材质稳定性、加工性和镀层外观优良的高强度热镀锌钢板的制造方法

摘要

本发明提供一种具有540MPa以上的拉伸强度TS，并且材质稳定性、加工性和镀层外观优良的高强度热镀锌钢板的制造方法。对于以质量%计含有C：0.04%以上且0.13%以下、Si：0.7%以上且2.3%以下、Mn：0.8%以上且2.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.1%以下、N：0.008%以下的钢板，实施在O

说明书

技术领域

本发明涉及适合作为在汽车、电气等产业领域中使用的部件的材 质稳定性、加工性优良，并且镀层外观也优良的高强度热镀锌钢板的 制造方法。

背景技术

近年来，从保护地球环境的观点出发，提高汽车的燃料效率成为 重要的课题。随之而来的是，通过车身材料的高强度化以实现薄壁化， 从而使车身本身轻量化的研究一直较为活跃。

但是，由于钢板的高强度化导致延展性的下降，即成型加工性的 下降。因此期望开发出兼具有高强度和高加工性的材料。

此外，在将高强度钢板成型为汽车部件这种复杂的形状时，在突 出部位或延伸凸缘部位产生裂纹或颈缩成为较大的问题。因此，还需 要可以克服产生裂纹或颈缩的问题并且兼具有高延展性和高扩孔性的 高强度钢板。

此外，形状冻结性因钢板的高强度化、薄壁化而显著下降。为了 应对该问题，广泛采用的方法是，在冲压成型时，通过预测脱模后的 形状变化，并估计形状变化量来设计模具。但是，如果钢板的拉伸强 度（TS）产生变化，则与将其视为恒定时的估计量的偏离变大，发生 形状不良，冲压成型后必须对一个一个形状进行钣金加工等修整，量 产效率显著下降。因此，要求尽可能地减小钢板TS的偏差。

对于提高高强度钢板的成型性而言，迄今已开发了铁素体-马氏体 双相钢（Dual-Phase钢）、利用残余奥氏体的相变诱发塑性 （Transformation Induced Plasticity）的TRIP钢等多种复合组织型高强 度热镀锌钢板。

例如，在专利文献1中，提出了将化学成分组成规定在特定的范 围内，并且规定残余奥氏体和马氏体的体积率以及制造条件的延展性 优良的镀锌钢板的制造方法。此外，在专利文献2中，提出了将化学 成分组成规定在特定的范围内，并且规定了特殊的制造条件的延展性 优良的热镀锌钢板。在专利文献3中，提出了将化学成分组成规定在 特定的范围内，并且将铁素体、贝氏体铁素体和残余奥氏体的体积率 规定在特定的范围内的延展性优良的合金化热镀锌钢板。此外，在专 利文献4中，提出了具有铁素体、贝氏体和3%以上的残余奥氏体，并 且改善了板宽方向上的伸长率偏差的高强度冷轧钢板的制造方法。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2001-140022号公报

专利文献2：日本特开平04-026744号公报

专利文献3：日本特开2007-182625号公报

专利文献4：日本特开2000-212684号公报

发明内容

发明所要解决的问题

然而，在专利文献1～3中，主要目的是提高高强度薄钢板的延展 性，而没有考虑到扩孔性。此外，在专利文献4中，仅对板宽方向的 总伸长率EL的偏差进行了描述，而没有考虑到成分组成、制造条件所 导致的材质偏差。由此可见，在任一技术中，都尚未获得兼具有高延 展性和高扩孔性并且材质稳定性优良的高强度热镀锌钢板。

本发明是鉴于上述情况而完成的，其课题是提供一种具有540MPa 以上的拉伸强度TS，并且材质稳定性、加工性（高延展性和高扩孔性） 优良，镀层外观也优良的高强度热镀锌钢板的制造方法。

用于解决问题的方法

本发明人为了得到具有540MPa以上的拉伸强度（TS），并且材质 稳定性、加工性（高延展性和高扩孔性）优良，镀层外观也优良的高 强度热镀锌钢板而反复进行了深入研究，并得到了以下的见解。

通过积极添加Si并使其含量为规定量以上，能够通过提高铁素体 的加工硬化能力来提高延展性，并且能够通过铁素体的固溶强化来确 保强度，以及通过缓和与第二相的硬度差来提高扩孔性。

通过有效利用贝氏体铁素体、珠光体，可以缓和软质的铁素体与 硬质的马氏体的硬度差，从而能够提高扩孔性。

如果在最终组织中存在较多的硬质的马氏体，则在软质的铁素体 相的异相界面处产生较大的硬度差，扩孔性下降，因此通过使最终相 变为马氏体的未相变奥氏体珠光体化，形成具有铁素体、贝氏体铁素 体、珠光体、少量马氏体的组织，能够在维持高延展性的同时提高扩 孔性，此外，通过适当地控制上述各相的面积率，能够确保材质稳定 性。

另一方面可知，如果含有Si，则镀层外观变差。通常，将热镀锌 钢板在还原气氛中进行热处理后，实施热镀锌处理。在此，由于添加 至钢中的Si是易氧化性元素，因此即使在通常使用的还原气氛中也会 被选择性氧化，在钢板表面富集，形成氧化物。该氧化物使镀覆处理 时与熔融锌的润湿性下降，导致未镀覆，因此随着钢中Si浓度的增加， 润湿性急剧下降，未镀覆的情况多发。

对于该问题，通过预先在氧化性气氛中加热钢板，在其表面上形 成氧化铁，然后进行还原退火，可以改善与熔融锌的润湿性。但另一 方面，在还原退火的初期阶段，从钢板表面剥离的氧化铁附着在辊上， 成为钢板表面压入缺陷的原因。为了解决这种氧化铁从钢板表面剥离 的问题而进行了研究，结果发现在形成氧化铁后在微氧化性气氛下加 热钢板，还原氧化铁的最表面，由此可以抑制氧化铁的剥离。

本发明基于上述见解而完成，其要点如下所述。

（1）一种材质稳定性、加工性和镀层外观优良的高强度热镀锌钢 板的制造方法，其特征在于，对于以质量%计含有C：0.04%以上且0.13% 以下、Si：0.7%以上且2.3%以下、Mn：0.8%以上且2.0%以下、P：0.1% 以下、S：0.01%以下、Al：0.1%以下、N：0.008%以下，且余量由Fe 和不可避免的杂质构成的钢板，实施前段中在含有O₂：0.1～20体积%、 H₂O：1～50体积%的气氛中加热至400～750℃范围内的温度，后段中 在含有O₂：0.01～小于0.1体积%、H₂O：1～20体积%的气氛中加热 至600～850℃范围内的温度的第1加热工序，接着，实施在含有H₂： 1～50体积%并且露点为0℃以下的气氛中，在750～900℃的温度范围 内保持15～600秒，再冷却至450～550℃的温度范围，然后在该450～ 550℃的温度范围内保持10～200秒的第2加热工序，然后实施热镀锌 处理，得到以面积率计具有75%以上的铁素体相、1.0%以上的贝氏体 铁素体相和1.0%以上且10.0%以下的珠光体相，此外，马氏体相的面 积率为1.0%以上且小于5.0%，并且满足马氏体面积率/（贝氏体铁素体 面积率+珠光体面积率）≤0.6的热镀锌钢板。

（2）如上述（1）所述的材质稳定性、加工性和镀层外观优良的 高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述钢板以质量%计进一 步含有选自Cr：1.0%以下、V：0.5%以下、Mo：0.5%以下、Ni：1.0% 以下、Cu：1.0%以下中的至少一种元素。

（3）如上述（1）或（2）所述的材质稳定性、加工性和镀层外观 优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述钢板以质量% 计进一步含有选自Ti：0.1%以下、Nb：0.1%以下、B：0.0050%以下中 的至少一种元素。

（4）如上述（1）至（3）中任一项所述的材质稳定性、加工性和 镀层外观优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述钢 板以质量%计进一步含有选自Ca：0.005%以下、REM：0.005%以下中 的至少一种元素。

（5）如上述（1）至（4）中任一项所述的材质稳定性、加工性和 镀层外观优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述第1 加热工序前段，使用直接加热炉或无氧化炉在空气比为1以上且1.3以 下的条件下进行，所述第1加热工序后段，使用直接加热炉或无氧化 炉在空气比为0.6以上且小于1的条件下进行。

（6）如上述（1）至（5）中任一项所述的材质稳定性、加工性和 镀层外观优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在所述 热镀锌处理后，在500～600℃的温度范围内，在满足下式的条件下实 施镀锌层的合金化处理，

0.45≤exp[200/(400－T)]×ln(t)≤1.0

其中，T：在500～600℃的温度范围内的平均保持温度（℃）

t：在500～600℃的温度范围内的保持时间（秒）

exp（X）、ln（X）分别表示X的指数函数、自然对数。

需要说明的是，在本说明书中，表示钢成分的%均为质量%。此外， 在本发明中，所谓“高强度热镀锌钢板”，是指拉伸强度TS为540MPa 以上的热镀锌钢板。

此外，在本发明中，无论是否实施合金化处理，只要通过热镀锌 在钢板上镀覆了锌的钢板都统称为热镀锌钢板。也就是说，本发明中 的热镀锌钢板，包括未实施合金化处理的热镀锌钢板、实施了合金化 处理的合金化热镀锌钢板这两者。

发明效果

根据本发明，可以获得由于具有540MPa以上的拉伸强度TS，并 且具有高延展性和高扩孔性，因而加工性、材质稳定性优良，镀层外 观也优良的高强度热镀锌钢板。通过将本发明的高强度热镀锌钢板应 用于例如汽车结构部件，可以通过车身的轻量化来实现燃料效率的改 善，在产业上的利用价值非常大。

附图说明

图1是表示退火温度（T₁）与TS的关系的图。

图2是表示退火温度（T₁）与EL的关系的图。

图3是表示冷却平均保持温度（T₂）与TS的关系的图。

图4是表示冷却平均保持温度（T₂）与EL的关系的图。

具体实施方式

以下，详细说明本发明。

（1）首先，对成分组成进行说明。

（a）C：0.04%以上且0.13%以下

C是奥氏体生成元素，是在钢的强化中不可缺少的元素。当C含 量低于0.04%时，难以确保所希望的强度。另一方面，如果C含量超 过0.13%，则焊接部和热影响部的硬化变得显著，焊接部的机械特性变 差，因此点焊性、电弧焊接性等下降。因此，将C含量设定为0.04% 以上且0.13%以下。

（b）Si：0.7%以上且2.3%以下

Si是铁素体生成元素，并且是用于固溶强化的有效元素。为了通 过提高铁素体相的加工硬化能力来确保良好的延展性，必须含有0.7% 以上的Si。此外，为了确保所希望的贝氏体铁素体相的面积率，确保 良好的扩孔性，也必须含有0.7%以上。然而，如果含有过量的Si，则 会因产生红氧化皮等而导致表面性状变差、镀层附着和密合性变差。 因此，将Si含量设定为0.7%以上且2.3%以下。优选为1.2%以上且1.8% 以下。

（c）Mn：0.8%以上且2.0%以下

Mn是对钢的强化有效的元素。并且，还是使奥氏体稳定化的元素， 以及用于调整第二相百分率的必要元素。因此，必须含有0.8%以上的 Mn。另一方面，如果超过2.0%而过量含有，则第二相中马氏体面积率 增加，难以确保材质稳定性。此外，由于近年来Mn的合金成本高涨， 因此这也成为成本提高的主要原因。因此，将Mn含量设定为0.8%以 上且2.0%以下。优选为1.0%以上1.8%以下。

（d）P：0.1%以下

P是对于钢的强化有效的元素，但是如果超过0.1%而过量含有， 则会因晶界偏析而引起脆化，耐冲击性变差。此外，如果含量超过0.1%， 则合金化速度大幅延缓。因此，将P含量设定为0.1%以下。

（e）S：0.01%以下

S会形成MnS等夹杂物，成为耐冲击性变差以及沿着焊接部的金 属流线产生裂纹的原因，因此希望尽量降低其含量，但是从制造成本 方面考虑，将S含量设定为0.01%以下。

（f）Al：0.1%以下

对于Al来说，如果其含量超过0.1%，则会生成粗大的Al₂O₃，材 质变差。因此，将Al含量设定为0.1%以下。此外，在为了使钢脱氧而 添加Al的情况下，当其含量小于0.01%时，会在钢中分散很多Mn、 Si等的粗大氧化物而导致材质变差，因此其含量优选为0.01%以上。因 此，Al含量的优选范围为0.01～0.1%。

（g）N：0.008%以下

N是使钢的耐时效性最为变差的元素，其越少越好，如果其含量 超过0.008%，则耐时效性显著变差。因此，将N含量设定为0.008% 以下。

余量为Fe和不可避免的杂质。但是，也可以在这些元素的基础上， 根据需要添加选自以下元素中的至少一种。

（h）选自Cr：1.0%以下、V：0.5%以下、Mo：0.5%以下、Ni： 1.0%以下、Cu：1.0%以下中的至少一种

由于Cr、V、Mo具有提高强度和延展性平衡的作用，因此可以根 据需要来添加。然而，如果他们分别为Cr超过1.0%、V超过0.5%、 Mo超过0.5%而过量添加，则可能会产生第二相的百分率过大、强度显 著上升等情况。而且，这也成为成本提高的主要因素。因此，在添加 这些元素时，其含量分别为Cr：1.0%以下、V：0.5%以下、Mo：0.5% 以下。为了有效地发挥上述效果，优选为Cr：0.05%以上、V：0.005% 以上、Mo：0.005%以上。

Ni、Cu是对于钢的强化有效的元素，可以根据需要进行添加。并 且还具有促进内部氧化，提高镀层密合性的作用。但是，如果Ni、Cu 含量均超过1.0%，则会导致钢板的加工性下降。此外，还会成为成本 提高的主要原因。因此，在添加Ni、Cu时，将它们的含量分别设定为 1.0%以下。此外，为了有效地发挥上述效果，Ni、Cu的含量分别优选 为0.05%以上。

（i）选自Ti：0.1%以下、Nb：0.1%以下、B：0.050%以下中的至 少一种

Ti、Nb是对钢的析出强化有效的元素，可以根据需要进行添加。 但是，如果各自的含量超过0.1%，则加工性和形状冻结性下降。此外， 还会成为成本提高的主要因素。因此，在添加Ti、Nb时，将它们的含 量分别设定为0.1%以下。此外，为了有效地发挥上述效果，Ti、Nb的 含量分别优选为0.01%以上。

由于B具有抑制铁素体从奥氏体晶界生成和生长的作用，因此可 以根据需要来添加。但是，如果超过0.0050%，则加工性下降。此外， 还会成为成本提高的主要因素。因此，在添加B时，将其含量设定为 0.0050%以下。此外，为了有效地发挥上述效果，其含量优选为0.0003% 以上。

（j）选自Ca：0.005%以下、REM：0.005%以下中的至少一种

Ca和REM（Rare Earth Metal，稀土金属）是使硫化物的形状球形 化从而改善硫化物对扩孔性的不良影响的有效元素。但是，如果过量 含有，则会导致夹杂物等的增加，从而引起表面和内部缺陷等。因此， 在添加Ca、REM时，其含量分别设定为0.005%以下。此外，为了有 效地发挥上述效果，它们的含量分别优选为0.001%以上。

（2）接着，对钢组织进行说明。

（a）铁素体相的面积率：75%以上

为了确保良好的延展性，铁素体相以面积率计须为75%以上。

（b）贝氏体铁素体相的面积率：1.0%以上

为了确保良好的扩孔性，必须缓和软质的铁素体和硬质的马氏体 的硬度差，为此，贝氏体铁素体相以面积率计须为1.0%以上。

（c）珠光体相的面积率：1.0%以上且10.0%以下

为了确保良好的扩孔性，将珠光体相的面积率设定为1.0%以上。 为了确保所希望的强度-延展性平衡，将珠光体相的面积率设定为 10.0%以下。

（d）马氏体相的面积率：1.0%以上且小于5.0%

为了确保所希望的强度-延展性平衡，将马氏体相的面积率设定为 1.0%以上。为了确保良好的材质稳定性，对拉伸特性（TS、EL）产生 较大影响的马氏体相的面积率必须小于5.0%。

（e）马氏体面积率/（贝氏体铁素体面积率+珠光体面积率）≤0.6

为了确保良好的材质稳定性，对于第二相的相构成，必须降低构 成材质偏差主要原因的马氏体量，并增加比马氏体更软的贝氏体铁素 体、珠光体的量，也就是说，必须满足马氏体面积率/（贝氏体铁素体 面积率+珠光体面积率）≤0.6。

需要说明的是，除了铁素体、贝氏体铁素体、珠光体、马氏体以 外，有时还会生成残余奥氏体、回火马氏体、渗碳体等碳化物，但是 只要满足上述铁素体、贝氏体铁素体、珠光体、马氏体的面积率，就 可以实现本发明的目的。

此外，本发明中铁素体、贝氏体铁素体、珠光体、马氏体的面积 率，是各相占观察面积的面积比例。

本发明的高强度热镀锌钢板，以具有上述成分组成和上述钢组织 的钢板作为基体钢板，并且在其表面具有进行热镀锌所形成的镀层被 膜、或在热镀锌后实施合金化处理所形成的镀层被膜。

3）接着，对制造条件进行说明。

本发明的高强度热镀锌钢板，是通过对由具有适合上述成分组成 范围的成分组成的钢所得的钢板，进行以下所述的2工序加热处理， 然后实施热镀锌，或者在实施热镀锌后实施合金化处理而制造的。

（a）钢板的制造

通过公知方法，对具有上述成分组成的钢进行熔炼，然后经过开 坯或连铸，形成钢坯，再进行热轧制成热轧板。在进行热轧时，优选 将钢坯加热至1100～1300℃，在终轧温度为850℃以上的条件下实施 热轧，并在400～650℃下卷取为钢带。当卷取温度超过650℃时，热 轧板中的碳化物粗大化，并且这种粗大化的碳化物在退火时的均热中 不会熔化，因此有时无法获得必要的强度。然后，使用公知的方法进 行酸洗处理。可以将如此所得的热轧钢板用作上述钢板，也可以对酸 洗后的热轧钢板再进行冷轧，并将所得的冷轧钢板用作上述钢板。在 进行冷轧时，不需要特别限定其条件，但优选以30%以上的冷轧轧制 率实施冷轧。其原因在于，如果冷轧轧制率低，则不会促进铁素体的 再结晶，未再结晶铁素体残留，有时会导致延展性和扩孔性下降。

（b）加热处理

（i）第1加热工序

对于第1加热工序，前段中在含有O₂：0.1～20体积%、H₂O：1～ 50体积%的气氛中加热，使钢板达到400～750℃范围内的温度，后段 中在含有O₂：0.01～小于0.1体积%、H₂O：1～20体积%的气氛中加 热，使钢板达到600～850℃范围内的温度。

第1加热工序前段

第1加热工序前段是为了使钢板氧化而进行的，并且由于进行氧 化需要足够量的O₂，因此将O₂设定为0.1体积%以上。此外，从经济 的原因考虑，O₂优选为作为大气水平的20体积%以下。为了促进氧化， 将H₂O设定为1体积%以上。此外，如果考虑到加湿成本，则H₂O优 选为50体积%以下。在前段工序中，当加热后的温度低于400℃时， 难以进行氧化，如果超过750℃，则过度氧化，从而在第2加热工序内 的辊中，氧化铁发生剥离，因此在前段中加热至钢板温度为400℃以上 且750℃以下。

第1加热工序后段

第1加热工序后段是为了对暂时被氧化的钢板表面进行还原处 理，抑制压入缺陷而进行的。因此，通过后段的加热，能够对钢板表 面进行还原处理，并且是在不会引起氧化铁剥离的条件下，即在低氧 浓度气氛下在低温还原加热的条件下进行加热，对于在前段中暂时被 氧化的钢板表面进行还原处理，直至在接下来的第2加热工序内氧化 铁不会产生剥离的程度。这时，在O₂为0.1体积%以上的情况下无法 进行还原，因此将O₂设定为小于0.1体积%。但是，必须设为0.01体 积%以上。对于H₂O而言，大量含有时钢板被氧化，因此将其设为20 体积%以下。但是，1体积%以上的H₂O是必须的。对于钢板温度来说， 在低于600℃时，难以进行还原，如果超过850℃，则需要耗费加热成 本，因此在后段中加热至钢板温度为600℃以上且850℃以下的范围。

在使用直接加热炉（DFF）或无氧化炉（NOF）进行前段加热时， 燃烧气体优选使用由焦炉产生的C气体，并且在空气比为1以上且1.3 以下的条件下进行。这是因为，当空气比小于1时，钢板无法氧化， 而如果超过1.3，则因过氧化而产生啄印。此外，在使用直接加热炉 （DFF）或无氧化炉（NOF）进行后段加热时，优选燃烧气体使用由焦 炉产生的C气体，并且在空气比为0.6以上且小于1的条件下进行。这 是因为，如果空气比为1以上，则无法还原钢板表面的氧化铁，而如 果空气比小于0.6，则燃烧效率变差。

（ii）第2加热工序

第2加热工序，接着第1加热工序进行，其用于进行还原处理和 钢板组织的调整，其是在含有H₂：1～50体积%并且露点为0℃以下的 气氛中，将钢板在750～900℃的温度范围内保持15～600秒，再冷却 至450～550℃的温度范围，然后在该450～550℃的温度范围内保持 10～200秒。

含有H₂：1～50体积%并且露点为0℃以下的气氛

如果H₂小于1体积%、露点超过0℃，则第1加热工序中生成的 氧化铁难以被还原，因此即使在第1加热工序中生成用于确保镀覆性 的足够的氧化铁，镀覆性反而会变差。此外，如果H₂超过50体积%， 则会导致成本提高。当露点低于－60℃时，在工业上难以实施，因此 露点优选为－60℃以上。

在750～900℃的温度范围内保持15～600秒

在750～900℃的温度范围，具体而言，在奥氏体单相区或奥氏体 和铁素体的双相区中，进行保持15～600秒的退火。如果退火温度低 于750℃或保持时间小于15秒，则钢板中硬质的渗碳体无法充分熔解， 从而导致扩孔性下降，此外，由于无法获得所希望的马氏体面积率， 因此延展性下降。另一方面，如果退火温度超过900℃，则奥氏体晶粒 显著生长，难以确保由冷却后的保持中发生的贝氏体相变产生的贝氏 体铁素体，因此扩孔性下降，并且由于马氏体面积率/（贝氏体铁素体 面积率+珠光体面积率）超过0.6，因此无法获得良好的材质稳定性。 此外，如果保持时间超过600秒，则奥氏体粗大化，难以确保所希望 的强度，并且有时会引起伴随大量能量消耗的成本提高。

在450～550℃的温度范围内保持10～200秒

在进行所述退火后，冷却至450～550℃的温度范围，并在该450～ 550℃的温度范围内保持10～200秒。如果保持温度超过550℃，或者 保持时间小于10秒，则无法促进贝氏体相变，贝氏体铁素体的面积率 将小于1.0%，因此无法所希望的扩孔性。此外，如果保持温度低于450 ℃，或者保持时间超过200秒，则第二相的大部分形成因贝氏体相变 的促进而生成的固溶碳量较多的奥氏体和贝氏体铁素体，无法获得所 希望的1.0%以上的珠光体面积率，并且由于硬质的马氏体相的面积率 为5.0%以上，因此无法获得良好的扩孔性和材质稳定性。

（c）热镀锌处理

在上述第2加热工序后，将钢板浸入到通常浴温的镀浴中，实施 热镀锌处理，并通过气体擦拭等调整镀层附着量，然后冷却，得到镀 层未合金化的热镀锌钢板。

在制造实施了合金化处理的热镀锌钢板时，在实施热镀锌处理后， 在500～600℃的温度范围内，在满足下式的条件下进行镀锌层的合金 化处理。

0.45≤exp[200/(400－T)]×ln(t)≤1.0

其中，T：在500～600℃的温度范围内的平均保持温度（℃）

t：在500～600℃的温度范围内的保持时间（秒）

exp（X）、ln（X）分别表示X的指数函数、自然对数。

如果exp[200/(400－T)]×ln(t)小于0.45，则在合金化处理后的钢组 织中存在较多的马氏体，并且上述硬质的马氏体与软质的铁素体邻接， 在异相间产生较大的硬度差，导致扩孔性下降。并且由于马氏体面积 率/（贝氏体铁素体面积率+珠光体面积率）超过0.6，因此损害了材质 稳定性。此外，热镀锌层的附着性变差。如果exp[200/(400－T)]×ln(t) 超过1.0，则未相变奥氏体的大部分相变为渗碳体或珠光体，结果无法 获得所希望的强度和延展性的平衡。

此外，在低于500℃的温度范围中，无法促进镀层的合金化，难 以获得合金化热镀锌钢板。此外，在超过600℃的温度范围中，第二相 的大部分形成珠光体，无法获得所希望的马氏体面积率，强度和延展 性的平衡下降。

通过在500～600℃的温度范围中，以exp[200/(400－T)]×ln(t)满 足上述范围的方式进行合金化处理，可以获得不会产生上述问题的高 强度热镀锌钢板。

根据以上所述的本发明，可以得到具有540MPa以上的拉伸强度 TS，并且加工性和材质稳定性优良，镀层外观也优良的高强度热镀锌 钢板。

图1、图2是对于后述作为实施例的本发明例的钢A的No.15、16、 17（表2、表5）和作为比较例的钢H的No.18、19、20（表2、表5）， 整理第2加热工序中的退火温度（T₁）与TS的关系、以及退火温度（T₁） 与EL的关系的图。此外，图3、图4是对于后述作为实施例的本发明 例的钢A的No.21、22、23（表2、表5）和作为比较例的钢H的No.24、 25、26（表2、表5），整理第2加热工序中退火后冷却的平均保持温 度（T₂）与TS的关系、以及平均保持温度（T₂）与EL的关系的图。

由图1、图2可知，本发明例的钢A的随着退火温度的变化的TS、 EL的变化较小，而比较例的钢H的TS、EL变化较大。此外，由图3、 图4可知，本发明例的钢A的随着平均保持温度的变化的TS、EL的 变化较小，而比较例的钢H的TS、EL的变化较大。

由以上结果可知，根据本发明可以获得材质稳定性高的高强度热 镀锌钢板。

需要说明的是，在本发明制造方法的一系列热处理中，如果在上 述的温度范围内，则保持温度不必恒定，并且当冷却速度在冷却中变 化时，只要在规定的范围内即可。此外，如果满足本发明中规定的热 过程，则使用任意设备对钢板实施热处理都是可以的。除此之外，在 热处理后对本发明的钢板进行用于形状矫正的表面光轧也包含在本发 明的范围内。

另外，本发明的钢板，典型的是使钢原材经过通常的炼钢、铸造、 热轧等各工序而制造的，但是也可以通过例如薄壁铸造等省略部分或 全部热轧工序来制造。

实施例

将具有表1所示成分组成并且余量由Fe及不可避免的杂质构成的 钢在转炉中进行熔炼，并通过连铸法制成钢坯。将所得的钢坯加热至 1200℃，然后在870～920℃的终轧温度下热轧至板厚为3.2mm，并在 520℃下进行卷取。接着，对所得的热轧板进行酸洗，制成热轧钢板。 一部分酸洗后直接制成热轧钢板，其余部分进一步实施冷轧，制成冷 轧钢板。接着，使用连续热镀锌生产线，在表2～4所示的制造条件下， 对如上所得的酸洗后的热轧钢板以及冷轧钢板进行退火处理，并实施 热镀锌处理，再进行镀层的合金化处理，得到热镀锌钢板（冷轧钢板 基体热镀锌材料：No.1～90，热轧钢板基体热镀锌材料：No.91、92）。 镀层附着量每单面为30～50g/m²。实施热镀锌处理后，还制作一部分 未实施合金化处理的热镀锌钢板。

对于所得的热镀锌钢板，如下所述求出铁素体、贝氏体铁素体、 珠光体、马氏体相的面积率，即，研磨与钢板轧制方向平行的板厚截 面，然后用3%硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，并使用SEM（扫描电子显微 镜）以2000倍的倍率观察10个视野，再使用Media Cybernetics公司 的Image-Pro求出。这时，由于较难区别马氏体和残余奥氏体，因此在 200℃下对所得的热镀锌钢板实施2小时的回火处理，然后用上述方法 观察与钢板轧制方向平行的板厚截面，并将通过上述方法求出的回火 马氏体相的面积率作为马氏体相的面积率。此外，残余奥氏体相的体 积率，通过将钢板研磨至板厚方向的1/4面，并由该板厚1/4面的X射 线衍射强度求出。入射X射线使用CoKα射线，对于残余奥氏体相的 {111}、{200}、{220}、{311}面与铁素体相的{110}、{200}、{211}面 的峰的积分强度的所有组合求出强度比，并将它们的平均值作为残余 奥氏体相的体积率。

此外，拉伸试验是使用以拉伸方向与钢板的轧制方向呈直角方向 的方式裁取样品的JIS5号试验片，并根据JIS Z2241进行试验，测定 TS（拉伸强度）、EL（总伸长率），并且将TS×EL≥19000MPa·%的 情况判定为延展性良好。

材质稳定性如下进行评价：对除了（A）退火温度T₁以外的条件 相同而仅仅退火温度T₁不同的钢板，研究其TS、EL的变化量，并由 该TS、EL的变化量求出退火温度每变化20℃时的变化量（ΔTS、ΔEL）， 并且，对除了（B）冷却后到浸渍于镀浴为止的平均保持温度T₂以外 的条件相同而仅仅冷却后到浸渍于镀浴为止的平均保持温度T₂不同的 钢板，研究其TS、EL的变化量，并由该TS、EL的变化量求出冷却后 到浸渍于镀浴为止的平均保持温度每变化20℃的变化量（ΔTS、ΔEL）， 以各温度每变化20℃的TS变化量（ΔTS）、EL变化量（ΔEL）来进行 评价。

此外，对以上所得的热镀锌钢板，测定扩孔性（延伸凸缘性）。扩 孔性（延伸凸缘性），是根据日本钢铁联盟标准JFST1001进行测定的。 将所得的各钢板切断为100mm×100mm后，使板厚为2.0mm以上的钢 板的冲裁间隙为12%±1%，使板厚不到2.0mm的钢板的冲裁间隙为 12%±2%，冲裁直径为10mm的孔，然后在使用内径为75mm的冲模以 9ton的压边力进行挤压的状态下，将60°圆锥形冲头压入孔中，测定裂 纹产生极限时的孔直径，由下式求出极限扩孔率λ（%），并由该极限 扩孔率值评价延伸凸缘性，将λ≥70（%）的情况判定为良好。

极限扩孔率λ(%)={(D_f-D₀)/D₀}×100

其中，D_f为产生裂纹时的孔径（mm），D₀为初始孔径（mm）。

此外，对于表面外观，使用以下所示的方法进行检查。

通过目视判断有无未镀覆或压入缺陷等外观不良，并将没有外观 不良的情况判定为良好（○），将稍稍存在外观不良但大体上良好的情 况判定为大体良好（△），将存在外观不良的情况判定为不良（×）。

将以上所得的结果示于表5～7。

由上可知，本发明例的高强度热镀锌钢板的制造方法，均可以得 到TS为540MPa以上，λ为70%以上，扩孔性优良，并且TS× EL≥19000MPa·%，强度和延展性的平衡高，加工性优良的高强度热 镀锌钢板。此外可知，可以得到ΔTS、ΔEL值也小，材质稳定性优良 的高强度热镀锌钢板。另一方面，在比较例中，延展性、扩孔性中任 一种以上较差，材质稳定性不好。

此外可知，本发明例的高强度热镀锌钢板，没有未镀覆的情况， 表面外观优良，而比较例中产生了未镀覆的情况，表面外观差。

产业上的可利用性

本发明的高强度热镀锌钢板，具有540MPa以上的拉伸强度TS， 并且具有高延展性和高扩孔性，而且材质稳定性也优良。通过将本发 明的高强度热镀锌钢板应用于例如汽车结构部件，可以通过车身的轻 量化而实现燃料效率的改善，在产业上的利用价值非常大。