CN118284712A

CN118284712A - 镀锌钢板

Info

Publication number: CN118284712A
Application number: CN202280077201.4A
Authority: CN
Inventors: 薮翔平
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2021-11-26
Filing date: 2022-11-25
Publication date: 2024-07-02
Also published as: EP4438756A1; US20250163553A1; MX2024006055A; WO2023095870A1; JPWO2023095870A1; EP4438756A4; KR20240090664A

Abstract

该镀锌钢板包括：钢板；和在上述钢板上配置的锌镀层，距离钢板的表面为板厚的1/4深度处的金属组织如下：以面积％计，包含铁素体：2.0～25.0％、贝氏体：10.0％以下、回火马氏体：超过60.0％且为93.0％以下、残余奥氏体：5.0％以上，与30°晶界相接触、且Mn浓度为平均Mn浓度的1.2倍以上、且晶体粒径为0.3～2.0μm的上述残余奥氏体的面积率为3.0％以上。

Description

镀锌钢板

技术领域

本发明涉及镀锌钢板。

本申请基于2021年11月26日在日本申请的特愿2021-191746号而主张优先权，并将其内容援引于此。

背景技术

近年来，从地球环境保护的观点出发，在众多领域中致力于二氧化碳气体排出量的削减。对于汽车制造商而言，也在积极地进行以低耗油量化为目的的车体轻质化的技术开发。但是，为了确保乘员的安全，还将重点放在耐碰撞特性的提高上，因此车体轻质化并不容易。

为了兼顾车体轻质化和耐碰撞特性，正在研究使用高强度钢板将构件薄壁化。因此，强烈期望具备高强度和优异的加工性的钢板。为了满足这些要求，目前为止提出了一些技术。在汽车构件中由于存在各种加工方式，因此被要求的成形性因所应用的构件而异，其中延展性被定位为加工性的重要指标。

作为兼具高强度和优异的加工性的钢板，目前为止提出了由软质的铁素体和硬质的马氏体的复合组织所构成的双相钢板(DP钢板)以及利用了相变诱导塑性(TRIP：Transformation Induced Plasticity)的TRIP钢板。

例如，在专利文献1中公开了一种高强度冷轧钢板，其具有下述组织：铁素体和贝氏体铁素体的面积率的总和为20％～80％，残余奥氏体的面积率为超过10％且为40％以下，回火马氏体的面积率为超过0％且为50％以下，残余奥氏体中的长宽比为0.5以下的残余奥氏体的比例以面积比计为75％以上，长宽比为0.5以下的残余奥氏体中的存在于取向差为40°以上的铁素体晶界处的残余奥氏体的比例以面积比计为50％以上，bcc相的平均KAM值为1°以下。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开第2019/131189号

发明内容

发明所要解决的课题

一般而言，如果使钢板高强度化，则在冲击变形中产生的局部的大应变区域中变得容易发生断裂。因此，对于在汽车中使用的钢板，要求在冲击变形中产生的局部的大应变区域中不易发生断裂的特性即耐冲击特性。

但是，本发明的发明者们研究的结果发现：在专利文献1中，需要进一步提高延展性和耐冲击特性。

本发明鉴于上述实际情况而完成。本发明的目的在于提供具有高强度以及优异的延展性和耐冲击特性的镀锌钢板。

用于解决课题的手段

本发明的主旨如下所述。

(1)本发明的一个方案的镀锌钢板包括：钢板；和在上述钢板上配置的锌镀层，上述钢板的化学组成以质量％计含有：

C：0.150～0.350％、

Si：0.100～2.500％、

Mn：1.50～4.50％、

sol.Al：0.010～1.000％、

P：0.100％以下、

S：0.030％以下、

N：0.100％以下、

O：0.010％以下、

Ti：0～0.200％、

Nb：0～0.025％、

V：0～0.100％、

B：0～0.0100％、

Cu：0～2.00％、

Cr：0～2.00％、

Mo：0～1.00％、

Ni：0～2.00％、

Ca：0～0.0200％、

Mg：0～0.0200％、

REM：0～0.1000％、

Bi：0～0.0200％、

Zr、Co、Zn和W中的1种或2种以上：合计为0～1.0000％、和

Sn：0～0.100％，

剩余部分包含Fe和杂质，

距离上述钢板的表面为板厚的1/4位置处的金属组织如下：

以面积％计，包含铁素体：2.0～25.0％、贝氏体：10.0％以下、回火马氏体：超过60.0％且为93.0％以下、残余奥氏体：5.0％以上；

与30°晶界相接触、且Mn浓度为平均Mn浓度的1.2倍以上、且晶体粒径为0.3～2.0μm的上述残余奥氏体的面积率为3.0％以上。

(2)根据上述(1)所述的镀锌钢板，其中，上述钢板的上述化学组成也可以以质量％计含有下述元素中的1种或2种以上：

Ti：0.001～0.200％、

Nb：0.001～0.025％、

V：0.001～0.100％、

B：0.0001～0.0100％、

Cu：0.01～2.00％、

Cr：0.01～2.00％、

Mo：0.001～1.00％、

Ni：0.01～2.00％、

Ca：0.0005～0.0200％、

Mg：0.0005～0.0200％、

REM：0.0005～0.1000％、

Bi：0.0005～0.0200％、

Zr、Co、Zn和W中的1种或2种以上：合计为0.0005～1.0000％、和Sn：0.0005～0.100％。

发明效果

根据本发明的上述方案，能够提供具有高强度以及优异的延展性和耐冲击特性的镀锌钢板。

附图说明

图1为用于说明3点弯曲试验的试验方法的图。

具体实施方式

以下，对于构成本实施方式的镀锌钢板的钢板的化学组成和金属组织更具体地进行说明。不过，本发明并不只限于本实施方式中公开的构成，在不脱离本发明的主旨的范围内可以进行各种变形。

以下在夹持“～”所记载的数值限定范围中，下限值和上限值被包含在该范围中。对于表示为“低于”或“超过”的数值，其值不包含在数值范围中。在以下的说明中，与钢板的化学组成有关的“％”只要没有特别指定，则为“质量％”。

化学组成

构成本实施方式的镀锌钢板的钢板的化学组成以质量％计包含C：0.150～0.350％、Si：0.100～2.500％、Mn：1.50～4.50％、sol.Al：0.010～1.000％、P：0.100％以下、S：0.030％以下、N：0.100％以下、O：0.010％以下和剩余部分：Fe和杂质。以下对于各元素详细地进行说明。

C：0.150～0.350％

C是为了获得所期望的强度所需的元素。如果C含量低于0.150％，则不能获得所期望的强度。因此，使C含量为0.150％以上。C含量优选为0.170％以上、0.180％以上或0.200％以上。

另一方面，如果C含量超过0.350％，则镀锌钢板的延展性劣化，不能获得所期望的TS×El。因此，使C含量为0.350％以下。C含量优选为0.330％以下、0.300％以下。

Si：0.100～2.500％

Si具有使残余奥氏体稳定化、提高延展性的作用。另外，Si具有通过脱氧而使钢健全化(抑制在钢中产生气孔等缺陷)的作用。如果Si含量低于0.100％，则不能获得由上述作用带来的效果。因此，使Si含量为0.100％以上。Si含量优选为0.500％以上或0.700％以上。

另一方面，如果Si含量超过2.500％，则镀锌钢板的焊接性劣化。因此，使Si含量为2.500％以下。Si含量优选为2.000％以下、1.800％以下或1.500％以下。

Mn：1.50～4.50％

Mn是下述元素：通过在热轧板组织中的碳化物中浓集，延迟加热中的溶解，并且在碳化物溶解后作为Mn浓集部残存，从而使残余奥氏体稳定化。如果Mn含量低于1.50％，则不能获得由Mn向碳化物中的浓集而产生的残余奥氏体稳定化效果，不能使与30°晶界相接触、且Mn浓度为平均Mn浓度的1.2倍以上、且晶体粒径为0.3～2.0μm的残余奥氏体的面积率(以下有时记载为“30°晶界的残余奥氏体面积率”)成为所期望的量。因此，使Mn含量为1.50％以上。Mn含量优选为1.80％以上、2.00％以上或2.30％以上。

另一方面，如果Mn含量超过4.50％，则在热轧板组织中的碳化物中Mn过度地浓集，退火时的碳化物溶解发生延迟，其结果是，不能获得所期望的强度。因此，使Mn含量为4.50％以下。Mn含量优选为4.30％以下、4.00％以下、3.80％以下或3.50％以下。

sol.Al：0.010～1.000％

Al具有通过脱氧而使钢健全化的作用，并且具有控制铁素体相变的作用。如果sol.Al含量低于0.010％，则不能获得由上述作用带来的效果。因此，使sol.Al含量为0.010％以上。sol.Al含量优选为0.030％以上、0.050％以上、0.080％以上或0.100％以上。

另一方面，如果sol.Al含量超过1.000％，则生成以簇状析出的氧化铝，镀锌钢板的延展性劣化。因此，使sol.Al含量为1.000％以下。sol.Al含量优选为0.800％以下、0.600％以下、0.400％以下或0.200％以下。

需要说明的是，所谓sol.Al是指酸可溶性Al，表示在固溶状态下在钢中存在的固溶Al。

P：0.100％以下

P为一般作为杂质而被含有在钢中的元素，其含量越低越优选。特别是，如果P含量超过0.100％，则镀锌钢板的加工性和焊接性的劣化变得显著，而且耐冲击特性也劣化。因此，使P含量为0.100％以下。P含量优选为0.080％以下、0.060％以下或0.040％以下。

P含量优选为0％，但从精炼成本的观点出发，也可以设定为0.001％以上。

S：0.030％以下

S为一般作为杂质而被含有在钢中的元素，其含量越低越优选。如果S含量超过0.030％，则镀锌钢板的延展性显著地降低。因此，使S含量为0.030％以下。S含量优选为0.020％以下或0.010％以下。

S含量优选为0％，但从精炼成本的观点出发，也可以设定为0.0001％以上。

N：0.100％以下

N为一般作为杂质而被含有在钢中的元素，其含量越低越优选。如果N含量超过0.100％，则镀锌钢板的延展性显著降低。因此，使N含量为0.100％以下。N含量优选为0.080％以下、0.060％以下或0.040％以下。

N含量优选为0％，但从精炼成本的观点出发，也可以设定为0.0001％以上。

O：0.010％以下

O为下述元素：如果在钢中被大量含有，则形成成为破坏的起点的粗大的氧化物、引起脆性断裂和氢致开裂。如果O含量超过0.010％，则变得容易发生脆性断裂和氢致开裂。因此，使O含量为0.010％以下。O含量优选为0.008％以下、0.006％以下或0.004％以下。

为了在钢液的脱氧时使大量微细的氧化物分散，O含量也可以设定为0.0005％以上或0.001％以上。

构成本实施方式的镀锌钢板的钢板的化学组成的剩余部分也可以为Fe和杂质。在本实施方式中，所谓杂质是指由作为原料的矿石、废料或制造环境等中混入的物质、和/或在对本实施方式的镀锌钢板不产生不良影响的范围内被容许的物质。

本实施方式的钢板的化学组成也可以含有下述元素作为任选元素来替代Fe的一部分。在不含有这些任选元素的情况下的含量的下限为0％。以下，对于任选元素详细地进行说明。

Ti：0.001～0.200％

Ti具有下述作用：在钢中作为碳化物或氮化物而析出，通过由钉扎效应带来的金属组织的微细化和析出强化来提高镀锌钢板的强度。为了可靠地获得该效果，Ti含量优选设定为0.001％以上。

另一方面，如果Ti含量超过0.200％，则由于铁素体的过量析出，导致镀锌钢板的强度劣化。因此，使Ti含量为0.200％以下。

Nb：0.001～0.025％

Nb是作为碳化物和氮化物而在钢中微细析出、通过析出强化而使钢的强度提高的元素。为了可靠地获得该效果，优选使Nb含量为0.001％以上。

但是，如果Nb含量超过0.025％，则镀锌钢板的延展性劣化。因此，使Nb含量为0.025％以下。

V：0.001～0.100％

V与Nb同样地是作为碳化物和氮化物而在钢中微细析出、通过析出强化而使钢的强度提高的元素。为了可靠地获得该效果，V含量优选设定为0.001％以上。

但是，如果V含量超过0.100％，则镀锌钢板的延展性劣化。因此，使V含量为0.100％以下。

B：0.0001～0.0100％

B具有提高镀锌钢板的淬透性的作用。为了可靠地获得该效果，优选使B含量为0.0001％以上。

但是，如果B含量超过0.0100％，则镀锌钢板的延展性显著地降低。因此，使B含量为0.0100％以下。

Cu：0.01～2.00％

Cu具有提高镀锌钢板的淬透性的作用和在低温下在钢中作为碳化物析出来提高镀锌钢板的强度的作用。为了可靠地获得这些效果，优选使Cu含量为0.01％以上。

但是，如果Cu含量超过2.00％，有可能产生板坯的晶界裂纹。因此，使Cu含量为2.00％以下。

Cr：0.01～2.00％

Cr具有提高镀锌钢板的淬透性的作用。为了可靠地获得该效果，优选使Cr含量为0.01％以上。

但是，如果Cr含量超过2.00％，则镀锌钢板的化学转化处理性显著地降低。因此，使Cr含量为2.00％以下。

Mo：0.001～1.00％

Mo具有提高镀锌钢板的淬透性的作用和在钢中作为碳化物析出来提高镀锌钢板的强度的作用。为了可靠地获得这些效果，优选使Mo含量为0.001％以上。

但是，即使使Mo含量超过1.00％，由上述作用带来的效果也饱和，在经济上是不优选的。因此，使Mo含量为1.00％以下。

Ni：0.01～2.00％

Ni具有提高镀锌钢板的淬透性的作用。为了可靠地获得该效果，优选使Ni含量为0.01％以上。

但是，Ni由于为昂贵的元素，因此大量地含有在经济上是不优选的。因此，使Ni含量为2.00％以下。

Ca：0.0005～0.0200％

Ca具有通过将钢中的夹杂物的形状调整为优选的形状来提高镀锌钢板的延展性的作用。为了可靠地获得该效果，优选使Ca含量为0.0005％以上。

但是，如果Ca含量超过0.0200％，则在钢中过量地生成夹杂物，镀锌钢板的延展性劣化。因此，使Ca含量为0.0200％以下。

Mg：0.0005～0.0200％

Mg具有通过将钢中的夹杂物的形状调整为优选的形状来提高镀锌钢板的延展性的作用。为了可靠地获得该效果，优选使Mg含量为0.0005％以上。

但是，如果Mg含量超过0.0200％，则在钢中过量地生成夹杂物，镀锌钢板的延展性劣化。因此，使Mg含量为0.0200％以下。

REM：0.0005～0.1000％

REM具有通过将钢中的夹杂物的形状调整为优选的形状来提高镀锌钢板的延展性的作用。为了可靠地获得该效果，优选使REM含量为0.0005％以上。

但是，如果REM含量超过0.1000％，则在钢中过量地生成夹杂物，镀锌钢板的延展性劣化。因此，使REM含量为0.1000％以下。

在此，REM是指包含Sc、Y和镧系元素的合计17种元素，上述REM的含量是指这些元素的合计含量。在镧系元素的情况下，工业上以混合稀土合金的形式来添加。

Bi：0.0005～0.0200％

另外，Bi具有通过使凝固组织微细化来提高镀锌钢板的延展性的作用。为了更可靠地获得由该作用带来的效果，优选使Bi含量为0.0005％以上。

但是，如果Bi含量超过0.0200％，则由上述作用带来的效果饱和，在经济上是不优选的。因此，使Bi含量为0.0200％以下。

Zr、Co、Zn和W中的1种或2种以上：合计为0.0005～1.0000％

Sn：0.0005～0.100％

Zr、Co、Zn和W以及Sn为对钢板的高强度化有效的元素。为了可靠地获得该效果，优选的是，使Zr、Co、Zn和W的含量的合计为0.0005％以上、或者使Sn含量为0.0005％以上。

本发明的发明者们确认了：即使含有合计为1.0000％以下的Zr、Co、Zn和W，也不损害本实施方式的镀锌钢板的效果。因此，也可以含有合计为1.0000％以下的Zr、Co、Zn和W中的1种或2种以上。

另外，本发明的发明者们确认了：即使含有0.100％以下的Sn，也不损害本实施方式的镀锌钢板的效果。如果大量地含有Sn，则有可能在热轧时产生瑕疵，因此使Sn含量为0.100％以下。

上述的钢板的化学组成采用一般的分析方法进行测定即可。例如，使用ICP-AES(电感耦合等离子体-原子发射光谱；Inductively Coupled Plasma-Atomic EmissionSpectrometry)进行测定即可。需要说明的是，sol.Al只要使用将试样用酸进行加热分解后的滤液并采用ICP-AES进行测定即可。C和S使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，N使用不活泼气体熔融-热导率法进行测定即可，O使用不活泼气体熔融-非分散型红外线吸收法进行测定即可。

需要说明的是，采用机械磨削，将包含镀锌钢板表面的锌镀层在内的钢板表背面150μm以上进行磨削后进行化学组成的分析。

钢板的金属组织

接下来，对构成本实施方式的镀锌钢板的钢板的金属组织进行说明。

本实施方式的钢板的距离钢板的表面为板厚的1/4位置处的金属组织如下：以面积％计，包含铁素体：2.0～25.0％、贝氏体：10.0％以下、回火马氏体：超过60.0％且为93.0％以下、残余奥氏体：5.0％以上；与30°晶界相接触、且Mn浓度为平均Mn浓度的1.2倍以上、且晶体粒径为0.3～2.0μm的上述残余奥氏体的面积率为3.0％以上。

在本实施方式中，距离钢板的表面为板厚的1/4位置表示距离构成镀锌钢板的钢板的表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域。对该位置处的金属组织进行规定的理由在于：该位置处的金属组织表示钢板的代表性的金属组织。

以下对于各规定进行说明。

铁素体的面积率：2.0～25.0％

铁素体是在较高的温度下fcc相变为bcc时所生成的组织。如果铁素体的面积率低于2.0％，则不能获得所期望的延展性。因此，使铁素体的面积率为2.0％以上。优选为5.0％以上、8.0％以上或10.0％以上。

另一方面，如果铁素体的面积率超过25.0％，则不能获得所期望的强度。因此，使铁素体的面积率为25.0％以下。优选为23.0％以下、20.0％以下或18.0％以下。

贝氏体：10.0％以下

贝氏体是由微细的晶粒和碳化物形成的组织。如果贝氏体的面积率超过10.0％，则不能获得所期望的强度和延展性。因此，使贝氏体的面积率为10.0％以下。优选为7.0％以下、5.0％以下或3.0％以下。贝氏体的面积率越少越优选，因此也可以设定为0％。

回火马氏体：超过60.0％且为93.0％以下

回火马氏体是提高镀锌钢板的强度和延展性的组织。如果回火马氏体的面积率为60.0％以下，则不能获得所期望的强度和延展性。因此，使回火马氏体的面积率超过60.0％。优选为63.0％以上、65.0％以上、68.0％以上、70.0％以上或75.0％以上。

另一方面，如果回火马氏体的面积率超过93.0％，则不能获得所期望的延展性。因此，使回火马氏体的面积率为93.0％以下。优选为90.0％以下、85.0％以下或80.0％以下。

残余奥氏体：5.0％以上

残余奥氏体是即使在室温下也作为面心立方晶格存在的金属组织。残余奥氏体具有通过相变诱导塑性(TRIP)来提高镀锌钢板的延展性的作用。如果残余奥氏体的面积率低于5.0％，则不能获得所期望的延展性。因此，使残余奥氏体的面积率为5.0％以上。优选为8.0％以上或10.0％以上。

由于为了得到大量的残余奥氏体而需要大量地含有C等合金元素，因此残余奥氏体的面积率也可以设定为20.0％以下。优选为18.0％以下或15.0％以下。

本实施方式的钢板也可以包含合计低于5.0％的初生马氏体和珠光体作为剩余组织。

各组织的面积率采用以下的方法来测定。

首先，由镀锌钢板在与轧制方向平行的板厚截面中采集试验片，以便能够观察距离钢板的表面为板厚的1/4位置(距离表面为1/8深度～距离表面为3/8深度的区域)且板宽方向中央位置处的金属组织。

将上述试验片的截面使用#600至#1500的碳化硅纸进行研磨后，使用将粒度为1～6μm的金刚石粉末分散于醇等稀释液或纯水中而得到的液体来进行镜面精加工。接着，在室温下使用不含碱性溶液的胶体二氧化硅进行研磨，将被导入样品的表层中的应变除去。在样品截面的长度方向的任意位置处，对长度为50μm、距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域，以0.1μm的测定间隔采用电子背散射衍射法进行测定来得到晶体取向信息。

在测定中，使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的EBSD解析装置。此时，使EBSD解析装置内的真空度为9.6×10^- ⁵Pa以下，使加速电压为15kV，使照射电流水平为13，使电子射线的照射水平为62。

由得到的晶体取向信息，使用在附属于EBSD解析装置中的软件“OIM Analysis(注册商标)”中所搭载的“Phase Map”功能，确定晶体结构为fcc的区域。将该区域判定为残余奥氏体，通过计算出其面积率来得到残余奥氏体的面积率。

接着，使用在“OIM Analysis(注册商标)”中所搭载的“Grain OrientationSpread”功能，在将晶体取向差为15°以上的边界视为晶界的条件下，将“GrainOrientation Spread”为1°以下的区域作为铁素体抽出。通过计算出所抽出的铁素体的面积率，从而得到铁素体的面积率。

接着，使用“Grain Average Misorientation”功能，得到Grain Average ImageQuality图(GAIQ图)。在所得到的GAIQ图中，将由晶体取向差为15°以上的晶界所围成的区域定义为晶粒。将以铁素体抽出的区域的“Grain Average Image Quality值(GAIQ值)”的最大值设定为Iα时，将GAIQ值成为超过Iα/2的区域作为贝氏体抽出，将GAIQ值成为Iα/2以下的区域作为回火马氏体抽出。通过计算出所抽出的贝氏体的区域的面积率和回火马氏体的区域的面积率，得到贝氏体和回火马氏体各自的面积率。

剩余组织的面积率通过从100％中减去上述组织的面积率来得到。

需要说明的是，对于观察面表层的污垢除去，采用使用了粒径为0.1μm以下的氧化铝粒子而进行的抛光研磨或者Ar离子溅射等方法即可。

与30°晶界相接触、且Mn浓度为平均Mn浓度的1.2倍以上、且晶体粒径为0.3～2.0μm的残余奥氏体的面积率：3.0％以上

上述残余奥氏体能够换言为满足下述条件(I)～(III)的残余奥氏体。

(I)与30°晶界相接触。

(II)Mn浓度为平均Mn浓度的1.2倍以上。

(III)晶体粒径为0.3～2.0μm。

如果满足上述条件(I)～(III)的残余奥氏体的面积率(30°晶界的残余奥氏体面积率)低于3.0％，则镀锌钢板的耐冲击特性劣化。因此，使上述残余奥氏体的面积率为3.0％以上。优选为4.0％以上或5.0％以上。

对上限并无特别规定，但上述残余奥氏体的面积率也可以设定为20.0％以下。

上述残余奥氏体的面积率采用以下的方法来测定。

首先，采用与测定组织的面积率时同样的方法来采集试验片并进行处理。测定位置设定为距离钢板的表面为板厚的1/4位置(距离表面为1/8深度～距离表面为3/8深度的区域)且板宽方向中央位置。接着，使用在附属于EBSD解析装置中的软件“OIM Analysis(注册商标)”中所搭载的“Grain Orientation Spread”功能，确定30°晶界。接着，使用在“OIMAnalysis(注册商标)”中所搭载的“Phase Map”功能，确定晶体结构为fcc的区域即残余奥氏体。由此，确定与30°晶界相接触的残余奥氏体(条件(I))。需要说明的是，在与30°晶界相接触的残余奥氏体中，也包含在30°晶界上存在的残余奥氏体。

对于进行了上述测定的测定区域，采用电子探针显微分析仪(EPMA)来测定Mn浓度。测定条件是使加速电压为15kV，使倍率为5000倍，得到Mn浓度的分布图像。更具体而言，使测定间隔为0.4μm，测定40000处以上的Mn浓度。将由全部测定点得到的Mn浓度的平均值视为平均Mn浓度。

另外，确定测定区域内的与30°晶界相接触的残余奥氏体中的Mn浓度为平均Mn浓度的1.2倍以上的残余奥氏体(条件(II))。

通过计算出上述测定区域中的满足条件(I)和条件(II)的残余奥氏体的当量圆直径，从而得到上述残余奥氏体的晶体粒径。由此，确定晶体粒径为0.3～2.0μm的残余奥氏体(条件(III))。

通过计算出上述测定区域内的满足条件(I)～(III)的残余奥氏体的面积率，从而得到与30°晶界相接触、且Mn浓度为平均Mn浓度的1.2倍以上、且晶体粒径为0.3～2.0μm的残余奥氏体的面积率。

锌镀层

本实施方式的镀锌钢板在上述的钢板的至少一个表面具有锌镀层。锌镀层也可以为热浸镀锌层和热浸镀锌合金层以及对它们实施了合金化处理的合金化锌镀层和合金化锌合金镀层。除了Zn以外，还可以包含Al等添加元素。另外，对该镀层的附着量并无特别限制，可以是一般的附着量。

在锌镀层为热浸镀锌层的情况下，为了提高钢板表面与热浸镀锌层的密合性，热浸镀锌层的Fe含量优选3.0质量％以下。

热浸镀锌层和热浸镀锌合金层也可以在不阻碍镀锌钢板的耐蚀性和成形性的范围含有Al、Ag、B、Be、Bi、Ca、Cd、Co、Cr、Cs、Cu、Ge、Hf、Zr、I、K、La、Li、Mg、Mn、Mo、Na、Nb、Ni、Pb、Rb、Sb、Si、Sn、Sr、Ta、Ti、V、W、Zr、REM的1种或2种以上。特别是，Ni、Al和Mg对于钢板的耐蚀性的提高是有效的。

热浸镀锌层或热浸镀锌合金层也可以为实施了合金化处理的合金化锌镀层或合金化锌合金镀层。在对热浸镀锌层或热浸镀锌合金层实施合金化处理的情况下，从钢板表面与合金化镀层的密合性提高的观点出发，优选使合金化处理后的合金化锌镀层或合金化锌合金镀层的Fe含量为7.0～13.0质量％。通过对具有热浸镀锌层或热浸镀锌合金层的钢板实施合金化处理，从而Fe被摄入镀层中，Fe含量增加。由此，能够使镀层中的Fe含量成为7.0质量％以上。即，Fe含量为7.0质量％以上的锌镀层为合金化锌镀层或合金化锌合金镀层。

锌镀层中的Fe含量可以采用下述的方法来得到。使用添加了抑制剂的5体积％HCl水溶液，只将锌镀层溶解除去。通过使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-AtomicEmission Spectrometry)，测定所得到的溶解液中的Fe含量，从而能够得到锌镀层中的Fe含量(质量％)。

强度和延展性

本实施方式的镀锌钢板的抗拉强度也可以为1180MPa以上。如果抗拉强度为1180MPa以上，则能够更加有助于车体轻质化。对抗拉强度的上限并无特别规定，但也可以设定为1780MPa以下。

另外，抗拉强度(TS)与总伸长率(El)之积(TS×El)也可以为16500MPa·％以上。如果TS×El为16500MPa·％以上，则能够判断为具有高强度、且具有优异的延展性的镀锌钢板。对TS×El的上限并无特别规定，但也可以为26000MPa·％以下。

抗拉强度和总伸长率采用按照JIS Z 2241：2011的拉伸试验来测定。试验片设定为JIS Z 2241：2011的5号试验片。拉伸试验片的采集位置设定为距离板宽方向的端部为1/4部分，将与轧制方向垂直的方向作为长度方向即可。

耐冲击特性

本实施方式的镀锌钢板的3点弯曲试验时的冲击吸收能也可以为超过1.0kJ。如果3点弯曲试验时的冲击吸收能超过1.0kJ，则能够判断为具有优异的耐冲击特性的镀锌钢板。对上限并无特别规定，也可以设定为3.0kJ以下、2.5kJ以下或2.0kJ以下。

3点弯曲试验时的冲击吸收能采用以下的方法来测定。

首先，从镀锌钢板中采集长度为800mm以上的试验片，制作具有图1所示的截面的帽形状的试验体。需要说明的是，图1中的单位为mm。图1所示的试验体通过下述方式来得到：对于镀锌钢板，通过使用了弯扳机的弯曲加工来制作60mm×80mm的帽构件，将该帽构件和由镀锌钢板制作的封闭板进行点焊。帽构件与封闭板通过下述方式进行紧固：使熔核直径≥5×t/2(t为板厚)，按照使焊点间中央配置在试验体的长度方向中央位置处的方式，以40mm间隔进行点焊。通过将该试验体放置在以700mm间隔设置的半径为30mm的支承辊上，以7.2km/h的恒定速度，使R＝50mm的冲击器接触，从而进行3点弯曲试验。通过求出直至试验片发生断裂为止的位移和载荷，计算出它们之积(位移×载荷)，从而得到3点弯曲试验时的冲击吸收能。

板厚

对本实施方式的镀锌钢板的板厚并无特别限定，但也可以设定为0.6～8.0mm。通过使镀锌钢板的板厚为0.6mm以上，能够抑制轧制载荷变得过大，能够容易地进行热轧。另外，通过使板厚为8.0mm以下，能够容易地获得上述的金属组织。

制造条件

在本实施方式的镀锌钢板的优选的制造方法中，依次进行以下的工序(1)～(7)。需要说明的是，本实施方式中的板坯的温度和钢板的温度是指板坯的表面温度和钢板的表面温度。

(1)将具有上述的化学组成的板坯加热到1220℃以上的温度。

(2)在1100℃以上的温度范围中，以20％以上的压下率进行粗轧的最终3段的轧制。

(3)在粗轧完成后且精轧开始前，在1000℃以上的温度范围下保持超过50秒。

(4)使精轧完成温度FT为T1(℃)-80℃以上的温度范围，使T1(℃)以上的温度范围中的累积压下率为75％以上，使最终2段的轧制的累积压下率为20％以上。

需要说明的是，T1(℃)由下述式(A)获得。下述式中的元素符号表示各元素的以质量％计的含量，在不含该元素的情况下代入0。

T1＝937+168×Ti+3545×Nb+4500×B(A)

(5)在满足500℃以上且为由下述式[1]和[2]表示的温度T_C(℃)以下的卷取温度CT下进行卷取。下述式中的元素符号表示各元素的以质量％计的含量。

CT≤T_C＝(C/0.45+C^γθ)/0.0019 [1]

C^γθ＝0.015×Mn+0.041×Si+0.671 [2]

(6)卷取后，在满足卷取温度CT±50℃且为Tc(℃)以下的卷取后保持温度T下保持由下述式[3]表示的时间t_C(h)以上的期间。

t_C＝{a(T-p)²+q}/3600[3]

需要说明的是，上述式[3]中的a、p、q由下述式[4]～[6]表示，T为卷取后保持温度。

下述式中的元素符号表示各元素的以质量％计的含量。下述式[6]中的FT表示精轧完成温度，T1由上述式(A)表示。

a＝-1.516×C+0.0464×Mn+0.5257×Si+531.2×B [4]

p＝680-195×C+23×Si-24×Mn [5]

[数1]

(7)以满足下述条件(a)～(f)的方式进行退火。

(a)600℃～Ac₁+10℃的温度范围的平均加热速度为10.0℃/s以下。

需要说明的是，Ac₁由下述式(B)获得。下述式中的元素符号表示各元素的以质量％计的含量，在不含该元素的情况下代入0。

Ac₁(℃)＝727-32.7×C+14.9×Si+2×Mn-17×Cu-14.2×Ni+17.8

×Cr+25.6×Mo(B)

(b)在Ac₁℃+30℃～900℃的最高加热温度下保持1～1000秒(第一均热处理)。

(c)直至700～600℃的温度范围为止的平均冷却速度为20.0℃/s以下(第一冷却)。

(d)在400～600℃的温度范围下保持60～300秒(第二均热处理)。然后，在钢板表面形成热浸镀锌层。

(e)冷却到超过100℃且为300℃以下的温度范围(第二冷却)。

(f)在300～420℃的温度范围下保持100～1000秒(第三均热处理)。

采用紧密不可分地控制上述工序的制造方法，能够稳定地制造本实施方式的镀锌钢板。

以下，对于各工序进行说明。

(1)板坯加热

优选将供于热轧的板坯加热到1220℃以上的温度范围。需要说明的是，在1220℃以上的温度范围中，可以使钢板温度变动，也可以使其恒定。在上述温度范围中，优选保持30分钟以上。通过加热到1220℃以上的温度，能够控制原奥氏体晶粒的形状和量、以及能够使碳化物充分地溶解。其结果是，能够提高残余奥氏体的面积率和30°晶界的残余奥氏体面积率。

需要说明的是，对先于热轧的其他制造工序并无特别限定。在采用高炉、电炉等的熔炼后，接着进行各种二次冶炼，接着，通过通常的连续铸造、采用铸锭法的铸造或薄板坯铸造等方法来铸造板坯即可。在连续铸造的情况下，可以将铸造板坯暂且冷却到低温后，再次加热后进行热轧，也可以不将铸造板坯冷却到低温，而在铸造后直接进行热轧。也可以在原料中使用废料。另外，根据需要可以使用对它们施加了热加工或冷加工者。

在上述加热和保持之后，更优选在1200℃以上的温度范围中以10％以上的压下率进行板坯宽度压下。通过以10％以上的压下率进行板坯宽度压下，从而能够使30°晶界的残余奥氏体面积率为5％以上，能够进一步提高耐冲击特性。详细的机理并不清楚，但通过进行该板坯宽度压下，其结果是，能够进一步提高30°晶界的残余奥氏体面积率。

需要说明的是，板坯宽度压下的压下率在将压下前的板坯的宽度方向长度设定为w0、将压下后的板坯的宽度方向长度设定为w1时，可以通过(1-w1/w0)×100(％)来表示。作为进行板坯宽度压下的方法，例如可列举出使用以相对于板坯的板面而使旋转轴垂直的方式设置的辊对板坯进行轧制的方法、从板坯宽度方向依次进行压制的方法。

(2)粗轧

在粗轧中，优选在1100℃以上的温度范围中并且以各段为20％以上的压下率进行最终3段的轧制。通过在该条件下进行粗轧，能够通过再结晶将原奥氏体晶粒控制为等轴。其结果是，能够提高30°晶界的残余奥氏体面积率。另外，只要压下率为20％以上即可，即使高也没有问题，但例如在使其为60％以上的情况下由于轧制载荷的增大，因此引起辊的损耗，生产率降低。因此，优选各段的压下率为低于60％。

(3)粗轧完成后且精轧开始前的保持

在粗轧完成后且精轧开始前，优选在1000℃以上的温度范围下保持超过50秒。通过在该条件下进行保持，能够促进原奥氏体晶粒的生长。其结果是，能够提高30°晶界的残余奥氏体面积率。

作为在上述温度范围内进行保持的方法，例如可列举出在粗轧完成后采用加热炉或感应加热进行加热的方法、使用保温罩的方法。另外，在上述保持中，可以在1000℃以上的温度范围下使钢板温度恒定，也可以使其变动。

(4)精轧

优选的是，使精轧完成温度FT为T1(℃)-80℃以上的温度范围，使T1(℃)以上的温度范围中的累积压下率为75％以上，使最终2段的轧制的累积压下率为20％以上。通过在该条件下进行精轧，能够通过恢复和再结晶将原奥氏体晶粒控制为等轴。其结果是，能够提高30°晶界的残余奥氏体面积率。另外，只要最终2段的轧制中的累积压下率为20％以上即可，即使高也没有问题，但例如在使其为60％以上的情况下由于成为低温范围下的高载荷的轧制，因此引起板形状的恶化，生产率降低。因此，优选最终2段的累积压下率低于60％。

精轧完成后，更优选使精轧完成温度FT～650℃的温度范围的平均冷却速度为10℃/s以上。通过在该条件下进行冷却，能够抑制高温范围中的粗大的铁素体形成。其结果是，能够进一步提高30°晶界的残余奥氏体面积率。

需要说明的是，本实施方式中所谓平均冷却速度是指用从冷却开始时到冷却完成时为止的钢板的温度下降幅度除以从冷却开始时到冷却完成时为止所需的时间而得到的值。

(5)卷取

(6)卷取后的保持

卷取优选在满足500℃以上且为由上述式[1]和[2]表示的温度T_C(℃)以下的卷取温度CT下进行。进而，优选的是，在卷取后，在满足卷取温度CT±50℃且为Tc(℃)以下的卷取后保持温度T下保持由上述式[3]表示的时间t_C(h)以上的期间。通过在该条件下进行卷取和卷取后的保持，从而能够将退火前的阶段中的珠光体分率控制在所期望的范围，并且促进Mn向珠光体中的渗碳体中的浓集。其结果是，在退火后能够进一步提高30°晶界的残余奥氏体面积率。

需要说明的是，卷取后保持通过使用保温炉、保温罩抑制散热来进行即可。将卷材向炉外排出、或者移除保温罩，在卷材表面露出的时刻采用辐射温度计测定卷材侧面侧的端面温度，将所得到的温度视为卷取后保持的保持温度T即可。

在进行了卷取后的保持后，根据需要也可以采用常规方法进行酸洗和冷轧。在冷轧中，使累积压下率为50％以上即可。

(7)退火

(a)第一均热处理前的加热

在第一均热处理前的加热中，优选使600℃～Ac₁+10℃的温度范围的平均加热速度为10.0℃/s以下。通过在该条件下进行加热，从而能够促进铁素体的再结晶，并且使渗碳体发生球状化。其结果是，能够进一步提高30°晶界的残余奥氏体面积率。更优选使上述温度范围中的平均加热速度为5.0℃/s以下。

需要说明的是，本实施方式中所谓平均加热速度是指用从加热开始时到加热完成时为止的钢板的温度上升幅度除以从加热开始时到加热完成时为止所需的时间而得到的值。

(b)第一均热处理

优选在Ac₁℃+30℃～900℃的最高加热温度下保持1～1000秒。通过在Ac₁℃以上的温度范围中进行第一均热处理，能够得到所期望量的铁素体和回火马氏体。另外，通过在900℃以下的温度范围中进行第一均热处理，能够得到所期望量的铁素体。

(c)第一均热处理后的冷却(第一冷却)

上述均热处理后，优选使直至700～600℃的温度范围为止的平均冷却速度为20.0℃/s以下。通过在该条件下进行冷却，从而能够使铁素体-奥氏体界面向奥氏体侧生长，生长至碳化物附近，其结果是，能够进一步提高30°晶界的残余奥氏体面积率。更优选使直至上述温度范围为止的平均冷却速度为10.0℃/s以下。

(d)第二均热处理

上述冷却后，优选在400～600℃的温度范围下保持60～300秒。通过在该条件下进行第二均热处理，从而能够用弱的驱动力使铁素体晶界移动，通过球状碳化物将铁素体晶界进行钉扎。其结果是，能够进一步提高30°晶界的残余奥氏体面积率。如果第二均热处理温度超过600℃，则有可能不能获得所期望量的30°晶界的残余奥氏体面积率。如果第二均热处理温度低于400℃，则有可能过量地生成贝氏体。在保持时间为上述范围外的情况下，有可能不能获得所期望量的30°晶界的残余奥氏体面积率。

需要说明的是，如果在镀浴浸渍之后进行第二均热处理，则镀层的耐粉化性显著劣化。这是因为：如果在镀浴浸渍后在480℃以上的温度范围中进行80秒以上的热处理，则镀层与钢板之间的合金化反应过度地进行，镀层内的结构从延展性优异的δ相变化为延展性低劣的Γ相。因此，从确保耐粉化性的观点出发，优选第二均热处理在镀浴浸渍之前进行。

在第二均热处理之后，采用常规方法在钢板表面形成热浸镀锌层。例如，使镀浴温度为440～470℃、使浸渍时间为5秒以下即可。镀浴优选含有0.08～0.20质量％的Al的热浸镀锌浴，但此外，作为杂质，也可以含有Fe、Si、Mg、Mn、Cr、Ti和Pb等。另外，优选采用气体吹扫等公知的方法来控制镀层的单位面积质量。镀层的单位面积质量只要设定为每单面为25～75g/m²即可。

对于形成了热浸镀锌层的钢板，根据需要，也可以通过进行合金化处理来形成合金化锌镀层或合金化锌合金镀层。这种情况下，如果合金化温度低于460℃，则不仅合金化速度变慢而损害生产率，而且产生合金化处理不均，因此优选使合金化温度为460℃以上。另外，优选使460℃以上的保持时间为低于80秒。

另一方面，如果合金化温度超过600℃，则有可能合金化过度地进行，钢板的镀层密合性劣化。另外，由于促进珠光体相变，导致有可能不能得到所期望的金属组织。因此，优选使合金化温度为600℃以下。

(e)第二均热处理后(且镀层形成后)的冷却(第二冷却)

接着，优选冷却到超过100℃且为300℃以下的温度范围。通过在该条件下进行冷却，能够得到所期望量的残余奥氏体。

(f)第三均热处理

在上述冷却后，优选在300～420℃的温度范围下保持100～1000秒。通过在300℃以上的温度范围中进行第三均热处理，从而能够使残余奥氏体稳定化，确保室温下的残余奥氏体。另外，通过在420℃以下的温度范围中进行第三均热处理，能够抑制残余奥氏体过度分解以及过量地生成贝氏体。

第三均热处理后，冷却到室温即可。为了镀锌钢板的平坦化和表面粗糙度的调整，也可以根据需要来进行调质轧制。

实施例

接下来，通过实施例对本发明的一个方案的效果进一步具体地进行说明，但实施例中的条件为用于确认本发明的可实施性和效果而采用的一个条件例，本发明并不限于这一个条件例。本发明只要不脱离本发明的主旨、实现本发明的目的，则可采用各种条件。

将具有表1所示的化学组成的钢进行熔炼，通过连续铸造而制造了厚度为240～300mm的板坯。使用所得到的板坯，采用表2A～表3C所示的制造条件，得到了表4A～表4C所示的镀锌钢板(热浸镀锌钢板、热浸镀锌合金钢板、合金化镀锌钢板或合金化镀锌合金钢板)。

需要说明的是，在进行了卷取后的保持后，采用常规方法进行了酸洗和冷轧。在冷轧中，使累积压下率为50％以上。使合金化温度下的保持时间为低于80秒。另外，第三均热处理后冷却到室温。

对于所得到的镀锌钢板，采用上述的方法，进行了金属组织观察、拉伸试验和3点弯曲试验。将所得到的测定结果示于表4A～表4C中。

在抗拉强度为1180MPa以上的情况下，作为具有高强度的镀锌钢板而判定为合格。另一方面，在抗拉强度低于1180MPa的情况下，作为不是具有高强度的镀锌钢板而判定为不合格。

在抗拉强度(TS)与总伸长率(El)之积(TS×El)为16500MPa·％以上的情况下，作为具有高强度且具有优异的延展性的镀锌钢板而判定为合格。另一方面，在抗拉强度(TS)与总伸长率(El)之积(TS×El)低于16500MPa·％的情况下，作为不是具有高强度且具有优异的延展性的镀锌钢板而判定为不合格。

在3点弯曲试验时的冲击吸收能超过1.0kJ的情况下，作为具有优异的耐冲击特性的镀锌钢板而判定为合格。另一方面，在3点弯曲试验时的冲击吸收能为1.0kJ以下的情况下，作为不是具有优异的耐冲击特性的镀锌钢板而判定为不合格。

[表1]

[表2A]

[表2B]

[表2C]

[表3A]

[表3B]

[表3C]

[表4A]

[表4B]

[表4C]

观察表4A～表4C可知：本发明例的镀锌钢板具有高强度以及优异的延展性和耐冲击特性。另外，可知：以10％以上的压下率进行了板坯宽度压下的本发明例的30°晶界的残余奥氏体面积率为5.0％以上，获得了1.7kJ以上的冲击吸收能。

另一方面，可知：比较例的镀锌钢板不具有上述特性中的某一者以上。

产业上的可利用性

Claims

1.一种镀锌钢板，其特征在于，包括：钢板；和在所述钢板上配置的锌镀层，所述钢板的化学组成以质量％计含有：