選自Mo:0? 002 ~0? 3%、Cr:0? 002 ~0? 3% 中的 1 種或 2 種
[0156] Mo、Cr均為容易形成碳化物（析出物），介由析出物的形成而有助于提高量產(chǎn)沖裁 性的元素，此外，Mo、Cr均為有助于提高淬透性的元素，也是介由貝氏體相變點的下降而有 助于貝氏體板條的微細化的元素，可以根據(jù)需要進行選擇并含有1種或2種。為了得到這 種效果，優(yōu)選含有Mo:0. 002%以上、Cr:0. 002%以上。另一方面，大于Mo:0. 3%、Cr:0. 3% 的過量含有會導(dǎo)致制造成本的急劇上漲，在經(jīng)濟上不利。因此，含有的情況下，優(yōu)選限定于 Mo:0? 002 ~0? 3%、Cr:0? 002 ~0? 3% 的范圍。另外，更優(yōu)選為Mo:0? 002 ~0? 2%、Cr: 0. 002 ~0. 2%。
[0157]選自Ca:0? 0002 ~0? 004%、REM:0? 0002 ~0? 004% 中的 1 種或 2 種
[0158]Ca、REM均為介由夾雜物的形態(tài)控制（morphologycontrol)而有效地有助于加 工性的提高的元素，可以根據(jù)需要進行選擇并含有1種或2種。為了得到這種效果，優(yōu)選 含有Ca:0. 0002%以上、REM:0. 0002%以上。另一方面，若含有量大于Ca:0. 004%，REM: 0.004%，則導(dǎo)致鋼中夾雜物的增加，加工性下降。因此，含有的情況下，優(yōu)選限定于Ca: 0? 0002 ~0? 004%、REM:0? 0002 ~0? 004% 的范圍。另外，更優(yōu)選為Ca:0? 0002 ~0? 003%、 REM:0? 0002 ~0? 003%。
[0159] 上述成分以外的其余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
[0160] 接著，對本發(fā)明高強度熱乳鋼板的組織限定理由進行說明。
[0161] 實施方式2所涉及的高強度熱乳鋼板具有如下組織：貝氏體相以體積率計大于 92%，且貝氏體板條的平均間隔為0. 60ym以下，且全部Fe系碳化物中貝氏體板條的晶粒 內(nèi)所析出的Fe系碳化物的個數(shù)比率為10%以上。
[0162] 為了確保所需的量產(chǎn)沖裁性，重要的是首先將鋼板組織如上述那樣設(shè)為以體積率 計大于92%的大體上為貝氏體單相的組織。另外，優(yōu)選大于94%。另外，貝氏體相以外的 其余部分是鐵素體相、馬氏體相、殘留奧氏體相、珠光體中的1種以上。馬氏體相、殘留奧氏 體相與作為主相的貝氏體相比硬且脆，使量產(chǎn)沖裁下降，因此這些相優(yōu)選設(shè)為合計以體積 率計小于1 %。殘留奧氏體自身不硬，但在沖裁時進行應(yīng)變誘發(fā)相變而成為馬氏體，因此與 馬氏體同樣地對沖裁性產(chǎn)生不良影響。貝氏體相是鐵素體和Fe系碳化物的混合組織，設(shè)為 大體上貝氏體單相的組織，從而，在沖裁時，鐵素體與Fe系碳化物的界面成為微空隙生成 的起點，在適當(dāng)?shù)奈⒖障渡珊推浜蟮目障哆B結(jié)這兩方面有利。
[0163] 本發(fā)明中，將貝氏體相設(shè)為作為其下部組織的貝氏體板條間隔為0.60ym以下的 貝氏體相。這是基于以下發(fā)現(xiàn)：支配量產(chǎn)沖裁性的組織因素不是貝氏體相自身的尺寸，而是 作為其下部組織的貝氏體板條，對提高量產(chǎn)沖裁性重要的是使得貝氏體板條間隔微細。若 貝氏體板條間隔大于〇. 60ym而變大，則無法確保所需的量產(chǎn)沖裁性。因此，將貝氏體板條 間隔限定于〇. 60ym以下。另外，優(yōu)選為0. 50ym以下，進一步優(yōu)選為0. 45ym以下。
[0164] 本發(fā)明熱乳鋼板具有如下組織：設(shè)為大體上為貝氏體相單相且相中析出了碳化物 (Fe系碳化物）的貝氏體相，且析出的全部Fe系碳化物中，析出至貝氏體板條的晶粒內(nèi)的 Fe系碳化物以個數(shù)比率計為10%以上。為了提高量產(chǎn)沖裁性，碳化物（Fe系碳化物）的析 出位置的控制變得重要。析出至貝氏體板條的晶粒內(nèi)的Fe系碳化物的個數(shù)小于析出的全 部Fe系碳化物的個數(shù)的10%時，無法確保所需的優(yōu)異的量產(chǎn)沖裁性。因此，貝氏體板條的 晶粒內(nèi)的Fe系碳化物的析出個數(shù)限定于析出的全部Fe系碳化物個數(shù)中的10%以上。另 外，優(yōu)選為15%以上，更優(yōu)選為20%以上。
[0165] 接著，對本發(fā)明高強度熱乳鋼板的優(yōu)選的制造方法進行說明。
[0166] 本發(fā)明中，對具有上述組成的鋼坯進行加熱且施行由粗乳和精乳構(gòu)成的熱乳，制 成熱乳鋼板。
[0167] 鋼坯的制造方法無需特別限制，將具有上述組成的鋼水以轉(zhuǎn)爐、電爐、感應(yīng)爐等常 用的熔煉方法進行熔煉，或進一步以真空脫氣裝置等進行二次精煉，以連續(xù)鑄造等常用的 鑄造方法制成規(guī)定尺寸的鋼坯。另外，使用鑄錠-開坯乳制法也沒有問題。也可以將鋼坯 制成厚度30_左右的薄坯料。若為薄坯料，則可以省略粗乳。
[0168]另外，本發(fā)明中，為了減少連續(xù)鑄造時的鋼的成分偏析，可以應(yīng)用電磁攪拌 (electro-magneticstirrer) (EMS)、輕壓下鑄造（intentionalbulgingsoftreduction casting)(IBSR)等。通過施行電磁攪拌處理，可以在板厚中心部形成等軸晶（equiaxed crystal)，減少偏析。此外，施行輕壓下鑄造時，通過防止連續(xù)鑄造還料的未凝固部的鋼水 的流動，可以減少板厚中心部的偏析。通過應(yīng)用這些偏析減少處理中的至少1種，可以使得 本發(fā)明中作為特征的沖裁性為更加良好的水平，同時可以使得后述的拉伸性質(zhì)中的伸長率 為更加優(yōu)異的水平。
[0169] 具有上述組成的鋼坯被加熱至加熱溫度：1100°C以上，施行熱乳。
[0170] 鋼坯的加熱溫度：1100°C以上
[0171] 本發(fā)明中，需要使在坯料階段析出的析出物再固溶。因此，將鋼坯加熱至1KKTC以 上的加熱溫度。加熱溫度小于1100°c時，析出物的再固溶不充分，在其后的工序無法確保 所需的析出物分布。另外，優(yōu)選為1150°c以上。此外，若加熱溫度大于1300°C而過量地變 高，則晶粒粗大化，最終的貝氏體板條會粗大化。因此，鋼坯的加熱溫度優(yōu)選限定于1300°C 以下。
[0172] 對經(jīng)加熱的鋼坯施行由粗乳和精乳構(gòu)成的熱乳，制成熱乳鋼板。粗乳只要可以確 保所需的薄板坯尺寸即可，其條件無需特別限定。
[0173] 粗乳后繼續(xù)施行精乳。精乳的條件對得到所需的貝氏體板條組織極其重要。
[0174] 精乳的最終2道次的合計壓下率：30%以上
[0175] 為了得到所需的貝氏體板條組織，需要使充分地積累了應(yīng)變的奧氏體（y)進行 貝氏體相變。因此，本發(fā)明中，首先將精乳的最終2道次的合計壓下率限定為30%以上。精 乳的最終2道次的合計壓下率小于30%時，對Y的應(yīng)變積累不充分，相變后無法確保所需 的貝氏體板條組織。因此，將精乳的最終2道次的合計壓下率限定為30%以上。另外，優(yōu)選 為40%以上，進一步優(yōu)選為50%以上。
[0176] 精乳的乳制結(jié)束溫度：(Art相變點）~（Ar3相變點+120°C)
[0177] 為了使充分地積累了應(yīng)變的奧氏體（y)進行貝氏體相變，精乳的乳制結(jié)束溫度 的調(diào)整也變得重要。精乳的乳制結(jié)束溫度小于乂3相變點時，難以確保作為所需的組織的大 體上為貝氏體單相的組織。另一方面，若精乳的乳制結(jié)束溫度大于（Art相變點+120°C)而 成為高溫，則難以得到微細的貝氏體相。因此，精乳的乳制結(jié)束溫度限定于（43相變點）~ (Art相變點+120°C)的范圍的溫度。另外，優(yōu)選為（Ar3相變點）~（Ar3相變點+80°C)。這 里，精乳的乳制結(jié)束溫度以表面溫度表示。此外，這里所說的"43相變點"是指用加工熱模 擬試驗機，加以加工后以冷卻速度1°C/秒進行冷卻，從如此得到的熱膨脹曲線通過其變化 點求出的相變溫度。
[0178] 精乳結(jié)束后施行冷卻。為了得到所需的組織，冷卻的條件也極其重要。
[0179] 冷卻開始：精乳結(jié)束后2秒以內(nèi)
[0180] 為了從充分地積累了應(yīng)變的y進行貝氏體相變而得到所需的貝氏體板條組織， 需要在精乳結(jié)束后2秒以內(nèi)開始冷卻。若冷卻開始是在精乳結(jié)束后大于2秒，則會進行Y 的恢復(fù)和再結(jié)晶，貝氏體相變的核減少，無法得到所需的貝氏體板條間隔。由此，冷卻設(shè)為 在精乳結(jié)束后2秒以內(nèi)開始。另外，優(yōu)選為1.5秒以內(nèi)，更優(yōu)選為1秒以內(nèi)。
[0181] 平均冷卻速度：50°C/秒以上
[0182] 從精乳結(jié)束溫度至冷卻停止溫度為止的平均冷卻速度小于50°C/秒時，先共析鐵 素體析出，難以確保具有以體積率計大于92 %的貝氏體相且具有所需的貝氏體板條間隔的 組織。因此，精乳結(jié)束后的冷卻的平均冷卻速度限定于50°C/秒以上。另外，優(yōu)選為60°C/ 秒以上，更優(yōu)選為70°C/秒以上。冷卻速度的上限依賴于冷卻設(shè)備的能力而限定，但從鋼板 形狀的觀點出發(fā)，優(yōu)選限定于150°C/秒以下左右。本發(fā)明中，以將精乳后的冷卻控制為上 述冷卻速度為前提，且對于得到本發(fā)明中作為特征的微組織為必要條件的是后述的以1段 冷卻至冷卻停止溫度。
[0183] 冷卻停止溫度：300~500°C
[0184] 本發(fā)明中，在冷卻停止后立即進行卷取。因此，將冷卻停止溫度作為卷取溫度而進 行卷取。若冷卻停止溫度（卷取溫度）小于300°C或大于500°C，則無法將貝氏體板條間隔 和Fe系碳化物的分布狀態(tài)均調(diào)整為所需的最佳范圍。由此，將冷卻停止溫度（卷取溫度） 限定于300~500°C的范圍的溫度。另外，優(yōu)選為350~500°C，進一步優(yōu)選為400~500°C。
[0185] 另外，本發(fā)明中，為了減少連續(xù)鑄造時的鋼的成分偏析，可以應(yīng)用電磁攪拌（EMS)、 輕壓下鑄造（IBSR)等。通過施行電磁攪拌處理，可以在板厚中心部形成等軸晶，減少偏析。 此外，施行輕壓下鑄造時，通過防止連續(xù)鑄造還料的未凝固部的鋼水的流動，可以減少板厚 中心部的偏析。通過應(yīng)用這些偏析減少處理中的至少1種，可以使得本發(fā)明中作為特征的 沖裁性為更加良好的水平，同時可以使得后述的拉伸性質(zhì)中的伸長率為更加優(yōu)異的水平。
[0186] 可以在卷取后按照常法施行酸洗而除去在表面上形成的氧化皮。此外，也可以在 酸洗處理后施行調(diào)質(zhì)乳制。此外，也可以在酸洗處理后或調(diào)質(zhì)乳制后，進一步利用常用的熔 融鍍鋅線，在均熱溫度：730°C以下施行退火，進一步施行鍍覆處理。鍍覆處理也可以設(shè)為使 其通過熔融鍍鋅浴而在表面形成鍍鋅層的處理。進而，也可以實施施行該鍍鋅層的合金化 處理的合金化處理，制成合金化熔融鍍鋅鋼板。若退火處理的均熱溫度大于730°C，則貝氏 體會回火，因此難以確保具有以體積率計大于92%的貝氏體相且具有所需的貝氏體板條間 隔的組織。因此，退火處理的均熱溫度設(shè)為730°C以下。退火處理的均熱溫度的下限沒有特 別限定，從熔融鍍鋅層與基底鋼板的密合性的觀點出發(fā)，退火處理的均熱溫度優(yōu)選為590°C 以上。此外，也可以在浸漬于熔融鍍鋅槽后，進一步施行該鍍鋅層的合金化處理，制成合金 化熔融鍍鋅鋼板。
[0187] 此外，也可以不僅使用熔融鍍鋅鋼板，還使用所得的熱乳鋼板而制成電鍍鋅鋼板 等鏈覆鋼板。
[0188] 以下，基于實施例，進一步對本發(fā)明高強度熱乳鋼板進行說明。
[0189] [實施例2]
[0190] 對具有表4所示的組成的鋼坯施行表5所示的加熱、精乳、乳制后冷卻，制成熱乳 鋼板。另外，將由熱膨脹曲線求出的各鋼坯的4 3相變點并記于表4。連續(xù)鑄造時，對于后 述的表4~6中的鋼A2的熱乳鋼板No. 1'以外的鋼板，為了成分的偏析減少處理，進行電 磁攪拌（EMS)。另外，對于一部分熱乳鋼板，在酸洗后使鋼板通過連續(xù)熔融鍍鋅線，在表5所 示的條件下施行退火處理后，施行熔融鍍鋅處理，制成熔融鍍鋅鋼板（GI)。另外，熔融鍍鋅 處理設(shè)為將退火處理后的熱乳鋼板浸漬于480°C的鍍鋅浴（0. 1質(zhì)量％Al-Zn)中，在鋼板 兩面形成每單面的附著量為45g/m2的熔融鍍鋅層的處理。此外，對一部分熱乳鋼板在熔融 鍍鋅處理后進一步施行合金化處理，制成合金化熔融鍍鋅鋼板（GA)。合金化處理溫度設(shè)為 520。。。
[0191] 從所得的熱乳鋼板（一部分，包含鍍覆鋼板）采集試驗片，實施組織觀察、拉伸試 驗、量產(chǎn)沖裁性試驗。試驗方法如下。
[0192] (1)組織觀察
[0193] 從所得的熱乳鋼板（鍍覆鋼板）采集組織觀察用試驗片，研磨與乳制方向平行的 板厚截面（L截面）后，以3%硝酸乙醇液進行腐蝕而使組織出現(xiàn)。然后，在L截面的板厚 1/4位置，以掃描型電子顯微鏡（倍率：3000倍）觀察組織，以10視角拍攝組織，通過圖像 解析處理分離貝氏體相以外的相而決