阅读说明：本技术 烘烤硬化性和镀覆粘附性优异的钢板及其制造方法 (Steel sheet having excellent bake hardenability and plating adhesion, and method for producing same ) 是由 韩箱浩 李济雄 于 2018-11-30 设计创作，主要内容包括：本发明涉及一种用于汽车外板用材料等的钢板及其制造方法,更详细地,涉及一种具有优异的烘烤硬化性、镀覆粘附性和抗时效性的冷轧钢板和热浸镀锌系钢板及其制造方法。(The present invention relates to a steel sheet used for materials for automobile outer panels and the like and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a cold-rolled steel sheet and a hot-dip galvanized steel sheet having excellent bake hardenability, plating adhesion and anti-aging properties, and a method for manufacturing the same.)

烘烤硬化性和镀覆粘附性优异的钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种用于汽车外板用材料等的钢板及其制造方法，更详细地，涉及一种具有优异的烘烤硬化性、镀覆粘附性和抗时效性的冷轧钢板和热浸镀锌系钢板及其制造方法。

背景技术

随着加强汽车的碰撞稳定性的管制以及燃油效率，正在积极地使用高强度钢，以同时满足车身的轻量化和高强度化，并且根据这种趋势，高强度钢在汽车外板上的应用也正在扩大。

目前，大部分使用340MPa级烘烤硬化钢作为汽车外板，但是也有一部分使用490MPa级钢板，预计将来会扩大到590MPa级的钢板。

如上所述，当使用强度增加的钢板作为外板时，轻量化和抗凹陷性提高，但是随着强度的增加，存在加工时的成型性变差的缺点。因此，近年来，客户要求具有低屈强比(YR＝YS/TS)和优异的延展性的钢板，以将高强度钢用于外板且弥补不足的加工性。

而且，为了用作汽车外板用材料，要求具有一定水平以上的烘烤硬化性。烘烤硬化现象是涂装烘烤时活化的固溶碳和氮固着在冲压过程中产生的位错而使屈服强度增加的现象，烘烤硬化性优异的钢具有涂装烘烤之前容易成型且最终产品的抗凹陷性提高的特性，从而作为汽车外板用材料非常理想。并且，为了用作汽车外板用材料，要求具有一定水平的抗时效性，以确保一段时间内的时效(Aging)。

作为提高高强度钢板的加工性的现有技术，已知有专利文献1至专利文献3等，专利文献1公开了一种具有以马氏体为主相的复合组织的钢板，并且公开了一种高强度钢板的制造方法，该方法中在组织内分散粒径为1-100nm的微细的Cu析出物以提高加工性。但是，该技术中，为了析出微细的Cu颗粒，需要添加2～5％的过量的Cu，这可能导致由Cu引起的红热脆性，并且存在制造成本过度增加的问题。

专利文献2公开了一种复相钢板以及改善所述钢板的延展性和延伸凸缘性的方法，该钢板包含作为主相的铁素体、作为第二相的残余奥氏体和作为低温相变相的贝氏体和马氏体。但是，该技术中，为了确保残余奥氏体相，添加大量的Si和Al，从而难以确保镀覆质量，并且存在炼钢和连铸时难以确保表面质量的问题。此外，由于相变诱导塑性，初始YS值高，因此具有屈强比高的缺点。

作为提供加工性良好的高强度热浸镀锌钢板的技术，专利文献3公开了一种微细组织以复合形式包含软质铁素体和硬质马氏体的钢板以及用于改善该钢板的伸长率和r值(兰克福特值(Lankford value))的制造方法。但是，该技术中，由于添加大量的Si，难以确保优异的镀覆质量，并且由于添加大量的Ti和Mo，导致制造成本增加的问题。

(专利文献1)日本公开专利公报第2005-264176号

(专利文献2)日本公开专利公报第2004-292891号

(专利文献3)韩国公开专利公报第2002-0073564号

发明内容

要解决的技术问题

本发明的优选的一个方面的目的在于提供一种烘烤硬化性、镀覆粘附性和抗时效性优异的钢板及其制造方法。

技术方案

本发明的优选的一个方面提供一种烘烤硬化性和镀覆粘附性优异的钢板，以重量％计，所述钢板包含：碳(C)：0.005-0.08％；锰(Mn)：1.3-2.3％；磷(P)：0.03％以下(0％除外)；硫(S)：0.01％以下(0％除外)；氮(N)：0.01％以下(0％除外)；铝(酸溶铝(sol.Al))：0.01-0.06％；铬(Cr)：1.0％以下(0％除外)；锑(Sb)：0.1％以下(0％除外)；选自0.3％以下(0％除外)的硅(Si)、0.2％以下(0％除外)的钼(Mo)和0.003％以下(0％除外)的硼(B)中的一种以上；余量的铁(Fe)和不可避免的杂质，以面积％计，微细组织包含1-5％的马氏体和余量的铁素体，钢板厚度方向的1/4t(其中，t表示冷轧钢板的厚度(mm)，以下相同)位置处的由下述关系式1确定的马氏体相和铁素体相的晶界的Sb的平均面积占有率(Cgb，％)与所述马氏体相周围1μm以内的铁素体相中的Sb的平均面积占有率(Cf)的关系(Cgb/Cf)为3.5以上。

[关系式1]

Cgb/Cf≥3.5

(其中，Cgb(％)：冷轧钢板的1/4t位置处的马氏体相和铁素体相的晶界的Sb的平均面积占有率，Cf(％)：所述马氏体相周围1μm以内的铁素体相中的Sb的平均面积占有率。)

本发明的优选的另一个方面的所述钢板还可以包括形成在表面上的热浸镀锌系镀层。

本发明的优选的另一个方面提供一种制造烘烤硬化性和镀覆粘附性优异的钢板的方法，所述方法包括以下步骤：

将板坯进行再加热，以重量％计，所述板坯包含：碳(C)：0.005-0.08％；锰(Mn)：1.3-2.3％；磷(P)：0.03％以下(0％除外)；硫(S)：0.01％以下(0％除外)；氮(N)：0.01％以下(0％除外)；铝(酸溶铝)：0.01-0.06％；铬(Cr)：1.0％以下(0％除外)；锑(Sb)：0.1％以下(0％除外)；选自0.3％以下(0％除外)的硅(Si)、0.2％以下(0％除外)的钼(Mo)和0.003％以下(0％除外)的硼(B)中的一种以上；余量的铁(Fe)和不可避免的杂质；

在850-1150℃的温度范围内，将经过再加热的所述板坯进行热轧以获得热轧钢板；

将所述热轧钢板以10-70℃/秒的平均冷却速度进行冷却至550-750℃的温度范围；

在550-750℃的温度范围内，将经过冷却的所述热轧钢板进行收卷；

将所述热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板；

在Ac₁+20℃至Ac₃-20℃的温度范围以及在3-30体积％的氢气浓度下，将所述冷轧钢板进行连续退火；以及

将经过连续退火的所述冷轧钢板以2-10℃/秒的平均冷却速度进行一次冷却，冷却至630-670℃。

本发明的优选的另一个方面还可以包括以下步骤：将经过一次冷却的所述冷轧钢板以4-20℃/秒的平均冷却速度进行二次冷却，直到浸入保持440-480℃的热浸镀锌系浴中；将经过二次冷却的所述冷轧钢板浸入保持440-480℃的热浸镀锌系浴中以获得热浸镀锌系钢板；以及将所述热浸镀锌系钢板以3℃/秒以上的平均冷却速度进行最终冷却，冷却至(Ms-100)℃以下。

有益效果

作为本发明的多个效果之一，本发明的优选的方面的冷轧钢板和热浸镀锌系钢板具有优异的烘烤硬化性、镀覆粘附性和抗时效性，因此可以优选用作汽车外板用材料等。

最佳实施方式

本发明是为了提供一种如下的冷轧钢板和热浸镀锌系钢板而进行深入研究和实验并基于该结果完成的，其中，所述冷轧钢板和热浸镀锌系钢板同时确保强度和延展性，因此具有优异的成型性，而且具有优异的烘烤硬化性、镀覆粘附性和抗时效性，从而适合用作汽车外板用材料。

本发明提供一种冷轧钢板和热浸镀锌系钢板，通过适当地控制钢板的组成范围和微细组织，所述冷轧钢板和热浸镀锌系钢板同时确保强度和延展性，因此具有优异的成型性，而且具有优异的烘烤硬化性、镀覆粘附性和抗时效性。

本发明提供一种钢板，通过适当地控制钢板的组成范围和制造条件，使适量的微细马氏体分布在钢板中，并在马氏体与铁素体的晶界的界面上诱导Sb的偏析，以在退火过程中抑制Mn和Cr等的表面溶出，因此所述钢板的镀覆粘附性得到进一步提高。

以下，对本发明的优选的一个方面的烘烤硬化性和镀覆粘附性优异的钢板进行说明。

本发明的优选的一个方面的烘烤硬化性和镀覆粘附性优异的钢板中，以重量％计，包含：碳(C)：0.005-0.08％；锰(Mn)：1.3-2.3％；磷(P)：0.03％以下(0％除外)；硫(S)：0.01％以下(0％除外)；氮(N)：0.01％以下(0％除外)；铝(酸溶铝)：0.01-0.06％；铬(Cr)：1.0％以下(0％除外)；锑(Sb)：0.1％以下(0％除外)；选自0.3％以下(0％除外)的硅(Si)、0.2％以下(0％除外)的钼(Mo)和0.003％以下(0％除外)的硼(B)中的一种以上；余量的铁(Fe)和不可避免的杂质，以面积％计，微细组织包含1-5％的马氏体和余量的铁素体，钢板厚度方向的1/4t(其中，t表示冷轧钢板的厚度(mm)，以下相同)位置处的由下述关系式1确定的马氏体相和铁素体相的晶界的Sb的平均面积占有率(Cgb，％)与所述马氏体相周围1μm以内的铁素体相中的Sb的平均面积占有率(Cf)的关系(Cgb/Cf)为3.5以上。

[关系式1]

Cgb/Cf≥3.5

(其中，Cgb(％)：冷轧钢板的1/4t位置处的马氏体相和铁素体相的晶界的Sb的平均面积占有率，Cf(％)：所述马氏体相周围1μm以内的铁素体相中的Sb的平均面积占有率。)

以下，对钢板的合金成分和优选的含量范围进行详细的说明。除非另有说明，否则下述的各成分的含量均以重量为基准。

C：0.005-0.08％

碳(C)是为了确保本发明所期望的复合组织而添加的必要元素，通常，随着碳含量的增加，易于形成马氏体，因此有利于制造复相钢，但是为了确保所期望的强度和屈强比(屈服强度/拉伸强度)，需要控制为适当的含量。当碳的含量小于0.005％时，可能难以确保本发明所期望的强度，并且可能难以形成适当水平的马氏体。另一方面，当碳的含量超过0.08％时，在退火后冷却时促进晶界上形成贝氏体，从而钢的屈强比变高，并且在加工成汽车部件等时，存在容易发生弯曲和表面缺陷的缺点。因此，在本发明中，碳的含量设为0.005-0.08％，更优选地，设为0.007-0.06％。

Mn：1.3-2.3％

锰(Mn)是提高复相钢的淬透性的元素，特别是在形成马氏体中起到重要作用的元素。当锰的含量小于1.3％时，无法形成马氏体，因此难以制造复相钢，另一方面，当锰的含量超过2.3％时，形成过量的马氏体，因此材质变得不稳定，并且组织内形成锰带，因此存在发生加工裂纹和板断裂的风险大大增加的问题。此外，在退火时锰氧化物溶出到表面，因此存在大大阻碍镀覆性的问题。因此，在本发明中，锰的含量控制为1.3-2.3％，更优选地，控制为1.7-2.1％。

P：0.03％以下(0％除外)

磷(P)是在不大大损害成型性的情况下确保强度的最有利的元素，但是当添加过多的磷时，发生脆性断裂的可能性大大增加，从而在热轧过程中板坯发生板断裂的可能性大大增加，并且可能阻碍镀覆表面特性，因此，在本发明中，磷的含量控制为0.03％以下。

S：0.01％以下(0％除外)

硫(S)是钢中不可避免地包含的杂质，优选将硫的含量尽可能控制得低。特别地，钢中的硫会增加发生红热脆性的可能性，因此硫的含量控制为0.01％以下。

N：0.01％以下(0％除外)

氮(N)是钢中不可避免地包含的杂质，重要的是将氮的含量尽可能控制得低，但是为此，存在钢的精炼成本急剧增加的问题，因此氮的含量控制为可操作的条件的范围0.01％以下。

Al(酸溶铝)：0.01-0.06％

Al(酸溶铝)是为了粒度微细化和脱氧而添加的元素，当Al(酸溶铝)的含量小于0.01％时，不能以通常的稳定状态制造铝镇静(Al-killed)钢，另一方面，当Al(酸溶铝)的含量超过0.06％时，由于晶粒微细化效果而有利于提高强度，但是在炼钢连铸操作时形成过多的夹杂物，因此发生镀覆钢板的表面不良的可能性增加，而且存在导致制造成本急剧增加的问题。因此，在本发明中，酸溶铝(sol.Al)的含量控制为0.01-0.06％。

Cr：1.0％以下(0％除外)

铬(Cr)是具有与锰相似的特性的成分，铬是为了提高钢的淬透性和钢的强度而添加的元素。此外，铬有助于形成马氏体，并且在热轧过程中形成诸如Cr₂₃C₆的粗大的Cr系碳化物，使钢中的固溶碳的量析出至适当水平以下，从而抑制屈服点延伸(YP-El)的发生，因此铬是有利于制造低屈强比的复相钢的元素。此外，相对于强度的提高，铬使延展性的降低最小化，因此铬是有利于制造具有高延展性的高强度复相钢的元素。但是，当铬的含量超过1.0％时，使马氏体组织的分率过度增加，可能导致强度和伸长率降低，因此，在本发明中，铬的含量控制为1.0％以下(0％除外)。

Sb：0.1％以下(0％除外)

锑(Sb)是在本发明中起到重要作用的元素。在本发明中，尽可能地降低碳的含量，优选为0.005-0.04％，并利用Mn和Cr等淬透性元素，使微细的M(马氏体)相分布在钢中，以此可以制造抗时效性优异的烘烤硬化钢。但是，就所述Mn和Cr而言，在退火过程中Mn系氧化物和Cr系氧化物溶出到表层，使得镀覆时的粘附性变差，因此可能会引起镀覆剥离的问题。因此，通过添加微量的Sb，使其优先偏析在M(马氏体)相晶界，以防止Mn和Cr等沿晶界移动，最终提高镀覆表面的质量。添加微量的Sb也可以获得充分的效果，因此除了0％以外，对Sb含量的下限不作特别设定，当Sb的含量超过0.1％时，存在过量的Sb，导致合金成本增加，并且在热轧过程中表面产生裂纹的可能性高，因此Sb含量的上限控制为0.1％。更优选地，Sb含量限定为0.005-0.04％是有利的。

包含选自0.3％以下(0％除外)的Si、0.2％以下(0％除外)的Mo和0.003％以下(0％除外)的B中的一种以上。

Si：0.3％以下(0％除外)

硅(Si)通过固溶强化有助于提高钢板的强度，但是在本发明中不会有意地添加硅，即使不添加硅，在确保物理性能方面也没有很大阻碍。但是，考虑到制造时不可避免地添加的量，可以使0％除外。另一方面，当硅的含量超过0.3％时，存在镀覆表面特性变差的问题，因此，在本发明中，硅的含量控制为0.3％以下。

Mo：0.2％以下(0％除外)

钼(Mo)可以为了延迟奥氏体转变为珠光体且为了铁素体的微细化和提高钢的强度而添加。此外，钼还有助于提高钢的淬透性。但是，当钼的含量超过0.2％时，导致制造成本急剧增加，因此经济性降低，而且还存在钢的延展性降低的问题，因此，在本发明中，钼的含量控制为0.2％以下。另一方面，添加微量的钼时也具有优异的效果，因此对钼含量的下限值不作特别限制。但是，钼的含量更优选为0.005-0.1％。

B：0.003％以下(0％除外)

硼(B)是为了防止由钢中的磷导致的二次加工脆性而可以添加的元素，但是即使不添加硼，在确保物理性能方面也没有很大阻碍。另一方面，当硼的含量超过0.003％时，可能会导致钢的延展性降低，因此，在本发明中，硼的含量控制为0.003％以下。

除此之外，包含余量的Fe和不可避免的杂质。但是，在通常的制造过程中可以从原料或周围环境中不可避免地混入不期望的杂质，因此不能排除这些杂质。这些杂质对于本技术领域的普通技术人员而言是众所周知的，因此在本说明书中不特别提及其所有内容。此外，不排除除了上述组成之外的有效成分的添加。

本发明的优选的一个方面的烘烤硬化性和镀覆粘附性优异的钢板中，以面积％计，微细组织包含1-5％的马氏体和余量的铁素体。

当马氏体的面积率小于1％时，难以形成复合组织，因此难以获得低屈强比的钢板，另一方面，当马氏体的面积率超过5％时，强度过度提高，因此存在难以确保所期望的加工性的问题。

根据一个实例，当钢板中存在的马氏体的含量小于1％时，钢中含有的固溶碳无法充分凝聚在马氏体中，大部分固溶碳存在于铁素体相中，因此得到常温抗时效性降低的实验结果，当钢板中存在的马氏体的含量超过5％时，需要进一步添加合金，并且屈服强度过度提高，导致加工时裂纹的产生增加，而且伴随着延展性的相对降低，从而在应用于需要高加工性的汽车部件方面存在局限性，因此其上限限制为5％。

因此，以面积％计，马氏体优选为1-5％，更优选为1.5-3％。

在本发明的钢板中，钢板厚度方向的1/4t(其中，t表示冷轧钢板的厚度(mm))位置处的由下述关系式1确定的马氏体相和铁素体相的晶界的Sb的平均面积占有率(Cgb，％)与所述马氏体相周围1μm以内的铁素体相中的Sb的平均面积占有率(Cf，％)的关系(Cgb/Cf)满足3.5以上的条件。

[关系式1]

Cgb/Cf≥3.5

(其中，Cgb(％)：冷轧钢板的1/4t位置处的马氏体相和铁素体相的晶界的Sb的平均面积占有率，Cf(％)：所述马氏体相周围1μm以内的铁素体相中的Sb的平均面积占有率。)

本发明中通过实验确认了马氏体和铁素体的晶界上存在的固溶状态的Sb的面积占有率(Cgb)与马氏体相周围1μm以内的铁素体相中的Sb的平均面积占有率(Cf)的关系为3.5以上时，显示出镀覆粘附性非常优异的性质。在关系式1中，Cgb/Cf的值越高，则越有利，因此对该值的上限不作特别限定。但是，该值小于3.5时，Sb无法充分偏析在晶界上，因此有利于Mn和Cr等沿晶界扩散，在退火过程中容易溶出到表面，导致镀覆粘附性变差。即，Sb以固溶状态存在于晶界，起到抑制Mn和Cr等沿晶界移动至钢板表面的作用。

此外，通过添加Sb，使固溶碳尽可能凝聚在微细的马氏体(M)相内部，从而提高常温抗时效性。当Sb尽可能地偏析在马氏体和铁素体的晶界时，包含在钢中的固溶碳进一步凝聚在马氏体中，在常温下进一步抑制固溶碳移动至铁素体中，从而提高常温抗时效性。这是因为，当铁素体中的固溶碳的含量高时，在常温下进行拉伸试验时发生屈服点延伸(YP-El)现象，因此存在在常温下难以确保6个月以上的时效的问题。

所述钢板可以具有210-270MPa的屈服强度和0.6以下的屈强比(YS/TS)。

本发明的优选的另一个方面的烘烤硬化性和镀覆粘附性优异的钢板包括上述钢板和形成在该钢板的表面上的热浸镀锌系镀层。

在本发明中，对热浸镀锌系镀层的组成不作特别限定，可以是纯锌镀层或包含Si、Al、Mg等的锌系合金镀层。此外，所述热浸镀锌系镀层可以是合金化热浸镀锌系镀层。

包含所述热浸镀锌系镀层的镀覆钢板是热浸镀锌系钢板，所述镀覆钢板可以具有210-270MPa的屈服强度和0.6以下的屈强比(YS/TS)。

以上说明的本发明的钢板可以通过各种方法制造，对其制造方法不作特别限制。但是，作为一个优选的实例，可以通过以下方法制造。

以下，对本发明的优选的另一个方面的制造烘烤硬化性和镀覆粘附性优异的钢板的方法进行详细说明。

本发明的优选的另一个方面的制造烘烤硬化性和镀覆粘附性优异的钢板的方法包括以下步骤：

将板坯进行再加热，以重量％计，所述板坯包含：碳(C)：0.005-0.08％；锰(Mn)：1.3-2.3％；磷(P)：0.03％以下(0％除外)；硫(S)：0.01％以下(0％除外)；氮(N)：0.01％以下(0％除外)；铝(酸溶铝)：0.01-0.06％；铬(Cr)：1.0％以下(0％除外)；锑(Sb)：0.1％以下(0％除外)；选自0.3％以下(0％除外)的硅(Si)、0.2％以下(0％除外)的钼(Mo)和0.003％以下(0％除外)的硼(B)中的一种以上；余量的铁(Fe)和不可避免的杂质；

在850-1150℃的温度范围内，将经过再加热的所述板坯进行热轧以获得热轧钢板；

将所述热轧钢板以10-70℃/秒的平均冷却速度进行冷却至550-750℃的温度范围；

在550-750℃的温度范围内，将经过冷却的所述热轧钢板进行收卷；

将所述热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板；

在Ac₁+20℃至Ac₃-20℃的温度范围以及在3-30体积％的氢气浓度下，将所述冷轧钢板进行连续退火；以及

将经过连续退火的所述冷轧钢板以2-10℃/秒的平均冷却速度进行一次冷却，冷却至630-670℃。

板坯的再加热步骤

首先，将具有上述成分体系的板坯进行再加热。板坯的再加热温度优选设为1180-1350℃。

本工艺是为了顺利地进行后续的热轧工艺并充分获得所期望的钢板的物理性能而进行的。此时，当所述加热温度低于1180℃时，Mn和Cr等的氧化物无法充分再熔化，成为热轧后发生材质偏差和表面缺陷的原因，因此所述再加热温度优选为1180℃以上。当所述再加热温度超过1350℃时，由于奥氏体晶粒的异常晶粒生长而导致强度降低，因此所述再加热温度优选限制为1180-1350℃。

获得热轧钢板的步骤

在850-1150℃的温度范围内，将如上所述的经过再加热的钢坯进行热轧以获得热轧钢板。此时，热精轧温度为Ar₃温度以上。

当在高于1150℃的温度下开始所述热轧时，热轧钢板的温度升高，使得晶粒尺寸变得粗大，并且热轧钢板的表面质量变差。此外，在低于850℃的温度下终止热轧时，由于过度延迟的再结晶，伸长的晶粒发达，并且获得高屈强比，因此冷轧性变差，并且剪切加工性也变差。

热轧钢板的冷却和收卷步骤

将所述热轧钢板以10-70℃/秒的平均冷却速度进行冷却至550-750℃的温度范围，并在550-750℃的温度范围进行收卷。

此时，当将热轧钢板冷却至低于550℃的温度并收卷时，钢中形成贝氏体相和马氏体相，因此钢的材质变差，当将热轧钢板冷却至高于750℃的温度并收卷时，形成粗大的铁素体晶粒，并且易于形成粗大的碳化物和氮化物，因此钢的材质变差。此外，当冷却时的平均冷却速度小于10℃/秒时，形成粗大的铁素体晶粒，因此微细组织变得不均匀，当冷却时的平均冷却速度超过70℃/秒时，易于形成贝氏体相，并且板的厚度方向上的微细组织也变得不均匀，因此钢的剪切加工性变差。

获得冷轧钢板的步骤

将如上所述的经过冷却和收卷的热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板。

在冷轧时，冷轧压下率可以为40-80％。当冷轧压下率小于40％时，可能难以确保目标厚度，并且可能难以矫正钢板的形状。另一方面，当冷轧压下率超过80％时，在钢板的边缘(edge)部可能会产生裂纹，并且可能会引起冷轧负荷。

所述冷轧可以利用例如由5个或6个机架构成的轧机进行，此时，第一个机架的压下率可以设为25-37％。

当第一个机架的压下率小于25％时，由于低压下率，控制热轧钢板的形状方面存在局限性，而且在退火后的冷却时，由于马氏体成核位点的不均匀，可能在组织内无法形成均匀的马氏体，当第一个机架的压下率超过37％时，由于第一个机架的压下率增加，可能会导致设备负荷，因此冷轧机的第一个机架的压下率可以限制为25-37％。更优选地，第一个机架的压下率设为30-35％。

冷轧钢板的连续退火步骤

在Ac₁+20℃至Ac₃-20℃的温度范围以及在3-30体积％的氢气浓度下，将所述冷轧钢板进行连续退火。

本工艺是为了再结晶的同时形成铁素体和奥氏体并分配碳而进行的。

在本发明中，为了制造通过将钢中的微细的马氏体控制为1-5面积％的范围而确保常温下的抗时效性并在烘烤温度(通常在170℃下进行20分钟)下获得35MPa以上的烘烤硬化性的钢板，在退火温度为Ac₁+20℃至Ac₃-20℃的条件下，将炉内气氛中的氢气浓度的范围限定为3-30％后进行制造。

当所述氢气浓度小于3体积％时，容易产生钢中含有的诸如Si、Mn、B等氧亲和力强的元素的表面富集物，从而引起凹痕和镀覆缺陷，另一方面，当所述氢气浓度超过30体积％时，上述元素的抑制缺陷的效果达到极限，而且在制造成本方面不利，因此氢气浓度优选设为3-30体积％。

另外，当所述退火温度低于Ac₁+20℃时，在低两相区(铁素体和奥氏体)温度下奥氏体的分率不足，在最终退火后的冷却时无法充分形成微细的马氏体，从而不能获得本发明所需的烘烤硬化性，当所述退火温度超过Ac₃-20℃时，在两相区退火时奥氏体的分率过高，在退火冷却后马氏体尺寸粗大，并且其分率超过10％，使得强度急剧上升，导致在部件成型时产生加工裂纹的可能性增加，因此所述退火温度优选限定为Ac₁+20℃至Ac₃-20℃。

例如，所述Ac₁和Ac₃分别可以通过下述式(2)计算。

[关系式2]

Ac₁(℃)＝723-10.7[Mn]-16.9[Ni]+29.1[Si]+16.9[Cr]

Ac₃(℃)＝910-203√C-15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+13.1W

(其中，[C]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[W]和[Mo]分别表示对应元素的重量％。)

经过连续退火的冷轧钢板的一次冷却步骤

将如上所述的经过连续退火的冷轧钢板以2-10℃/秒的平均冷却速度进行一次冷却，冷却至630-670℃。

在本发明中，将一次冷却终止温度控制得越高或者将一次冷却速度控制得越慢，则铁素体的均匀化和粗大化的倾向变高，因此有利于确保钢的延展性。

此外，本发明的主要特征在于，在一次冷却时赋予充分的时间以使碳可扩散到奥氏体，这在本发明中具有非常大的意义。更具体地，在两相区中碳扩散并移动到碳富集度高的奥氏体，其温度越高且其时间越长，则扩散程度越增加。当一次冷却终止温度低于630℃时，由于温度过低，可能会形成珠光体或贝氏体，因此屈强比增加，并且加工时产生裂纹的倾向变高。另一方面，当一次冷却终止温度超过670℃时，在冷却时形成大量铁素体，并且用于形成马氏体的奥氏体的含量少，因此最终马氏体的含量不能有效地控制在1-5％。

此外，当一次冷却速度小于2℃/秒时，在生产性方面不利，并且铁素体的分率增加，因此用于形成马氏体的奥氏体的含量不足，另一方面，当一次冷却速度超过10℃/秒时，形成贝氏体，使得屈服强度增加，导致材质变差。在本发明中，优选地，除了微细的马氏体之外，最大限度地抑制贝氏体或珠光体的形成。

本发明的优选的另一个方面的制造烘烤硬化性和镀覆粘附性优异的热浸镀锌系钢板的方法中，除了制造所述冷轧钢板的方法之外，进一步包括以下步骤：将经过一次冷却的所述冷轧钢板以4-20℃/秒的平均冷却速度进行二次冷却，直到浸入保持440-480℃的热浸镀锌系浴中；将经过二次冷却的所述冷轧钢板浸入保持440-480℃的热浸镀锌系浴中以获得热浸镀锌系钢板；以及将所述热浸镀锌系钢板以3℃/秒以上的平均冷却速度进行最终冷却，冷却至(Ms-100)℃以下。

冷轧钢板的二次冷却步骤

将如上所述的经过一次冷却的冷轧钢板以4-20℃/秒的平均冷却速度进行二次冷却，直到浸入保持440-480℃的热浸镀锌系浴中。

根据本发明人的研究，如果在通过通常的热浸镀锌浴的温度范围440-480℃之前生成马氏体，则在最终获得的冷轧钢板中形成粗大的马氏体，从而无法实现低屈强比。当二次冷却速度超过20℃/秒时，在二次冷却过程中可能生成部分马氏体，并且在生产性方面，板通过的速度变快，因此可能会发生板形状扭曲等问题。另一方面，当二次冷却速度小于4℃/秒时，由于冷却速度过慢，可能形成微细的贝氏体，引起宽度方向上的材质偏差，导致板形状不好，因此二次冷却速度优选控制为4-20℃/秒。

获得热浸镀锌系钢板的步骤

将如上所述的经过二次冷却的冷轧钢板浸入保持440-480℃的热浸镀锌系浴中以获得热浸镀锌系钢板。

在本发明中，对热浸镀锌系浴的组成不作特别限定，可以是纯锌镀浴或者包含Si、Al、Mg等的锌系合金镀浴。

热浸镀锌系钢板的最终冷却步骤

将所述热浸镀锌系钢板以3℃/秒以上的平均冷却速度进行最终冷却，冷却至(Ms-100)℃以下。

所述(Ms-100)℃是用于形成马氏体的冷却条件。

例如，所述Ms的理论温度可以通过下述关系式3计算。

[关系式3]

Ms(℃)＝539-423[C]-30.4[Mn]-12.1[Cr]-17.7[Ni]-7.5[Mo]

(其中，[C]、[Mn]、[Cr]、[Ni]和[Mo]分别表示对应元素的重量％。)

当所述最终冷却终止温度超过(Ms-100)℃时，无法获得微细的马氏体，而且可能会引起板形状不良的问题。

另外，当平均冷却速度小于3℃/秒时，由于冷却速度过慢，马氏体不规则地形成在晶界或晶粒内，而且与晶粒内相比，晶界上的马氏体的形成比例低，因此不能制造低屈强比钢。就所述平均冷却速度的上限值而言，只要设备特性允许，则不存在问题，因此对所述平均冷却速度的上限值不作特别限定。

获得合金化热浸镀锌系钢板的步骤

另外，根据需要可以在最终冷却之前进一步包括将热浸镀锌系钢板进行合金化热处理以获得合金化热浸镀锌系钢板的步骤。

在本发明中，对合金化热处理工艺条件不作特别限制，只要是常规的条件即可。作为一个实例，可以在500-540℃的温度范围进行合金化热处理工艺。

平整轧制步骤

此外，根据需要可以进一步包括将经过最终冷却的热浸镀锌系钢板或合金化热浸镀锌系钢板进行平整轧制的步骤。

在平整轧制时，在位于马氏体周围的铁素体形成大量的位错，从而可以进一步提高烘烤硬化性。

此时，压下率优选为0.3-1.6％，更优选为0.5-1.4％。当压下率小于0.3％时，无法形成充分的位错，并且在板形状方面不利，特别是可能会发生镀覆表面缺陷。另一方面，当压下率超过1.6％时，虽然在形成位错方面有利，但由于设备功能的局限性，可能会引起板断裂等副作用。

以下，通过实施例对本发明进行更详细的说明。但是，下述实施例仅仅是用于更详细地说明本发明的示例，并不限定本发明的权利范围。

具体实施方式

(实施例)

准备具有下表1中记载的合金组成的钢坯，然后利用下表2和表3中记载的制造工艺制造热浸镀锌钢板(GI钢板)和合金化热浸镀锌钢板(GA钢板)。此时，热浸镀锌利用常规的热浸镀锌系浴进行，合金化热处理也以常规的条件(500-540℃)进行。

作为参考，在下表1中，发明钢1、2、4及5和比较钢1及2对应于合金化热浸镀锌钢板，发明钢3、6及7对应于热浸镀锌钢板。比较钢1是利用常规超低碳钢的BH钢，比较钢2是高碳TRIP系列的钢。

观察如上所述制造的各个镀覆钢板的微细组织，并评价其物理性能，该结果示于下表4中。

对于下表4中的微细组织的分率，在板厚度1/4t(t：钢板的厚度(mm))位置处，首先利用光学显微镜并通过Lepelar腐蚀观察马氏体和贝氏体，并利用扫描电子显微镜(SEM)(3000倍)再次观察，然后通过计点数(Count Point)操作以3次的平均值测量马氏体和贝氏体的尺寸和分布量，将除了这些组织以外的相推定为铁素体含量。在下表4中，对各个试片的拉伸试验是利用JIS标准并在C方向进行。在下表4中，YS表示屈服强度，YR表示屈强比。

另外，对于烘烤硬化性(L-BH)，在(170℃×20分钟)的烘烤条件下进行测量，并以2％的预应变(pre-strain)后的屈服强度差进行评价，对于抗时效性[YP-El(％)]，测量在100℃下保持1小时后进行拉伸试验时的YP-El(％)，当完全不出现YP-El时，评价为常温抗时效性优异。

此外，在晶界的Cgb/Cf值的评价中利用APT设备，所述设备可以以亚纳米的空间分辨率将成分的分布进行三维可视化。

为了利用原子探针层析技术(Atom Probe Tomography，APT)的碳分布(Carbonprofile)定量评价从马氏体和铁素体的晶界到铁素体内存在的Sb的占有浓度比，通过计数(count)方式测量以晶界和铁素体内为基准的长度为100nm的正方形内的固溶Sb的数量，并计算3次的平均值。

未镀覆的评价是通过目视观察进行，根据发生未镀覆的程度，以等级1-5进行相对评价，等级1-2表示确保外板材料质量水平。

镀覆粘附性是通过密封剂弯曲(Sealer bending)试验进行评价。密封剂弯曲(Sealer bending)试验是以如下方式进行：将药品涂抹在钢板的表面，以175℃×25分钟进行加热并冷却至常温，然后通过弯曲90度进行试验时，评价基材铁与镀层是否剥离。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

(其中，①表示马氏体的面积率(％)，②表示贝氏体的面积率(％)，③表示Cgb/Cf值，④未镀覆评价中，等级1-2表示优异，等级3-4表示普通，等级5表示差，⑤是通过密封剂弯曲评价镀覆粘附性的结果，O表示好(OK)，×表示不好(NG)。)

如所述表1至表4所示，在满足本发明的合金组成和制造条件的发明例1至发明例7中，可知具有210-270MPa范围的屈服强度，对试片以100℃×60分钟进行热处理后进行拉伸试验时，完全不出现屈服点延伸(YP-El)，因此抗时效性优异，并且烘烤硬化性也优异，屈强比(YS/TS)为0.6以下，当判断未镀覆时，表现出外板水平的等级1-2，并且通过密封剂弯曲评价镀覆粘附性的结果显示出好(OK)的水平。

与此相比，在不满足本发明的合金组成和制造条件中的至少一种条件的比较例1至比较例10中，可知屈服强度、屈强比、烘烤硬化性、镀覆粘附性和抗时效性中的至少一种物理性能较差或不足。