CN104093873B - 热镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

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    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

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Abstract

本发明提供就提高耐碰撞性能的观点而言可确保高屈服比(YR)及高烧结硬化量(BH量)、且材质、特别是强度、伸长率的卷材内均匀性优良的TS≥590MPa的高强度热镀锌钢板及其制造方法。该高强度热镀锌钢板以质量％计含有C：超过0.060％且为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，并且满足(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)＞0.08(其中，Ti*＝Ti-(48/14)N-(48/32)S)的关系，并且具有如下组织：含有平均结晶粒径为15μm以下且面积率为80％以上的铁素体和面积率为1％以上且15％以下的马氏体。

Description

热镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及耐碰撞性能及卷材内的材质均匀性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法，特别涉及可应用于适合作为汽车的结构部件的构件的高强度薄钢板的技术。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，为了限制CO2的排放量，强烈要求汽车车身的轻量化，此外，为了在车辆碰撞时确保乘员的安全，也强烈要求提高以汽车车身的碰撞特性为中心的安全性。为了应对这些要求，需要同时满足汽车车身的轻量化和高强度化，从在刚性不出现问题的范围内将成为汽车车身原材料的钢板板厚薄壁化并提高耐碰撞特性的观点出发，需要提高钢板的屈服比(YR)、提高烧结硬化量(BH量)。
与此相对，在专利文献1中公开了如下技术：通过含有C：0.04～0.15％、Si：0.20％以下、Mn：1.0～2.5％、P：0.050％以下、S：0.020％以下、Al：0.010～0.120％、Cr：0.1～2.0％，并使钢板组织成为铁素体、马氏体和贝氏体的3相复合组织，从而确保铁素体和马氏体复合组织的特征即高伸长率特性和高BH特性，并使该复合组织与贝氏体组织共存，由此降低成为空隙(void)的产生起点而使延伸凸缘成形性降低的硬质马氏体。
此外，在专利文献2中公开了如下技术：通过含有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、Al：0.01～0.1％、N：0.001～0.005％及合计为0.008％以上且0.05％以下的选自Nb、Ti、V中的1种以上，并使钢板组织成为铁素体和马氏体复合组织，且进一步限定马氏体的最大粒径(≤2μm)及面积率(≥5％)，从而降低影响延伸凸缘成形的空隙的产生起点，由此改善延伸凸缘性，并确保5％以上的马氏体量，由此确保BH性。
但是，在专利文献1记载的技术中，BH量最大为51MPa，并且屈服比(YR)低至0.51～0.58，因此耐碰撞特性的进一步提高成为技术问题。此外，在专利文献2记载的技术中，BH量高，耐碰撞性能非常好，但是并未确认到关于作为冲压成形性指标的伸长率特性、材质不均的记载。
通常，TS为590MPa以上的高强度钢板含有大量用于高强度化的各种合金元素，因此钢中存在的析出物、第2相的种类、量根据制造条件的变动而发生多种变化，在卷材内、特别是卷长度方向，强度、伸长率等材质的不均容易变大。此时，在汽车的连续冲压线中，难以稳定地进行冲压成形，使操作性大大降低，因此强烈要求卷材内的材质均匀性。
关于提高这种高强度钢板的卷材内的材质均匀性的技术，一直以来提出了多种方案。例如，在专利文献3中公开了如下技术：在将C降低至0.0070％以下的钢中复合添加Ti、Nb，进行将卷取温度设为620℃以上的热轧，由此使卷材内的材质均质化。在该技术中，使成为材质不均的原因的N以TiN而非AlN的形式在精轧前析出，并且使C以复合碳化物(Ti、Nb)C的形式析出。但是，在实际操作中，有时卷取温度会小于620℃或者会在卷材内局部性地小于620℃，这种情况下，存在因卷材内的析出行为的变动而使材质的不均变大的问题。特别是在Ti、Nb相对于C的原子比低时，C的析出固定变得不充分，在较容易被冷却的卷的前端部、尾端部的材质劣化变大。
此外，在专利文献4中公开了如下技术：将C设为超过0.0050％且为0.010％以下，并控制为(Nb％×12)/(C％×93)＝1.6～2.4，由此减小强度、伸长率等机械特性的卷取温度依赖性。但是，在该技术中，作为对象的钢板为以极低碳钢IF钢(InterstitialFree钢，无间隙原子钢)为基体的铁素体单相钢，并未提及拉伸强度为590MPa以上的高强度钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本专利第3263143号公报
专利文献2:日本专利第3887235号公报
专利文献3:日本特公昭61-032375号公报
专利文献4:日本特开2000-303141号公报
发明内容
发明要解决的技术问题
如此，满足充分的耐碰撞特性所需的屈服比(YR)、烧结硬化量(BH量)及满足在汽车的连续冲压线中稳定地进行冲压成形所需的卷材内的材质均匀性的高强度钢板迄今为止仍然未知。
本发明的技术问题在于，提供就提高耐碰撞性能的观点而言可确保高屈服比(YR)及高烧结硬化量(BH量)、且材质、特别是强度、伸长率的卷材内均匀性优良的TS≥590MPa的高强度热镀锌钢板及其制造方法。
用于解决技术问题的手段
本发明人对影响钢板的高强度化和耐碰撞特性、以及稳定地进行冲压成形所需的卷材内材质均匀性的各种因素进行了深入研究。结果发现如下见解：通过以质量％计含有C：超过0.060％且为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％以下的范围，并且将未被N和S固定的Ti*量(＝Ti-(48/14)N-(48/32)S)及Nb以与C的关系限定为(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)＞0.08，而且形成含有平均结晶粒径为15μm以下且面积率为80％以上的铁素体和面积率为1％以上且15％以下的马氏体的钢板组织，能够得到拉伸强度(TS)为590MPa以上、屈服比(YR)为0.70以上、烧结硬化量(BH量)为60MPa以上且卷材内材质均匀性优良的高强度热镀锌钢板，以及通过控制上述成分组成的钢原材在热轧的精轧中的精轧后段2个道次的轧制率，且在退火加热时在700～800℃的温度范围以小于3℃/s的低速进行加热，能够制造具有上述钢板组织及特性的高强度热镀锌钢板。
本发明基于以上的见解而完成，因此其主旨如下所述。
[1]一种耐碰撞性能及卷材内的材质均匀性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，
以质量％计，含有C：超过0.060％且为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，并且满足下式(1)的关系，余量由铁及不可避免的杂质构成，
并且具有如下组织：含有平均结晶粒径为15μm以下且面积率为80％以上的铁素体和面积率为1％以上且15％以下的马氏体，
(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分别表示钢中各元素的含量(质量％)。
[2]根据上述[1]所述的耐碰撞性能及卷材内的材质均匀性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，还含有V：0.10％以下。
[3]根据上述[1]或[2]所述的耐碰撞性能及卷材内的材质均匀性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，还含有合计为0.50％以下的Mo、Cr中的1种或2种。
[4]根据上述[1]～[3]中任一项所述的耐碰撞性能及卷材内的材质均匀性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Cu：0.30％以下、Ni：0.30％以下中的1种或2种。
[5]根据上述[1]～[4]所述的耐碰撞性能及卷材内的材质均匀性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，还含有选自Sn：0.2％以下、Sb：0.2％以下中的1种或2种。
[6]根据上述[1]～[5]中任一项所述的耐碰撞性能及卷材内的材质均匀性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Ta：0.005％以上且0.1％以下。
[7]根据上述[1]～[6]中任一项所述的耐碰撞性能及卷材内的材质均匀性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，拉伸强度(TS)为590MPa以上，屈服比(YR)为0.70以上，烧结硬化量(BH量)为60MPa以上。
[8]一种耐碰撞性能及卷材内的材质均匀性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在对具有上述[1]～[6]中任一项的成分组成的钢原材进行热轧、冷轧、退火而制造高强度钢板时，在热轧中，将精轧的最终道次的轧制率设为10％以上，并且将上述最终道次的前一道次的轧制率设为15％以上，在退火工序中，在700～800℃的温度范围以小于3℃/s的平均加热速度进行加热，在800～900℃的退火温度下进行退火，从上述退火温度以3～15℃/s的平均冷却速度进行冷却，并浸渍于镀锌浴中，实施热镀锌，在上述热镀锌后以5～100℃/s的平均冷却速度进行冷却，或者，在上述热镀锌后进一步实施锌镀层的合金化处理，并在上述合金化处理后以5～100℃/s的平均冷却速度进行冷却。
[9]根据上述[8]所述的耐碰撞性能及卷材内的材质均匀性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在上述热轧的精轧结束后，在3秒以内开始冷却，以40℃/s以上的平均冷却速度冷却至720℃以下，在500～700℃的温度下进行卷取后，以40％以上的轧制率进行冷轧。
[10]一种耐碰撞性能及卷材内的材质均匀性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，上述[8]或[9]中制造的高强度热镀锌钢板的拉伸强度(TS)为590MPa以上、屈服比(YR)为0.70以上、烧结硬化量(BH量)为60MPa以上。
发明效果
根据本发明，能够得到拉伸强度(TS)为590MPa以上的高强度、高屈服比(YR≥0.70)及高烧结硬化量(BH≥60MPa)且具有优良的耐碰撞性能、而且卷材内材质变动小的材质均匀性优良的高强度热镀锌钢板。因此，在将本发明的高强度热镀锌钢板应用于汽车车身构件的情况下，能够对提高碰撞安全性、轻量化作出较大的贡献，而且由于卷材内的材质均匀性良好，因此也可以期待冲压成形时的操作性的提高。
具体实施方式
以下，具体地对本发明进行说明。
在TS590MPa级以上的高强度钢板中添加了Ti、Nb等碳化物生成元素的所谓析出强化型高强度钢板具有屈服比(YR)高的特征。另一方面，生成了马氏体等硬质的第2相的所谓组织强化型高强度钢板具有高烧结硬化量(BH量)的特征，只要能够满足这两个特性，则认为能得到耐碰撞性能优良的高强度热镀锌钢板。
因此，发明人进行了深入研究，结果首次发现：通过使由Ti或Nb进行了析出强化的母相铁素体中生成适量的马氏体，能够满足高屈服比(YR)和高烧结硬化性(BH性)。此外，在本发明中还首次发现，通过将热轧的精轧中的最终道次的轧制率及最终道次的前一道次的轧制率控制在适当范围，并适当控制精轧后的冷却条件，能够促进较容易被冷却的热轧卷的前端部、尾端部中的NbC、TiC的析出，从而能够大幅降低高强度钢板的卷长度方向的材质不均、特别是TS、El的不均，从而完成了本发明。
[成分组成]
接着，对本发明中钢的成分组成进行说明。
C：超过0.060％且为0.13％以下
C是对钢板的高强度化有效的元素，特别是通过与Nb、Ti之类的碳化物形成元素形成微细的合金化合物或合金碳氮化物而有助于高强度化，并且有助于高屈服比(YR)化。此外，通过形成马氏体而有助于高强度化，并且有助于得到高烧结硬化(BH)。为了得到这些效果，需要含有超过0.060％的C量。另一方面，在过量含有而超过0.13％时，不仅钢板硬化而使成形性降低，而且点焊性也降低。进而，由于过量地生成马氏体，容易因马氏体周围的应力场而发生连续屈服，因此，屈服比(YR)及烧结硬化量(BH量)变低，有时无法得到所期望的高屈服比(YR)及高烧结硬化量(BH量)。因此，将C含量设为超过0.060％且为0.13％以下。优选超过0.060％且为0.10％以下。
Si：0.01％以上且0.7％以下
Si是主要通过固溶强化而有助于高强度化的元素，相对于强度上升而言延展性的降低较少，是不仅有助于提高强度而且还有助于提高强度与延展性的平衡的元素。为了得到该效果，需要含有0.01％以上的Si。另一方面，在Si含量超过0.7％时，容易在钢板表面形成Si系氧化物，化学转化处理性、涂装密合性、涂装后耐腐蚀性有时会降低。因此，将Si含量设为0.01％以上且0.7％以下。从提高强度与延展性的平衡的观点出发，优选为0.2％以上。更优选为0.2％以上且0.5％以下。
Mn：1.0％以上且3.0％以下
Mn是通过固溶强化及生成马氏体而有助于高强度化的元素，为了得到该效果，需要含有1.0％以上的Mn。另一方面，若Mn含量超过3.0％，则招致原料成本的上升，并且成形性、焊接性显著降低。此外，由于马氏体过量，容易因马氏体周围的应力场而发生连续屈服，因此，屈服比(YR)、烧结硬化量(BH量)降低，有时无法得到所期望的高屈服比(YR)、高烧结硬化量(BH量)。因此，将Mn含量设为1.0％以上且3.0％以下。优选为1.0％以上且2.5％以下、更优选为1.0％以上且2.0％以下。
P：0.005％以上且0.100％以下
P是通过固溶强化而对钢板的高强度化有效的元素。但是，在P含量小于0.005％时，不仅不能体现其效果，而且招致炼钢工序中脱磷成本的上升。另一方面，若P含量超过0.100％，则P在晶界偏析而使耐二次加工脆性及焊接性劣化。因此，将P含量设定为0.005％以上且0.100％以下。从进一步提高上述效果的观点出发，优选为0.010％以上。此外，由于P的晶界偏析，使对于得到高烧结硬化量(BH量)有效的晶界偏析C量降低，有时无法得到所期望的烧结硬化量(BH量)，因此优选为0.080％以下、更优选为0.050％以下。
S：0.010％以下
S除了成为引起热脆性的原因以外，在钢中以硫化物系夹杂物的形态存在，是使钢板的加工性降低的有害元素。因此，优选极力地降低S，在本发明中，将S含量的上限设定为0.010％。优选为0.008％以下。下限并无特别限定，由于极低S化会升高炼钢成本，因此优选为0.0005％以上。
sol.Al：0.005％以上且0.100％以下
Al是作为脱氧剂含有的元素，由于具有固溶强化能力，因此有效地作用于高强度化。但是，Al含量以sol.Al计小于0.005％时，无法得到上述效果。另一方面，若Al含量以sol.Al计超过0.100％，则导致原料成本的上升，并且还成为引发钢板的表面缺陷的原因。因此，将Al含量设定为以sol.Al计0.005％以上且0.100％以下。
N：0.0100％以下
若N含量超过0.0100％，则由于钢中生成过量的氮化物，除了会导致延展性、韧性的降低以外，还会导致钢板的表面性状变差。因此，将N含量设定为0.0100％以下。
Nb：0.005％以上且0.10％以下
Nb是本发明中的重要元素之一。Nb通过与C、N形成碳化物、碳氮化物而有助于高强度化，并且有助于高屈服比(YR)。此外，Nb具有使热轧板组织微细化的作用，并且由于该热轧板的微细化，冷轧、退火后的铁素体粒径得以微细化，因此，伴随晶界面积的增大，向晶界析出的C偏析量增大，由此，能够得到高BH特性。为了体现这样的效果，在本发明中，将Nb含量设定为0.005％以上。另一方面，在含有超过0.10％的过量的Nb时，导致成本增加，并且使热轧时的载荷增大，而且使冷轧时的变形阻力提高，难以进行稳定的实机制造，使成形性进一步显著降低。此外，在本发明的退火后的冷却工序中，需要用于形成马氏体的固溶C，但是，在过量地含有Nb时，会将钢中的C全部以NbC的形式固定，妨碍马氏体的形成，有时无法得到所期望的烧结硬化量(BH量)。因此，将Nb含量设定为0.005％以上且0.10％以下。优选为0.08％以下、更优选为0.05％以下。
Ti：0.03％以上且0.15％以下
与Nb同样，Ti也通过与C、N形成碳化物、碳氮化物而有助于高强度化，并且有助于高屈服比(YR)化。此外，Ti与Nb同样具有使热轧板组织微细化的作用，使冷轧、退火后的铁素体粒径微细化，因此，伴随晶界面积的增大，向晶界析出的C偏析量增大，由此，能够得到高烧结硬化量(BH量)。为了体现这样的效果，在本发明中，将Ti含量设定为0.03％以上。另一方面，在含有超过0.15％的过量的Ti时，导致原料成本上升，并且使冷轧时的变形阻力提高，因此，难以进行稳定的制造。此外，含有过量的Ti时，与Nb同样，会使固溶C降低，因此，会阻碍退火后的冷却过程中的马氏体的形成，有时无法得到所期望的烧结硬化量(BH量)。因此，Ti含量设定为0.03％以上且0.15％以下。从有效地体现上述效果的观点出发，优选超过0.05％。
本发明的高强度钢板除了满足上述成分组成以外，还需要以满足下述(1)式的方式含有C、Nb、Ti、N及S。
(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)＞0.08···(1)
在此，Ti*＝Ti-(48/14)N-(48/32)S。其中，在Ti-(48/14)N-(48/32)S≤0时，设为Ti-(48/14)N-(48/32)S＝0。此外，上述式中，各元素的元素符号表示该元素的含量(质量％)。
在(1)式的左边所示的Ti、Nb相对于C的原子比低的情况下，马氏体过量地生成，容易因马氏体周围的应力场而发生连续屈服，因此，屈服比(YR)及烧结硬化量(BH量)变低。此外，热轧卷取后在较容易被冷却的卷前端部，NbC、TiC等的析出变得不充分，有时使卷材内材质不均增大。因此，在本发明中，从确保所期望的特性及确保卷材内的材质均匀性的观点出发，需要适当控制(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)，对(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)进行规定的(1)式为本发明中最重要的指标。
即，若Ti、Nb相对于C的原子比即(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)的值为0.08以下，则马氏体增加，有时无法得到所期望的高屈服比(YR)及烧结硬化量(BH量)，并且由于热轧卷取时的析出行为的变动，卷材内的材质不均有时会增大。因此，将(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)设定为超过0.08。优选为0.10以上、更优选为0.15以上。此外，若(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)超过0.70，则生成马氏体所需的固溶C以NbC、TiC的形式被固定，因此会妨碍马氏体的形成，有时无法得到所期望的拉伸强度(TS)及烧结硬化量(BH量)。因此，为了稳定地确保TS≥590MPa及BH≥60MPa，优选将(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)设定为0.70以下。
利用以上的必须添加元素，能够得到本发明钢的目标特性，但除了上述的必须添加元素以外，还可以添加V、和/或选自Mo及Cr中的1种或2种、和/或选自Cu及Ni中的1种或2种。
V：0.10％以下
与Nb、Ti同样，V可以通过形成微细的碳氮化物而有助于提高强度，因此可以根据需要含有。为了体现这样的效果，优选含有0.01％以上。另一方面，若V含量超过0.10％，则不仅上述效果饱和，而且会导致原料成本的上升。因此，在添加V的情况下，将其含量设定为0.10％以下。
选自Mo、Cr中的1种或2种：合计0.50％以下
Mo及Cr是使淬透性提高、且通过生成马氏体而有助于高强度化的元素，可以根据需要含有。这样的效果在上述成分的合计含量为0.10％以上时得以显著体现，因此优选含有0.10％以上。另一方面，若Mo及Cr的合计含量超过0.50％，则不仅上述效果饱和，而且会导致原料成本上升。因此，在含有这些元素的情况下，将这些元素的含量设定为合计0.50％以下。
选自Cu：0.30％以下及Ni：0.30％以下中的1种或2种
Cu是在热轧时引发裂纹而成为表面瑕疵的产生原因的有害元素。但是，在本发明的冷轧钢板中，Cu对钢板特性的不良影响小，因此只要是0.30％以下的含量，即是允许的。由此，由于使用废料等而有效利用再生原料成为可能，因此能够实现原料成本的降低。Ni与Cu同样对钢板特性的影响小，但是具有防止因添加Cu而产生表面瑕疵的效果。上述效果可以通过含有Cu含量的1/2以上的Ni来体现。但是，若Ni的含量过量，则会助长因不均匀地生成氧化皮而产生的其他表面缺陷，因此，在含有Ni的情况下，将其含量设定为0.30％以下。
本发明的高强度热镀锌钢板除了上述成分组成以外还可以添加选自Sn及Sb中的1种或2种、和/或Ta。
选自Sn：0.2％以下及Sb：0.2％以下中的1种或2种
从抑制钢板表面的氮化、氧化或因氧化产生的钢板表面的数十微米区域的脱碳的观点出发，可以含有Sn或Sb。通过抑制这种氮化、氧化，可以防止钢板表面的马氏体的生成量减少，能够改善疲劳特性、表面品质。从抑制氮化、氧化的观点出发，在含有Sn或Sb的情况下，优选设定为0.005％以上，若超过0.2％，则导致韧性的劣化，因此优选设定为0.2％以下。
Ta：0.005％以上且0.1％以下
与Nb、Ti同样，Ta通过与C、N形成碳化物、碳氮化物而有助于高强度化，并且有助于高屈服比(YR)化，而且Ta与Nb、Ti同样具有使热轧板组织微细化的作用，使冷轧、退火后的铁素体粒径微细化，因此，伴随晶界面积的增大，向晶界析出的C偏析量增大，由此，能够得到高烧结硬化量(BH量)。从这样的观点出发，可以含有0.005％以上的Ta。另一方面，含有超过0.1％的过量的Ta时，不仅导致原料成本的增加，而且与Nb、Ti同样，存在妨碍退火后的冷却过程中的马氏体形成的可能性，并且，在热轧板中析出的TaC使冷轧时的变形阻力提高，有时难以进行稳定的实机制造，因此，在含有Ta的情况下，优选设定为0.1％以下。
除上述成分以外的余量由Fe及不可避免的杂质构成。只要在不损害本发明效果的范围内，并不排斥含有其他成分。但是，氧(O)会形成非金属夹杂物而对钢板品质产生不良影响，因此将其含量优选降低至0.003％以下。
[组织]
接着，对本发明的耐碰撞性能及卷材内材质均匀性优良的高强度热镀锌钢板的组织进行说明。
对于本发明的高强度热镀锌钢板而言，为了得到高屈服比(YR)，并且为了对由Ti、Nb进行了析出强化的平均粒径为15μm以下且面积率为80％以上的母相铁素体赋予高烧结硬化量(BH量)，需要具有以面积率计为1％以上且15％以下的马氏体。
铁素体：平均粒径为15μm以下且面积率为80％以上
铁素体的平均粒径是为了得到高烧结硬化量(BH量)而需要设定的。在上述铁素体的平均粒径超过15μm时，铁素体的晶界面积减少，因此，向晶界析出的C偏析量减少，有时难以得到高烧结硬化量(BH量)。因此，铁素体的平均粒径设定为15μm以下。优选为12μm以下。此外，由Nb、Ti等进行了析出强化的铁素体的面积率是为了得到高屈服比(YR)而需要设定的。在上述铁素体的面积率小于80％时，马氏体等硬质的第2相大量存在，因此，容易因硬质第2相周围的应力场而发生连续屈服，屈服比(YR)、烧结硬化量(BH量)降低，有时难以确保良好的耐碰撞特性。因此，铁素体的面积率设定为80％以上。优选为85％以上、更优选为88％以上。
马氏体：以面积率计为1％以上且15％以下
马氏体是确保本发明的钢板的强度所需的硬质相，也是用于得到高烧结硬化量(BH量)所需的硬质相。在马氏体的面积率小于1％时，钢板强度降低，不仅难以确保TS：590MPa以上，而且难以确保BH：60MPa以上。另一方面，若马氏体的面积率超过15％，则马氏体周围的位错的导入量、弹性的应变量变多，在塑性变形时容易从这种马氏体的周围开始发生塑性变形，从而容易发生连续屈服，因此，屈服比(YR)、烧结硬化量(BH量)变低，难以确保良好的耐碰撞特性。因此，马氏体的面积率设定为1％以上且15％以下。优选为12％以下。
在本发明的钢板中，作为除铁素体和马氏体以外的剩余组织，有时含有珠光体、贝氏体、残留奥氏体及碳化物等，只要这些组织的合计面积率为5％以下，即是允许的。
另外，可以在将钢板的L剖面(与轧制方向平行的垂直剖面)研磨后，利用硝酸乙醇溶液进行腐蚀，并利用SEM(扫描电子显微镜)以2000倍的倍率观察5个视野，对拍摄到的组织照片进行图像分析，从而求得上述面积率。在组织照片中，铁素体是反差略黑的区域，珠光体为碳化物以层状生成的区域，贝氏体为碳化物以点列状生成的区域，马氏体及残留奥氏体(残留γ)为显示为白色反差的粒子。此外，铁素体的平均粒径依据JISG0522的规定利用切割法进行测定。
[特性]
以上的本发明的高强度热镀锌钢板具有以下的典型特性。
(1)TS≥590MPa
近年来，强烈要求汽车车身的轻量化及确保车辆碰撞时乘员的安全性，为了应对这些要求，需要使成为汽车车身的原材料的钢板高强度化。在本发明中，钢板强度(TS)为590MPa以上，可以满足上述要求。
(2)屈服比(YR)≥0.70、烧结硬化量(BH)≥60MPa
从提高耐碰撞特性的观点出发，需要提高钢板的屈服比(YR)、烧结硬化量(BH量)。在本发明中，屈服比(YR)≥0.70、烧结硬化量(BH)≥60MPa，可以得到所期望的耐碰撞特性。需要说明的是，屈服比(YR)是表示屈服点(YP)相对于拉伸强度(TS)之比的值，由YR＝YP/TS表示。
(3)ΔTS≤30MPa、ΔYP≤30MPa、ΔEl≤3.0％
在评价卷材内材质均匀性时，在制造的卷内的长度方向的前端部(T部：距离卷前端10m的位置)、中央部(M部)及尾端部(B部：距离卷尾端10m的位置)，分别从宽度方向中央位置、两边缘1/4宽度位置的9个部位，裁取以相对于轧制方向为90°的方向(C方向)作为拉伸方向的JIS5号拉伸试验片(JISZ2201)，依据JISZ2241的规定进行拉伸试验，测定拉伸强度(TS)、屈服强度(YP)及总伸长率(El)，并评价各最大值与最小值之差、即ΔTS、ΔYP、ΔEl。本发明中，ΔTS≤30MPa、ΔYP≤30MPa、ΔEl≤3.0％，可以得到良好的卷材内材质均匀性。
[制造方法]
接着，对本发明的高强度热镀锌钢板的制造方法进行说明。
本发明的高强度热镀锌钢板通过将调整为上述的成分组成的范围内的钢熔炼而制成钢坯，接着进行热轧、冷轧、退火而制造。在热轧中，将精轧的最终道次的轧制率设定为10％以上，并且将上述最终道次的前一道次的轧制率设定为15％以上，在退火工序中如下进行退火，在700～800℃的温度范围以小于3℃/s的平均加热速度进行加热，在800～900℃的退火温度下进行退火，从上述退火温度以3～15℃/s的平均冷却速度进行冷却，并浸渍于镀锌浴中，实施热镀锌，在上述热镀锌后，以5～100℃/s的平均冷却速度进行冷却，或者，在上述热镀锌后进一步实施镀锌层的合金化处理，并在上述合金化处理后以5～100℃/s的平均冷却速度进行冷却。此时，优选的是：在热轧的精轧结束后，在3秒以内开始冷却，以40℃/s以上的平均冷却速度冷却至720℃以下，在500～700℃的温度下进行卷取后，以40％以上的轧制率进行冷轧。
(钢原材制造)
就本发明的制造方法中使用的钢坯而言，为了防止成分的宏观偏析，优选利用连续铸造法进行制造，也可以利用铸锭法或薄坯铸造法进行制造。此外，在制造钢坯后，除了暂时冷却至室温，之后再度进行加热的现有方法以外，还可以无问题地应用如下节能工艺：不进行冷却而直接以温片的状态装入加热炉进行热轧的直送轧制、或者稍微保热后立即进行热轧的直送轧制/直接轧制、直接以高温状态装入加热炉并省略再加热的一部分的方法(温片装入)等。
钢坯加热温度低于1000℃时，轧制载荷增大，热轧时产生故障的危险性增大，因此，优选设定为1000℃以上。另外，由于氧化皮损失伴随氧化重量的增加而增大等，因此钢坯加热温度的上限优选设定为1300℃。
(热轧)
对上述得到的钢坯实施包括粗轧和精轧的热轧。首先，利用粗轧将钢坯制成薄板坯。另外，粗轧的条件无需特别限定，可以按照常规方法进行。此外，从降低钢坯加热温度且防止热轧时的故障的观点出发，有效地利用对薄板坯进行加热的所谓薄板坯加热器是有效的方法。
接着，对薄板坯进行精轧，制成热轧板。在本发明中，需要将精轧的最终道次及最终道次的前一道次的轧制率控制在适当范围，将最终道次的轧制率设定为10％以上且将最终道次的前一道次的轧制率设定为15％以上。
通过将精轧的最终道次的轧制率设定为10％以上，原奥氏体晶粒内引入大量的剪切带，使铁素体相变的核生成位点增多而实现热轧板的微细化，并且会促进较容易被冷却的热轧卷的前端部、尾端部的NbC、TiC的析出。利用该热轧板微细化的作用，冷轧、退火后的铁素体平均粒径得以微细化，因此，伴随晶界面积的增大，向晶界析出的C偏析量增大，从而对高BH化有效。此外，促进NbC、TiC的析出对提高卷材内的材质均匀性是有效的。在最终道次轧制率小于10％时，铁素体晶粒的微细化效果、NbC、TiC的析出促进效果变得不充分，有时无法得到上述的高BH效果、卷材内材质均匀性效果。最终道次的轧制率优选为13％以上。
为了使高BH化、卷材内的材质均匀化的效果进一步提高，除了控制上述最终道次的轧制率以外，还需要将最终道次的前一道次的轧制率控制在适当范围。即，通过将该最终道次的前一道次的轧制率设定为15％以上，应变蓄积效果进一步提高，大量剪切带被引入原奥氏体晶粒内，使铁素体相变的核生成位点进一步增多，从而热轧板组织进一步微细化。进而，对于促进NbC、TiC的析出也是有效的，使高BH化、卷材内的材质均匀化的效果进一步提高。在最终道次的前一道次的轧制率小于15％时，铁素体晶粒的微细化效果、NbC、TiC的析出促进效果变得不充分，有时无法得到上述的高BH效果、卷材内材质均匀性效果。最终道次的前一道次的轧制率优选为18％以上。
另外，若上述最终道次及最终道次的前一道次这2个道次的轧制率变大，则轧制载荷上升，因此，它们的轧制率优选均小于40％。
对于最终道次及最终道次的前一道次的轧制温度，并无特别限制，但最终道次的轧制温度优选为830℃以上、更优选为860℃以上。此外，最终道次的前一道次的轧制温度优选为1000℃以下、更优选为960℃以下。
在最终道次的轧制温度小于830℃时，从未再结晶奥氏体向铁素体的相变增多，冷轧退火后的钢板组织受到热轧板组织的影响而成为在轧制方向伸长的不均匀的组织，有时使加工性降低。
此外，若最终道次的前一道次的轧制温度超过1000℃，则因恢复而使应变的蓄积效果变得不充分，因此难以使热轧板组织微细化，并且NbC、TiC的析出促进效果降低，因此，有时无法得到高BH化、卷材内的材质均匀化的效果。
从利用晶粒微细化来提高BH以及利用NbC、TiC的析出促进来实现卷材内的材质均匀化的观点出发，优选的是：结束了上述热轧的热轧板在精轧结束后的3秒以内开始冷却，以40℃/s以上的平均冷却速度冷却至720℃以下，在500～700℃的温度下进行卷取。
在直到开始冷却为止的时间超过3秒、或者平均冷却速度小于40℃/s、或者冷却停止温度高于720℃的情况下，热轧板组织变得粗大，有时无法得到高BH化效果。
此外，在卷取温度超过700℃时，存在热轧板组织粗大化、冷轧退火后的强度降低的风险，并且存在阻碍高BH化的风险。另一方面，在卷取温度低于500℃时，难以析出NbC、TiC，固溶C增加，因此，由于马氏体的过量增加而不利于高BH化，并且由于NbC、TiC的析出行为的变动变大，因而对卷材内的材质均匀化也是不利的。
(冷轧)
接着，进行适当酸洗，实施冷轧，制成冷轧板。
酸洗并非必须工序，可以适当进行。此外，在进行酸洗时，可以在通常的条件下进行。
冷轧条件只要能够制成期望的尺寸形状的冷轧板即可，并无特别限定，但冷轧时的轧制率优选设定为40％以上。另一方面，在轧制率超过90％时，轧制时对辊的负荷也提高，存在产生通板故障的风险，因此优选设定为90％以下。
(退火)
之后，对上述冷轧后的钢板进行退火而赋予所期望的强度和耐碰撞特性。但是，在退火工序中，如上所述，需要在700～800℃的温度范围以小于3℃/s的平均加热速度进行加热，在800～900℃的退火温度下进行退火，从上述退火温度以3～15℃/s的平均冷却速度进行冷却，并将其浸渍于镀锌浴中，实施热镀锌，在上述热镀锌后以5～100℃/s的平均冷却速度进行冷却，或者，在上述热镀锌后进一步实施镀锌层的合金化处理，并在上述合金化处理后以5～100℃/s的平均冷却速度进行冷却。
700～800℃的温度范围的平均加热速度：小于3℃/s
在本发明中，由于在热轧钢板的阶段使TiC、NbC析出，因此经由冷轧工序得到的冷轧钢板的再结晶温度处于较高的温度，钢中容易残存加工组织。此时，钢板的延展性大大降低，不仅使冲压成形性劣化，而且使烧结硬化量(BH量)降低，并且使材质不均增大。因此，在将冷轧钢板加热至退火温度时，从促进再结晶而确保材质均匀性的观点出发，需要在700～800℃的温度范围以小于3℃/s的平均加热速度的低速进行加热。另外，从生产效率的观点出发，上述平均加热速度优选设定为0.5℃/s以上。
退火温度：800～900℃
为了使本发明的钢板组织成为含有铁素体和所期望面积率的马氏体的复合组织，需要使退火温度为铁素体与奥氏体的2相区温度，将退火温度设定为800～900℃的温度范围。在退火温度低于800℃时，无法在退火后的冷却后得到预定的马氏体量，无法得到所期望的烧结硬化量(BH量)。此外，由于在退火中无法充分完成再结晶，因此钢中容易残存加工组织，伴随钢板的延展性降低，冲压成形性的劣化变得显著，还会导致烧结硬化量(BH量)的降低、材质不均的增大。另一方面，在退火温度超过900℃时，铁素体中的固溶C量降低，通过之后的冷却条件，有时无法得到所期望的烧结硬化量(BH量)。此外，在退火温度超过900℃时，成为奥氏体单相区，因此，通过之后的冷却速度，第2相(马氏体、贝氏体、珠光体)增加到必要以上，容易因第2相、特别是马氏体周围的应力场而发生连续屈服，因此屈服比(YR)、烧结硬化量(BH量)变低，有时难以确保良好的耐碰撞性能。进而，还存在导致生产率降低、能源成本增加的问题。因此，退火温度设定为800～900℃的范围。优选为800～870℃的范围。
另外，从再结晶的进行以及使一部分奥氏体相变、C等元素向奥氏体的富集进行的观点出发，退火时的均热保持时间优选设定为15秒以上。另一方面，在均热保持时间超过300秒时，结晶粒径粗大化，存在强度降低、钢板表面性状劣化、烧结硬化量(BH量)降低等对钢板的诸多特性产生不良影响的风险。此外，使连续热镀锌生产线的生产线速度变得极度迟缓，还导致生产率降低。因此，退火中的均热保持时间优选为15～300秒的范围，更优选为15～200秒的范围。
从退火温度冷却至镀锌浴的平均冷却速度(1次冷却速度)：3～15℃/s
以上述退火温度均热后，通常以3～15℃/s的平均冷却速度冷却至保持于420～500℃的镀锌浴的温度。在平均冷却速度低于3℃/s时，在550～650℃的温度范围通过珠光体生成鼻，因此在第2相中大量生成珠光体及贝氏体，无法得到预定量的马氏体，因此，不仅使延展性的降低变得显著，而且有时无法得到所期望的强度、烧结硬化量(BH量)。另一方面，在平均冷却速度超过15℃/s时，从退火温度开始冷却时，因γ→α相变而使Mn、C等元素向γ的富集变得不充分，在实施合金化处理时，容易生成珠光体等。因此，不仅无法得到预定量的马氏体而使延展性的降低变得显著，而且有时无法得到所期望的强度、烧结硬化量(BH量)。因此，将从退火温度冷却至镀锌浴的平均冷却速度设定为3～15℃/s。优选为5～15℃/s。
利用上述1次冷却速度冷却后，浸渍于镀锌浴中进行热镀锌处理。热镀锌处理只要利用常规方法进行即可。此外，也可以在浸渍于镀锌浴中而实施热镀锌处理后，根据需要实施镀锌层的合金化处理。此时，镀锌层的合金化处理例如在热镀锌处理后加热到500～700℃的温度范围并保持数秒至数十秒。就本发明的钢板而言，按照上述方式控制从退火温度冷却至镀锌浴的冷却速度，因此即使实施这种合金化处理，也能够得到预定量的马氏体而不会大量生成珠光体等，因此，可以确保所期望的强度而不会导致延展性降低、烧结硬化量(BH量)降低。作为镀锌条件，镀敷附着量为每面20～70g/m2，在进行合金化的情况下，镀层中的Fe％优选设定为6～15％。
热镀锌处理后或镀锌层的合金化处理后的平均冷却速度(2次冷却速度)：5～100℃/s
关于热镀锌处理后或实施镀锌层的合金化处理后的2次冷却速度，在以小于5℃/s的平均冷却速度缓慢冷却至150℃以下的温度时，在400～500℃附近生成珠光体或贝氏体而无法得到预定量的马氏体，有时无法得到所期望的强度、烧结硬化量(BH量)。另一方面，在2次冷却速度以平均冷却速度计超过100℃/s时，马氏体变得过硬而使延展性降低。因此，从稳定地得到良好的马氏体的观点出发，2次冷却速度以平均冷却速度计设定为5～100℃/s。优选为10～100℃/s。
进而，在本发明中，也可以在上述冷却后出于形状矫直、表面粗糙度调整的目的而实施表面光轧或整平加工。而且，在进行表面光轧的情况下，伸长率优选设定为约0.3％～约1.5％。
实施例
以下，对本发明的实施例进行说明。
[实施例1]
利用转炉对包含表1所示成分组成的钢水进行熔炼，利用连续铸造法制成厚度230mm的钢坯。将这些钢坯加热到1220℃后，进行热轧并卷取成卷，制成板厚：3.5mm的热轧板。另外，上述热轧的精轧中的最终道次和最终道次的前一道次的轧制温度及轧制率、从精轧结束后的冷却开始到720℃以下的温度范围为止的平均冷却速度、卷取温度如表2所示。此外，从精轧结束到开始冷却的时间设定为3秒以内。
接着，对上述得到的热轧板进行酸洗后，在表2所示的条件下进行冷轧，制成板厚：1.4mm的冷轧钢板，接着，在表2所示的条件下进行连续退火，实施伸长率：0.7％的表面光轧，制成热镀锌钢板(制品)。在此，热镀锌处理按照每面的附着量达到50g/m2(双面镀敷)的方式进行调整，合金化处理按照使镀层中的Fe％达到9～12％的方式进行调整。
对以上得到的热镀锌钢板，从卷长度方向的中央部(M部)的1/4宽度位置裁取样品，利用下述的方法进行组织观察、以相对于轧制方向为90°的方向(C方向)作为拉伸方向的拉伸试验及烧结硬化试验，对钢板组织的确定、铁素体相及马氏体相的面积率、铁素体的平均粒径、屈服强度(YP)、拉伸强度(TS)、屈服比(YR＝YP/TS)、总伸长率(El)、烧结硬化量(BH量)进行测定。此外，在制造的卷内的长度方向的前端部(T部：距离卷前端10m的位置)、中央部(M部)及尾端部(B部：距离卷尾端10m的位置)，分别从宽度方向中央位置、两边缘1/4宽度位置的9个部位，进行以相对于轧制方向为90°的方向(C方向)作为拉伸方向的拉伸试验，对屈服强度(YP)、拉伸强度(TS)及总伸长率(El)进行测定，评价各最大值与最小值之差、即ΔTS、ΔYP、ΔEl。以下，具体进行说明。
(i)组织观察
对所得到的热镀锌钢板，从卷长度方向的中央部(M部)的1/4宽度位置裁取组织观察用试验片，对L剖面(与轧制方向平行的垂直剖面)进行机械研磨，用硝酸乙醇溶液进行腐蚀后，由利用扫描电子显微镜(SEM)以倍率2000倍拍摄到的组织照片(SEM照片)对钢板组织的确定和铁素体及马氏体的面积率进行测定。另外，由上述组织照片进行的钢板组织的确定如下进行：铁素体为反差略黑的区域，珠光体为碳化物以层状生成的区域，贝氏体为碳化物以点列状生成的区域，马氏体及残留奥氏体(残留γ)为显示为白色反差的粒子。进而，对上述试验片在250℃下实施4小时的退火处理后，同样地得到组织照片，将碳化物以层状生成的区域设定为热处理前的珠光体的区域且将碳化物以点列状生成的区域设为热处理前的贝氏体或马氏体的区域，再度求出其面积率，并将以白色反差的状态残存的微粒作为残留γ进行测定，由其与退火处理前的显示为白色反差的粒子(马氏体及残留γ)的面积率之差求出马氏体的面积率。另外，关于各个相的面积率，在透明的OHP片中对每个相分层着色，取得图像后进行二值化，利用图像分析软件(微软公司制DigitalImageProPlusver.4.0)求得。此外，铁素体的平均粒径依据JISG0522的规定利用切割法进行测定。
(ii)拉伸试验
对所得到的热镀锌钢板，从卷长度方向的中央部(M部)的1/4宽度位置裁取以相对于轧制方向为90°的方向(C方向)作为拉伸方向的JIS5号拉伸试验片(JISZ2201)，并依据JISZ2241的规定进行拉伸试验，测定屈服强度(YP)、拉伸强度(TS)、屈服比(YR)、总伸长率(El)。此外，关于烧结硬化量(BH量)，赋予2％的拉伸预应变后，进行相当于在170℃下烧结20分钟的处理，从热处理后的上屈服点减去预应变时的屈服应力，以所得的差值评价该烧结硬化量。
进而，在卷长度方向的前端部(T部：距离卷前端10m的位置)、中央部(M部)及尾端部(B部：距离卷尾端10m的位置)，分别从宽度方向中央位置、两边缘1/4宽度位置的9个位置，进行以相对于轧制方向为90°的方向(C方向)作为拉伸方向的拉伸试验，测定屈服强度(YP)、拉伸强度(TS)及总伸长率(El)，求出各最大值与最小值之差、即ΔTS、ΔYP、ΔEl。
将所得的结果示于表3中。
如表3所示，No.5～19、21～24的钢板是钢成分组成及制造方法适合本发明的本发明例，其是满足拉伸强度(TS)为590MPa以上、屈服比(YR)为0.70以上、烧结硬化量(BH量)为60MPa以上的热镀锌钢板。此外，其还是ΔYP、ΔTS为30MPa以下、ΔEl为3.0％以下、卷长度方向的材质均匀性优良的热镀锌钢板。
与此相对，对于比较例No.1的钢板而言，C、Nb、Ti含量及(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)所示的Ti、Nb相对于C的原子比低于本发明范围，因此马氏体过量地生成，容易因马氏体周围的应力场而发生连续屈服，因此，屈服比(YR)及烧结硬化量(BH量)变低，并未达到YR≥0.70及BH≥60MPa。进而，由于Ti、Nb相对于C的原子比低，因此，热轧卷取后在容易被冷却的卷前端部，NbC、TiC等的析出变得不充分，卷材内材质不均增大，未达到ΔYP≤30MPa、ΔTS≤30MPa、ΔEl≤3.0％。
此外，对于比较例No.2的钢板而言，由于Mn及P含量低于本发明的范围，因此在退火后的冷却时或合金化处理时大量生成珠光体，其结果是无法得到所期望的马氏体量，未达到TS≥590MPa、BH≥60MPa。对于比较例No.3的钢板而言，由于Nb、Ti含量超出本发明范围，将钢中的C以NbC、TiC的形式固定而妨碍马氏体的形成，因此无法得到所期望的马氏体量，未达到TS≥590MPa、BH≥60MPa。对于比较例No.4的钢板而言，由于Mn含量超出本发明范围，因此马氏体过量生成，未达到YR≥0.70、BH≥60MPa。此外，对于No.4的钢板而言，P含量也超过本发明范围，存在耐二次加工脆性劣化的风险，而且还会因P的晶界偏析而使对高烧结硬化量(BH量)有效的晶界偏析C量降低，因此未达到BH≥60MPa。
对于比较例No.20的钢板而言，C量超过本发明范围，且Ti、Nb相对于C的原子比低于本发明范围，因此马氏体过量地生成，屈服比(YR)及烧结硬化量(BH量)变低，未达到YR≥0.70及BH≥60MPa。此外，由于Ti、Nb相对于C的原子比低，因此，热轧卷取后在较容易被冷却的卷前端部，NbC、TiC等的析出变得不充分，使卷材内材质不均增大，未达到ΔYP≤30MPa、ΔEl≤3.0％。
[实施例2]
利用转炉对具有表1所示的钢G及P的成分组成的钢水进行熔炼，利用连续铸造法制成厚度230mm的钢坯。将这些钢坯加热到1220℃后，进行热轧并卷取成卷，制成板厚：3.5mm的热轧板。另外，上述热轧的精轧中的最终道次和最终道次的前一道次的轧制温度及轧制率、从精轧结束后的冷却开始直到720℃以下的温度范围为止的平均冷却速度、卷取温度如表4所示。此外，从精轧结束到开始冷却的时间设定为3秒以内。
接着，对上述得到的热轧板进行酸洗后，在表4所示的条件下进行冷轧，制成板厚：1.4mm的冷轧钢板，接着，在表4所示的条件下进行连续退火，实施伸长率：0.7％的表面光轧，制成热镀锌钢板(制品)。在此，热镀锌处理按照每面的附着量达到50g/m2(双面镀敷)的方式进行调整，合金化处理按照使镀层中的Fe％达到9～12％的方式进行调整。
对所得到的热镀锌钢板，与实施例1同样地测定铁素体相及马氏体相的面积率、铁素体的平均粒径、屈服强度(YP)、拉伸强度(TS)、屈服比(YR＝YP/TS)、总伸长率(El)、烧结硬化量(BH量)，评价卷长度及宽度方向的TS、YP、El的变动量ΔTS、ΔYP、ΔEl。
上述测定的结果如表5所示。
根据表5，满足本发明的制造条件的No.25～31、33、34、37～40的本发明例的钢板是钢成分组成及制造方法适合本发明、并且满足拉伸强度(TS)为590MPa以上、屈服比(YR)为0.70以上、烧结硬化量(BH量)为60MPa以上的热镀锌钢板。此外，还是ΔYP、ΔTS为30MPa以下、ΔEl为3.0％以下且卷长度方向的材质均匀性优良的热镀锌钢板。
在上述本发明例中，对于出于利用热轧板组织的微细化来实现高BH值化的目的而将精轧结束后的平均冷却速度设定为40℃/s以上的No.25、27及28的钢板而言，得到了比精轧结束后的平均冷却速度小于40℃/s的No.29更高的烧结硬化量(BH量)。此外，对于出于利用在热轧板阶段的NbC、TiC的析出促进效果来提高卷材内材质均匀化的目的而将精轧的最终道次及最终道次的前一道次的轧制率分别设定为13％以上、15％以上的No.25、27～29、31、33及34的钢板而言，ΔYP，ΔTS及ΔEl比最终道次及最终道次的前一道次的轧制率分别低于13％、低于15％的No.26及30更小，卷材内的材质均匀性更为优良。
与此相对，对于比较例No.32的钢板而言，由于精轧的最终道次及最终道次的前一道次的轧制率及从退火温度冷却至镀锌浴的1次冷却速度低于本发明的范围，因此铁素体粒径超出本发明范围而变得粗大，无法得到所期望的烧结硬化量(BH量)，并且由于马氏体百分率超过本发明范围，因此无法得到所期望的屈服比(YR)≥0.70。进而，无法得到在热轧板阶段的NbC、TiC的析出促进效果，无法得到所期望的ΔYP≤30MPa，ΔTS≤30MPa及ΔEl≤3.0。
此外，对于比较例No.35的钢板而言，由于退火温度低于本发明的范围，因此无法得到所期望的马氏体量，并且拉伸强度(TS)低于590MPa，烧结硬化量(BH量)也低于60MPa。对于比较例No.36的钢板而言，由于退火温度超过本发明的范围，成为在奥氏体单相区的退火，因此铁素体中的固溶C量降低，并且伴随奥氏体的晶粒生长，冷却后的铁素体粒径超出本发明范围而变得粗大，因此无法得到所期望的烧结硬化量(BH量)。此外，由于过量地生成珠光体或贝氏体，因此延展性的降低变得显著。
进而，对于比较例No.41的钢板而言，由于退火加热时的700～800℃的平均升温速度超出本发明的范围，因此铁素体的再结晶变得不充分，ΔYP超过30MPa，ΔEl超过3.0％。
产业上的可利用性
本发明的高强度钢板并不限于汽车用构件，还适合用于要求高强度及耐碰撞性能的其他用途。因此，还适合作为家电部件或钢管等的原材料。

Claims (5)

1.一种耐碰撞性能及卷材内的材质均匀性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，
以质量％计，含有C：超过0.060％且为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，并且满足下式(1)的关系，余量由铁及不可避免的杂质构成，
并且具有如下组织：含有平均结晶粒径为15μm以下且面积率为80％以上的铁素体和面积率为1％以上且15％以下的马氏体，
拉伸强度TS为590MPa以上，屈服比YR为0.70以上，烧结硬化量即BH量为60MPa以上，
(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分别表示钢中各元素的质量％含量。
2.根据权利要求1所述的耐碰撞性能及卷材内的材质均匀性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，还含有下述(A)～(E)中的一组或两组以上：
(A)V：0.10％以下；
(B)合计为0.50％以下的Mo、Cr中的1种或2种；
(C)Cu：0.30％以下、Ni：0.30％以下中的1种或2种；
(D)选自Sn：0.2％以下、Sb：0.2％以下中的1种或2种；
(E)Ta：0.005％以上且0.1％以下。
3.一种耐碰撞性能及卷材内的材质均匀性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在对具有权利要求1或2的成分组成的钢原材进行热轧、冷轧、退火而制造高强度钢板时，在热轧中，将精轧的最终道次的轧制率设为10％以上，并且将所述最终道次的前一道次的轧制率设为15％以上，在退火工序中，在700～800℃的温度范围以小于3℃/s的平均加热速度进行加热，在800～900℃的退火温度下进行退火，从所述退火温度以3～15℃/s的平均冷却速度进行冷却，并浸渍于镀锌浴中，实施热镀锌，在所述热镀锌后以5～100℃/s的平均冷却速度进行冷却，或者，在所述热镀锌后进一步实施锌镀层的合金化处理，并在所述合金化处理后以5～100℃/s的平均冷却速度进行冷却。
4.根据权利要求3所述的耐碰撞性能及卷材内的材质均匀性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在所述热轧的精轧结束后，在3秒以内开始冷却，以40℃/s以上的平均冷却速度冷却至720℃以下，在500～700℃的温度下进行卷取后，以40％以上的轧制率进行冷轧。
5.一种耐碰撞性能及卷材内的材质均匀性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，权利要求3或权利要求4中制造的高强度热镀锌钢板的拉伸强度TS为590MPa以上、屈服比YR为0.70以上、烧结硬化量即BH量为60MPa以上。
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