TWI518187B - 高強度熱軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Description

高強度熱軋鋼板及其製造方法
本發明是有關於一種沖緣加工性(burring formability)優異的高強度熱軋鋼板及其製造方法。本發明的高強度熱軋鋼板主要用於自動車用部件(automotive body components)，例如車體的構件(member)或車架(frame)等結構部件(structural parts)或懸架(suspension)等底盤部件(chassis parts)。然而，並不限定於該些用途。
近年來，為了實現自動車車體(automotive body)的輕量化(weight saving)，高強度鋼板已積極地用於自動車零件的原材料中。作為自動車的骨架部件(structural parts)的高強度鋼板的利用已得到普及。而且，為了進一步實現自動車車體的輕量化，強烈期望不僅對骨架部件，亦對一般使用熱軋鋼板的底盤部件等，應用高強度鋼板。
以鋼板為原材料的自動車零件的大部分藉由對鋼板實施壓製加工(press forming)或沖緣加工(burring forming)等而成形為規定形狀。然而，一般而言，伴隨鋼板的高強度化，鋼板 的加工性會降低。因此，對自動車零件用的高強度鋼板要求兼備所需的強度與優異的加工性。尤其自動車底盤零件等藉由嚴格的加工而成形，因此同時實現高強度化與加工性為必要條件。特別是沖緣加工性的好壞，大多情況下決定高強度鋼板能否應用於該些零件，或影響其量產性(mass productivity)的好壞。
先前，為了提高高強度熱軋鋼板的加工性，有效利用各種組織控制(microstructure control)或強化方法。例如，延性優異的肥粒鐵(ferrite)與硬質的麻田散鐵(martensite)等的複合組織化，變韌鐵組織(bainite microstructure)的有效利用，進而肥粒鐵組織的析出強化等。然而，現有技術中，實際情況為無法獲得能夠應用於自動車底盤零件等實施嚴格的沖緣加工而成形的零件的具備充分的加工性的高強度熱軋鋼板，從而期望加工性優異的高強度熱軋鋼板。
為了應對上述期望，專利文獻1中提出了一種熱軋鋼板，設為如下的組成，即，以重量%計含有C：0.05%~0.2%、Si：0.01%~0.5%、Mn：0.01%以上且小於0.5%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、Al：0.005%~0.1%、N：0.007%以下、以及Ti：0.05%~0.3%，且設為限制了雪明碳鐵析出量(amount of cementite precipitation)的組織。而且，根據專利文獻1中提出的技術，藉由降低作為沃斯田鐵形成元素(austenite former)的Mn以擴大α域，促進熱軋結束後至捲取前為止的TiC析出，鋼板強度由TiC的析出強化而得以確保，並且雪明碳鐵的生成量減少，因此鋼板 的擴孔性(hole expandability)顯著提高。結果，獲得加工性優異的400N/mm2~800N/mm2級高強度熱軋鋼板。
而且，專利文獻2中提出了一種熱軋鋼板，對以質量%(mass%)計含有C：0.01%~0.10%、Si：1.0%以下、Mn：2.5%以下、P：0.08%以下、S：0.005%以下、Al：0.015%~0.050%、以及Ti：0.10%~0.30%的組成的鋼進行加熱後，進行軋延、冷卻，並以避免TiC與基質相(matrix phase)整合析出(coherently precipitate)的溫度區域的捲取溫度進行捲取，藉此具有平均粒徑為5μm以下的肥粒鐵主體組織(structure consisting essentially of ferrite)。而且，根據專利文獻2中提出的技術，將結晶粒徑及晶粒形態設為得到控制的肥粒鐵單相組織(single phase structure of ferrite)，藉此可不破壞高強度地對熱軋鋼板賦予優異的延伸凸緣性(stretch-flangeabitity)。而且，若TiC與母相基質整合析出，則延性或延伸凸緣性會劣化。
進而，專利文獻3中提出了一種熱軋鋼板，設為如下的組成，即，以質量%計含有C：超過0.03%且為0.055%以下、Si：0.2%以下、Mn：0.35%以下、P：0.03%以下、S：0.03%以下、Al：0.1%以下、N：0.01%以下、Ti：0.08%以上且0.25%以下、以及B：0.0005%以上且0.0035%以下，且固溶B：0.0005%以上，且設為肥粒鐵主體的基質與Ti碳化物微細析出的組織。該技術基於作為固溶強化元素(solute strengthening elements)的Mn及Si對延伸凸緣性造成不良影響的發現而獲得，從而代替極力降低Mn及Si 的含量，而以微細的Ti碳化物來確保強度。而且，根據專利文獻3中提出的技術，藉由含有固溶B而Ti碳化物的粗大化得以抑制，獲得拉伸強度為780MPa以上的延伸凸緣性優異的高強度熱軋鋼板。
先前技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本專利特開平9-209076號公報
專利文獻2：日本專利特開2002-105595號公報
專利文獻3：日本專利特開2012-26032號公報
然而，專利文獻1中提出的技術中，因Mn含量降低，故肥粒鐵變態溫度成為高溫，熱軋鋼板中析出的TiC粗大化。在熱軋鋼板製造時，TiC主要在熱軋結束後的冷卻及捲取步驟中的沃斯田鐵→肥粒鐵變態時產生。亦即，若肥粒鐵變態溫度高則TiC在高溫區域析出，結果TiC容易粗大化。這樣，在熱軋鋼板中的TiC粗大化的情況下，無法確保優異的沖緣加工性。
而且，專利文獻2中提出的技術中，在熱軋鋼板的製造步驟中，避開TiC會與母相基質整合析出的溫度而進行捲取。在該條件下製造出的熱軋鋼板中，因有助於鋼板強度的提高的微細的TiC並未析出，故無法同時實現高強度化與優異的沖緣加工性。
而且，專利文獻3中提出的技術中，藉由固溶B而可抑制TiC粗大化。然而，藉由添加B而肥粒鐵粒容易成為伸展狀，從而無法獲得高水準的延性。而且，Mn含量低，難以均勻地降低 肥粒鐵變態溫度(ferrite transformation temperature)，因此製造穩定性差，無法進行熱軋鋼板中析出的Ti碳化物的精確的尺寸控制。因此，難以同時實現熱軋鋼板的高強度化與優異的沖緣加工性。
進而，該些現有技術中，並未提及量產自動車零件時所要求的沖緣加工性。
鋼板的沖緣加工性，先前主要藉由如下而評估，即，依據以日本鐵鋼聯盟規範(The Japan Iron and Steel Federation Standard)的規定為準的方法來進行擴孔試驗(hole-expanding test)。然而，該擴孔試驗中，可以說難以忠實地再現在實際的生產線上量產自動車零件時的衝壓加工步驟及擴孔加工步驟。因此，即便為在依據上述規定的實驗性評估中獲得了良好的沖緣加工性的鋼板，亦存在量產自動車零件時加工不良(processing defect)頻頻發生這樣的問題。
尤其在考慮零件的量產化的情況下，僅有實驗室中的加工性評估(evaluation of workability)並不充分，需要在進一步考慮量產中的加工條件變動後，保證原材料的加工性。現有技術中，並未對上述問題進行任何研究，因而未必能夠獲得兼備所需的強度與量產自動車零件時所要求的加工性、尤其沖緣加工性(以下亦有時稱作量產沖緣加工性)的高強度熱軋鋼板。例如，以專利文獻1~專利文獻3中提出的技術為首，在將Ti碳化物有效用於現有的肥粒鐵主體組織的技術中，無法實現高強度熱軋鋼板的製 造穩定性或優異的量產沖緣加工性。
如上述般，先前，對延伸凸緣性(沖緣加工性)優異的熱軋鋼板進行了大量的研究。然而，實際情況為現有技術中，未必可獲得滿足量產沖緣加工性，亦即實際的自動車零件生產線上所要求的嚴格的沖緣加工性的高強度熱軋鋼板。
本發明有利地解決了上述現有技術所提出的問題，其目的在於提供拉伸強度(TS)為700MPa以上且沖緣加工性、尤其量產沖緣加工性優異的高強度熱軋鋼板及其製造方法。
另外，此處提及的「量產沖緣加工性」藉由沖緣率(burring ratio)來評估，該沖緣率藉由在利用50mmφ衝頭(punch)進行衝壓之後(衝壓間隙(clearance of stamping)：30%)，實施利用60°圓錐衝頭(conical punch)進行的擴孔試驗(hole-expanding test)而測定，從而上述量產沖緣加工性與以依據現有的擴孔試驗方法、例如日本鐵鋼聯盟規範所規定的擴孔試驗方法所得的λ值而評估的沖緣加工性不同。
為了解決上述課題，本發明者等人首先對量產沖緣加工性的評估方法進行了研究。先前，沖緣加工性由依據例如日本鐵鋼聯盟規範所規定的擴孔試驗方法所得的λ值而評估。該情況下，衝壓衝頭直徑為10mmφ。然而，本發明者等人發現實際的零件量產現場的沖緣加工性有時會與基於日本鐵鋼連盟規範而在實驗室中評估出的λ值相乖離。而且，進一步進行研究後發現，採用在 利用50mmφ衝頭(punch)進行衝壓之後(衝壓間隙：30%)、利用60°圓錐衝頭進行擴孔這樣的新穎的擴孔試驗而評估出的沖緣加工性，與量產衝壓性、量產沖緣加工性具有良好的相關關係。
繼而，本發明者等人採用上述新穎的擴孔試驗來評估量產沖緣加工性，藉此對影響到熱軋鋼板的高強度化與加工性、尤其量產沖緣加工性的各種因素進行了積極研究。
具體而言，對於以延性高的肥粒鐵相主體組織為基礎的熱軋鋼板，將氮化物、硫化物、碳化物、及該些化合物的複合析出物(例如碳氮化物等)，亦即熱軋鋼板中可析出的所有析出物考慮在內，對實現熱軋鋼板的高強度化並提高量產沖緣加工性的方法反覆進行了積極研究。
結果發現：使熱軋鋼板中所含的C量與Ti中有助於碳化物的形成的Ti量(Ti*)的平衡性最佳化，並且提高熱軋鋼板中析出的碳化物中粒徑小於9nm的碳化物的比例，藉此獲得具備實際的自動車零件生產線上所要求的嚴格的量產沖緣加工性、且拉伸強度為700MPa以上的熱軋鋼板。而且發現：不僅對碳化物，亦對熱軋鋼板中可析出的析出物(氮化物、硫化物、碳化物及該些化合物的複合析出物)整體的尺寸進行控制，藉此量產沖緣加工性進一步提高。
進而，本發明者等人對如下方法進行了研究，即，將熱軋鋼板中析出的析出物(氮化物、硫化物、碳化物及該些化合物的複合析出物)控制為所需的大小，亦即控制為對熱軋鋼板賦予 所需的強度(拉伸強度700MPa以上)與優異的量產沖緣加工性所需的大小。結果發現：需要將熱軋鋼板的Mn含量、以及C、S、N、Ti各自的含量調整為適當量，且將熱軋條件或熱軋後的冷卻、捲取條件最佳化。
本發明基於上述發現而完成，其主旨為如下所示。
[1]一種高強度熱軋鋼板，其特徵在於：具有如下的組成，即，以C、S、N及Ti滿足下述(1)式及(2)式的方式，以質量%計含有C：0.03%以上且0.1%以下、Si：小於0.5%、Mn：超過0.7%且小於1.2%、P：0.05%以下、S：0.005%以下、N：0.01%以下、Al：0.1%以下，以及Ti：0.1%以上且0.25%以下，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；且具有肥粒鐵相的分率超過90%、析出有含有Ti的碳化物、且上述碳化物中的70%以上的粒徑小於9nm的組織，Ti*≧0.1...(1)
C×(48/12)-0.14<Ti*<C×(48/12)+0.08...(2)
其中，(1)式及(2)式中，Ti*=Ti-N×(48/14)-S×(48/32)，C、S、N、Ti為各元素的含量(質量%)。
[2]如上述[1]所述的高強度熱軋鋼板，其特徵在於：Ti中的50質量%以上是作為粒徑小於20nm的含有Ti的析出物而析出。
[3]如上述[1]或[2]所述的高強度熱軋鋼板，其特徵在於：除上述組成外，進而以質量%計含有V：0.002%以上且0.1%以下、以及Nb：0.002%以上且0.1%以下中的至少1種。
[4]如上述[1]至[3]中任一項所述的高強度熱軋鋼板，其特徵在於：除上述組成外，進而以質量%計含有Cu：0.005%以上且0.2%以下、Ni：0.005%以上且0.2%以下、Cr：0.002%以上且0.2%以下、以及Mo：0.002%以上且0.2%以下中的至少1種。
[5]如上述[1]至[4]中任一項所述的高強度熱軋鋼板，其特徵在於：除上述組成外，進而以質量%計含有B：0.0002%以上且0.003%以下。
[6]如上述[1]至[5]中任一項所述的高強度熱軋鋼板，其特徵在於：除上述組成外，進而以質量%計含有Ca：0.0002%以上且0.005%以下、以及稀土金屬(Rare Earth Metals，REM)：0.0002%以上且0.03%以下中的至少1種。
[7]一種高強度熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於：將具有如上述[1]、[3]至[6]中任一項所述的組成的鋼原材料加熱至1100℃以上，實施精軋溫度為(Ar3+20℃)以上且精軋最終2座(stand)的合計壓下率為60%以下的熱軋後，以平均冷卻速度：40℃/s以上進行冷卻，以捲取溫度：560℃以上且720℃以下進行捲取。
[8]一種高強度熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於：將具有如上述[1]、[3]至[6]中任一項所述的組成的鋼原材料加熱至1100℃以上，實施精軋溫度為(Ar3+20℃)以上且精軋最終2座的合計壓 下率為60%以下的熱軋後，以平均冷卻速度：40℃/s以上進行冷卻，以捲取溫度：500℃以上且660℃以下進行捲取，在酸洗後，實施均熱溫度設為750℃以下的退火處理，並實施浸漬於熔融鍍鋅浴的鍍覆處理。
[9]如上述[8]所述的高強度熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於：在實施上述鍍覆處理後，實施合金化處理。
根據本發明，獲得拉伸強度為700MPa以上、且具有可經受量產自動車零件時的加工的優異的沖緣加工性的高強度熱軋鋼板。因此，根據本發明，可將高強度熱軋鋼板應用於自動車的車體的構件或車架等結構部件、進而應用於懸架等底盤部件，從而本發明對於這些零件的輕量化作出大的貢獻。
而且，本發明因獲得兼備拉伸強度700MPa以上的強度與優異的量產沖緣加工性的熱軋鋼板，故其用途並不限於自動車零件，可擴展高強度熱軋鋼板的更廣的用途，從而實現產業上的額外的效果。
以下，對本發明進行具體說明。
本發明的高強度熱軋鋼板的特徵在於：具有如下的組成，即，以C、S、N及Ti滿足下述(1)式及(2)式的方式，以 質量%計含有C：0.03%以上且0.1%以下、Si：小於0.5%、Mn：超過0.7%且小於1.2%、P：0.05%以下、S：0.005%以下、N：0.01%以下、Al：0.1%以下，以及Ti：0.1%以上且0.25%以下，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；且具有肥粒鐵相的分率超過90%、析出有含有Ti的碳化物、且上述碳化物中的70%以上的粒徑小於9nm的組織，Ti*≧0.1...(1)
C×(48/12)-0.14<Ti*<C×(48/12)+0.08...(2)
其中，(1)式及(2)式中，Ti*=Ti-N×(48/14)-S×(48/32)，C、S、N、Ti為各元素的含量(質量%)。
首先，對本發明熱軋鋼板的成分組成的限定理由進行說明。另外，表示以下的成分組成的%只要不作特別說明，則表示質量%。
C：0.03%以上且0.1%以下
C於在熱軋鋼板中形成適當的碳化物而確保必要的鋼板強度方面為重要的元素。為了獲得所需的拉伸強度(700MPa以上)，需要將C含量設為0.03%以上。另一方面，若C含量超過0.1%，則熱軋鋼板的加工性降低，從而無法確保所需的沖緣加工性。因此，C含量設為0.03%以上且0.1%以下。較佳為0.04%以上且0.08% 以下。
Si：小於0.5%
若Si含量為0.5%以上，則會導致熱軋鋼板的表面性狀的顯著降低，從而對疲勞特性、化學處理性及耐腐蝕性等造成不良影響。而且，Si會提高肥粒鐵變態溫度，故對作為本發明的目標的微細析出物的生成造成不良影響。因此，Si含量設為小於0.5%。較佳為0.001%以上且小於0.1%，更佳為0.001%以上且小於0.05%。
Mn：超過0.7%且小於1.2%
Mn為本發明中最重要的元素之一。Mn經由沃斯田鐵-肥粒鐵變態點控制(control of austenite-to-ferrite transformation temperatures)，對本發明中最重要的含有Ti的碳化物的析出(precipitation)造成顯著影響。
在含有Ti的熱軋鋼板的情況下，含有Ti的碳化物主要在熱軋鋼板製造步驟中的精軋結束後的冷卻及捲取過程中，伴隨沃斯田鐵→肥粒鐵變態而析出。而且，熱軋鋼板中析出的碳化物中的有助於熱軋鋼板的高強度化者為微細的碳化物，粗大的碳化物不僅不會有助於高強度化且會對熱軋鋼板的加工性造成不良影響。
此處，若沃斯田鐵-肥粒鐵變態點達到高溫，則含有Ti的碳化物在高溫區域析出，因此含有Ti的碳化物粗大化。因此，在將含有Ti的碳化物微細化的方面，較佳為降低沃斯田鐵-肥粒鐵變態點。
Mn為具有降低沃斯田鐵-肥粒鐵變態點的效果的元素。在Mn含量為0.7%以下的情況下，沃斯田鐵-肥粒鐵變態點未得到充分降低。結果，難以將含有Ti的碳化物控制為本發明所需的大小，從而無法獲得本發明的目標的量產沖緣加工性優異的高強度熱軋鋼板。另一方面，若Mn含量為1.2%以上，則因上述效果飽和，結果導致成本增加。而且，若Mn含量為1.2%以上則過剩，板厚中央部的Mn偏析增大。該中央偏析(center segregation)會破壞沖緣加工前的衝壓孔的端面性狀(punched surface)，因此成為量產沖緣加工性的劣化的因素。因此，Mn含量限定為超過0.7%且小於1.2%。較佳為超過0.7%且小於1.0%。
P：0.05%以下
P會因偏析等而導致熱軋鋼板的加工性的降低。因此，P含量抑制為0.05%以下。較佳為0.001%以上且0.03%以下。其中，在對熱軋鋼板實施鍍鋅處理(galvanized treatment)而形成鍍鋅鋼板(galvanized steel sheet)的情況下，自鍍覆性的觀點考慮較佳為將P含量設為0.005%以上，更佳設為0.01%以上。
S：0.005%以下
S形成硫化物而使熱軋鋼板的加工性降低。因此，S含量設為0.005%以下。較佳為0.0001%以上且0.003%以下，更佳為0.0001%以上且0.0015%以下。
N：0.01%以下
若N含量超過0.01%則會過剩，在熱軋鋼板的製造步驟中生 成大量的氮化物，從而熱延性(hot ductility)劣化，或氮化物粗大化而明顯破壞熱軋鋼板的沖緣加工性。因此，N含量設為0.01%以下。較佳為0.0001%以上且0.006%以下，更佳為0.0001%以上且0.004%以下。
Al：0.1%以下
Al作為鋼的去氧劑為重要的元素。然而，若其含量超過0.1%則鋼的鑄造將變得困難，或者鋼中殘存大量的夾雜物而導致熱軋鋼板的表面性狀或加工性的降低。因此，Al含量設為0.1%以下。較佳為0.001%以上且0.06%以下。
Ti：0.1%以上且0.25%以下
Ti為本發明中最重要的元素之一。Ti形成微細碳化物而有助於熱軋鋼板的強度提昇。為了獲得所需的強度，需要將Ti含量設為0.1%以上。另一方面，若Ti含量超過0.25%，則熱軋鋼板中容易殘存粗大的碳化物，不僅對於強度提昇無效，且會顯著破壞熱軋鋼板的加工性、韌性及焊接性等。因此，Ti含量設為0.1%以上且0.25%以下。較佳為0.1%以上且0.2%以下。
本發明的熱軋鋼板以在上述範圍內滿足以下的(1)式、(2)式的方式含有C、S、N、Ti。(1)式及(2)式是為了同時實現熱軋鋼板的高強度化與優異的量產沖緣加工性而應滿足的要件，為本發明中極為重要的指標。另外，(1)式及(2)式中，Ti*=Ti-N×(48/14)-S×(48/32)，C、S、N、Ti為各元素的含量(%)。
Ti*≧0.1...(1)
如後述般，本發明中，在鋼原材料中添加規定量的Ti，在熱軋前的加熱中將鋼原材料中的碳化物固溶，主要在熱軋後的捲取時使含有Ti的碳化物析出。然而，添加至鋼原材料中的Ti的總量並非均有助於碳化物生成，添加至鋼原材料中的Ti的一部分在氮化物或硫化物的形成時被消耗掉。這是因為在比捲取溫度高的溫度區域，相比於碳化物，Ti更容易形成氮化物或硫化物，從而在製造熱軋鋼板時，在捲取步驟之前Ti形成氮化物或硫化物。據此，添加至鋼原材料中的Ti中能夠有助於碳化物生成的最小限度的Ti量可由Ti*(=Ti-N×(48/14)-S×(48/32))表示。
此處，若Ti*小於0.1，則無法獲得所需的熱軋鋼板強度(拉伸強度700MPa以上)。因此，本發明中，將Ti*設為0.1以上。較佳為0.12以上。然而，若Ti*過高，則熱軋鋼板強度過高，從而有加工性降低之虞。而且，若Ti*過高則Ti碳化物、Ti碳氮化物、Ti氮化物、Ti硫化物等含有Ti的析出物粗大化，從而有量產沖緣加工性降低之虞。因此，Ti*較佳設為0.2以下。
C×(48/12)-0.14<Ti*<C×(48/12)+0.08...(2)
(2)式是表示Ti*量與C量的關係的式子。若C量相對於Ti*量過多，則Ti碳化物、Ti碳氮化物等粗大化，並且粗大的雪明碳鐵(Cementite)或波來鐵(Pearlite)析出，從而顯著破壞以量產沖緣加工性為首的熱軋鋼板的加工性。因此，本發明中，設為C×(48/12)-0.14<Ti*。較佳為C×(48/12)-0.12<Ti*。另一方面， 若Ti*量相對於C量過多，則不僅成本增加，且熱軋鋼板的韌性及焊接性劣化。因此，本發明中，設為Ti*<C×(48/12)+0.08。較佳為Ti*<C×(48/12)+0.06。
以上為本發明熱軋鋼板的基本成分。進而，本發明的熱軋鋼板亦可視需要而含有V：0.002%以上且0.1%以下、以及Nb：0.002%以上且0.1%以下中的至少1種。
V及Nb具有將結晶粒微細化而提高熱軋鋼板的韌性的效果，因而可視需要來添加。而且，所添加的V或Nb的一部分與Ti一併作為微細的複合碳化物(complex carbide)或者複合析出物析出，從而有助於析出強化(precipitation strengthening)。為了獲得上述效果，較佳為將V含量設為0.002%以上，Nb含量設為0.002%以上。然而，若該些元素的含量超過0.1%，則無法獲得與成本相稱的效果。因此，V含量較佳設為0.002%以上且0.1%以下，更佳設為0.002%以上且0.08%以下。而且，Nb含量較佳設為0.002%以上且0.1%以下，更佳設為0.002%以上且0.08%以下。
而且，本發明的熱軋鋼板亦可視需要而含有Cu：0.005%以上且0.2%以下、Ni：0.005%以上且0.2%以下、Cr：0.002%以上且0.2%以下、Mo：0.002%以上且0.2%以下中的至少1種。
Cu及Ni均為有助於熱軋鋼板的強度提昇的元素，亦可視需要而添加。為了獲得上述效果，較佳為將Cu含量設為0.005%以上，Ni含量設為0.005%以上。然而，若該些元素的含量超過0.2%，則在製造熱軋鋼板時，有在熱軋中引起表層裂開之虞。因 此，Cu含量較佳設為0.005%以上且0.2%以下，更佳設為0.005%以上且0.1%以下。而且，Ni含量較佳設為0.005%以上且0.2%以下，更佳設為0.005%以上且0.15%以下。
Cr及Mo均為碳化物形成元素(carbide formation elements)，因有助於熱軋鋼板的強度提昇，故可視需要而添加。為了獲得上述效果，較佳為將Cr含量設為0.002%以上，Mo含量設為0.002%以上。然而，若該些元素的含量超過0.2%，則無法獲得與成本相稱的效果。因此，Cr含量較佳設為0.002%以上且0.2%以下，更佳設為0.002%以上且0.1%以下。而且，Mo含量較佳設為0.002%以上且0.2%以下，更佳設為0.002%以上且0.1%以下。
而且，本發明的熱軋鋼板亦可視需要而含有B：0.0002%以上且0.003%以下。
B為使鋼的沃斯田鐵-肥粒鐵變態延遲的元素，藉由抑制沃斯田鐵-肥粒鐵變態而使含有Ti的碳化物的析出溫度低溫化，從而有助於該碳化物的微細化。為了獲得上述效果，較佳為將B含量設為0.0002%以上。另一方面，若B含量超過0.003%，則B引起的變韌鐵變態效果增強，從而難以將熱軋鋼板組織設為本發明的目標的肥粒鐵主相組織。因此，B含量較佳設為0.0002%以上且0.003%以下，更佳設為0.0002%以上且0.002%以下。
而且，本發明的熱軋鋼板亦可視需要而含有Ca：0.0002%以上且0.005%以下、以及REM：0.0002%以上且0.03%以下中的至少1種。
Ca及REM為有效地進行對鋼中的夾雜物的形態控制的元素，且有助於熱軋鋼板的加工性提高。為了獲得上述效果，較佳為將Ca含量設為0.0002%以上，REM含量設為0.0002%以上。然而，在Ca含量超過0.005%的情況下，或者在REM含量超過0.03%的情況下，有鋼中的夾雜物增加而熱軋鋼板的加工性劣化之虞。因此，Ca含量較佳設為0.0002%以上且0.005%以下，更佳設為0.0002%以上且0.003%以下。而且，REM含量較佳設為0.0002%以上且0.03%以下，更佳設為0.0002%以上且0.003%以下。
本發明中，上述以外的成分為Fe及不可避免的雜質。作為不可避免的雜質，可列舉W、Co、Ta、Sn、Sb、Zr及O等，該些雜質的含量只要分別為0.1%以下則得到容許。
其次，對本發明熱軋鋼板的組織的限定理由進行說明。
本發明的熱軋鋼板具有肥粒鐵相的分率超過90%、析出有含有Ti的碳化物、且該碳化物中的70%以上的粒徑小於9nm的組織。而且，較佳為設為熱軋鋼板中所含的Ti中的50質量%以上作為粒徑小於20nm的析出物而析出的組織。
肥粒鐵相的分率：超過90%
對於熱軋鋼板的沖緣加工性的提高而言，有效的是將熱軋鋼板組織設為延性優異的肥粒鐵相。為了實現本發明的目標的量產沖緣加工性，需要將相對於熱軋鋼板的組織整體的肥粒鐵分率設為以面積率計超過90%。較佳為以面積率計超過94%，更佳為以面積率計超過96%。而且，自沖緣加工性的觀點考慮，理想的是 肥粒鐵粒的形狀為多角形(polygonal)狀。進而理想的是肥粒鐵粒徑極微細。另外，自沖緣加工性的觀點考慮，較佳為將熱軋鋼板組織設為肥粒鐵單相組織。而且，自衝壓性提高的觀點考慮，較佳為將肥粒鐵分率設為以面積率計為99%以下。
本發明的熱軋鋼板中，作為可含有的肥粒鐵相以外的組織，可列舉雪明碳鐵(cementite)、波來鐵(pearlite)、變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵(γ)(retained austenite)等。若該些組織在鋼板中存在則沖緣加工性降低，但只要該些組織的合計分率以面積率計約為小於10%則得到容許。較佳為以面積率計小於6%，更佳為以面積率計小於4%。
含有Ti的碳化物
本發明中，藉由使含有Ti的碳化物在熱軋鋼板中析出，而對熱軋鋼板賦予所需的強度(拉伸強度700MPa以上)。該含有Ti的碳化物主要為在熱軋鋼板製造步驟中的精軋結束後的冷卻、捲取步驟中，伴隨沃斯田鐵→肥粒鐵變態而析出的碳化物。
為了最大限度地發揮析出強化的效果，使強度與加工性(量產沖緣加工性)的平衡性最佳化，而需要將熱軋鋼板中所析出的含有Ti的碳化物微細化。本發明者等人進行積極研究後發現，為了達成所需的特性，需要將含有Ti的碳化物中的個數為70%以上的碳化物設為粒徑小於9nm。較佳為80%以上。此處，「含有Ti的碳化物」中，除Ti碳化物外，亦包含除Ti外進而含有V、Nb、Cr、Mo中的1種以上的複合碳化物等。
含有Ti的析出物
藉由對含有Ti的析出物的大小進行控制，而可進一步提高熱軋鋼板的量產沖緣加工性。
如上述般，在將含有Ti的鋼作為原材料的熱軋鋼板的情況下，除有助於熱軋鋼板的高強度化的碳化物(含有Ti的碳化物)析出外，含有Ti的氮化物、碳氮化物、硫化物等亦析出。而且，在製造熱軋鋼板時，該些氮化物或碳氮化物、硫化物等比含有Ti的碳化物先析出。因此，含有Ti的氮化物、碳氮化物、硫化物在比碳化物的析出高的溫度區域析出，因而容易粗大化且容易使量產沖緣加工性降低。
本發明者等人反覆進行了積極研究後發現，控制該些析出物的析出量與粒徑，對於作為本發明的主要目標的量產沖緣加工性的提高化極為有效。為了體現上述效果，較佳為將熱軋鋼板中所含的Ti中的50%以上作為粒徑小於20nm的含有Ti的析出物而析出。更佳為60質量%以上且85質量%以下。粒徑小於20nm的含有Ti的析出物大部分為含有Ti的碳化物，一部分包含含有Ti的氮化物、碳氮化物、硫化物。
此處，上述含有Ti的析出物中除Ti碳化物、Ti氮化物、Ti硫化物、Ti碳氮化物等析出物外，亦包含除Ti外進而含有V、Nb、Cr、Mo中的1種以上的複合碳化物、複合氮化物、複合硫化物及複合碳氮化物等複合析出物。
另外，推測即便在含有Ti的析出物中的粒徑為20nm 以上的析出物析出的情況下，只要其析出量適當，則亦有助於沖緣加工的前階段的衝壓性提高，進而有助於沖緣加工性改善。
而且，即便為了賦予耐腐蝕性而在本發明熱軋鋼板的表面設置鍍覆層，亦不會破壞上述本發明的效果。設置在熱軋鋼板表面的鍍覆層的種類不作特別限定，可為電鍍(galvanic electroplating)、熔融鍍覆(熱浸鍍(hot-dip plating))等中的任一種。而且，作為熔融鍍覆，例如可列舉熔融鍍鋅(hot-dip galvanization)。進而，亦可為鍍覆後實施了合金化處理(alloying treatment)的合金化熔融鍍鋅(鍍鋅鋼(galvannealed steel))。
其次，對本發明的熱軋鋼板的製造方法進行說明。
本發明的特徵在於：將上述組成的鋼原材料加熱至1100℃以上，實施精軋溫度為(Ar3+20℃)以上且精軋最終2座的合計壓下率為60%以下的熱軋後，以平均冷卻速度：40℃/s以上進行冷卻，以捲取溫度：560℃以上且720℃以下進行捲取。
本發明中，鋼原材料的熔製方法未作特別限定，例如利用轉爐(converter)或電爐(electric furnace)、感應爐等進行熔製。然後，較佳為有效利用真空除氣裝置(vacuum degassing equipment)等進行二次精煉(secondary smelting)。自生產性或品質方面考慮，較佳為其後的鑄造以連續鑄造法(continuous casting process)來進行。另外，亦可為利用分塊軋延(blooming)的方法。所鑄造的鋼坯(slab)(鋼原材料)為厚度為200mm~300mm左右的通常的鋼坯，亦可為厚度為30mm左右的薄鋼坯。若成為 薄鋼坯則亦可省略粗軋(rough rolling)。鑄造後的鋼坯可直接進行直接熱軋(hot direct rolling)，亦可於利用加熱爐再加熱後進行熱軋。
鋼原材料的加熱溫度：1100℃以上
對如上述般獲得的鋼原材料實施熱軋。本發明中，重要的是在熱軋前，對鋼原材料(鋼坯)進行加熱，使鋼原材料中的碳化物再次固溶。在鋼原材料的加熱溫度小於1100℃的情況下，鋼原材料中的碳化物不會再次固溶，熱軋結束後的冷卻及捲取步驟中無法獲得所需的微細碳化物。因此，鋼原材料的加熱溫度設為1100℃以上。較佳為1200℃以上，更佳為1240℃以上。
然而，若鋼原材料的加熱溫度變得過高，則過度地促進鋼板表面的氧化，明顯破壞表面性狀(surface quality)，亦對熱軋鋼板的加工性造成不良影響。因此，鋼原材料的加熱溫度較佳設為1350℃以下。
繼鋼原材料的加熱後，對鋼原材料實施包含粗軋與精軋的熱軋。粗軋條件不作特別限定。而且，如上述般，在鋼原材料為薄鋼坯的情況下，亦可省略粗軋。精軋中將精軋溫度設為(Ar3+20℃)以上，精軋機的最終2座的合計壓下率(total reduction ratio)設為60%以下。
精軋溫度：(Ar3+20℃)以上
在精軋溫度小於(Ar3+20℃)的情況下，熱軋結束後的冷卻及捲取步驟中的沃斯田鐵→肥粒鐵變態成為來自未再結晶γ晶粒 (unrecrystallized austenite grain)的肥粒鐵變態。該情況下，未獲得所需的微細碳化物，無法達成本發明的目標的熱軋鋼板強度(拉伸強度700MPa以上)。因此，精軋溫度設為(Ar3+20℃)以上。較佳為(Ar3+40℃)以上。然而，若精軋溫度變得過高，則晶粒粗大化而對熱軋鋼板的衝壓性(punchabitity)造成不良影響，因此精軋溫度較佳設為(Ar3+140℃)以下。
另外，此處提及的Ar3變態點為以冷卻速度5℃/s的熱加工模擬機實驗(thermecmastor test)(熱加工再現試驗(thermo-mechanical simulation test))而求出熱膨脹曲線(thermal expansion curve)，並根據其變化點而求出的變態溫度。
精軋最終2座的合計壓下率：60%以下
在精軋最終2座的合計壓下率超過60%的情況下，殘存應變增大，從而助長來自未再結晶γ晶粒的肥粒鐵變態。因此，將精軋機的最終2座的合計壓下率設為60%以下。較佳為50%以下。
平均冷卻速度：40℃/s以上
在熱軋結束後實施冷卻時，在平均冷卻速度小於40℃/s的情況下，肥粒鐵變態溫度增高。結果，高溫區域下碳化物析出，未獲得所需的微細碳化物，從而無法達成本發明的目標的熱軋鋼板強度(拉伸強度700MPa以上)。因此，平均冷卻速度設為40℃/s以上。較佳設為50℃/s以上。然而，若平均冷卻速度過大，則有無法獲得所需的肥粒鐵組織之虞，因而較佳設為150℃/s以下。
另外，此處提及的平均冷卻速度為精軋溫度-捲取溫度 間的平均冷卻速度。
本發明中，以上述平均冷卻速度進行冷卻，使肥粒鐵變態溫度降低至捲取溫度附近為止，藉此自捲取即將開始前至捲取步驟初期之間，使含有Ti的碳化物析出。藉此，避免含有Ti的碳化物在高溫區域析出而粗大化，從而獲得本發明所需的微細碳化物析出的熱軋鋼板。
捲取溫度：560℃以上且720℃以下
如上述般，本發明中，使含有Ti的微細碳化物主要在捲取即將開始前至捲取步驟初期之間析出。因此，為了使含有Ti的碳化物微細且大量析出，需要將捲取溫度設為適合於含有Ti的碳化物析出的溫度區域。在捲取溫度小於560℃的情況下、或者超過720℃的情況下，有助於鋼的高強度化的微細的碳化物未充分析出，從而無法獲得所需的熱軋鋼板強度。基於以上的理由，將捲取溫度設為560℃以上且720℃以下。較佳為600℃以上且700℃以下。
本發明中，亦可在對捲取後的熱軋鋼板實施酸洗及退火處理後，實施浸漬於熔融鍍鋅浴(molten zinc bath)的鍍覆處理。而且，亦可在實施鍍覆處理後，實施合金化處理。在實施鍍覆處理的情況下，將捲取溫度設為500℃以上且660℃以下，將退火處理的均熱溫度設為750℃以下。
捲取溫度：500℃以上且660℃以下
隨著捲取溫度增高，熱軋鋼板中容易生成內部氧化層(internal oxidation layer)。該內部氧化層為鍍覆不良的因素，尤其若捲取溫 度超過660℃則無法確保鍍覆品質。另一方面，自抑制鍍覆不良的觀點考慮，較佳為將捲取溫度設定得低。然而，若捲取溫度小於500℃，則無法充分確保含有Ti的碳化物的析出量，從而無法獲得所需的熱軋鋼板強度。因此，在捲取後實施鍍覆處理的情況下，將捲取溫度設為500℃以上且660℃以下。較佳為500℃以上且600℃以下。
均熱溫度：750℃以下
如上述般，在實施鍍覆處理的情況下，因將捲取溫度設定得低，故有時有助於熱軋鋼板的高強度化的微細的碳化物(含有Ti的碳化物)在捲取時未充分析出。因此，本發明中，使微細的碳化物(含有Ti的碳化物)在鍍覆處理前的退火處理時析出，從而使鍍覆處理後的熱軋鋼板為所需的強度(拉伸強度700MPa以上)。此處，若退火處理的均熱溫度(soaking temperature)超過750℃，則析出的碳化物(含有Ti的碳化物)粗大化，熱軋鋼板強度降低。因此，退火處理的均熱溫度設為750℃以下。較佳為720℃以下。另外，自促進微細的碳化物(含有Ti的碳化物)的析出的觀點考慮，較佳為將退火處理的均熱溫度設為600℃以上。而且，均熱溫度下的保持時間較佳設為10s以上且1000s以下。
在退火處理後，將鋼板浸漬於熔融鍍鋅槽中，在鋼板的表面形成熔融鍍鋅層。亦可在浸漬於熔融鍍鋅槽後，實施合金化處理。退火處理及鍍覆處理較佳為在連續熔融鍍鋅生產線(continuous hot-dip galvanizing line)上實施。
而且，鍍覆的種類不僅可設為上述熔融鍍鋅、合金化熔融鍍覆，亦可設為電鍍鋅(electrogalvanizing)。
另外，鍍覆處理條件或合金化處理條件、其他製造條件不作特別限定，例如亦可在通常的條件下進行。
實施例
將具有表1所示的成分與Ar3變態點的鋼坯(No.A~No.Q)加熱至1200℃~1290℃，在表2所示的熱軋條件下製作熱軋鋼板(No.1~No.23)。板厚為2.0mm~4.0mm。另外，表1的Ar3變態點藉由上文所述方法而求出。對一部分熱軋鋼板(No.3、No.4、No.9~No.11、No.16、No.18、No.19)進行酸洗後，通過熔融鍍鋅生產線，藉此在表2所示的均熱溫度下實施退火處理，並進而實施熔融鍍鋅處理。另外，熔融鍍鋅處理是如下處理，即，將退火處理後的熱軋鋼板浸漬於480℃的鍍鋅浴(0.1質量%Al-Zn)中，將每單面附著量45g/m2的熔融鍍鋅層(hot-dip galvanizing layer)形成於鋼板的兩面。而且，對一部分熱軋鋼板(No.9~No.11、No.16、No.18、No.19)實施熔融鍍鋅處理後，進而實施合金化處理。合金化處理溫度設為520℃。
自上述獲得的熱軋鋼板(No.1~No.23)採取試驗片，進行組織觀察(microstructure observation)、拉伸試驗、擴孔試驗。組織觀察方法及各種試驗方法為如下所示。
(i)組織觀察
肥粒鐵相的分率
自熱軋鋼板採取掃描式電子顯微鏡(scanning electron microscope：SEM)用試驗片，對與軋延方向平行的板厚剖面進行研磨後，進行硝酸浸蝕液腐蝕(nital etching)，在板厚1/4位置，以倍率3000倍在10個視野拍攝SEM照片，藉由圖像解析(image analysis)將肥粒鐵相與肥粒鐵以外的相進行分離，並確定各個相的分率(面積率)。
含有Ti的碳化物
自熱軋鋼板(板厚1/4位置)製作薄膜試料(thin-film sample)，使用穿透式電子顯微鏡(transmission electron microscope)在10個視野拍攝20萬倍的照片。
根據拍攝到的照片，求出含有Ti的碳化物的總個數(N0)，並且藉由圖像處理，將含有Ti的碳化物的各自的粒徑作為圓當量直徑(equivalent circle diameter)而求出，求出含有Ti的碳化物中粒徑小於9nm的碳化物的個數(N1)。使用該些值(N0及N1)，對含有Ti的碳化物求出小於9nm的碳化物數相對於總碳化物數的比率(N1/N0×100(%))。
含有Ti的析出物
使用AA系電解液(乙醯丙酮(acetylacetone)-氯化四甲基銨(tetramethylammonium chloride)的乙醇溶液(ethanol solution)，對熱軋鋼板進行恆定電流電解(constant-current electrolysis)而抽出析出物，使用孔徑20nm的過濾器(filter)對抽出液進行過濾。如此分離出粒徑小於20nm的析出物，並藉由感應耦合電漿發射 光譜儀(inductively-coupled plasma optical emission spectrometry)對上述析出物進行分析，而求出粒徑小於20nm的析出物中所含的Ti量。將粒徑小於20nm的析出物中所含的Ti量除以熱軋鋼板中所含的Ti量，求出粒徑小於20nm的析出物中所含的Ti的比例(百分率)。
(ii)拉伸試驗
對每個熱軋鋼板，採取3根將相對於軋延方向為直角的方向作為拉伸方向的日本工業規格(Japanese Industrial Standards，JIS)5號拉伸試驗片，進行依據JIS Z 2241(2011)的規定的拉伸試驗(應變速度：10mm/min)，對拉伸強度、總伸長率(total elongation)進行測定。對每個熱軋鋼板進行3次拉伸試驗，將3次的平均值設為拉伸強度(TS)、總伸長率(El)。
(iii)擴孔試驗(量產沖緣加工性評価)
自熱軋鋼板採取試驗片(尺寸：150mm×150mm)，藉由使用了50mmφ衝頭進行的衝壓加工(衝壓間隙：30%)在該試驗片上形成初始直徑d0的孔。然後，自衝壓時的衝頭側對所形成的孔插入頂角：60°的圓錐衝頭，將該孔擴展開，測定龜裂貫通了鋼板(試驗片)的板厚時的孔徑d1，並利用下式算出沖緣率(%)。
沖緣率(%)={(d1-d0)/d0}×100
將沖緣率為40%以上的情況評估為量產沖緣加工性良好。
將所獲得的結果表示於表3。
本發明例的熱軋鋼板(No.1~No.3、No.5、No.6、No.9、No.12~No.16、No.22、No.23)均成為兼備所需的拉伸強度(700MPa以上)與優異的量產沖緣加工性的熱軋鋼板。另一方面，脫離本發明的範圍的比較例的熱軋鋼板((No.4、No.7、No.8、No.10、No.11、No.17~No.21)無法確保規定的高強度，亦無法確保充分的沖緣率。

Claims (20)

  1. 一種高強度熱軋鋼板，其特徵在於：具有如下的組成，即，以C、S、N及Ti滿足下述(1)式及(2)式的方式，以質量%計含有：C：0.03%以上且0.1%以下，Si：小於0.5%，Mn：超過0.7%且小於1.2%，P：0.05%以下，S：0.005%以下，N：0.01%以下，Al：0.1%以下，以及Ti：0.1%以上且0.25%以下，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；且上述高強度熱軋鋼板具有肥粒鐵相的分率超過90%、析出有含有Ti的碳化物、且上述碳化物中的70%以上的粒徑小於9nm的組織，Ti*≧0.1...(1) C×(48/12)-0.14<Ti*<C×(48/12)+0.08...(2)其中，(1)式及(2)式中，Ti*=Ti-N×(48/14)-S×(48/32)，C、S、N、Ti為各元素的含量(質量%)。
  2. 如申請專利範圍第1項所述的高強度熱軋鋼板，其中Ti中的50質量%以上是作為粒徑小於20nm的含有Ti的析出物而析出。
  3. 如申請專利範圍第1項所述的高強度熱軋鋼板，其中除上述組成外，進而以質量%計含有V：0.002%以上且0.1%以下、以及Nb：0.002%以上且0.1%以下中的至少1種。
  4. 如申請專利範圍第2項所述的高強度熱軋鋼板，其中除上述組成外，進而以質量%計含有V：0.002%以上且0.1%以下、以及Nb：0.002%以上且0.1%以下中的至少1種。
  5. 如申請專利範圍第1項所述的高強度熱軋鋼板，其中除上述組成外，進而以質量%計含有Cu：0.005%以上且0.2%以下、Ni：0.005%以上且0.2%以下、Cr：0.002%以上且0.2%以下、以及Mo：0.002%以上且0.2%以下中的至少1種。
  6. 如申請專利範圍第2項所述的高強度熱軋鋼板，其中除上述組成外，進而以質量%計含有Cu：0.005%以上且0.2%以下、Ni：0.005%以上且0.2%以下、Cr：0.002%以上且0.2%以下、以及Mo：0.002%以上且0.2%以下中的至少1種。
  7. 如申請專利範圍第3項所述的高強度熱軋鋼板，其中除上述組成外，進而以質量%計含有Cu：0.005%以上且0.2%以下、Ni：0.005%以上且0.2%以下、Cr：0.002%以上且0.2%以下、以及Mo：0.002%以上且0.2%以下中的至少1種。
  8. 如申請專利範圍第4項所述的高強度熱軋鋼板，其中 除上述組成外，進而以質量%計含有Cu：0.005%以上且0.2%以下、Ni：0.005%以上且0.2%以下、Cr：0.002%以上且0.2%以下、以及Mo：0.002%以上且0.2%以下中的至少1種。
  9. 如申請專利範圍第1項所述的高強度熱軋鋼板，其中除上述組成外，進而以質量%計含有B：0.0002%以上且0.003%以下。
  10. 如申請專利範圍第2項所述的高強度熱軋鋼板，其中除上述組成外，進而以質量%計含有B：0.0002%以上且0.003%以下。
  11. 如申請專利範圍第3項所述的高強度熱軋鋼板，其中除上述組成外，進而以質量%計含有B：0.0002%以上且0.003%以下。
  12. 如申請專利範圍第4項所述的高強度熱軋鋼板，其中除上述組成外，進而以質量%計含有B：0.0002%以上且0.003%以下。
  13. 如申請專利範圍第5項所述的高強度熱軋鋼板，其中除上述組成外，進而以質量%計含有B：0.0002%以上且0.003%以下。
  14. 如申請專利範圍第6項所述的高強度熱軋鋼板，其中除上述組成外，進而以質量%計含有B：0.0002%以上且0.003%以下。
  15. 如申請專利範圍第7項所述的高強度熱軋鋼板，其中 除上述組成外，進而以質量%計含有B：0.0002%以上且0.003%以下。
  16. 如申請專利範圍第8項所述的高強度熱軋鋼板，其中除上述組成外，進而以質量%計含有B：0.0002%以上且0.003%以下。
  17. 如申請專利範圍第1項至第16項中任一項所述的高強度熱軋鋼板，其中除上述組成外，進而以質量%計含有Ca：0.0002%以上且0.005%以下、以及稀土金屬：0.0002%以上且0.03%以下中的至少1種。
  18. 一種高強度熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於：將具有如申請專利範圍第1項、第3項、第5項、第7項、第9項、第11項、第13項、第15項以及第17項中任一項所述的高強度熱軋鋼板的組成的鋼原材料加熱至1100℃以上，實施精軋溫度為(Ar3+20℃)以上且精軋最終2座的合計壓下率為60%以下的熱軋後，以平均冷卻速度：40℃/s以上進行冷卻，以捲取溫度：560℃以上且720℃以下進行捲取。
  19. 一種高強度熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於：將具有如申請專利範圍第1項、第3項、第5項、第7項、第9項、第11項、第13項、第15項以及第17項中任一項所述的高強度熱軋鋼板的組成的鋼原材料加熱至1100℃以上，實施精軋溫度為(Ar3+20℃)以上且精軋最終2座的合計壓下率為60%以下的熱 軋後，以平均冷卻速度：40℃/s以上進行冷卻，以捲取溫度：500℃以上且660℃以下進行捲取，在酸洗後，實施均熱溫度設為750℃以下的退火處理，並實施浸漬於熔融鍍鋅浴的鍍覆處理。
  20. 如申請專利範圍第19項所述的高強度熱軋鋼板的製造方法，其中在實施上述鍍覆處理後，實施合金化處理。
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