TWI465583B - 熱浸鍍鋅鋼板及其製造方法 - Google Patents

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TWI465583B
TWI465583B TW102103399A TW102103399A TWI465583B TW I465583 B TWI465583 B TW I465583B TW 102103399 A TW102103399 A TW 102103399A TW 102103399 A TW102103399 A TW 102103399A TW I465583 B TWI465583 B TW I465583B
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Hideyuki Kimura
Katsutoshi Takashima
Shinjiro Kaneko
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Jfe Steel Corp
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Description

熱浸鍍鋅鋼板及其製造方法
本發明是有關於一種耐碰撞性能及捲內(in coil)的材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板及其製造方法，特別是有關於一種可應用於適合作為汽車的結構零件的構件的高強度薄鋼板的技術。
近年來，就保護地球環境的觀點而言，為了限制CO2 的排放量，而強烈要求汽車車身的輕量化，此外，為了在車輛碰撞時確保乘客的安全，而亦強烈要求提高以汽車車身的碰撞特性為中心的安全性。為了應對這些要求，而需要同時滿足汽車車身的輕量化與高強度化，並需要在剛性不成為問題的範圍內將成為汽車車身的原材料的鋼板板厚薄壁化，並且，就提高耐碰撞特性的觀點而言，需要提高鋼板的降伏比(yield ratio，YR)、或提高烘烤硬化量(bake hardening，BH量)。
相對於此，專利文獻1中揭示如下的技術：藉由含有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%，使鋼板組織為肥粒鐵-麻田散鐵-變韌鐵(ferrite-martensite-bainite)的3相的複合組織，而確保作為肥粒鐵-麻田散鐵複合組織的特徵的高延伸率特性與高BH特性，藉由在其中共存變韌鐵組織，而降低成為空隙(void)的產生起點而使延伸凸緣成形性降低的硬質麻田散鐵。
另外，專利文獻2中揭示如下的技術：藉由含有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%及選自Nb、Ti、V的1種以上的合計0.008%以上0.05%以下，並且使鋼板組織為肥粒鐵-麻田散鐵複合組織，進一步規定麻田散鐵的最大粒徑(≦2 μm)及面積率(≧5%)，而降低支配延伸凸緣成形的空隙的產生起點，藉此改善延伸凸緣性，而且藉由確保5%以上的麻田散鐵量而確保BH性。
然而，專利文獻1所記載的技術中，由於BH量最大為51 MPa，而且降伏比(YR)為0.51~0.58，因此耐碰撞特性的進一步提高成為課題。另外，專利文獻2所記載的技術中，BH量高且耐碰撞性能非常良好，但並未發現關於成為壓製成形性的指標的延伸率特性或材質不均的記載。
通常，TS為590 MPa以上的高強度鋼板為了實現高強度化而含有大量的各種合金元素，因此由於製造條件的變動，鋼 中所存在的析出物或第2相的種類或量會發生各種變化，在捲內、特別是捲長度方向，強度或延伸率等材質的不均容易變大。此時，在汽車的連續壓機線(press line)中，難以穩定地進行壓製成形，作業性大大降低，因此強烈要求捲內的材質均勻性。
關於提高此種高強度鋼板的捲內的材質均勻性的技術，先前以來提出大量的提案。例如專利文獻3中揭示如下的技術：在將C降低至0.0070%以下的鋼中，複合添加Ti、Nb，進行將捲取溫度設為620℃以上的熱軋延，藉此使捲內的材質均質化。在該技術中，使成為材質不均的原因的N以TiN而非AlN的形態在精軋前析出，並且C以複合碳化物(Ti,Nb)C的形態析出。然而，實際作業中，存在捲取溫度小於620℃、或捲內局部地小於620℃的情況，此種情況下，存在因捲內的析出行為的變動而材質的不均變大的問題。特別是在Ti、Nb相對於C的原子比低時，C的析出固定不充分，相對較易冷卻的捲的前端部或尾端部的材質劣化變大。
另外，專利文獻4中揭示如下技術：將C設為超過0.0050%且0.010%以下，並控制為(Nb%×12)/(C%×93)=1.6~2.4，藉此減小強度、延伸率等機械特性的捲取溫度依存性。然而，該技術中，作為對象的鋼板為以極低碳鋼的無間隙原子鋼(Interstitial Free Steel，IF鋼)為基礎的肥粒鐵單相鋼，並未提及關於拉伸強度為590 MPa以上的高強度鋼板。
現有技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本專利第3263143號公報
專利文獻2：日本專利第3887235號公報
專利文獻3：日本專利特公昭61-032375號公報
專利文獻4：日本專利特開2000-303141號公報
如此，至今為止仍然未知能滿足以下的高強度鋼板，即滿足充分的耐碰撞特性所需要的降伏比(YR)、烘烤硬化量(BH量)，以及滿足在汽車的連續壓機線中穩定地進行壓製成形所需要的捲內的材質均勻性。
本發明的課題是提供一種就提高耐碰撞性能的觀點而言可確保高降伏比(YR)及高烘烤硬化量(BH量)，且材質、特別是強度、延伸率的捲內均勻性優異的TS≧590 MPa的高強度熱浸鍍鋅鋼板及其製造方法。
本發明者等人對影響鋼板的高強度化與耐碰撞特性、以及穩定地進行壓製成形所需要的捲內材質均勻性的各種因素進行努力研究。其結果發現：以質量%計含有：C：超過0.060%且0.13%以下、Nb：0.005%以上0.10%以下、Ti：0.03%以上0.15%以下、S：0.010%以下、N：0.0100%以下的範圍，且將並非由N及S固定的Ti*量(=Ti-(48/14)N-(48/32)S)及Nh藉由與C的關係 而限定於(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)>0.08，而且形成包含平均結晶粒徑為15 μm以下且面積率為80%以上的肥粒鐵、以及面積率為1%以上15%以下的麻田散鐵的鋼板組織，藉此可獲得拉伸強度(tensile strength，TS)為590 MPa以上、降伏比(YR)為0.70以上、烘烤硬化量(BH量)為60 MPa以上、且捲內材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板；及藉由控制上述成分組成的鋼原材料的熱軋延的精軋時的精加工後段2道次(pass)的壓下率、且退火加熱時以小於3℃/s的低速對700℃~800℃的溫度範圍加熱，而可製造具有上述鋼板組織及特性的高強度熱浸鍍鋅鋼板。
本發明是基於以上的發現而完成者，其主旨如以下所述。
[1]一種耐碰撞性能及捲內的材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其特徵在於：以質量%計含有：C：超過0.060%且0.13%以下、Si：0.01%以上0.7%以下、Mn：1.0%以上3.0%以下、P：0.005%以上0.100%以下、S：0.010%以下、sol.Al(可溶鋁)：0.005%以上0.100%以下、N：0.0100%以下、Nb：0.005%以上0.10%以下、Ti：0.03%以上0.15%以下，且滿足下述式(1)的關係，其餘部分包含鐵及不可避免的雜質；並具有如下的組織：包含平均結晶粒徑為15 μm以下且面積率為80%以上的肥粒鐵、及面積率為1%以上15%以下的麻田散鐵；(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)>0.08...(1)
此處，以Ti*=Ti-(48/14)N-(48/32)S表示，C、Nb、Ti、N、S分別表示鋼中的各元素的含量(質量%)。
[2]如上述[1]所述的耐碰撞性能及捲內的材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中，以質量%計進一步含有V：0.10%以下。
[3]如上述[1]或[2]所述的耐碰撞性能及捲內的材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中，以質量%計進一步含有合計為0.50%以下的Mo、Cr的1種或2種。
[4]如上述[1]至[3]中任一項所述的耐碰撞性能及捲內的材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中，以質量%計進一步含有Cu：0.30%以下、Ni：0.30%以下的1種或2種。
[5]如上述[1]至[4]中任一項所述的耐碰撞性能及捲內的材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中，以質量%計進一步含有選自Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下中的1種或2種。
[6]如上述[1]至[5]中任一項所述的耐碰撞性能及捲內的材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中，以質量%計進一步含有Ta：0.005%以上0.1%以下。
[7]如上述[1]至[6]中任一項所述的耐碰撞性能及捲內的材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中，拉伸強度(TS)為590 MPa以上、降伏比(YR)為0.70以上、烘烤硬化量(BH量)為60 MPa以上。
[8]一種耐碰撞性能及捲內的材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於，將具有如上述[1]至[6]中任一項所述的成分組成的鋼原材料進行熱軋延、冷軋延、退火而製造高強度鋼板時，在熱軋延中，將精軋時的最後道次的壓下率設為10%以上、將上述最後道次的前一道次的壓下率設為15%以上，在退火步驟中，以小於3℃/s的平均加熱速度對700℃~800℃的溫度範圍加熱，而在800℃~900℃的退火溫度下進行退火，以3℃/s~15℃/s的平均冷卻速度自上述退火溫度進行冷卻，浸漬於鍍鋅浴中實施熱浸鍍鋅，在上述熱浸鍍鋅後，以5℃/s~100℃/s的平均冷卻速度進行冷卻；或者在上述熱浸鍍鋅後，進一步實施鍍鋅的合金化處理，而在上述合金化處理後，以5℃/s~100℃/s的平均冷卻速度進行冷卻。
[9]如上述[8]所述的耐碰撞性能及捲內的材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板的製造方法，其中，在上述熱軋延的精軋結束後，在3秒以內開始進行冷卻，並以平均冷卻速度40℃/s以上冷卻至720℃以下，在500℃~700℃的溫度下進行捲取後，以壓延率40%以上進行冷軋延。
[10]一種耐碰撞性能及捲內的材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於，上述[8]或[9]中所製造的高強度熱浸鍍鋅鋼板的拉伸強度(TS)為590 MPa以上、降伏比(YR)為0.70以上、烘烤硬化量(BH量)為60 MPa以上。
根據本發明，可獲得拉伸強度(TS)為590 MPa以上的高強度、且具有高降伏比(YR≧0.70)及高烘烤硬化量(BH≧60 MPa)的優異的耐碰撞性能、以及捲內材質變動小的材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板。因此，在將本發明的高強度熱浸鍍鋅鋼板應用於汽車車身構件時，可對碰撞安全性的提高或輕量化作出大的貢獻，而且由於捲內的材質均勻性良好，因此亦可期待壓製成形時的作業性的提高。
以下，對本發明進行詳細地說明。
在TS為590 MPa級以上的高強度鋼板中添加有Ti或Nb等碳化物生成元素的所謂析出強化型高強度鋼板具有降伏比(YR)高的特徵。另一方面，生成了麻田散鐵等硬質第2相的所謂的組織強化型高強度鋼板有具有高烘烤硬化量(BH量)的特徵，若可滿足兩特性，則認為可獲得耐碰撞性能優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板。
因此，發明者等人進行了努力研究，結果新發現，藉由在因Ti或Nb而經析出強化的母相肥粒鐵中生成適當量的麻田散鐵而滿足高降伏比(YR)與高烘烤硬化性(BH性)。另外，本發 明中新發現，藉由將熱軋延中的精軋時的最後道次的壓下率及最後道次的前一道次的壓下率控制在適當範圍，而且適當控制精軋後的冷卻條件，而可促進相對較易冷卻的熱軋捲的前端部或尾端部中的NbC或TiC的析出，且大幅降低高強度鋼板的捲長度方向的材質不均、特別是TS或EI的不均，從而完成了本發明。
[成分組成]
接著，對本發明中的鋼的成分組成進行說明。
C：超過0.060%且0.13%以下
C是對鋼板的高強度化有效的元素，特別是藉由與Nb或Ti等碳化物形成元素形成微細的合金化合物、或合金碳氮化物而有助於高強度化，以及有助於高降伏比(YR)化。另外，藉由形成麻田散鐵而有助於高強度化，以及有助於獲得高烘烤硬化(BH)。為了獲得這些效果而需要含有超過0.060%的C。另一方面，若C含量超過0.13%而過量含有C，則不僅鋼板硬化成形性降低，而且點(spot)溶接性亦降低。而且，由於麻田散鐵過量生成，容易因麻田散鐵的周圍的應力場而連續降伏，因此降伏比(YR)及烘烤硬化量(BH量)變低，而有無法獲得所期望的高降伏比(YR)及高烘烤硬化量(BH量)的情況。因此，將C含量設為超過0.060%且0.13%以下。C含量較佳為超過0.060%且0.10%以下。
Si：0.01%以上0.7%以下
Si是主要藉由固溶強化而有助於高強度化的元素，是相 對於強度上升而延展性的降低相對較少，不僅有助於強度，而且有助於提高強度與延展性的平衡的元素。為了獲得該效果而需要含有0.01%以上的Si。另一方面，若Si含量超過0.7%，則在鋼板表面容易形成Si系氧化物，而有化成處理性或塗裝密接性、塗裝後耐蝕性降低的情況。因此，將Si含量設為0.01%以上0.7%以下。就提高強度與延展性的平衡的觀點而言，Si含量較佳為0.2%以上。Si含量更佳為0.2%以上0.5%以下。
Mn：1.0%以上3.0%以下
Mn是藉由固溶強化及生成麻田散鐵而有助於高強度化的元素，為了獲得該效果而需要含有1.0%以上的Mn。另一方面，若Mn含量超過3.0%，則導致原料成本上升，並且成形性或溶接性明顯降低。另外，麻田散鐵變得過量，容易因麻田散鐵的周圍的應力場而連續降伏，因此降伏比(YR)或烘烤硬化量(BH量)降低，而有無法獲得所期望的高降伏比(YR)、高烘烤硬化量(BK量)的情況。因此，將Mn含量設為1.0%以上3.0%以下。Mn含量較佳為1.0%以上2.5%以下，更佳為1.0%以上2.0%以下。
P：0.005%以上0.100%以下
P是藉由固溶強化而對鋼板的高強度化有效的元素。然而，在P含量小於0.005%時，不僅表現不出該效果，而且在製鋼步驟中導致脫磷成本上升。另一方面，若P含量超過0.100%，則P在晶界偏析而耐二次加工脆性及溶接性劣化。因此，將P含量 設為0.005%以上0.100%以下。就使上述效果更高的觀點而言，P含量較佳為0.010%以上。另外，由於P的晶界偏析，而對獲得高烘烤硬化量(BH量)有效的晶界偏析C量降低，而有無法獲得所期望的烘烤硬化量(BH量)的情況，因此P含量較佳為設為0.080%以下，更佳為設為0.050%以下。
S：0.010%以下
S是除了成為引起熱脆性的原因外，在鋼中以硫化物系夾雜物的形態存在而使鋼板的加工性降低的有害的元素。因此，較佳為極力降低S，本發明中，將S含量的上限設為0.010%。S含量較佳為0.008%以下。下限並無特別限定，由於極力降低S會使製鋼成本上升，因此較佳為設為0.0005%以上。
sol.Al：0.005%以上0.100%以下
Al是以脫酸劑形態被包含的元素，由於具有固溶強化能力，因此有利於高強度化。但是，在Al含量以sol.Al計小於0.005%時，無法獲得上述效果。另一方面，若Al含量以sol.Al計超過0.100%，則導致原料成本上升，並且亦成為誘發鋼板的表面缺陷的原因。因此，將Al含量以sol.Al計設為0.005%以上0.100%以下。
N：0.0100%以下
若N含量超過0.0100%，則導致在鋼中生成過量的氮化物，因此除了延展性或韌性的降低外，亦會導致鋼板的表面性狀 的惡化。因此，將N含量設為0.0100%以下。
Nb：0.005%以上0.10%以下
Nb在本發明中是重要的元素之一。Nb藉由與C或N形成碳化物或碳氮化物而有助於高強度化，而且有助於高降伏比(YR)。另外，Nb具有將熱軋板組織微細化的作用，藉由該熱軋板微細化，而將冷軋、退火後的肥粒鐵粒徑微細化，因此C向晶界的偏析量隨著晶界面積的增大而增大，由此可獲得高BH特性。為了表現此種效果，在本發明中將Nb含量設為0.005%以上。另一方面，超過0.10%而過量含有Nb會導致成本增加，並且使熱軋延時的負載增大，另外提高冷軋延時的變形阻抗(deformation resistance)而難以進行穩定的實際機器製造，而且會明顯降低成形性。另外，本發明中在退火後的冷卻步驟中，雖然需要用以形成麻田散鐵的固溶C，但若過量含有Nb，則導致鋼中的C全部以NbC的形態固定，而妨礙麻田散鐵的形成，從而有無法獲得所期望的烘烤硬化量(BH量)的情況。因此，將Nb含量設為0.005%以上0.10%以下。Nb含量較佳為0.08%以下，更佳為0.05%以下。
Ti：0.03%以上0.15%以下
Ti與Nb同樣，藉由與C或N形成碳化物或碳氮化物而有助於高強度化，而且有助於高降伏比(YR)化。另外，Ti與Nb同樣，具有將熱軋板組織微細化的作用，將冷軋、退火後的肥粒鐵粒徑微細化，因此C在晶界上的偏析量隨著晶界面積的增大 而增大，由此而可獲得高烘烤硬化量(BH量)。為了表現此種效果，在本發明中將Ti含量設為0.03%以上。另一方面，超過0.15%而過量含有Ti會導致原料成本上升，並且提高冷軋延時的變形阻抗，因此難以進行穩定的製造。另外，含有過量的Ti，與Nb同樣，會降低固溶C，因此會阻礙退火後的冷卻過程中的麻田散鐵的形成，而有無法獲得所期望的烘烤硬化量(BH量)的情況。因此，Ti含量設為0.03%以上0.15%以下。就有效地表現上述效果的觀點而言，Ti含量較佳為超過0.05%。
本發明的高強度鋼板除了滿足上述成分組成外，還需要滿足下述(1)式而含有C、Nb、Ti、N及S。
(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)>0.08...(1)
此處，Ti*=Ti-(48/14)N-(48/32)S。其中，在Ti-(48/14)N-(48/32)S≦0時，設為Ti-(48/14)N-(48/32)S=0。另外，上述式中，各元素的元素符號表示該元素的含量(質量%)。
(1)式左邊所示的Ti、Nb相對於C的原子比低時，麻田散鐵會過量生成，容易因麻田散鐵的周圍的應力場而連續降伏，因此降伏比(YR)及烘烤硬化量(BH量)變低。另外，在熱軋捲取(hot rolling coiling)後在相對較易冷卻的捲前端部，NbC、TiC等的析出不充分，而有捲內材質不均增大的情況。因此，在本發明中，就確保所期望的特性及確保捲內的材質均勻性的觀點而言，需要適當控制(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)，規定 (Nb/93+Ti*/48)/(C/12)的(1)式，是本發明中最重要的指標。
即，若作為Ti、Nb相對於C的原子比的(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)的值為0.08以下，則麻田散鐵增加，而有無法獲得所期望的高降伏比(YR)及烘烤硬化量(BH量)的情況，而且有因熱軋捲取時的析出行為的變動，而捲內的材質不均增大的情況。因此，(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)設為超過0.08。(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)較佳為0.10以上，更佳為0.15以上。另外，若(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)超過0.70，則麻田散鐵的生成所需要的固溶C以NbC或TiC的形態固定，因此妨礙麻田散鐵的形成，而有無法獲得所期望的拉伸強度(TS)及烘烤硬化量(BH量)的情況。因此，為了穩定確保TS≧590 MPa及BH≧60 MPa，較佳為將(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)設為0.70以下。
藉由以上的必須添加元素，而本發明鋼可獲得目標特性，但除了上述的必須添加元素外，還可添加：選自V及/或Mo及Cr中的1種或2種、及/或選自Cu及Ni中的1種或2種。
V：0.10%以下
V與Nb、Ti同樣，藉由形成微細的碳氮化物，而可有助於強度上升，因此可根據需要而含有。為了表現此種效果，較佳為含有0.01%以上的V。另一方面，若V含量超過0.10%，則不僅上述效果飽和，而且導致原料成本上升。因此，在添加V時，將其含量設為0.10%以下。
選自Mo、Cr中的1種或2種：合計為0.50%以下
Mo及Cr是提高淬火性(hardenability)，藉由生成麻田散鐵而有助於高強度化的元素，可根據需要而含有。此種效果在上述成分的合計含量為0.10%以上時會明顯地表現，因此較佳為含有0.10%以上。另一方面，若Mo及Cr的合計含量超過0.50%，則不僅上述效果飽和，而且導致原料成本上升。因此，在含有這些元素時，將這些的含量設為合計0.50%以下。
選自Cu：0.30%以下及Ni：0.30%以下中的1種或2種
Cu是在熱軋延時引起破裂，而導致產生表面瑕疵的有害元素。但是本發明的冷軋鋼板中，因Cu引起的對鋼板特性的不良影響小，因此若為0.30%以下的含量，則可容許。藉此，由於使用廢料(scrap)等、並可實現回收原料的有效利用，因此可實現原料成本的降低。Ni與Cu同樣，對鋼板特性造成的影響小，但有防止因添加Cu而產生表面瑕疵的效果。上述效果可藉由含有Cu含量的1/2以上而顯現。但是，若Ni的含量過量，則會助長因鏽皮(scale)的不均勻生成引起的其他的表面缺陷的產生，因此在含有Ni時，將其含量設為0.30%以下。
本發明的高強度熱浸鍍鋅鋼板除了上述成分組成外，可進一步添加選自Sn及Sb中的1種或2種及/或Ta。
選自Sn：0.2%以下及Sb：0.2%以下中的1種或2種
就抑制鋼板表面的氮化、氧化、或因氧化而產生的鋼板 表面的數十微米區域的脫碳的觀點而言，可含有Sn或Sb。藉由抑制此種氮化或氧化，而防止在鋼板表面麻田散鐵的生成量減少，並改善疲勞特性或表面品質。就抑制氮化或氧化的觀點而言，在含有Sn或Sb時，較佳為設為0.005%以上，若Sn或Sb含量超過0.2%，則會導致韌性的劣化，因此較佳為設為0.2%以下。
Ta：0.005%以上0.1%以下
Ta與Nb或Ti同樣，藉由與C或N形成碳化物或碳氮化物而有助於高強度化，以及有助於高降伏比(YR)化，而且Ta與Nb或Ti同樣，具有將熱軋板組織微細化的作用，將冷軋、退火後的肥粒鐵粒徑微細化，因此C向晶界的偏析量隨著晶界面積的增大而增大，由此而可獲得高烘烤硬化量(BH量)。就此種觀點而言，可含有0.005%以上的Ta。另一方面，超過0.1%而過量含有Ta不僅導致原料成本的增加，而且與Nb或Ti同樣，有可能妨礙退火後的冷卻過程中的麻田散鐵的形成，而且在熱軋板中析出的TaC會提高冷軋延時的變形阻抗，而有難以進行穩定的實際機器製造的情況，因此在含有Ta時，較佳為設為0.1%以下。
上述成分以外的其餘部分包含Fe及不可避免的雜質。若為不損害本發明的效果的範圍，則並不排斥含有其他成分。但由於氧(O)會形成非金屬夾雜物而對鋼板品質造成不良影響，因此其含量較佳為降低至0.003%以下。
[組織]
接著，對本發明的耐碰撞性能及捲內材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板的組織進行說明。
本發明的高強度熱浸鍍鋅鋼板為了獲得高降伏比(YR)，並且為了對因Ti、Nb而經析出強化的平均粒徑為15 μm以下且面積率為80%以上的母相肥粒鐵賦予高烘烤硬化量(BH量)，而需要含有面積率為1%以上15%以下的麻田散鐵。
肥粒鐵：平均粒徑為15 μm以下且面積率為80%以上
肥粒鐵的平均粒徑是為了獲得高烘烤硬化量(BH量)而必需的。在上述肥粒鐵的平均粒徑超過15 μm時，由於肥粒鐵的晶界面積減少，因此C向晶界的偏析量減少，而有難以獲得高烘烤硬化量(BH量)的情況。因此，肥粒鐵的平均粒徑設為15 μm以下。肥粒鐵的平均粒徑較佳為12 μm以下。另外，因Nb或Ti等而經析出強化的肥粒鐵的面積率是為了獲得高降伏比(YR)而必需的。在上述肥粒鐵的面積率小於80%時，由於麻田散鐵等硬質的第2相大量存在，因此容易因硬質第2相的周圍的應力場而連續降伏，而有降伏比(YR)或烘烤硬化量(BH量)降低，難以確保良好的耐碰撞特性的情況。因此，肥粒鐵的面積率設為80%以上。肥粒鐵的面積率較佳為85%以上，更佳為88%以上。
麻田散鐵：以面積率計為1%以上15%以下
麻田散鐵是為了確保本發明的鋼板的強度而必需的硬質相，而且是為了獲得高烘烤硬化量(BH量)而必需的硬質相。 在麻田散鐵的面積率小於1%時，不僅鋼板強度降低，難以確保TS：590 MPa以上，而且難以確保BH：60 MPa以上。另一方面，若麻田散鐵的面積率超過15%，則麻田散鐵周圍的差排的導入量或彈性的應變量變多，在塑性變形時自此種麻田散鐵的周圍容易開始塑性變形而容易連續降伏，因此降伏比(YR)或烘烤硬化量(BH量)變低，並且難以確保良好的耐碰撞特性。因此，麻田散鐵的面積率設為1%以上15%以下。麻田散鐵的面積率較佳為12%以下。
本發明的鋼板中，作為肥粒鐵與麻田散鐵以外的其餘部分組織，有時包含波來鐵(pearlite)、變韌鐵、殘留沃斯田鐵(retained austenite)及碳化物等，但若這些的合計面積率為5%以下，則可容許。
另外，可將鋼板的L剖面(與軋延方向平行的垂直剖面)研磨後，藉由硝酸浸蝕液(nital)腐蝕，藉由掃描型電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM)以2000倍的倍率觀察5個視野，將所拍攝的組織照片進行圖像解析而求出上述面積率。組織照片中，肥粒鐵為對比度(contrast)稍黑的區域，波來鐵為碳化物成片狀(lamellar)生成的區域，變韌鐵為碳化物成點列狀生成的區域，麻田散鐵及殘留沃斯田鐵(殘留γ)為對比度帶白的粒子。另外，肥粒鐵的平均粒徑是依據JIS G0522的規定藉由切割法進行測定。
[特性]
包含以上的本發明的高強度熱浸鍍鋅鋼板典型而言具有以下特性。
(1)TS≧590 MPa
近年來，強烈要求汽車車身的輕量化及車輛碰撞時確保乘客安全性，為了應對這些要求，需要使成為汽車車身的原材料的鋼板高強度化。本發明中，鋼板強度(TS)為590 MPa以上，可滿足上述要求。
(2)降伏比(YR)≧0.70、烘烤硬化量(BH)≧60 MPa
就提高耐碰撞特性的觀點而言，需要提高鋼板的降伏比(YR)或烘烤硬化量(BH量)。本發明中，降伏比(YR)≧0.70、烘烤硬化量(BH)≧60 MPa，可獲得所期望的耐碰撞特性。另外，降伏比(YR)是表示降伏點(YP)相對於拉伸強度(TS)的比的值，以YR=YP/TS表示。
(3)△TS≦30 MPa、△YP≦30 MPa、△EI≦3.0%
在評價捲內材質均勻性時，在所製造的捲內的長度方向的前端部(T部：距捲前端為10 m位置)、中央部(M部)及尾端部(B部：距捲尾端為10 m位置)，分別自寬度方向中央位置、兩邊緣1/4寬度位置的9個部位，採集將與軋延方向成90°的方向(C方同)設為拉伸方向的JIS5號拉伸試驗片(JIS Z 2201)，進行依據JIS Z 2241的規定的拉伸試驗，測定拉伸強度(TS)、降伏強 度(YP)及總延伸率(延伸指數(elongation index，EI))，並評價各最大值與最小值之差、即△TS、△YP、△EI。本發明中，為△TS≦30 MPa、△YP≦30 MPa、△EI≦3.0%，可獲得良好的捲內材質均勻性。
[製造方法]
接著，對本發明中的高強度熱浸鍍鋅鋼板的製造方法進行說明。
本發明的高強度熱浸鍍鋅鋼板是將調整為上述的成分組成的範圍的鋼溶製而製成坯(slab)，接著進行熱軋延、冷軋延、退火而製造。在熱軋延中，將精軋時的最後道次的壓下率設為10%以上、將上述最後道次的前一道次的壓下率設為15%以上，在退火步驟中，以小於3℃/s的平均加熱速度對700℃~800℃的溫度範圍加熱，而在800℃~900℃的退火溫度下退火，以3℃/s~15℃/s的平均冷卻速度自上述退火溫度冷卻，浸漬於鍍鋅浴中實施熱浸鍍鋅，在上述熱浸鍍鋅後，以5℃/s~100℃/s的平均冷卻速度冷卻；或者在上述熱浸鍍鋅後，進一步實施鍍鋅的合金化處理，而在上述合金化處理後，進行以5℃/s~100℃/s的平均冷卻速度進行冷卻的退火。此時較佳為，在熱軋延的精軋結束後，在3秒以內開始進行冷卻，以平均冷卻速度40℃/s以上冷卻至720℃以下，在500℃~700℃的溫度下進行捲取後，以壓延率40%以上進行冷軋延。
(鋼原材料製造)
本發明的製造方法中所使用的鋼坯為了防止成分的巨觀偏析(macro segregation)，較理想為藉由連續鑄造法進行製造，亦可藉由造塊法或薄坯鑄造法而製造。另外，製造鋼坯後，除了暫時冷卻至室溫，然後再次加熱的先前法外，亦可無問題地應用：不進行冷卻而以溫片的狀態直接裝入加熱爐進行熱軋延的直送軋延；或進行稍微保熱後立即進行熱軋延的直送軋延、直接軋延；以高溫狀態直接裝入加熱爐而省略再加熱的一部分的方法(溫片裝入)等節能製程。
在坯加熱溫度小於1000℃時，軋延負荷增大而熱軋延時產生故障的危險性增大，因此較佳為設為1000℃以上。另外，就鏽皮損失隨著氧化重量的增加而增大等而言，較佳為坯加熱溫度的上限設為1300℃。
(熱軋延)
對藉由上述方式而得的鋼坯實施包括粗軋及精軋的熱軋延。首先，鋼坯藉由粗軋而形成板片(sheet bar)。另外，粗軋的條件並無特別規定，可藉由常法進行。另外，就降低坯加熱溫度、且防止熱軋延時的故障等觀點而言，有效利用將板片加熱的所謂板片加熱器(sheet bar heater)為有效的方法。
接著，將板片精軋而形成熱軋板。本發明中，需要將精軋的最後道次及最後道次的前一道次的壓下率控制在適當範圍， 將最後道次的壓下率設為10%以上，將最後道次的前一道次的壓下率設為15%以上。
藉由將精軋的最後道次的壓下率設為10%以上，而會在舊沃斯田鐵粒內導入大量的剪切帶，增大肥粒鐵相變的核生成點而實現熱軋板的微細化，並且會促進相對較易冷卻的熱軋捲的前端尾端部中NbC或TiC的析出。藉由該熱軋板微細化的作用，而將冷軋、退火後的肥粒鐵平均粒徑微細化，因此對於因C向晶界的偏析量隨著晶界面積的增大而增大所引起的高BH化有效。另外，NbC或TiC的析出促進，對於捲內的材質均勻性的提高有效。在最後道次壓下率小於10%時，有肥粒鐵粒的微細化效果或NbC、TiC的析出促進效果不充分，而無法獲得上述的高BH效果或捲內材質均勻性效果的情況。最後道次的壓下率較佳為13%以上。
為了進一步提高高BH化或捲內的材質均勻化的效果，除了控制上述最後道次的壓下率外，需要將最後道次的前一道次的壓下率控制在適當範圍。即，藉由將該最後道次的前一道次的壓下率設為15%以上，而應變蓄積效果進一步提高，從而在舊沃斯田鐵粒內導入大量的剪切帶，肥粒鐵相變的核生成點進一步增大而熱軋板組織進一步微細化。而且，對於NbC或TiC的析出促進亦有效，高BH化或捲內的材質均勻化的效果進一步提高。在最後道次的前一道次的壓下率小於15%時，有肥粒鐵粒的微細化效 果或NbC、TiC的析出促進效果不充分，而無法獲得上述高BH效果或捲內材質均勻性效果的情況。最後道次的前一道次的壓下率較佳為18%以上。
另外，若上述最後道次及最後道次的前一道次的2道次的壓下率變大，則軋延負載上升，因此較佳為使這些壓下率均小於40%。
最後道次及最後道次的前一道次中的軋延溫度無須特別限制，最後道次的軋延溫度較佳為830℃以上，更佳為860℃以上。另外，最後道次的前一道次的軋延溫度較佳為1000℃以下，更佳為960℃以下。
在最後道次的軋延溫度小於830℃時，自未再結晶沃斯田鐵向肥粒鐵的相變增多，冷軋退火後的鋼板組織受到熱軋板組織的影響而成為向軋延方向延伸的不均勻的組織，而有加工性降低的情況。
另外，若最後道次的前一道次的軋延溫度超過1000℃，則藉由恢復而應變的蓄積效果不充分，因此熱軋板組織難以微細化，並且NbC或TiC的析出促進效果降低，因此有無法獲得高BH化或捲內的材質均勻化的效果的情況。
上述熱軋延結束的熱軋板，就實現因結晶粒微細化引起的BH提高及因NbC或TiC的析出促進引起的捲內的材質均勻化的觀點而言，較佳為在精軋結束後，在3秒以內開始進行冷卻， 以平均冷卻速度40℃/s以上冷卻至720℃以下，並在500℃~700℃的溫度下捲取。
在至開始冷卻為止的時間超過3秒、或平均冷卻速度小於40℃/s、或冷卻停止溫度高於720℃時，熱軋板組織變得粗大，而有無法獲得高BH化效果的情況。
另外，若捲取溫度超過700℃，則熱軋板組織粗大化，而擔心冷軋退火後的強度降低，並且擔心阻礙高BH化。另一方面，在捲取溫度小於500℃時，NbC或TiC難以析出，固溶C增加，因此由於麻田散鐵的過量的增加，而對高BH化不利，並且由於NbC或TiC的析出行為的變動變大，因此亦對捲內的材質均勻化不利。
(冷軋延)
接著，適當進行酸洗，實施冷軋延而製成冷軋板。
酸洗並非必須，可適當進行。另外，在進行酸洗時，可在通常的條件下進行。
冷軋延條件只要可製成所期望的尺寸形狀的冷軋板即可，並無特別限定，冷軋延時的壓下率較佳為設為40%以上。另一方面，若壓下率超過90%，則軋延時對輥的負載亦提高，而擔心產生軋延故障(rolling trouble)，因此較佳為設為90%以下。
(退火)
然後對上述冷軋延的鋼板進行退火，而賦予所期望的強 度與耐碰撞特性。但是，退火步驟中如上所述般，需要以小於3℃/s的平均加熱速度對700℃~800℃的溫度範圍加熱，而在800℃~900℃的退火溫度下進行退火，以3℃/s~15℃/s的平均冷卻速度自上述退火溫度進行冷卻，浸漬於鍍鋅浴中實施熱浸鍍鋅，在上述熱浸鍍鋅後，以5℃/s~100℃/s的平均冷卻速度進行冷卻；或者在上述熱浸鍍鋅後，進一步實施鍍鋅的合金化處理，在上述合金化處理後，以5℃/s~100℃/s的平均冷卻速度進行冷卻。
700℃~800℃的溫度範圍的平均加熱速度：小於3℃/s
本發明中，由於在熱軋鋼板的階段使TiC或NbC析出，因此經過冷軋延步驟而得的冷軋鋼板的再結晶溫度成為相對較高的溫度，而在鋼中容易殘存加工組織。此時，鋼板的延展性大大降低，不僅使壓製成形性劣化，而且使烘烤硬化量(BH量)降低，進而使材質不均增大。因此，在將冷軋鋼板加熱至退火溫度時，就促進再結晶而確保材質均勻性的觀點而言，需要以平均加熱速度小於3℃/s的低速對700℃~800℃的溫度範圍加熱。另外，就生產效率的觀點而言，較佳為上述平均加熱速度設為0.5℃/s以上。
退火溫度：800℃~900℃
為了使本發明的鋼板組織成為包含肥粒鐵與所期望的面積率的麻田散鐵的複合組織，而需要將退火溫度設為肥粒鐵與沃斯田鐵的2相區域溫度，並將退火溫度設為800℃~900℃的溫度範圍。在退火溫度小於800℃時，在退火後的冷卻後無法獲得特 定麻田散鐵量，而無法獲得所期望的烘烤硬化量(BH量)。另外，由於在退火中再結晶未充分完成而容易在鋼中殘存加工組織，隨著鋼板的延展性降低的壓製成形性的劣化變得明顯，而且導致烘烤硬化量(BH量)的降低或材質不均的增大。另一方面，若退火溫度超過900℃，則肥粒鐵中的固溶C量降低，藉由其後的冷卻條件，而有無法獲得所期望的烘烤硬化量(BH量)的情況。另外，若退火溫度超過900℃，則成為沃斯田鐵單相區域，因此藉由其後的冷卻速度，第2相(麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵)增加至必要量以上，由於容易因第2相、特別是麻田散鐵周圍的應力場而連續降伏，因此有降伏比(YR)或烘烤硬化量(BH量)變低，難以確保良好的耐碰撞性能的情況。而且，亦有導致生產性降低或能量成本增加的問題。因此，退火溫度設為800℃~900℃的範圍。退火溫度較佳為800℃~870℃的範圍。
另外，就再結晶的進行及使一部分沃斯田鐵相變或C等元素在沃斯田鐵上的濃化進行的觀點而言，退火中的均熱保持時間較佳為設為15秒以上。另一方面，若均熱保持時間超過300秒，則結晶粒徑粗大化，擔心強度降低或鋼板表面性狀劣化、烘烤硬化量(BH量)降低等對鋼板的各特性造成不良影響。另外，會使連續熱浸鍍鋅線的生產線速度變得極慢，亦會導致生產性的降低。因此，退火中的均熱保持時間較佳為15秒~300秒的範圍，更佳為15秒~200秒的範圍。
自退火溫度至鍍鋅浴為止的平均冷卻速度(1次冷卻速度)：3℃/s~15℃/s
於上述退火溫度均熱後，通常以平均冷卻速度3℃/s~15℃/s冷卻至保持為420℃~500℃的鍍鋅浴的溫度為止。在平均冷卻速度小於3℃/s時，會在550℃~650℃的溫度區域通過波來鐵生成端(nose)，因此在第2相中生成大量的波來鐵及變韌鐵而無法獲得特定量的麻田散鐵，因此有不僅延展性的降低明顯，而且無法獲得所期望的強度或烘烤硬化量(BH量)的情況。另一方面，在平均冷卻速度超過15℃/s時，自退火溫度冷卻時，γ→α相變所引起的在γ上Mn、C等元素濃化不充分，在實施合金化處理時，容易生成波來鐵等。因此，無法獲得特定量的麻田散鐵，而有不僅延展性的降低明顯，而且無法獲得所期望的強度或烘烤硬化量(BH量)的情況。因此，將自退火溫度至鍍鋅浴為止的平均冷卻速度設為3℃/s~15℃/s。平均冷卻速度較佳為5℃/s~15℃/s。
以上述1次冷卻速度冷卻後，浸漬於鍍鋅浴中實施熱浸鍍鋅處理。熱浸鍍鋅處理藉由常法進行即可。另外，浸漬於鍍鋅浴中實施熱浸鍍鋅處理後，根據需要亦可實施鍍鋅的合金化處理。此時，鍍鋅的合金化處理例如在熱浸鍍鋅處理後，加熱至500℃~700℃的溫度區域，並保持數秒~數十秒。本發明的鋼板中，如上所述般，由於控制了自退火溫度至鍍鋅浴為止的冷卻速度，因此即便實施此種合金化處理，亦不會大量生成波來鐵等，而可獲 得特定量的麻田散鐵，因此不會導致延展性降低或烘烤硬化量(BH量)降低，且可確保所期望的強度。作為鍍鋅條件，鍍敷附著量是每單面為20 g/m2 ~70 g/m2 ，在進行合金化時，鍍敷層中的Fe%較佳為設為6%~15%。
在熱浸鍍鋅處理後、或鍍鋅的合金化處理後的平均冷卻速度(2次冷卻速度)：5℃/s~100℃/s
在熱浸鍍鋅處理後、或實施了鍍鋅的合金化處理後的2次冷卻速度，以平均冷卻速度計小於5℃/s緩慢冷卻至150℃以下的溫度時，會在400℃~500℃附近生成波來鐵或變韌鐵，無法獲得特定量的麻田散鐵，而有無法獲得所期望的強度或烘烤硬化量(BH量)的情況。另一方面，若2次冷卻速度以平均冷卻速度計超過100℃/s，則麻田散鐵會變得過硬而延展性降低。因此，就穩定地獲得良好的麻田散鐵的觀點而言，2次冷卻速度以平均冷卻速度計設為5℃/s~100℃/s。2次冷卻速度較佳為10℃/s~100℃/s。
而且，在本發明中，在上述冷卻後為了矯正形狀、調整表面粗度，亦可實施調質軋延或校平器(leveler)加工。另外，在進行調質軋延時，延伸率較佳為設為0.3%~1.5%左右。
實施例
以下，對本發明的實施例進行說明。
[實施例1]
藉由轉爐溶製包含表1所示的成分組成的溶鋼，以連續 鑄造法製成230 mm厚的坯。將這些鋼坯加熱至1220℃後，進行熱軋延，捲取成捲而製成板厚：3.5 mm的熱軋板。另外，上述熱軋延的精軋中的最後道次與最後道次的前一道次的軋延溫度及壓下率、自精軋結束後的冷卻開始至720℃以下的溫度區域為止的平均冷卻速度、捲取溫度如表2所示。另外，自精軋結束至開始冷卻為止的時間設為3秒以內。
接著，對藉由上述方式獲得的熱軋板進行酸洗後，在表2所示的條件下進行冷軋延而製成板厚：1.4 mm的冷軋鋼板，接著在表2所示的條件下進行連續退火，實施延伸率：0.7%的調質軋延，而製成熱浸鍍鋅鋼板(製品)。此處，熱浸鍍鋅處理中，以每單面為50 g/m2 (兩面鍍敷)的方式調整附著量，合金化處理中，以鍍敷層中的Fe%為9%~12%的方式進行調整。
對藉由以上方式獲得的熱浸鍍鋅鋼板，自捲長度方向的中央部(M部)的1/4寬度位置採集樣品，藉由下述方法進行組織觀察，並進行將與軋延方向成90°的方向(C方向)設為拉伸方向的拉伸試驗及烘烤硬化試驗，測定鋼板組織的特徵、肥粒鐵相及麻田散鐵相的面積率、肥粒鐵的平均粒徑、降伏強度(YP)、拉伸強度(TS)、降伏比(YR=YP/TS)、總延伸率(EI)、烘烤硬化量(BH量)。另外，在所製造的捲內的長度方向的前端部(T部：距捲前端為10 m位置)、中央部(M部)及尾端部(B部：距捲尾端為10 m位置)，分別自寬度方向中央位置、兩邊緣1/4寬度位 置的9個部位，進行將與軋延方向成90°的方向(C方向)設為拉伸方向的拉伸試驗，測定降伏強度(YP)、拉伸強度(TS)及總延伸率(EI)，並評價各最大值與最小值之差、即△TS、△YP、△EI。以下具體地進行說明。
(i)組織觀察
對所得的熱浸鍍鋅鋼板，自捲長度方向的中央部(M部)的1/4寬度位置採集組織觀察用試驗片，對L剖面(與軋延方向平行的垂直剖面)進行機械研磨，藉由硝酸浸蝕液腐蝕後，根據藉由掃描電子顯微鏡(SEM)以倍率2000倍拍攝的組織照片(SEM照片)，測定鋼板組織的特徵與肥粒鐵及麻田散鐵的面積率。另外，根據上述組織照片的鋼板組織的特徵是，肥粒鐵為稍黑的對比度的區域，波來鐵為碳化物成片狀生成的區域，變韌鐵為碳化物成點列狀生成的區域，麻田散鐵及殘留沃斯田鐵(殘留γ)為對比度帶白的粒子。接著，對上述試驗片以250℃實施4 hr的回火處理後，以相同的方式獲得組織照片，將碳化物成片狀生成的區域設為熱處理前為波來鐵的區域，將碳化物成點列狀生成的區域設為熱處理前為變韌鐵或麻田散鐵的區域，而再次求出其面積率，將以白的對比度的狀態殘存的微粒子設為殘留γ而進行測定，根據回火處理前的對比度帶白的粒子(麻田散鐵及殘留γ)的面積率之差，求出麻田散鐵的面積率。另外，各個相的面積率是在透明的投影(overhead projection，OHP)片中對每個相分層著色， 取得圖像後進行2值化，藉由圖像解析軟體(微軟(Microsoft)公司製造的Digital Image Pro Plus ver.4.0)求出。另外，肥粒鐵的平均粒徑是依據JIS G0522的規定，藉由切割法進行測定。
(ii)拉伸試驗
對所得的熱浸鍍鋅鋼板，自捲長度方向的中央部(M部)的1/4寬度位置，採集將與軋延方向成90°的方向(C方向)設為拉伸方向的JIS5號拉伸試驗片(JIS Z 2201)，進行依據JIS Z 2241的規定的拉伸試驗，測定降伏強度(YP)、拉伸強度(TS)、降伏比(YR)、總延伸率(EI)。另外，烘烤硬化量(BH量)是賦予2%的拉伸預應變後，進行相當於在170℃下鍛燒20分鐘的處理，藉由自熱處理後的上降伏點，減去預應變時的降伏應力所得的量進行評價。
接著，在捲長度方向的前端部(T部：距捲前端為10 m位置)、中央部(M部)及尾端部(B部：距捲尾端為10 m位置)，分別自寬度方向中央位置、兩邊緣1/4寬度位置的9個部位，進行將與軋延方向成90°的方向(C方向)設為拉伸方向的拉伸試驗，測定降伏強度(YP)、拉伸強度(TS)及總延伸率(EI)，求出各最大值與最小值之差、即△TS、△YP、△EI。
將所得的結果表示於表3。
如表3所示，No.5~No.19、No.21~No.24的鋼板，是鋼成分組成及製造方法適合於本發明的本發明例，成為拉伸強度 (TS)滿足590 MPa以上、降伏比(YR)滿足0.70以上、烘烤硬化量(BH量)滿足60 MPa以上的熱浸鍍鋅鋼板。另外，△YP、△TS為30 MPa以下、△EI為3.0%以下，成為捲長度方向的材質均勻性優異的熱浸鍍鋅鋼板。
相對於此，比較例的No.1的鋼板，由於C、Nb、Ti含量及以(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)表示的Ti、Nb相對於C的原子比低於本發明範圍，因此麻田散鐵過量生成，容易因麻田散鐵的周圍的應力場而連續降伏，因此降伏比(YR)及烘烤硬化量(BH量)變低，而未達成YR≧0.70及BH≧60 MPa。而且，由於Ti、Nb相對於C的原子比低，因此在熱軋捲取後相對較易冷卻的捲前端部，NbC、TiC等的析出不充分，捲內材質不均增大，未達成△YP≦30 MPa、△TS≦30 MPa、△EI≦3.0%。
另外，比較例的No.2的鋼板由於Mn及P含量低於本發明的範圍，因此退火後的冷卻時或合金化處理時波來鐵大量生成，其結果無法獲得所期望的麻田散鐵量，且未達成TS≧590 MPa、BH≧60 MPa。比較例的No.3的鋼板由於Nb、Ti含量超過本發明範圍，且鋼中的C以NbC或TiC的形態固定而妨礙麻田散鐵的形成，因此無法獲得所期望的麻田散鐵量，且未達成TS≧590 MPa、BH≧60 MPa。比較例的No.4的鋼板由於Mn含量超過本發明範圍，因此麻田散鐵過量生成，而未達成YR≧0.70、BH≧60 MPa。另外，No.4的鋼板由於P含量亦超過本發明範圍，耐二次 加工脆性的劣化令人擔心，而且由於P的晶界偏析，而對高烘烤硬化量(BH量)有效的晶界偏析C量降低，因此未達成BH≧60 MPa。
比較例的No.20的鋼板由於C量超過本發明範圍，Ti、Nb相對於C的原子比低於本發明範圍，因此麻田散鐵過量生成，降伏比(YR)及烘烤硬化量(BH量)變低，而未達成YR≧0.70及BH≧60 MPa。另外，由於Ti、Nb相對於C的原子比低，因此在熱軋捲取後相對較易冷卻的捲前端部，NbC、TiC等的析出不充分，捲內材質不均增大，而未達成△YP≦30 MPa、△EI≦3.0%。
[實施例2]
藉由轉爐溶製具有表1所示的鋼G及鋼P的成分組成的溶鋼，藉由連續鑄造法製成230 mm厚的坯。將這些鋼坯加熱至1220℃後，進行熱軋延，捲取成捲而製成板厚：3.5 mm的熱軋板。另外，上述熱軋延的精軋中的最後道次與最後道次的前一道次的軋延溫度及壓下率、精軋結束後的自冷卻開始至720℃以下的溫度區域為止的平均冷卻速度、捲取溫度如表4所示。另外，自精軋結束至開始冷卻為止的時間設為3秒以內。
接著，對藉由上述方式獲得的熱軋板進行酸洗後，在表4所示的條件下進行冷軋延而製成板厚：1.4 mm的冷軋鋼板，接著在表4所示的條件下進行連續退火，實施延伸率：0.7%的調質軋延，而製成熱浸鍍鋅鋼板(製品)。此處，熱浸鍍鋅處理中，以每單面為50 g/m2 (兩面鍍敷)的方式調整附著量，合金化處理中，以鍍敷層中的Fe%為9%~12%的方式進行調整。
對所得的熱浸鍍鋅鋼板，以與實施例1相同的方式，測定肥粒鐵相及麻田散鐵相的面積率、肥粒鐵的平均粒徑、降伏強度(YP)、拉伸強度(TS)、降伏比(YR=YP/TS)、總延伸率(EI)、烘烤硬化量(BH量)，接著評價捲長度方向及寬度方向的TS、YP、EI的變動量、△TS、△YP、△EI。
將上述測定的結果表示於表5。
根據表5，滿足本發明的製造條件的No.25~No.31、No.33、No.34、No.37~No.40的本發明例的鋼板，鋼成分組成及製造方法適合於本發明，成為拉伸強度(TS)滿足590 MPa以上、 降伏比(YR)滿足0.70以上、烘烤硬化量(BH量)滿足60 MPa以上的熱浸鍍鋅鋼板。另外，△YP、△TS為30 MPa以下、△EI為3.0%以下，而成為捲長度方向的材質均勻性優異的熱浸鍍鋅鋼板。
上述本發明例中，為了藉由熱軋板組織的微細化而實現高BH值化，而將精軋結束後的平均冷卻速度設為40℃/s以上的No.25、No.27及No.28的鋼板，可獲得比精軋結束後的平均冷卻速度小於40℃/s的No.29高的烘烤硬化量(BH量)。另外，為了提高熱軋板階段的因NbC或TiC的析出促進效果所引起的捲內材質均勻化，將精軋的最後道次及最後道次的前一道次的壓下率分別設為13%以上、15%以上的No.25、No.27~No.29、No.31、No.33及No.34的鋼板，與最後道次及最後道次的前一道次的壓下率分別小於13%、小於15%的No.26及No.30相比，△YP、△TS及△EI更小，且捲內的材質均勻性更優異。
相對於此，比較例的No.32的鋼板，由於精軋的最後道次及最後道次的前一道次的壓下率、及自退火溫度至鍍鋅浴為止的1次冷卻速度低於本發明的範圍，因此肥粒鐵粒徑超過本發明範圍而變得粗大，無法獲得所期望的烘烤硬化量(BH量)，而且由於麻田散鐵分率超過本發明範圍，因此無法獲得所期望的降伏比(YR)≧0.70。而且無法獲得熱軋板階段的NbC或TiC的析出促進效果，無法獲得所期望的△YP≦30 MPa、△TS≦30 MPa及△EI≦3.0。
另外，比較例的No.35的鋼板由於退火溫度低於本發明的範圍，因此無法獲得所期望的麻田散鐵量，拉伸強度(TS)小 於590 MPa，烘烤硬化量(BH量)亦小於60 MPa。比較例的No.36的鋼板由於退火溫度超過本發明的範圍，且為沃斯田鐵單相區域的退火，因此肥粒鐵中的固溶C量降低，且隨著沃斯田鐵的粒成長而冷卻後的肥粒鐵粒徑超過本發明範圍而變得粗大，因此無法獲得所期望的烘烤硬化量(BH量)。另外，由於波來鐵或變韌鐵過量生成，因此延展性的降低明顯。
而且，比較例的No.41的鋼板由於退火加熱時的700℃~800℃的平均升溫速度超過本發明的範圍，因此肥粒鐵的再結晶不充分，△YP超過30 MPa，△EI超過3.0%。
[產業上之可利用性]
本發明的高強度鋼板並不限定於汽車用構件，亦可較佳地應用於要求高強度且耐碰撞性能的其他用途。因此，亦適合作為家電零件或鋼管等的原材料。

Claims (10)

  1. 一種耐碰撞性能及捲內的材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其特徵在於：以質量%計含有：C：超過0.060%且0.13%以下、Si：0.01%以上0.7%以下、Mn：1.0%以上3.0%以下、P：0.005%以上0.100%以下、S：0.010%以下、sol.Al：0.005%以上0.100%以下、N：0.0100%以下、Nb：0.005%以上0.10%以下、Ti：0.03%以上0.15%以下，且滿足下述式(1)的關係，其餘部分包含鐵及不可避免的雜質；並具有包含肥粒鐵以及麻田散鐵的組織，上述肥粒鐵的平均結晶粒徑為15μm以下且面積率為80%以上，上述麻田散鐵的面積率為1%以上15%以下；(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)>0.08...(1)此處，以Ti*=Ti-(48/14)N-(48/32)S表示，C、Nb、Ti、N、S分別表示鋼中的各元素的含量(質量%)。
  2. 如申請專利範圍第1項所述的耐碰撞性能及捲內的材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中，以質量%計進一步含有V：大於0%且0.10%以下。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項所述的耐碰撞性能及捲內的材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中，以質量%計進一步含有合計大於0%且0.50%以下的Mo、Cr的1種或2種。
  4. 如申請專利範圍第1項或第2項所述的耐碰撞性能及捲內的材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中，以質量%計進一步含有Cu：大於0%且0.30%以下、Ni：大於0%且0.30%以下的 1種或2種。
  5. 如申請專利範圍第1項或第2項所述的耐碰撞性能及捲內的材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中，以質量%計進一步含有選自Sn：大於0%且0.2%以下、Sb：大於0%且0.2%以下中的1種或2種。
  6. 如申請專利範圍第1項或第2項所述的耐碰撞性能及捲內的材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中，以質量%計進一步含有Ta：0.005%以上0.1%以下。
  7. 如申請專利範圍第1項或第2項所述的耐碰撞性能及捲內的材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中，拉伸強度(TS)為590MPa以上、降伏比(YR)為0.70以上、烘烤硬化量(BH量)為60MPa以上。
  8. 一種高強度熱浸鍍鋅鋼板的製造方法，上述高強度熱浸鍍鋅鋼板的耐碰撞性能及捲內的材質均勻性優異，且上述高強度熱浸鍍鋅鋼板的製造方法的特徵在於：在對具有如申請專利範圍第1項至第6項中任一項所述的高強度熱浸鍍鋅鋼板的成分組成的鋼原材料進行熱軋延、冷軋延、退火而製造高強度鋼板時，在熱軋延中，將精軋的最後道次的壓下率設為10%以上、將上述最後道次的前一道次的壓下率設為15%以上，在退火步驟中，以小於3℃/s的平均加熱速度對700℃~800℃的溫度範圍加熱，而在800℃~900℃的退火溫度下進行退火，以3℃/s~15℃/s的平均冷卻速度自上述退火溫度進行冷卻，浸漬於鍍鋅浴中實施熱浸鍍鋅，在上述熱浸鍍鋅後，以5℃/s~ 100℃/s的平均冷卻速度進行冷卻，或者在上述熱浸鍍鋅後，進一步實施鍍鋅的合金化處理，而在上述合金化處理後，以5℃/s~100℃/s的平均冷卻速度進行冷卻。
  9. 如申請專利範圍第8項所述的耐碰撞性能及捲內的材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板的製造方法，其中，上述熱軋延的精軋結束後，在3秒以內開始進行冷卻，並以平均冷卻速度40℃/s以上冷卻至720℃以下，在500℃~700℃的溫度下進行捲取後，以壓延率40%以上進行冷軋延。
  10. 一種耐碰撞性能及捲內的材質均勻性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於，如申請專利範圍第8項或第9項所述的高強度熱浸鍍鋅鋼板的製造方法中所製造的高強度熱浸鍍鋅鋼板的拉伸強度(TS)為590MPa以上、降伏比(YR)為0.70以上、烘烤硬化量(BH量)為60MPa以上。
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