高屈服比型高强度镀锌钢板及其制造方法
阅读：32发布：2023-03-21
专利汇可以提供高屈服比型高强度镀锌钢板及其制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 提供以含有Mn的 钢 板作为 母材 、高 屈服强度 、 镀 层外观、耐 腐蚀 性以及高度加工时的耐镀层剥离性优良的高屈服比型高强度 镀锌 钢板及其制造方法。一种高屈服比型高强度镀锌钢板，其具备钢板和镀层，所述钢板具有特定的成分组成和以面积率计 铁 素体为20％以下、 贝氏体 和回火 马 氏体合计为40％以上、淬火状态的马氏体为60％以下、贝氏体的平均结晶粒径为6.0μm以下的金属组织，所述镀层形成在该钢板上、每单面的镀层附着量为20～120g/m2、Mn含量为0.05g/m2以下，所述钢板的屈服比为65％以上、拉伸强度为950MPa以上。，下面是高屈服比型高强度镀锌钢板及其制造方法专利的具体信息内容。
1.一种高屈服比型高强度镀锌钢板，其具备钢板和镀层，
所述钢板具有：
以质量％计含有C：0.12％以上且0.25％以下、Si：小于1.0％、Mn：2.0％以上且3％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.1％以下、N：0.008％以下、Ca：0.0003％以下、含有合计为0.01～0.1％的Ti、Nb、V、Zr中的一种以上、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成；和
以面积率计铁素体为20％以下、贝氏体和回火马氏体合计为40％以上、淬火状态的马氏体为60％以下、贝氏体的平均结晶粒径为6.0μm以下的金属组织，
所述镀层形成在该钢板上、每单面的镀层附着量为20～120g/m2、Mn含量为0.05g/m2以下，
所述钢板的屈服比为65％以上、拉伸强度为950MPa以上。
2.如权利要求1所述的高屈服比型高强度镀锌钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有合计为0.1～0.5％的Mo、Cr、Cu、Ni中的一种以上和/或B：0.0003～0.005％。
3.如权利要求1或2所述的高屈服比型高强度镀锌钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有Sb：0.001～0.05％。
4.一种高屈服比型高强度镀锌钢板的制造方法，其具备：
热轧工序，将具有权利要求1～3中任一项所述的成分组成的钢原材加热至1100℃以上且1350℃以下，接着实施精轧温度为800℃以上且950℃以下的热轧，接着在450℃以上且
700℃以下的温度下进行卷取；
冷轧工序，对所述热轧工序中得到的热轧钢板实施冷轧；
退火工序，对所述冷轧工序中得到的冷轧钢板在加热温度T为Ac3点～950℃、该温度范围的炉内气氛的氢浓度H为5体积％以上、该温度范围的退火炉内露点D满足下述(1)式、在Ac3点～950℃的温度范围内的加热时间为60秒以下、接着450～550℃的温度范围的停留时间为5秒以上的条件下进行退火；
镀锌工序，对所述退火工序中得到的退火板实施镀覆处理，在平均冷却速度为5℃/秒以上的条件下冷却至50℃以下，形成每单面的镀层附着量为20～120g/m2的镀层；和平整轧制工序，对所述镀锌工序后的镀覆板以0.1％以上的伸长率实施平整轧制，-40≤D≤(T-1137.5)/7.5…(1)
(1)式中的D是指退火炉内露点(℃)、T是指退火炉内温度(℃)。
5.如权利要求4所述的高屈服比型高强度镀锌钢板的制造方法，其中，所述镀覆处理为热镀锌处理或者进行热镀锌并在450℃以上且600℃以下的温度下进行合金化的处理。
高屈服比型高强度镀锌钢板及其制造方法
技术领域
背景技术
[0002] 近年来，在汽车、家电以及建材等领域中，广泛使用对原材钢板赋予了防锈性的表面处理钢板、特别是其中的热镀锌钢板、合金化热镀锌钢板。另外，从提高汽车的燃料效率以及提高汽车的碰撞安全性的观点出发，通过车身材料的高强度化来实现薄壁化，使车身本身轻量化并且高强度化的要求提高。因此，正在加快高强度钢板在汽车中的应用。特别是要求具有高屈服比(YR：YR＝YS/TS×100(％)、YS：屈服强度、TS：拉伸强度)的高强度钢板。
[0003] 通常，热镀锌钢板使用对钢坯进行热轧或冷轧而得到的薄钢板作为母材，通过将母材钢板在连续式热镀锌生产线(以下称为CGL)的退火炉中进行退火以及热镀锌处理来制造。在合金化热镀锌钢板的情况下，在热镀锌处理后进一步进行合金化处理来制造。
[0004] 在此，作为CGL的退火炉的加热炉类型，有DFF型(直火型)、NOF型(无氧化型)、全辐射管型(ART型)等。近年来，由于操作容易性、不易产生啄印等，出于能够以低成本制造高品质的镀覆钢板等理由，正在增加具有全辐射管型加热炉的CGL的建设。但是，与DFF型(直火型)、NOF型(无氧化型)不同，全辐射管型加热炉在即将退火之前不进行氧化工序，因此，对于含有Mn等易氧化性元素的钢板而言，在确保镀覆性方面不利。
[0005] 作为以大量含有Mn的高强度钢板作为母材的热镀覆钢板的制造方法，专利文献1以及专利文献2中公开了如下技术：使用由水蒸气分压表示的算式对还原炉中的加热温度进行规定来提高露点，由此使钢基表层发生内部氧化。
[0006] 另外，专利文献3中公开了如下技术：不仅规定了作为氧化性气体的H2O、O2的浓度，而且也同时规定了CO2浓度，由此，使即将镀覆之前的钢基表层发生内部氧化，抑制外部氧化，从而改善镀层外观。
[0007] 另外，专利文献4中公开了如下技术：在退火中的均热过程820℃以上且1000℃以下以及冷却过程中750℃以上的温度范围内将退火炉内气氛的露点设定为-45℃以下，由此，降低气氛中的氧势，在不形成内部氧化的情况下将表面富集还原，从而改善镀层外观。
[0008] 现有技术文献
[0009] 专利文献
[0010] 专利文献1：日本特开2004-323970号公报
[0011] 专利文献2：日本特开2004-315960号公报
[0012] 专利文献3：日本特开2006-233333号公报
[0013] 专利文献4：日本特开2010-255106号公报
发明内容
[0014] 发明所要解决的问题
[0015] 在专利文献1、2所记载的技术中，对露点进行控制的区域是以整个炉内作为前提的，因此，难以控制露点，难以稳定操作。另外，在不稳定的露点控制下制造合金化热镀锌钢板时，形成于基体钢板的内部氧化物的分布状态被观察到波动，其结果是，担心在钢板的长度方向、宽度方向上产生镀层润湿性不均、合金化不均等缺陷。
[0016] 在专利文献3所记载的技术中，与专利文献1以及2同样地，由于内部氧化物的存在，加工时容易产生裂纹，耐镀层剥离性劣化。另外，也观察到耐腐蚀性的劣化。而且，CO2引起炉内污染、向钢板表面的渗碳等，担心存在机械特性发生变化等问题。
[0017] 在专利文献4所记载的技术中，存在如下问题：用于使均热过程中的气氛露点稳定地为-45℃以下的、退火炉内气氛中的水分的控制非常困难，需要庞大的设备费用、操作成本。
[0018] 此外，最近，正在推进高强度热镀锌钢板、高强度合金化热镀锌钢板在加工严苛的部位的应用。因此，高度加工时的耐镀层剥离特性开始受到重视。具体而言，对镀覆钢板进行超过90°的弯曲加工而进一步弯曲成锐角时、施加撞击而使钢板受到加工时，要求抑制加工部的镀层剥离。
[0019] 为了满足在高度加工时镀层剥离性良好的特性，高强度、高屈服比的钢板在钢中大量添加Mn来确保期望的钢板组织，因此，仅进行高温退火是不充分的。在现有技术中，使用退火炉中具备全辐射管型加热炉的CGL以含有Mn的高强度钢板作为母材无法制造具有高屈服强度并且加工后耐腐蚀性优良的热镀锌钢板。
[0020] 本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供以含有Mn的钢板作为母材、高屈服强度、镀层外观、耐腐蚀性以及高度加工时的耐镀层剥离性优良的高屈服比型高强度镀锌钢板及其制造方法。
[0021] 用于解决问题的方法
[0022] 以往，出于实现没有不上镀的良好的镀层外观的目的积极地使钢板内部氧化。但是，在内部氧化的同时，耐腐蚀性、加工性劣化。
[0023] 具体而言，到目前为止，从镀层外观劣化的观点考虑还没有大量进行经过在均热过程中的加热温度Ac3点以上的气氛中的退火来实施含有Mn的高强度钢板的热镀锌的尝试。作为其理由是因为本领域技术人员存在有如下常识：在作为工业上操作比较容易的退火炉内气氛的露点-40℃以上且-20℃以下、氢浓度5体积％以上的情况下，Mn表面富集随着加热温度的升高而增加，镀层外观劣化，产生不上镀。因此，将含有Mn的钢板在露点-40℃以上且-20℃以下、氢浓度5体积％以上的环境下进行Ac3点以上的退火后进行镀锌的尝试几乎没有进行过。
[0024] 但是，本发明人特意对Ac3点以上的加热温度范围进行了研究。其结果是完成了本发明。
[0025] 具体而言，本发明人对利用以往想法中没有采用的新的方法来解决问题的方法进行了研究。其结果发现，适当地控制退火工序的气氛露点和加热温度而形成特定的金属组织，并且将镀层中的Mn含量设定为特定的范围，由此，可以得到高屈服强度、镀层外观、耐腐蚀性以及耐镀层剥离性良好的高屈服比型高强度镀锌钢板。推测这是因为：能够抑制紧挨镀层下方的钢板表层部中的内部氧化以及表面富集的形成。更具体而言，发现：通过进行包括将加热温度T：Ac3点以上且950℃以下的温度范围设定为氢浓度5体积％以上、进一步使该温度范围的炉内露点D满足下述(1)式的均热过程的加热处理，形成特定的金属组织，并且将镀层中的Mn含量设定为特定的范围，由此，抑制Mn等易氧化性元素在钢板表面选择性地发生表面氧化反应(以下，称为表面富集)。
[0026] -40≤D≤(T-1137.5)/7.5 (1)
[0027] 现阶段，在Ac3点以上的高温范围内Mn的表面富集被抑制的机理还不清楚，但推测如下。
[0028] 根据Mn/MnO平衡状态图推断出：在Ac3点以上的高温范围中，Mn从氧化区向还原区靠近，因此几乎不发生Mn的表面富集。预想到：采用特定的制造条件形成特定的金属组织，并且将镀层中的Mn含量设定为特定的范围，由此，能够在钢板表面不形成内部氧化的情况下抑制Mn的表面富集，可以得到高屈服强度以及加工后耐腐蚀性等优良的高屈服比型高强度镀锌钢板。在此，炉内退火时所形成的Mn表面富集物在镀覆工序中镀浴与钢板反应时进入镀层中，因此，根据镀层中的Mn含量能够推断出Mn表面富集量。
[0029] 即，明确了：在解决上述问题方面，重要的是通过调整成分组成、制造条件来适当控制镀层中的Mn含量、金属组织的面积百分率以及结晶粒径。
[0030] 本发明是基于上述见解的发明，其特征如下所述。
[0031] [1]一种高屈服比型高强度镀锌钢板，其具备钢板和镀层，所述钢板具有：以质量％计含有C：0.12％以上且0.25％以下、Si：小于1.0％、Mn：2.0％以上且3％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.1％以下、N：0.008％以下、Ca：0.0003％以下、含有合计为0.01～0.1％的Ti、Nb、V、Zr中的一种以上、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成；
和以面积率计铁素体为20％以下、贝氏体和回火马氏体合计为40％以上、淬火状态的马氏体为60％以下、贝氏体的平均结晶粒径为6.0μm以下的金属组织，所述镀层形成在该钢板上、每单面的镀层附着量为20～120g/m2、Mn含量为0.05g/m2以下，所述钢板的屈服比为65％以上、拉伸强度为950MPa以上。
和以面积率计铁素体为20％以下、贝氏体和回火马氏体合计为40％以上、淬火状态的马氏体为60％以下、贝氏体的平均结晶粒径为6.0μm以下的金属组织，所述镀层形成在该钢板上、每单面的镀层附着量为20～120g/m2、Mn含量为0.05g/m2以下，所述钢板的屈服比为65％以上、拉伸强度为950MPa以上。
[0032] [2]如[1]所述的高屈服比型高强度镀锌钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有合计为0.1～0.5％的Mo、Cr、Cu、Ni中的一种以上和/或B：0.0003～0.005％。
[0033] [3]如[1]或[2]所述的高屈服比型高强度镀锌钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有Sb：0.001～0.05％。
[0034] [4]一种高屈服比型高强度镀锌钢板的制造方法，其具备：热轧工序，将具有[1]～[3]中任一项所述的成分组成的钢原材加热至1100℃以上且1350℃以下，接着实施精轧温度为800℃以上且950℃以下的热轧，接着在450℃以上且700℃以下的温度下进行卷取；冷轧工序，对上述热轧工序中得到的热轧钢板实施冷轧；退火工序，对上述冷轧工序中得到的冷轧钢板在加热温度T为Ac3点～950℃、该温度范围的炉内气氛的氢浓度H为5体积％以上、该温度范围的退火炉内露点D满足下述(1)式、在Ac3点～950℃的温度范围内的加热时间为60秒以下、450～550℃的温度范围的停留时间为5秒以上的条件下进行退火；镀锌工序，对上述退火工序中得到的退火板实施镀覆处理，在平均冷却速度为5℃/秒以上的条件下冷却至50℃以下，形成每单面的镀层附着量为20～120g/m2的镀层；和平整轧制工序，对上述镀锌工序后的镀覆板以0.1％以上的伸长率实施平整轧制。
[0035] -40≤D≤(T-1137.5)/7.5…(1)
[0036] (1)式中的D是指退火炉内露点(℃)、T是指退火炉内温度(℃)。
[0037] [5]如[4]所述的高屈服比型高强度镀锌钢板的制造方法，其中，上述镀覆处理为热镀锌处理或者进行热镀锌并在450℃以上且600℃以下的温度下进行合金化的处理。
[0038] 发明效果
[0039] 根据本发明，可以得到高屈服强度、镀层外观、耐腐蚀性以及高度加工时的耐镀层剥离性优良的高屈服比型高强度镀锌钢板。
[0041] 图1是示出由组织观察得到的图像的一例的图。
具体实施方式
[0042] 以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明并不限定于以下实施方式。
[0043] ＜高屈服比型高强度镀锌钢板＞
[0044] 首先，高屈服比型高强度镀锌钢板的成分组成为：以质量％计，含有C：0.12％以上且0.25％以下、Si：小于1.0％、Mn：2.0％以上且3％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.1％以下、N：0.008％以下、Ca：0.0003％以下，含有0.01～0.1％的Ti、Nb、V、Zr中的一种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
[0045] 另外，上述成分组成以质量％计还含有合计为0.1～0.5％的Mo、Cr、Cu、Ni中的一种以上和/或B：0.0003～0.005％。
[0046] 另外，上述成分组成以质量％计还可以含有Sb：0.001～0.05％。
[0047] 以下，对各成分进行说明。在以下的说明中，表示成分的含量的“％”是指“质量％”。
[0048] C：0.12％以上且0.25％以下
[0049] C对于钢板的高强度化而言是有效的元素，通过形成含有过饱和的C的马氏体而有助于高强度化。另外，C还通过与Nb、Ti、V、Zr这样的碳化物形成元素形成微细的合金化合物或合金碳氮化物而有助于高强度化。为了得到这些效果，需要将C含量设定为0.12％以上。另一方面，C含量超过0.25％时，对于本钢板而言具有如下倾向：在点焊性显著地劣化的同时，由于马氏体的增加而钢板发生硬质化并且YR、弯曲加工性降低。因此，C含量设定为
0.12％以上且0.25％以下。从特性的观点出发，优选设定为0.23％以下。另外，关于下限，优选的范围为0.13％以上。
0.12％以上且0.25％以下。从特性的观点出发，优选设定为0.23％以下。另外，关于下限，优选的范围为0.13％以上。
[0050] Si：小于1.0％
[0051] Si是主要通过固溶强化而有助于高强度化的元素，相对于强度升高延展性的降低比较少，不仅有助于强度，还有助于提高强度与延展性的平衡。另一方面，Si在钢板表面容易形成Si系氧化物，有时成为不上镀的原因。因此，仅添加确保强度所需的量即可，从镀覆性的观点出发，将Si含量的上限设定为小于1.0％。优选为0.8％以下。需要说明的是，Si的含量优选为0.01％以上。更优选为0.05％以上。
[0052] Mn：2.0％以上且3％以下
[0053] Mn是通过固溶强化以及马氏体形成而有助于高强度化的元素。为了得到该效果，需要将Mn含量设定为2.0％以上。优选为2.1％以上、更优选为2.2％以上。另一方面，Mn含量超过3％时，导致点焊部裂纹，并且因Mn的偏析等而容易在金属组织中产生不均，导致各种加工性的降低。另外，Mn在钢板表面容易以氧化物或复合氧化物的形式富集，有时成为不上镀的原因。因此，Mn含量设定为3％以下。优选为2.8％以下、更优选为2.7％以下。
[0054] P：0.05％以下
[0055] P是通过固溶强化而有助于钢板的高强度化的元素。但是，P含量超过0.05％时，焊接性、延伸凸缘性等加工性降低。因此，优选设定为0.03％以下。P含量的下限没有特别规定，但是，小于0.001％时，导致制造过程中的生产效率下降和脱磷成本增加，因此优选设定为0.001％以上。需要说明的是，P含量为0.001％以上时，可以得到高强度化的上述效果。
[0056] S：0.005％以下
[0057] S是不仅成为引起热脆性的原因、而且在钢中以硫化物系夹杂物的形式存在而使弯曲性等钢板的加工性降低的有害元素。因此，S含量优选尽可能降低。在本发明中，S含量可以允许至0.005％。优选为0.002％以下。下限没有特别规定，但是，S含量小于0.0001％时，导致制造过程中的生产效率下降和成本增加。因此，S含量优选设定为0.0001％以上。
[0058] Al：0.1％以下
[0059] Al作为脱氧材料而添加。在需要得到该效果的情况下，优选将Al含量设定为0.01％以上。更优选为0.02％以上。另一方面，Al含量超过0.1％时，不仅导致原料成本的升高，而且过量的Al还成为诱发钢板的表面缺陷的原因。因此，Al含量设定为0.1％以下。优选为0.08％以下。
[0060] N：0.008％以下
[0061] N含量超过0.008％时，不仅在钢中生成过量的氮化物而使延展性、韧性降低，而且有时还导致钢板的表面性状的劣化。因此，将N含量设定为0.008％以下，优选设定为0.006％以下。从通过铁素体的洁净化来提高延展性的观点出发，N含量优选尽可能地少。另一方面，使N含量过量地减少时，导致制造过程中的生产效率降低和成本增加，因此，N含量优选为0.0001％以上。
[0062] Ca：0.0003％以下
[0063] Ca在钢中形成硫化物、氧化物，使钢板的加工性降低。因此，将Ca含量设定为0.0003％以下。优选设定为0.0001％以下。Ca含量越少越优选，可以为0％。
[0064] 合计为0.01～0.1％的Ti、Nb、V、Zr中的一种以上
[0065] Ti、Nb、V、Zr与C或N形成碳化物或氮化物(也有碳氮化物的情况)而变为析出物。微细的析出物有助于钢板的高强度化。此外，这些元素具有使热轧卷材的组织微细化的作用，通过使之后的冷轧和退火后的显微组织微细化也有助于强度升高、弯曲性等加工性提高。因此，将这些元素的合计含量设定为0.01％以上。优选为0.02％以上。但是，过量的添加不仅会提高冷轧时的变形阻力而阻碍生产率，而且过量或者粗大的析出物的存在使铁素体的延展性降低，使钢板的延展性、弯曲性、延伸凸缘性等加工性降低。因此，这些成分的合计含量设定为0.1％以下。优选设定为0.08％以下。
[0066] 上述以外的余量为Fe以及不可避免的杂质。需要说明的是，钢板的成分组成可以含有以下成分。
[0067] 合计为0.1～0.5％的Mo、Cr、Cu、Ni中的一种以上和/或B：0.0003～0.005％[0068] 这些元素提高淬透性而使马氏体容易生成，因此有助于高强度化。为了得到这些效果，Mo、Cr、Cu、Ni中的一种以上的合计含量优选为0.1％以上。另外，关于Mo、Cr、Cu、Ni，其过量的添加会导致效果的饱和、成本增加。另外，关于Cu，会诱发热轧时的裂纹而成为表面缺陷产生的原因。因此，将合计含量设定为0.5％以下。关于Ni，具有抑制因添加Cu而引起的表面缺陷的产生的效果，因此，添加Cu时优选同时添加Ni。优选将Ni设定为Cu含量的1/2以上。如上所述，B也提高淬透性而有助于高强度化。另外，关于B含量，从得到抑制在退火冷却过程中所发生的铁素体生成的效果的观点、提高淬透性的观点出发来设定下限。具体而言，优选为0.0003％以上。更优选为0.0005％以上。出于其过量的添加使效果饱和的理由来设定上限。具体而言，优选为0.005％以下。更优选为0.002％以下。过度的淬透性还存在焊接时的焊接部裂纹等缺点。
[0069] Sb：0.001～0.05％
[0070] Sb对于抑制脱碳、脱氮、脱硼等从而抑制钢板的强度降低而言是有效的元素。另外，对于抑制点焊裂纹也有效，因此，Sb含量优选为0.001％以上。更优选为0.002％以上。但是，添加过量的Sb使钢板的延伸凸缘性等加工性降低。因此，Sb含量优选为0.05％以下。更优选为0.02％以下。
[0071] 需要说明的是，以小于上述下限值含有上述任选成分也不会损害本发明的效果。因此，小于上述下限值的含有可以被认为是含有上述任选成分作为不可避免的杂质。
[0072] 接着，对高屈服比型高强度镀锌钢板的金属组织进行说明。
[0073] 高屈服比型高强度镀锌钢板的金属组织为：以面积率计，铁素体为20％以下、贝氏体和回火马氏体合计为40％以上、淬火状态的马氏体为60％以下、贝氏体的平均结晶粒径为6.0μm以下。
[0074] 铁素体为20％以下
[0075] 从钢板强度的观点出发不优选存在有铁素体，但是，在本发明中，可允许至20％。优选设定为15％以下。另外，铁素体可以为0％。上述面积率采用按照实施例所记载的方法测定的值。需要说明的是，在此，不含在较高温度下生成的碳化物的贝氏体通过后述的实施例所记载的利用扫描电子显微镜的观察无法与铁素体区分开，视为铁素体。
[0076] 贝氏体和回火马氏体合计为40％以上
[0077] 为了兼顾拉伸强度和高屈服比，贝氏体(如上所述，不含碳化物的贝氏体视为铁素体，因此，该贝氏体是指含有碳化物的贝氏体)和回火马氏体以合计面积率计设定为40％以上。特别是为了得到高YS，该贝氏体和回火马氏体在本发明中很重要，为了得到高YS，需要设定为40％以上。优选为45％以上、更优选为50％以上、进一步优选为55％以上。关于上限，没有特别限定，从强度与延展性的平衡的观点出发，优选为90％以下、更优选为80％以下、进一步优选为70％以下。上述面积率采用通过实施例所记载的方法测定的值。
[0078] 淬火状态的马氏体为60％以下
[0079] 淬火状态的马氏体为硬质，对于提高钢板强度是有效的，为了得到提高TS的效果，优选以面积率计设定为20％以上。更优选为25％以上、进一步优选为30％以上。另一方面，为了使YR降低，淬火状态的硬质的马氏体的上限设定为60％以下。优选为50％以下、更优选为40％以下、进一步优选为30％以下。上述面积率采用通过实施例所记载的方法测定的值。
[0080] 贝氏体的平均结晶粒径为6.0μm以下
[0081] 如上所述，在本发明中，为了得到高YS，贝氏体和回火马氏体很重要。除了将合计面积率设定为上述范围以外，使贝氏体的平均结晶粒径为6.0μm以下很重要。优选为5μm以下。关于下限，没有特别限定，实质上优选为1.0μm以上、更优选为2.0μm以上。上述平均结晶粒径采用通过实施例所记载的方法测定的值。
[0082] 另外，金属组织的各构成的技术意义如上所述，通过后述的制造方法，可以得到高屈服强度、镀层外观、耐腐蚀性以及耐镀层剥离性良好的高屈服比型高强度镀锌钢板。认为这是因为：在后述的制造方法中，在将镀层中的Mn含量调整为特定的范围、并且调整为上述金属组织的情况下，能够抑制紧挨镀层下方的钢板表层部中的内部氧化以及表面富集的形成。
[0083] 另外，上述金属组织可以含有除了铁素体、贝氏体、回火马氏体、淬火状态的马氏体以外的其它组织。作为其它组织，可以列举珠光体、残余奥氏体等。其它组织的面积率优选为10％以下。
[0084] 接着，对镀层进行说明。对于镀层而言，每单面的镀层附着量为20～120g/m2。为了确保耐腐蚀性，需要使附着量为20g/m2以上。优选为30g/m2以上。为了使耐镀层剥离性良好，2 2
需要为120g/m以下。优选为90g/m以下。
需要为120g/m以下。优选为90g/m以下。
[0085] 镀层中的Mn含量为0.05g/m2以下
[0086] 在镀覆前的热处理工序中形成的Mn氧化物在镀浴与原材钢板反应而形成FeAl或FeZn合金相时被引入镀层中，在氧化物量过量的情况下残留于镀层/钢基界面，使镀层密合性劣化。因此，在热处理工序中形成的Mn氧化物量没有下限，越低越优选。另一方面，镀层中的Mn含量超过0.05g/m2时，FeAl或FeZn合金相的形成反应变得不充分，导致不上镀的产生、耐镀层剥离性的降低。在此，在热处理工序中形成的Mn氧化物量可以由镀覆工序后的镀层中的Mn含量进行定量，其测定通过实施例所记载的方法进行。因此，通过测定“镀层中的Mn含量”，可以对由上述Mn氧化物引起的问题的有无、程度进行评价。
[0087] 上述镀层优选为镀锌层。另外，上述镀锌层也可以为实施了合金化处理的合金化镀锌层。
[0088] ＜高屈服比型高强度镀锌钢板的制造方法＞
[0089] 本发明的制造方法具有：热轧工序、冷轧工序、退火工序、镀锌工序和平整轧制工序。
[0090] 热轧工序为如下工序：将具有上述成分组成的钢原材加热至1100℃以上且1350℃以下，接着，实施精轧温度为800℃以上且950℃以下的热轧，接着，在450℃以上且700℃以下的温度下进行卷取。需要说明的是，在以下说明中，温度是指钢板表面温度。
[0091] 钢坯(铸片(钢原材))制造
[0093] 另外，制造钢坯后，除了暂时冷却至室温然后进行再加热的现有方法以外，还可以为不冷却至室温附近地以温片的状态装入加热炉中进行热轧的方法、进行少量热量补充后立即进行热轧的方法、或者铸造后保持高温状态进行热轧的方法中的任意一种方法。
[0094] 热轧的条件设定为如下条件：将具有上述成分组成的钢原材在1100℃以上且1350℃以下的温度下进行加热，实施精轧温度为800℃以上且950℃以下的热轧，在450℃以上且700℃以下的温度下进行卷取。
[0095] 钢坯加热温度
[0096] 钢坯的加热温度设定为1100℃以上且1350℃以下的范围。在上述上限温度范围外时，钢坯中存在的析出物容易粗大化，例如在通过析出强化确保强度的情况下有时变得不利。另外，在上述上限温度范围外时，有可能以粗大的析出物作为核而在之后的退火过程中对组织形成带来不良影响。另一方面，利用适当的加热使钢坯表面的气泡、缺陷等剥落，由此减少钢板表面的龟裂、凹凸，从而实现平滑的钢板表面是有益的。为了得到这样的效果，需要设定为1100℃以上。另一方面，超过1350℃时，有时发生奥氏体晶粒的粗大化，最终产品的金属组织也粗大化，成为钢板的强度、弯曲性、延伸凸缘性等加工性降低的原因。
[0097] 热轧
[0098] 对于如上得到的钢坯，实施包括粗轧和精轧的热轧。通常，钢坯通过粗轧变为薄板坯，通过精轧和卷取变为热轧卷材(热轧钢板)。另外，根据磨机能力等，并不局限于这样的划分，只要为规定的尺寸就没有问题。热轧条件需要设定为以下条件。
[0099] 精轧温度：800℃以上且950℃以下
[0100] 通过将精轧温度设定为800℃以上，能够使由热轧卷材得到的组织均匀。在该阶段能够使组织均匀有助于最终产品的组织变得均匀。组织不均匀时，延展性、弯曲性、延伸凸缘性等加工性降低。另一方面，超过950℃时，氧化物(氧化皮)生成量增多，钢基与氧化物的界面粗糙，酸洗和冷轧后的表面品质劣化。另外，超过950℃时，有时组织中的结晶粒径变得粗大，由此成为钢坯同样钢板的强度、弯曲性、延伸凸缘性等加工性降低的原因。
[0101] 结束上述热轧后，为了组织的微细化、均匀化，在精轧结束后3秒以内开始冷却，优选在[精轧温度]～[精轧温度-100]℃的温度范围以10～250℃/秒的平均冷却速度进行冷却。
[0102] 卷取温度：450～700℃
[0103] 从NbC等微细析出的观点出发，作为热轧卷材即将卷取前的温度，卷取温度需要为450℃以上。从析出物不变得过于粗大的观点出发，卷取温度需要为700℃以下。关于下限，优选为500℃以上。关于上限，优选为680℃以下。
[0104] 接着，进行冷轧工序。冷轧工序是对上述热轧工序中得到的热轧板(热轧钢板)实施冷轧的工序。需要说明的是，通常，通过酸洗使氧化皮剥落后，实施冷轧，制成冷轧卷材。该酸洗根据需要进行。
[0105] 冷轧优选将压下率设定为20％以上。这是为了在后续进行的退火中得到均匀微细的显微组织(金属组织)。小于20％时，存在退火时容易形成粗粒的情况、容易变为不均匀的组织的情况，如上所述，担心最终产品板的强度、加工性降低。压下率的上限没有特别规定，但由于是高强度钢板，高的压下率不仅因轧制负荷而导致生产率降低，而且有时导致形状不良。压下率优选为90％以下。
[0106] 对于上述冷轧工序后的冷轧钢板，在加热温度T为Ac3点～950℃、该温度范围的炉内气氛的氢浓度H为5体积％以上、该温度范围的炉内露点D满足下述(1)式、在Ac3点～950℃的温度范围内的加热时间为60秒以下、450～550℃的温度范围的停留时间为5秒以上的条件下实施退火(退火工序)。
[0107] 加热温度T：Ac3点～950℃
[0108] 加热温度(退火温度)低于Ac3点、超过950℃时，不能得到规定的显微组织，不能得到高屈服强度。另外，设定Ac3＝937-477C+56Si-20Mn-16Cu-27Ni-5Cr+38Mo+125V+136Ti+35Zr-19Nb+198Al+3315B。需要说明的是，上述式中的元素符号是指各元素的含量，不含有的成分设为0。
[0109] Ac3～950℃的温度范围内的氢浓度H：5体积％以上
[0110] 气氛中的氢气的体积百分率小于5体积％时，不能得到由还原带来的活化效果，镀层外观劣化。上限没有特别规定，但是，超过20体积％时，镀层外观的改善效果饱和，而且导致成本上升。因此，氢气的体积百分率优选为5体积％以上且20体积％以下。需要说明的是，炉内的气体成分中，除了氢气以外还包含氮气和不可避免的杂质气体。只要不损害本发明效果，也可以含有其它气体成分。热镀锌处理可以利用常规方法进行。另外，关于上述温度范围以外，氢浓度也可以不处于5体积％以上的范围。
[0111] Ac3～950℃的温度范围内的露点D：式(1)的范围
[0112] 另外，在采用上述加热温度的范围的同时，为了使镀层外观、耐腐蚀性、高度加工时的耐镀层剥离性良好，需要将露点适当地控制在(1)式的范围内。在具有不满足(1)式的气氛露点的退火中，产生不上镀，得到镀层外观差的结果。具体而言，露点D超过上限时，在本发明中的操作中Si等合金元素容易形成啄印。露点的下限没有特别规定，但是，难以将露点控制为低于-40℃，存在需要庞大的设备费用和操作成本的问题。
[0113] -40≤D≤(T-1137.5)/7.5…(1)
[0114] (1)式中的D是指炉内露点(℃)、T是指加热温度(℃)。
[0115] 在Ac3点～950℃的温度范围内的加热时间：60秒以下
[0116] 将在Ac3点～950℃的温度范围内的加热时间控制为60秒以下。超过60秒时，在钢板表面形成的Si、Mn或者其复合氧化物量发生表面富集，成为外观不良的原因。加热时间优选为20秒以下。另外，从材质稳定化(显微组织(金属组织)均质化)的观点出发，在该温度范围内的加热时间优选为3秒以上。
[0117] 450～550℃的温度范围的停留时间：5秒以上
[0118] 镀覆工序之前在450～550℃的温度范围内停留5秒以上，由此，不仅稳定地得到显微组织、特别是贝氏体，而且使浸入镀浴前的板温稳定。即，为了得到所期望的显微组织和良好的镀层品质，通过在规定的温度范围内停留5秒以上，可以使高的YS和浸入镀浴前的板温稳定。低于450℃时，通常停留时的温度为冷却停止温度，因此，变为在低于450℃的温度下实施镀覆，使镀锌工序中镀浴的品质降低。因此，将上述温度范围的下限设定为450℃。另一方面，浸入镀浴前的板温超过550℃时，使镀浴的温度升高而容易产生渣滓，所产生的渣滓附着于表面而成为外观不良的原因。因此，将上述温度范围的上限设为550℃。关于从加热温度到该温度范围的冷却，从得到期望的特性的观点出发，优选设定为3℃/秒以上的冷却速度(平均冷却速度)。上限没有特别规定。作为冷却停止温度，设定为上述的450～550℃即可，也可以暂时冷却至其以下的温度，通过再加热使其在450～550℃的温度范围内停留。
[0119] 需要说明的是，出于卷材的软质化、其它目的，也可以在上述退火之前经过加热工序。
[0120] 接着，进行镀锌工序。镀锌工序为如下工序：对退火中得到的退火板实施镀覆处理，在平均冷却速度为5℃/秒以上的条件下冷却至50℃以下。
[0121] 镀覆处理设定成每单面的镀层附着量为20～120g/m2即可。为了确保耐腐蚀性，附着量需要为20g/m2以上，为了使耐镀层剥离性良好，需要为120g/m2以下。
[0122] 镀覆处理的其它条件没有特别限定。例如，为在通过上述方法得到的退火板的表面上形成镀层的工序，该镀层以质量％计含有Fe：0.1～18.0％、Al：0.001％～1.0％、含有合计为0～30％的选自Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi以及REM中的一种或两种以上、余量由Zn和不可避免的杂质构成。镀覆处理的方法设定为热镀锌。条件适当设定即可。另外，在热镀锌后，可以实施进行加热的合金化处理。合金化处理是例如在450～600℃的温度范围内保持约1秒～约60秒的处理。在进行合金化处理的情况下，镀层的Fe含量优选为7.0～15.0质量％。小于7质量％时，有时产生合金化不均、剥落性劣化。另一方面，超过15质量％时，有时耐镀层剥离性劣化。
[0123] 在上述镀覆处理后(进行合金化处理的情况下为其之后)，以5℃/秒以上的平均冷却速度冷却至50℃以下。这是为了得到高强度化所需的马氏体。理由为：5℃/秒以上时，难以得到强度所需的马氏体，另外，在高于50℃的温度下停止冷却时，马氏体过度地自回火而变为回火马氏体，难以得到所需的强度。需要说明的是，为了得到用于得到高YR的适度地回火后的马氏体，平均冷却速度优选为30℃/秒以下。
[0124] 接着进行平整轧制工序。平整轧制工序是指对镀锌工序后的镀覆板以0.1％以上的伸长率实施平整轧制的工序。除了出于形状矫正、调整表面粗糙度的目的以外，还出于稳定地得到高YS的目的，对镀覆板以0.1％以上的伸长率进行平整轧制。关于形状矫正、调整表面粗糙度，可以实施整平加工来代替平整轧制。过度的平整轧制会将过量的应变导入钢板表面而降低弯曲性、延伸凸缘性的评价值。另外，过度的平整轧制不仅使延展性降低，而且因为是高强度钢板还使设备负荷也升高。因此，平整轧制的压下率优选设定为3％以下。
[0125] 实施例
[0126] 将表1所示的成分组成的钢水利用转炉进行熔炼，利用连续铸造机制成钢坯后，在表2所示的各种条件下实施热轧、冷轧、退火以及镀覆处理、平整轧制(SKP)，制造高屈服比型高强度镀锌钢板(产品板)。需要说明的是，退火中，将冷轧钢板装入退火炉中具备全辐射管型加热炉的CGL。具体的条件示于表2中。需要说明的是，气氛的气体成分包含氮气和氢气以及不可避免的杂质气体，露点是将气氛中的水分吸收除去后进行控制的。气氛中的氢浓度示于表2中。另外，GA使用含0.14质量％Al的Zn浴，GI使用含0.18质量％Al的Zn浴。附着量利用气体擦拭进行调节，GA指进行了合金化处理。需要说明的是，冷却(镀覆处理后的冷却)中，在水温40℃的水槽中通过，由此冷却至50℃以下。
[0127]
[0128]
[0129] 裁取由上述得到的镀锌钢板的样品，通过下述方法进行拉伸试验，测定并算出屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、屈服强度比(YR＝YS/TS×100％)。另外，对外观进行目视观察而评价镀覆性(表面性状)。另外，进行加工后耐腐蚀性、加工时的耐镀层剥离性的评价。评价方法如下所述。
[0130] 拉伸试验
[0131] 从镀锌钢板沿相对于轧制方向为直角的方向裁取JIS5号拉伸试验片(JISZ2201)，以恒定为10mm/分钟的拉伸速度(十字头速度)进行拉伸试验。屈服强度(YS)设定为从应力100-200MPa弹性区的斜率读取0.2％弹性极限应力而得到的值，拉伸强度设定为拉伸试验中的最大载荷除以初期的试验片平行部截面积而得到的值。平行部的截面积计算中，板厚使用包括镀层厚度的板厚值。
[0132] 表面性状(外观)
[0133] 对镀覆后的外观进行目视观察，将完全没有不上镀缺陷的试样设定为“○”、将产生了不上镀缺陷的试样设定为“×”、将没有不上镀缺陷但产生了镀层外观不均等的试样设定为“△”。波纹图案是对于汽车的内板部件而言合格水平程度的图案。需要说明的是，不上镀缺陷是指约几μm～约几mm的大小、不存在镀层而露出钢板的区域。
[0134] 耐镀层剥离性
[0135] 关于高度加工时的耐镀层剥离性，对于GA(进行了合金化处理的试样)而言，要求抑制在超过90°弯曲成锐角时弯曲加工部的镀层剥离。在本实施例中，对弯曲了120°的加工部按压透明胶带而使剥离物转移至透明胶带，以Zn计数的方式利用荧光X射线法求出透明胶带上的剥离物量。需要说明的是，此时的掩模直径为30mm、荧光X射线的加速电压为50kV、加速电流为50mA、测定时间为20秒。参照下述基准，将等级1、2的试样评价为耐镀层剥离性良好(符号“○”)、将3以上的试样评价为耐镀层剥离性不良(符号“×”)。
[0136] 荧光X射线Zn计数等级
[0137] 0-小于500：1(良)
[0138] 500以上-小于1000：2
[0139] 1000以上-小于2000：3
[0140] 2000以上-小于3000：4
[0141] 3000以上：5(差)
[0142] 对于GI(未进行合金化处理的试样)而言，要求冲击试验时的耐镀层剥离性。进行球冲击试验，将加工部(相当于高度加工时的加工部)进行胶带剥离，目视判断镀层有无剥离。球冲击条件是球重量为1000g、落下高度为100cm。
[0143] ○(良好)：镀层无剥离
[0144] ×(不良)：镀层剥离
[0145] 加工后耐腐蚀性
[0146] 进行与耐镀层剥离性试验同样的加工，准备未进行胶带剥离的试验片，使用日本帕卡濑精公司制造的脱脂剂：FC-E2011、表面调整剂：PL-X以及化学转化处理剂：PALBOND PB-L3065，在下述标准条件下以化学转化处理被膜附着量达到1.7～3.0g/m2的方式实施化学转化处理。
[0147] ＜标准条件＞
[0148] ·脱脂工序：处理温度为40℃、处理时间为120秒
[0149] ·喷涂脱脂、表面调整工序：pH为9.5、处理温度为室温、处理时间为20秒[0150] ·化学转化处理工序：化学转化处理液的温度为35℃、处理时间为120秒
[0152] ＜盐水喷雾试验(SST)＞
[0153] 对于GA而言对实施了化学转化处理、电沉积涂装的上述试验片的弯曲加工部表面、对于GI而言对实施了化学转化处理、电沉积涂装的上述试验片的球冲击部分，利用切割器赋予到达镀层的切痕后，对该试验片使用5质量％NaCl水溶液依据JIS Z2371：2000中规定的中性盐水喷雾试验进行240小时的盐水喷雾试验，然后，对十字切痕部进行胶带剥离试验，测定将切痕部左右加在一起的最大剥离总宽度。该最大剥离总宽度为2.0mm以下时，盐水喷雾试验中的耐腐蚀性可以评价为良好。
[0154] ○(良好)：自切痕起的最大膨胀总宽度为2.0mm以下
[0155] ×(不良)：自切痕起的最大膨胀总宽度超过2.0mm
[0156] 将所得到的结果示于表3中。
[0157] 金属组织观察
[0158] 从热镀锌钢板裁取组织观察用试验片，对L截面(与轧制方向平行的板厚截面)进行研磨后，利用硝酸乙醇溶液液进行腐蚀，利用扫描电子显微镜(SEM)对距表面1/4t(t为板厚)附近的位置以3000倍的倍率观察3个视野以上，对由此得到的图像进行解析(对每个观察视野测定面积率并算出平均值)。另外，使用上述图像通过取垂直的两个方向(纸面横向和纵向)的直径长度的相加平均的方法算出贝氏体平均结晶粒径。需要说明的是，将上述图像的一例示于图1中。
[0159] 镀锌层中的Mn含量
[0161]
[0162] 在本发明范围的成分和制造条件下得到的本发明例的钢板是能得到TS≥950MPa以上、YR≥65％、并且兼具规定的镀层品质的钢板。
[0163] 产业上的可利用性
[0164] 本发明的热镀锌钢板不仅具有高拉伸强度，还兼具高屈服强度和良好的表面性状，由此，在应用于以汽车车身的骨架部件、特别是对碰撞安全性有影响的座舱周围为中心的情况下，在提高其安全性能的同时通过高强度薄壁化效果有助于车身轻量化，由此对CO2排放等环境方面也能够做出贡献。另外，由于兼具良好的表面性状和镀层品质，因此，也能够积极地应用于车身底部等担心因雨雪导致腐蚀的部位，关于车身的防锈和耐腐蚀性，也能够期待性能提高。这样的特性并不限于汽车部件，在土木/建筑、家电领域中也是有效的原材料。
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