加工性及镀层密合性优良的 高强度钢板及其制造方法 本发明涉及作为汽车、建筑、电气等部件使用的高强度钢板及其制造方法，特别是涉及冲压成形时的凸肚成形性及镀层密合性优良的高强度钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板及其制造方法。
与近年来节减燃料费用的动向相对应，对于汽车进行着使之轻重量化的研究，在材料方面，进行了高强度化，以便使得即使在为轻重量化而薄壁化的情况下，也能够确保强度。可是由于材料的加工性一般随强度上升而变差，因此追求兼容加工性和强度的钢板。在加工性的指标中，有拉伸试验的延伸率以及n值和r值，而在整体成形的冲压工序的简略化成为课题的最近，与均一延伸率相当的n值大是重要的。
因此，开发了应用经加工使金属组织的奥氏体相转变成硬质的马氏体这样的经加工诱发相变的热轧钢板及冷轧钢板。由于伴随马氏体转变而在钢板中导入多量地位错，使钢板大大硬化，从而维持了高的加工硬化率，抑制了缩颈的发生，提高了均一延伸率。
这是一种不含高价的合金元素，并以0.07～0.4％程度的C、0.3～2.0％程度的Si和0.2～2.5％程度的Mn作为基本的合金元素、在高温双相区域生成奥氏体后，在400℃的程度下进行贝氏体转变、使在室温下金属组织中残留奥氏体的钢板，一般称之为“残留奥氏体钢”、“TRIP钢”等，此项技术公开在例如特开平1-230715号公报和特开平1-79345号公报等当中。
但是，由于这些钢板应用其特异的贝氏体转变并残留奥氏体，所以若是不严格控制由双相共存温度区的冷却速度和400℃左右的保持条件(温度、时间)，就不能成为所谋求的金属组织，这构成了妨碍保证良好强度和延伸率和提高制造时收得率的原因。
而且，在将其用到现正构成汽车用钢板主流的镀锌钢板时，不仅因镀层时的热履历而破坏了良好的金属组织，而且由于含0.3～2.0％的Si而使锌的附着性差，不能赋予良好的表面耐蚀性，因此妨碍了广泛的工业应用。
为解决上述问题，在特开平4-333552号公报、特开平5-70886号公报和特开平6-145788号公报中，揭示了添加Ni改善镀层涂敷性、添加与Si有同样效果的Al以减低Si、和镀与锌镀层的附着性良好的Ni镀层的多层镀层的方法。
但是，采用这些方法不仅因添加合金和增加工序而使制造成本增加，而且所谋求的金属组织依旧不稳定，没有达到对问题的根本解决。发明概要
本发明提供了一种加工性良好的高强度钢板，通过较简易的温度控制确保作为目标的残留奥氏体组织，使锌镀层的附着性良好，可以适用作高耐蚀性表面处理钢板。
本发明人为提供能够达到上述目的的高强度钢板，对镀层性和钢板成份的关系进行了锐意研究，从而完成了本发明，其主要内容如下。
N作为使奥氏体相稳定化的元素历来是公知的，但按照过去的制造方法，采用在熔钢阶段含有高浓度N会使精炼困难，而且在铸造时钢坯中产生气体，凝固后残存气泡，不能得到良好的钢坯。因此对于将本发明钢作为对象的加工用钢板而言，高N钢是否适用尚未研究，加工性和镀层性也是未知的。因此本发明人对于在铸造后、成为制品之前含N的方法进行了研究，发现含有多量的N对加工性及镀层性的提高是有效的。
本发明就是在这种见解的基础上，进而研究了Si、Mn、C等元素及Ca、Na、Mg等微量元素的影响，以及氮化条件和为控制作为目标的金属组织的热履历等而达成的，其要点在于，
(1)以含高浓度的N作为基本。
(2)将形成氮化物的Si、Al等的含量控制在适当的范围。
(3)为控制铁氮化物的生成，按必要添加Ca、Na、Mg等。
(4)为调整形成金属组织的各相的强度，调整钢板的强度和延伸率，控制C、Si、Mn、P等强化元素量。
(5)控制热履历，使奥氏体更稳定化，并在空温下多残留奥氏体。
即，本发明是
(1)加工性及镀层密合性优良的高强度钢板，其特征在于，以质量％计含N：0.03～2.0％，残留奥氏体的体积率为3～20％。
(2)上述(1)项所述的加工性及镀层密合性优良的高强度钢板，其特征在于，以质量％计含Si：0.5％以下。
(3)上述(1)或(2)项所述的加工性及镀层密合性优良的高强度钢板，其特征在于，以质量％计含C：0.08％以下。
(4)上述(1)至(3)任一项所述的加工性及镀层密合性优良的高强度钢板，其特征在于，以质量％计含Mn：0.5～3.0％、P：0.01％以上、Al：0.3％以下之中的至少1种。
(5)上述(1)至(4)任一项所述的加工性及镀层密合性优良的高强度钢板，其特征在于，还含分别2.0％以下的Ni、Cr、Ca、Na、Mg、Mo中的至少1种，其余由Fe及不可避免的杂质组成。
(6)上述(1)至(5)任一项所述的加工性及镀层密合性优良的高强度钢板，其特征在于，在钢板上有锌合金镀层。
(7)加工性及镀层密合性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述(1)至(6)任一项所述成分的钢，在热轧后，施加包括在550～800℃的温度区域于含氨2％以上的气氛中保持2秒钟～10分钟的工序的处理。发明的具体说明
以下详细说明本发明。
首先，对本发明钢板成分的限定理由详细说明如下。
N是本发明最重要的元素。N和Mn同样是奥氏体生成元素，特别是通过N和Mn的相互作用使奥氏体的稳定性提高。结果抑制了冷却和低温保持中碳化物的析出，因此可以减少历来为抑制碳化物生成所添加的Si或Al的含量，这也使镀层密合性提高。N浓度未满0.03％时看不出该效果。另一方面，由于提高N浓度会使N化处理时间变长，所以将上限取为2.0％。优选为0.05～1.0％。
C在双相共存温度区及贝氏体转变温度区于奥氏体中浓化时，是使奥氏体稳定化的元素。结果在室温下也残留奥氏体，因相变诱发塑性而使成形性提高。因此过去的钢中含有0.1％程度，但在本发明钢中，通过N谋求奥氏体的稳定化，因此对C含量不作特别限定。
但是，C的由奥氏体的转变行为，因转变温度而采取珠光体、上贝氏体、下贝氏体等复杂的行为，这也是为达到在冷却中残留奥氏体的目的而必须严格控制温度的原因之一。另外，在过度降低C时，也会与其它强化元素的含量保持均衡而使铁素体相变得过份软质，使得在变形时不伴有奥氏体相的加工诱发转变，且变形仅集中在铁素体相中而使之破断，因此有时使加工性变差。
而且，高浓度含C使钢板的焊接性变差。若考虑转变行为的稳定性和强度调整及焊接性，优选的范围在0.08％以下，更佳范围为0.02～0.06％。
在过去的钢中，Si通常因抑制渗碳体的析出而促进C向奥氏体中的浓化，为提高奥氏体的稳定性而添加1～2％。但是在本发明的钢中，因为在N化中形成氮化物使浓化到奥氏体中的N量减低，所以不宜过剩的添加。另一方面，如上所述，它是使铁素体相强化而提高钢板成形性的有效元素。因此取优选的范围为0.5％以下，更佳取0.01～0.2％。
Mn是奥氏体稳定化元素，同时如上所述，对强化铁素体相是有效的。另一方面，量多时带状组织显著，使特性变差，点焊部熔核内易于破断，因而不佳。考虑这些后，将优选范围取作0.5～3.0％。
为确保强度，也可以添加P0.01％以上。
Al也用作脱氧材，同时与Si同样，抑制渗碳体的析出，使奥氏体稳定化，因此在过去的钢中积极使用。但是，本发明的钢在N化中形成氮化物，使浓化到奥氏体中的N量减低，因此不宜过剩的添加。优选的范围为0.3％以下，更佳为0.1％以下。
本发明的钢板将以上取作基本成分，但除了这些元素及Fe外，为使奥氏体稳定化并增多残留量，也可以添加Ni、Cr、Ca、Na、Mg、Mo中的至少1种以上。但是过剩的添加不仅使添加费用增加，而且有时使加工性变差，因此分别限定在2.0％以下。
另外，为提高加工性、镀层性等而在过去的残留奥氏体钢中添加的Cu、Co等，即使和过去钢同样含有，也丝毫不会损害本发明的效果。
作为最终制品的本发明钢板的延性，受制品中所含的残留奥氏体的体积率所左右。残留奥氏体的体积率未满3％时，看不出明显的效果。另一方面，残留奥氏体的体积率超过20％时，在施加极度严格的成形的场合，在冲压成形的状态下有可能存在多量的马氏体，使二次加工性和冲击性发生问题，因此本发明将残留奥氏体的体积率取作20％以下。
以下对本发明钢板的制造方法进行说明。
本发明的特征是，含有过去的加工用钢板差不多没有考虑过的高浓度的N。象过去钢那样在熔钢阶段进行成分调整，要含有多量的N是困难的，但若是利用对钢坯或钢板的氮化，则可以比较容易地含有高浓度的N。
作为用气体氮化时的条件，是在550～800℃的温度区内，于含氨2％以上的气氛中保持2秒钟～10分钟。温度在此范围以外时氮化效率降低，为了必要量的N化需要长的时间。此外，在低温侧以外的情况下会形成铁氮化物，为在本发明钢中残存必要的奥氏体，较佳的是不能利用固溶N。
对气氛气体的组成不作特别限定，由氮化效率的观点出发，将N化必要的氨浓度限定在2％以上。另外，N化时在本发明的温度和气氛中的保持时间，由与必要N量相兼顾决定，但考虑操作性等，将保持在上述温度中的时间限定为2秒钟～10分钟。
N化的时机，在铸坯至退火板的哪一个都可以，但由于在氮化时是利用N由表面向钢内部的扩散，所以板厚越薄高浓度的N化越容易。因此优选在热精轧以后的工序中进行。对于通常的冷轧钢板的制造，将再结晶退火工序中退火炉的一部或全部造成本发明的温度条件、气氛条件进行N化，在生产上是适宜的。
既可以是在工序的前半部使含有高浓度的N，然后通过高温处理或在适当温度下的保定谋求奥氏体相稳定化这样的工序，也可以是在到达退火工序的最高温度进行再结晶及赋予适当的延性后进行N化、以多量生成奥氏体相这样的工序。另外，按照将这些组合，或按照高温再结晶后在本发明范围内的低温下进行氮化、然后再升温到高温进行组织控制的工序，也能够得到本发明的效果。
本发明钢与过去钢比较Si含量少，因此在作为镀锌钢板用的原板作用时，具有镀层性良好的特性。对Zn镀层厚度不设特别的制约，但由耐蚀性的观点希望为0.1μm以上，由加工性的观点则希望为10μm以下。
实施例
对于由通常的热轧、冷轧条件得到的冷轧钢板，进行退火并对一部份进行镀层，以0.6％进行光整冷轧，制造钢板或镀层钢板。将成分示于表1，而对于本发明钢，在由退火工序的最高到达温度进行冷却的途中，保持在含氨气的气氛中进行N化，使含有高浓度N，表1中的N量为最终制品的值。钢中N量用此时的保持温度、保持时间、氨气浓度进行调整。
将N化条件一并示于表1。在Al量为10％的Zn镀浴中进行镀层。所得钢板中残留奥氏体的体积率，采用应用MoKα线的×射线衍射的5峰值法测定。由这些钢板取JIS5号拉伸试片，样品的计算长度50mm，拉伸速度10mm/min，进行常温拉伸试验。
对镀层的评价进行发生镀不上和镀层密着性两种，用目视判定有无镀不上，镀层密着性在实施镀层钢板的60度V形弯曲试验后进行带状试验，只要是带状试验黑化度未满20％就作为合格。
此外，焊接性在焊接电流10kA、加压力：22kg、焊接时间：12周期、电极直径：6mm、电极形状：圆盖形、前端6φ-40R的焊接条件下进行点焊，到熔核直径切(t：板厚)的时刻连续打点数超过1000点的取作合格。
将材质和镀层性的评价结果示于表2。
本发明钢抗拉强度都在580MPa以上，而且总延伸率都在30％以上，在兼容高强度和冲压成形性的同时，也满足了镀层性、焊接性。
与此相对照，N不处于本发明范围的过去钢，虽然镀层前加工性良好，但由于镀层工序的热履历使残留的奥氏体消失，使加工性变差。另外有一部份因Si或Al含量高，所以镀层性不良。在含高浓度N的本发明钢中，Si、C、Mn、P、Al等处于特定范围的，加工性特别良好。此外还可以确认Ni、Cr、Ca、Na、Mg、Mo等微量元素的效果。
表1 钢成分(mass％) 氮化条件 钢 C Si Mr P S Al N 其它温度(℃)时间 (秒)氨浓度％ A 0.032 0.63 1.31 0.012 0.007 0.030 0.136 650 60 5 B 0.020 0.01 1.68 0.006 0.006 0.068 0.586 650 60 20 C 0.001 0.18 2.23 0.009 0.004 0.16 1.355 700 120 40 D 0.077 0.01 0.55 0.008 0.012 0.012 0.252 650 30 20 E 0.125 0.01 0.18 0.004 0.010 0.008 0.082 680 10 20 F 0.046 0.04 0.34 0.011 0.010 0.016 0.194Ca：0.10 630 60 10 G 0.002 0.03 2.09 0.009 0.008 0.103 0.263Na：0.22Mg：0.11 650 30 20 H 0.012 0.05 0.96 0.013 0.008 0.053 0.350Cr：1.6Ni：0.8 650 30 30 I 0.080 0.79 1.67 0.004 0.005 0.13 0.024 - - - J 0.14 1.58 0.96 0.007 0.002 0.34 0.004 - - -
表2 No. 钢 镀否 TS/MPA El(％)残留奥氏体体积率 (％) 镀不上 镀层 密合 焊接性备考 1 A 不镀 610 36 12 - - ◎发明钢 2 镀 610 33 10 ○ ◎ ○ 3 B 不镀 620 39 16 - - ◎发明钢 4 镀 615 36 12 ◎ ◎ ○ 5 C 不镀 700 34 13 - - ○发明钢 6 镀 680 31 9 ◎ ◎ ○ 7 D 不镀 620 39 10 - - ◎发明钢 8 镀 625 37 8 ◎ ◎ ○ 9 E 不镀 600 35 8 - - ○发明钢 10 镀 585 32 8 ◎ ◎ ○ 11 F 不镀 620 36 12 - - ◎发明钢 12 镀 620 36 12 ◎ ◎ ○ 13 G 不镀 600 37 15 - - ◎发明钢 14 镀 610 36 15 ◎ ◎ ○ 15 H 不镀 625 38 18 - - ◎发明钢 16 镀 625 39 18 ◎ ◎ ○ 17 I 不镀 610 34 6 - - ○比较钢 18 镀 560 22 1 ○ ○ × 19 J 不镀 630 36 9 - - ○比较钢 20 镀 570 20 1 × × ×镀不上、镀层密合、焊接性栏◎：非常良好○：良好×：不良
如以上说明的那样，本发明调整N含量，确保了作为目标的残留奥氏体组织，可以获得锌镀层附着性良好、而且加工性优良的高强度钢板。