加工性及涂装烘烤硬化性优良的高强度钢板及其制造方法

摘要

该高强度钢板以质量％计含有：C：0.01～0.10％、Si：0.15％以下、Mn：0.80～1.80％、P：0.10％以下、S：0.015％以下、Al：0.10～0.80％、Cr：0.01～1.50％、N：0.0100％以下，残余部分包含铁及不可避免的杂质，金属组织由铁素体和硬质第二相构成，所述铁素体的面积率为80％以上，所述硬质第二相的面积率为1～20％，所述铁素体中，未再结晶铁素体的分率以面积率计低于10％，铁素体粒径为5～20μm，全部铁素体晶粒中长宽比为1.2以下的铁素体晶粒为60％以上。

说明书

技术领域

本发明涉及适合用于汽车用钢板、特别是外板面板的加工性优良、且涂装烘烤硬化性也优良的高强度钢板及其制造方法。

本申请基于2009年11月9日在日本申请的特愿2009-255726号主张优先权，并在此引用其内容。

背景技术

为了抑制二氧化碳气体的排出量，以提高汽车的油耗为目标的汽车车身的轻量化正在进行中。因此，对于汽车的部件，能够减小板厚的高强度钢板的使用不断增多。此外，为了确保搭乘者的安全性，高强度钢板较多地被用于汽车车身。

其中，为了用于面板部件、特别是外板面板，拉伸强度为340MPa级的钢板正在实用化中。最近，以通过外板面板的高强度化而进一步轻量化为目标，需要具有390～500MPa这样的高强度、且具有优良的冲压成型性及表面品质的钢板。

然而，通常如果拉伸强度增加，则屈服强度也增加，且延展性也降低，所以有损加工性、特别是冲压成型性。因此，要求作为用于表示发挥强度且也维持加工性的指标的拉伸强度TS[MPa]与总伸长率EL[％]的积即TS×El[MPa·％]为17000[MPa·％]以上。为了达成该要求，已知屈服强度及屈服比是重要的条件。屈服强度及屈服比与加工性、特别是冲压成型性的相关强，为了成型外板面板，要求屈服强度为270MPa以下、屈服比为0.55以下。此外，在外板面板中，多对其缘部进行卷边加工，从而还要求密合弯曲加工性优良。

作为兼顾强度和加工性的钢材，已知有具有以铁素体和由马氏体为主体的硬质第二相构成的复合组织的双相钢(Dual Phase钢，以下为DP钢)。DP钢的特征在于，屈服强度低，延展性也优良。

另一方面，由冲压成型后的涂装烘烤处理带来的部件的屈服强度的增加对于抗凹陷性的提高是有效的。因此，为了兼顾成型性和抗凹陷性，要求涂装烘烤硬化性(Bake Hardnability，也称为BH性)提高。BH性是指由于涂装烘烤处理那样的低温下的热处理而产生向成型时被导入的位错固定C、N等、碳氮化物析出这样的由于所谓应变时效现象而表现出的特性。

例如，专利文献1～3中提出了加工性优良的DP钢板。然而，专利文献1中提出的钢板虽然屈服强度低，但拉伸强度与总伸长率的积即强度-延展性平衡TS×El不充分。此外，专利文献2中提出的钢板虽然屈服强度低，且强度-延展性平衡也优良，但存在退火工序中需要长时间保持在高温下而导致生产率降低这样的问题。进而，专利文献1及2中提出的钢板均未考虑进行冲压成型、涂装烘烤处理后的抗凹陷性。此外，专利文献3中提出的钢板虽然抗凹陷性优良，且屈服强度也低，但拉伸强度与总伸长率的积即强度-延展性平衡TS×El不充分。

此外，专利文献4及5中提出的钢板屈服强度高，加工性不充分。

此外，专利文献6中提出的钢板通过调节退火时的升温速度，有意地提高了未再结晶铁素体面积率。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2001-303184号公报

专利文献2：日本特开2000-109965号公报

专利文献3：日本特开2005-281867号公报

专利文献4：日本特开平6-73497号公报

专利文献5：日本特开2003-138317号公报

专利文献6：日本特开2008-106350号公报

发明内容

发明所要解决的问题

本发明的问题在于稳定地在不损害生产率的情况下提供拉伸强度为390～500MPa、加工性、进而涂装烘烤硬化性也优良的钢板。

用于解决问题的手段

为了解决上述问题，本发明的各方案的构成及方法如下所述。

(1)本发明的一个方案所涉及的高强度钢板以质量％计含有C：0.01～0.10％、Si：0.15％以下、Mn：0.80～1.80％、P：0.10％以下、S：0.015％以下、Al：0.10～0.80％、Cr：0.01～1.50％、N：0.0100％以下，残余部分包含铁及不可避免的杂质，金属组织由铁素体和硬质第二相构成，所述铁素体的面积率为80％以上，所述硬质第二相的面积率为1～20％，所述铁素体中，未再结晶铁素体的分率以面积率计低于10％，铁素体粒径为5～20μm，全部铁素体晶粒中长宽比为1.2以下的铁素体晶粒为60％以上。

(2)上述(1)的高强度钢板中，所述高强度钢板的成分组成也可以满足Mn/Cr：3.0以下、Cr/(Si+Al)：3.0以下。

(3)上述(1)或(2)的高强度钢板也可以以质量％计进一步含有：Nb：0.0005～0.0500％、Ti：0.0005～0.0500％、Mo：0.005～1.500％、W：0.005～1.500％、B：0.0001～0.0100％、Ni：0.005～1.500％、Cu：0.005～1.500％、V：0.005～1.500％中的1种或2种以上。

(4)上述(1)～(3)中任一项所述的高强度钢板中，也可以在所述高强度钢板的表面设置有热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。

(5)上述(4)的高强度钢板也可以含有Cr：0.20～1.50％、P：低于0.015％。

(6)本发明的一个方案所涉及的高强度钢板的制造方法中，对具有上述(1)～(3)中任一项所述的高强度钢板的化学成分的钢片进行热轧，在酸洗后，实施轧制率超过60％的冷轧而得到钢板，然后将从Ac₁相变点至Ac₃相变点为止的温度范围内的升温速度限制为1～10℃/秒，将所述钢板在720～850℃的温度范围升温，将所述钢板的温度为720～850℃的滞留时间设定为10～200秒进行退火，在所述退火后，以3℃/秒以上的冷却速度进行一次冷却至500℃以下，然后实施2.0％以下的表皮光轧。

(7)上述(6)的高强度钢板的制造方法中，也可以在所述表皮光轧前，在200～450℃的温度范围进行30秒以上的热处理，在所述热处理后，以1℃/秒以上且3℃/秒以下的冷却速度进行二次冷却至100℃以下。

(8)上述(6)的高强度钢板的制造方法中，也可以在所述一次冷却后且所述表皮光轧前，对所述钢板实施热浸镀锌。

(9)上述(8)的高强度钢板的制造方法中，也可以在实施所述热浸镀锌后且所述表皮光轧前，在450～600℃的温度范围进行10秒以上的合金化热处理。

(10)上述(7)的高强度钢板的制造方法中，也可以在所述热处理后且所述二次冷却前，对所述钢板实施热浸镀锌。

(11)上述(10)的高强度钢板的制造方法中，也可以在实施所述热浸镀锌后且所述二次冷却前，在450～600℃的温度范围进行10秒以上的合金化热处理。

发明的效果

根据本发明的各方案，能够提供拉伸强度为390～500MPa、屈服强度及屈服比低、强度-延展性平衡优良、具有涂装烘烤硬化性的钢板。

通过本发明的各方案所涉及的高强度钢板及其制造方法，可以抑制作为产生筋状凹凸表面缺陷的原因的组织硬度的不均匀性。其结果是，能够稳定地抑制产生筋状凹凸表面缺陷，从而能够大为提高高强度钢板的钢板制造的成品率。

附图说明

图1是表示Mn/Cr比与屈服比YR的相关的图。

图2是表示Cr/(Si+Al)比与屈服比YR的相关的图。

图3是表示从Ac₁相变点至Ac₃相变点为止的温度范围内的升温速度与铁素体晶粒的长宽比的关系的图。

图4是表示从Ac₁相变点至Ac₃相变点为止的温度范围内的升温速度与未再结晶铁素体分率的适当范围的图。

具体实施方式

如果未再结晶铁素体或马氏体等硬质组织的残留率高，则钢板组织的硬度产生不均匀。如果对该钢板进行冲压成型，则硬度比较低的部位优先局部地发生塑性变形。其结果是，在钢板表面产生筋状的凹凸的瑕疵。就用于汽车外板等的钢板而言，由于重视表面的美观，所以筋状凹凸表面缺陷被作为重大的缺陷处理，导致成品率的显著降低。

如以下所说明的那样，通过本发明的各实施方式所涉及的高强度钢板及其制造方法，可以抑制作为产生筋状凹凸表面缺陷的原因的组织硬度的不均匀性。其结果是，能够稳定地抑制筋状凹凸表面缺陷产生。

此外，本发明者们为了使高强度钢板的加工性及涂装烘烤硬化性均提高，对钢板的成分组成、显微组织、进而钢板的制造方法进行了研究。其结果是，着眼于作为提高淬透性的元素的Mn与Cr的添加量的比即Mn/Cr比的优化、进而着眼于作为促进铁素体生成且使C向奥氏体浓化的元素的Al，发现通过使Cr与(Si+Al)的添加量的比即Cr/(Si+Al)比优化，高强度钢板的加工性及涂装烘烤硬化性均提高。

以下，对本发明的实施方式进行详细说明。

首先，对本发明中的钢成分的限定理由进行说明。以下的说明中，只要没有特别说明，则成分量以重量％表示。

C是促进马氏体生成、有助于增加拉伸强度及降低屈服强度、且通过成型后的涂装烘烤处理使屈服强度上升、提高面板部件的抗凹陷性的元素。根据目标钢强度而添加适量的C。

为了确保充分的马氏体量、得到目标拉伸强度、屈服强度及BH性，C量的下限为0.01％以上。更优选的C量的下限为0.03％以上，在需要特别高的强度时，更优选为0.05％以上。

为了抑制屈服强度、确保充分的冲压成型性，C量的上限为0.10％。更优选的C量的上限为0.08％以下，在要求特别高的冲压成型性时，更优选为0.07以下。

Si是有时为了脱氧而添加的元素。为了得到本申请的效果，Si量可以为0％，Si量的下限不一定要进行规定。但是，由于为了使Si量低于0.01％而制造成本变高，所以优选将Si量的下限设定为0.01％。为了防止密合弯曲加工时的裂缝，此外，为了避免铁素体晶粒的长宽比变大，Si量的上限设定为0.15％以下，优选设定为0.10％以下，更优选设定为0.05％以下。

Mn作为有助于固溶强化的元素具有增加强度的作用，而且对于得到马氏体也是有效的。因此，需要含有0.80％以上的Mn。为了更稳定地得到马氏体，优选含有1.0％以上的Mn。另一方面，如果Mn量超过1.80％，则不仅容易引起筋状凹凸表面缺陷产生，而且拉伸强度以及屈服强度也增加，导致冲压成型性劣化，所以将1.80％作为上限。为了使屈服强度进一步降低、充分确保冲压成型性，优选将Mn量的上限设定为1.50％。

P是杂质，由于在粒界中偏析，所以导致钢板的韧性降低、焊接性劣化。在通常的制造条件下，含有0.0005％以上的P。而且，在热浸镀锌时合金化反应变得极慢，生产率降低。从这些观点出发，将P量的上限设定为0.10％以下。为了进一步降低P的偏析，更优选将P量设定为0.05％以下，进一步优选设定为0.015％以下。下限没有特别限定，但由于P是廉价地提高强度的元素，所以优选将P量设定为0.005％以上。

S作为杂质包含在钢板中，在通常的制造条件下，含有0.0005％以上的S。如果S量超过0.015％，则诱发热裂缝，使加工性劣化，所以将S量设定为0.015％以下。在要求高加工性时，优选将S量设定为0.012％以下，更优选设定为0.010％以下。

Al是本发明中极为重要的元素。Al虽然与Si同样是铁素体稳定化元素，但在不降低可镀性的情况下，促进铁素体生成，使C向奥氏体浓化，从而对于确保马氏体是重要的元素。为了得到上述的效果，需要将Al量设定为0.10％以上。为了更稳定地得到马氏体，优选将Al量设定为超过0.20％。此外，过量添加Al，不仅上述效果饱和，而且导致合金成本的过度增加。根据这些理由，需要将Al量设定为0.80％以下。在强烈要求抑制成本时，更优选将Al量设定为0.50％以下，进一步优选为0.30％以下。

Cr是本发明中极为重要的元素。Cr有助于固溶强化，有增加钢板的强度的作用。此外，Cr的添加对于得到足够量的马氏体也是有效的。因此，需要使钢板中含有0.01％以上的Cr。为了即使在实施热浸镀锌、进而进行合金化处理时也可以更稳定地得到足够量的马氏体，优选将Cr量设定为0.10％以上，更优选将Cr量设定为0.20％以上。另一方面，如果Cr量超过1.50％，则拉伸强度以及屈服强度也增加，导致冲压成型性劣化。因此，将Cr量设定为1.50％以下。为了进一步降低屈服强度、充分确保冲压成型性，优选将Cr量设定为1.00％以下，更优选将Cr量设定为0.40以下，为了在不实施热浸镀锌时降低合金成本，特别优选将Cr量设定为低于0.20％。

N不一定需要添加，但作为杂质包含在钢板中，如果N量超过0.0100％，则韧性和延展性的劣化、钢片的裂缝的产生变得显著。因此，为了得到充分的钢板的加工性，将N量设定为0.0100％以下。为了得到更高的加工性，优选将N量设定为0.0050％以下，更优选设定为0.0030％以下。N量的下限值不需要特别规定，但在通常的钢板中存在0.0005％以上的N量。

另外，N的添加对于得到马氏体是有效的，所以可以将N量的上限设定为0.0100％而积极地添加N。

进而，也可以含有Nb及Ti中的一种或两种。Nb及Ti是在冷轧后的退火工序中抑制铁素体的粒生长从而有助于晶粒微细化强化的元素。为了得到这样的效果，优选以各自的下限为0.0005％以上来添加Nb及Ti中的一种或两种。另一方面，如果Nb及Ti中的一种或两种含量超过0.0500％，则铁素体的再结晶被显著抑制，未再结晶铁素体残留，从而屈服强度上升，所以优选将各自的上限设定为0.0500％以下。此外，从合金成本的观点出发，Nb及Ti中的一种或两种的含量的优选的上限为0.0400％。

Mo、W、B、Ni、Cu、V均是提高淬透性的元素，可以根据需要添加1种或2种以上。Mo、W、Ni、Cu、V均未积极地添加，即使不可避免地以0.0000％～0.0005％的范围混入钢中，也不会损害本发明的实施方式的效果。此外，即使以0.0005％以上且1.5000％以下的范围添加或混入，也不会损害本发明的实施方式的效果。另一方面，为了通过积极地添加而得到强度提高的效果，优选添加0.100％以上的各元素。另一方面，由于过量地添加导致合金成本增加，所以优选将各元素的添加量上限设定为1.500％以下。

B未积极地添加，即使不可避免地以0.0000％～0.0001％的范围混入钢中，也不会损害本发明的实施方式的效果。此外，即使以0.0001％以上且0.0100％以下的范围添加或混入，也不会损害本发明的实施方式的效果。另一方面，为了通过积极地添加而得到强度提高的效果，优选添加0.0001％以上的B。另一方面，由于过量地添加导致合金成本增加，所以优选将添加量上限设定为0.0100％以下。

接着，对制造方法的限定理由进行说明。

供于热轧的钢片只要通过常规方法来制造即可，只要将钢进行熔炼、铸造即可。从生产率的观点出发，优选连续铸造，也可以通过薄板坯连铸机等来制造。此外，也可以是铸造后立即进行热轧的连续铸造-直接轧制那样的工艺。热轧只要通过常规方法进行即可，轧制温度、压下率、冷却速度、卷取温度等的条件没有特别规定。在热轧后，对钢板进行酸洗、冷轧、退火，制成冷轧钢板。

在冷轧的压下率为60％以下时，有时退火中的再结晶延迟而容易在退火后残留未再结晶铁素体，从而导致屈服强度及屈服比增大，使冲压成型性恶化。因此，本实施方式的冷轧率设定为超过60％的范围。更优选的冷轧率超过65％，进一步优选超过70％，更进一步优选冷轧率超过75％。另一方面，如果冷轧率超过90％，则对轧辊的负荷变大。因此，冷轧率优选为90％以下。在要求更经济地运用轧辊时，冷轧率优选为80％以下。

为了控制升温速度、加热时间，退火优选通过连续退火设备来进行。在该连续退火中，在从钢板的Ac₁相变点至Ac₃相变点为止的温度区域内，确实地调整升温的速度是重要的。根据所述升温速度，退火后的铁素体晶粒的长宽比如图3所示那样发生变化。如果所述升温速度为10℃/秒以下，则铁素体晶粒的长宽比平均为1.2以下，且长宽比为1.2以下的铁素体晶粒达到全部晶粒的60％以上。其结果是，钢板组织的硬度的不均匀降低，冲压成型时的筋状凹凸表面缺陷产生的可能性变小。在上述温度区域内退火中的升温速度低于1℃/秒时，不仅使生产率降低，而且铁素体晶粒的生长进行至需要以上，铁素体晶粒粗大化而导致拉伸强度降低。因此，上述温度区域内的升温速度设定为至少1℃/秒以上。为了更稳定地抑制粒径生长，将升温速度设定为超过3℃/秒。另一方面，如果上述温度区域内的升温速度达到10℃/秒以上，则铁素体的再结晶被显著抑制，所以在退火后残留未再结晶铁素体，屈服强度上升。因此，将上述温度区域内的升温速度设定为低于10℃/秒。在要求更高的成型性时，优选将升温速度设定为8℃/秒以下，更优选设定为6℃/秒以下。

另外，各钢板的Ac₁相变点及Ac₃相变点可以利用钢的成分组成，通过已知的方法来预测。

进而，将退火中的最高到达温度的下限设定为720℃以上，将上限设定为850℃。在最高到达温度低于720℃时，由于不会由铁素体相变为奥氏体，所以马氏体量不充分，导致拉伸强度降低及屈服比上升。另一方面，如果最高到达温度超过850℃，则奥氏体相变过度进行，所以硬质第二相的量增加，铁素体的量减少，从而导致延展性降低及屈服比上升。为了更稳定地得到上述的效果，更优选的最高到达温度的范围为770℃以上且830℃以下。

此外，钢板的温度为720℃以上的温度范围内的滞留时间设定为10～200秒。如果钢板的温度达到720℃以上的时间低于10秒，则从铁素体到奥氏体的相变未充分进行，所以无法确保充分的马氏体，导致拉伸强度降低及屈服比上升。另一方面，如果720℃以上的滞留时间变长，则导致生产率降低，所以该温度区域的滞留时间设定为200秒以下。为了更稳定地得到上述的效果，更优选的720℃以上的温度区域的滞留时间为150秒以下，进一步优选为120秒以下。

此外，在退火后，进行将钢冷却至500℃以下的一次冷却。在此时的冷却速度低于3℃/秒时，有时不能充分得到马氏体。从该观点出发，冷却速度的下限设定为3℃/秒。另一方面，为了将冷却速度设定为超过250℃/秒，需要导入特殊的设备等，所以优选将250℃/秒作为冷却速度的上限。退火后的冷却速度只要通过利用水等致冷剂的吹喷、送风、喷雾等的强制冷却来适当控制即可。

在冷却后实施热浸镀锌或合金化热浸镀锌时，在上述一次冷却后且后述的平整轧制(表皮光轧)前进行。镀锌层的组成没有特别限定，除了Zn以外，也可以根据需要添加Fe、Al、Mn、Cr、Mg、Pb、Sn、Ni等。另外，镀覆可以通过与退火不同的工序来进行，但从生产率的观点出发，优选通过将退火和镀覆连续进行的连续退火-热浸镀锌管线来进行。

在对上述热浸镀锌层进行合金化处理时，优选在实施热浸镀锌后且表皮光轧前，在450～600℃的温度范围进行。如果低于450℃，则合金化未充分进行。此外，如果超过600℃，则过度地进行合金化，镀层脆化，有时因冲压等加工而诱发镀层剥离等问题。如果合金化处理的时间低于10秒，则有时合金化未充分进行，所以优选设定为10秒以上。此外，合金化处理的时间的上限没有特别规定，但从生产效率的观点出发，优选设定为100秒以内。

此外，从生产率的观点出发，优选在连续退火-热浸镀锌管线中连续设置合金化处理炉，连续地进行退火、镀覆及合金化处理。

平整轧制(表皮光轧，SPM)是为了矫正形状和确保表面性状而进行的，优选在伸长率为2.0％以下的范围进行。这是因为如果伸长率超过2.0％，则有时BH量降低。

在该表皮光轧前，也可以在200～450℃的温度范围进行30秒以上的热处理(过时效处理)。此时，在过时效处理后进行二次冷却。

二次冷却的条件设定为以1℃/秒以上且3℃/秒以下的冷却速度至100℃以下为止的冷却。如果二次冷却速度低于1℃/秒，则不仅使生产率下降，而且由于所得到的硬质第二相(特别是马氏体)的量减少，所以有时屈服比增大，使冲压成型性恶化，因此将其下限设定为1℃/秒以上。此外，如果二次冷却速度超过3℃/秒，则所得到的硬质第二相的量过量，拉伸强度及屈服强度均上升，所以有时屈服比也增大，使冲压成型性恶化，因此将其上限设定为3℃/秒以下。

图1及2表示分别相对于Mn/Cr比、Cr/(Si+Al)比的各屈服比YR的数值。屈服比(YR)是指表示屈服强度(YP)相对于拉伸强度(TS)的比的值，YR＝YP/TS。另外，拉伸特性通过依据JIS Z 2241的拉伸试验来测定，El[％]为断裂伸长率。此外，在拉伸试验中，在观察到屈服现象时，以上屈服点作为屈服强度来评价，在未观察到屈服现象时，以0.2％耐力作为屈服强度来评价。

由图1及2可以判断的那样，Mn/Cr比、Cr/(Si+Al)比越小，则屈服强度越发降低，加工性越发提高。关于该现象的原因并不清楚。将Mn/Cr比、Cr/(Si+Al)比设定为适当的范围对屈服比的降低是极为重要的，所述的屈服比达到0.55以下是Mn/Cr为3.0以下、Cr/(Si+Al)为3.0以下的范围。

接着，对金属组织进行说明。

通过本发明得到的钢板的显微组织由铁素体和硬质第二相(铁素体以外的组织)构成。

如果铁素体的面积率低于80％，则硬质第二相增加，屈服强度及屈服比变大，加工性、特别是冲压成型性劣化。因此，将铁素体的面积率的下限设定为80％以上。

图4表示分别相对于未再结晶铁素体的面积率和连续退火时的从Ac₁相变点至Ac₃相变点为止的升温速度的比的各屈服比YR的数值。由图4可知，将升温速度设定为适当的范围来控制未再结晶铁素体的面积率对于屈服比的降低是极为重要的。如果铁素体中未再结晶铁素体的面积率超过10％，则有时屈服强度及屈服比增大，使冲压成型性恶化。因此，将未再结晶铁素体的面积率设定为10％以下。由图4可以判断的那样，为了得到这样的未再结晶铁素体的面积率，需要将升温速度设定为低于10℃/秒。

另外，未再结晶铁素体和除其以外的铁素体、即再结晶铁素体(在退火的加热时再结晶的铁素体)及相变铁素体(在退火后的冷却时由奥氏体相变的铁素体)可以通过利用Kernel Average Misorientation法(KAM法)对电子背散射花样(Electron back scattering pattern，称为EBSP)的晶向测定数据进行分析来判断。

在未再结晶铁素体的粒内，位错虽然恢复，但存在因冷轧时的塑性变形而产生的晶向的连续变化。另一方面，未再结晶铁素体以外的铁素体粒内的晶向变化极小。这是因为虽然由于再结晶及相变使得邻接的晶粒的晶向大为不同，但在一个晶粒内晶向固定。通过KAM法，可以定量地表示与邻接的像素(测定点)的晶向差。在本发明中将与邻接的测定点的平均晶向差为1°以内且平均晶向差为2°以上的像素间定义为晶界时，将晶粒直径为3μm以上的粒定义为未再结晶铁素体以外的铁素体、即再结晶铁素体及相变铁素体。

EBSP测定只要以退火后的试样的平均晶粒直径的十分之一的测定间隔在任意的板截面的板厚方向的1/4厚度的位置在100×100μm的范围进行即可。该EBSP测定的结果是，所得到的测定点作为像素输出。供于EBSP的晶向测定的试样如下所述制作：通过机械研磨等将钢板厚度减小至规定的板厚，接着通过电解研磨等去除应变，并且板厚1/4面成为测定面。

包括未再结晶铁素体的铁素体的总面积率是硬质第二相的面积率的残余部分。因此，对用于EBSP的晶向测定的试样进行硝酸酒精(Nital)腐蚀，以同一倍率拍摄进行该测定的视野的光学显微镜照片，对所得到的组织照片进行图像分析，从而可以求出铁素体的总面积率。进而，通过将该组织照片与EBSP的晶向测定的结果进行对比，也可以求出未再结晶铁素体及未再结晶铁素体以外的铁素体、即再结晶铁素体与相变铁素体的面积率的总和。

如果铁素体的晶粒直径低于5μm，则屈服比增加，加工性恶化，另一方面，如果超过20μm，则不仅成型后的表面外观劣化，而且导致强度降低。因此，铁素体的晶粒直径也可以规定为5～20μm的范围。

此外，使用上述光学显微镜照片并通过图像分析来测定铁素体晶粒直径与铁素体晶粒的长宽比。光学显微镜照片上的未再结晶铁素体晶粒通常为扁平的近似楕圆形，再结晶铁素体或相变铁素体的晶粒与未再结晶铁素体粒相比更接近圆形，形成为长宽低的形状。通过控制包括未再结晶铁素体、再结晶铁素体或相变铁素体的铁素体晶粒的粒形的长宽比(长边与短边的比率)，能够更稳定地谋求钢板品质的提高。铁素体晶粒长宽比的测定通过上述光学显微镜照片的图像分析来进行。即，准备多张在实施过硝酸酒精腐蚀的试样的任意的板截面的板厚方向的1/4厚度的位置在100×100μm的范围以1000倍拍摄的光学显微镜照片。然后，由上述照片选择300个任意的晶粒，通过图像分析求出各晶粒的轧制方向及与轧制方向垂直的方向上的粒径，算出其长度的比(＝轧制方向的粒径/与轧制方向垂直的方向的粒径)作为长宽比。此外求出圆当量直径，作为铁素体晶粒直径。

本发明的实施方式所涉及的钢板中，也可以将长宽比为1.2％以下的晶粒的比率规定为全部铁素体晶粒中为60％以上。通过保持该比率，能够担保钢板中足够量的再结晶铁素体，从而可以得到良好的加工性。更优选将长宽比为1.2％以下的晶粒的比率规定为全部铁素体晶粒中为65％以上，进一步优选规定为70％以上。

硬质第二相中，除马氏体以外，有时包括贝氏体、残留奥氏体中的任一种或两种。硬质第二相有助于高强度化，但另一方面，如果过量存在，则导致延展性降低及屈服比上升，所以将其面积率的下限设定为1％，将上限设定为20％。

此外，硬质第二相中，如果马氏体的面积率低于3％，则难以将屈服比降低至0.55以下，所以优选为3％以上。

关于显微组织，只要以与轧制方向平行的板厚截面作为观察面采集试样并对观察面进行研磨、硝酸酒精腐蚀、根据需要进行Lepera腐蚀而且用光学显微镜观察即可。对通过光学显微镜得到的显微组织照片进行图像分析，可以求出珠光体、贝氏体或马氏体内的任1种或2种以上的面积率的总量作为铁素体以外的相的面积率。残留奥氏体通过光学显微镜难以与马氏体区别开，但通过X射线衍射法可以对体积率进行测定。另外，由显微组织求得的面积率与体积率相同。

如果未再结晶铁素体或马氏体等硬质组织的残留率高，则钢板组织的硬度产生不均匀。如果对该钢板进行冲压成型，则硬度比较低的部位优先局部地发生塑性变形，所以容易发生沿轧制方向的板厚的不均匀。其结果是，在钢板表面产生筋状的凹凸的瑕疵。就用于汽车外板等的钢板而言，由于重视表面的美观，所以筋状凹凸表面缺陷被作为重大的缺陷处理，导致成品率的显著降低。

通过本发明，可以抑制筋状凹凸表面缺陷产生，所以可以抑制作为产生的原因的组织硬度的不均匀性。

本发明的实施方式所涉及的钢板中，通过着眼于未再结晶铁素体或马氏体的面积率及铁素体晶粒的长宽比来控制钢组织，能够抑制筋状凹凸表面缺陷，制造稳定的汽车用钢板。

实施例

将对具有表1所示组成的钢进行熔炼、铸造而得到的钢片在1150～1250℃下进行再加热，然后按照常规方法进行热轧。此时，精加工温度设定为860～940℃，卷取温度设定为500～600℃。其后，以表2的压下率实施冷轧，然后在表2所示的条件下进行退火、或者进一步进行热浸镀锌。另外，表1的[-]意味着成分的分析值低于检测限。各表中数值的下划线意味着其数值在本发明申请的范围外。

表2-1

表2-2

表2-3

表2-4

由制造后的冷轧钢板以宽度方向(称为TD方向)作为长度方向采集JIS Z 2201的5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241评价TD方向的拉伸特性。此外，使用JIS Z 2248记载的3号试验片，通过卷绕弯曲法进行内侧半径为零、且弯曲角度设定为180°的密合弯曲试验，用肉眼观察试验片表面。将弯曲试验中钢板上未产生裂缝、通过利用肉眼的观察未确认到裂痕等其它缺点的情况判断为密合弯曲加工性良好，将钢板上产生裂缝、或者通过利用肉眼的观察用肉眼确认到裂痕等其它缺点的情况判断为密合弯曲加工性不良。

关于钢板的板厚截面的显微组织观察，以轧制方向作为观察面采集试样，以Lepera法进行腐蚀，通过光学显微镜进行。关于硬质第二相的面积率，对利用光学显微镜的组织照片进行图像分析，作为铁素体以外的相的总计求出。此外，关于除未再结晶铁素体的面积率及残余部分、即未再结晶铁素体以外的铁素体的面积率，对照EBSP的晶向测定及其测定结果和光学显微镜组织照片，通过图像分析求出。

铁素体粒径、铁素体粒的长宽比的平均值及长宽比为1.2以下的铁素体粒率通过上述利用光学显微镜的组织照片的图像分析求得。

将它们的分析结果示于表3中。

表3-1

表3-2

表3-3

表3-4

屈服强度及屈服比与加工性、特别是冲压成型性的相关强，屈服强度超过270MPa、屈服比超过0.55的钢板的加工性不充分。因此，将屈服强度及屈服比的上限分别设定为270MPa以下及0.55以下是良好的。

附加2％拉伸预应变后进行170℃×1200秒时效后的再拉伸时的屈服强度(以下，也简称为应变时效屈服强度)及BH量与进行成型、进而进行涂装烘烤处理的构件的抗凹陷性具有正的相关，其是依据JIS G 3135的附录中记载的涂装烘烤硬化试验方法测定的应变时效屈服负载及BH量。在BH量低于50MPa及应变时效屈服强度低于330MPa时，从抗凹陷性的观点出发，有时无法将钢板充分薄壁化。因此，BH量及应变时效屈服强度分别设定为50MPa以上及330MPa以上是良好的。

强度-延展性平衡TS×El[MPa·％]是成型性的指标，如果低于17000，则有时在成型时发生断裂，所以优选为17000以上。作为即使在更严格的成型条件下也不会断裂的条件，更优选TS×El[MPa·％]为17500以上。

其结果如表3所示那样，对具有本发明的化学成分的钢在适当的条件下进行热延及冷轧，进而在合适的条件下进行退火，从而能够得到屈服强度及屈服比低、密合弯曲加工性也良好的强度-延展性平衡优良的高强度镀锌钢板。

钢O由于Si量多，铁素体晶粒的长宽比大，所以密合弯曲加工性不良。

钢Q由于C量多，所以铁素体面积率低，屈服强度及屈服比高。

钢R由于Mn量低，所以马氏体量变少，屈服强度及屈服比高。

钢S由于Al量低，所以铁素体面积率低，屈服强度及屈服比高。

钢V由于Si量多，所以密合弯曲加工性不良。

钢X由于Cr量低，所以马氏体量变少，屈服强度及屈服比高。

钢AA由于具有与专利文献6的钢1实质同样的组成，Mn量多，Al量低，所以铁素体面积率低。此外，就使用钢AA按照专利文献6中记载的方法进行的制造No.57而言，由于冷轧的压下率低，所以未再结晶铁素体多。因此，屈服强度及屈服比高。

钢AB由于Cr量高，所以马氏体量变多，拉伸强度及屈服强度高。

钢AC由于N量高，所以屈服强度及屈服比高。

在制造No.4中，退火的从Ac₁相变点至Ac₃相变点为止的升温速度慢，铁素体的晶粒直径大。因此，拉伸强度低，TS×El低。

在制造No.5中，由于冷轧率低，所以未再结晶铁素体多。因此，屈服强度及屈服比高。

在制造No.6中，一次冷却速度慢。因此，马氏体量变少，屈服强度及屈服比高。

在制造No.10中，由于退火的升温速度快，所以未再结晶铁素体分率高，铁素体粒的长宽比高，铁素体的晶粒直径微细化。因此，屈服强度及屈服比高。

在制造No.24中，由于退火的最高到达温度低，马氏体量少，所以拉伸强度低。

在制造No.25中，由于表皮光轧率高，所以BH量低。

在制造No.29中，由于退火的最高到达温度高，所以硬质第二相分率多，屈服强度及屈服比高。

在制造No.34中，由于退火的最高到达温度下的滞留时间短，所以马氏体量少，此外由于铁素体晶粒的长宽比大，所以屈服比高。

在制造No.43中，由于退火的升温速度快，所以未再结晶铁素体分率高，屈服强度及屈服比高。

在制造No.44中，由于冷轧率低，所以未再结晶铁素体分率高，屈服强度及屈服比高。

产业上的可利用性

根据本发明的各方案，能够提供拉伸强度为390～500MPa、屈服强度及屈服比低、强度-延展性平衡优良、具有涂装烘烤硬化性的钢板，在产业上的贡献是极为显著的。进而，本发明能够减少要求优良的加工性、特别是冲压成型性、涂装烘烤硬化性及表面品质的汽车用的外板面板部件、特别是外板面板部件的板厚，发挥对汽车车身的轻量化等的贡献大这样的极为显著的效果。此外，能够稳定地抑制筋状凹凸表面缺陷产生，能够大为提高高强度钢板的钢板成品率。