本發(fā)明涉及一種適合汽車的結(jié)構(gòu)部件的高強度鋼帶和熱浸鍍鋅鋼帶的制造，更具體地，涉及一種具有780mpa以上的抗張強度且鋼帶內(nèi)的材質(zhì)的不均勻性低且成型性優(yōu)異的高強度冷軋鋼板或熱浸鍍鋅鋼板及制造方法。

背景技術(shù)：

隨著作為地球環(huán)境保護課題的燃油效率標準的加強，積極著手汽車車體的輕量化。作為其對策的一種，力圖通過鋼板的高強度化來減少汽車材料的重量。

一般而言，高強度汽車材料可以區(qū)分為析出強化鋼、烘烤硬化鋼、固溶強化鋼、相變強化鋼等。其中，相變強化鋼包括雙相鋼(dualphasesteel)、復(fù)相鋼(complexphasesteel)或相變誘導(dǎo)塑性鋼(transformationinducedplasticitysteel)等。并且，所述相變強化鋼也稱為先進高強度鋼(ahss，advancehighstrengthsteel)。所述雙相鋼(dp鋼)是指硬質(zhì)的馬氏體微細均勻地分散在軟質(zhì)的鐵素體內(nèi)以確保高強度的鋼。復(fù)相鋼(cp鋼)是包括鐵素體、馬氏體、貝氏體的兩相或三相且包括用于提高強度的ti、nb等的析出硬化元素的鋼。相變誘導(dǎo)塑性鋼(trip鋼)是在常溫下加工微細均勻地分散的殘余奧氏體時引起馬氏體相變而獲得高強度、高延展性的鋼種。

近年來，以碰撞時確保搭乘人員的安全性或基于車體輕量化改善燃料費為目的，積極地將抗張強度(ts)為780mpa以上且厚度薄的高強度鋼板應(yīng)用于汽車結(jié)構(gòu)部件。尤其，近來，考慮適用具有980mpa級、1180mpa級的高ts的高強度鋼板。

但是，一般而言，鋼板的高強度化會降低鋼板的成型特性、擴孔性、彎曲性等，隨之降低成型性，因此，優(yōu)選地，需要一種能夠同時確保高強度和優(yōu)異的成型性并進一步確保耐蝕性的優(yōu)異的熱浸鍍鋅鋼板的制造技術(shù)。

對于這種需要，例如，特開平9-13147號公報公開了一種成型性及鍍覆粘附性優(yōu)異的高強度合金化熱浸鍍鋅鋼板，其以質(zhì)量％計，包括：c：0.04～0.1％、si：0.4～2.0％、mn：1.5～3.0％、b：0.0005～0.005％、p≤0.1％、4n＜ti≤0.05％、nb≤0.1％，余量為fe和不可避免的雜質(zhì)，在其表層具有合金化熱浸鍍鋅層，合金化熱浸鍍鋅層中的fe％為5～25％，鋼板的組織為鐵素體相和馬氏體相的混合組織，鋼板的抗張強度為800mpa以上。

并且，特開平11-279691號公報公開了一種成型性優(yōu)異的高強度合金化熱浸鍍鋅鋼板，其以質(zhì)量％計，包括：c：0.05～0.15％、si：0.3～1.5％、mn：1.5～2.8％、p：0.03％以下、s：0.02％以下、al：0.005～0.5％、n：0.0060％以下、余量fe以及不可避免的雜質(zhì)，并且，滿足(mn％)/(c％)≥15或(si％)/(c％)≥4，鐵素體中，以體積率計，包括3～20％的馬氏體相和殘余奧氏體相。

并且，特開2002-69574號公報公開了一種擴孔性優(yōu)異的低屈服比高強度鍍覆鋼板，其以質(zhì)量％計，包括c：0.04～0.14％、si：0.4～2.2％、mn：1.2～2.4％、p：0.02％以下、s：0.01％以下、al：0.002～0.5％、ti：0.005～0.1％、n：0.006％以下，并且，滿足(ti％)/(s％)≥5且包括余量fe以及不可避免的雜質(zhì)，其中，馬氏體相和殘余奧氏體相的體積率之和為6％以上，并且，當馬氏體相、殘余奧氏體相及貝氏體相的硬質(zhì)相組織的體積率為α％時，滿足α≤50000×{(ti％)/48+(nb％)/93+(mo％)/96+(v％)/51}。

但是，在所述專利文獻1～3中記載的有關(guān)高強度鋼板的技術(shù)中存在鋼板內(nèi)的材質(zhì)的不均勻性非常大的問題。

技術(shù)實現(xiàn)要素：

(一)要解決的技術(shù)問題

因此，本發(fā)明為了解決上述現(xiàn)有技術(shù)中存在的問題，其目的在于提供一種材質(zhì)的不均勻性非常低且成型性優(yōu)異的低屈服比型高強度冷軋鋼板和熱浸鍍鋅鋼板，其抗張強度為780mpa以上且軋制直角方向和軋制方向的抗張強度與屈服強度之差分別為50mpa以下。

并且，本發(fā)明的目的在于提供一種所述鋼板的制造方法。

但是，本發(fā)明所要解決的問題并不限定于以上提及的問題，本發(fā)明所述技術(shù)領(lǐng)域的普通技術(shù)人員可以通過下面的記載明確理解未提及的其他問題。

(二)技術(shù)方案

實現(xiàn)上述目的的本發(fā)明涉及一種各方向材質(zhì)的不均勻性低且成型性優(yōu)異的低屈服比型高強度冷軋鋼板，以重量％計，其包括：c：0.05～0.15％、si：0.2～1.5％、mn：2.2～3.0％、p：0.001～0.10％、s：0.010％以下、sol.al：0.01～0.10％、n：0.010％以下，并且，si/(mn+si)≤0.5，余量為fe和雜質(zhì)，鋼板的微細組織包括40％以上的鐵素體、10％以下的貝氏體、3％以下的殘余奧氏體以及余量馬氏體；其中，存在于所述馬氏體相內(nèi)的mn帶的面積分數(shù)為5％以下。

在本發(fā)明中，所述冷軋鋼板的ts(tr.)-ts(lo.)與ys(tr.)-ys(lo.)可分別為50mpa以下，其中，tr表示軋制直角方向，lo表示軋制方向。

并且，本發(fā)明的冷軋鋼板可以分別以0.05％以下的范圍包括ti和nb中的一種以上。

并且，可以進一步包括cr：0.1～0.7％、mo：0.1％以下中的一種以上。

并且，可以進一步包括b：0.0060％以下。

進而，可以進一步包括sb：0.5％以下。

并且，本發(fā)明可以在所述冷軋鋼板的表面上形成熱浸鍍鋅層。

并且，本發(fā)明可以在所述冷軋鋼板的表面上形成合金化熱浸鍍鋅層。

并且，本發(fā)明涉及一種各方向材質(zhì)的不均勻性低且成型性優(yōu)異的低屈服比型高強度冷軋鋼板的制造方法，其包括以下工藝：利用如上組成的鋼水對鋼材進行連鑄時，利用輕壓下制造鋼坯，之后進行再加熱；在ar3～ar3+50℃的溫度范圍下，對再加熱的所述鋼坯進行熱精軋，然后在600～750℃的溫度范圍下收卷；以40～70％的冷軋壓下率，對收卷的所述鋼板進行冷軋之后，在ac1+30～ac3-30℃的溫度范圍下進行連續(xù)退火；以及將連續(xù)退火的所述鋼板第一次冷卻至650～700℃的溫度范圍，接著，第二次冷卻至ms-50℃以下的溫度范圍。

并且，本發(fā)明涉及一種各方向材質(zhì)的不均勻性低且成型性優(yōu)異的低屈服比型高強度熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其包括以下工藝：利用如上組成的鋼水對鋼材進行連鑄時，利用輕壓下制造鋼坯，之后進行再加熱；在ar3～ar3+50℃的溫度范圍下，對再加熱的所述鋼坯進行熱精軋，然后在600～750℃的溫度范圍下收卷；以40～70％的冷軋壓下率，對收卷的所述鋼板進行冷軋之后，在ac1+30～ac3-30℃的溫度范圍下進行連續(xù)退火；將連續(xù)退火的所述鋼板第一次冷卻至650～700℃的溫度范圍，接著，以3～30℃/s的平均冷卻速度，第二次冷卻至600℃以下的溫度范圍；以及以常規(guī)條件，對冷卻的所述鋼板進行退火之后，進行熱浸鍍鋅處理。

并且，本發(fā)明涉及一種各方向材質(zhì)的不均勻性低且成型性優(yōu)異的低屈服比型高強度合金化熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，還包括：在進行所述熱浸鍍鋅處理之后，在450～600℃的溫度范圍下實施熱浸鍍鋅的合金化處理的工藝。

在本發(fā)明中，所述冷軋鋼板、熱浸鍍鋅鋼板或合金化熱浸鍍鋅鋼板的微細組織包括40％以上的鐵素體、10％以下的貝氏體、3％以下的殘余奧氏體及余量馬氏體，存在于所述馬氏體相內(nèi)的mn帶的面積分數(shù)可以為5％以下。

本發(fā)明中，所述冷軋鋼板、熱浸鍍鋅鋼板或合金化熱浸鍍鋅鋼板的ts(tr.)-ts(lo.)和ys(tr.)-ys(lo.)可分別為50mpa以下，其中，tr表示軋制直角方向，lo表示軋制方向。

并且，本發(fā)明的冷軋鋼板、熱浸鍍鋅鋼板或合金化熱浸鍍鋅鋼板可以分別以0.05％以下的范圍包括ti和nb中的一種以上。

并且，可以進一步包括cr：0.1～0.7％、mo：0.1％以下中的一種以上。

并且，可以進一步包括b：0.0060％以下。

進而，可以進一步包括sb：0.5％以下。

并且，在本發(fā)明中，可以以0.2～1.0％的壓下率范圍，對第二次冷卻的鋼板進行平整軋制。

(三)有益效果

如上所述的本發(fā)明可以有效地提供一種屈服比為0.75以下，彎曲加工性(r/t)為0.5以下，擴孔性為30％以上，延伸率為15％以上，同時各方向抗張強度與屈服強度之差為50mpa以下的各方向材質(zhì)不均勻性低且抗張強度為780mpa以上的低屈服比型高強度冷軋鋼板、熱浸鍍鋅鋼板及合金化熱浸鍍鋅鋼板。

附圖說明

圖1是示出本發(fā)明的連鑄工藝中的輕壓下原理的模式圖。

圖2是示出應(yīng)用或未應(yīng)用輕壓下時的連鑄材的中心部微細組織的照片。

圖3是示出本發(fā)明的si/(si+mn)組成比不同時的熱軋鋼板內(nèi)部組織的照片。

圖4是示出本發(fā)明一實施例的應(yīng)用或未應(yīng)用輕壓下時的冷軋退火材的內(nèi)部組織的照片。

圖5是示出本發(fā)明另一個實施例的應(yīng)用或未應(yīng)用輕壓下時的冷軋退火材的內(nèi)部組織的照片。

最佳實施方式

下面，對本發(fā)明進行說明。

本發(fā)明中提出的重要的特征之一是控制鋼板的各方向材質(zhì)不均勻性保持低水平。其中，各方向材質(zhì)不均勻性是指軋制直角方向和軋制方向的抗張強度與屈服強度之差，將其控制為50mpa以下。對于汽車用鋼板，加工部件時材質(zhì)的各向異性是一項非常重要的一項。即，汽車用部件向多個方向發(fā)生變形而不是像抗張試驗發(fā)生單軸變形。如果各方向材質(zhì)相差較大，則各方向的變形程度不同，導(dǎo)致在變形小的部位發(fā)生加工裂紋(crack)等。例如，為了增加780mpa級以上的重要成型因素的擴孔性，應(yīng)向所有方向發(fā)生均勻的變形。如果變形集中發(fā)生在特定部分，則因應(yīng)力集中到該方向而發(fā)生crack，從而擴孔性變差。微細組織內(nèi)各相之間的強度差越小，這種擴孔性就越優(yōu)異，但是，即使相之間的強度差小，如果各方向材質(zhì)差大，也會在具有高強度的方向上優(yōu)先發(fā)生裂紋，從而導(dǎo)致擴孔性的劣化。

本發(fā)明人通過調(diào)查高強度鋼中的成型特性來調(diào)查與各方向強度的相關(guān)性的結(jié)果，能夠確認當軋制直角方向和軋制方向的強度被控制在50mpa以下時，能夠使材質(zhì)不均勻?qū)е碌某尚托缘牧踊钚』?/p>

可以確認，為了降低本發(fā)明中提出的各方向強度的不均勻性，以本發(fā)明中提出的成分組成，使鋼組成成分最佳化，然后通過(1)使鋼板的微細組織，以面積％計，包括40％以上的鐵素體、10％以下的貝氏體、3％以下的奧氏體及殘余馬氏體，(2)并將存在于所述馬氏體相內(nèi)的mn帶的面積率控制為5％以下，從而獲得780mpa以上的成型性優(yōu)異的屈服比0.75以下的低屈服比型高強度鋼板。并且，就冷軋鋼板而言，通過以40～70％的壓下率為條件，對熱軋鋼帶進行冷軋之后，在退火工藝中的ac1+30～ac3-30℃的溫度范圍下保持均熱，然后以1～10℃/秒的冷卻速度第一次冷卻至650～700℃，然后以5～30℃/秒的冷卻速度快速冷卻至ms-50℃以下的溫度范圍，由此，所述微細組織可以防止回火(tempered)馬氏體的生成。

本發(fā)明的高強度鋼板在延展性豐富的軟質(zhì)鐵素體相中，主要由微細分散硬質(zhì)馬氏體相的復(fù)合組織構(gòu)成。具體地，本發(fā)明的鋼板的微細組織，以面積％計，包括40％以上的鐵素體、10％以下的貝氏體、3％以下的奧氏體及殘余馬氏體。

所述鐵素體相是為了確保充分的延展性而需要的，本發(fā)明中，以整個組織中所占的面積率計，需要40％以上的鐵素體相。

并且，所述馬氏體相的面積率是本發(fā)明中最重要的必要條件之一。為了達到780mpa以上的抗張強度，整個組織中的馬氏體相所占的面積率需要達到20％以上。若所述馬氏體相的面積率超過50％，則無法得到充分的延展性。因此，優(yōu)選地，將整個組織中的馬氏體相所占的面積率限制為20～50％。

并且，在本發(fā)明中，將所述貝氏體分率限制為10％以下，這是為了抑制屈服強度、屈服比的上升，并且，不包含這種貝氏體相也無妨。并且，在本發(fā)明中，有必要使所述殘余奧氏體相盡可能地具有較低的面積率，因此，將其上限控制為3％，優(yōu)選地，控制為1％以下，更優(yōu)選地，將其分數(shù)控制為零(0)狀態(tài)。

一方面，本發(fā)明的特征在于，為了改善鋼板的各方向強度差，除了控制所述鋼板內(nèi)部的微細組織的分布之外，還控制存在于馬氏體相內(nèi)的mn帶的面積分數(shù)。

這種mn帶相組織是針對含有大量c、mn的鋼，在板坯的冷卻步驟中，沿晶界凝集的c、mn的濃縮層在熱軋時和之后的冷卻時被拉伸而生成的，所述組織通常由在退火鋼板中向軋制方向或板寬度方向形成列狀、層狀而形成的第二相群組成。

本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，在退火處理的鋼板中，當存在于馬氏體相內(nèi)的mn帶(mnband)相面積分數(shù)在整個馬氏體相中超過5面積％時，延展性、屈服比產(chǎn)生顯著變化，并確認到當mn帶相比率小于5面積％時，可以制造不僅具有低至0.75以下的屈服比，還具有0.5以下的彎曲加工性(r/t)，30％以上的擴孔性的成型性優(yōu)異的鋼材。

在本發(fā)明的以5％以下限制馬氏體內(nèi)的mn帶的面積率的方法中，主要考慮了兩種控制因素。

第一，利用本發(fā)明中提出的成分制造鋼時，在連鑄工藝中實施輕壓下(softreduction)。

一般，鋼的制造工藝是將煉鋼爐中制造的熔融金屬在轉(zhuǎn)爐中控制制造鋼所需要的成分的含量之后，通過鑄造工藝制造板坯。但是，鑄造工藝中熔融金屬以非常慢的速度流動并冷卻，因此，在冷卻熔融金屬時，mn等的重元素通常以偏析的形式存在于板坯的中心部。即使這種偏析經(jīng)過后續(xù)的熱軋和冷軋，也存在于鋼的中心部并形成帶相，并且，一旦形成就很難去除帶相。

因此，本發(fā)明人研究的結(jié)果為，為了從根本上控制如上所述的帶相的形成，優(yōu)選地，從鑄造步驟開始去除帶相。并且，為此，優(yōu)選地，在連鑄工藝中應(yīng)用輕壓下工藝。如圖1所示，輕壓下是在連鑄工藝的凝固末期，根據(jù)凝固收縮程度來壓下鋼坯，并抑制存在于柱狀晶之間的濃縮鋼液流入鋼坯中心部的技術(shù)。如圖2所示，本發(fā)明人通過控制這種輕壓下技術(shù)確認了最終鑄造組織的中心部中不存在偏析。

第二，為了去除mn帶添加一定量以上的si。

一般，si通過增加c的活性(activity)來防止熱軋時珠光體的生成，是對抑制微細組織的偏析非常有利的元素。因此，通過添加si能夠使帶相組織的厚度變薄，并使其細細地分散。結(jié)果，在連續(xù)退火工藝中，也因si導(dǎo)致奧氏體相中的c、mn的濃縮量增加，因此，可分散冷卻后的鐵素體基材內(nèi)的馬氏體。為了得到這種效果，將si至少添加0.2％以上。但是，當si的添加量超過1.5％時，雖然基于si的帶相去除效果優(yōu)異，但由于si的表面濃縮，制造熱浸鍍覆鋼板時會發(fā)生未鍍覆等缺陷，因此，將其添加量限制為0.2～1.5％。

一方面，作為控制熱浸鍍覆時未鍍覆性的方法，本發(fā)明中除了需要控制si，還需要控制與si、mn的相關(guān)式。在制造熱浸鍍覆鋼板時，為了改善未鍍覆性，有必要盡可能地抑制鋼板表面上的sio2。根據(jù)本發(fā)明人的實驗，將鋼組成成分中的si/(si+mn)比控制為0.5以下，從而在鋼板表面中，相比si的濃縮，mn的濃縮占優(yōu)勢，從而生成在鋼板表面的sio2的影響會減少，因此，確認能夠防止未鍍覆的發(fā)生?？刂七@種si、mn的含量比會抑制添加過多的si，從而對改善熱軋工藝中的內(nèi)部氧化等起到很大的效果。圖3(a-b)是以si/(si+mn)之比超過0.5的鋼材和小于0.5的鋼材為對象，觀察熱軋后鋼板的表面的結(jié)果。如圖3(a)所示，可以知曉，當si/(si+mn)之比超過0.5時，鋼板內(nèi)部已深度氧化。這種內(nèi)部氧化即使經(jīng)過酸洗、冷軋和退火工藝，也存在于鋼內(nèi)部，不僅導(dǎo)致鍍覆性劣化，當發(fā)生外部應(yīng)力時，還成為發(fā)生crack的原因而引發(fā)材質(zhì)的劣化，因此，脫離改善各方向材質(zhì)均勻的本發(fā)明的特性。一方面，如圖3(b)所示，當si/(si+mn)之比小于0.5時，完全沒有發(fā)生熱軋板內(nèi)部的氧化，因此，熱浸鍍覆鋼板的鍍覆性也優(yōu)異。

下面，對本發(fā)明的鋼的組成成分和限制其組成成分的原因進行詳細說明。

碳(c)是用于強化相變組織而添加的非常重要的元素。碳有助于實現(xiàn)高強度化，并在復(fù)合組織鋼中促進馬氏體的形成。當碳含量增加時，鋼中的馬氏體含量隨之增加。但是，當其含量超過0.15％時，導(dǎo)致焊接性劣化，并且，由于形成偏析層，導(dǎo)致成型性的降低。相反，當碳含量小于0.05％時，不僅很難獲得所需面積率的馬氏體相，而且因馬氏體相未硬質(zhì)化而無法獲得充分的強度。因此，本發(fā)明中，優(yōu)選地，將碳含量限制為0.05～0.15重量％。

硅(si)促進鐵素體相變，增加未相變奧氏體中的碳的含量，從而容易形成鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織，并且，引發(fā)si自身的固溶強化效果。硅是用于確保強度和材質(zhì)的非常有用的元素，但是，不僅引發(fā)有關(guān)表面特性的氧化皮缺陷，還降低化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性、熱浸鍍覆性，因此，優(yōu)選地，限制其添加量。本發(fā)明中，優(yōu)選地，確保一定量的鐵素體和馬氏體的分率的同時，以不降低熱浸鍍覆性的范圍包含0.2～1.5％的范圍的硅。這是因為當si的含量為0.2％以下時，不能確保充分的鐵素體，無法滿足本發(fā)明中提出的鐵素體分率，可能降低延展性，當超過1.5％時，除了降低鍍覆性、化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性等的表面特性之外，還導(dǎo)致焊接性劣化。

錳(mn)在不降低延展性的情況下使粒子微細化，并將鋼中的硫完全析出成mns，從而防止由于生成fes導(dǎo)致的熱脆性。并且，錳是強化鋼的元素，在復(fù)合組織鋼中起到降低獲得馬氏體相的臨界冷卻速度的作用，從而能夠更容易地形成馬氏體。但是，當其含量小于2.2％時，難以確保本發(fā)明的目標強度，相反，當超過3.0％時，發(fā)生焊接性、熱軋性等問題的可能性高。并且，添加過多的mn會在退火處理的鋼板組織中引發(fā)mn帶，因此，優(yōu)選地，將mn的含量限制為2.2～3.0％的范圍。

磷(p)是固溶強化效果最大的置換型合金元素，起到改善面內(nèi)各向異性并提高強度的作用。當其含量小于0.001％時，不僅無法確?；谔砑拥男Ч?，還會導(dǎo)致制造成本的問題。相反，當添加過多時，導(dǎo)致沖壓成型性劣化，可能發(fā)生鋼的脆裂。

為此，本發(fā)明中，優(yōu)選地，將磷(p)的含量限制為0.001～0.10％。

硫(s)是鋼中的雜質(zhì)，是阻礙延展性和焊接性的元素。當其含量超過0.01％時，阻礙鋼板的延展性和焊接性的可能性高，因此，優(yōu)選地，將所述s的含量限制為0.01％以下。

鋁(sol.al)是與鋼中的氧結(jié)合起到脫氧作用，并如同si，將鐵素體內(nèi)的碳分配至奧氏體以提高馬氏體淬透性的有效的成分。當其含量小于0.01％時，無法確保所述效果，相反，當超過0.1％時，不僅使所述效果飽和，還提高制造成本，因此，優(yōu)選地，將所述可溶al的含量限制為0.01～0.1％。

氮(n)是對穩(wěn)定奧氏體起到有效作用的成分，當超過0.01％時，導(dǎo)致耐時效性劣化，因此，優(yōu)選地，將其含量限制為0.01％以下。

本發(fā)明的鋼板除了所述鋼成分之外，還可以選擇性地包括以下成分。

首先，更優(yōu)選地，本發(fā)明的鋼板分別以0.05％以下的范圍，包括一種以上的ti和nb。鋼中的ti和nb是對鋼板的強度提高及粒徑微細化有效的元素。當所述ti及nb的含量分別超過0.05％時，會提高制造成本并因過多的析出物而大大降低延展性。因此，優(yōu)選地，將ti和nb的含量分別限制為0.05％以下。

并且，更優(yōu)選地，本發(fā)明的鋼板包括cr：0.1～0.7％和mo：0.1％以下中的一種以上。

鋼中的鉻(cr)是用于提高鋼的淬透性，確保高強度而添加的成分，其在退火時增加第二相的比率，減少未相變奧氏體相中的c含量，并降低最終產(chǎn)品的馬氏體相的硬度，從而抑制局部變形，有助于提高擴孔性或彎曲性。同時，鉻起到從奧氏體相抑制珠光體相或貝氏體相的生成的作用，因此，使得奧氏體相到馬氏體相的相變變得容易，能夠以充分的比率生成馬氏體相。如果要獲得如上所述的效果，鉻(cr)含量需為0.1％以上。另外，當鉻(cr)的含量超過0.7％時，會降低延展性，如第二相的比率過高或者生成過量的cr碳化物等。

鋼中的mo不僅起到作為固溶強化元素的作用，還在退火時的冷卻過程中，穩(wěn)定奧氏體相并使復(fù)合組織化變得容易。但是，當其添加量超過0.1％時，導(dǎo)致鍍覆性、成型性、電焊性劣化，估計會造成制造成本的過度增加。因此，優(yōu)選地，將其添加量限制為0.1％以下。

并且，本發(fā)明的鋼板還可以包括b：0.0060％以下。

鋼中的b是在退火中的冷卻的過程中，延遲奧氏體相變成珠光體的成分，并且可以作為抑制鐵素體的形成并促進貝氏體的形成的元素而被添加。但是，當所述b的含量超過0.0060％時，過多的b濃縮在表面上，可能導(dǎo)致鍍覆粘附性的劣化以及延展性的劣化，因此，優(yōu)選地，將其添加量限制為0.0060％以下。

而且，本發(fā)明的鋼板還可以包括sb：0.5％以下。

鋼中的sb通過抑制mno、sio2、al2o3等的氧化物的表面濃縮來降低的基于凹痕的表面缺陷，并且，對抑制基于溫度上升和熱軋工藝變化的表面濃縮物的粗大化起到卓越的效果。當所述sb的含量超過0.5％時，即使繼續(xù)增加其添加量，這種效果不僅不會大大增大，還導(dǎo)致制造成本以及加工性劣化等問題，因此，優(yōu)選地，將所述sb的含量限制為0.5％以下。

具有如上所述的鋼組成成分、微細組織和mn帶相分率的本發(fā)明的冷軋鋼板、熱浸鍍鋅鋼板及合金化熱浸鍍鋅鋼板的ts[tensilestrength](tr.)-ts(lo.)和ys[yieldstrength](tr.)-ys(lo.)可以分別為50mpa以下，因此，可以有助于鋼板的各方面材質(zhì)的均勻性。其中，tr表示軋制直角方向，lo表示軋制方向。

接著，對本發(fā)明的冷軋鋼板、熱浸鍍鋅鋼板及合金化熱浸鍍鋅鋼板的制作方法進行具體說明。

首先，在本發(fā)明中，利用具有如上所述的鋼組成成分的鋼液，通過進行連鑄制造鋼坯。其中，在本發(fā)明中，連鑄時利用如上所述的輕壓下方法來制造鋼坯。如上所述，連鑄工藝中的輕壓下是對去除板坯中心部偏析非常有效的方式，且為了確保如本發(fā)明制造的鋼板的各方向均勻的材質(zhì)而控制馬氏體相內(nèi)的mn帶的面積率為5％以下所必要的工藝。

本發(fā)明中，優(yōu)選地，所述輕壓下時點為連鑄中固相率為0.5～0.8，即，就厚度而言，當厚度的50～80％左右為固體狀態(tài)時進行操作。如果輕壓下時點過早，偏析物質(zhì)因無法分散而留到凝固末期，反而會加重中心偏析。相反，如果過晚，相當于在完成凝固之后進行壓下，因此，偏析物質(zhì)會原封不動地留在鋼坯中心部。

本發(fā)明中，優(yōu)選地，將輕壓下范圍控制為3～6mm。即，鋼坯的厚度為250mm時3～6mm，因此，其壓下率在1.2～2.4％范圍。本發(fā)明中，當所述輕壓下量小于3mm而過低時，可能無法獲得輕壓下效果且無法明顯地減少中心偏析，當超過6mm時，可能發(fā)生設(shè)備問題。

接著，以常規(guī)條件，對通過所述連鑄工藝制造的鋼坯進行再加熱。

接著，本發(fā)明中，在ar3～ar3+50℃的范圍下，對再加熱的所述鋼坯進行熱精軋。當熱精軋溫度小于ar3時，熱變形阻力急劇增加的可能性高，并且，熱軋卷板的上(top)部、下(tail)部和邊緣成為單相區(qū)，會增加面內(nèi)各向異性并導(dǎo)致成型性劣化。但是，當超過ar3+50℃時，不僅生成非常厚的氧化皮，鋼板的微細組織粗大化的可能性也會非常高。

并且，本發(fā)明中，在完成上述熱精軋之后，在600～750℃的溫度范圍下收卷。當所述收卷溫度小于600℃時，生成過多的馬氏體或貝氏體而導(dǎo)致熱軋鋼板的強度上升，因此，可能會發(fā)生由于冷軋時的負荷導(dǎo)致的形狀不良等制造上的問題。相反，當超過750℃時，基于降低si、mn及b等的熱浸鍍鋅的濕損性的元素的表面濃縮會加劇，因此，優(yōu)選地，將所述收卷溫度限制為600～750℃。

接著，還可以以常規(guī)條件，對收卷的所述熱軋板進行后續(xù)的酸洗處理。

并且，本發(fā)明中，以40～70％的冷軋壓下率，對收卷的所述鋼板進行冷軋。當冷軋壓下率小于40％時，再結(jié)晶驅(qū)動力變?nèi)酰瑥亩鵁o法獲得良好的再結(jié)晶粒的可能性高，并很難進行形狀校正。但是，當壓下率超過70％時，鋼板邊緣(edge)部發(fā)生裂紋的可能性高，這是因為軋制負荷急劇增加的緣故。

接著，本發(fā)明中，對冷軋的所述鋼板進行連續(xù)退火，其中，優(yōu)選地，連續(xù)退火溫度處于ac1+30～ac3-30℃的溫度范圍。當連續(xù)退火時的溫度小于ac1+30℃時，難以形成充分的奧氏體，從而難以確保本發(fā)明的目標馬氏體分率，并且，由于低退火溫度，再結(jié)晶鐵素體分率低，從而導(dǎo)致鋼板的各方向材質(zhì)的各向異性增加。這相當于不能滿足本發(fā)明中所要求的鋼板的各方向強度差為50mpa以下的條件。一方面，當退火溫度超過ac3-30℃時，由于形成過多的奧氏體，貝氏體急劇增加，從而無法滿足本發(fā)明中提出的貝氏體分率為10％以下的范圍。這種貝氏體分率的增加可以導(dǎo)致屈服強度過度增加以及延展性的劣化。

接著，本發(fā)明中，在所述連續(xù)退火工藝中將均熱退火的鋼板第一次冷卻至650～700℃的溫度范圍。所述第一次冷卻是用于確保鐵素體和奧氏體的平衡碳濃度以增加鋼板的延展性和強度，當所述第一次冷卻的終止溫度小于650℃或超過700℃時，難以確保本發(fā)明的目標延展性和強度，因此，優(yōu)選地，將所述第一次冷卻終止溫度限制為650～700℃。本發(fā)明中，將此時的冷卻速度優(yōu)選為1～10℃/s的范圍。

接著，本發(fā)明中，將第一次冷卻的所述鋼板第二次冷卻至ms-50℃以下的溫度范圍。所述第二次冷卻工藝將冷卻至ms-50℃以下的溫度。這是為了通過快速冷卻確保馬氏體相之后，在低溫度下保持，從而盡可能抑制回火馬氏體(temperedmartensite)的生成。當回火馬氏體快速冷卻至ms以下之后，保持在一定溫度時，馬氏體內(nèi)析出碳化物，從而起到增加屈服強度的作用。如本發(fā)明所示，為了確保低屈服比，盡可能抑制回火馬氏體是有利的。為此，本發(fā)明中，第二次冷卻至ms-50℃以下的溫度范圍。并且，優(yōu)選地，將冷卻速度保持在5～30℃/s范圍。

本發(fā)明中，可以根據(jù)需要對第二次冷卻的所述鋼板進行平整軋制，其中，將壓下率優(yōu)選為0.2～1.0％。當對普通相變組織鋼進行平整軋制時，在幾乎不增加抗張強度的情況下，屈服強度至少可以上升50mpa以上。但是，當延伸率小于0.2％時，在制造如本發(fā)明的超高強度鋼時很難控制形狀，當超過1.0％時，由于屈服強度過度增加，將超過本發(fā)明中提出的目標屈服比0.75，并且，由于高延展性，其操作性會不穩(wěn)定。

一方面，為了制造本發(fā)明的熱浸鍍鋅鋼板，將經(jīng)過與所述冷軋鋼板的制造條件相同的熱軋、冷軋、連續(xù)退火和第一次冷卻工藝。之后，在第二次冷卻工藝中，以3～30℃/s的平均冷卻速度，第二次冷卻至600℃以下的溫度范圍。

其中，當平均冷卻速度小于3℃/s時，冷卻時發(fā)生鐵素體相變，從而減少馬氏體相的比率，降低強度的同時，由于不均勻生成的鐵素體，損傷材質(zhì)的均勻性。一方面，當平均冷卻速度超過30℃/s時，抑制鐵素體相變的效果飽和的同時，因馬氏體相的比率過高而可能引發(fā)延伸特性及擴孔性的降低。

并且，當冷卻終止溫度超過600℃時，由于生成鐵素體相或珠光體相，馬氏體相的比率顯著降低，導(dǎo)致馬氏體占整體組織的面積率小于20％，因此，不僅無法獲得780mpa以上的ts，由于不均勻地生成的鐵素體相或珠光體相，還會損傷材質(zhì)的均勻性。

并且，可以根據(jù)需要，以0.2～1.0％的壓下率，對第二次冷卻的所述鋼板進行平整軋制。

接著，本發(fā)明中，以常規(guī)條件，退火處理第二次冷卻的所述鋼板之后，對其進行熱浸鍍鋅處理，從而能夠制造熱浸鍍鋅鋼板。熱浸鍍鋅處理將在退火后的常規(guī)條件下進行。

進而，本發(fā)明中，對如上所述的經(jīng)熱浸鍍鋅處理的鋼板進行合金化處理，從而能夠制造合金化熱浸鍍鋅鋼板。這種熱浸鍍鋅的合金化處理使450～600℃的溫度范圍下的鍍層中的fe濃度成為8～12％，從而能夠提高鍍覆粘附性或涂裝后的耐蝕性。一方面，當所述合金化溫度小于450℃時，不僅不能充分進行合金化，還會引發(fā)犧牲腐蝕保護作用的降低或鍍覆粘附性的降低。并且，當超過600℃時，由于過度進行合金化，導(dǎo)致粉化性降低，或者由于生成大量珠光體相或貝氏體相等，導(dǎo)致強度的不足或擴孔性的降低。

本發(fā)明中未特別限制其他的制造方法的條件，但是，從生產(chǎn)性的觀點來看，優(yōu)選地，所述的退火、熱浸鍍鋅、合金化處理等一系列處理在連續(xù)熱浸鍍鋅線上進行。并且，優(yōu)選地，熱浸鍍鋅時利用包括0.10～0.20％的al的鍍鋅液。

通過所述制造工藝制造的本發(fā)明的冷軋鋼板、熱浸鍍鋅鋼板或合金化熱浸鍍鋅鋼板的微細組織同樣包括40％以上的鐵素體、10％以下的貝氏體、3％以下的殘余奧氏體及余量馬氏體，存在于所述馬氏體相內(nèi)的mn帶的面積分數(shù)可以為5％以下。

并且，所述熱浸鍍鋅鋼板或合金化熱浸鍍鋅鋼板的ts(tr.)-ts(lo.)與ys(tr.)-ys(lo.)可以分別為50mpa以下，其中，tr表示軋制直角方向，lo表示軋制方向。

具體實施方式

下面，通過本發(fā)明的優(yōu)選實施例對本發(fā)明進行詳細說明。

(實施例)

在準備如下表1組成的鋼坯之后(當應(yīng)用輕壓下時，在連鑄的固相率為60％的時點時進行輕壓下，其中，壓下量為5mm，即，以2％的壓下量進行操作)，在加熱爐中以1200℃的再加熱溫度加熱一個小時，接著對再加熱的鋼坯進行熱軋，制造出熱軋板之后進行收卷。其中，在ar3以上的880～900℃的溫度范圍下終止熱軋，并將收卷溫度設(shè)為680℃。并且，對熱軋的鋼板進行酸洗之后，以50％的冷軋壓下率進行冷軋。

以如表2所示的條件對冷軋的所述鋼板進行了連續(xù)退火，之后將連續(xù)退火的鋼板第一次冷卻至650℃的溫度，接著，以如表2所示的條件進行第二次冷卻，制造出最終冷軋鋼板。

一方面，為了制造熱浸鍍鋅鋼板，以如表4所示的條件對冷軋的所述鋼板進行連續(xù)退火之后，將連續(xù)退火的鋼板第一次冷卻至650℃的溫度，接著，第二次冷卻至600℃以下的溫度范圍。之后，將冷卻的所述鋼板浸漬在保持預(yù)定溫度的鍍鋅鍋中，并在其表面上制造了具有熱浸鍍鋅層的熱浸鍍鋅鋼板。之后，在500℃的溫度范圍下，對部分所述熱浸鍍鋅鋼板進行合金化熱處理，制造出合金化熱浸鍍鋅鋼板。并且，以0.7％的平整軋制率，對經(jīng)退火操作的鋼材進行了最終平整軋制。

下表1中的18號和24號鋼材僅用在熱浸鍍鋅鋼板的制造，26-34號鋼材僅用在冷軋鋼板的制造。余下的鋼材則同時用在冷軋鋼板和熱浸鍍鋅鋼板的制造。并且，下表2-3涉及冷軋鋼板。并且，下表4-5中的編號1-3和16-19涉及熱浸鍍鋅鋼板(gi)，余下的鋼板則涉及合金化熱浸鍍鋅鋼板(ga)。

并且，下表2-3中示出如上制造的最終冷軋鋼板的機械特性和相變相的分率，下表4-5中示出如上制造的熱浸鍍覆鋼板的機械特性和相變相的分率等。

并且，利用連續(xù)退火冷軋鋼板制作jis5號抗張試片并測定材質(zhì)。并且，在下表2和表4中，將試片加工成v形彎曲(bending)之后，從0到5改變bending部內(nèi)側(cè)的半徑(r，radius)并觀察是否發(fā)生裂紋，將未發(fā)生裂紋的最終radius表示為該鋼材的彎曲加工性r值，并將其按厚度分開表示。并且，應(yīng)用日本jsft1001-1996標準對擴孔性(her，holeexpansionratio)進行了評價。并且，利用sem電子顯微鏡測定下表3和表5中示出的相變相的相分率之后，利用圖像分析儀(imageanalyzer)設(shè)備進行了測定。

[表1]

*表1中的s*表示si/(si+mn)

[表2]

*表2中，ss表示連續(xù)退火溫度、rcs表示第二次冷卻終止溫度、并且，△ys和△ts分別表示軋制直角方向和軋制方向的屈服強度和抗張強度差。

[表3]

[表4]

*表4中，ss表示連續(xù)退火溫度，并且，△ys和△ts分別表示軋制直角方向和軋制方向的屈服強度和抗張強度差。

[表5]

在表1-5中，如表2和表4中的材質(zhì)特性所示，可以知曉，利用本發(fā)明的制造工藝制造的滿足本發(fā)明的成分范圍的冷軋鋼板[發(fā)明例1～16,26～34]至熱浸鍍鋅鋼板[發(fā)明例1-16]滿足0.75以下的屈服比、13％以上的延伸率(980dp鋼)、18％以上的延伸率(780dp鋼)。并且，軋制直角方向和軋制方向的屈服強度差為35mpa以下，抗張強度差為25mpa以下，滿足本發(fā)明中提出的50mpa以下的條件。并且，彎曲加工性和擴孔性的結(jié)果也完美地滿足了本發(fā)明中所要求的0.5以下的彎曲加工性(r/t)、30％以上的擴孔性的條件。這種材質(zhì)特性與本發(fā)明中提出的相變相的分率控制以及馬氏體內(nèi)的mn帶的面積分數(shù)有著密切的關(guān)系。即，如所述表3和表5所示，可以知曉，滿足本發(fā)明的成分范圍和制造方法的冷軋鋼板的發(fā)明例(1～16和26-34)和熱浸鍍鋅鋼板的發(fā)明例(1-16)的mn帶的分率在冷軋鋼板、熱浸鍍覆鋼板中占整個馬氏體分率的3％以下，滿足本發(fā)明中提出的5％以下。

但是，即使鋼的組成成分滿足本發(fā)明的范圍，在制造工藝中的連鑄時，未應(yīng)用輕壓下的鋼材的比較例1-1、2-1、4-1、9-1、11-1和34-1鋼材的mn帶的分率均超過了5％。

圖4和圖5是示出連鑄980mpa級鋼材和780mpa級鋼材時，基于有無應(yīng)用輕壓下的退火板的微細組織的圖。如圖4-5所示，可以看出，在未應(yīng)用輕壓下的軋制方向上明顯存在mn帶，這種mn帶導(dǎo)致軋制直角方向和軋制方向的材質(zhì)差。

一方面，比較例17是si含量低于本發(fā)明的范圍的情況，由于形成鐵素體的si元素的含量減少，延伸率相對低，并且，由于低si含量，增加了mn帶的分率。由此，各方向強度差脫離了本發(fā)明中提出的50mpa以下。

并且，比較例18和24是si含量高于本發(fā)明的范圍的情況，si/(si+mn)的比值標準也沒有滿足本發(fā)明的標準。添加大量的si會增加退火板的鐵素體分率，從而增加延展性。但是，添加過多的si會增加鐵素體和相變相的相之間強度差，從而劣化彎曲加工性和擴孔性，并引發(fā)熱浸鍍覆鋼板的未鍍覆性。并且，如圖3所述，si/(si+mn)的比值超過0.5，因此，加劇熱軋板的內(nèi)部氧化。

并且，比較例19-20和24是c、mn或cr、mo的含量超過本發(fā)明的成分范圍的情況。這種元素是強化鋼的元素，并起到增加退火板的相變相的分率的作用。當添加過多的合金元素時，即使在連鑄時進行輕壓下，也無法去除mn帶，從而沒有滿足本發(fā)明中提出的5％以下的條件。

并且，比較例22-23是鋼的組成成分滿足本發(fā)明的范圍，但是退火溫度過低或過高的情況。如比較例22所示，當退火溫度非常低時，由于再結(jié)晶未充分，延展性劣化，并且，各方向材質(zhì)差也較大。一方面，針對退火溫度為890℃而非常高的比較例23的情況，由于退火時生成過多的奧氏體導(dǎo)致的碳濃度的降低，冷卻時增加貝氏體的分率，無法滿足本發(fā)明中提出的貝氏體10％以下。并且，由此，增加了屈服強度和屈服比。

以上參照實施例進行了說明，但是，本發(fā)明所屬技術(shù)領(lǐng)域的普通技術(shù)人員能夠理解在不脫離記載在所述權(quán)利要求中的本發(fā)明的思想和領(lǐng)域的范圍內(nèi)，可以對本發(fā)明進行多種修改和變更。