熱鍍鋅鋼板及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明提供就提高耐碰撞性能的觀點(diǎn)而言可確保高屈服比(YR)及高燒結(jié)硬化量(BH量)、且材質(zhì)、特別是強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率的卷材內(nèi)均勻性優(yōu)良的TS≥590MPa的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。該高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板以質(zhì)量％計(jì)含有C：超過0.060％且為0.13％以下、Si：0.01％以上且0.7％以下、Mn：1.0％以上且3.0％以下、P：0.005％以上且0.100％以下、S：0.010％以下、sol.Al：0.005％以上且0.100％以下、N：0.0100％以下、Nb：0.005％以上且0.10％以下、Ti：0.03％以上且0.15％以下，并且滿足(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)＞0.08(其中，Ti*＝Ti-(48/14)N-(48/32)S)的關(guān)系，并且具有如下組織：含有平均結(jié)晶粒徑為15μm以下且面積率為80％以上的鐵素體和面積率為1％以上且15％以下的馬氏體。
【專利說明】熱鍍鋅鋼板及其制造方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及耐碰撞性能及卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制 造方法，特別涉及可應(yīng)用于適合作為汽車的結(jié)構(gòu)部件的構(gòu)件的高強(qiáng)度薄鋼板的技術(shù)。

【背景技術(shù)】
[0002] 近年來，從保護(hù)地球環(huán)境的觀點(diǎn)出發(fā)，為了限制C02的排放量，強(qiáng)烈要求汽車車身 的輕量化，此外，為了在車輛碰撞時(shí)確保乘員的安全，也強(qiáng)烈要求提高以汽車車身的碰撞特 性為中心的安全性。為了應(yīng)對(duì)這些要求，需要同時(shí)滿足汽車車身的輕量化和高強(qiáng)度化，從在 剛性不出現(xiàn)問題的范圍內(nèi)將成為汽車車身原材料的鋼板板厚薄壁化并提高耐碰撞特性的 觀點(diǎn)出發(fā)，需要提高鋼板的屈服比（YR)、提高燒結(jié)硬化量（BH量）。
[0003] 與此相對(duì)，在專利文獻(xiàn)1中公開了如下技術(shù)：通過含有C :0.04?0.15 %、Si : 0· 20% 以下、Μη :1· 0 ?2· 5%、P :0· 050% 以下、S :0· 020% 以下、A1 :0· 010 ?0· 120%、Cr : 0. 1?2. 0%，并使鋼板組織成為鐵素體、馬氏體和貝氏體的3相復(fù)合組織，從而確保鐵素體 和馬氏體復(fù)合組織的特征即高伸長(zhǎng)率特性和高BH特性，并使該復(fù)合組織與貝氏體組織共 存，由此降低成為空隙（void)的產(chǎn)生起點(diǎn)而使延伸凸緣成形性降低的硬質(zhì)馬氏體。
[0004] 此外，在專利文獻(xiàn)2中公開了如下技術(shù)：通過含有C :0.04?0.22%、Si :1.0%以 下、Mn :3. 0% 以下、P :0. 05% 以下、S :0. 01% 以下、A1 :0. 01 ?0. 1%、N :0. 001 ?0. 005% 及合計(jì)為〇. 008%以上且0. 05%以下的選自Nb、Ti、V中的1種以上，并使鋼板組織成為鐵 素體和馬氏體復(fù)合組織，且進(jìn)一步限定馬氏體的最大粒徑（<2μπι)及面積率（彡5%)， 從而降低影響延伸凸緣成形的空隙的產(chǎn)生起點(diǎn)，由此改善延伸凸緣性，并確保5%以上的馬 氏體量，由此確保ΒΗ性。
[0005] 但是，在專利文獻(xiàn)1記載的技術(shù)中，ΒΗ量最大為51MPa，并且屈服比（YR)低至 0. 51?0. 58,因此耐碰撞特性的進(jìn)一步提高成為技術(shù)問題。此外，在專利文獻(xiàn)2記載的技術(shù) 中，BH量高，耐碰撞性能非常好，但是并未確認(rèn)到關(guān)于作為沖壓成形性指標(biāo)的伸長(zhǎng)率特性、 材質(zhì)不均的記載。
[0006] 通常，TS為590MPa以上的高強(qiáng)度鋼板含有大量用于高強(qiáng)度化的各種合金元素，因 此鋼中存在的析出物、第2相的種類、量根據(jù)制造條件的變動(dòng)而發(fā)生多種變化，在卷材內(nèi)、 特別是卷長(zhǎng)度方向，強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率等材質(zhì)的不均容易變大。此時(shí)，在汽車的連續(xù)沖壓線中，難 以穩(wěn)定地進(jìn)行沖壓成形，使操作性大大降低，因此強(qiáng)烈要求卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性。
[0007] 關(guān)于提高這種高強(qiáng)度鋼板的卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性的技術(shù)，一直以來提出了多種方 案。例如，在專利文獻(xiàn)3中公開了如下技術(shù)：在將C降低至0. 0070%以下的鋼中復(fù)合添加 Ti、Nb，進(jìn)行將卷取溫度設(shè)為620°C以上的熱軋，由此使卷材內(nèi)的材質(zhì)均質(zhì)化。在該技術(shù)中， 使成為材質(zhì)不均的原因的N以TiN而非A1N的形式在精軋前析出，并且使C以復(fù)合碳化物 (Ti、Nb)C的形式析出。但是，在實(shí)際操作中，有時(shí)卷取溫度會(huì)小于620°C或者會(huì)在卷材內(nèi)局 部性地小于620°C，這種情況下，存在因卷材內(nèi)的析出行為的變動(dòng)而使材質(zhì)的不均變大的問 題。特別是在Ti、Nb相對(duì)于C的原子比低時(shí)，C的析出固定變得不充分，在較容易被冷卻的 卷的前端部、尾端部的材質(zhì)劣化變大。
[0008] 此外，在專利文獻(xiàn)4中公開了如下技術(shù)：將C設(shè)為超過0.0050%且為0.010%以 下，并控制為（Nb% X 12) AC% X93) = 1.6?2. 4,由此減小強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率等機(jī)械特性的 卷取溫度依賴性。但是，在該技術(shù)中，作為對(duì)象的鋼板為以極低碳鋼IF鋼（Interstitial Free鋼，無間隙原子鋼）為基體的鐵素體單相鋼，并未提及拉伸強(qiáng)度為590MPa以上的高強(qiáng) 度鋼板。
[0009] 現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0010] 專利文獻(xiàn)
[0011] 專利文獻(xiàn)1:日本專利第3263143號(hào)公報(bào)
[0012] 專利文獻(xiàn)2:日本專利第3887235號(hào)公報(bào)
[0013] 專利文獻(xiàn)3:日本特公昭61-032375號(hào)公報(bào)
[0014] 專利文獻(xiàn)4:日本特開2000-303141號(hào)公報(bào)


【發(fā)明內(nèi)容】

[0015] 發(fā)明要解決的技術(shù)問題
[0016] 如此，滿足充分的耐碰撞特性所需的屈服比（YR)、燒結(jié)硬化量（BH量）及滿足在汽 車的連續(xù)沖壓線中穩(wěn)定地進(jìn)行沖壓成形所需的卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性的高強(qiáng)度鋼板迄今為 止仍然未知。
[0017] 本發(fā)明的技術(shù)問題在于，提供就提高耐碰撞性能的觀點(diǎn)而言可確保高屈服比（YR) 及高燒結(jié)硬化量（BH量）、且材質(zhì)、特別是強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率的卷材內(nèi)均勻性優(yōu)良的TS > 590MPa 的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。
[0018] 用于解決技術(shù)問題的手段
[0019] 本發(fā)明人對(duì)影響鋼板的高強(qiáng)度化和耐碰撞特性、以及穩(wěn)定地進(jìn)行沖壓成形所需的 卷材內(nèi)材質(zhì)均勻性的各種因素進(jìn)行了深入研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)如下見解：通過以質(zhì)量％計(jì)含 有C :超過0. 060%且為0. 13%以下、Nb :0. 005%以上且0. 10%以下、Ti :0. 03%以上且 0. 15%以下、S :0. 010%以下、N :0. 0100%以下的范圍，并且將未被N和S固定的ΤΓ量（= Ti-(48/14)Ν-(48/32) S)及 Nb 以與 C 的關(guān)系限定為（Nb/93+Ti748V(C/12) >0.08,而且 形成含有平均結(jié)晶粒徑為15 μ m以下且面積率為80%以上的鐵素體和面積率為1 %以上 且15%以下的馬氏體的鋼板組織，能夠得到拉伸強(qiáng)度（TS)為590MPa以上、屈服比（YR)為 0. 70以上、燒結(jié)硬化量（BH量）為60MPa以上且卷材內(nèi)材質(zhì)均勻性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼 板，以及通過控制上述成分組成的鋼原材在熱軋的精軋中的精軋后段2個(gè)道次的軋制率， 且在退火加熱時(shí)在700?800°C的溫度范圍以小于3°C /s的低速進(jìn)行加熱，能夠制造具有 上述鋼板組織及特性的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板。
[0020] 本發(fā)明基于以上的見解而完成，因此其主旨如下所述。
[0021] [1] 一種耐碰撞性能及卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在 于，
[0022] 以質(zhì)量％計(jì)，含有C:超過0.060%且為0. 13%以下、Si :0.01%以上且0.7%以 下、Mn :1.0% 以上且 3. 0% 以下、P :0. 005% 以上且 0. 100% 以下、S :0. 010% 以下、sol.Al : 0. 005% 以上且 0. 100% 以下、N :0. 0100% 以下、Nb :0. 005% 以上且 0. 10% 以下、Ti :0. 03% 以上且0.15%以下，并且滿足下式（1)的關(guān)系，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，
[0023] 并且具有如下組織：含有平均結(jié)晶粒徑為15 μ m以下且面積率為80%以上的鐵素 體和面積率為1 %以上且15%以下的馬氏體，
[0024] (Nb/93+Ti*/48)/(C/12) >0.08* · · (1)
[0025] 在此，Ti* 由 Ti* = Ti-(48/14)N-(48/32)S 表示，C、Nb、Ti、N、S 分別表示鋼中各 元素的含量（質(zhì)量％)。
[0026] [2]根據(jù)上述[1]所述的耐碰撞性能及卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅 鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有V :0. 10%以下。
[0027] [3]根據(jù)上述[1]或[2]所述的耐碰撞性能及卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性優(yōu)良的高強(qiáng)度 熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有合計(jì)為〇. 50%以下的Mo、Cr中的1種或2種。
[0028] [4]根據(jù)上述[1]?[3]中任一項(xiàng)所述的耐碰撞性能及卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性優(yōu)良 的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有Cu :0. 30%以下、Ni :0. 30%以下中 的1種或2種。
[0029] [5]根據(jù)上述[1]?[4]所述的耐碰撞性能及卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性優(yōu)良的高強(qiáng)度 熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有選自Sn :0. 2%以下、Sb :0. 2%以下中的1種 或2種。
[0030] [6]根據(jù)上述[1]?[5]中任一項(xiàng)所述的耐碰撞性能及卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性優(yōu)良 的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有Ta :0. 005%以上且0. 1 %以下。
[0031] [7]根據(jù)上述[1]?[6]中任一項(xiàng)所述的耐碰撞性能及卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性優(yōu)良 的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，拉伸強(qiáng)度（TS)為590MPa以上，屈服比（YR)為0. 70以 上，燒結(jié)硬化量（BH量）為60MPa以上。
[0032] [8] -種耐碰撞性能及卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方 法，其特征在于，在對(duì)具有上述[1]?[6]中任一項(xiàng)的成分組成的鋼原材進(jìn)行熱軋、冷軋、退 火而制造高強(qiáng)度鋼板時(shí)，在熱軋中，將精軋的最終道次的軋制率設(shè)為10 %以上，并且將上述 最終道次的前一道次的軋制率設(shè)為15%以上，在退火工序中，在700?800°C的溫度范圍以 小于3°C /s的平均加熱速度進(jìn)行加熱，在800?900°C的退火溫度下進(jìn)行退火，從上述退火 溫度以3?15°C /s的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，并浸漬于鍍鋅浴中，實(shí)施熱鍍鋅，在上述熱鍍 鋅后以5?100°C /s的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，或者，在上述熱鍍鋅后進(jìn)一步實(shí)施鋅鍍層的 合金化處理，并在上述合金化處理后以5?100°C /s的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻。
[0033] [9]根據(jù)上述[8]所述的耐碰撞性能及卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅 鋼板的制造方法，其特征在于，在上述熱軋的精軋結(jié)束后，在3秒以內(nèi)開始冷卻，以40°C /s 以上的平均冷卻速度冷卻至720°C以下，在500?700°C的溫度下進(jìn)行卷取后，以40%以上 的軋制率進(jìn)行冷軋。
[0034] [10] -種耐碰撞性能及卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方 法，其特征在于，上述[8]或[9]中制造的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的拉伸強(qiáng)度（TS)為590MPa以 上、屈服比（YR)為0. 70以上、燒結(jié)硬化量（BH量）為60MPa以上。
[0035] 發(fā)明效果
[0036] 根據(jù)本發(fā)明，能夠得到拉伸強(qiáng)度（TS)為590MPa以上的高強(qiáng)度、高屈服比 (YR彡0. 70)及高燒結(jié)硬化量（BH彡60MPa)且具有優(yōu)良的耐碰撞性能、而且卷材內(nèi)材質(zhì)變 動(dòng)小的材質(zhì)均勻性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板。因此，在將本發(fā)明的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板應(yīng)用 于汽車車身構(gòu)件的情況下，能夠?qū)μ岣吲鲎舶踩?、輕量化作出較大的貢獻(xiàn)，而且由于卷材 內(nèi)的材質(zhì)均勻性良好，因此也可以期待沖壓成形時(shí)的操作性的提高。

【具體實(shí)施方式】
[0037] 以下，具體地對(duì)本發(fā)明進(jìn)行說明。
[0038] 在TS590MPa級(jí)以上的高強(qiáng)度鋼板中添加了 Ti、Nb等碳化物生成元素的所謂析出 強(qiáng)化型高強(qiáng)度鋼板具有屈服比（YR)高的特征。另一方面，生成了馬氏體等硬質(zhì)的第2相的 所謂組織強(qiáng)化型高強(qiáng)度鋼板具有高燒結(jié)硬化量（BH量）的特征，只要能夠滿足這兩個(gè)特性， 則認(rèn)為能得到耐碰撞性能優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板。
[0039] 因此，發(fā)明人進(jìn)行了深入研究，結(jié)果首次發(fā)現(xiàn)：通過使由Ti或Nb進(jìn)行了析出強(qiáng)化 的母相鐵素體中生成適量的馬氏體，能夠滿足高屈服比（YR)和高燒結(jié)硬化性（BH性）。此 夕卜，在本發(fā)明中還首次發(fā)現(xiàn)，通過將熱軋的精軋中的最終道次的軋制率及最終道次的前一 道次的軋制率控制在適當(dāng)范圍，并適當(dāng)控制精軋后的冷卻條件，能夠促進(jìn)較容易被冷卻的 熱軋卷的前端部、尾端部中的NbC、TiC的析出，從而能夠大幅降低高強(qiáng)度鋼板的卷長(zhǎng)度方 向的材質(zhì)不均、特別是TS、E1的不均，從而完成了本發(fā)明。
[0040] [成分組成]
[0041] 接著，對(duì)本發(fā)明中鋼的成分組成進(jìn)行說明。
[0042] C :超過 0· 060 %且為 0· 13 % 以下
[0043] C是對(duì)鋼板的高強(qiáng)度化有效的元素，特別是通過與Nb、Ti之類的碳化物形成元素 形成微細(xì)的合金化合物或合金碳氮化物而有助于高強(qiáng)度化，并且有助于高屈服比（YR)化。 此外，通過形成馬氏體而有助于高強(qiáng)度化，并且有助于得到高燒結(jié)硬化（BH)。為了得到這 些效果，需要含有超過0. 060 %的C量。另一方面，在過量含有而超過0. 13%時(shí)，不僅鋼板 硬化而使成形性降低，而且點(diǎn)焊性也降低。進(jìn)而，由于過量地生成馬氏體，容易因馬氏體周 圍的應(yīng)力場(chǎng)而發(fā)生連續(xù)屈服，因此，屈服比（YR)及燒結(jié)硬化量（BH量）變低，有時(shí)無法得到 所期望的高屈服比（YR)及高燒結(jié)硬化量（BH量）。因此，將C含量設(shè)為超過0.060%且為 0.13%以下。優(yōu)選超過0.060%且為0.10%以下。
[0044] Si :0.01 % 以上且 0.7% 以下
[0045] Si是主要通過固溶強(qiáng)化而有助于高強(qiáng)度化的元素，相對(duì)于強(qiáng)度上升而言延展性的 降低較少，是不僅有助于提高強(qiáng)度而且還有助于提高強(qiáng)度與延展性的平衡的元素。為了得 到該效果，需要含有〇. 01 %以上的Si。另一方面，在Si含量超過0. 7%時(shí)，容易在鋼板表面 形成Si系氧化物，化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性、涂裝密合性、涂裝后耐腐蝕性有時(shí)會(huì)降低。因此，將Si 含量設(shè)為0.01%以上且0.7%以下。從提高強(qiáng)度與延展性的平衡的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選為0.2% 以上。更優(yōu)選為0.2%以上且0.5%以下。
[0046] Μη :1· 0% 以上且 3. 0% 以下
[0047] Μη是通過固溶強(qiáng)化及生成馬氏體而有助于高強(qiáng)度化的元素，為了得到該效果，需 要含有1.0%以上的Μη。另一方面，若Μη含量超過3.0%，則招致原料成本的上升，并且成 形性、焊接性顯著降低。此外，由于馬氏體過量，容易因馬氏體周圍的應(yīng)力場(chǎng)而發(fā)生連續(xù)屈 月艮，因此，屈服比（YR)、燒結(jié)硬化量（ΒΗ量）降低，有時(shí)無法得到所期望的高屈服比（YR)、高 燒結(jié)硬化量（BH量）。因此，將Μη含量設(shè)為1.0 %以上且3. Ο %以下。優(yōu)選為1.0 %以上且 2. 5%以下、更優(yōu)選為1. 0%以上且2. 0%以下。
[0048] Ρ :0· 005 % 以上且 0· 100 % 以下
[0049] Ρ是通過固溶強(qiáng)化而對(duì)鋼板的高強(qiáng)度化有效的元素。但是，在Ρ含量小于0.005% 時(shí)，不僅不能體現(xiàn)其效果，而且招致煉鋼工序中脫磷成本的上升。另一方面，若Ρ含量超 過0. 100%，則Ρ在晶界偏析而使耐二次加工脆性及焊接性劣化。因此，將Ρ含量設(shè)定為 0. 005%以上且0. 100%以下。從進(jìn)一步提高上述效果的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選為0. 010%以上。此 夕卜，由于Ρ的晶界偏析，使對(duì)于得到高燒結(jié)硬化量（ΒΗ量）有效的晶界偏析C量降低，有時(shí) 無法得到所期望的燒結(jié)硬化量（ΒΗ量），因此優(yōu)選為0. 080%以下、更優(yōu)選為0. 050%以下。
[0050] S :0.010% 以下
[0051] S除了成為引起熱脆性的原因以外，在鋼中以硫化物系夾雜物的形態(tài)存在，是使鋼 板的加工性降低的有害元素。因此，優(yōu)選極力地降低S，在本發(fā)明中，將S含量的上限設(shè)定 為0.010%。優(yōu)選為0.008%以下。下限并無特別限定，由于極低S化會(huì)升高煉鋼成本，因 此優(yōu)選為〇. 0005%以上。
[0052] sol. A1 :0.005% 以上且 0· 100% 以下
[0053] A1是作為脫氧劑含有的元素，由于具有固溶強(qiáng)化能力，因此有效地作用于高強(qiáng)度 化。但是，A1含量以sol. A1計(jì)小于0. 005%時(shí)，無法得到上述效果。另一方面，若A1含量 以sol. A1計(jì)超過0. 100%，則導(dǎo)致原料成本的上升，并且還成為引發(fā)鋼板的表面缺陷的原 因。因此，將A1含量設(shè)定為以sol. A1計(jì)0.005%以上且0. 100%以下。
[0054] N :0.0100% 以下
[0055] 若N含量超過0. 0100%，則由于鋼中生成過量的氮化物，除了會(huì)導(dǎo)致延展性、韌性 的降低以外，還會(huì)導(dǎo)致鋼板的表面性狀變差。因此，將N含量設(shè)定為0.0100%以下。
[0056] Nb :0· 005% 以上且 0· 10% 以下
[0057] Nb是本發(fā)明中的重要元素之一。Nb通過與C、N形成碳化物、碳氮化物而有助于高 強(qiáng)度化，并且有助于高屈服比（YR)。此外，Nb具有使熱軋板組織微細(xì)化的作用，并且由于該 熱軋板的微細(xì)化，冷軋、退火后的鐵素體粒徑得以微細(xì)化，因此，伴隨晶界面積的增大，向晶 界析出的C偏析量增大，由此，能夠得到高BH特性。為了體現(xiàn)這樣的效果，在本發(fā)明中，將 Nb含量設(shè)定為0. 005%以上。另一方面，在含有超過0. 10%的過量的Nb時(shí)，導(dǎo)致成本增加， 并且使熱軋時(shí)的載荷增大，而且使冷軋時(shí)的變形阻力提高，難以進(jìn)行穩(wěn)定的實(shí)機(jī)制造，使成 形性進(jìn)一步顯著降低。此外，在本發(fā)明的退火后的冷卻工序中，需要用于形成馬氏體的固溶 C，但是，在過量地含有Nb時(shí)，會(huì)將鋼中的C全部以NbC的形式固定，妨礙馬氏體的形成，有 時(shí)無法得到所期望的燒結(jié)硬化量（BH量）。因此，將Nb含量設(shè)定為0. 005%以上且0. 10% 以下。優(yōu)選為0.08%以下、更優(yōu)選為0.05%以下。
[0058] Ti :0.03% 以上且 0· 15% 以下
[0059] 與Nb同樣，Ti也通過與C、N形成碳化物、碳氮化物而有助于高強(qiáng)度化，并且有助 于高屈服比（YR)化。此外，Ti與Nb同樣具有使熱軋板組織微細(xì)化的作用，使冷軋、退火后 的鐵素體粒徑微細(xì)化，因此，伴隨晶界面積的增大，向晶界析出的C偏析量增大，由此，能夠 得到高燒結(jié)硬化量（BH量）。為了體現(xiàn)這樣的效果，在本發(fā)明中，將Ti含量設(shè)定為0. 03% 以上。另一方面，在含有超過〇. 15%的過量的Ti時(shí)，導(dǎo)致原料成本上升，并且使冷軋時(shí)的變 形阻力提高，因此，難以進(jìn)行穩(wěn)定的制造。此外，含有過量的Ti時(shí)，與Nb同樣，會(huì)使固溶C 降低，因此，會(huì)阻礙退火后的冷卻過程中的馬氏體的形成，有時(shí)無法得到所期望的燒結(jié)硬化 量（BH量）。因此，Ti含量設(shè)定為0.03%以上且0.15%以下。從有效地體現(xiàn)上述效果的觀 點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選超過0.05%。
[0060] 本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板除了滿足上述成分組成以外，還需要以滿足下述（1)式的方 式含有C、Nb、Ti、N及S。
[0061] (Nb/93+Ti*/48)/(C/12) >0.08* · · (1)
[0062] 在此，Ti* = Ti- (48/14) N- (48/32) S。其中，在 Ti- (48/14) N- (48/32) S 彡 0 時(shí)，設(shè) 為Ti-(48/14) N-(48/32) S = 0。此外，上述式中，各元素的元素符號(hào)表示該元素的含量（質(zhì) 量％ )。
[0063] 在⑴式的左邊所示的Ti、Nb相對(duì)于C的原子比低的情況下，馬氏體過量地生成， 容易因馬氏體周圍的應(yīng)力場(chǎng)而發(fā)生連續(xù)屈服，因此，屈服比（YR)及燒結(jié)硬化量（BH量）變 低。此外，熱軋卷取后在較容易被冷卻的卷前端部，NbC、TiC等的析出變得不充分，有時(shí)使 卷材內(nèi)材質(zhì)不均增大。因此，在本發(fā)明中，從確保所期望的特性及確保卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性 的觀點(diǎn)出發(fā)，需要適當(dāng)控制（Nb/93+Ti748V(C/12)，對(duì)（Nb/93+Ti748V(C/12)進(jìn)行規(guī)定 的（1)式為本發(fā)明中最重要的指標(biāo)。
[0064] S卩，若Ti、Nb相對(duì)于C的原子比即（Nb/93+Ti748V(C/12)的值為0. 08以下，則馬 氏體增加，有時(shí)無法得到所期望的高屈服比（YR)及燒結(jié)硬化量（BH量），并且由于熱軋卷取 時(shí)的析出行為的變動(dòng)，卷材內(nèi)的材質(zhì)不均有時(shí)會(huì)增大。因此，將（Nb/93+Ti748V(C/12)設(shè) 定為超過〇. 08。優(yōu)選為0. 10以上、更優(yōu)選為0. 15以上。此外，若（Nb/93+Ti748V(C/12) 超過0.70,則生成馬氏體所需的固溶C以NbC、TiC的形式被固定，因此會(huì)妨礙馬氏體的形 成，有時(shí)無法得到所期望的拉伸強(qiáng)度（TS)及燒結(jié)硬化量（BH量）。因此，為了穩(wěn)定地確保 TS 彡 590MPa 及 BH 彡 60MPa，優(yōu)選將（Nb/93+Ti*/48V(C/12)設(shè)定為 0· 70 以下。
[0065] 利用以上的必須添加元素，能夠得到本發(fā)明鋼的目標(biāo)特性，但除了上述的必須添 加元素以外，還可以添加 V、和/或選自Mo及Cr中的1種或2種、和/或選自Cu及Ni中的 1種或2種。
[0066] V :0.10 % 以下
[0067] 與Nb、Ti同樣，V可以通過形成微細(xì)的碳氮化物而有助于提高強(qiáng)度，因此可以根據(jù) 需要含有。為了體現(xiàn)這樣的效果，優(yōu)選含有0.01%以上。另一方面，若V含量超過0.10%， 則不僅上述效果飽和，而且會(huì)導(dǎo)致原料成本的上升。因此，在添加 V的情況下，將其含量設(shè) 定為0. 10%以下。
[0068] 選自Mo、Cr中的1種或2種：合計(jì)0. 50%以下
[0069] Mo及Cr是使淬透性提高、且通過生成馬氏體而有助于高強(qiáng)度化的元素，可以根據(jù) 需要含有。這樣的效果在上述成分的合計(jì)含量為0. 10%以上時(shí)得以顯著體現(xiàn)，因此優(yōu)選含 有0. 10%以上。另一方面，若Mo及Cr的合計(jì)含量超過0. 50%，則不僅上述效果飽和，而 且會(huì)導(dǎo)致原料成本上升。因此，在含有這些元素的情況下，將這些元素的含量設(shè)定為合計(jì) 0. 50%以下。
[0070] 選自Cu :0· 30%以下及Ni :0· 30%以下中的1種或2種
[0071] Cu是在熱軋時(shí)引發(fā)裂紋而成為表面瑕疵的產(chǎn)生原因的有害元素。但是，在本發(fā)明 的冷軋鋼板中，Cu對(duì)鋼板特性的不良影響小，因此只要是0. 30%以下的含量，即是允許的。 由此，由于使用廢料等而有效利用再生原料成為可能，因此能夠?qū)崿F(xiàn)原料成本的降低。Ni與 Cu同樣對(duì)鋼板特性的影響小，但是具有防止因添加 Cu而產(chǎn)生表面瑕疵的效果。上述效果可 以通過含有Cu含量的1/2以上的Ni來體現(xiàn)。但是，若Ni的含量過量，則會(huì)助長(zhǎng)因不均勻 地生成氧化皮而產(chǎn)生的其他表面缺陷，因此，在含有Ni的情況下，將其含量設(shè)定為0. 30% 以下。
[0072] 本發(fā)明的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板除了上述成分組成以外還可以添加選自Sn及Sb中的 1種或2種、和/或Ta。
[0073] 選自Sn :0· 2%以下及Sb :0· 2%以下中的1種或2種
[0074] 從抑制鋼板表面的氮化、氧化或因氧化產(chǎn)生的鋼板表面的數(shù)十微米區(qū)域的脫碳的 觀點(diǎn)出發(fā)，可以含有Sn或Sb。通過抑制這種氮化、氧化，可以防止鋼板表面的馬氏體的生成 量減少，能夠改善疲勞特性、表面品質(zhì)。從抑制氮化、氧化的觀點(diǎn)出發(fā)，在含有Sn或Sb的情 況下，優(yōu)選設(shè)定為〇. 005%以上，若超過0. 2%，則導(dǎo)致韌性的劣化，因此優(yōu)選設(shè)定為0. 2% 以下。
[0075] 了&:0.005%以上且0.1%以下
[0076] 與Nb、Ti同樣，Ta通過與C、N形成碳化物、碳氮化物而有助于高強(qiáng)度化，并且有助 于高屈服比（YR)化，而且Ta與Nb、Ti同樣具有使熱軋板組織微細(xì)化的作用，使冷軋、退火 后的鐵素體粒徑微細(xì)化，因此，伴隨晶界面積的增大，向晶界析出的C偏析量增大，由此，能 夠得到高燒結(jié)硬化量（BH量）。從這樣的觀點(diǎn)出發(fā)，可以含有0.005%以上的Ta。另一方 面，含有超過〇. 1 %的過量的Ta時(shí)，不僅導(dǎo)致原料成本的增加，而且與Nb、Ti同樣，存在妨礙 退火后的冷卻過程中的馬氏體形成的可能性，并且，在熱軋板中析出的TaC使冷軋時(shí)的變 形阻力提高，有時(shí)難以進(jìn)行穩(wěn)定的實(shí)機(jī)制造，因此，在含有Ta的情況下，優(yōu)選設(shè)定為0. 1 % 以下。
[0077] 除上述成分以外的余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。只要在不損害本發(fā)明效果 的范圍內(nèi)，并不排斥含有其他成分。但是，氧（〇)會(huì)形成非金屬夾雜物而對(duì)鋼板品質(zhì)產(chǎn)生不 良影響，因此將其含量?jī)?yōu)選降低至〇. 003%以下。
[0078] [組織]
[0079] 接著，對(duì)本發(fā)明的耐碰撞性能及卷材內(nèi)材質(zhì)均勻性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的組 織進(jìn)行說明。
[0080] 對(duì)于本發(fā)明的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板而言，為了得到高屈服比（YR)，并且為了對(duì)由 Ti、Nb進(jìn)行了析出強(qiáng)化的平均粒徑為15 μ m以下且面積率為80%以上的母相鐵素體賦予高 燒結(jié)硬化量（BH量），需要具有以面積率計(jì)為1 %以上且15%以下的馬氏體。
[0081] 鐵素體：平均粒徑為15 μ m以下且面積率為80%以上
[0082] 鐵素體的平均粒徑是為了得到高燒結(jié)硬化量（BH量）而需要設(shè)定的。在上述鐵素 體的平均粒徑超過15 μ m時(shí)，鐵素體的晶界面積減少，因此，向晶界析出的C偏析量減少，有 時(shí)難以得到高燒結(jié)硬化量（BH量）。因此，鐵素體的平均粒徑設(shè)定為15 μπι以下。優(yōu)選為 12 μ m以下。此外，由Nb、Ti等進(jìn)行了析出強(qiáng)化的鐵素體的面積率是為了得到高屈服比（YR) 而需要設(shè)定的。在上述鐵素體的面積率小于80%時(shí)，馬氏體等硬質(zhì)的第2相大量存在，因 此，容易因硬質(zhì)第2相周圍的應(yīng)力場(chǎng)而發(fā)生連續(xù)屈服，屈服比（YR)、燒結(jié)硬化量（BH量）降 低，有時(shí)難以確保良好的耐碰撞特性。因此，鐵素體的面積率設(shè)定為80%以上。優(yōu)選為85% 以上、更優(yōu)選為88%以上。
[0083] 馬氏體：以面積率計(jì)為1%以上且15%以下
[0084] 馬氏體是確保本發(fā)明的鋼板的強(qiáng)度所需的硬質(zhì)相，也是用于得到高燒結(jié)硬化量 (BH量）所需的硬質(zhì)相。在馬氏體的面積率小于1%時(shí)，鋼板強(qiáng)度降低，不僅難以確保TS: 590MPa以上，而且難以確保BH : 60MPa以上。另一方面，若馬氏體的面積率超過15 %，則馬氏 體周圍的位錯(cuò)的導(dǎo)入量、彈性的應(yīng)變量變多，在塑性變形時(shí)容易從這種馬氏體的周圍開始 發(fā)生塑性變形，從而容易發(fā)生連續(xù)屈服，因此，屈服比（YR)、燒結(jié)硬化量（BH量）變低，難以 確保良好的耐碰撞特性。因此，馬氏體的面積率設(shè)定為1%以上且15%以下。優(yōu)選為12% 以下。
[0085] 在本發(fā)明的鋼板中，作為除鐵素體和馬氏體以外的剩余組織，有時(shí)含有珠光體、貝 氏體、殘留奧氏體及碳化物等，只要這些組織的合計(jì)面積率為5%以下，即是允許的。
[0086] 另外，可以在將鋼板的L剖面（與軋制方向平行的垂直剖面）研磨后，利用硝酸乙 醇溶液進(jìn)行腐蝕，并利用SEM (掃描電子顯微鏡）以2000倍的倍率觀察5個(gè)視野，對(duì)拍攝到 的組織照片進(jìn)行圖像分析，從而求得上述面積率。在組織照片中，鐵素體是反差略黑的區(qū) 域，珠光體為碳化物以層狀生成的區(qū)域，貝氏體為碳化物以點(diǎn)列狀生成的區(qū)域，馬氏體及殘 留奧氏體（殘留Y)為顯示為白色反差的粒子。此外，鐵素體的平均粒徑依據(jù)JIS G0522 的規(guī)定利用切割法進(jìn)行測(cè)定。
[0087] [特性]
[0088] 以上的本發(fā)明的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板具有以下的典型特性。
[0089] (1)TS 彡 590MPa
[0090] 近年來，強(qiáng)烈要求汽車車身的輕量化及確保車輛碰撞時(shí)乘員的安全性，為了應(yīng)對(duì) 這些要求，需要使成為汽車車身的原材料的鋼板高強(qiáng)度化。在本發(fā)明中，鋼板強(qiáng)度（TS)為 590MPa以上，可以滿足上述要求。
[0091] (2)屈服比（YR)彡0· 70、燒結(jié)硬化量（BH)彡60MPa
[0092] 從提高耐碰撞特性的觀點(diǎn)出發(fā)，需要提高鋼板的屈服比（YR)、燒結(jié)硬化量（BH 量）。在本發(fā)明中，屈服比（YR)彡0.70、燒結(jié)硬化量（BH)彡60MPa，可以得到所期望的耐碰 撞特性。需要說明的是，屈服比（YR)是表示屈服點(diǎn)（YP)相對(duì)于拉伸強(qiáng)度（TS)之比的值， 由YR = YP/TS表示。
[0093] (3) Λ TS 彡 30MPa、Λ YP 彡 30MPa、Λ E1 彡 3. 0 %
[0094] 在評(píng)價(jià)卷材內(nèi)材質(zhì)均勻性時(shí)，在制造的卷內(nèi)的長(zhǎng)度方向的前端部（Τ部：距離卷前 端l〇m的位置）、中央部（Μ部）及尾端部（Β部：距離卷尾端10m的位置），分別從寬度方 向中央位置、兩邊緣1/4寬度位置的9個(gè)部位，裁取以相對(duì)于軋制方向?yàn)?0°的方向（C方 向）作為拉伸方向的JIS5號(hào)拉伸試驗(yàn)片（JIS Z 2201)，依據(jù)JIS Z 2241的規(guī)定進(jìn)行拉伸 試驗(yàn)，測(cè)定拉伸強(qiáng)度（TS)、屈服強(qiáng)度（YP)及總伸長(zhǎng)率（E1)，并評(píng)價(jià)各最大值與最小值之差、 艮P ATS、ΛΥΡ、ΛΕ1。本發(fā)明中，ATS 彡 30MPa、ΛΥΡ 彡 30MPa、ΛΕ1 彡 3. 0%，可以得到良 好的卷材內(nèi)材質(zhì)均勻性。
[0095] [制造方法]
[0096] 接著，對(duì)本發(fā)明的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法進(jìn)行說明。
[0097] 本發(fā)明的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板通過將調(diào)整為上述的成分組成的范圍內(nèi)的鋼熔煉而 制成鋼坯，接著進(jìn)行熱軋、冷軋、退火而制造。在熱軋中，將精軋的最終道次的軋制率設(shè)定 為10%以上，并且將上述最終道次的前一道次的軋制率設(shè)定為15%以上，在退火工序中如 下進(jìn)行退火，在700?800°C的溫度范圍以小于3°C /s的平均加熱速度進(jìn)行加熱，在800? 900°C的退火溫度下進(jìn)行退火，從上述退火溫度以3?15°C /s的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻， 并浸漬于鍍鋅浴中，實(shí)施熱鍍鋅，在上述熱鍍鋅后，以5?100°C /s的平均冷卻速度進(jìn)行冷 卻，或者，在上述熱鍍鋅后進(jìn)一步實(shí)施鍍鋅層的合金化處理，并在上述合金化處理后以5? 100°C /s的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻。此時(shí)，優(yōu)選的是：在熱軋的精軋結(jié)束后，在3秒以內(nèi)開 始冷卻，以40°C /s以上的平均冷卻速度冷卻至720°C以下，在500?700°C的溫度下進(jìn)行卷 取后，以40%以上的軋制率進(jìn)行冷軋。
[0098] (鋼原材制造）
[0099] 就本發(fā)明的制造方法中使用的鋼坯而言，為了防止成分的宏觀偏析，優(yōu)選利用連 續(xù)鑄造法進(jìn)行制造，也可以利用鑄錠法或薄坯鑄造法進(jìn)行制造。此外，在制造鋼坯后，除了 暫時(shí)冷卻至室溫，之后再度進(jìn)行加熱的現(xiàn)有方法以外，還可以無問題地應(yīng)用如下節(jié)能工藝： 不進(jìn)行冷卻而直接以溫片的狀態(tài)裝入加熱爐進(jìn)行熱軋的直送軋制、或者稍微保熱后立即進(jìn) 行熱軋的直送軋制/直接軋制、直接以高溫狀態(tài)裝入加熱爐并省略再加熱的一部分的方法 (溫片裝入）等。
[0100] 鋼坯加熱溫度低于1000°C時(shí)，乳制載荷增大，熱軋時(shí)產(chǎn)生故障的危險(xiǎn)性增大，因 此，優(yōu)選設(shè)定為1000°c以上。另外，由于氧化皮損失伴隨氧化重量的增加而增大等，因此鋼 坯加熱溫度的上限優(yōu)選設(shè)定為1300°c。
[0101] (熱軋）
[0102] 對(duì)上述得到的鋼坯實(shí)施包括粗軋和精軋的熱軋。首先，利用粗軋將鋼坯制成薄板 坯。另外，粗軋的條件無需特別限定，可以按照常規(guī)方法進(jìn)行。此外，從降低鋼坯加熱溫度 且防止熱軋時(shí)的故障的觀點(diǎn)出發(fā)，有效地利用對(duì)薄板坯進(jìn)行加熱的所謂薄板坯加熱器是有 效的方法。
[0103] 接著，對(duì)薄板坯進(jìn)行精軋，制成熱軋板。在本發(fā)明中，需要將精軋的最終道次及最 終道次的前一道次的軋制率控制在適當(dāng)范圍，將最終道次的軋制率設(shè)定為10%以上且將最 終道次的前一道次的軋制率設(shè)定為15%以上。
[0104] 通過將精軋的最終道次的軋制率設(shè)定為10%以上，原奧氏體晶粒內(nèi)引入大量的剪 切帶，使鐵素體相變的核生成位點(diǎn)增多而實(shí)現(xiàn)熱軋板的微細(xì)化，并且會(huì)促進(jìn)較容易被冷卻 的熱軋卷的前端部、尾端部的NbC、TiC的析出。利用該熱軋板微細(xì)化的作用，冷軋、退火后 的鐵素體平均粒徑得以微細(xì)化，因此，伴隨晶界面積的增大，向晶界析出的C偏析量增大， 從而對(duì)高BH化有效。此外，促進(jìn)NbC、TiC的析出對(duì)提高卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性是有效的。在 最終道次軋制率小于10%時(shí)，鐵素體晶粒的微細(xì)化效果、NbC、TiC的析出促進(jìn)效果變得不 充分，有時(shí)無法得到上述的高BH效果、卷材內(nèi)材質(zhì)均勻性效果。最終道次的軋制率優(yōu)選為 13%以上。
[0105] 為了使高BH化、卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻化的效果進(jìn)一步提高，除了控制上述最終道次 的軋制率以外，還需要將最終道次的前一道次的軋制率控制在適當(dāng)范圍。即，通過將該最終 道次的前一道次的軋制率設(shè)定為15%以上，應(yīng)變蓄積效果進(jìn)一步提高，大量剪切帶被引入 原奧氏體晶粒內(nèi)，使鐵素體相變的核生成位點(diǎn)進(jìn)一步增多，從而熱軋板組織進(jìn)一步微細(xì)化。 進(jìn)而，對(duì)于促進(jìn)NbC、TiC的析出也是有效的，使高BH化、卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻化的效果進(jìn)一步 提高。在最終道次的前一道次的軋制率小于15%時(shí)，鐵素體晶粒的微細(xì)化效果、NbC、TiC的 析出促進(jìn)效果變得不充分，有時(shí)無法得到上述的高BH效果、卷材內(nèi)材質(zhì)均勻性效果。最終 道次的前一道次的軋制率優(yōu)選為18%以上。
[0106] 另外，若上述最終道次及最終道次的前一道次這2個(gè)道次的軋制率變大，則乳制 載荷上升，因此，它們的軋制率優(yōu)選均小于40%。
[0107] 對(duì)于最終道次及最終道次的前一道次的軋制溫度，并無特別限制，但最終道次的 軋制溫度優(yōu)選為830°c以上、更優(yōu)選為860°C以上。此外，最終道次的前一道次的軋制溫度 優(yōu)選為l〇〇〇°C以下、更優(yōu)選為960°C以下。
[0108] 在最終道次的軋制溫度小于830°C時(shí)，從未再結(jié)晶奧氏體向鐵素體的相變?cè)龆啵?軋退火后的鋼板組織受到熱軋板組織的影響而成為在軋制方向伸長(zhǎng)的不均勻的組織，有時(shí) 使加工性降低。
[0109] 此外，若最終道次的前一道次的軋制溫度超過l〇〇〇°C，則因恢復(fù)而使應(yīng)變的蓄積 效果變得不充分，因此難以使熱軋板組織微細(xì)化，并且NbC、Tie的析出促進(jìn)效果降低，因 此，有時(shí)無法得到高BH化、卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻化的效果。
[0110] 從利用晶粒微細(xì)化來提高BH以及利用NbC、TiC的析出促進(jìn)來實(shí)現(xiàn)卷材內(nèi)的材質(zhì) 均勻化的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選的是：結(jié)束了上述熱軋的熱軋板在精軋結(jié)束后的3秒以內(nèi)開始冷 卻，以40°C /s以上的平均冷卻速度冷卻至720°C以下，在500?700°C的溫度下進(jìn)行卷取。
[0111] 在直到開始冷卻為止的時(shí)間超過3秒、或者平均冷卻速度小于40°C /s、或者冷卻 停止溫度高于720°C的情況下，熱軋板組織變得粗大，有時(shí)無法得到高BH化效果。
[0112] 此外，在卷取溫度超過700°C時(shí)，存在熱軋板組織粗大化、冷軋退火后的強(qiáng)度降低 的風(fēng)險(xiǎn)，并且存在阻礙高BH化的風(fēng)險(xiǎn)。另一方面，在卷取溫度低于500°C時(shí)，難以析出NbC、 TiC，固溶C增加，因此，由于馬氏體的過量增加而不利于高BH化，并且由于NbC、TiC的析出 行為的變動(dòng)變大，因而對(duì)卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻化也是不利的。
[0113] (冷軋）
[0114] 接著，進(jìn)行適當(dāng)酸洗，實(shí)施冷軋，制成冷軋板。
[0115] 酸洗并非必須工序，可以適當(dāng)進(jìn)行。此外，在進(jìn)行酸洗時(shí)，可以在通常的條件下進(jìn) 行。
[0116] 冷軋條件只要能夠制成期望的尺寸形狀的冷軋板即可，并無特別限定，但冷軋時(shí) 的軋制率優(yōu)選設(shè)定為40%以上。另一方面，在軋制率超過90%時(shí)，乳制時(shí)對(duì)輥的負(fù)荷也提 高，存在產(chǎn)生通板故障的風(fēng)險(xiǎn)，因此優(yōu)選設(shè)定為90 %以下。
[0117] (退火）
[0118] 之后，對(duì)上述冷軋后的鋼板進(jìn)行退火而賦予所期望的強(qiáng)度和耐碰撞特性。但是，在 退火工序中，如上所述，需要在700?800°C的溫度范圍以小于:3°C /s的平均加熱速度進(jìn)行 加熱，在800?900°C的退火溫度下進(jìn)行退火，從上述退火溫度以3?15°C /s的平均冷卻 速度進(jìn)行冷卻，并將其浸漬于鍍鋅浴中，實(shí)施熱鍍鋅，在上述熱鍍鋅后以5?100°C /s的平 均冷卻速度進(jìn)行冷卻，或者，在上述熱鍍鋅后進(jìn)一步實(shí)施鍍鋅層的合金化處理，并在上述合 金化處理后以5?100°C /s的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻。
[0119] 700?800°C的溫度范圍的平均加熱速度：小于3°C /s
[0120] 在本發(fā)明中，由于在熱軋鋼板的階段使TiC、NbC析出，因此經(jīng)由冷軋工序得到的 冷軋鋼板的再結(jié)晶溫度處于較高的溫度，鋼中容易殘存加工組織。此時(shí)，鋼板的延展性大大 降低，不僅使沖壓成形性劣化，而且使燒結(jié)硬化量（BH量）降低，并且使材質(zhì)不均增大。因 此，在將冷軋鋼板加熱至退火溫度時(shí)，從促進(jìn)再結(jié)晶而確保材質(zhì)均勻性的觀點(diǎn)出發(fā)，需要在 700?800°C的溫度范圍以小于3°C /s的平均加熱速度的低速進(jìn)行加熱。另外，從生產(chǎn)效率 的觀點(diǎn)出發(fā)，上述平均加熱速度優(yōu)選設(shè)定為〇. 5°C /s以上。
[0121] 退火溫度：800?900°C
[0122] 為了使本發(fā)明的鋼板組織成為含有鐵素體和所期望面積率的馬氏體的復(fù)合組織， 需要使退火溫度為鐵素體與奧氏體的2相區(qū)溫度，將退火溫度設(shè)定為800?900°C的溫度 范圍。在退火溫度低于800°C時(shí)，無法在退火后的冷卻后得到預(yù)定的馬氏體量，無法得到所 期望的燒結(jié)硬化量（BH量）。此外，由于在退火中無法充分完成再結(jié)晶，因此鋼中容易殘存 加工組織，伴隨鋼板的延展性降低，沖壓成形性的劣化變得顯著，還會(huì)導(dǎo)致燒結(jié)硬化量（BH 量）的降低、材質(zhì)不均的增大。另一方面，在退火溫度超過900°C時(shí)，鐵素體中的固溶C量降 低，通過之后的冷卻條件，有時(shí)無法得到所期望的燒結(jié)硬化量（BH量）。此外，在退火溫度 超過900°C時(shí)，成為奧氏體單相區(qū)，因此，通過之后的冷卻速度，第2相（馬氏體、貝氏體、珠 光體）增加到必要以上，容易因第2相、特別是馬氏體周圍的應(yīng)力場(chǎng)而發(fā)生連續(xù)屈服，因此 屈服比（YR)、燒結(jié)硬化量（BH量）變低，有時(shí)難以確保良好的耐碰撞性能。進(jìn)而，還存在導(dǎo) 致生產(chǎn)率降低、能源成本增加的問題。因此，退火溫度設(shè)定為800?900°C的范圍。優(yōu)選為 800?870°C的范圍。
[0123] 另外，從再結(jié)晶的進(jìn)行以及使一部分奧氏體相變、C等元素向奧氏體的富集進(jìn)行的 觀點(diǎn)出發(fā)，退火時(shí)的均熱保持時(shí)間優(yōu)選設(shè)定為15秒以上。另一方面，在均熱保持時(shí)間超過 300秒時(shí)，結(jié)晶粒徑粗大化，存在強(qiáng)度降低、鋼板表面性狀劣化、燒結(jié)硬化量（BH量）降低等 對(duì)鋼板的諸多特性產(chǎn)生不良影響的風(fēng)險(xiǎn)。此外，使連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線的生產(chǎn)線速度變得極 度遲緩，還導(dǎo)致生產(chǎn)率降低。因此，退火中的均熱保持時(shí)間優(yōu)選為15?300秒的范圍，更優(yōu) 選為15?200秒的范圍。
[0124] 從退火溫度冷卻至鍍鋅浴的平均冷卻速度（1次冷卻速度）：3?15°C /s
[0125] 以上述退火溫度均熱后，通常以3?15°C /s的平均冷卻速度冷卻至保持于420? 500°C的鍍鋅浴的溫度。在平均冷卻速度低于3°C /s時(shí)，在550?650°C的溫度范圍通過珠 光體生成鼻，因此在第2相中大量生成珠光體及貝氏體，無法得到預(yù)定量的馬氏體，因此， 不僅使延展性的降低變得顯著，而且有時(shí)無法得到所期望的強(qiáng)度、燒結(jié)硬化量（BH量）。另 一方面，在平均冷卻速度超過15°C/s時(shí)，從退火溫度開始冷卻時(shí)，因 γ - α相變而使Μη、 C等元素向Υ的富集變得不充分，在實(shí)施合金化處理時(shí)，容易生成珠光體等。因此，不僅無 法得到預(yù)定量的馬氏體而使延展性的降低變得顯著，而且有時(shí)無法得到所期望的強(qiáng)度、燒 結(jié)硬化量（ΒΗ量）。因此，將從退火溫度冷卻至鍍鋅浴的平均冷卻速度設(shè)定為3?15°C/s。 優(yōu)選為5?15°C /s。
[0126] 利用上述1次冷卻速度冷卻后，浸漬于鍍鋅浴中進(jìn)行熱鍍鋅處理。熱鍍鋅處理只 要利用常規(guī)方法進(jìn)行即可。此外，也可以在浸漬于鍍鋅浴中而實(shí)施熱鍍鋅處理后，根據(jù)需要 實(shí)施鍍鋅層的合金化處理。此時(shí)，鍍鋅層的合金化處理例如在熱鍍鋅處理后加熱到500? 700°C的溫度范圍并保持?jǐn)?shù)秒至數(shù)十秒。就本發(fā)明的鋼板而言，按照上述方式控制從退火溫 度冷卻至鍍鋅浴的冷卻速度，因此即使實(shí)施這種合金化處理，也能夠得到預(yù)定量的馬氏體 而不會(huì)大量生成珠光體等，因此，可以確保所期望的強(qiáng)度而不會(huì)導(dǎo)致延展性降低、燒結(jié)硬化 量（BH量）降低。作為鍍鋅條件，鍍敷附著量為每面20?70g/m 2,在進(jìn)行合金化的情況下， 鍍層中的Fe%優(yōu)選設(shè)定為6?15%。
[0127] 熱鍍鋅處理后或鍍鋅層的合金化處理后的平均冷卻速度（2次冷卻速度）：5? 10(TC /s
[0128] 關(guān)于熱鍍鋅處理后或?qū)嵤╁冧\層的合金化處理后的2次冷卻速度，在以小于5°C / s的平均冷卻速度緩慢冷卻至150°C以下的溫度時(shí)，在400?500°C附近生成珠光體或貝氏 體而無法得到預(yù)定量的馬氏體，有時(shí)無法得到所期望的強(qiáng)度、燒結(jié)硬化量（BH量）。另一方 面，在2次冷卻速度以平均冷卻速度計(jì)超過100°C /s時(shí)，馬氏體變得過硬而使延展性降低。 因此，從穩(wěn)定地得到良好的馬氏體的觀點(diǎn)出發(fā)，2次冷卻速度以平均冷卻速度計(jì)設(shè)定為5? 100°C /s。優(yōu)選為 10 ?100°C /s。
[0129] 進(jìn)而，在本發(fā)明中，也可以在上述冷卻后出于形狀矯直、表面粗糙度調(diào)整的目的而 實(shí)施表面光軋或整平加工。而且，在進(jìn)行表面光軋的情況下，伸長(zhǎng)率優(yōu)選設(shè)定為約0. 3%? 約 1. 5%。
[0130] 實(shí)施例
[0131] 以下，對(duì)本發(fā)明的實(shí)施例進(jìn)行說明。
[0132] [實(shí)施例1]
[0133] 利用轉(zhuǎn)爐對(duì)包含表1所示成分組成的鋼水進(jìn)行熔煉，利用連續(xù)鑄造法制成厚度 230mm的鋼坯。將這些鋼坯加熱到1220°C后，進(jìn)行熱軋并卷取成卷，制成板厚：3. 5mm的熱軋 板。另外，上述熱軋的精軋中的最終道次和最終道次的前一道次的軋制溫度及軋制率、從精 軋結(jié)束后的冷卻開始到720°C以下的溫度范圍為止的平均冷卻速度、卷取溫度如表2所示。 此外，從精軋結(jié)束到開始冷卻的時(shí)間設(shè)定為3秒以內(nèi)。
[0134] 接著，對(duì)上述得到的熱軋板進(jìn)行酸洗后，在表2所示的條件下進(jìn)行冷軋，制成板 厚：1. 4_的冷軋鋼板，接著，在表2所示的條件下進(jìn)行連續(xù)退火，實(shí)施伸長(zhǎng)率：0. 7%的表面 光軋，制成熱鍍鋅鋼板（制品）。在此，熱鍍鋅處理按照每面的附著量達(dá)到50g/m2(雙面鍍 敷）的方式進(jìn)行調(diào)整，合金化處理按照使鍍層中的Fe%達(dá)到9?12%的方式進(jìn)行調(diào)整。
[0135] 對(duì)以上得到的熱鍍鋅鋼板，從卷長(zhǎng)度方向的中央部（M部）的1/4寬度位置裁取樣 品，利用下述的方法進(jìn)行組織觀察、以相對(duì)于軋制方向?yàn)?0°的方向（C方向）作為拉伸方 向的拉伸試驗(yàn)及燒結(jié)硬化試驗(yàn)，對(duì)鋼板組織的確定、鐵素體相及馬氏體相的面積率、鐵素體 的平均粒徑、屈服強(qiáng)度（YP)、拉伸強(qiáng)度（TS)、屈服比（YR = YP/TS)、總伸長(zhǎng)率（E1)、燒結(jié)硬 化量（BH量）進(jìn)行測(cè)定。此外，在制造的卷內(nèi)的長(zhǎng)度方向的前端部（T部：距離卷前端10m 的位置）、中央部（Μ部）及尾端部（B部：距離卷尾端10m的位置），分別從寬度方向中央位 置、兩邊緣1/4寬度位置的9個(gè)部位，進(jìn)行以相對(duì)于軋制方向?yàn)?0°的方向（C方向）作為 拉伸方向的拉伸試驗(yàn)，對(duì)屈服強(qiáng)度（YP)、拉伸強(qiáng)度（TS)及總伸長(zhǎng)率（E1)進(jìn)行測(cè)定，評(píng)價(jià)各 最大值與最小值之差、S卩ATS、AYP、AE1。以下，具體進(jìn)行說明。
[0136] (i)組織觀察
[0137] 對(duì)所得到的熱鍍鋅鋼板，從卷長(zhǎng)度方向的中央部（M部）的1/4寬度位置裁取組織 觀察用試驗(yàn)片，對(duì)L剖面（與軋制方向平行的垂直剖面）進(jìn)行機(jī)械研磨，用硝酸乙醇溶液進(jìn) 行腐蝕后，由利用掃描電子顯微鏡（SEM)以倍率2000倍拍攝到的組織照片（SEM照片）對(duì) 鋼板組織的確定和鐵素體及馬氏體的面積率進(jìn)行測(cè)定。另外，由上述組織照片進(jìn)行的鋼板 組織的確定如下進(jìn)行：鐵素體為反差略黑的區(qū)域，珠光體為碳化物以層狀生成的區(qū)域，貝氏 體為碳化物以點(diǎn)列狀生成的區(qū)域，馬氏體及殘留奧氏體（殘留Y)為顯示為白色反差的粒 子。進(jìn)而，對(duì)上述試驗(yàn)片在250°C下實(shí)施4小時(shí)的退火處理后，同樣地得到組織照片，將碳 化物以層狀生成的區(qū)域設(shè)定為熱處理前的珠光體的區(qū)域且將碳化物以點(diǎn)列狀生成的區(qū)域 設(shè)為熱處理前的貝氏體或馬氏體的區(qū)域，再度求出其面積率，并將以白色反差的狀態(tài)殘存 的微粒作為殘留Y進(jìn)行測(cè)定，由其與退火處理前的顯示為白色反差的粒子（馬氏體及殘留 Y)的面積率之差求出馬氏體的面積率。另外，關(guān)于各個(gè)相的面積率，在透明的OHP片中對(duì) 每個(gè)相分層著色，取得圖像后進(jìn)行二值化，利用圖像分析軟件（微軟公司制Digital Image Pro Plus ver. 4.0)求得。此外，鐵素體的平均粒徑依據(jù)JIS G0522的規(guī)定利用切割法進(jìn)行 測(cè)定。
[0138] (ii)拉伸試驗(yàn)
[0139] 對(duì)所得到的熱鍍鋅鋼板，從卷長(zhǎng)度方向的中央部（M部）的1/4寬度位置裁取以相 對(duì)于軋制方向?yàn)?0°的方向（C方向）作為拉伸方向的JIS5號(hào)拉伸試驗(yàn)片（JIS Z 2201)， 并依據(jù)JIS Z 2241的規(guī)定進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測(cè)定屈服強(qiáng)度（YP)、拉伸強(qiáng)度（TS)、屈服比（YR)、 總伸長(zhǎng)率（E1)。此外，關(guān)于燒結(jié)硬化量（BH量），賦予2%的拉伸預(yù)應(yīng)變后，進(jìn)行相當(dāng)于在 170°C下燒結(jié)20分鐘的處理，從熱處理后的上屈服點(diǎn)減去預(yù)應(yīng)變時(shí)的屈服應(yīng)力，以所得的 差值評(píng)價(jià)該燒結(jié)硬化量。
[0140] 進(jìn)而，在卷長(zhǎng)度方向的前端部（T部：距離卷前端10m的位置）、中央部（M部）及尾 端部（B部：距離卷尾端10m的位置），分別從寬度方向中央位置、兩邊緣1/4寬度位置的9 個(gè)位置，進(jìn)行以相對(duì)于軋制方向?yàn)?0°的方向（C方向）作為拉伸方向的拉伸試驗(yàn)，測(cè)定屈 服強(qiáng)度（YP)、拉伸強(qiáng)度（TS)及總伸長(zhǎng)率（E1)，求出各最大值與最小值之差、S卩ATS、Λ YP、 ΛΕ1。
[0141] 將所得的結(jié)果示于表3中。
[0142] 如表3所示，No. 5?19、21?24的鋼板是鋼成分組成及制造方法適合本發(fā)明的本 發(fā)明例，其是滿足拉伸強(qiáng)度（TS)為590MPa以上、屈服比（YR)為0. 70以上、燒結(jié)硬化量（BH 量）為60MPa以上的熱鍍鋅鋼板。此外，其還是AYP、ATS為30MPa以下、ΛΕ1為3. 0%以 下、卷長(zhǎng)度方向的材質(zhì)均勻性優(yōu)良的熱鍍鋅鋼板。
[0143] 與此相對(duì)，對(duì)于比較例No. 1的鋼板而言，C、Nb、Ti含量及（Nb/93+Ti748V(C/12) 所示的Ti、Nb相對(duì)于C的原子比低于本發(fā)明范圍，因此馬氏體過量地生成，容易因馬氏 體周圍的應(yīng)力場(chǎng)而發(fā)生連續(xù)屈服，因此，屈服比（YR)及燒結(jié)硬化量（BH量）變低，并未達(dá) 到Y(jié)R彡0. 70及BH彡60MPa。進(jìn)而，由于Ti、Nb相對(duì)于C的原子比低，因此，熱軋卷取后 在容易被冷卻的卷前端部，NbC、TiC等的析出變得不充分，卷材內(nèi)材質(zhì)不均增大，未達(dá)到 Λ YP 彡 30MPa、Λ TS 彡 30MPa、Λ E1 彡 3. 0 %。
[0144] 此外，對(duì)于比較例No. 2的鋼板而言，由于Μη及Ρ含量低于本發(fā)明的范圍，因此在 退火后的冷卻時(shí)或合金化處理時(shí)大量生成珠光體，其結(jié)果是無法得到所期望的馬氏體量， 未達(dá)到TS彡590MPa、ΒΗ彡60MPa。對(duì)于比較例No. 3的鋼板而言，由于Nb、Ti含量超出本 發(fā)明范圍，將鋼中的C以NbC、TiC的形式固定而妨礙馬氏體的形成，因此無法得到所期望的 馬氏體量，未達(dá)到TS彡590MPa、BH彡60MPa。對(duì)于比較例No. 4的鋼板而言，由于Μη含量超 出本發(fā)明范圍，因此馬氏體過量生成，未達(dá)到Y(jié)R彡0. 70、ΒΗ彡60MPa。此外，對(duì)于No. 4的 鋼板而言，P含量也超過本發(fā)明范圍，存在耐二次加工脆性劣化的風(fēng)險(xiǎn)，而且還會(huì)因 P的晶 界偏析而使對(duì)高燒結(jié)硬化量（BH量）有效的晶界偏析C量降低，因此未達(dá)到BH彡60MPa。
[0145] 對(duì)于比較例No. 20的鋼板而言，C量超過本發(fā)明范圍，且Ti、Nb相對(duì)于C的原子比 低于本發(fā)明范圍，因此馬氏體過量地生成，屈服比（YR)及燒結(jié)硬化量（BH量）變低，未達(dá) 到Y(jié)R > 0. 70及BH > 60MPa。此外，由于Ti、Nb相對(duì)于C的原子比低，因此，熱軋卷取后在 較容易被冷卻的卷前端部，NbC、TiC等的析出變得不充分，使卷材內(nèi)材質(zhì)不均增大，未達(dá)到 ΛΥΡ 彡 30MPa、ΛΕ1 彡 3. 0%。

【權(quán)利要求】
1. 一種耐碰撞性能及卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于， 以質(zhì)量％計(jì)，含有C :超過0. 060%且為0. 13%以下、Si :0. 01%以上且0. 7%以下、Μη : 1. 0% 以上且 3. 0% 以下、Ρ :0. 005% 以上且 0. 100% 以下、S :0. 010% 以下、sol. Α1 :0. 005% 以上且0. 100%以下、N:0. 0100%以下、Nb :0. 005%以上且0. 10%以下、Ti :0.03%以上且 0.15%以下，并且滿足下式（1)的關(guān)系，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 并且具有如下組織：含有平均結(jié)晶粒徑為15 μ m以下且面積率為80%以上的鐵素體和 面積率為1 %以上且15%以下的馬氏體， (Nb/93+Ti*/48)/(C/12) >0.08* · · (1) 在此，Ti*由Ti* = Ti-(48/14) N-(48/32) S表示，C、Nb、Ti、N、S分別表示鋼中各元素 的質(zhì)量％含量。
2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的耐碰撞性能及卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼 板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有V:0. 10%以下。
3. 根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的耐碰撞性能及卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅 鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有合計(jì)為〇. 50%以下的Mo、Cr中的1種或2種。
4. 根據(jù)權(quán)利要求1?3中任一項(xiàng)所述的耐碰撞性能及卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性優(yōu)良的高強(qiáng) 度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有Cu :0. 30%以下、Ni :0. 30%以下中的1種 或2種。
5. 根據(jù)權(quán)利要求1?4中任一項(xiàng)所述的耐碰撞性能及卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性優(yōu)良的高 強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有選自Sn :0. 2%以下、Sb :0. 2%以下中的 1種或2種。
6. 根據(jù)權(quán)利要求1?5中任一項(xiàng)所述的耐碰撞性能及卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性優(yōu)良的高強(qiáng) 度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有Ta :0. 005%以上且0. 1 %以下。
7. 根據(jù)權(quán)利要求1?6中任一項(xiàng)所述的耐碰撞性能及卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性優(yōu)良的高強(qiáng) 度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，拉伸強(qiáng)度TS為590MPa以上，屈服比YR為0. 70以上，燒結(jié)硬化 量即BH量為60MPa以上。
8. -種耐碰撞性能及卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特 征在于，在對(duì)具有權(quán)利要求1?6中任一項(xiàng)的成分組成的鋼原材進(jìn)行熱軋、冷軋、退火而制 造高強(qiáng)度鋼板時(shí)，在熱軋中，將精軋的最終道次的軋制率設(shè)為10 %以上，并且將所述最終道 次的前一道次的軋制率設(shè)為15%以上，在退火工序中，在700?800°C的溫度范圍以小于 3°C /s的平均加熱速度進(jìn)行加熱，在800?900°C的退火溫度下進(jìn)行退火，從所述退火溫度 以3?15°C /s的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，并浸漬于鍍鋅浴中，實(shí)施熱鍍鋅，在所述熱鍍鋅后 以5?100°C /s的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，或者，在所述熱鍍鋅后進(jìn)一步實(shí)施鋅鍍層的合金 化處理，并在所述合金化処理后以5?100°C /s的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻。
9. 根據(jù)權(quán)利要求8所述的耐碰撞性能及卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼 板的制造方法，其特征在于，在所述熱軋的精軋結(jié)束后，在3秒以內(nèi)開始冷卻，以40°C /s以 上的平均冷卻速度冷卻至720°C以下，在500?700°C的溫度下進(jìn)行卷取后，以40%以上的 軋制率進(jìn)行冷軋。
10. -種耐碰撞性能及卷材內(nèi)的材質(zhì)均勻性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其 特征在于，權(quán)利要求8或權(quán)利要求9中制造的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的拉伸強(qiáng)度TS為590MPa 以上、屈服比YR為0. 70以上、燒結(jié)硬化量即BH量為60MPa以上。
【文檔編號(hào)】C21D8/02GK104093873SQ201380007595
【公開日】2014年10月8日 申請(qǐng)日期:2013年1月28日 優(yōu)先權(quán)日:2012年1月31日
【發(fā)明者】木村英之, 高島克利, 金子真次郎 申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社