含有针状铁素体。

使主相为铁素体是因为，通过以富有延性的铁素体作为主相，使延性提 高。通过含有残留奥氏体作为第二相，可同时达成高强度化和延性的进一步 提高。残留奥氏体的体积分数低于8％时，难以获得其效果，因此将下限设 定为8％。贝氏体组织用于残留奥氏体的稳定化，因此不可避免地含有。为 了进一步的高强度化，可以含有马氏体。另外，如果体积分数低于10％，也 可以含有珠光体组织。

其中，上述显微组织的各相、铁素体、马氏体、贝氏体、奥氏体、珠光 体和其余组织的鉴定、存在位置的观察和体积分数的测定如下：可用硝酸乙 醇(nital)试剂和日本特开59-219473号公报中公开的试剂，将钢板轧制方向 的断面或与轧制方向垂直的方向的断面腐蚀，用1000倍的光学显微镜观察以 及用1000～100000倍的扫描电子显微镜和透射电子显微镜来定量化。可以进 行各20个视场以上的观察，通过计点法、图像分析求出各组织的面积分数。 然后，将所求出的面积分数定义为各组织的体积分数。

(母材钢板的化学成分)

接着，说明成分的限定理由。其中，％是指质量％。在本发明中，母材 钢板按质量％计含有C：0.1～低于0.40％、Si：0.5～3.0％、Mn：1.5～3.0％，O 被限制在0.006％以下、P被限制在0.04％以下、S被限制在0.01％以下、Al被 限制在2.0％以下、N被限制在0.01％以下，余量由铁和不可避免的杂质组成。

C：C是能够提高钢板强度的元素。然而，低于0.1％时，难以兼顾980MPa 以上的拉伸强度和加工性。另一方面，超过0.40％时，难以确保点焊性。因 此，将其范围限定为0.1～0.40％以下。

Si：Si是强化元素，对于提高钢板的强度是有效的。另外，由于抑制渗 碳体的析出，有助于残留奥氏体的稳定化，因此必须添加。然而，低于0.5％ 时，高强度化的效果小，而超过3.0％时，加工性降低。因此，Si含量限制在 0.5～3.0％的范围。

Mn：Mn是强化元素，对于提高钢板的强度是有效的。然而，低于1.5％ 时，难以获得980MPa以上的拉伸强度。反之较多时，促进与P、S的共偏析， 导致加工性的显著劣化，因此将3.0％设为上限。更优选的范围是2.0～2.7％。

O：O形成氧化物使伸长率、弯曲性、扩孔性劣化，因此需要抑制添加 量。尤其是氧化物大多以夹杂物形式存在，存在于冲切端面或者切断面时， 在端面形成切口状的损伤或粗大的凹痕，因此在扩孔时或强加工时导致应力 集中，成为龟裂形成的起点、导致扩孔性或者弯曲性大幅劣化。O超过0.006％ 时，该倾向变得显著，因此将O含量的上限设定为0.006％以下。设定低于 0.0001％导致成本过高，在经济上是不优选的，因此这是实质的下限。

P：P趋向于在钢板的板厚中央部偏析，使焊接部脆化。超过0.04％时， 焊接部的脆化变得显著，因此将其适当范围限定在0.04％以下。对P的下限值 没有特别限制，设定低于0.0001％在经济上是不利的，因此优选将该值作为 下限值。

S：S对焊接性以及铸造时和热轧时的制造性有不良影响。因此，将其上 限值设定为0.01％以下。对S的下限值没有特别限制，设定低于0.0001％在经 济上是不利的，因此优选将该值作为下限值。另外，S与Mn结合形成粗大的 MnS，由于使弯曲性、扩孔性劣化，因而需要尽可能减少。

Al：Al促进铁素体形成、提高延性，因此可以添加。另外，可以作为脱 氧材料利用。然而，过量添加使Al系粗大夹杂物的个数增加，成为扩孔性劣 化、表面损伤的原因。因此，将Al添加的上限设定为2.0％。更优选为0.05％ 以下。对下限没有特别限制，但很难使其低于0.0005％，因此这是实质的下 限。

N：N形成粗大的氮化物使弯曲性、扩孔性劣化，因此需要抑制添加量。 N超过0.01％时，该倾向变得显著，因此将N含量的范围设定为0.01％以下。 而且，成为焊接时产生气孔的原因，因此越少越好。对下限没有特别限制， 只要发挥本发明的效果，但N含量低于0.0005％会导致制造成本大幅增加， 因此这是实质的下限。

在本发明中，母材钢板可以进一步含有作为迄今用于强度强化等的元素 的以下元素中的任何一种或两种以上。

Mo：Mo是强化元素，并且对于淬火性的提高是重要的。然而，低于0.01％ 时，不能获得这些效果，因此将下限值设定为0.01％。相反，含有超过1％时， 对制造时和热轧时的制造性有不良影响，因此将上限值设定为1％。

Cr：Cr是强化元素，并且对于淬火性的提高是重要的。然而，低于0.05％ 时，不能获得这些效果，因此将下限值设定为0.05％。相反，含有超过1％时， 对制造时和热轧时的制造性有不良影响，因此将上限值设定为1％。

Ni：Ni是强化元素，并且对于淬火性的提高是重要的。然而，低于0.05％ 时，不能获得这些效果，因此将下限值设定为0.05％。相反，含有超过1％时， 对制造时和热轧时的制造性有不良影响，因此将上限值设定为1％。此外， 提高润湿性、促进合金化反应，因此可以添加。

Cu：Cu是强化元素，并且对于淬火性的提高是重要的。然而，低于0.05％ 时，不能获得这些效果，因此将下限值设定为0.05％。相反，含有超过1％时， 对制造时和热轧时的制造性有不良影响，因此将上限值设定为1％。而且， 提高润湿性、促进合金化反应，因此可以添加。

B添加0.0001％质量％时，对于晶界的强化、钢材的强度化是有效的，而 其添加量超过0.01质量％时，不仅其效果饱和，而且使热轧时的制造性降低， 因此将其上限设定为0.01％。

Ti：Ti是强化元素。借由析出物强化、抑制铁素体晶粒生长带来的细粒 强化以及通过抑制再结晶的位错强化，有助于钢板的强度升高。添加量低于 0.005％时，不能获得这些效果，因此将下限值设定为0.005％。含有超过0.3％ 时，碳氮化物的析出增加、成形性劣化，因此将上限值设定为0.3％。

Nb：Nb是强化元素。借由析出物强化、抑制铁素体晶粒生长带来的细 粒强化以及通过抑制再结晶的位错强化，有助于钢板的强度升高。添加量低 于0.005％时，不能获得这些效果，因此将下限值设定为0.005％。含有超过0.3％ 时，碳氮化物的析出增加、成形性劣化，因此将上限值设定为0.3％。

V：V是强化元素。借由析出物强化、抑制铁素体晶粒生长带来的细粒 强化以及通过抑制再结晶的位错强化，有助于钢板的强度升高。添加量低于 0.005％时，不能获得这些效果，因此将下限值设定为0.005％。含有超过0.5％ 时，碳氮化物的析出增加、成形性劣化，因此将上限值设定为0.5％。

可以添加总计0.0005～0.04％的选自Ca、Mg、REM中的一种或两种以上。 Ca、Mg和REM是用于脱氧的元素，优选含有总计0.0005％以上的一种或两种 以上。REM是稀土金属(Rare Earth Metal)。然而，含量总计超过0.04％时， 成为成形加工性变差的原因。因此，将含量设定为总计0.0005～0.04％。需要 说明的是，在本发明中，REM大多以混合稀土合金形式添加，除了La、Ce 以外，有时复合含有其他镧系元素。作为不可避免杂质，含有这些La、Ce 以外的镧系元素也可发挥本发明的效果。其中，添加金属La、Ce也可发挥本 发明的效果。

(热浸锌镀层和合金化热浸锌镀层的化学成分)

在本发明中，形成在母材钢板的表面的热浸锌镀层含有低于7质量％的 Fe，余量是Zn、Al和不可避免的杂质。其中，合金化热浸锌镀层含有7～15 质量％的Fe，余量是Zn、Al和不可避免的杂质。另外，使母材钢板浸渍在熔 融锌镀浴中进行热浸镀锌处理时，在母材钢板的表面形成含有低于7质量％ 的Fe的热浸锌镀层。另外，在镀敷处理之后继而进行合金化处理时，在母材 钢板的表面形成含有7～15质量％的Fe的合金化热浸锌镀层。

镀层根据有无合金化处理而由锌或铁-锌合金构成。镀层的表面有时含 有锌的氧化物，但通过将镀层中的Fe％设定为本发明的范围，可以获得本发 明的效果。另外，本发明的母材钢板含有Si、Mn或Al，因此退火中形成的氧 化物有时存在于母材钢板与镀层的界面或者镀层中，任一情况下均能发挥本 发明的效果。

在期望有点焊性、涂装性的情况下，通过在母材钢板的表面形成含有 7～15质量％的Fe的合金化热浸锌镀层，可以提高这些特性。具体而言，将母 材钢板浸渍在Zn镀浴中，然后实施合金化处理，从而Fe被摄入到镀层中，获 得涂装性、点焊性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板。合金化处理后的Fe量 低于7质量％时，点焊性变得不充分。另一方面，Fe量超过15质量％时，损害 镀层自身的密合性，加工时镀层破坏、脱落并附着在模具上，成为成形时的 瑕疵的原因。因此，进行合金化处理时的镀层中Fe量的范围是7～15质量％。

另外，不进行合金化处理时，尽管镀层中的Fe低于7质量％，但除了由 合金化获得的点焊以外的效果即耐蚀性、成形性、扩孔性是良好的。

另外，在镀层中除了Fe以外含有Al、Mg、Mn、Si、Cr、Ni、Cu等也无 妨。

为了测定镀层中的Fe和Al的含量，使用用酸溶解镀层、对溶解液进行化 学分析的方法即可。例如，对于切断为30mm×40mm的合金化热浸镀锌钢板， 在添加了抑制剂的5％HCl水溶液中，抑制钢板母材的溶出而仅使镀层溶解。 然后，借由对溶解液进行ICP发射光谱分析获得的信号强度和由浓度已知溶 液制作的标准曲线来定量Fe和Al的含量。另外，考虑到各试样之间的测定偏 差，采用对从相同的合金化热浸镀锌钢板切出的至少3个试样进行测定的平 均值。

对于镀层附着量没有特别限制，从耐蚀性的观点来看，母材钢板的单面 附着量优选为5g/m²以上。另外，从确保镀层密合性的观点来看，单面附着 量优选不超过100g/m²。

(钢板的制造方法)

在本发明中，为了获得材质各向异性少的980MPa以上的钢板，重要的 是制成抑制了特定织构的形成的钢板，以下描述用于同时满足它们的制造条 件的细节。

对热轧之前的制造方法没有特别限制。即，在利用高炉、电炉等的熔炼 之后进行各种二次冶炼，接着采用普通的连铸、利用铸锭法的铸造以及薄板 坯铸造等方法铸造即可。在连铸时，可以先冷却至低温之后再次加热、然后 进行热轧，也可以将铸造板坯连续地热轧。原料使用废料也无妨。

(第一热轧)

将从加热炉抽出的板坯供给作为第一热轧的粗轧工序进行粗轧，获得粗 棒。本发明的钢板必须满足以下的要件。首先，粗轧后的奥氏体粒径、即精 轧前的奥氏体粒径是重要的。优选精轧前的奥氏体粒径小，如果为200μm以 下，大大有助于晶粒的微细化和均质化。

在精轧之前，为了获得200μm以下的奥氏体粒径，需要在1000～1200℃ 的温度区域的粗轧中进行一次以上的压下率40％以上的轧制。

精轧前的奥氏体粒径优选为160μm以下，进一步理优选为100μm以下， 为了获得该粒径，进行2次以上的40％以上的轧制。然而，超过70％的压下或 超过10次的粗轧有轧制温度降低或氧化皮过量生成的担忧。

粗轧后(即精轧前)的奥氏体晶界据推测作为精轧中的一个再结晶核起 作用。粗轧后的奥氏体粒径如下来确认：尽可能将进入精轧之前的钢板坯骤 冷(例如按10℃/秒以上冷却)，蚀刻钢板坯的断面使奥氏体晶界浮现，用光 学显微镜观察来确认。此时，通过图像分析、计点法在50倍以上的倍率下对 于20个视场以上测定奥氏体粒径。

(第二热轧)

粗轧工序(第一热轧)结束之后，开始作为第二热轧的精轧工序。从粗 轧工序结束到精轧工序开始的时间优选为150秒以下。

在精轧工序(第二热轧)中，优选将精轧开始温度设定为1000℃以上。 精轧开始温度低于1000℃时，各精轧道次中给予轧制对象的粗棒的轧制温度 低温化，成为未再结晶温度区域的压下，织构发达、各向同性劣化。

另外，对精轧开始温度的上限没有特别限定。然而，为1150℃以上时， 在精轧前和道次之间，在钢板铁基体和表面氧化皮之间有可能产生成为鳞片 状纺锤氧化皮缺陷的起点的气泡，因此优选低于1150℃。

在精轧中，将由钢板的成分组成确定的温度设定为T1，在T1+30℃以上 且T1+200℃以下的温度区域进行轧制，其中至少一次轧制为一道30％以上。 另外，在精轧中，总压下率为50％以上。通过满足该条件，自钢板的表面起 板厚的5/8～3/8的范围内，{100}<011>～{223}<110>取向群的极密度的平均值 为6.5以下，且{332}<113>的晶体取向的极密度为5.0以下。由此，获得了材 质各向异性少的高强度钢板。

其中，T1是用下述式(1)算出的温度。

T1(℃)＝850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100 ×Mo+100×V···式(1)

C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo和V是各元素的含量(质量％)。其中， 不含Ti、B、Cr、Mo、V时，视作0进行计算。

T1+30℃以上且T1+150℃以下的温度区域的大压下及此后的T1以上且 低于T1+30℃的轻压下如后述实施例的表2、3中所见到的那样，控制自钢板 的表面起板厚的5/8～3/8的范围内的{100}<011>～{223}<110>取向群的极密度 的平均值、{332}<113>的晶体取向的极密度，从而飞跃性改善了最终制品的 材质的各向异性。

T1温度本身根据经验求出。本发明人等通过实验经验性地认识到以T1 温度作为基准可促进各钢的奥氏体域下的再结晶。此外为了获得良好的材质 均一性，重要的是蓄积大压下产生的应变，且精轧中总压下率必须为50％以 上。此外，优选采取70％以上的压下，而若采取超过90％的压下率，则需要 确保温度、施加过大的轧制负荷。

T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的总压下率低于50％时，热轧 中蓄积的轧制应变不充分，奥氏体的再结晶没有充分进行。因此，织构发达， 各向同性劣化。总压下率为70％以上时，即使考虑温度变动等引起的偏差， 也可获得充分的各向同性。另一方面，总压下率超过90％时，有可能因加工 发热而难以为T1+200℃以下的温度区域，另外轧制负荷增加、轧制变得困难。

在精轧中，为了通过释放蓄积的应变来促进均一的再结晶，在T1+30℃ 以上且T1+200℃以下进行轧制，其中至少一次轧制为一道30％以上。

此外，为了通过释放蓄积的应变来促进均一的再结晶，T1+30℃以上且 T1+200℃以下的大压下之后，需要将低于T1+30℃的温度区域的加工量抑制 得尽量少。因此，低于T1+30℃下的压下率优选为30％以下。为了改善板形 状，优选10％以上的压下率，在更重视扩孔性的情况下，压下率优选为0％。 另外，低于T1+30℃下的压下率大时，好不容易再结晶的奥氏体晶粒会伸展， 精轧后的停留时间短时，再结晶没有充分进行，材质的各向异性会增大。即， 关于本发明发明的制造条件，通过使奥氏体在精轧中均一且微细地再结晶， 从而控制制品的织构，改善材质的各向异性。

轧制率可以根据轧制负荷、板厚测定等通过实际结果或计算求出。温度 可用机架间温度计来实测，或者通过考虑了加工发热的计算模拟由线速度、 压下率等求出。或者利用这两者求出。

如上进行的热轧(第一热轧、第二热轧)在Ar₃相变温度以上的温度下 结束。在Ar₃以下结束热轧时，会成为奥氏体和铁素体的两相域轧制，向 {100}<011>～{223}<110>取向群的集聚加强。结果助长了材质各向异性。

(冷轧前冷却)

在精轧中，进行压下率为30％以上的最终压下之后，以等待时间t秒满足 下述式(2)的方式开始冷轧前冷却。

t≤2.5×t1  式(2)

其中，t1由下述式(3)求出。

t1＝0.001×((Tf-T1)×P1/100)²-0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1··· 式(3)

其中，在上述式(3)中，Tf是压下率为30％以上的最终压下后的钢坯的 温度，P1是30％以上的最终压下的压下率。

其中，“压下率为30％以上的最终压下”是指，在精轧中进行的多道轧 制中，压下率达到30％以上的轧制中最后进行的轧制。例如，在精轧中进行 的多道轧制中，在最终段进行的轧制的压下率为30％以上时，该在最终段进 行的轧制是“压下率为30％以上的最终压下”。另外，在精轧中进行的多道 轧制中，如果在最终段之前进行的轧制的压下率为30％以上、该在最终段之 前进行的轧制(压下率为30％以上的轧制)进行之后不进行压下率为30％以 上的轧制时，则该在最终段之前进行的轧制(压下率为30％以上的轧制)为 “压下率为30％以上的最终压下”。

在精轧中，进行压下率为30％以上的最终压下之后，直至冷轧前冷却开 始的等待时间t秒对奥氏体的粒径有很大影响，且对冷轧退火后的组织有强烈 的影响。等待时间t超过t1×2.5时，发生粗粒化，伸长率显著降低。

通过使等待时间t进一步满足下述式(2a)，可以优先地抑制晶粒的生长。 结果，尽管再结晶没有充分进行，仍能够充分提高钢板的伸长率，同时可以 提高疲劳特性。

t<t1  式(2a)

另一方面，通过使等待时间t秒进一步满足下述式(2b)，再结晶化充分 进行，晶体取向无规化。因此，可以充分提高钢板的伸长率，同时可以大幅 提高各向同性。

t1≤t≤t1×2.5  式(2b)

其中，如图3所示，在连续热轧生产线1中，被加热炉加热至规定温度的 钢坯(板坯)依次被粗轧机2、精轧机3轧制，成为规定厚度的热轧钢板4并 被送出到输出辊道5。在本发明的制造方法中，用粗轧机2进行的粗轧工序(第 一热轧)中，在1000℃以上且1200℃以下的温度范围对钢坯(板坯)进行一 次以上的压下率40％以上的轧制。

这样用粗轧机2轧制至规定厚度的粗棒接着被精轧机3的多个轧钢机架6 精轧(第二热轧)，成为热轧钢板4。而且，在精轧机3中，在温度T1+30℃以 上且T1+200℃以下的温度区域进行轧制，其中至少一次轧制为一道30％以 上。另外，在精轧机3中，总压下率为50％以上。

此外，在精轧工序中，进行压下率为30％以上的最终压下之后，以等待 时间t秒满足上述式(2)或上述式(2a)、(2b)中任一者的方式开始冷轧前 冷却。该冷轧前冷却的开始由精轧机3的各轧钢机架6之间配置的机架间冷却 喷嘴10或者配置于输出辊道5的冷却喷嘴11来进行。

例如，仅在精轧机3前段(图3中左侧、轧制的上游侧)配置的轧钢机架 6中进行压下率为30％以上的最终压下、不在精轧机3后段(图3中右侧、轧 制的下游侧)配置的轧钢机架6中进行压下率为30％以上的轧制时，冷轧前 冷却的开始由配置于输出辊道5的冷却喷嘴11来进行，因而等待时间t秒有时 会不满足上述式(2)或上述式(2a)、(2b)。该情况下，由精轧机3的各轧 钢机架6之间配置的机架间冷却喷嘴10开始冷轧前冷却。

另外，例如在精轧机3后段(图3中右侧、轧制的下游侧)配置的轧钢机 架6中进行压下率为30％以上的最终压下时，即使由配置于输出辊道5的冷却 喷嘴11来进行冷轧前冷却的开始，等待时间t秒有时也可满足上述式(2)或 上述式(2a)、(2b)。该情况下，由配置于输出辊道5的冷却喷嘴11开始冷轧 前冷却也无妨。当然，进行压下率为30％以上的最终压下之后，也可以由精 轧机3的各轧钢机架6之间配置的机架间冷却喷嘴10开始冷轧前一次冷却。

另外，在该冷轧前冷却中，以50℃/秒以上的平均冷却速度进行温度变 化(温度降低)为40℃以上且140℃以下的冷却。

温度变化低于40℃时，再结晶的奥氏体晶粒生长，低温韧性劣化。通过 设定为40℃以上，可以抑制奥氏体晶粒的粗大化。低于40℃时，得不到该效 果。另一方面，超过140℃时，再结晶变得不充分，变得难以获得目标的无 规织构。另外，也难以获得有利于伸长率的铁素体相，或者由于铁素体相的 硬度提高，因而成形性也劣化。另外，温度变化超过140℃时，有可能突破 至Ar₃相变点温度以下。该情况下，即使是始于再结晶奥氏体的相变，由于 变异选择尖锐化，结果还是形成了织构使各向同性降低。

冷轧前冷却中的平均冷却速度低于50℃/秒时，再结晶的奥氏体晶粒必 然生长，低温韧性劣化。对平均冷却速度的上限没有特别限制，从钢板形状 的观点来看，200℃/秒以下被认为是妥当的。

另外，如之前所说明的，为了促进均一的再结晶，低于T1+30℃的温度 区域的加工量优选尽可能少，低于T1+30℃的温度区域的压下率优选为30％ 以下。例如，图3所示的连续热轧生产线1的精轧机3中，通过配置在前段侧 (图3中左侧、轧制的上游侧)的1个或2个以上的轧钢机架6时，钢板为 T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域，通过配置在其后段侧(图3中右 侧、轧制的下游侧)的1个或2个以上的轧钢机架6时，钢板为低于T1+30℃的 温度区域，上述情况下优选的是通过配置在其后段侧(图3中右侧、轧制的 下游侧)的1个或2个以上的轧钢机架6时不进行压下或者即使进行压下、低 于T1+30℃下的压下率也总计为30％以下。从板厚精度、板形状的观点考虑， 优选低于T1+30℃下的压下率总计为10％以下。要求更高的各向同性时，优 选低于T1+30℃的温度区域的压下率为0％。

在本发明制造方法中，对轧制速度没有特别限制。然而，精轧的最终机 架侧的轧制速度低于400米/分钟(mpm)时，γ晶粒生长而粗大化，可析出用 于获得延性的铁素体的区域减少，延性有可能劣化。对轧制速度的上限没有 特别限制，均可获得本发明的效果，但从设备制约来看，1800米/分钟以下是 现实的。因此，在精轧工序中，轧制速度优选为400米/分钟以上且1800米/ 分钟以下。另外，在热轧中，粗轧后可以将薄板坯(粗棒)接合而连续地进 行精轧。此时，先将粗棒卷成卷状，可以根据需要纳入具有保温功能的罩中， 再次卷开之后进行接合。

(卷取)

这样获得热轧钢板之后，在700℃以下卷取。卷取温度超过700℃时，热 轧组织中生成粗大的铁素体、珠光体组织，退火后的组织不均一性变大，最 终制品的材质各向异性增大。另外，在超过700℃的温度下卷取时，钢板表 面形成的氧化物的厚度过大，酸洗变得困难。对卷取温度的下限没有特别限 定，发挥本发明的效果即可。然而，技术方面难以在室温以下的温度下卷取， 因此室温为实质的下限。

(酸洗)

对这样制造的热轧钢板进行酸洗。酸洗由于除去母材钢板的表面的氧化 物，因此对于提高镀敷性而言是重要的。另外，可以进行一次酸洗，也可以 分多次进行酸洗。

(冷轧)

接着，将经过酸洗的热轧钢板按压下率40～80％进行冷轧。压下率低于 40％时，难以将形状保持平坦。另外，最终产片的延性劣化，因此将其作为 下限。另一方面，超过80％的冷轧会使冷轧负荷过大、冷轧变得困难，因此 将其作为上限。45～70％是更优选的范围。对轧制道次的次数、各道次的压 下率没有特别限定，发挥本发明的效果即可。

(热浸镀锌)

冷轧后，使母材钢板通过连续热浸镀锌生产线(CGL)，进行热浸镀锌。

(退火)

经过冷轧的钢板(母材钢板)此后在连续热浸镀锌生产线中被加热至 750～900℃的退火温度。退火温度低于750℃时，热轧时形成的碳化物再固溶 过于费时，全部或部分碳化物残留，难以确保980MPa以上的强度。由此， 750℃是退火温度的下限。另一方面，加热至过高的温度不仅导致成本上升 而在经济上不优选，而且板形状变差、使辊的寿命降低。因此，将退火温度 的上限设定为900℃。对退火温度下的保持时间没有特别限制，为了溶解碳 化物，10秒以上的热处理是理想的。另一方面，热处理时间超过600秒时， 导致成本的上升，在经济上是不优选的。可以在750～900℃的退火温度下进 行等温保持，进行倾斜加热在达到最高温度之后立即开始冷却也可发挥本发 明的效果。

将母材钢板加热至退火温度的过程中，将室温以上且650℃以下的平均 加热速度设定为下述式(4)所示的HR1(℃/秒)，将超过650℃到退火温度 的平均加热速度设定为下述式(5)所示的HR2(℃/秒)。

HR1≥0.3  式(4)

HR2≤0.5×HR1  式(5)

通过在上述条件下进行热轧、进一步进行冷轧前冷却，可兼顾晶粒的微 细化和晶体取向的无规化。然而，此后进行的冷轧，强势的织构发达，该织 构容易残留在钢板中。结果，母材钢板的各向同性降低。因此，理想的是通 过适当实施在冷轧后进行的加热，尽可能使冷轧中发达的织构消失。因此， 需要将加热的平均加热速度分成上述式(4)、(5)所示的2个阶段。

通过该两个阶段的加热使母材钢板的织构、特性改善，虽然具体原因是 不明确的，但认为该效果与冷轧时引入的位错的恢复以及再结晶有关联。即， 通过加热在钢板中产生的再结晶的驱动力是通过冷轧在钢板中蓄积的应变。 室温以上且650℃以下的温度范围的平均加热速度HR1小时，通过冷轧引入 的位错恢复，不发生再结晶。结果，冷轧时发达的织构直接残留，各向同性 等特性劣化。室温以上且650℃以下的温度范围的平均加热速度HR1小于 0.3℃/秒时，通过冷轧引入的位错会恢复，冷轧时形成的强势的织构会残留。 因此，需要将室温以上且650℃以下的温度范围的平均加热速度HR1设定为 0.3(℃/秒)以上。如果平均加热速度HR1为0.3(℃/秒)以上，则能够使位 错密度大的铁素体(位错的恢复慢)再结晶，形成具有各种晶体取向的再结 晶晶粒，织构无规化，各向异性减少。另外，将加热速度设定为超过100(℃ /秒)导致过度的设备投资，在经济上是不优选的。因此，平均加热速度HR1 的实质的上限为100(℃/秒)。

另一方面，超过650℃到退火温度的平均加热速度HR2大时，冷轧后的 钢板中存在的铁素体不会再结晶，加工状态的未再结晶铁素体残留。尤其是 将含有超过0.1％的C的钢加热至铁素体和奥氏体的两相域时，所形成的奥氏 体阻碍再结晶铁素体的生长，未再结晶铁素体更容易残留。该未再结晶铁素 体具有强势的织构，因此对各向同性产生不良影响，并且由于含有许多位错， 因此使延性大幅劣化。由此，超过650℃到退火温度的温度范围的平均加热 速度HR2必须为0.5×HR1(℃/秒)以下。平均加热速度HR2超过0.5×HR1 (℃/秒)时，在再结晶之前，碳化物形成奥氏体，所形成的奥氏体晶粒使再 结晶晶粒的生长延迟。结果，冷轧状态的织构残留，各向异性增大。

本发明人等深入调查了制造条件与织构的关系，结果发现通过将HR1设 定为HR2的2倍以上，能够使织构无规化并减少各向异性。这种加热速度控 制带来的织构的无规化是采用加热速度恒定的普通退火难以获得的。

(退火后的冷却)

退火结束之后，将母材钢板以平均冷却速度0.1～200℃/秒从退火温度冷 却到500℃。平均冷却速度低于0.1℃/秒时，生产率会大幅受损。另一方面， 过度提高冷却速度时，制造成本增高，因此将上限设定为200℃/秒。另外， 650～500℃的温度区域的冷却速度优选设定为3～200℃/秒。冷却速度过低时， 奥氏体在冷却过程中相变为珠光体组织。由于难以确保体积分数8％以上的 奥氏体，因此优选为3℃/秒以上。冷却方法可以是辊冷却、空气冷却、水冷 和它们的组合使用中的任一种方法。

(温度保持)

此后，在500～350℃之间保持10～1000秒钟。通过该温度保持，发生贝氏 体相变，使残留奥氏体稳定化。将保持温度的上限设定为500℃是因为在该 温度以下发生贝氏体相变。另一方面，在低于350℃的温度区域保持使贝氏 体相变需要长时间，因此设备变得过大、生产率差。因此，保持温度设定为 500～350℃。将保持时间的下限设定为10秒是因为，低于10秒的保持时，贝 氏体相变没有充分进行，不能使残留奥氏体稳定化，不能获得优异的成形性。 另一方面，超过1000秒的保持，生产率下降。需要说明的是，保持不仅是指 等温保持，也包括在该温度区域的缓慢冷却或加热。

(热浸镀锌和合金化热浸镀锌)

这样制造的冷轧钢板(母材钢板)接着在熔融锌镀浴中浸渍，进行热浸 镀锌处理，制造本发明的高强度热浸镀锌钢板。另外，在镀敷处理之后接着 进行合金化处理时，制造本发明的高强度合金化热浸镀锌钢板。

熔融锌镀浴中浸渍的母材钢板的温度优选是从比熔融锌镀浴的温度低 40℃的温度到比熔融锌镀浴的温度高50℃的温度的范围。浸渍的母材钢板的 温度低于“熔融锌镀浴温度-40”℃时，进入锌镀浴时的抽热大，部分熔融 锌凝固，镀层外观有时劣化。可以在镀浴浸渍前进行再加热，使板温度为(熔 融锌镀浴温度-40)℃以上，然后使其在镀浴中浸渍。另外，母材钢板的温 度超过(熔融锌镀浴温度+50)℃时，随着镀浴的温度上升诱发操作方面的 问题。

另外，镀层的合金化处理在460℃以上进行。合金化处理温度低于460℃ 时，合金化的进行缓慢，生产率差。对上限没有特别限制，但超过600℃时， 形成碳化物，硬质组织(马氏体、贝氏体、残留奥氏体)的体积分数减少， 难以确保优异的延性，因此600℃是实质的上限。

为了抑制镀不上、促进合金化，理想的是，在镀浴中提供10m/分钟以上 且50m/分钟以下的射流。属于Zn、Al的氧化膜的浮渣在镀浴的表面漂浮。母 材钢板的表面存在有大量氧化膜的情况下，在镀浴中浸渍时，浮渣附着于母 材钢板的表面，容易发生镀不上。而且，附着于钢板的浮渣不仅镀不上，而 且使合金化延迟。

该性质在含有大量Si、Mn的钢板中特别显著。虽然详细的机理不明确， 但认为形成在母材钢板表面的Si、Mn的氧化物与同样为氧化物的浮渣反应， 从而助长了镀不上、合金化延迟。将射流的流速设定为10m/分钟以上且50m/ 分钟以下是因为，低于10m/分钟时不能利用射流得到抑制镀不上的效果。设 定为50m/分钟以下不仅是因为镀不上的抑制效果饱和，而且是为了避免过大 的设备投资导致的高成本。

将浴中的熔融锌的流速设定为10m/分钟以上且50m/分钟以下的目的是 防止熔渣(dross)附着在母材钢板的表面。因此，理想的是，主要将直到母 材钢板在镀浴中浸渍的深度的流速设定为上述范围。另一方面，在镀浴的底 部有时堆积有熔渣，使浴的底部附近的熔融锌流动会增大将堆积的熔渣卷起 使得熔渣附着在母材钢板表面的可能性。由此，理想的是，流速设定在从镀 浴的表面到母材钢板浸渍的深度的区域。镀浴的大小只要可浸渍母材钢板即 可，何种宽度均可，一般为汽车外板用途的钢板的最大尺寸2m左右的宽度。 镀浴的大小充分大于该尺寸即可。由于熔渣堆积在镀浴的底部，通过的板使 浴中的锌流动，有可能将熔渣卷起而附着在母材钢板的表面。因此，浴深度 较深是理想的。

另外，镀浴除了纯锌以外还可以含有Fe、Al、Mg、Mn、Si、Cr等。

此外，为了进一步提高镀层密合性，在连续热浸镀锌生产线的退火之前， 可以对母材钢板施加由Ni、Cu、Co、Fe中的一种或多种构成的镀层。另外， 镀敷处理有如下方法：“脱脂酸洗后在非氧化气氛中加热，在含有H2和N2的 还原气氛中退火，然后冷却到镀浴温度附近，在镀浴中浸渍”的森氏带钢氮 化浸渍镀锌法(Sendzimir process)；“调节退火时的气氛，首先将钢板表 面氧化之后，此后通过还原进行镀敷前的净化，然后在镀浴中浸渍”的完全 还原炉方式；或者“将钢板脱脂酸洗之后，使用氯化铵等进行助熔剂处理， 在镀浴中浸渍”的助熔剂法等，在任何条件下进行处理均可发挥本发明的效 果。

另外，制造合金化热浸镀锌钢板时，为了控制镀层的特性，优选将镀浴 中的有效Al浓度控制在0.05～0.500质量％的范围。此处，镀浴中的有效Al浓 度是浴中的Al浓度减去浴中的Fe浓度而获得的值。

有效Al浓度低于0.05质量％时，熔渣发生显著，不能获得良好的外观。 另一方面，有效Al浓度高于0.500质量％时，合金化延迟，生产率差。由此， 浴中的有效Al浓度的上限优选设定为0.500质量％。

另外，在低温下进行合金化时，合金化处理可用于促进贝氏体相变。

为了改善涂装性、焊接性，还可以在本发明的热浸镀锌钢板和合金化热 浸镀锌钢板的表面施加上层镀层，或者实施各种处理例如铬酸盐处理、磷酸 盐处理、润滑性改进处理、焊接性改进处理等。

另外，对于本发明的热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板，可以进一步 进行平整轧制(skin pass rolling)。平整轧制的压下率优选为0.1～1.5％的范围。 低于0.1％时，效果小，也难以控制。超过1.5％时，生产率显著降低。平整轧 制可以在线进行，也可以离线进行。另外，可以一次性进行目标压下率的平 整轧制，也可以分数次进行。

实施例

接着通过实施例来详细说明本发明。需要说明的是，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，本发明不限于这一 条件例。只要不偏离本发明的要旨、达成本发明的目的，本发明就可采用各 种条件。将实施例中使用的各钢的化学成分示于表1。表2、3中示出了各制 造条件。另外，将利用表2的制造条件的各钢种的组织构成和机械特性示于 表4。需要说明的是，各表中的下划线表示在本发明的范围以外、或者在本 发明的优选范围以外。

对于使用具有表1中所示成分的“A～S”的发明钢和“a～d”的比较钢来 研究的结果进行说明。其中，在表1中，各成分组成的数值表示质量％。在 表2～4中，给钢种标记的英文字母A～U和英文字母a～g表示表1的各发明钢 A～U和各比较钢a～g的成分。

将这些钢(发明钢A～S和比较钢a～d)加热至1200℃，按照表2所示的条 件进行热轧，在Ar₃相变温度以上结束热轧。

关于热轧，首先在作为第一热轧的粗轧中，在1000℃以上且1200℃以下 的温度区域按40％以上的压下率轧制一次以上。然而，对于钢种A2、C2、 E2、J2、O2，在粗轧中不进行一道的压下率为40％以上的轧制。将粗轧中的 压下率为40％以上的压下次数、各压下率(％)、粗轧后(精轧前)的奥氏体 粒径(μm)示于表2。另外，将各钢种的温度T1(℃)示于表2。

粗轧结束之后，进行作为第二热轧的精轧。在精轧中，在T1+30℃以上 且T1+200℃以下的温度区域进行轧制，其中至少一次轧制为一道的压下率 30％以上，在低于T1+30℃的温度范围内将总压下率设定为30％以下。另外， 在精轧中，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的最终一道进行一道 的压下率30％以上的轧制。

然而，关于钢种C3、E3、J3、O3，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温 度区域不进行压下率30％以上的轧制。另外，钢种A4、C4的低于T1+30℃的 温度范围的总压下率超过30％。

另外，在精轧中，将总压下率设定为50％以上。然而，对于钢种A3、C3、 E3、J3、O3，T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的总压下率低于50％。

在表2中示出精轧中的：T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的总 压下率(％)；T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的最终一道的压下后 的温度(℃)；P1：30％以上的最终压下的压下率(T1+30℃以上且T1+200℃ 以下的温度区域的最终一道的压下率)(％)。另外，将精轧中在低于T1+30℃ 的温度范围压下时的压下率(％)示于表2。

在精轧中，进行T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的最终压下之 后，在等待时间t秒经过2.5×t1之前开始冷轧前冷却。在冷轧前冷却中，将 平均冷却速度设定为50℃/秒以上。另外，冷轧前冷却中的温度变化(冷却温 度量)设定为40℃以上且140℃以下的范围。

然而，关于钢种A6、C4、E4、J4、O3，自精轧中的T1+30℃以上且T1+200℃ 以下的温度区域的最终压下起，在等待时间t秒经过2.5×t1之后开始冷轧前 冷却(热轧精轧后·冷却)。钢种A22、C16、E12、E13的冷轧前冷却中的温 度变化(热轧精轧后·冷却量)少于40℃，钢种A21、C15、E11的冷轧前冷 却中的温度变化(热轧精轧后·冷却量)超过140℃。钢种A22、C16、E13 的冷轧前冷却中的平均冷却速度(热轧精轧后·冷却速度)低于50℃/秒。

将各钢种的t1(秒)、从精轧中的T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区 域的最终压下到开始冷轧前冷却的等待时间t(秒)、t/t1、冷轧前冷却中的温 度变化(冷却量)(℃)、冷轧前冷却中的平均冷却速度(℃/秒)示于表2。

冷轧前冷却之后，在700℃以下进行卷取，获得2～4.5mm厚的热轧板材。

然而，钢种A7、C8的卷取温度超过700℃。关于各钢种，将冷轧前冷却 的停止温度(卷取温度)(℃)示于表2。

接着，将热轧板材酸洗之后，按压下率40％以上且80％以下进行冷轧， 使得冷轧后的板厚为1.2mm。然而，钢种A17、E9、J15的冷轧的压下率低于 40％。将冷轧中的各钢种的压下率(％)示于表3。另外，将冷轧的压下率设 定为80％时，轧制负荷过高，不能冷轧至规定的板厚。因此，实质的上限的 压下率为80％左右。

此后，在连续热浸镀锌生产线中，对这些冷轧板(母材钢板)实施热处 理和热浸镀锌处理。

在连续热浸镀锌生产线中，首先加热至750℃以上且900℃以下的温度区 域，在该温度区域保持10秒以上且600秒以下进行退火。另外，在加热至 750～900℃的温度区域的过程中，将室温以上且650℃以下的平均加热速度 HR1(℃/秒)设定为0.3以上(HR1≥0.3)，将超过650℃到750～900℃的平均 加热速度HR2(℃/秒)设定为0.5×HR1以下(HR2≤0.5×HR1)。将各钢种 的加热温度(退火温度)、加热保持时间(直至冷轧后一次冷却开始的时间) (秒)、平均加热速度HR1、HR2(℃/秒)示于表3。

然而，钢种A20的退火温度超过900℃。钢种A7、C4、E5、J5、O4的退 火温度低于750℃。钢种C3、E6、J5的保持时间少于1秒。钢种A18、C13的 保持时间超过600秒。另外，钢种C12的平均加热速度HR1低于0.3(℃/秒)。 钢种A12、A13、A15、A15、C3、C4、C9、C11、J10、J11、J13、J14、O10 的平均加热速度HR2(℃/秒)超过0.5×HR1。

退火后，以0.1～200℃/秒的平均冷却速度从退火温度冷却到500℃。钢种 A19、C13的平均冷却速度低于0.1℃/秒。将各钢种的平均冷却速度(℃/秒) 示于表3。

进行冷却后，在500～350℃之间保持10～1000秒钟。将各钢的保持时间示 于表3。然而，钢种A8、C5、J6、O5的保持时间低于10秒。

接着，将母材钢板在控制为规定条件的熔融锌镀浴中浸渍，此后冷却到 室温。镀浴的温度控制在440～470℃。另外，进行热浸镀锌时，使母材钢板 的温度为(锌镀浴温度-40)℃以上且(锌镀浴温度+50)℃以下。熔融锌镀 浴中的有效Al浓度设定为0.09～0.17质量％的范围。对于一部分钢板，在熔融 锌镀浴中浸渍后，在460℃以上且600℃以下进行合金化处理之后，冷却到室 温。作为此时的单位面积重量，两面均为约35g/m²。最后，按0.4％的压下率 对所得钢板进行平整轧制。

为了抑制镀敷、促进合金化，在镀浴中提供10m/分钟以上且50m/分钟以 下的射流。将对各钢进行热浸镀锌时在镀浴中提供的射流的速度m/分钟、合 金化处理温度示于表3。然而，对于钢种A9、C5、C8、E7、J7、O6，在镀浴 中提供的射流的速度低于10m/分钟。另外，钢种A11、C8、E9、J9、O9的合 金化处理的温度超过600℃。

在表4中示出：自各钢种的钢板表面起板厚的5/8～3/8的范围内的 {100}<011>～{223}<110>取向群的极密度的平均值、{332}<113>的晶体取向 的极密度；各钢种的金相组织中的铁素体、贝氏体、残留奥氏体、马氏体、 珠光体的体积分数(组织分数)(％)。需要说明的是，各体积分数(组织分 数)用平整轧制前的组织分数来评价。另外，作为各钢种的机械特性，将拉 伸强度TS(MPa)、伸长率(L-El)、伸长率的差(ΔEl)、强度(TS)-总伸 长率(C-El)的平衡(TS×El)示于表4。另外，示出了有无发生镀不上、 热浸锌镀层的Fe浓度(质量％)、合金化热浸锌镀层的Fe浓度(质量％)。

拉伸试验：沿着与轧制方向垂直的方向和平行的方向从1.2mm厚的板中 获取JIS5号试验片，评价拉伸特性。由所得伸长率的值算出沿着与轧制方向 平行的方向进行拉伸试验时的伸长率(L-El)和沿着垂直方向进行拉伸试验 时的伸长率(C-El)之差(ΔEl)。对各5片进行拉伸试验，求出各自的平均 值，由该平均值算出伸长率、TS。其中，对于材质的各向异性大的钢板，伸 长率的值有波动倾向。将强度(TS)-总伸长率(C-El)的平衡(TS×El) 超过16000(MPa·％)的钢板视为成形性优异的高强度钢板。

镀敷性、合金化反应分别如下来评价。

○：没有镀不上

△：稍有镀不上

×：有多处镀不上

将所测定的拉伸特性、镀敷性和镀层中的Fe％示于表4。可知本发明的 钢板的成形性、镀敷性均优异。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

产业上的可利用性

本发明廉价地提供适合为汽车用的结构用构件、补强用构件、悬架用构 件的具有980MPa以上最大拉伸强度、材质各向异性少且成形性优异的高强 度热浸镀锌钢板，可期待大大有助于汽车的轻量化，产业上的效果是极高的。