CN110402297A - 高强度热轧镀敷钢板 - Google Patents

Abstract

本发明提供成型性优异的高强度热轧镀敷钢板。所述高强度热轧镀敷钢板具有以下成分组成，以质量％计含有C：0.03～0.15％、Si：0.4％以下、Mn：1.2～1.9％、Ti：0.05～0.25％、B：0.0005～0.0050％、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.4％、N：0.01％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，所述高强度热轧镀敷钢板具有以下组织，铁素体、回火贝氏体中的1种以上的总面积率为90％以上，粒径为20nm以下的Ti碳化物的体积率为0.05体积％以上。

Description

高强度热轧镀敷钢板

技术领域

本发明涉及适于用作汽车、运输器材、建筑设备等结构构件的原材料的成型性优异的高强度热轧镀敷钢板。

背景技术

目前，在全球范围内要求减少CO₂，在汽车行业中，一直要求在不降低车身强度的情况下实现轻质化，改善油耗。为了在不降低车身强度的情况下实现轻质化，提高作为构件原材料的钢板的强度并进行薄壁化是有效的方法之一。因此，近年来，作为汽车用构件，应用了拉伸强度为570MPa以上的高强度热轧钢板。另外，特别是在将热轧钢板应用于行驶部件等时，为了减少腐蚀减薄而在钢板表面实施镀敷来使用的情况也很多。

但是，随着钢板的高强度化，在汽车的行驶部件的成型中重要的冲裁加工性、拉伸凸缘性通常变差。因此，为了提高高强度热轧钢板、热轧镀敷钢板的冲裁加工性、拉伸凸缘性，进行了各种研究。

例如，专利文献1中公开了一种得到延展性和拉伸凸缘性优异的拉伸强度500MPa以上的高强度热轧钢板的方法，所述高强度热轧钢板以质量％计含有C：0.03％以上且0.35％以下、Si：0.01％以上且2.0％以下、Mn：0.3％以上且4.0％以下、P：0.001％以上且0.10％以下、S：0.0005％以上且0.05％以下、N：0.0005％以上且0.010％以下、Al：0.01％以上且2.0％以下，余量为Fe及不可避免的杂质，所述热轧钢板通过使用热轧中的再结晶控制和输出辊道冷却(runout table cooling)或在热轧后进行的再加热，具有由马氏体带来的铁素体晶粒的覆盖率超过30％的金属组织。

专利文献2中公开了一种得到拉伸凸缘性优异的拉伸强度590MPa以上的高强度熔融镀锌钢板的方法，所述高强度熔融镀锌钢板的成分组成为：以质量％计含有C：0.02％以上且0.075％以下、Si：0.001％以上且0.2％以下、Mn：2.0％以上且4.5％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、sol.Al：0.001％以上且0.2％以下、N：0.01％以下、O：0.01％以下，Ti及Nb的添加量满足0.14≤Ti+Nb/2≤0.3，与目前的钢板相比，通过添加大量的Mn，抑制熔融镀锌处理工序中生成粗大的渗碳体、马氏体、奥氏体相。专利文献3中公开了一种得到延展性和拉伸凸缘性优异的拉伸强度500MPa以上的高强度熔融镀锌热轧钢板的方法，该方法包括：通过对热轧钢板实施热处理，得到具有体积率30％以上且94％以下的铁素体和5％以上且69％以下的贝氏体以及残留奥氏体及马氏体总计为1.0％以上且10％以下的金属组织的高强度熔融镀锌热轧钢板，所述热处理为在650℃以上且950℃以下的温度范围进行加热，以3℃/秒以上且20℃/秒以下的平均冷却速度冷却至550℃，在420℃以上且550℃以下的温度范围保持20秒钟以上且90秒钟以下，所述热轧钢板的化学组成为：以质量％计含有C：0.03％以上且0.12％以下、Si：0.01％以上且0.5％以下、Mn：1.4％以上且5.0％以下、P：0.05％以下、S：0.010％以下、sol.Al：0.001％以上且0.5％以下及N：0.020％以下。

专利文献4中公开了一种得到延展性和拉伸凸缘性优异的拉伸强度为490MPa以上的高强度熔融镀锌钢板的方法，所述高强度熔融镀锌钢板具有如下化学组成：以质量％计含有C：0.02％以上且0.10％以下、Si：0.005％以上且0.5％以下、Mn：1.4％以上且2.5％以下、P：0.025％以下、S：0.010％以下、sol.Al：0.001％以上且0.2％以下、N：0.008％以下及Ti：0.15％以下，还含有选自Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下、及REM：0.01％以下中的1种或2种以上，并且满足下述式(3)～(5)，而且，所述高强度熔融镀锌钢板具有如下钢组织：以面积％计含有铁素体：50～94％、贝氏体：5～49％、以及马氏体及残留奥氏体的总计：1～20％。

C－(12/48)×Ti^*－(12/93)×Nb≤0.090···(3)

Ti^*＝max[Ti－(48/14)×N－(48/32)×S，0]···(4)

2/3×C+(1/150)×Mn+P+2×S＜0.15···(5)

其中，式(3)～(5)中的各元素符号表示各元素的含量(单位：质量％)，式(4)中的max[]是返回[]内的参数中的最大值的函数。

专利文献5中公开了一种抑制拉伸强度590MPa以上的高强度热轧钢板冲裁破裂面断裂、产生凹凸面的方法，该方法包括：通过将从粗轧至精轧的等待时间设置为45秒钟以上，并将精轧的最后3步的压下率设为25％以上，从而使高强度热轧钢板具有晶粒的等效椭圆的平均长径比为5以下、且铁素体晶界面上的粒径为20nm以上的Ti系碳化物的平均分布密度为10个/μm以下的金属组织，所述高强度热轧钢板具有以下组成：含有C：0.025～0.15％、Si：0.01～1.0％、Mn：1.0～2.5％、P：0.02％以下、S：0.005％以下、Al：0.5％以下、Ti：0.04～0.10％、及N：0.007％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，且以质量％计，Mn/Ti比为15以上。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2014－173151号公报

专利文献2：日本特开2011－241429号公报

专利文献3：日本特开2011－241456号公报

专利文献4：日本特开2013－44022号公报

专利文献5：日本特许第4917186号公报

发明内容

发明所要解决的课题

然而，对于专利文献1中记载的技术而言，需要在输出辊道冷却中设置中间放置冷却，存在整个钢板全长的特性不稳定的问题。另外，马氏体等硬质第二相容易成为冲裁加工时的冲裁端面断裂的起点，但对于这一点没有进行任何研究。

对于专利文献2中记载的技术而言，与目前的钢板相比，Mn含量多，在镀敷处理中的退火工序中容易在钢板表面生成Mn氧化物，存在不容易在整个钢板全长的钢板表面稳定地形成镀敷层的问题。

对于专利文献3、4中记载的技术而言，形成至少包含1％以上的马氏体、残留奥氏体这样的硬质相的金属组织，存在容易发生冲裁端面破裂的问题。而且，在专利文献4中，虽然为了提高扩孔性而添加了Ca、Mg、REM，但在钢板中含有的O和S的添加量平衡不适当时，它们形成粗大的氧化物，这成为裂纹的起点，反而成为使扩孔性、冲裁端面性状变差的原因。

在专利文献5所记载的技术中，没有充分地研究金属组织的最优化，即使将延展晶粒的产生、TiC析出量控制为适当范围，在冲裁加工后实施的扩孔试验中，也难以得到希望的扩孔率。此外，在对热轧钢板进行再加热并实施镀敷时，即使在专利文献5所记载的条件下，有时TiC也粗大化而无法获得希望的高强度。

本发明的目的在于解决上述问题，提供成型性优异的高强度热轧镀敷钢板。

用于解决课题的方法

为了解决上述课题，发明人等为了确保拉伸强度570MPa以上、并且提高热轧镀敷钢板的成型性(冲裁加工性和拉伸凸缘性)而进行了深入研究。

其结果是，发现了通过将晶粒内的位错密度较低的铁素体相、回火贝氏体相设为主相，能够提高成型性(冲裁加工性和拉伸凸缘性)。可以认为这是由于位错密度低所带来的母材韧性提高和减少除成为裂纹产生起点的上述主相以外的第二相所带来的韧性提高的效果而产生的。

还发现了通过将Ti碳化物等金属碳化物的粒径控制为20nm以下，并使其微细地分散在钢中，即使在将位错密度低的铁素体相、回火贝氏体相设为主相的情况下，也能够稳定地获得拉伸强度570MPa以上的高强度。

而且，还发现了通过以微细的金属碳化物将铁素体相、回火贝氏体相分散强化，可使主相与第二相的硬度差变小，拉伸凸缘性进一步提高。

本发明是基于以上的见解而完成的，是进一步对最合适的成分组成和金属组织进行反复研究的结果。

本发明的主旨如下。

[1]一种高强度热轧镀敷钢板，其具有以下成分组成，

以质量％计含有：

C：0.03～0.15％、

Si：0.4％以下、

Mn：1.2～1.9％、

Ti：0.05～0.25％、

B：0.0005～0.0050％、

P：0.03％以下、

S：0.005％以下、

Al：0.005～0.4％、

N：0.01％以下，

余量由Fe及不可避免的杂质构成，

所述高强度热轧镀敷钢板具有以下组织，

铁素体、回火贝氏体中的1种以上的总面积率为90％以上，

粒径为20nm以下的Ti碳化物的体积率为0.05体积％以上，

所述高强度热轧镀敷钢板在钢板表面具有镀敷层或合金化镀敷层。

[2]根据上述[1]所述的高强度热轧镀敷钢板，其中，除了所述成分组成以外，以质量％计，还含有总计0.1％以下的Nb、V、Zr、Mo、Cr、W、Ta、Hf中的1种以上。

[3]根据上述[1]或[2]所述的高强度热轧镀敷钢板，其中，除了所述成分组成以外，以质量％计，还含有总计满足下述式(1)的以下元素中的1种以上：

Ca：0.005％以下、

Mg：0.005％以下、

REM：0.005％以下，

0.5≤[％X]*/1.25[％S]≤5.0···(1)

式中，[％X]*＝[％X]－(0.18+130[％X])×[％O]，[％X]＝[％Ca]+[％Mg]+[％REM]，[％O]≤0.005％，

[％S]、[％O]、[％Ca]、[％Mg]、[％REM]为各元素的含量(质量％)，在不含有时为0。

需要说明的是，在本发明中，“高强度”是指拉伸强度(TS)为570MPa以上。“成型性优异”是指冲裁加工性和拉伸凸缘性优异，“冲裁加工性优异”是指在冲裁加工端面出现的断裂面部分的算术平均粗糙度Ra为15μm以下，“拉伸凸缘性优异”是指极限扩孔率(λ)(有时也简称为扩孔率)为60％以上。另外，“钢板”包括钢板及钢带。

发明的效果

根据本发明，可以得到顺利解决上述现有技术的问题、且成型性优异的高强度热轧镀敷钢板。由于具有拉伸强度570MPa以上的高强度、且具备良好的冲裁加工性和高拉伸凸缘性及良好的镀敷性，因此作为汽车、运输器材、建筑设备等的结构构件的原材料是合适的。

如上所述，本发明是在工业上极其有用的发明。

具体实施方式

以下，对本发明进行具体说明。

首先，对本发明的高强度热轧镀敷钢板的成分组成的限定原因进行说明。需要说明的是，以下的表示成分组成的％只要没有特别说明，就是指质量％。

C：0.03～0.15％

C(碳)是在钢板中形成金属碳化物而有助于强度提高的元素。当C的含量低于0.03％时，无法获得希望的强度。另一方面，如果C的含量超过0.15％，则钢板中生成的贝氏体、珠光体、渗碳体、马氏体、残留奥氏体的量增加，使冲裁加工性和拉伸凸缘性变差。因此，C含量设为0.03～0.15％，优选为0.05～0.13％，更优选为0.06～0.13％，进一步优选为0.07～0.11％。

Si：0.4％以下

Si(硅)作为不降低延展性而提高强度的元素是有效的元素。但是，对于镀敷钢板而言，会妨害镀敷层的附着而使钢板的耐腐蚀性变差。因此，将Si含量的上限设为0.4％，优选为0.2％以下，更优选为0.05％以下。需要说明的是，Si含量为零也没有问题。

Mn：1.2～1.9％

Mn(锰)是通过固溶强化和晶粒微细化强化而有助于钢板的强度提高的元素。在Mn的含量低于1.2％时，无法获得希望的强度。另一方面，如果Mn的含量超过1.9％，则淬火性过度上升，生成粗大的马氏体、残留奥氏体，使冲裁加工性和拉伸凸缘性变差。因此，Mn含量设为1.2～1.9％，优选为1.40～1.85％，更优选为1.41～1.80％。

Ti：0.05～0.25％

Ti(钛)在镀敷处理前进行的退火处理中以微细的Ti碳化物的形式析出，在有助于钢板的高强度化的本发明中是重要的元素。当Ti的含量低于0.05％时，析出的Ti碳化物量不足，无法获得希望的强度。如果Ti的含量超过0.25％，则成为裂纹产生的起点的粗大Ti碳氮化物增加，使冲裁加工性和拉伸凸缘性变差。因此，Ti含量设为0.05～0.25％，优选为0.05～0.20％，更优选为0.05～0.15％。

B：0.0005～0.0050％

B(硼)是为了提高淬火性、抑制贝氏体、珠光体、渗碳体的过度生成而添加的。为了获得这样的效果，需要将B的含量设为0.0005％以上。另一方面，如果B的含量超过0.0050％，则淬火性过度提高，生成粗大的马氏体、残留奥氏体，使冲裁加工性和拉伸凸缘性变差。因此，B含量设为0.0005～0.0050％，优选为0.0005～0.0040％，更优选为0.0005～0.0030％。

P：0.03％以下

P(磷)是作为杂质而含有的元素，由于偏析于旧奥氏体晶界而使韧性降低，因此，为了提高冲裁性和拉伸凸缘性，优选尽量减少，但可以允许含有至0.03％。因此，P含量设为0.03％以下，优选为0.02％以下。需要说明的是，P含量为零也没有问题。

S：0.005％以下

S(硫)形成Ti硫化物，妨害由Ti添加带来的强度提高效果。而且形成Mn硫化物，使冲裁性和拉伸凸缘性变差。因此，优选尽量降低S含量，但可以允许含有至0.005％以下。因此，S含量设为0.005％以下，优选为0.004％以下，更优选为0.003％以下。需要说明的是，S含量为零也没有问题。

Al：0.005～0.4％

Al(铝)作为脱氧剂而发挥作用，是对提高钢的纯净度有效的元素。为了获得这样的效果，需要将Al的含量设为0.005％以上。另一方面，如果Al的含量超过0.4％，导致Al氧化物类夹杂物的增加，使冲裁加工性和拉伸凸缘性变差。因此，Al含量设为0.005～0.4％，优选为0.005～0.1％，更优选为0.01～0.06％。

N：0.01％以下

N(氮)在高温下与Ti键合而容易形成粗大的氮化物，使冲裁加工性和拉伸凸缘性变差。因此，N含量设为0.01％以下，优选为0.008％以下，更优选为0.006％以下。需要说明的是，N含量为零也没有问题。

以上是本发明的基本的成分组成。

除了上述的基本成分组成以外，还可以含有以质量％计总计为0.1％以下的Nb(铌)、V(钒)、Zr(锆)、Mo(钼)、Cr(铬)、W(钨)、Ta(钽)、Hf(铪)中的一种以上。这些元素分别为单质或与Ti复合而形成碳化物，有助于高强度化。但是，如果总计含有超过0.1％，则会妨害微细的Ti碳化物的形成，存在导致强度降低的隐患。

从进一步提高冲裁性和拉伸凸缘性的观点考虑，为了Mn硫化物的无害化，以质量％计，可以含有总计满足下述式(1)的以下元素中的1种以上：Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下。

0.5≤[％X]*/1.25[％S]≤5.0···(1)

式中，[％X]*＝[％X]－(0.18+130[％X])×[％O]，[％X]＝[％Ca]+[％Mg]+[％REM]，[％O]≤0.005％，

[％S]、[％O]、[％Ca]、[％Mg]、[％REM]为各元素的含量(质量％)，在不含有时为0。

如果[％X]*/1.25[％S]低于0.5，则没有使Mn硫化物无害化的效果。如果[％X]*/1.25[％S]超过5.0，则Ca、Mg、REM氧化物类夹杂物增加，有时使冲裁加工性和拉伸凸缘性变差。如果以满足上述式(1)的方式含有，则即使添加Ca、Mg、REM，钢板中含有的O和S的添加量平衡也是适当的，因此，不会形成粗大的氧化物并以此为裂纹的起点而使扩孔性、冲裁端面性状变差。上述式(1)优选为0.8以上且4.5以下，更优选为1.0以上且4.0以下。

余量为Fe及不可避免的杂质。例如，对于从矿石、废钢等混入的元素(Cu、Ni、Sb、As、Sn、Pb等)而言，如果其添加量的总计为1％以下，则不会对本发明的效果造成影响。

本发明的钢板是适合作为暴露在严苛腐蚀环境中的汽车部件的原材料的热轧钢板，因此，为了提高耐腐蚀性，在表面具有镀敷层。该镀敷层的种类没有特别限定，可以为电镀，也可以为熔融镀敷。如果是熔融镀敷，则作为合适的例子，可以举出熔融镀锌。镀敷层也可以为实施了合金化处理的合金镀敷。

接着，对本发明的高强度热轧镀敷钢板的组织及碳化物的限定原因进行说明。

本发明的高强度热轧镀敷钢板以铁素体、回火贝氏体中的一种以上为主相，主相的面积率总计为90％以上。另外，粒径为20nm以下的Ti碳化物微细地分散，粒径为20nm以下的Ti碳化物的体积率为0.05体积％以上。

以铁素体、回火贝氏体中的一种以上为主相，且主相的面积率总计为90％以上

对于本发明的高强度热轧镀敷钢板而言，为了提高冲裁加工性及拉伸凸缘性，实际上仅由位错密度低的组织构成钢板的金属组织是有效的。因此，在本发明中，以位错密度低的组织作为主相。即，本发明中主相是指以铁素体为主相的情况、以回火贝氏体为主相的情况、以铁素体及回火贝氏体为主相的情况中的任一者。在主相(铁素体、回火贝氏体中的一种以上)的面积率总计为90％以上时，可提高冲裁性、拉伸凸缘性。优选为92％以上。

在本发明中，具体而言，将通过SEM/EBSD法求出的晶粒取向散布(GrainOrientation Spread)为4°以下的组织定义为位错密度低的组织。该晶粒取向散布(GrainOrientation Spread)是对一个晶粒内的某个测定点与该晶粒内的其它测定点的取向差进行算术平均，进而对该晶粒内的全部测定点进行同样的计算，通过对它们进行算术平均而求出的值。另外，可以认为是与晶粒内的平均应变信息、即与位错密度相关的值。作为这样的晶粒取向散布为4°以下的组织、即位错密度低的组织，有通过热轧工序中的相变而生成的铁素体、将以贝氏体为主相的热轧钢板再加热至Ac3点以下时生成的回火贝氏体、或者将热轧钢板再加热至Ac3点以下时由逆相变奥氏体发生相变而生成的铁素体相。在本发明中，作为钢板中包含的组织，可以举出贝氏体、珠光体、马氏体、残留奥氏体等作为除了上述铁素体、回火贝氏体以外的组织，这些组织以总面积率计为10％以下。其中，关于马氏体和残留奥氏体，由于对冲裁加工性、拉伸凸缘性造成的影响大，因此，优选面积率总计低于1％，特别是对于长径1μm以上的粗大的形态，优选其面积率总计低于1％。

在以粒径20nm以下的Ti碳化物的体积率为0.05体积％以上的位错密度低的铁素体、回火贝氏体为主相的金属组织中，为了获得拉伸强度570MPa以上的高强度，需要使粒径20nm以下的Ti碳化物分散在钢中而实现强化。对于这样的Ti碳化物的微细分散强化，其粒径极为重要，如果粒径超过20nm的Ti碳化物增加，则存在无法获得希望的强化量的隐患。

这里，通过图像分析软件(Image J)将利用透射电子显微镜(TEM)观察到的Ti碳化物换算为等效圆直径来评价Ti碳化物的粒径。

对于微细分散强化，Ti碳化物的量也是重要的。如果粒径为20nm以下的Ti碳化物的体积率低于0.05体积％，则无法获得希望的强化量。这里，通过式(2)求出Ti碳化物的体积率f。

f＝(A_MC×ρ_Fe×[％M_P])/(A_M×ρ_MC)···(2)

式中，A_MC表示Ti碳化物的原子量(g/mol)，A_M表示Ti的原子量(g/mol)，ρ_Fe表示α铁的密度(g/cm³)，ρ_MC表示Ti碳化物的密度(g/cm³)，[％M_P]表示粒径20nm以下的Ti碳化物中存在的Ti相对于全部添加元素的质量浓度。[％M_P]通过电解提取残留物法分离20nm以下的Ti碳化物，并通过电感耦合等离子体原子发射光谱法求出。

在Ti碳化物中，也可以含有Nb、V、Zr、Mo、Cr、W、Ta、Hf。在Ti碳化物中含有其它元素的情况、存在除Ti碳化物以外的金属碳化物的情况下，式(2)的体积率f的计算所使用的物性值和质量浓度使用Ti和Ti碳化物值。需要说明的是，由Nb、V、Zr、Mo、Cr、W、Ta、Hf形成的单独的金属碳化物也可以与Ti碳化物一起存在。另外，Ti与Nb、V、Zr、Mo、Cr、W、Ta、Hf等金属的碳化物在本发明中也作为Ti碳化物。另外，在本发明中，这些碳化物的体积率没有计入金属组织分率。

接着，对用于得到本发明的成型性优异的高强度热轧镀敷钢板的制造方法进行说明。

对由上述成分组成构成的钢原材料实施包括粗轧和精轧的热轧，在精轧结束后，进行冷却、卷取，制成热轧钢板，接着，对热轧钢板进行退火，使镀敷层附着，由此可以制造本发明的高强度热轧镀敷钢板。

在本发明中，钢原材料的熔炼方法没有特别限定，可以采用转炉、电炉等公知的熔炼方法。另外，在熔炼后，从偏析等问题考虑，优选通过连续铸造法制成钢坯(钢原材料)，但也可以通过铸锭-开坯轧制法、薄钢坯连续铸造法等公知的铸造方法制成钢坯。需要说明的是，在对铸造后的钢坯进行热轧时，可以在加热炉中将钢坯进行再加热，然后进行轧制，在钢坯保持了给定温度以上的温度的情况下，也可以不进行再加热而直接轧制。

在本发明中，需要在粗轧前将钢坯的碳化物预先熔解。在含有Ti的本发明中，在加热钢坯的情况下，将加热温度设为1150℃以上。但是，如果加热温度过高，则表面被过度氧化，生成TiO₂，由此Ti会被消耗，在制成钢板的情况下，表层的强度容易降低，因此钢坯的加热温度设为1350℃以下。另外，如上所述，在粗轧前的钢坯保持了给定温度以上的温度、钢坯中的碳化物充分熔解的情况下，可以省略对粗轧前的钢原材料进行加热的工序。需要说明的是，粗轧条件没有特别限定。

在本发明中，在得到具有分散了粒径20nm以下的微细Ti碳化物的金属组织的高强度热轧镀敷钢板方面，尽量抑制热轧工序中的Ti碳化物析出是很重要的。在热轧工序中，Ti碳化物大量析出时，在随后的退火工序中，Ti碳化物的生长、粗大化进行，无法获得希望的强度。另外，产生主相与第二相的硬度差，冲裁加工性和拉伸凸缘性变差。另外，通过利用退火工序中的时效析出使Ti碳化物分散，可以在整个钢板全部宽度、全部长度稳定地获得希望的Ti碳化物形状和强度、冲裁加工性及拉伸凸缘性。从这样的制造稳定性的观点考虑，优选尽量抑制热轧工序中的Ti碳化物析出。

从上述观点考虑，设定精轧、精轧后的冷却、卷取温度条件。精轧在840℃以上的温度范围进行。在精轧温度低于840℃时，轧制中容易进行铁素体相变，并且在铁素体相变的同时Ti碳化物等的金属碳化物析出。需要说明的是，精轧温度优选在850℃以上的温度范围进行。

在精轧后的冷却中，以780℃～680℃之间的平均冷却速度为30℃/秒以上的方式进行冷却。平均冷却速度低于30℃/秒时，在冷却中进行铁素体相变，Ti碳化物析出。需要说明的是，优选为60℃/秒以上。

卷取温度设为350℃以上且550℃以下。当卷取温度低于350℃时，金属组织成为位错密度极高的马氏体相，即使经过随后的退火工序，也难以确保晶粒取向散布为4°以下的位错密度低的组织为90％以上。另一方面，卷取温度超过550℃时，在卷取工序中进行铁素体相变，Ti碳化物析出至热轧钢板中，在使镀敷层附着时的退火工序中Ti碳化物生长，存在钢板强度降低的隐患。

也可以按照通常方法对通过上述热轧工序制造的热轧钢板实施调质轧制，另外，也可以实施酸洗来除去形成在表面的氧化皮。

接着，对上述热轧钢板实施退火处理。退火温度设为超过700℃且低于900℃。当退火温度为700℃以下时，不仅无法充分确保通过时效析出而生成的粒径20nm以下的Ti碳化物的量，而且于热轧钢板表面的Fe氧化膜不能被充分地除去，存在无法确保良好的镀敷性的隐患。另一方面，当退火温度为900℃以上时，超过粒径20nm的粗大Ti碳化物的量增加。在任一情况下均无法获得希望的强度、冲裁加工性及拉伸凸缘性。需要说明的是，退火温度优选设为超过700℃且低于880℃。

实施超过700℃且低于900℃的退火时的保持时间为5秒钟以上且200秒钟以下。如果保持时间低于5秒钟，则即使在将退火温度设为900℃的情况下，也无法得到足够的Ti碳化物量。另一方面，如果保持时间超过200秒钟，则即使在将退火温度设为700℃的情况下，也无法抑制Ti碳化物的粗大化。需要说明的是，保持时间优选为10秒钟以上且180秒钟以下。

对上述经过了退火工序的热轧钢板实施镀敷处理。镀敷处理可以为电镀、熔融镀敷中的任一种。例如，作为镀敷处理，可以实施熔融镀锌处理，或者可以在熔融镀锌处理后进一步实施合金化处理。此时，从抑制Ti碳化物的过度粗大化的观点考虑，镀敷浴温度及合金化处理温度优选为不超过上述退火温度的温度。

还可以按照通常方法对上述热轧镀敷钢板实施调质轧制。

实施例

以下，基于实施例进一步对本发明进行详细说明。

将表1所示的成分组成的钢液在转炉中进行熔炼，通过连续铸造法制成板厚250mm的钢坯。将这些钢坯(钢原材料)在表2所示的条件下进行加热后，实施表2所示的条件的热轧工序、冷却工序、卷取工序，制作了板厚2.6mm、板宽1000mm的热轧钢板。接着，进行了酸洗和调质压下率0.5％的调质轧制，然后，实施表2所示的条件的退火工序，浸渍于450℃的熔融锌浴，在钢板表面形成了镀锌。进而，对另一部分的钢板在500℃×100秒的条件下进行了镀敷层的合金化处理。

从通过以上得到的热轧镀敷钢板采集试验片，进行了组织观察、拉伸试验、冲裁加工试验、扩孔试验。另外，对镀敷性进行了评价。试验方法如下所述。

(1)组织观察

对得到的热轧镀敷钢板的与轧制方向平行的板厚截面进行抛光，然后，使用胶体二氧化硅溶液进行镜面精抛光，通过扫描电子显微镜中安装的CCD照相机(EDAX公司制造)得到电子背散射衍射(Electron backscatter diffraction pattern：EBSD)图案。从板厚1/4位置及1/2位置分别任意选择2个视场300μm²以上的区域，在电子束的照射间隔(测定间隔)为0.5μm的条件下进行了EBSD的测定。对测得的EBSD图案使用TSL公司制造的分析软件OIM Analysis求出各晶粒的晶粒取向散布值为4°以下的晶粒的个数，求出测定区域中的个数比例，作为铁素体、回火贝氏体中一种以上的总面积率。此时，将邻接的全部的测定点的取向差小于5°的测定点的集合体定义为一个晶粒。

进一步，使用从热轧镀敷钢板采集的薄膜试验片，用日本电子株式会社制造的透射电子显微镜(TEM)以倍率100000倍进行100个以上的Ti碳化物的观察，通过图像处理软件(Image J)求出了碳化物的等效圆粒径。

另外，从由热轧镀敷钢板采集到的试验片电解提取Ti碳化物，使用孔径20nm的氧化铝过滤器区分Ti碳化物尺寸，将它们进行酸溶解。接着，通过电感耦合等离子体原子发射光谱法求出以Ti碳化物的形式存在的Ti浓度(相对于全部添加元素的质量％)，求出了粒径为20nm以下的Ti碳化物的体积率。

另外，对于马氏体及残留奥氏体的面积率而言，首先，对于从热轧钢板中采集的组织观察用的试验片，将与轧制方向平行的板厚截面进行抛光，用腐蚀液(LePera试剂)使马氏体及残留奥氏体显现出来。接着，利用光学显微镜(倍率：500倍)观察板厚1/4位置及板厚1/2位置(板厚中央位置)，通过图像处理软件(Image J)进行椭圆近似，选择长径为1μm以上的晶粒，求出了长径为1μm以上的马氏体及残留奥氏体的面积率。

(2)拉伸试验

以拉伸方向与轧制方向成直角的方式从得到的热轧镀敷钢板中采集JIS5号拉伸试验片，按照JIS Z 2241的规定进行拉伸试验，求出了屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、总伸长率(El)。以拉伸强度(TS)为570MPa以上、总伸长率(EL)为10％以上作为合格的基准。

(3)冲裁加工试验

从得到的热轧镀敷钢板采集了30mm见方的试验片。将冲头设为10mmφ的平底型，以使冲裁间隙为10％、15％、20％、25％、30％的方式选择模头侧的孔径，从上方用压板固定，在试验片中央部冲裁冲孔。在冲裁后，对截面与轧制方向垂直的冲裁端面，使用激光显微镜(Keyence公司制造)测定了板厚方向的算术平均粗糙度Ra。对于上述的5个冲孔，将Ra为15μm以下的冲孔为5个的情况作为◎，将Ra为15μm以下的冲孔为3～4个的情况作为○，将◎和○作为合格。将除此以外的情况作为×(不合格)，评价了冲裁加工性。需要说明的是，如果Ra超过15μm，则冲裁端面的化学转化处理性容易变差，因此，使用了冲裁端面的Ra为15μm以下作为合格的基准。

(4)扩孔试验

从得到的热轧镀敷钢板采集100mm见方的试验片，将冲头设为10mmφ的平底型，在冲裁间隙为12.5％的条件下在试验片中央部进行冲裁加工，从冲头侧按压顶角60°的圆锥冲头进行扩孔。在产生了贯穿板厚的清晰的裂纹的时刻停止圆锥冲头，测定了该时刻的孔直径。将扩孔后的孔径与扩孔前的孔径之差除以扩孔前的值，并将其乘以100而得到的数字作为扩孔率(λ)，作为拉伸凸缘性的指标。将扩孔率(λ)为60％以上作为合格。

(5)镀敷性

通过外观检查对得到的热轧镀敷钢板的读入性进行了肉眼观察评价。将在热轧镀敷钢板的全部长度、全部宽度形成了镀敷层的情况作为○，将观察到一部分未镀敷部的情况作为×。

将以上得到的结果示于表3。

[表2]

本发明例均得到了TS为570MPa以上、Ra为15μm以下、λ为60％以上的成型性优异的高强度热轧镀敷钢板。

另一方面，脱离本发明的范围的比较例的TS、Ra、λ、镀敷性中的任意特性差。

Claims (3)

1.一种高强度热轧镀敷钢板，其具有以下成分组成，

以质量％计含有：

C：0.03～0.15％、

Si：0.4％以下、

Mn：1.2～1.9％、

Ti：0.05～0.25％、

B：0.0005～0.0050％、

P：0.03％以下、

S：0.005％以下、

Al：0.005～0.4％、

N：0.01％以下，

余量由Fe及不可避免的杂质构成，

所述高强度热轧镀敷钢板具有以下组织，

铁素体、回火贝氏体中的1种以上的总面积率为90％以上，

粒径为20nm以下的Ti碳化物的体积率为0.05体积％以上，

所述高强度热轧镀敷钢板在钢板表面具有镀敷层或合金化镀敷层。

2.根据权利要求1所述的高强度热轧镀敷钢板，其中，除了所述成分组成以外，以质量％计，还含有总计0.1％以下的Nb、V、Zr、Mo、Cr、W、Ta、Hf中的1种以上。

3.根据权利要求1或2所述的高强度热轧镀敷钢板，其中，除了所述成分组成以外，以质量％计，还含有总计满足下述式(1)的以下元素中的1种以上：

Ca：0.005％以下、

Mg：0.005％以下、

REM：0.005％以下，

0.5≤[％X]*/1.25[％S]≤5.0···(1)

式中，[％X]*＝[％X]－(0.18+130[％X])×[％O]，[％X]＝[％Ca]+[％Mg]+[％REM]，[％O]≤0.005％，

[％S]、[％O]、[％Ca]、[％Mg]、[％REM]为各元素的含量(质量％)，在不含有时为0。