具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行说明。应予说明，本发明不限定于以下的实施方式。

本发明的高强度热轧镀覆钢板具有钢板和镀层或合金化镀层。首先，对钢板进行说明。

钢板具有以下的成分组成。以下的说明中，成分组成中的元素的含量的单位、即“％”表示“质量％”。

C：0.03～0.09％

C是通过提高钢的强度并提高淬透性来促进贝氏体组织和第2相组织的生成的元素。本发明中，需要含有0.03％以上。优选为0.04％以上。另一方面，超过0.09％地含有时第2相的强度变得过高，即便使第2相的面积率为15.0％以下时也会使拉伸凸缘成型性变差。因此，C含量为0.09％以下。优选为0.08％以下。

Si：0.01～1.60％

Si是对促进第2相生成有效的元素。因此，Si含量为0.01％以上。优选为0.10％以上。另一方面，在镀覆钢板中，Si含量超过1.60％时，阻碍镀层的附着，钢板的耐腐蚀性变差。因此，Si含量限定为1.60％以下。优选为1.20％以下，更优选为1.00％以下，进一步优选为0.70％以下。

Mn：2.20～3.60％

Mn是固溶而有助于钢的强度增加、且提高淬透性而促进贝氏体组织和第2相组织的生成的元素。因此，Mn含量为2.20％以上。优选为2.40％以上，更优选为2.60％以上。另一方面，如果Mn含量超过3.60％，则阻碍镀层的附着，钢板的耐腐蚀性变差。因此，Mn含量为3.60％以下。优选为3.40％以下，更优选为3.20％以下。

P：0.100％以下

P是作为杂质而含有的元素。P偏析于原始奥氏体晶界而使韧性降低。因此，板坯加热时，热轧时产生断裂。因此，优选尽量减少P含量。可以允许含有0.100％以下。优选为0.050％以下，更优选为0.020％以下。应予说明，P含量为零也没有问题。

S：0.0100％以下

S是与Ti、Mn形成粗大的硫化物并使高强度热轧镀覆钢板的胀形成型性、拉伸凸缘成型性变差的元素。因此优选尽量减少S含量。可以允许含有0.0100％以下。优选为0.0050％以下，更优选为0.0035％以下。

Ti：0.05～0.18％

Ti是具有通过析出强化或固溶强化使钢板的强度提高的作用的元素。另外，具有在铸造阶段形成氮化物而将N固定的作用。由此，能够抑制BN的析出，B以固溶状态存在于钢中，得到贝氏体组织生成所需的淬透性。为了得到这些效果，需要使Ti含量为0.05％以上。优选为0.07％以上，更优选为0.09％以上。另一方面，如果Ti含量超过0.18％，则析出强化量变大，屈服比提高，胀形成型性变差。因此，Ti含量限定为0.18％以下。优选为0.16％以下。

B：0.0005～0.0050％

B是在原始奥氏体晶界偏析、抑制铁素体的生成而促进贝氏体组织生成，有助于提高钢板强度的元素。为了体现这些效果，使B含量为0.0005％以上。另一方面，如果B含量超过0.0050％，则淬透性过度提高，形成过量的马氏体组织，使拉伸凸缘成型性变差。因此，B含量限定为0.0050％以下。优选为0.0040％以下，更优选为0.0030％以下。

Al：0.005～0.40％

Al是作为脱氧剂而发挥作用、对提高钢的清洁度有效的元素。为了得到该效果，需要使Al的含量为0.005％以上。优选为0.010％以上。另一方面，如果Al的含量超过0.40％，则导致Al氧化物系夹杂物的增加，使拉伸凸缘成型性变差。因此，Al含量限定为0.40％以下。优选为0.10％以下，更优选为0.06％以下。

N：0.010％以下

N在高温下与Ti结合而容易形成粗大的氮化物，使拉伸凸缘成型性变差。因此，N含量限定为0.010％以下。优选为0.008％以下。更优选为0.006％以下。应予说明，N含量为零也没有问题，但优选为0.0005％以上。

CSM值：3.3～12.0

本发明中，为了确保胀形成型性、拉伸凸缘成型性和镀覆性，以下述式(1)表示的CSM值为3.3～12.0的方式调整C、Si、Mn的含量。如果CSM值小于3.3，则第2相组织的生成不足而使胀形成型性变差。因此，CSM值限定为3.3以上。优选为3.5以上，更优选为4.0以上。另一方面，如果CSM值超过12.0，则第2相组织过度生成，拉伸凸缘成型性变差，进而镀覆性也变差。因此，CSM值限定为12.0以下。优选为10.8以下，更优选为10.0以下。

CSM值＝33.8[％C][％Mn]+12.4[％Si]/[％Mn](1)

式(1)中的[％C]、[％Mn]和[％Si]表示各元素的含量(质量％)。

本发明中利用以上的必需含有元素而得到目标特性，但为了高强度化、冲压成型性的进一步提高，可以根据需要含有下述的任意元素。应予说明，以小于下限值含有下述的任意元素时，以小于下限值含有的任意元素作为不可避免的杂质而含有。

Nb：0.005～0.060％和V：0.005～0.080％中的1种以上

除了上述成分以外，可以以质量％计进一步含有Nb：0.005～0.060％、V：0.005～0.080％中的1种以上。Nb是通过析出强化而使钢板的强度提高的元素，在含有0.005％以上时表现出该效果。优选为0.010％以上。Nb含量超过0.060％时，第2相面积率增大而使拉伸凸缘成型性变差。因此，含有Nb时，Nb含量限定为0.060％以下。优选为0.050％以下。

V也是通过析出强化而有助于钢板的高强度化的元素。在含有0.005％以上时表现出该效果。优选为0.010％以上。V含量超过0.080％时第2相面积率增大，拉伸凸缘成型性变差。因此，含有V时，V含量限定为0.080％以下。优选为0.060％以下。

Cr：0.02～0.15％、Mo：0.02～0.5％、Cu：0.05～0.5％和Ni：0.05～1.0％中的1种以上

本发明中，可以以质量％计进一步含有Cr：0.02～0.15％、Mo：0.02～0.5％、Cu：0.05～0.5％、Ni：0.05～1.0％中的1种以上。Cr、Mo、Cu、Ni均是以提高钢的淬透性而得到贝氏体组织为目的进行添加。含有Cr：0.02％以上、Mo：0.02％以上、Cu：0.05％以上、Ni：0.05％以上时表现出该效果。另一方面，如果Cr含量超过0.15％，镀覆性明显降低，因此含有Cr时，Cr含量限定为0.02～0.15％。为Mo：超过0.5％、Cu：超过0.5％、Ni：超过1.0％的含量时淬透性过度提高，第2相组织增加，拉伸凸缘成型性变差。因此，含有Mo时的含量限定为0.02～0.5％，含有Cu时的含量限定为0.05～0.5％，含有Ni时的含量限定为0.05～1.0％。

Sb：0.0002～0.0200％

Sb具有在板坯加热阶段抑制板坯表面的氮化的效果，抑制板坯表层部的BN的析出。另外，通过存在固溶B，在热轧钢板表层部也能够得到生成贝氏体所需的淬透性，使热轧钢板的强度提高。为了表现出这样的效果，需要使Sb含量为0.0002％以上。优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。另一方面，如果Sb含量超过0.0200％，则会导致轧制负载的增大，有时使生产率降低。因此，含有Sb时，使Sb含量为0.0200％以下。优选Sb含量为0.0180％以下，进一步优选Sb含量为0.0150％以下。

Ca：0.0002～0.0100％、Mg：0.0002～0.0100％、REM：0.0002～0.0100％中的1种以上

Ca对氧化物、硫化物系夹杂物的形状控制、热轧镀覆钢板的拉伸凸缘成型性提高有效。为了体现这些效果，使Ca含量为0.0002％以上。优选为0.0004％以上。其中，如果Ca含量超过0.0100％，则有时会导致钢板的表面缺陷。因此，含有Ca时，Ca含量限定为0.0100％以下。优选为0.0050％以下。

另外，Mg与Ca同样地对氧化物、硫化物系夹杂物的形状控制、热轧镀覆钢板的拉伸凸缘成型性提高有效。为了体现这些效果，使Mg含量为0.0002％以上。优选为0.0004％以上。其中，Mg含量超过0.0100％时，相反会使钢的清洁度变差，拉伸凸缘成型性变差。因此，含有Mg时，使Mg含量为0.0100％以下。优选为0.0050％以下。

REM与Ca、Mg同样对氧化物、硫化物系的夹杂物的形状控制、热轧镀覆钢板的低温韧性提高有效。为了体现这些效果，使REM含量为0.0002％以上。优选为0.0004％以上。其中，REM含量超过0.0100％时，相反地使钢的清洁度变差，低温韧性变差。因此，含有REM时，使REM含量为0.0100％以下。优选为0.0050％以下。

本发明中，上述以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可举出Zr、Co、Sn、Zn、W等，它们的含量只要合计为0.5％以下，就可以允许。

接下来，对本发明钢板的钢组织的限定理由进行说明。

本发明的高强度热轧镀覆钢板具有钢组织如下：作为主相的贝氏体组织的面积率合计为85％以上，作为第2相的马氏体组织的面积率为2.0％～15.0％。另外，这里所说的钢组织是指样品的板厚中央部的钢组织。样品以高强度热轧镀覆钢板的板厚1/4位置成为样品板厚中央的方式采取。

为了提高980MPa以上的高强度和拉伸凸缘成型性，本发明的高强度热轧镀覆钢板以贝氏体组织为主相。贝氏体组织的面积率为85％以上。优选为87％以上，更优选为90％以上。应予说明，这里所说的贝氏体组织为在由扩散相变而生成的多边形铁素体组织和由非扩散相变而生成的马氏体组织的中间温度区域所生成的组织，是指平均位错密度为5×10¹⁴～5×10¹⁵m^－2的组织。本发明中，由自奥氏体相的冷却而生成的贝氏体组织与通过将贝氏体组织在Ac1点以下退火而得到的回火贝氏体组织不进行特别区分。平均位错密度通过使用安装于日立高新技术公司制场发射型扫描电子显微镜(FE－SEM SU5000)的EDAX公司制EBSD检测装置，在加速电压15kV、焦距19mm、测定间隔0.25μm的条件下获得的EBSD图谱而求出。具体而言，由取得的EBSD图谱，使用数据解析软件(OIM Analyasis ver.7.3)求出Kernel Average Misorientation(Kernel平均取向差，KAM值)的平均值，使用所求出的平均KAM值而求出平均位错密度。求出平均KAM值时，将Image Quality(图像质量，IQ值)为80000以下的测定点的集合体视为第2相，除去该集合体而进行计算。位错密度ρ(m^-2)通过使用平均KAM值θ(rad)、位错成分常量α(＝1.5)、柏氏矢量b(＝2.48×10^-10m)和测定间隔d(＝2.5×10^-7m)由式(2)而进行计算。

ρ＝2αθ/bd (2)

本发明中，为了提高胀形成型性，第2相为含有2.0％～15.0％的马氏体组织的组织。为了提高胀形成型性与扩孔成型性的平衡，第2相的面积率优选为2.0％～10.0％。为了确保胀形成型性，通过在钢板中存在具有与主相不同的强度和延展性的第2相组织，降低屈服比而使胀形成型性提高。为了得到该效果，需要第2相的面积率为2.0％以上。优选为3.0％以上，更优选为5.0％以上。另一方面，如果第2相的面积率超过15.0％，则扩孔试验中在主相贝氏体组织与第2相组织的界面产生的微小空隙的连接变得容易，拉伸凸缘成型性变差。因此，第2相的面积率为15.0％以下。优选为13.0％以下，更优选为10.0％以下。马氏体组织可以通过使用SEM对下部组织进行详细观察而与贝氏体组织区分，也可以进一步利用EBSD的Image Quality(图像质量，IQ值)变低而进行辨别。具体而言，利用FE－SEMSU5000以加速电压15kV、焦距19mm的条件采取EBSD图谱时，马氏体组织的IQ值为80000以下。第2相面积率通过利用OIMAnalysis的高亮(Highlighting)功能抽出Image Quality(IQ值)为80000以下的测定点的集合体，作为相对于测定面积的IQ值80000以下的测定点的合计面积的比例而算出。如上所述，本发明中的第2相组织本质上是IQ值低且位错密度高的组织，并非规定第2相组织的名称。即，如果IQ值为80000以下，则第2相可以为回火马氏体组织或下贝氏体组织。

应予说明，本发明中，作为钢板中含有的组织，除了上述组织以外，还可举出残余奥氏体相、珠光体组织、铁素体组织等。含有残余奥氏体相、珠光体组织、铁素体组织时，如果剩余部分的面积率合计为0～3％，则也可充分得到本发明的效果。

为了制成优选作为暴露于严酷的腐蚀环境的汽车部件的材料的热轧钢板，本发明的钢板为了提高耐腐蚀性而在表面具有镀层或合金化镀层。该镀层的种类没有特别限定，可以为电镀层或热浸镀层，如果为热浸镀层，则作为适当的例子，可举出热浸镀锌层。镀层可以为实施了合金化处理的合金化镀层。

接下来，对用于得到本发明的热轧镀覆钢板的制造方法进行说明。应予说明，说明中，关于温度的“℃”表示钢板表面的温度。

首先，对上述成分组成的钢材料实施由粗轧和精轧构成的热轧，精轧结束后，进行冷却、卷取，制成热轧钢板。接着，对热轧钢板进行退火。其后，附着镀层。

本发明中，钢坯材的熔炼方法没有特别限定，可以采用转炉、电炉等公知的熔炼方法。另外，熔炼后，由于偏析等问题，优选利用连续铸造法而制成板坯(钢坯材)。但是，也可以利用铸锭-开坯轧制法、薄板坯连续铸造法等公知的铸造方法而制成板坯。应予说明，当对铸造后的板坯进行热轧时，可以用加热炉将板坯再加热后进行轧制，板坯保持规定温度以上的温度时，也可以不进行再加热而进行直送轧制。

对上述得到的板坯实施加热、粗轧和精轧。本发明中，需要在粗轧前将板坯的碳化物溶解。含有Ti的本发明中，优选使板坯的加热温度为1150℃以上。但是，如果加热温度过高，则会因表面过度氧化生成TiO₂而消耗Ti，制成钢板时，表层的强度容易降低。因此，上述加热温度优选为1350℃以下。

另外，如前所述，粗轧前的板坯保持规定温度以上的温度，板坯中的碳化物充分溶解的情况下，将粗轧前的钢坯材加热的工序可以省略。应予说明，粗轧条件无需特别限定。

接下来，进行精轧、精轧后的加速冷却、卷取，制成热轧钢板。

精轧优选在840℃以上的温度区域进行。如果精轧温度小于840℃，则轧制中容易进行铁素体相变，得不到所期望的贝氏体组织面积率。另外，如果精轧结束温度超过950℃，则会成为咬模痕的原因，或者在酸洗后残留氧化皮，有时使镀覆性变差。因此，优选精轧结束温度设定为950℃以下。

精轧后的冷却中，从精轧结束后以平均冷却速度50℃/s以上的冷却速度冷却至冷却停止温度(卷取温度)。如果平均冷却速度小于50℃/s，则在冷却中进行铁素体相变，得不到所期望的贝氏体组织面积率。这里的平均冷却速度的上限没有特别规定，如果平均冷却速度过大，则冷却停止温度的管理变得困难，难以以所期望的卷取温度进行卷取。因此，优选使平均冷却速度为300℃/s以下。另外，精轧后的冷却优选在精轧结束后2.0s以内开始。

冷却停止温度(卷取温度)优选为350℃～600℃。卷取温度小于350℃时，金属组织中位错密度极高的马氏体组织成为主相。另外，卷取温度小于350℃时，无法确保所期望的第2相的面积率，胀形成型性变差。另一方面，如果卷取温度超过600℃，则会生成铁素体相、珠光体相，无法确保980MPa以上的拉伸强度。

可以对由上述热轧工序制造的热轧钢板按照常规方法实施调质轧制，另外，还可以实施酸洗而除去表面所形成的氧化皮。

接下来，对上述热轧钢板实施退火处理。

退火温度优选为800℃以下。如果退火温度超过800℃，则存在于热轧钢板中的第2相会分解或者逆相变为奥氏体，得不到所期望的第2相分率。为了确保980MPa以上的拉伸强度、胀形成型性和拉伸凸缘成型性，退火温度越低越好。但是，退火处理后进行热浸镀锌处理时，为了使钢板表面活化，优选使退火温度为650℃以上。应予说明，实施退火时的保持时间优选为5s～300s。

对经过上述退火的热轧钢板实施镀覆处理。镀覆处理可以为电镀、热浸镀中的任一种。例如，作为镀覆处理，可以实施热浸镀锌处理，或者在热浸镀锌处理后，进一步实施合金化处理。此时，镀浴温度和合金化处理温度优选为不超过上述退火温度的温度。

可以对如上所述得到的热轧镀覆钢板按照常规方法实施调质轧制。

实施例

利用转炉对表1所示的成分组成的钢水进行熔炼，由连续铸造法而制成板厚250mm的板坯。将这些板坯(钢坯材)以表2所示的条件加热后，实施表2所示的条件的热轧、冷却、卷取，制作为板厚2.0～2.6mm、板宽1000mm的热轧钢板。接着，进行酸洗和调质轧制率0.8％的调质轧制。其后，实施表2所示的条件的退火。接下来，浸渍于450℃的熔融锌浴而在钢板表面形成镀锌层。进而在一部分钢板中以500℃×100s的条件进行镀层的合金化处理。

从得到的热轧镀覆钢板中采取试验片，进行组织观察、拉伸试验、扩孔试验、确认镀覆性的试验。试验方法如下。

(1)组织观察

对与得到的高强度热轧镀覆钢板的轧制方向平行的板厚截面进行研磨后，用3质量％硝酸酒精溶液使钢组织露出，在板厚1/4位置进行SEM观察。以3000倍的倍率取得10个视野的SEM图像，利用图像处理对各相(贝氏体组织、马氏体组织或回火马氏体组织、珠光体组织、铁素体组织)进行解析而求出面积率。另外，对SEM观察中使用的试样，使用胶体二氧化硅溶液进行镜面精加工研磨，利用安装于扫描式电子显微镜的EBSD检测器(EDAX公司制)，获得电子束背散射衍射(Electron backscatter diffraction pattern：EBSD)图谱。使用EBSD检测器的测定从各试样中在距板厚1/4位置300μm²以上的区域选取任意2个视野，以电子束的照射间隔(测定间隔)0.25μm的条件进行。使用TSL公司制的解析软件OIMAnalysis对所测定的EBSD图谱进行解析，抽出IQ值为80000以下的测定点，对其进行图像处理，由此算出第2相(马氏体)的面积率(％)。另外，将通过EBSD图谱的解析而鉴定为奥氏体相的部分定义为残余奥氏体，求出残余奥氏体的面积率(％)。

作为主相的贝氏体的平均位错密度通过使用由获得的EBSD图谱所求出的KAM值的平均值而求出。

(2)拉伸试验

从得到的高强度热轧镀覆钢板中以拉伸方向与轧制方向成直角的方式采取JIS 5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241的规定进行拉伸试验，求出屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、总伸长率(El)。试验进行2次，将各自的平均值作为该钢板的拉伸特性值。另外，由YS和TS算出利用式(3)计算的屈服比(YR)。

YR＝YS/TS (3)

本发明中，拉伸试验中得到的YR为0.93以下时，评价为胀形成型性良好。

(3)扩孔试验

从得到的热轧镀覆钢板中采取100mm见方的试验片。对该试验片的中央部以冲头为的平底型、冲裁间隙为12±1％的条件进行冲裁加工，自冲头侧推起顶角60°的圆锥冲头来扩孔。出现贯通板厚的清晰的龟裂的时，停止圆锥冲头，测定此时的孔直径。将扩孔后的孔径与扩孔前的孔径之差除以扩孔前的孔径再乘以100所得的数字作为扩孔率(λ)，作为拉伸凸缘成型性的指标。本发明中，将扩孔试验中得到的λ为50％以上的情况评价为拉伸凸缘成型性良好。

(4)镀覆性

得到的高强度热轧镀覆钢板的镀覆性通过外观检查进行目视评价。表3中，将在热轧镀覆钢板的整个长度、整个宽度上形成了镀层的情况记载为○，将观察到部分不镀覆部的情况记载为×。