本發(fā)明涉及熱浸鍍鋅鋼板(galvanized steel sheet)的制造方法。特別涉及針對汽車部件用途的應用優(yōu)選的、涂鍍表面外觀優(yōu)良且材質(zhì)的退火溫度依賴性小的高強度熱浸鍍鋅鋼板的制造方法。

背景技術(shù)：

近幾年，從地球環(huán)境保護的觀點考慮，為了限制CO₂的排出量，要求汽車的油耗改善。此外，為了碰撞時確保乘客的安全，還要求以汽車車身的碰撞特性(crashworthiness of the automobiles)為中心的安全性提高。因此，汽車車身的輕型化以及汽車車身的強化積極推進。

為了同時滿足汽車車身的輕型化與強化，可以說使部件材料高強度化，并且在剛性(rigidity)不成為問題的范圍內(nèi)減小板厚帶來的輕型化有效。最近，高強度鋼板被積極地使用在汽車部件，應用于汽車的構(gòu)造部件、加強部件的鋼板的拉伸強度(TS：Tensile Strength)達到980MPa以上，而且也能夠應用TS為1180MPa以上的鋼板。對于鋼板的高強度化，組織強化的利用有效。特別是對于由軟質(zhì)的鐵素體與硬質(zhì)的馬氏體構(gòu)成的復合組織鋼板(multi phase steel sheet：多相鋼板)而言，一般具有延性良好且優(yōu)良的強度-延性平衡，在高強度化的鋼板之中，沖壓成型性比較良好。然而，對于這樣的復合組織鋼板而言，相對于在通常的連續(xù)退火生產(chǎn)線中的制造時產(chǎn)生的退火溫度等的條件變化，拉伸強度(TS)等的材質(zhì)變動大，在卷材長度方向即收卷成卷材形狀的鋼板的長度方向上，材質(zhì)容易變動。由于該材質(zhì)變動(deviation of mechanical properties：機械性能偏差)，導致在汽車的連續(xù)沖壓生產(chǎn)線中難以穩(wěn)定地進行沖壓成型，擔心作業(yè)性大幅度降低。另外，隨著鋼板的高強度化，對高強度化有效的固溶元素即Si的添加量、用于確保高強度化所需要的馬氏體量的C、Mn等的添加量增大，但Si、Mn是比Fe容易氧化的易氧化性元素，因此在對含有大量Si、Mn的鋼板實施熱浸鍍鋅處理的情況下，涂鍍性(zinc coatability and surface appearance quality：鍍鋅性與表面外觀質(zhì)量)的確保成為課題。即鋼中所包含的Si、Mn在一般的退火爐中使用的非氧化性環(huán)境氣體中或還原環(huán)境氣體中也被選擇性氧化(selective oxidation)，因此在表面富集并形成氧化物，使涂鍍處理時熔融鋅向鋼板的浸潤性降低，擔心產(chǎn)生不涂鍍(coating defect)的可能性。

與此相對地，在專利文獻1中，提出如下方法：預先在氧化性環(huán)境氣體中加熱鋼板，由此以規(guī)定以上的氧化速度在表面迅速地生成Fe氧化膜，以此阻止鋼板表面中的Si、Mn等添加元素的氧化，然后在規(guī)定環(huán)境氣體中退火并還原Fe氧化膜，由此改善與熔融鋅的浸潤性，以此改善熱浸鍍鋅的緊貼性。另外，在專利文獻2中，提出如下方法：退火后對鋼板進行酸洗(pickling)，從而除去富集在表面的Si、Mn等易氧化性元素的表面富集物，然后，再次退火來進行熱浸鍍鋅。

專利文獻1：日本特開平4-202630號公報

專利文獻2：日本特開2000-290730號公報

然而，在專利文獻1的技術(shù)中，在鋼板的氧化量多的情況下，存在氧化鐵附著在爐內(nèi)輥、在鋼板產(chǎn)生按壓瑕疵(pressing flaw)之類的問題產(chǎn)生的情況。另外，雖然專利文獻2中記載有590MPa級的強度等級的鋼板，但不存在與TS為780MPa以上的高強度鋼板相關(guān)的記載，未看到與成為沖壓成型性的指標的延伸特性、材質(zhì)變動相關(guān)的記載。

另外，高強度鋼板為了高強度化而包含有大量的各種合金元素，因而因在通常的連續(xù)退火生產(chǎn)線產(chǎn)生的退火條件的變動導致鋼板中的馬氏體量等變動，在卷材內(nèi)即收卷成卷材形狀的鋼板內(nèi)，特別是在卷材長度方向上，強度、延伸等材質(zhì)的偏差容易變大。若材質(zhì)的偏差大，則在汽車的連續(xù)沖壓生產(chǎn)線中，難以穩(wěn)定地進行沖壓成型，作業(yè)性大幅度降低。因此，為了使卷材長度方向的材質(zhì)均勻性良好，追求即便退火條件變動、材質(zhì)變動也小即材質(zhì)的退火溫度依賴性小的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法。

技術(shù)實現(xiàn)要素：

本發(fā)明是鑒于上述情況而完成的，其目的在于提供使用含有實現(xiàn)TS≥1180MPa的高強度化所需要的C、Si、Mn等的鋼，且涂鍍表面外觀優(yōu)良、材質(zhì)的退火溫度依賴性小的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法。

本發(fā)明人們在開發(fā)應用于汽車的構(gòu)造部件的高強度鋼板時，針對各種薄鋼板，對影響高強度化、材質(zhì)的退火溫度依賴性以及涂鍍表面外觀的各種重要因素進行了深入研究。其結(jié)果是，發(fā)現(xiàn)：在對以質(zhì)量％計含有C：0.120％以上0.180％以下、Si：0.01％以上1.00％以下、Mn：2.20％以上3.50％以下的鋼坯進行熱軋形成熱軋鋼板、進而對該熱軋鋼板進行冷軋形成冷軋鋼板、接著對該冷軋鋼板進行一次退火、酸洗、接著實施二次退火從而形成熱浸鍍鋅鋼板時，在規(guī)定的熱處理條件下進行一次退火，使一次退火后的鋼板的鋼組織形成為鐵素體相的面積率為10％以上60％以下、馬氏體、貝氏體、殘留奧氏體的合計面積率為40％以上90％以下的鋼組織，而且在規(guī)定條件下進行包括熱浸鍍鋅處理在內(nèi)的二次退火，由此獲得具有包含以面積率計10％以上60％以下的鐵素體與以面積率計40％以上90％以下的馬氏體的鋼組織、且表面外觀優(yōu)良、材質(zhì)的退火溫度依賴性小的高強度熱浸鍍鋅鋼板。

本發(fā)明是根據(jù)上述發(fā)現(xiàn)而完成的，其宗旨如下所述。

[1]一種高強度熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其中，對以質(zhì)量％計含有C：0.120％以上0.180％以下、Si：0.01％以上1.00％以下、Mn：2.20％以上3.50％以下、P：0.001％以上0.050％以下、S：0.010％以下、sol.Al：0.005％以上0.100％以下、N：0.0001％以上0.0060％以下、Nb：0.010％以上0.100％以下、Ti：0.010％以上0.100％以下且其余部分由鐵以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼坯進行熱軋形成熱軋鋼板，進而對該熱軋鋼板進行冷軋形成冷軋鋼板，接著對該冷軋鋼板進行一次退火、酸洗，接著實施二次退火來形成熱浸鍍鋅鋼板，在所述高強度熱浸鍍鋅鋼板的制造方法中，在上述一次退火中，使從700℃到退火溫度的溫度范圍的平均加熱速度為1℃/秒以下，以該加熱速度加熱至780～850℃的退火溫度區(qū)的退火溫度，在780～850℃的退火溫度區(qū)保持10～500秒之后，使從上述退火溫度至500℃以下的冷卻停止溫度為止的平均冷卻速度為5℃/秒以上，以該冷卻速度進行冷卻，由此形成具有鐵素體的面積率為10％以上60％以下、馬氏體、貝氏體、殘留奧氏體的合計面積率為40％以上90％以下的鋼組織的鋼板，在上述酸洗中，將鋼板的酸洗減量以Fe換算計為0.05～5g/m²，在上述二次退火中，加熱至750～850℃的退火溫度區(qū)的退火溫度，在750～850℃的退火溫度區(qū)保持10～500秒之后，從上述退火溫度起以1～15℃/秒的平均冷卻速度進行冷卻，實施浸漬于鍍鋅浴的熱浸鍍鋅處理，在上述熱浸鍍鋅處理后，以5～100℃/秒的平均冷卻速度冷卻至150℃以下，形成具有包含以面積率計10％以上60％以下的鐵素體與以面積率計40％以上90％以下的馬氏體的鋼組織的鋼板。

[2]在上述[1]所記載的高強度熱浸鍍鋅鋼板的制造方法的基礎(chǔ)上，在上述熱浸鍍鋅處理后、以5～100℃/秒的平均冷卻速度進行冷卻之前，還實施鍍鋅鋼板的合金化處理。

[3]在上述[1]或[2]所記載的高強度熱浸鍍鋅鋼板的制造方法的基礎(chǔ)上，上述鋼坯除含有上述成分組成之外，還含有從以質(zhì)量％計為Mo：0.05％以上1.00％以下、V：0.02％以上0.50％以下、Cr：0.05％以上1.00％以下、B：0.0001％以上0.0030％以下的組成中選擇的1種以上的成分。

[4]在上述[1]～[3]中任一項所述的高強度熱浸鍍鋅鋼板的制造方法的基礎(chǔ)上，在上述熱軋中，在熱軋的精軋結(jié)束后，在3秒以內(nèi)開始冷卻，在熱精軋溫度～(熱精軋溫度－100℃)的溫度區(qū)以平均冷卻速度：5～200℃/秒進行冷卻，使收卷溫度為450～650℃進行收卷，在上述冷軋中，以壓下率為40％以上進行冷軋。

此外，在本發(fā)明中，熱浸鍍鋅鋼板包括未實施合金化處理的熱浸鍍鋅鋼板、以及實施了合金化處理的熱浸鍍鋅鋼板亦即合金化熱浸鍍鋅鋼板(galvannealed steel sheet)。

根據(jù)本發(fā)明，能夠獲得拉伸強度(TS)為1180MPa以上的高強度、表面外觀優(yōu)良且材質(zhì)的退火溫度依賴性小的高強度熱浸鍍鋅鋼板。因此，在將本發(fā)明的高強度熱浸鍍鋅鋼板應用于汽車車身的骨架部件的情況下，能夠極有助于碰撞安全性的提高、輕型化，而且材質(zhì)的退火溫度依賴性小，因此卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性高，還能夠期待沖壓成型時的作業(yè)性的提高。

具體實施方式

以下，對本發(fā)明詳細地進行說明。

為了獲得拉伸強度(TS)為1180MPa以上的高強度鋼板，在由鐵素體與馬氏體構(gòu)成的復合組織鋼板中，需要添加大量的用于強化鐵素體的Si、用于提高馬氏體的面積率的C、Mn。然而，Si、Mn是比Fe容易氧化的易氧化性元素，因此在含有大量的Si、Mn的熱浸鍍鋅鋼板的制造中，擔心涂鍍性的降低。另外，TS為1180MPa以上的高強度復合組織鋼板因在通常的連續(xù)退火生產(chǎn)線產(chǎn)生的退火條件的變動導致鋼板中的馬氏體量等容易變動，因而在卷材內(nèi)，特別是在卷材長度方向上，強度、延伸等材質(zhì)變動容易變大。在該情況下，在汽車的連續(xù)沖壓生產(chǎn)線中，難以穩(wěn)定地進行沖壓成型，擔心作業(yè)性大幅度降低。

因此，根據(jù)本發(fā)明人們進行深入研究的結(jié)果，新發(fā)現(xiàn)通過適當?shù)乜刂埔淮瓮嘶鸷蟮慕M織，酸洗后進行二次退火，并在該二次退火中進行熱浸鍍鋅處理，能夠獲得TS為1180MPa以上且材質(zhì)的退火溫度依賴性小的高強度熱浸鍍鋅鋼板。另外，還發(fā)現(xiàn)通過積極地添加使再結(jié)晶溫度上升的Nb、Ti，且適當?shù)乜刂埔淮瓮嘶饡r的加熱速度，能夠利用未再結(jié)晶組織的應變效應促進一次退火中的Si、Mn的擴散，形成表面氧化物，并且在鋼板表層形成Si、Mn的缺乏層。因此，若通過一次退火后的酸洗僅除去表面氧化物，則在之后的二次退火中能夠利用鋼板表層的Si、Mn缺乏層來抑制鋼中的Si、Mn的再次表面富集，能夠獲得表面外觀優(yōu)良的高強度熱浸鍍鋅鋼板。并且，還發(fā)現(xiàn)：通過Nb、Ti添加所產(chǎn)生的再結(jié)晶溫度控制與一次退火時的加熱速度控制，在一次退火中再結(jié)晶與α-γ相變同時進行，使以鐵素體以及馬氏體為主體的硬質(zhì)相的顆粒直徑微細化，因此即便在酸洗、二次(最終)退火后也能夠維持微小組織，結(jié)果發(fā)現(xiàn)能夠提高延伸凸緣性(stretch flange formability)，完成本發(fā)明。

接下來，對本發(fā)明具體地進行說明。

首先，對本發(fā)明的鋼的成分組成進行說明。此外，以下，成分組成所涉及的“％”表達是指質(zhì)量％。

C：0.120％以上0.180％以下

C是對鋼板的高強度化有效的元素，通過形成馬氏體而有助于高強度化。另外，C通過與Nb、Ti之類的碳化物形成元素形成微小的合金化合物或合金碳氮化物而有助于高強度化。為了獲得上述效果，需要C量為0.120％以上。另一方面，若C量超過0.180％，則不僅存在點焊部的韌性降低、焊接特性降低的情況，而且處于因馬氏體的增加而導致鋼板硬質(zhì)化、加工性也顯著降低的趨勢。因此，C量為0.180％以下。綜上，C量為0.120％以上0.180％以下。優(yōu)選地，C量為0.120％以上0.150％以下。

Si：0.01％以上1.00％以下

Si是主要通過固溶強化(solid solution strengthening)而有助于高強度化的元素，且是延性的降低相對于強度上升比較少、不僅有助于強度的提高、而且有助于強度與延性的平衡的提高的元素。另外，Si具有放大退火時的兩相區(qū)的效果，還具有縮小材質(zhì)的退火溫度依賴性的效果。為了獲得上述效果，需要含有0.01％以上的Si。另一方面，若Si量超若1.00％，則容易在鋼板表面形成Si類氧化物，存在成為不涂鍍的原因的情況。因此，Si量為1.00％以下。綜上，Si量為0.01％以上1.00％以下。優(yōu)選地Si量為0.01％以上0.50％以下。

Mn：2.20％以上3.50％以下

Mn是通過固溶強化以及馬氏體的形成而有助于高強度化的元素，為了獲得該效果，需要含有2.20％以上。另一方面，若Mn量超過3.50％，則引起原料成本上升，并且因Mn的偏析等而成為相變點在局部不同的組織，作為結(jié)果，容易成為鐵素體相與馬氏體相帶狀地存在的不均勻的組織，存在加工性降低的情況。另外，Mn作為氧化物富集在鋼板表面，存在成為不涂鍍的原因的情況。并且，存在點焊部的韌性降低、焊接特性降低的情況。因此，Mn量為3.50％以下。綜上，Mn量為2.20％以上3.50％以下。從穩(wěn)定地確保TS≥1180MPa的觀點考慮，優(yōu)選Mn量為2.50％以上。

P：0.001％以上0.050％以下

P是通過固溶強化而對鋼板的高強度化有效的元素。然而，在P量不足0.001％下，不僅該效果不出現(xiàn)，而且還存在制鋼工序中導致脫磷(dephosphorization)成本上升的情況，因此P量為0.001％以上。另一方面，若P量超過0.050％，則焊接性顯著惡化。因此，P量為0.050％以下。綜上，P量為0.001％以上0.050％以下。優(yōu)選地，P量為0.001％以上0.030％以下，更優(yōu)選地，P量為0.001％以上0.020％以下。

S：0.010％以下

S除成為引起熱脆性的原因之外，還作為硫化物類夾雜物存在于鋼中，是使鋼板的加工性降低的有害元素。因此，優(yōu)選S量盡量減少，在本發(fā)明中，S量的上限為0.010％。優(yōu)選地，S量為0.008％以下。下限不特別設定，但極低S化會導致制鋼成本上升，因此優(yōu)選為0.0001％以上。

sol.Al：0.005％以上0.100％以下

Al是作為脫氧劑而含有的元素，而且具有固溶強化能力，因此對高強度化有效地作用。然而，在作為sol.Al的Al量不足0.005％下，無法獲得上述效果。因此，作為sol.Al的Al量為0.005％以上。另一方面，若作為sol.Al的Al量超過0.100％，則導致原料成本上升，并且還成為引發(fā)鋼板的表面缺陷的原因。因此，作為sol.Al的Al量為0.100％以下。綜上，作為sol.Al的Al量為0.005％以上0.100％以下。

N：0.0001％以上0.0060％以下

若N量超若0.0060％，則因鋼中生成過量的氮化物，存在如下情況：除延性、韌性的降低之外，還導致鋼板的表面性狀的惡化，因此N量為0.0060％以下。另一方面，從鐵素體的凈化帶來的延性提高的觀點考慮，優(yōu)選N量少，但制鋼上的成本增大，因此下限為0.0001％。綜上，N量為0.0001％以上0.0060％以下。

Nb：0.010％以上0.100％以下

Nb通過與C、N形成碳化物、碳氮化物而有助于高強度化。另外，Nb具有微細化熱軋鋼板組織的作用，而且再結(jié)晶時抑制結(jié)晶粒的粗大化，均勻地微細化鐵素體以及馬氏體，有助于延伸凸緣性的提高以及材質(zhì)的退火溫度依賴性的減少。并且，Nb使再結(jié)晶溫度上升，因此能夠?qū)⑽丛俳Y(jié)晶組織維持至Si、Mn的擴散容易的高溫區(qū)，通過適當?shù)乜刂埔淮瓮嘶饡r的加熱速度，能夠借助未再結(jié)晶組織的應變帶來的擴散促進效果形成Si、Mn的表面氧化物，并且在鋼板表層形成Si、Mn的缺乏層。接著，在通過一次退火后的酸洗除去Si、Mn的表面氧化物之后，進行二次退火，由此借助鋼板表層的Si、Mn的缺乏層帶來的鋼中Si、Mn的再次表面富集的抑制效果，涂鍍性提高。并且，通過Nb添加帶來的再結(jié)晶溫度控制與一次退火時的加熱速度控制，再結(jié)晶與α-γ相變同時進行，將以鐵素體以及馬氏體為主體的硬質(zhì)相的顆粒直徑微細化，因此即便在酸洗、二次(最終)退火后也能夠維持微小組織，其結(jié)果是，有助于延伸凸緣性的提高。為了獲得這樣的效果，Nb量為0.010％以上。優(yōu)選地，Nb量為0.030％以上。另一方面，若Nb量超過0.100％而過量含有，則使熱軋時的負荷增大，另外，冷軋時的變形阻力提高，穩(wěn)定的實機制造變困難。另外，使鐵素體的延性降低，加工性顯著降低。因此，Nb量為0.100％以下。綜上，Nb量為0.010％以上0.100％以下。優(yōu)選地，Nb量為0.030％以上0.100％以下。

Ti：0.010％以上0.100％以下

Ti與Nb相同，通過與C、N形成碳化物、碳氮化物而有助于高強度化。另外，Ti具有微細化熱軋鋼板組織的作用，而且再結(jié)晶時抑制結(jié)晶粒的粗大化，均勻地微細化鐵素體以及馬氏體，有助于延伸凸緣性的提高以及材質(zhì)的退火溫度依賴性的減少。并且，Ti與Nb相同，使再結(jié)晶溫度上升，因此使未再結(jié)晶組織殘存至Si、Mn的擴散容易的高溫區(qū)，從而在一次退火加熱中促進Si、Mn的擴散，能夠形成Si、Mn的表面氧化物，并且在鋼板表層形成Si、Mn的缺乏層。借助該鋼板表層的Si、Mn缺乏層的效果，有助于酸洗以及二次退火后的鋼板的涂鍍性的提高。并且，通過Ti添加帶來的再結(jié)晶溫度控制與一次退火時的加熱速度控制，再結(jié)晶與α-γ相變同時進行，將以鐵素體以及馬氏體為主體的硬質(zhì)相的顆粒直徑微細化，因此即便在酸洗、二次(最終)退火后也能夠維持微小組織，其結(jié)果是，有助于延伸凸緣性的提高。

為了獲得這樣的效果，Ti量為0.010％以上。優(yōu)選地，Ti量為0.030％以上。另一方面，若Ti量超過0.100％，則不僅該效果飽和，而且會在鐵素體中過量析出，使鐵素體的延性降低。因此，Ti量為0.100％以下。綜上，Ti量為0.010％以上0.100％以下。優(yōu)選地，Ti量為0.030％以上0.100％以下。

優(yōu)選本發(fā)明的高強度鋼板除滿足上述成分組成之外，所含的C、Nb、Ti、N以及S還滿足下述(1)式。

(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)≤0.12···(1)

其中，Ti*＝Ti－(48/14)N－(48/32)S。另外，求該Ti*的式以及上述(1)式中的C、Nb、Ti、N、S分別表示鋼中的各元素的含有量(質(zhì)量％)。

這里，(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)是Ti、Nb相對于C的原子比，若該值超過0.12，則NbC、TiC的析出量增加，因此鐵素體的變形能力降低，存在鋼板的延性降低的情況，并且熱軋的軋制負荷增加，存在阻礙制造穩(wěn)定性的情況。因此，如上述(1)式所示，(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)優(yōu)選為0.12以下，更優(yōu)選為0.08以下。

在本發(fā)明中，除上述必須添加元素之外，還能夠含有選自Mo、V、Cr、B的1種以上的元素。

選自Mo：0.05％以上1.00％以下、V：0.02％以上0.50％以下、Cr：0.05％以上1.00％以下、B：0.0001％以上0.0030％以下的1種以上

Mo以及Cr是通過提高淬火性、生成馬氏體而有助于高強度化的元素，能夠根據(jù)需要而含有。為了體現(xiàn)這樣的效果，上述元素分別能夠含有0.05％以上。另一方面，若Mo、Cr的含有量分別超過1.00％，則不僅上述效果飽和，而且會導致原料成本增加，因此上述含有量分別為1.00％以下。

V與Nb、Ti相同，通過形成微小的碳氮化物而有助于高強度化，因此能夠根據(jù)需要含有。為了體現(xiàn)這樣的效果，優(yōu)選含有0.02％以上。另一方面，若V量超過0.50％，則不僅上述效果飽和，而且會導致原料成本增加，因此V的含有量為0.50％以下。

B與Mo、Cr相同，提高淬火性，抑制在退火冷卻過程發(fā)生的鐵素體的生成，通過生成馬氏體而有助于高強度化。為了獲得這樣的效果，B能夠含有0.0001％以上。另一方面，若B的含有量超過0.0030％，則上述效果飽和，因此B的含有量為0.0030％以下。

上述成分以外的其余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。其中，只要在不損害本發(fā)明的效果的范圍內(nèi)，能夠適當?shù)睾幸韵略亍?/p>

Cu在熱軋時引起破裂，是成為表面瑕疵的產(chǎn)生原因的有害元素。然而，在本發(fā)明中，Cu對鋼板特性的負面影響小，因此若為0.30％以下的含有量則能夠允許。由此，能夠使用廢鐵等，實現(xiàn)回收原料的利用，因此能夠?qū)崿F(xiàn)原料成本減少。

Ni與Cu相同，對鋼板特性造成的影響小，但具有防止因含有Cu而引起的表面瑕疵的產(chǎn)生的效果。上述效果通過使Ni含有Cu含有量的1/2以上來體現(xiàn)。然而，若Ni的含有量過量，則助長氧化皮的不均勻生成引起的其他表面缺陷的產(chǎn)生，因此在含有Ni的情況下，其含有量的上限為0.30％。

Ca具有通過MnS等硫化物的形狀控制提高延性的效果，但即便大量地含有，其效果也處于飽和的趨勢。因此，在含有Ca的情況下，為0.0001％以上0.0020％以下。

并且，具有控制硫化物類夾雜物的形態(tài)的作用并由此而有助于加工性的提高的REM、或具有使鋼板表面的結(jié)晶整?；淖饔玫腟n、Sb分別能夠按照0.0001～0.020％的范圍含有。

除此之外，優(yōu)選形成析出物的Zr、Mg等的含有量盡量少，不需要積極地添加，不足0.020％，更優(yōu)選地，為不足0.002％。

存在上述Cu、Ni、Ca、REM、Sn、Sb、Zr以及Mg作為不可避免的雜質(zhì)而包含在本發(fā)明的鋼板的情況。

在本發(fā)明中，依次實施如下工序來形成熱浸鍍鋅鋼板：熱軋工序，即熔煉調(diào)整為上述成分組成的范圍的鋼而形成鋼坯，對鋼坯進行熱軋來形成熱軋鋼板；冷軋工序，即對該熱軋鋼板進行冷軋來形成冷軋鋼板；一次退火工序，即對該冷軋鋼板進行一次退火；酸洗工序，即對一次退火后的冷軋鋼板進行酸洗；以及二次退火工序，即對酸洗后的冷軋鋼板實施二次退火(最終退火)。在本發(fā)明中，在上述一次退火工序的一次退火中，將從700℃到退火溫度的溫度范圍的平均加熱速度形成為1℃/秒以下，以此加熱速度加熱至780～850℃的退火溫度區(qū)的退火溫度，在780～850℃的退火溫度區(qū)保持10～500秒之后，將從上述退火溫度到500℃以下的冷卻停止溫度的平均冷卻速度形成為5℃/秒以上，以此冷卻速度進行冷卻，從而形成具有鐵素體的面積率為10％以上60％以下、馬氏體、貝氏體、殘留奧氏體的合計面積率為40％以上90％以下的鋼組織的鋼板，在上述二次退火工序的二次退火中，在750～850℃的退火溫度區(qū)保持10～500秒之后，從上述退火溫度區(qū)的退火溫度起以1～15℃/秒的平均冷卻速度進行冷卻，實施浸漬于鍍鋅浴的熱浸鍍鋅處理，在上述熱浸鍍鋅處理后，以5～100℃/秒的平均冷卻速度冷卻至150℃以下，形成具有含有面積率為10％以上60％以下的鐵素體與面積率為40％以上90％以下的馬氏體的鋼組織的鋼板。

首先，對上述的本發(fā)明中重要的要件即一次退火后的鋼板的鋼組織、二次退火后的鋼板的鋼組織進行說明。

(一次退火后的鋼板的鋼組織)

在本發(fā)明中，為了減少二次(最終)退火時的材質(zhì)的退火溫度依賴性，需要使一次退火后的鋼板的鋼組織形成為鐵素體的面積率為10％以上60％以下、馬氏體、貝氏體、殘留奧氏體的合計面積率為40％以上90％以下的鋼組織。

馬氏體、貝氏體、殘留奧氏體的合計面積率：40％以上90％以下

為了獲得本發(fā)明的退火溫度依賴性小的高強度鋼板，一次退火后的鋼板的鋼組織的馬氏體、貝氏體、殘留奧氏體的合計面積率是重要因素之一。即，對一次退火后確認到的馬氏體、貝氏體、殘留奧氏體而言，一次退火時的均熱中C、Mn等元素富集的奧氏體是均熱后的冷卻中相變或保持未相變而殘存的組織，是C、Mn的濃度高的區(qū)域。上述那樣的C、Mn富集的區(qū)域使二次退火時的鐵素體-奧氏體相變點降低，因此放大兩相區(qū)(鐵素體與奧氏體共存的溫度區(qū))。其結(jié)果是，二次退火中在750～850℃的溫度范圍退火時的馬氏體面積率的變動小，材質(zhì)的變動也小。一般地，一次退火后的馬氏體、貝氏體、殘留奧氏體的合計面積率與二次(最終)退火后的馬氏體面積率相關(guān)，因此從二次(最終)退火后滿足TS≥1180MPa的觀點考慮，一次退火后的馬氏體、貝氏體、殘留奧氏體的合計面積率為40％以上。另一方面，一次退火后的馬氏體、貝氏體、殘留奧氏體即退火均熱中的奧氏體相與鐵素體相相比，Si、Mn的擴散速度慢，因此若該合計面積率超過90％，則Si、Mn的表面氧化物的形成以及鋼板表層的Si、Mn缺乏層的形成不充分，存在使涂鍍性降低的情況。因此，一次退火后的馬氏體、貝氏體、殘留奧氏體的合計面積率為90％以下，優(yōu)選地為70％以下。

鐵素體的面積率為10％以上60％以下

在一次退火時的均熱中或之后的冷卻中生成的鐵素體相使奧氏體相富集C、Mn，形成上述那樣的C、Mn富集的區(qū)域(C、Mn的富集部)。這樣的C、Mn的富集部使二次退火時的鐵素體-奧氏體相變點降低，在二次退火中，能夠縮小750～850℃的溫度范圍內(nèi)退火時馬氏體面積率的變動，材質(zhì)變動也小。為了穩(wěn)定地獲得這樣的效果，一次退火后的鐵素體的面積率為10％以上。另一方面，若一次退火后的鐵素體的面積率超過60％，則阻礙二次退火后的所希望的馬氏體量的確保，難以穩(wěn)定地獲得TS≥1180MPa。因此，一次退火后的鐵素體的面積率為60％以下。

此外，在本發(fā)明中，如上所述，積極地添加使再結(jié)晶溫度上升的Nb、Ti，并且適當?shù)乜刂埔淮瓮嘶饡r的加熱速度，從而一次退火中的Si、Mn的擴散因未再結(jié)晶組織的應變效應而促進，能夠形成表面氧化物并且在鋼板表層形成Si、Mn的缺乏層。在本發(fā)明中，優(yōu)選通過在規(guī)定條件下進行一次退火而獲得的一次退火后的鋼板表層的Si、Mn的缺乏層(Si、Mn的元素濃度為鋼中元素濃度的3/4以下的區(qū)域)為從鋼板表層起2μm以上。

在需要添加大量的Si、Mn的高強度鋼板中，為了獲得良好的涂鍍外觀，一次退火后的鋼板表層的Si、Mn的缺乏層為重要因素之一。即，鋼中所包含的Si、Mn在一般的退火爐使用的非氧化性環(huán)境氣體中或還原環(huán)境氣體中也被選擇性氧化，在表面富集并形成氧化物，使涂鍍處理時與熔融鋅的浸潤性降低，產(chǎn)生不涂鍍。然而，在一次退火后的鋼板表層形成Si、Mn的缺乏層，從而在二次退火中能夠借助鋼板表層的Si、Mn缺乏層抑制鋼中的Si、Mn的再次表面富集，獲得良好的涂鍍外觀。該效果在Si、Mn的元素濃度為鋼中元素濃度的3/4以下的區(qū)域(以下，定義為Si、Mn的缺乏層)相距鋼板表層的深度為2μm以上的情況下更為顯著。因此，優(yōu)選Si以及Mn的缺乏層相距表層為2μm以上。另外，從防止TS的過度降低的觀點考慮，優(yōu)選Si以及Mn的缺乏層相距表層為50μm以下。此外，Si以及Mn的缺乏層根據(jù)通過輝光放電發(fā)射光譜法(GDS)測定的深度方向的濃度分布讀取Si以及Mn的元素濃度分別為鋼中元素濃度的3/4以下的區(qū)域，將該深度作為指標。

(二次退火后的鋼板的鋼組織)

鐵素體的面積率：10％以上60％以下

鐵素體相在確保延性方面是重要因素，在以面積率計不足10％的情況下，難以確保延性，存在加工性降低的情況。因此，從延性確保的觀點考慮，二次退火后的鋼板的鋼組織的鐵素體的面積率為10％以上，優(yōu)選地為20％以上。另一方面，若二次退火后的鋼板的鋼組織的鐵素體的面積率超過60％，則難以確保TS≥1180MPa。因此，二次退火后的鋼板的鋼組織的鐵素體的面積率為60％以下，優(yōu)選地為50％以下。

此外，在鐵素體的平均結(jié)晶顆粒直徑微小的情況下，有助于從鐵素體晶界逆相變而生成的馬氏體的微細化，有助于延伸凸緣性的提高。因此，二次退火后的鋼板的鋼組織的鐵素體的平均結(jié)晶顆粒直徑優(yōu)選為10μm以下，更優(yōu)選為5μm以下。

馬氏體的面積率：40％以上90％以下

馬氏體是確保本發(fā)明的鋼板的強度所需要的硬質(zhì)相。在馬氏體的面積率不足40％的情況下，鋼板強度降低，存在難以確保TS≥1180MPa的情況。因此，二次退火后的鋼板的鋼組織的馬氏體的面積率為40％以上，優(yōu)選地為50％以上。另一方面，若馬氏體的面積率超過90％，則硬質(zhì)相過量，存在難以確保加工性的情況。因此，二次退火后的鋼板的鋼組織的馬氏體的面積率為90％以下，優(yōu)選地為70％以下。

此外，在馬氏體的平均結(jié)晶顆粒直徑超過5μm的情況下，容易在軟質(zhì)的鐵素體與硬質(zhì)的馬氏體的界面產(chǎn)生空隙，存在延伸凸緣性、局部延性降低的情況。與此相對地，通過使馬氏體的平均結(jié)晶顆粒直徑為5μm以下，能夠抑制鐵素體與馬氏體的界面的空隙的生成，抑制延伸凸緣性的降低。因此二次退火后的鋼板的鋼組織的馬氏體的平均結(jié)晶顆粒直徑優(yōu)選為5μm以下，更優(yōu)選為2μm以下。

另外，在本發(fā)明的二次退火后的鋼板中，作為除鐵素體與馬氏體以外的其余部分組織，存在包含珠光體、貝氏體、殘留奧氏體以及碳化物等的情況，只要它們以合計面積率計為10％以下則能夠允許。

此外，上述面積率能夠在研磨鋼板的L剖面(與軋制方向平行的垂直剖面)后利用硝酸酒精(nital)進行腐蝕，利用SEM(掃描式電子顯微鏡)以2000倍的倍率在5個視場中觀察并對拍攝到組織照片進行圖像分析來求出。詳細內(nèi)容在實施例中敘述，但組織照片中，鐵素體為稍黑的對比度的區(qū)域，珠光體為碳化物片狀(lamellar shape)地生成的區(qū)域，貝氏體為碳化物點列狀地生成的區(qū)域，馬氏體以及殘留奧氏體(殘留γ)為帶有白的對比度的粒子。另外，鐵素體以及馬氏體的平均顆粒直徑依據(jù)JISG0522的規(guī)定，通過切斷法進行了測定。

另外，作為具有上述鋼組織的二次退火的鋼板的高強度熱浸鍍鋅鋼板具有以下的1)～3)的特性。

1)TS≥1180MPa

近幾年，強烈要求確保汽車車身的輕型化以及車輛碰撞時的乘客安全性，為了響應上述要求，需要使成為汽車車身的材料的鋼板高強度化。對于由本發(fā)明獲得的高強度熱浸鍍鋅鋼板而言，TS≥1180MPa，能夠?qū)崿F(xiàn)這樣的高強度化。

2)退火溫度變動40℃時的TS變動量(ΔTS)≤50MPa

通常，在由連續(xù)退火生產(chǎn)線的制造中，退火溫度在卷材內(nèi)約變動40℃(±20℃)。在評價相對于該退火溫度變化的材質(zhì)的變動量時，從退火溫度的中值與產(chǎn)生±20℃的退火溫度變動的位置的共3處采集以相對于軋制方向呈90°的方向(C方向)為拉伸方向的JIS5號拉伸試驗片(JISZ2201)，進行依據(jù)JISZ2241的規(guī)定的拉伸試驗，對TS變動量即TS的最大值與最小值的差(ΔTS＝TSmax－TSmin)進行了評價。在本發(fā)明中，能夠獲得ΔTS≤50MPa之類的材質(zhì)的退火溫度依賴性小的鋼板。

3)表面外觀

通過目視觀察評價熱浸鍍鋅后的外觀，不涂鍍完全不存在的情況為○，產(chǎn)生不涂鍍的情況為×，另外，對于合金化后的外觀而言，看到合金化不均的情況為×，不存在合金化不均而獲得均勻的外觀的情況為○，在目視觀察評價的情況下，在根據(jù)本發(fā)明獲得的高強度熱浸鍍鋅鋼板中，涂鍍后以及合金化后均獲得○的評價。

接下來，對本發(fā)明的制造條件詳細地進行說明。

在本發(fā)明的制造方法中使用的鋼坯為了防止成分的宏觀偏析而優(yōu)選通過連鑄法進行制造，但也可以通過鑄錠法、薄坯鑄造法進行制造。另外，在制造完鋼坯之后，除暫時冷卻至室溫，然后再次加熱的現(xiàn)有法之外，毫無疑問，還可以應用不冷卻而直接以溫片的狀態(tài)裝入加熱爐進行熱軋的方法(直送軋制)、進行稍微的保溫之后立即進行熱軋的方法(直送軋制·直接軋制)、或者直接以高溫狀態(tài)裝入加熱爐而省略再加熱的步驟的方法(溫片裝入)等節(jié)能工藝。另外，由于下述理由，供熱軋的鋼坯優(yōu)選坯料加熱溫度為1150～1300℃。

坯料加熱溫度：1150℃以上1300℃以下

在鋼坯的加熱階段存在的析出物在最終獲得的鋼板內(nèi)作為粗大的析出物而存在，于強度無益，因此需要使鑄造時析出的Ti、Nb類析出物再溶解足夠的量。另外，從對坯料表面的氣泡、偏析等缺陷進行氧化皮脫落來減少鋼板表面的龜裂、凹凸從而實現(xiàn)平滑的鋼板表面的觀點考慮，加熱至1150℃以上也是有效的。因此，優(yōu)選坯料加熱溫度為1150℃以上。另一方面，若坯料加熱溫度超過1300℃，則引起奧氏體粒的粗大化，最終組織粗大化(coarsening)，存在使延伸凸緣性降低的情況。因此，優(yōu)選坯料加熱溫度為1300℃以下。

(熱軋工序)

對通過上述獲得的鋼坯實施包括粗軋以及精軋在內(nèi)的熱軋。首先，鋼坯通過粗軋成為板坯。此外，粗軋的條件不需要特別規(guī)定，能夠根據(jù)常用方法進行。另外，從防止表面溫度降低的熱軋時的故障的觀點考慮，利用加熱板坯的板坯加熱器是有效的方法。

在本發(fā)明的制造方法中，雖未特別限定，但由于下述的理由，優(yōu)選以精軋的最終道次的壓下率：10％以上、最終道次的前道次的壓下率：18％以上、精軋溫度：850～950℃的方式進行熱軋。

精軋的最終道次的壓下率：10％以上，最終道次的前道次的壓下率：18％以上

本發(fā)明的添加了Nb、Ti的鋼抑制熱軋時的奧氏體的再結(jié)晶。因此，在精軋的最終道次的壓下率不足10％的情況下，熱精軋后從未再結(jié)晶的奧氏體進行鐵素體相變的比例增多，熱軋板組織容易粗細晶共存(duplex grain microstructure：雙向晶粒顯微組織)。其結(jié)果是，冷軋、退火后的鋼板組織受到熱軋板組織的影響而成為不均勻的組織，存在導致材質(zhì)偏差的增大、加工性的降低的情況。另外，在精軋的最終道次的壓下率為10％以上的條件下，具有使熱軋板組織微細化的效果，在之后的冷軋以及退火后也維持微小組織，因此有助于二次(最終)退火后的鐵素體顆粒直徑以及馬氏體顆粒直徑的微細化，對延伸凸緣性的提高有效地作用。因此，最終道次的壓下率優(yōu)選為10％以上，更優(yōu)選為13％以上。

并且，除上述最終道次的壓下率控制之外，還將最終道次的前道次的壓下率控制為適當范圍。即，通過使該最終道次的前道次的壓下率為18％以上，由此應變累積效應提高，進一步促進奧氏體的再結(jié)晶，消除熱軋板組織的不均勻性，材質(zhì)偏差減少。另外，在精軋的最終道次的前道次的壓下率為18％以上的情況下，具有使熱軋板組織微細化的效果，在之后的冷軋以及退火后也維持微小組織，因此有助于二次(最終)退火后的鐵素體顆粒直徑以及馬氏體顆粒直徑的微細化，對延伸凸緣性的提高有效地作用。另一方面，在最終道次的前道次的壓下率不足18％的情況下，存在無法獲得奧氏體的再結(jié)晶促進效果、微細化效果的情況。因此，最終道次的前道次的壓下率優(yōu)選為18％以上，更優(yōu)選為20％以上。

此外，若上述最終道次以及最終道次的前道次這兩道次的壓下率增大則軋制負荷上升，因此優(yōu)選上述道次的壓下率均不足40％。

精軋溫度：850～950℃

在精軋溫度不足850℃的情況下，組織不均勻，加工性(延性、延伸凸緣性)的降低顯著。另一方面，若精軋溫度超過950℃，則氧化物(氧化皮)的生成量急劇增大，基體金屬與氧化物的界面粗糙，能夠看出酸洗、冷軋后的表面品質(zhì)惡化的趨勢。另外，結(jié)晶顆粒直徑過度粗大，存在加工時產(chǎn)生沖壓表面的粗糙(orange peel like surface defect：橘皮狀表面缺陷)的情況。因此，優(yōu)選精軋溫度為850～950℃。

對于上述熱軋結(jié)束后的熱軋鋼板(以下，也稱為熱軋板)而言，從組織的進一步微細化帶來的延伸凸緣性的提高以及減少材質(zhì)的退火溫度依賴性的觀點考慮，優(yōu)選在精軋結(jié)束后，在3秒以內(nèi)開始冷卻，在精軋溫度～(精軋溫度－100℃)的溫度區(qū)以5～200℃/秒的平均冷卻速度進行冷卻，在450～650℃的溫度下收卷為卷材形狀。

在精軋結(jié)束后3秒以內(nèi)開始冷卻

在精軋結(jié)束后到開始冷卻的時間超過3秒的情況下，鐵素體析出，熱軋板組織容易成為鐵素體與珠光體形成為層狀的帶組織(banded structure)。這樣的層狀組織處于在鋼板內(nèi)產(chǎn)生成分的濃度不均的狀態(tài)，因此在冷軋退火后容易成為不均勻的組織，難以實現(xiàn)組織的均勻微細化。因此，存在延伸凸緣性等加工性的降低、相對于退火溫度的TS變動量增大的情況。因此，優(yōu)選精軋結(jié)束后到開始冷卻的時間為3秒以內(nèi)。

精軋溫度～(精軋溫度－100℃)的平均冷卻速度：5～200℃/秒

在精軋之后的高溫區(qū)亦即精軋溫度～(精軋溫度－100℃)的溫度區(qū)的冷卻速度不足5℃/秒的情況下，鐵素體粗大地析出，熱軋板組織容易粗大化，并且容易成為鐵素體與珠光體形成為層狀的帶組織。這樣的帶狀組織處于在鋼板內(nèi)產(chǎn)生成分的濃度不均的狀態(tài)，因此冷軋退火后容易成為不均勻的組織，難以實現(xiàn)組織的均勻微細化。因此，存在延伸凸緣性等加工性、材質(zhì)的退火溫度依賴性變大的情況。另一方面，即便該平均冷卻速度超過200℃/秒，效果也飽和，因此優(yōu)選精軋溫度～(精軋溫度－100℃)的溫度區(qū)的平均冷卻速度為5～200℃/秒。

收卷溫度：450～650℃

收卷溫度明顯影響NbC的析出。在收卷溫度不足450℃的情況下，NbC的析出不充分，NbC的析出在卷材內(nèi)容易不均勻，存在因冷軋后的退火加熱時的再結(jié)晶舉動引起的組織差異導致材質(zhì)的退火溫度依賴性變大的情況。另外，若收卷溫度超過650℃，則NbC粗大地析出，NbC的鐵素體的析出強化不充分，因此存在無法獲得與馬氏體的硬度差減少效果帶來的延伸凸緣性的改善效果的情況。因此，收卷溫度優(yōu)選為450℃以上650℃以下。進一步優(yōu)選為500℃以上600℃以下。

(冷軋工序)

在熱軋工序中，熱軋獲得的熱軋鋼板適當?shù)剡M行酸洗，實施冷軋形成為冷軋鋼板。酸洗不是必須的，能夠適當?shù)剡M行。另外，在進行酸洗的情況下，能夠在通常的條件下進行。另外，在冷軋中，優(yōu)選為壓下率：40％以上。

冷軋的壓下率：40％以上

在冷軋的壓下率不足40％的情況下，退火時的加熱過程的再結(jié)晶不均勻地產(chǎn)生，存在無法獲得均勻微小的退火組織的情況。除此之外，通常形成的熱軋板組織的卷材內(nèi)偏差在冷軋退火后也殘存，存在材質(zhì)的退火溫度依賴性變大的情況。因此，在卷材內(nèi)，從獲得更均勻微小的組織的觀點考慮，優(yōu)選冷軋的壓下率為40％以上。此外，若壓下率超過70％，則軋制時對輥的負荷也提高，存在產(chǎn)生通板故障的擔憂，因此更優(yōu)選壓下率的上限為70％左右。

(一次退火工序)

從700℃到退火溫度的溫度范圍的平均加熱速度：1℃/秒以下

對冷軋后的冷軋鋼板實施一次退火。在本發(fā)明中，為了在熱軋鋼板的階段使TiC、NbC析出，經(jīng)由冷軋工序獲得的冷軋鋼板的再結(jié)晶溫度比較高溫，退火后未再結(jié)晶組織容易殘存。這樣的未再結(jié)晶組織促進Si、Mn的擴散，因此容易形成Si、Mn的表面氧化物并且在鋼板表層形成Si、Mn的缺乏層，其結(jié)果是，酸洗以及二次退火后能夠期待涂鍍性的提高。為了獲得這樣的效果，需要使從700℃到退火溫度的溫度區(qū)的平均加熱速度為1℃/s以下來進行加熱。此外，上述平均加熱速度的下限不特別限定，但在不足0.1℃/秒下，退火爐內(nèi)的通板時間增大，使制造性降低，因此優(yōu)選從700℃到退火溫度的溫度范圍的平均加熱速度為0.1℃/秒以上。

加熱至780～850℃的退火溫度區(qū)的退火溫度

在退火溫度不足780℃的情況下，一次退火的冷卻后無法獲得規(guī)定量的馬氏體、貝氏體、殘留奧氏體(殘留γ)量，存在難以獲得退火溫度依賴性小的高強度鋼板的情況。另外，在一次退火后也容易殘存未再結(jié)晶組織，在該未再結(jié)晶組織殘存的狀態(tài)下，二次退火中，Si、Mn因應變效應而容易再次表面富集，存在成為不涂鍍的原因的情況。另一方面，若退火溫度超過850℃，則一次退火后無法獲得所希望的鐵素體量，其結(jié)果是，C、Mn向奧氏體的富集不充分，存在二次退火后的馬氏體量的變動引起的退火溫度依賴性變大的情況。并且，還存在導致生產(chǎn)性的降低、能量成本增加之類的問題。因此，退火溫度為780℃以上850℃以下的溫度區(qū)的溫度。

在780～850℃的退火溫度區(qū)保持10～500秒

從促進C、Mn等元素向奧氏體的富集的觀點考慮，一次退火的780～850℃的退火溫度區(qū)內(nèi)的保持時間優(yōu)選為10秒以上，更優(yōu)選為20秒以上。另一方面，若保持時間超過500秒，則存在結(jié)晶顆粒直徑粗大化、強度的降低、表面性狀的惡化、延伸凸緣性的降低等對鋼板的諸多特性造成負面影響的擔憂。保持時間優(yōu)選為200秒以下。根據(jù)以上，一次退火的退火溫度區(qū)亦即780～850℃的退火溫度區(qū)內(nèi)的保持時間為10秒以上500秒以下。

使從退火溫度到500℃以下的冷卻停止溫度的平均冷卻速度為5℃/秒以上來進行冷卻

該冷卻過程為了控制一次退火后的馬氏體、貝氏體、珠光體、殘留γ量而承擔重要作用。即在平均冷卻速度不足5℃/秒的情況下，冷卻中生成的鐵素體量過多，因此二次(最終)退火后無法獲得規(guī)定的馬氏體量，存在無法獲得所希望的TS的情況。另外，若冷卻停止溫度超過500℃，則二次(最終)退火后無法獲得規(guī)定的馬氏體量，存在無法獲得所希望的TS的情況。因此，冷卻停止溫度為500℃以下。因此，從退火溫度到500℃以下的冷卻停止溫度的溫度范圍的平均冷卻速度為5℃/秒以上。優(yōu)選為10℃/秒以上。另一方面，從板形狀穩(wěn)定性等觀點考慮，優(yōu)選從退火溫度到500℃以下的冷卻停止溫度的溫度范圍的平均冷卻速度為100℃/秒以下。

冷卻優(yōu)選氣體冷卻，但也可以進行爐冷、水霧冷卻、輥冷卻、水冷，或者將它們組合來進行。

優(yōu)選上述一次退火通過連續(xù)退火法進行。

通過實施上述一次退火，使一次退火后的冷軋鋼板的鋼組織如上所述地形成為鐵素體相的面積率為10％以上60％以下、馬氏體、貝氏體、殘留奧氏體的合計面積率為40％以上90％以下的鋼組織。

(酸洗工序)

一次退火時生成的Si、Mn等易氧化性元素的表面富集物使二次退火后的涂鍍性顯著惡化，因此為了除去Si、Mn等的表面富集物、改善涂鍍性，實施酸洗。這里，酸洗能夠在通常的條件下進行。此外，通過使鋼板的酸洗減量以Fe換算計為0.05～5g/m²來進行酸洗，能夠完全除去表面富集物，例如，利用40～90℃、濃度1～10質(zhì)量％左右的酸(鹽酸、硫酸、硝酸等)，通過1～20秒的酸洗處理完全除去表面富集物，因此作為一次退火后實施的酸洗的條件，優(yōu)選為這樣的條件。在酸洗液的濃度不足1質(zhì)量％的情況下，存在酸洗減量以Fe換算計不足0.05g/m²的情況，存在基于酸洗的表面富集物的除去不充分的情況。另一方面，若酸洗液的濃度超過10質(zhì)量％，則存在酸洗減量超過5g/m²的情況，并且存在產(chǎn)生過酸洗引起的鋼板表面的粗糙的情況。另外，在酸的溫度不足40℃的情況下，存在酸洗減量以Fe換算計不足0.05g/m²的情況，存在酸洗的表面富集物的除去不充分的情況。另一方面，若酸的溫度超過90℃，則存在酸洗減量超過5g/m²的情況，并且存在產(chǎn)生過酸洗引起的鋼板表面的粗糙的情況。在酸洗時間不足1秒的情況下，存在酸洗的表面富集物的除去不充分的情況，若超過20秒則存在產(chǎn)生過酸洗引起的鋼板表面的粗糙的情況下。綜上，酸洗條件優(yōu)選為酸溫度：40℃以上90℃以下、酸濃度：1質(zhì)量％以上10質(zhì)量％以下、酸洗時間：1秒以上20秒以下，更優(yōu)選為酸溫度：50℃以上70℃以下、酸洗時間：5秒以上10秒以下。

上述的酸洗減量的Fe換算值能夠根據(jù)酸洗前后的鋼板質(zhì)量求出。

(二次(最終)退火工序)

加熱至750～850℃的退火溫度區(qū)的退火溫度

在二次退火的退火溫度不足750℃的情況下，退火冷卻后無法獲得規(guī)定的馬氏體量，存在無法所希望的強度的情況。另一方面，若退火溫度超過850℃，則在退火中，Si、Mn再次表面富集，導致涂鍍性的降低。另外，鐵素體、奧氏體粗大化，冷卻后的組織粗大化，因此導致鋼板表面性狀的惡化，也存在無法獲得延伸凸緣性的改善效果的情況。并且，還存在導致生產(chǎn)性的降低、能量成本增加之類的問題。因此，退火溫度為750℃以上850℃以下。從更穩(wěn)定地確保涂鍍性的觀點考慮，優(yōu)選為750℃以上800℃以下。

在750～850℃的退火溫度區(qū)保持10～500秒

從使C、Mn等元素向奧氏體的富集更穩(wěn)定化的觀點考慮，優(yōu)選二次退火的750～850℃的退火溫度區(qū)內(nèi)的保持時間為10秒以上。另一方面，若保持時間超過500秒，則在退火中，Si、Mn再次表面富集，存在導致涂鍍性的降低的情況。另外，結(jié)晶顆粒直徑粗大化，導致鋼板表面性狀的惡化，存在延伸凸緣性的降低等對鋼板的各特性造成負面影響的擔憂。因此，750～850℃的退火溫度區(qū)內(nèi)的保持時間為10秒以上500秒以下。

從退火溫度到鍍鋅浴的溫度的平均冷卻速度(一次冷卻速度)：1～15℃/秒

加熱至上述退火溫度區(qū)的退火溫度，在退火溫度下進行均熱，在750～850℃的退火溫度區(qū)保持10～500秒之后，以平均冷卻速度1～15℃/秒冷卻至通常保持為420～500℃的鍍鋅浴的溫度。若從退火溫度到鍍鋅的溫度的平均冷卻速度(一次冷卻速度)超過15℃/秒，則抑制冷卻中的鐵素體生成，馬氏體、貝氏體等硬質(zhì)相過量生成，因此強度過高，導致延性、延伸凸緣性等加工性的惡化。另一方面，在不足1℃/秒的情況下，冷卻中生成的鐵素體的量過多，存在無法獲得所希望的TS的情況。因此，從退火溫度到涂鍍浴的平均冷卻速度為1℃/秒以上15℃/秒以下。冷卻優(yōu)選氣體冷卻，但也可以進行爐冷、水霧冷卻、輥冷卻、水冷，或者將它們組合來進行。上述二次退火優(yōu)選通過連續(xù)退火法進行，特別優(yōu)選使用具備后述的連熱浸鍍鋅處理設備的CGL(continuous galvanizing line：連續(xù)鍍鋅生產(chǎn)線)進行。

熱浸鍍鋅處理·合金化處理

以上述一次冷卻速度冷卻后，浸漬于鍍鋅浴實施熱浸鍍鋅處理。熱浸鍍鋅處理通過常用方法進行即可。另外，在浸漬于鍍鋅浴實施熱浸鍍鋅處理之后、以后述的5～100℃/秒的平均冷卻速度(二次冷卻速度)進行冷卻之前，也能夠?qū)嵤╁冧\鋼板的合金化處理。在該情況下，鍍鋅鋼板的合金化處理例如能夠通過在熱浸鍍鋅處理后加熱至500～650℃的溫度區(qū)并利用常用方法保持數(shù)秒～數(shù)十秒來進行。作為鍍鋅條件，涂鍍附著量為每個單面20～70g/m²，在合金化的情況下，優(yōu)選涂鍍層中的Fe濃度(Fe％)為6～15質(zhì)量％。

在熱浸鍍鋅處理后或進一步進行合金化處理的情況下，合金化處理后的冷卻至150℃以下時的平均冷卻速度(二次冷卻速度)：5～100℃/秒

在熱浸鍍鋅處理后或?qū)嵤╁冧\鋼板的合金化處理之后的冷卻中，在150℃以下的溫度為止的平均冷卻速度(二次冷卻速度)為不足5℃/秒的慢冷卻的情況下，在400～500℃附近生成珠光體或貝氏體，無法獲得規(guī)定量的馬氏體，存在無法獲得所希望的強度的情況。另一方面，若二次冷卻速度超過100℃/秒，則馬氏體過硬，存在延性、延伸凸緣性降低的情況。因此，二次冷卻速度為5℃/秒以上100℃/秒以下。

并且，在本發(fā)明中，還能夠以形狀矯正、表面粗度調(diào)整的目的對上述的二次退火后最終獲得的高強度熱浸鍍鋅鋼板實施調(diào)質(zhì)軋制或矯直加工。此外，若過度地進行調(diào)質(zhì)軋制，則過度導入應變，成為結(jié)晶粒伸展的軋制加工組織，延性降低，因此在進行調(diào)質(zhì)軋制的情況下，優(yōu)選以伸長率計為0.1～1.5％左右。

實施例1

對由表1所示的成分組成構(gòu)成的鋼液進行熔煉，形成鋼坯之后，在表2所示的各種條件下，通過熱軋、冷軋、一次退火、酸洗以及二次退火工序，制造板厚為1.2mm的高強度合金化熱浸鍍鋅鋼板(成品板)。一次退火工序的退火溫度區(qū)內(nèi)的保持時間為780～850℃的退火溫度區(qū)(一次退火的退火溫度區(qū))內(nèi)的保持時間，二次退火工序的退火溫度區(qū)內(nèi)的保持時間為750～850℃的退火溫度區(qū)(二次退火的退火溫度區(qū))內(nèi)的保持時間。另外，在一次退火工序后進行的酸洗工序中，利用60℃的5質(zhì)量％鹽酸，進行了10秒鐘的酸洗。另外，熱浸鍍鋅處理調(diào)整成附著量為每個單面50g/m²(雙面涂鍍)，而且實施合金化處理，調(diào)整成涂鍍層中的Fe％為9～12質(zhì)量％。

相對于通過以上獲得的合金化熱浸鍍鋅鋼板采集樣本，按照下述的方法進行組織觀察，并進行以相對于軋制方向呈90°的方向(C方向)為拉伸方向的拉伸試驗，確定鋼板的鋼組織，并且對鐵素體相以及馬氏體相的面積率、鐵素體以及馬氏體的平均結(jié)晶顆粒直徑、屈服強度(YP)，拉伸強度(TS)、總延伸率(El)以及擴孔率(λ)進行了測定。另外，目視觀察涂鍍后外觀、合金化后外觀，對表面性狀進行了評價。并且，從二次退火溫度相對于中值在±20℃的范圍變動的位置采集以相對于軋制方向呈90°的方向(C方向)為拉伸方向的拉伸試驗片，根據(jù)拉伸試驗，對二次退火溫度相對于中值變動±20℃、即退火溫度變動40℃變動的情況下的TS變動量(ΔTS)進行了評價。另外，在一次退火工序后，從酸洗工序前的鋼板也采集鋼組織觀察用的樣本。以下，具體地進行說明。

(i)組織觀察

從合金化熱浸鍍鋅鋼板采集組織觀察用試驗片，在對L剖面(與軋制方向平行的垂直剖面)機械地進行研磨并利用硝酸酒精進行腐蝕之后，根據(jù)利用掃描電子顯微鏡(SEM)以倍率3000倍拍攝的組織照片(SEM照片)，進行鋼板組織的確定并測定鐵素體以及馬氏體的面積率。此外，對于根據(jù)上述組織照片對鋼板的鋼組織的確定而言，鐵素體為稍黑的對比度的區(qū)域，珠光體為碳化物片狀地生成的區(qū)域，貝氏體為碳化物點列狀地生成的區(qū)域，馬氏體以及殘留奧氏體(殘留γ)為帶有白的對比度的粒子。并且，在對上述試驗片以250℃實施4hr的回火處理之后，以相同方式獲得組織照片，將碳化物片狀地生成的區(qū)域作為熱處理前為珠光體的區(qū)域、將碳化物點列狀地生成的區(qū)域作為熱處理前為貝氏體或馬氏體的區(qū)域再次求出該面積率，將保持白的對比度不變而殘存的微粒子作為殘留γ進行測定，根據(jù)與回火處理前的帶有白的對比度的粒子(馬氏體以及殘留γ)的面積率的差，求出馬氏體的面積率。此外，各個相的面積率是在透明的OHP片按照各相區(qū)分相地標注顏色，并在獲取圖像后進行二值化，通過圖像分析軟件(微軟公司制Digital Image Pro Plus ver4.0)求出。另外，鐵素體以及馬氏體的平均顆粒直徑依據(jù)JISG0522的規(guī)定，通過切斷法進行了測定。

另外，對于從一次退火后的鋼板采集的組織觀察用試驗片而言，在對L剖面(與軋制方向平行的垂直剖面)機械地進行研磨并利用硝酸酒精進行腐蝕之后，根據(jù)利用掃描電子顯微鏡(SEM)以倍率3000倍拍攝的組織照片(SEM照片)，進行鋼板組織的確定并測定鐵素體的面積率。并且，Si、Mn缺乏層深度根據(jù)通過輝光放電發(fā)射光譜法(GDS)測定的深度方向的濃度分布讀取Si以及Mn的元素濃度分別為鋼中元素濃度的3/4以下的區(qū)域，將該深度作為指標。

(ii)拉伸特性

從合金化熱浸鍍鋅鋼板采集以相對于軋制方向呈90°的方向(C方向)為拉伸方向的JIS5號拉伸試驗片(JISZ2201)，進行依據(jù)JISZ2241的規(guī)定的拉伸試驗，對YP、TS、El進行了測定。此外，拉伸試驗的評價基準為TS≥1180MPa、TS×El≥15000MPa·％。

并且，從二次退火溫度相對于中值為+20℃以及－20℃的位置采集以相對于軋制方向呈90°的方向(C方向)為拉伸方向的拉伸試驗片，通過拉伸試驗，對退火溫度變動40℃的情況下的TS變動(ΔTS)進行了評價。此外，作為材質(zhì)均勻性的評價基準，ΔTS≤50MPa為材質(zhì)均勻性優(yōu)良。

(iii)擴孔率(延伸凸緣性)

延伸凸緣成型性通過依據(jù)日本鐵鋼連盟標準JFST1001的擴孔試驗進行了評價。即相對于獲得的合金化熱浸鍍鋅鋼板采集100mm×100mm見方的樣本，在樣本開設利用沖頭直徑10mm的沖頭進行穿孔的沖頭孔，使用頂角60°的圓錐沖頭，以毛刺成為外側(cè)的方式進行擴孔試驗，直至產(chǎn)生貫通板厚的破裂為止，作為此時的d0：初始孔內(nèi)徑(mm)、d：破裂產(chǎn)生時的孔內(nèi)徑(mm)，求出擴孔率λ(％)＝{(d－d0)/d0}×100。此外，作為擴孔率的評價基準，TS×λ≥43000MPa·％為延伸凸緣性優(yōu)良。

(iv)表面性狀

通過目視觀察評價涂鍍后的外觀，不涂鍍完全不存在的情況為○，產(chǎn)生不涂鍍的情況為×。另外，合金化后的外觀以看到合金化不均的情況為×、不存在合金化不均而獲得均勻的外觀的情況為○的方式進行了目視觀察評價。

獲得的結(jié)果如表3所示。根據(jù)表3，鋼板No.2～9的鋼板是成分組成以及制造方法應用于本發(fā)明的發(fā)明例，滿足TS≥1180MPa、TS×El≥15000MPa·％、TS×λ≥43000MPa·％，是退火溫度變動40℃的情況下的TS變量(ΔTS)為50MPa以下的退火溫度依賴性優(yōu)良的鋼板。另外，未看到不涂鍍、合金化不均的產(chǎn)生，成為具有良好的表面性狀的鋼板。并且，對于鋼板No.3、5～8而言，熱軋時的最終道次以及最終道次的前道次的壓下率為優(yōu)選范圍，因此馬氏體的平均顆粒直徑為2μm以下，其結(jié)果是，成為滿足TS×λ≥45000MPa·％的鋼板。

與此相對地，對于比較例的鋼板No.1而言，C量低于本發(fā)明范圍，因此無法獲得所希望的馬氏體量，未實現(xiàn)TS≥1180MPa。對于比較例的No.10而言，Nb量以及Ti量低于本發(fā)明范圍，鐵素體的析出強化不充分，因此與馬氏體相的硬度差的減少效果小，未實現(xiàn)TS×λ≥43000MPa·％。而且無法獲得所希望的Si、Mn的缺乏層深度，是產(chǎn)生不涂鍍、合金化不均的比較例。對于比較例的鋼板No.11而言，S量、Nb量以及Ti量超過本發(fā)明范圍，因此使鐵素體的延性明顯降低，其結(jié)果是，為實現(xiàn)TS×El≥15000MPa·％。另外，Nb量以及Ti量過量，因此熱軋時的軋制負荷高，擔心制造性的降低。對于比較例的鋼板No.12而言，C、Si、Mn超過本發(fā)明范圍，因此馬氏體量過量，El、λ降低，未實現(xiàn)TS×El≥15000MPa·％或TS×λ≥43000MPa·％。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

實施例2

對由表1所示的鋼B、C、D以及I的成分組成構(gòu)成的鋼液進行熔煉，形成鋼坯之后，在表4所示的各種條件下，通過熱軋、冷軋、一次退火、酸洗以及二次退火工序，制造板厚為1.2mm的高強度熱浸鍍鋅鋼板(未實施合金化處理的熱浸鍍鋅鋼板(在表4中簡記為熱浸鍍鋅鋼板)、以及實施了合金化處理的熱浸鍍鋅鋼板亦即合金化熱浸鍍鋅鋼板)(成品板)。一次退火工序的退火溫度區(qū)內(nèi)的保持時間為780～850℃的退火溫度區(qū)(一次退火的退火溫度區(qū))內(nèi)的保持時間，二次退火工序的退火溫度區(qū)內(nèi)的保持時間為750～850℃的退火溫度區(qū)(二次退火的退火溫度區(qū))內(nèi)的保持時間。另外，在一次退火工序后進行的酸洗工序中，利用60℃的5質(zhì)量％鹽酸，進行了10秒鐘的酸洗。這里，熱浸鍍鋅處理調(diào)整成附著量為每個單面50g/m²(雙面涂鍍)，在進行合金化處理的情況下，調(diào)整成涂鍍層中的Fe％為9～12質(zhì)量％。

相對于通過以上獲得的各種高強度熱浸鍍鋅鋼板(成品板)，以與實施例1相同的方式進行鋼板組織的確定并對鐵素體相以及馬氏體相的面積率、鐵素體以及馬氏體的平均結(jié)晶顆粒直徑、YP、TS、El以及λ進行測定，而且對退火溫度變動40℃的情況下的TS變動量(ΔTS)進行了評價。

上述測定結(jié)果如表5所示。根據(jù)表5，滿足本發(fā)明的制造條件的鋼板No.13～15、18～21、23～25的鋼板是成分組成以及制造方法應用于本發(fā)明的發(fā)明例，滿足TS≥1180MPa、TS×El≥15000MPa·％、TS×λ≥43000MPa·％，成為退火溫度變動40℃變動的情況下的TS變動量(ΔTS)為50MPa以下的退火溫度依賴性優(yōu)良的鋼板。另外，未看到不涂鍍、合金化不均的產(chǎn)生，成為具有良好的表面性狀的鋼板。并且，對于鋼板No.14、15、18而言，熱軋時的最終道次以及最終道次的前道次的壓下率為優(yōu)選范圍，因此馬氏體的平均顆粒直徑為2μm以下，其結(jié)果是，成為滿足TS×λ≥45000MPa·％的鋼板。

與此相對地，對于比較例的鋼板No.16而言，酸洗工序的酸洗減量低于本發(fā)明范圍，因此一次退火時生成的Si、Mn等易氧化性元素的表面富集物殘存，是產(chǎn)生不涂鍍、合金化不均的比較例。對于比較例的鋼板No.17而言，酸洗工序的酸洗減量超過本發(fā)明范圍的上限，因此是產(chǎn)生因過酸洗導致的鋼板表面的粗糙產(chǎn)生所引起的不涂鍍、合金化不均的比較例。對于比較例的鋼板No.22，二次退火時的二次冷卻速度低于本發(fā)明范圍，因此在冷卻中，珠光體、貝氏體大量析出，無法確保所希望的馬氏體量，未實現(xiàn)TS≥1180MPa。另外，一次退火時的加熱速度超過本發(fā)明范圍，因此Si、Mn的擴散不充分，無法獲得所希望的Si、Mn的缺乏層深度，是產(chǎn)生不涂鍍、合金化不均的比較例。對于比較例的鋼板No.26而言，一次退火時的退火溫度超過本發(fā)明范圍，因此ΔTS不充分。對于比較例的鋼板No.27而言，一次退火時的退火溫度區(qū)內(nèi)的保持時間超過本發(fā)明的范圍，因此延伸凸緣性不充分。對于比較例的鋼板No.28而言，二次退火時的一次冷卻速度超過本發(fā)明的范圍，因此鋼組織的鐵素體面積率不充分，且延伸以及延伸凸緣性不充分。對于比較例的鋼板No.29而言，二次退火時的二次冷卻速度超過本發(fā)明的范圍，因此延伸以及延伸凸緣性不充分。

對于比較例的鋼板No.30而言，二次退火時的退火溫度超過本發(fā)明，因此在二次退火時，Si、Mn再次表面富集，是產(chǎn)生不涂鍍、合金化不均的比較例。對于比較例的鋼板No.31而言，二次退火時的退火溫度低于本發(fā)明范圍，因此在二次退火后的鋼板中無法獲得所希望的鐵素體占有率、馬氏體占有率，未實現(xiàn)TS≥1180MPa。

[表5]

工業(yè)上的利用可能性

通過本發(fā)明獲得的高強度熱浸鍍鋅鋼板不僅具有高的拉伸強度，而且表面外觀優(yōu)良，材質(zhì)的退火溫度依賴性小，因此能夠極大地有助于汽車的碰撞安全性的提高、輕型化，還能夠期待沖壓成型時的作業(yè)性的提高。另外，并不局限于汽車部件，作為建筑以及家電領(lǐng)域的材料也優(yōu)選。