CN103140594A

CN103140594A - 深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN103140594A
Application number: CN2011800473565A
Authority: CN
Inventors: 木村英之; 奥田金晴; 杉原玲子
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2010-09-29
Filing date: 2011-09-15
Publication date: 2013-06-05
Anticipated expiration: 2031-09-15
Also published as: JP2012092427A; EP2623622B1; EP2623622A4; US9598755B2; EP2623622A1; TW201217549A; TWI431125B; KR20130051500A; CA2810493A1; MX350227B; WO2012043420A1; CN103140594B; US20130292010A1; JP5765116B2; MX2013003450A; CA2810493C; KR101560070B1

Abstract

本发明提出了TS≥440MPa且具有平均r值≥1.2、λ≥80%的深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。以质量%计含有C：0.010%以上且0.06%以下、Si：大于0.5%且在1.5%以下、Mn：1.0%以上且3.0%以下、P：0.005%以上且0.1%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.005%以上且0.5%以下、N：0.01%以下、Nb：0.010%以上且0.090%以下、Ti：0.015%以上且0.15%以下，钢中的Nb和C的含量满足(Nb/93)/(C/12)＜0.20的关系和0.005≤C^*≤0.025，并且具有以面积率计为70%以上的铁素体和以面积率计为3%以上的马氏体。C^*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N}，C、Nb、Ti、N为钢中的C、Nb、Ti、N的含量。

Description

深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及在汽车用钢板等用途中有用的拉伸强度(TS)为440MPa以上且具有高r值(平均r值≥1.2)、高λ值(λ≥80%)的深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。

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，要求改善汽车的燃料效率(车身轻量化)。除此以外，为了在碰撞时确保乘务人员的安全，还要求提高以汽车车身的碰撞特性为中心的安全性。为了同时满足汽车车身的轻量化和安全性的提高，在刚性不成为问题的范围内对原材料进行高强度化、减小板厚而实现轻量化可以说是有效的，最近，高张力钢板积极地应用于汽车部件。所使用的钢板的强度越高，轻量化效果越大，因此，在汽车业界，例如，作为用于内板和外板的面板用材料，存在使用TS为440MPa以上的钢板的动向。

另一方面，以钢板为原材料的汽车部件大部分通过冲压加工来成形，因此，要求汽车用钢板具有优良的冲压成形性。但是，高强度钢板与通常的软钢板相比，成形性、特别是深拉性、延伸凸缘性大幅变差，因此，作为在推进汽车的轻量化方面的课题，对TS≥440MPa、更优选TS≥500MPa、进一步优选TS≥590MPa且兼具良好的深拉成形性、延伸凸缘成形性的钢板的要求日益增高，要求以作为深拉性的评价指标的兰克福特值(以下称为r值)计具有平均r值≥1.2、更优选平均r值≥1.3的高r值并且作为延伸凸缘性的评价指标的扩孔率(以下称为λ)为80%以上的高强度钢板。

作为使钢板具有高r值的同时进行高强度化的方法，例如，专利文献1中公开了如下方法：对于极低碳钢板而言，以添加将固溶在钢中的碳、氮固定的Ti、Nb而IF(无间隙原子，Interstitial atom free)化后的钢作为基体，添加Si、Mn、P等固溶强化元素。

但是，以这种极低碳钢作为原材料并添加固溶强化元素的技术中，如果要制造拉伸强度为440MPa以上的高强度钢板，则在合金元素的添加量增多、例如Si的添加量增多时，在连续退火中富集在表面，与存在于气氛中的微量水蒸汽反应，在表面形成Si系氧化物，使镀层的润湿性变差，导致镀层产生不均匀，从而使镀层质量显著变差。另外，P的添加量增多时，P在晶界偏析而使耐二次加工脆性变差，Mn的添加量增多时，r值降低，存在越是实现高强度化则r值越降低的问题。

作为对钢板进行高强度化的方法，除了如上所述的固溶强化法以外还有组织强化法。一般而言，包含软质铁素体和硬质马氏体的复合组织钢板具有延展性良好且具有优良的强度-延展性平衡、并且屈服强度低这样的特征。因此，冲压成形性比较良好。但是，r值低而使深拉性差。可以说这是因为马氏体形成所必需的固溶C会阻碍对高r值化有效的{111}再结晶织构的形成。

作为改善这种复合组织钢板的r值的技术，例如，专利文献2中公开了如下方法：冷轧后，在再结晶温度～Ac₃相变点的温度下进行装箱退火，然后，为了形成复合组织而加热到700～800℃后，进行淬火回火。另外，专利文献3中公开了含有预定的C量、组织中具有以体积率计合计为3%以上的贝氏体、马氏体、奥氏体中的一种以上的平均r值为1.3以上的高强度钢板。

但是，专利文献2、3中记载的技术均通过形成Al与N的团簇或析出物而使织构发达，需要分别进行用于提高r值的退火和用于制作组织的热处理，另外，退火工序中，以装箱退火为基本，并需要进行其保持时间为1小时以上的长时间保持。因此，需要进行装箱退火，因而与连续退火相比，处理时间延长，工序数增加，因此效率、生产率非常差，不仅从制造成本的观点而言经济性差，而且在制造工艺上存在多发生钢板间的密合、产生回火色以及降低炉体内罩的寿命等多种问题。

另外，专利文献4中公开了通过用与C含量的关系实现V含量的优化来改善复合组织钢板的r值的技术。该技术中，在再结晶退火前使钢中的C以V系碳化物的形式析出而极力降低固溶C量，从而实现高r值化，接着，在α-γ双相区进行加热，由此使V系碳化物溶解，使C富集在γ中，在之后的冷却过程中生成马氏体，从而制造复合组织钢板。

但是，对于双相区退火中使V系碳化物溶解的方法而言，担心会由于溶解速度的波动而引起材质变动，因此，需要对退火温度和退火时间进行高精度的控制，在实机制造中的稳定性方面存在问题。

另外，专利文献5中公开了如下技术：以质量%计C含量为0.010～0.050%的范围内，控制Nb含量和C含量以使0.2≤(Nb/93)/(C/12)≤0.7，由此兼顾高r值化和复合组织化。另外，还公开了复合添加Nb和Ti以使Nb含量和Ti含量为0.2≤{(Nb/93)+(Ti/48)}/(C/12)≤0.7的技术。这些技术中，在热轧板的阶段中，在退火后残留马氏体形成所需的固溶C，并且通过Nb添加所带来的热轧板组织的微细化效果和NbC的析出所带来的固溶C量降低效果来实现高r值化。

此外，作为改善复合组织钢板的r值和λ值的技术，专利文献6中公开了如下技术：以质量%计C含量为0.010～0.050%的范围内，控制Nb含量和C含量以使0.2≤(Nb/93)/(C/12)≤0.7，并且以使第二相的硬度相对于铁素体相的硬度之比为1.5～3.0的范围的方式进行控制，由此兼顾高r值化和高λ化。

但是，专利文献5、6中记载的技术均是通过Nb添加所带来的热轧板组织的微细化效果和NbC的析出所带来的固溶C量降低效果来实现高r值化的技术，不仅Nb的成本非常高，而且Nb会显著延迟奥氏体的再结晶，因此，存在热轧时的负荷高的问题。此外，析出到热轧板中的NbC会使冷轧时的变形阻力增高，因此，例如，如实施例所公开的压下率为65%的冷轧会增大对轧辊的负荷，增大产生故障的危险性，并且生产率的降低、能够制造的制品宽度的制约等也成为问题。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特公昭57-57945号公报

专利文献2：日本特公昭55-10650号公报

专利文献3：日本特开2003-64444号公报

专利文献4：日本特开2002-226941号公报

专利文献5：日本特开2005-120467号公报

专利文献6：日本专利第4501699号公报

发明内容

发明所要解决的问题

在对深拉性优良的软钢板进行高强度化时，以往研究的利用固溶强化进行高强度化的方法中，需要添加大量的合金元素，该方法在成本、镀层质量上存在问题，并且r值提高本身也存在问题。另外，有效利用组织强化的方法中，需要两次退火法、高速冷却设备，因此，在制造工艺上存在问题，虽然也公开了有效利用VC的方法，但担心会由于VC的溶解速度的波动而引起材质变动，需要对退火温度和退火时间进行高精度的控制，在实机制造中的稳定性方面存在问题。此外，虽然公开了通过Nb添加所带来的热轧板组织的微细化效果和NbC的析出所带来的固溶C量降低效果来实现高r值化的技术，但是，Nb不仅成本非常高，而且会显著延迟奥氏体的再结晶，因此，热轧时的负荷高，并且析出到热轧板中的NbC会使冷轧时的变形阻力增高，因此，难以进行稳定的实机制造。

为了解决上述现有技术的问题，本发明的目的在于提供TS≥440MPa且具有平均r值≥1.2、λ≥80%的深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法，或者，本发明的目的在于提供TS≥500MPa、或者即使进一步达到TS≥590MPa这样的高强度也会具有平均r值≥1.2、λ≥80%这样的高r值、高λ值的深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。

用于解决问题的方法

本发明中，为了解决如上所述的问题而进行了深入研究，成功地通过在不添加过量的合金元素或不使用特殊设备的情况下在C含量为0.010～0.06%的范围内用与该C含量的关系限制Nb含量并且将未被Nb、Ti固定的C量(固溶C量)控制在满足后述关系式的范围内而得到TS≥440MPa、平均r值为1.2以上、λ为80%以上、深拉性和延伸凸缘性优良并且具有含有铁素体和马氏体的钢组织的高强度热镀锌钢板。

将本发明的主旨示于以下。

[1]一种深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，

具有如下组成：以质量%计含有C：0.010%以上且0.06%以下、Si：大于0.5%且在1.5%以下、Mn：1.0%以上且3.0%以下、P：0.005%以上且0.1%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.005%以上且0.5%以下、N：0.01%以下、Nb：0.010%以上且0.090%以下、Ti：0.015%以上且0.15%以下，且钢中的Nb和C的含量(质量%)满足(Nb/93)/(C/12)＜0.20的关系，并且由下式(1)表示的C^*满足0.005≤C^*≤0.025，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

并且具有以面积率计为70%以上的铁素体和以面积率计为3%以上的马氏体，

平均r值为1.2以上，扩孔率(λ)为80%以上，

C^*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N}…(1)

式中，C、Nb、Ti、N分别表示钢中的C、Nb、Ti、N的含量(质量%)，其中，Ti-(48/14)N≤0时，设为Ti-(48/14)N=0。

[2]如上述[1]所述的深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计还含有合计为0.5%以下的Mo、Cr、V中的一种或两种以上。

[3]如上述[1]或[2]所述的深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计还含有Cu：0.3%以下、Ni：0.3%以下中的一种或两种。

[4]如上述[1]～[3]中任一项所述的深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计还含有Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下中的一种或两种。

[5]如上述[1]～[4]中任一项所述的深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，

在上述组成的基础上，以质量%计还含有Ta：0.005%以上且0.1%以下，并且，

以由下式(2)表示的C^*代替由上述式(1)表示的C^*满足0.005≤C^*≤0.025的关系，

C^*=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N}…(2)

式中，C、Nb、Ta、Ti、N分别表示钢中的C、Nb、Ta、Ti、N的含量(质量%)，其中，Ti-(48/14)N≤0时，设为Ti-(48/14)N=0。

[6]一种深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对具有上述[1]～[5]中任一项所述的成分组成的钢进行热轧、冷轧后，在700～800℃温度范围内以低于3℃/秒的平均加热速度加热，在800℃～950℃的退火温度下退火，从上述退火温度开始以3～15℃/秒的平均冷却速度冷却，浸渍到镀锌浴中实施热镀锌，在上述热镀锌后以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却，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℃/秒的平均冷却速度冷却。

[7]如上述[6]所述的深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在热轧后3秒以内开始冷却，以40℃/秒以上的平均冷却速度冷却至650℃，然后，在500～650℃的卷取温度下卷取，以50%以上的轧制率进行冷轧。

发明效果

根据本发明，在C含量为0.010～0.06%的范围内将Nb含量和C含量以满足后述关系式的方式进行限制并且将未被Nb、Ti固定的C量(固溶C量)控制在满足前述关系式的范围内，由此使{111}再结晶织构发达，确保平均r值≥1.2从而具有良好的深拉性，并且通过Si添加所带来的铁素体母相的高强度化而降低与第二相的硬度差，确保扩孔率(λ)≥80%，从而具有良好的延伸凸缘性，通过形成含有铁素体和马氏体的钢组织，能够实现TS440MPa以上的高强度化。

具体实施方式

以下，对本发明进行详细说明。

首先，对钢的成分组成进行说明。另外，在没有特别说明的情况下，表示成分的量的%是指质量%。

C：0.010%以上且0.06%以下

C是形成马氏体、有助于强度升高的元素。C量低于0.010%时，难以形成马氏体，无法确保期望的马氏体的面积率，从而得不到440MPa以上的强度。另一方面，C量大于0.06%时，马氏体的面积率增加至必要以上，铁素体的面积率降低，从而得不到良好的r值(r值≥1.2)、λ值(λ≥80%)。因此，C量设定为0.010%以上且0.06%以下。

Si：大于0.5%且在1.5%以下

Si是促进铁素体相变、使未相变奥氏体中的C量升高、使铁素体与马氏体的复合组织容易形成、并且具有固溶强化的效果从而对高强度化有效的元素。另外，使铁素体相硬化，降低与马氏体相的硬度差，从而对高λ化有效。为了得到这些效果，需要含有超过0.5%的Si，优选含有0.8%以上的Si，更优选含有超过1.0%的Si。另一方面，Si的含量超过1.5%时，热轧时产生红氧化皮，使镀覆后的表面外观变差，另外，在实施热镀锌时使镀层的润湿性变差，导致镀层产生不均匀，从而使镀层质量变差，因此，将Si设定为1.5%以下，优选为1.3%以下。

Mn：1.0%以上且3.0%以下

Mn是对马氏体的生成有效的元素，使淬透性提高，使马氏体稳定地生成。Mn量低于1.0%时，难以形成马氏体，无法确保预定的马氏体的面积率，有时得不到440MPa以上的强度。因此，从确保强度的观点出发，添加1.0%以上的Mn，优选为1.2%以上，更优选为1.5%以上。另一方面，添加超过3.0%的Mn时，不仅导致成本增加，而且会使r值和焊接性变差。因此，Mn含量设定为1.0%以上且3.0%以下，优选为1.2%以上且3.0%以下，更优选为1.5%以上且3.0%以下。

P：0.005%以上且0.1%以下

P是固溶强化元素，并且是对高强度化有效的元素。但是，P含量低于0.005%时，不仅其效果表现不出来，而且在炼钢工序中导致脱磷成本升高。因此，P量设定为0.005%以上，优选为0.01%以上。另一方面，P量超过0.1%时，P在晶界偏析，使耐二次加工脆性和焊接性变差。另外，在热镀锌钢板的情况下，在热镀锌后的合金化处理时，抑制Fe在镀层与钢板的界面处从钢板向镀层扩散，使合金化处理性变差。因此，需要在高温下进行合金化处理，所得到的镀层容易产生粉化、碎屑等镀层剥离。因此，P量的上限设定为0.1%，优选为0.06%以下，更优选低于0.035%。

S：0.01%以下

S会降低热加工性，提高钢坯的热裂敏感性，并且在钢中以MnS的形式存在，使钢板的加工性变差。因此，S量设定为0.01%以下。

sol.Al：0.005%以上且0.5%以下

Al是固溶强化元素，并且是对高强度化有效的元素。此外，Al作为脱氧元素具有减少钢中的夹杂物的作用。但是，sol.Al量低于0.005%时，无法稳定地得到上述作用，因此设定为0.005%以上。另一方面，sol.Al量超过0.5%时，导致成本增加，并且诱发表面缺陷，因此，将sol.Al量的上限设定为0.5%，优选为0.1%。

N：0.01%以下

N的含量越低越优选。超过0.01%时，由于生成过量的氮化物而使延展性、韧性和表面性状变差。因此，N量设定为0.01%以下。

Nb：0.010%以上且0.090%以下

Nb在本发明中是重要的元素之一。Nb是具有使热轧板组织微细化的作用并且具有通过在热轧板中以NbC形式析出而固定钢中的C的作用、通过这些作用有助于高r值化的元素。为了表现出这种效果，本发明中将Nb含量设定为0.010%以上。另一方面，Nb超过0.090%而过量含有时，导致成本增加，并且增大热轧时的负荷，另外，使冷轧时的变形阻力增高，有时难以进行稳定的实机制造。另外，如后所述，本发明中，需要用于在退火后的冷却工序中形成马氏体的固溶C，但Nb超过0.090%而过量含有时，将钢中的C全部以NbC的形式固定，妨碍马氏体的形成。因此，Nb含量设定为0.010%以上且0.090%以下，优选为0.010%以上且0.075%以下。

Ti：0.015%以上且0.15%以下

Ti在本发明中是重要的元素之一。Ti与Nb同样地是具有通过以碳化物(TiC)形式析出在热轧板中而固定C的作用、并且通过这些作用有助于高r值化的元素。为了表现出这种效果，本发明中将Ti含量设定为0.015%以上。另一方面，超过0.15%的过量Ti会导致成本增加，并且与Nb的情况同样地使冷轧时的变形阻力增高，因此，有时难以进行稳定的实机制造。另外，超过0.15%而过量含有Ti时，与Nb同样地可能会妨碍退火后的冷却工序中的马氏体的形成。因此，Ti含量设定为0.015%以上且0.15%以下。

(Nb/93)/(C/12)＜0.20且0.005≤C^*≤0.025

C^*由下述式(1)表示(其中，对于Ta添加钢，C^*由后述式(2)表示)。

C^*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N}…(1)

C、Nb、Ti、N分别表示钢中的C、Nb、Ti、N的含量(质量%)。C^*表示未被Nb、Ti固定的C量(固溶C量)。另外，Ti-(48/14)N≤0时，设定为Ti-(48/14)N=0。

(Nb/93)/(C/12)和C^*在本发明中是最重要的指标。Nb与Ti相比非常昂贵，并且会使热轧时的轧制负荷显著增加，可能会降低制造稳定性。另外，如前所述，为了在退火后的冷却过程中形成马氏体，需要未被Nb、Ti固定的C量、即固溶C(C^*)。因此，从成本、制造稳定性、钢板组织和钢板特性的观点出发，需要适当控制(Nb/93)/(C/12)和C^*。

(Nb/93)/(C/12)为0.20以上时，昂贵的Nb的比例高，成本高，此外，热轧时的负荷增大。因此，(Nb/93)/(C/12)设定为小于0.20。另外，C^*小于0.005时，无法确保预定的马氏体量，难以得到440MPa以上的强度。因此，C^*设定为0.005以上。另一方面，C^*大于0.025时，不仅会阻碍对高r值化有效的铁素体的{111}再结晶织构的形成，从而无法得到良好的深拉性，而且由于马氏体的面积率增加而使λ降低，有时得不到良好的延伸凸缘性。因此，C^*设定为0.005以上且0.025以下。此外，为了使平均r值达到1.3以上，优选使C^*为0.020以下，为了使平均r值达到1.4以上，优选使C^*小于0.017。

以上是本发明的钢板的基本组成，在基本组成的基础上，还可以根据需要选择性地含有Mo、Cr、V中的一种或两种以上、和/或Cu、Ni中的一种或两种、和/或Sn、Sb中的一种或两种、和/或Ta。

Mo、Cr、V中的一种或两种以上的合计：0.5%以下

Mo、Cr、V与Mn同样地在提高淬透性、使马氏体稳定生成的方面有效地发挥作用。这种效果在含量合计为0.1%以上时变得显著。另一方面，即使添加合计为超过0.5%的上述元素中的一种或两种以上，其效果也会饱和，导致成本升高，因此，优选将这些元素中的一种或两种以上的合计添加量设定为0.5%以下。

Cu：0.3%以下、Ni：0.3%以下中的一种或两种

Cu是在积极地有效利用废料等时混入的元素。本发明中，通过容许Cu的混入，能够有效利用再生资源作为原料，从而能够削减制造成本。另外，对于本发明的钢板而言，Cu给材质带来的影响小，过量混入时成为钢板的表面损伤的原因，因此，优选将Cu含量设定为0.3%以下。

Ni对钢板的材质的影响也小，在添加Cu的情况下，在减少钢板的表面损伤的方面有效地发挥作用，该效果通过含有Cu含量的1/2的Ni而显著产生，因此，在添加Ni的情况下，优选将Ni量的下限设定为Cu量的1/2。但是，过量添加Ni时，会助长因氧化皮的不均匀性而产生的钢板的表面缺陷，因此，优选将Ni量设定为0.3%以下。

Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下中的一种或两种

从抑制钢板表面的氮化、氧化或因氧化产生的钢板表层的数十微米区域的脱碳的观点出发，可以添加Sn。由此，疲劳特性、耐时效性得到改善。从抑制氮化、氧化的观点出发，优选使Sn含量为0.005%以上，超过0.2%时，会导致韧性变差，因此，优选使Sn含量为0.2%以下。

与Sn同样地，从抑制钢板表面的氮化、氧化或因氧化产生的钢板表层的数十微米区域的脱碳的观点出发，可以添加Sb。通过抑制这种氮化、氧化，防止钢板表面中马氏体的生成量减少，从而改善疲劳特性、耐时效性。从抑制氮化、氧化的观点出发，优选使Sb含量为0.005%以上，超过0.2%时，会导致韧性变差，因此，优选使Sb含量为0.2%以下。

Ta：0.005%以上且0.1%以下

Ta与Nb和Ti同样地是在热轧板中以碳化物(TaC)形式析出而有助于高r值化的元素。从上述观点出发，可以添加0.005%以上的Ta。另一方面，添加超过0.1%的过量Ta时，不仅会导致成本的增加，而且与Nb、Ti同样地可能会妨碍退火后的冷却过程中的马氏体的形成，并且析出到热轧板中的TaC会使冷轧时的变形阻力增高，有时难以进行稳定的实机制造，因此，优选使Ta含量的上限为0.1%。

另外，在以上述范围含有Ta的情况下，调节C、Nb、Ta、Ti、N的含量以使其满足0.005≤C^*≤0.025。在此，C^*由下述式(2)表示。

C^*=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N}…(2)

C、Nb、Ta、Ti、N分别表示钢中的C、Nb、Ta、Ti、N的含量(质量%)。其中，Ti-(48/14)N≤0时，设为Ti-(48/14)N=0。

C^*(=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N})小于0.005时，得不到预定的马氏体的面积率，从而得不到440MPa以上的强度。因此，使C^*为0.005以上。另一方面，C^*大于0.025时，会阻碍对高r值化有效的铁素体相的{111}再结晶织构的形成，可能难以得到良好的r值(平均r值：1.2以上)。

因此，优选使C^*为0.025以下。此外，为了稳定地得到1.3以上的平均r值，优选使C^*为0.020以下。另外，为了得到1.4以上的平均r值，更优选使C^*小于0.017。

本发明的钢板中，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。另外，作为不可避免的杂质，可以列举例如氧(O)，氧(O)形成非金属夹杂物而对质量产生不利影响，因此，优选将其含量降低至0.003%以下。

接下来，对本发明的钢板组织的限定理由进行说明。

本发明的钢板组织具有含有以面积率计为70%以上的铁素体和以面积率计为3%以上的马氏体的组织。本发明中，为了兼顾钢板的强度和冲压成形性(特别是深拉性)，对铁素体和马氏体各自的面积率进行限定。

铁素体：以面积率计为70%以上

铁素体是用于确保钢板的冲压成形性、特别是深拉性的软质相，本发明中，通过使铁素体的{111}再结晶织构发达而实现高r值化。铁素体的面积率低于70%时，难以使平均r值达到1.2以上，无法确保良好的深拉性，从而使冲压成形性降低。因此，使铁素体的面积率为70%以上。另外，为了进一步提高平均r值，优选使铁素体的面积率为75%以上，更优选为80%以上。另一方面，铁素体的面积率超过97%时，钢板强度降低，有时难以确保440MPa以上的强度。

另外，“铁素体”除了包含多边形铁素体以外，还包含由奥氏体相变而来的位错密度高的贝氏体铁素体。

马氏体：以面积率计为3%以上

马氏体是用于确保钢板强度的硬质相。马氏体的面积率低于3%时，钢板的强度降低，难以确保440MPa以上的强度。因此，使马氏体的面积率为3%以上。为了对钢板进一步进行高强度化，优选使马氏体的面积率为5%以上。另一方面，马氏体的面积率大于30%时，使r值提高的铁素体的面积率降低，从而难以确保良好的深拉性。另外，伴随着硬质马氏体相的增加，与铁素体相的界面增大，冲裁时的空隙生成变得显著，使延伸凸缘性降低，担心会使冲压成形性降低。因此，需要使马氏体的面积率为30%以下，优选为20%以下。

另外，对于本发明的钢板而言，作为除铁素体和马氏体以外的组织，可以列举珠光体、贝氏体、残余奥氏体、不可避免的碳化物等，如果它们以面积率(合计)计为5%以下则可以含有。

接着，对本发明的热镀锌钢板的制造方法进行说明。

本发明的钢板通过依次实施下述工序来制造：对上述成分组成的钢水进行熔炼而制成钢原材并对该钢原材实施热轧而制成热轧钢板的热轧工序；对该热轧钢板实施冷轧而制成冷轧钢板的冷轧工序；和对该冷轧钢板实施退火处理、镀锌处理的退火和镀锌工序。

本发明中，钢原材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，从偏析等的观点出发，优选熔炼后通过连铸法制成钢坯，但也可以通过铸锭-开坯轧制法、薄板坯连铸法等公知的铸造方法制成钢坯。另外，在铸造后对钢坯进行热轧时，可以利用加热炉对钢坯再加热后进行轧制，在保持预定温度以上的温度的情况下，也可以不对钢坯进行加热而进行直送轧制。

(热轧工序)

热轧工序中，对钢原材进行加热，并实施粗轧和精轧。本发明中，无需对钢原材的加热条件、粗轧条件、精轧条件进行特别限定，在对钢原材进行加热的情况下，优选将加热温度设定为1100℃以上且1300℃以下并将精轧结束温度设定为Ar₃相变点以上且1000℃以下。

卷取温度不受限定，优选设定为500～700℃。这是因为，卷取温度超过700℃时，担心晶粒会发生粗大化而使强度降低，并且可能会妨碍冷轧退火后的高r值化。另外是因为，卷取温度低于500℃时，NbC、TiC的析出变得困难，可能会对高r值化不利。

另外，为了通过热轧板的结晶粒径微细化来实现r值提高，更优选在精轧结束后3秒以内开始冷却，以40℃/秒以上的平均冷却速度冷却至650℃，并在500～650℃的卷取温度下卷取。

本发明中，通过以满足上述成分组成的方式进行调节，能够将热轧板阶段中的C^*调节至0.005～0.025的范围，由此，能够兼顾高r值化和由复合组织化带来的高强度化。此外，通过将(Nb/93)/(C/12)调节至小于0.20，能够大幅抑制伴随使钢中含有Nb而带来的高成本化和生产率的降低。即，通过极力降低使热轧负荷增大的昂贵的Nb并积极地有效利用Ti来控制C^*，能够得到廉价且制造性优良的高r值的高强度钢板。

(冷轧工序)

冷轧工序根据常规方法进行即可，优选对热轧板进行酸洗后以50%以上的轧制率进行冷轧。为了实现高r值化，有效的是提高冷轧的轧制率。轧制率低于50%时，铁素体的{111}再结晶织构不充分发达，有时得不到优良的深拉性。因此，优选将冷轧的轧制率设定为50%以上。另一方面，轧制率超过90%时，冷轧时对轧辊的负荷增大，担心通板故障发生率会随之增高，因此，优选将冷轧的轧制率设定为90%以下。

(退火和镀锌工序)

退火工序中，对于冷轧钢板，在700～800℃温度范围内以低于3℃/秒的平均加热速度加热，在800～950℃的退火温度下退火，从上述退火温度开始以3～15℃/秒的平均冷却速度冷却，浸渍到镀锌浴中实施热镀锌处理，在热镀锌处理后以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却。在热镀锌处理后进一步实施锌镀层的合金化处理的情况下，在合金化处理后以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却。

700～800℃温度范围内的平均加热速度：低于3℃/秒

本发明中，在热轧钢板的阶段中使TiC、NbC析出，因此，经过冷轧工序得到的冷轧钢板的再结晶温度较高。因此，在将冷轧钢板加热至退火温度时，从促进再结晶而使对高r值有效的{111}再结晶织构发达的观点出发，在700～800℃温度范围内以低于3℃/秒的平均加热速度加热。

该平均加热速度为3℃/秒以上时，{111}再结晶织构的发达变得不充分，有时难以实现高r值化。另外，从生产效率的观点出发，优选将上述平均加热速度设定为0.5℃/秒以上。

退火温度：800～950℃

为了使钢板组织形成含有期望面积率的铁素体和马氏体的复合组织，在退火工序中加热到铁素体-奥氏体的双相区。因此，本发明中将退火温度设定为800℃以上。退火温度低于800℃时，退火冷却后得不到期望的马氏体量，并且在退火工序中无法完成再结晶，因此，铁素体的{111}再结晶织构不充分发达，不能实现平均r值为1.2以上的高r值化。另一方面，退火温度超过950℃时，根据之后的冷却条件，第二相(马氏体、珠光体、贝氏体)增加至必要以上，因此，得不到期望面积率的铁素体，有时得不到良好的r值，并且会导致生产率的降低、能源成本的增加，因此不优选。因此，将退火温度设定为800～950℃，优选为820～880℃。

从使C等合金元素在奥氏体中的富集充分进行的观点和促进铁素体的{111}再结晶织构的发达的观点出发，优选将退火时间设定为15秒以上。另一方面，退火时间超过300秒时，会使晶粒发生粗大化，有时会使强度降低、钢板表面性状变差等对钢板的各特性带来不利影响。另外，使连续热镀锌生产线的生产线速度变得极慢，也会导致生产率的降低。因此，优选将退火时间设定为15～300秒。更优选为15～200秒。

从退火温度开始至镀锌浴为止的平均冷却速度(一次冷却速度)：3～15℃/秒

在上述退火温度下均热后，通常以3～15℃/秒的平均冷却速度冷却至保持于400～500℃的镀锌浴的温度。平均冷却速度低于3℃/秒的情况下，在550～650℃温度范围内经过珠光体生成鼻部(ノーズ)，因此，第二相中生成大量珠光体和贝氏体，得不到预定量的马氏体，有时得不到期望的强度。另一方面，平均冷却速度超过15℃/秒的情况下，从退火温度开始进行冷却时，由γ→α相变引起的Mn、C等元素在γ中的富集变得不充分，在实施合金化处理的情况下，容易生成珠光体等，得不到预定量的马氏体，有时得不到期望的强度。因此，将从退火温度开始至镀锌浴为止的平均冷却速度设定为3～15℃/秒，优选为5～15℃/秒。

另外，浸渍到镀锌浴中实施热镀锌处理之后，也可以根据需要实施锌镀层的合金化处理。这种情况下，锌镀层的合金化处理中，例如，在热镀锌处理后，加热至500～700℃的温度范围，并保持数秒至数十秒。对于本发明钢而言，如上所述控制了从退火温度开始至镀锌浴为止的冷却速度，因此，即使实施上述合金化处理，也不会大量生成珠光体等，能够得到预定量的马氏体，从而能够确保期望的强度。作为镀锌条件，镀层附着量以每单面计为20～70g/m²，在进行合金化的情况下，优选使镀层中的Fe%为6～15%。

在热镀锌处理后、或者锌镀层的合金化处理后的平均冷却速度(二次冷却速度)：5～100℃/秒

对于热镀锌处理后或者实施锌镀层的合金化处理后的二次冷却速度，为了稳定地得到马氏体，以5℃/秒以上的平均冷却速度冷却至150℃以下的温度。二次冷却速度低于5℃/秒的缓冷却中，在约400℃～约500℃生成珠光体或贝氏体，得不到预定量的马氏体，有时得不到期望的强度。另一方面，关于二次冷却速度的上限，超过100℃/秒时，马氏体变得过硬，从而使延展性降低。因此，二次冷却速度优选为100℃/秒以下。基于上述理由，将二次冷却速度设定为5～100℃/秒，优选为10～100℃/秒。

此外，本发明中，也可以在热处理后以形状矫正、表面粗糙度调节为目的实施表面光轧或整平加工。另外，在进行表面光轧的情况下，优选设定为约0.3%～约1.5%的伸长率。

实施例1

以下通过实施例对本发明进一步进行说明。

利用真空熔化对具有表1所示的化学成分的钢进行熔炼、铸造，实施开坯轧制，制成板厚为30mm的钢坯。将这些钢坯加热至1200℃后，在880℃的精轧温度(精轧结束温度)下实施热轧，在表2所示的条件下冷却，然后，在600℃下进行卷取，制造板厚为4.5mm的热轧钢板。另外，热轧工序中，在精轧结束后3秒以内开始冷却。对所得到的热轧钢板进行酸洗后，以69%的轧制率进行冷轧，制成板厚为1.4mm的冷轧钢板。

接着，将从通过上述工序得到的冷轧钢板上切下的样品利用红外线聚焦炉在表2所示的退火温度、保持时间的条件下进行退火，然后在表2所示的条件下进行一次冷却，实施热镀锌(镀浴温度：460℃)后，进行合金化处理(520℃×20秒)，进行二次冷却直至150℃以下的温度，然后，实施伸长率为0.5%的表面光轧。在此，镀覆处理以使附着量为单面50g/m²的方式进行调节，合金化处理以使镀层中的Fe%为9～12%的方式进行调节。

从这样得到的热镀锌钢板上裁取样品，进行组织观察、拉伸试验等，测定铁素体和马氏体的面积率、拉伸特性、平均r值以及λ值。试验方法如下所述。

(i)组织观察

从所得到的热镀锌钢板上裁取试验片，在试验片的L截面(与轧制方向平行的垂直截面)对板厚的1/4位置进行机械研磨，用硝酸乙醇溶液腐蚀后，使用利用扫描电子显微镜(SEM)以2000倍的倍率拍摄而得到的组织照片(SEM照片)，进行组织种类的辨别、面积率的定量化。组织照片中，铁素体为稍黑色反差的区域，将碳化物生成为层状的区域作为珠光体，将碳化物生成为点列状的区域作为贝氏体，将带有白色反差的粒子作为马氏体或残余γ。通过这样对组织的种类进行辨别，能够对观察视野内的铁素体的面积率进行定量化。另外，关于如何辨别上述带有白色反差的粒子是马氏体还是残余γ，对热镀锌钢板在250℃下实施4小时的回火处理后，以与上述同样的方式拍摄组织照片，其组织照片中，将碳化物生成为层状的区域作为上述回火处理前为珠光体的区域，将碳化物生成为点列状的区域作为上述回火处理前为贝氏体、马氏体的区域，另外，将仍然残留白色反差的粒子作为残余γ进行计数，并求出其面积率，计算出这样求出的回火处理后的带有白色反差的粒子(残余γ)的面积率与回火处理前的带有白色反差的粒子(马氏体或残余γ)的面积率之差，由此能够求出各自的面积率，因此，以这种方式求出马氏体的面积率。另外，对于各相的面积率而言，在透明的OHP片上按各相分层，并使其着色，得到图像后进行二值化，利用图像分析软件(微软公司，Digital Image Pro Plus)求出面积率。

(ii)拉伸试验

从所得到的热镀锌钢板上裁取以相对于轧制方向为90°的方向(C方向)为拉伸方向的JIS5号试验片(JIS Z2201)，依据JIS Z2241的规定进行拉伸试验，测定拉伸强度(TS)和总伸长率(EL)。

(iii)平均塑性应变比

从所得到的热镀锌钢板上裁取分别以相对于轧制方向为0°的方向(L方向)、相对于轧制方向为45°的方向(D方向)、相对于轧制方向为90°的方向(C方向)作为拉伸方向的JIS5号试验片，测定对这些试验片赋予10%的单向拉伸应变时的各试验片的宽度方向真应变和厚度方向真应变，由这些测定值依据JIS Z2254的规定计算出平均r值(平均塑性应变比)。

(iv)扩孔率λ

延伸凸缘成形性通过依据日本钢铁联盟标准JFST1001的扩孔试验来评价。即，在100mm×100mm见方的尺寸的样品上开出用冲头直径为10mm的冲头冲裁而成的冲孔，使用顶角60°的圆锥冲头，以使毛刺在外侧的方式进行扩孔试验直到产生贯通板厚的裂纹，此时，将d₀作为初始孔径(=10mm)，将d作为裂纹产生时的孔径(mm)，由下式求出扩孔率λ。

扩孔率λ(%)={(d-d₀)/d₀}×100

将所得到的结果示于表3中。

[表3]

*4)P:珠光体、B:贝氏体、γ：残余奥氏体

对于本发明例(钢板No.3～13、15～19、22～28)而言，TS为440MPa以上，并且具有1.2以上的平均r值和80%以上的λ，成为兼具强度、深拉性和延伸凸缘性的钢板。另外，C^*为0.020%以下的本发明例(钢板No.3～13、15～18、22～27)的平均r值为1.3以上，此外，C^*小于0.017%的本发明例(钢板No.3～10、15～17、22～26)的平均r值为1.4以上，具有极为良好的深拉性。另外，对于C^*小于0.017%且TS水平同等(TS：558～609MPa)的本发明例(钢板No.5～10、15～17、23、24、26)而言，Si含量为优选范围(超过1.0%)的钢板No.6、8、10的λ高于Si含量为1.0%以下的本发明例(钢板No.5、7、9、15～17、23、24、26)的λ。另外，对于C^*为0.017～0.020%且TS水平同等(TS：675～727MPa)的本发明例(钢板No.11～13、18、27)而言，Si含量为优选范围(超过1.0%)的钢板No.11、12、18的λ高于Si含量为1.0%以下的本发明例(钢板No.13、27)的λ。

另一方面，关于比较例，钢板No.1的C、Si含量和C^*不满足本发明的范围，另外，钢板No.2的Mn含量不满足本发明的范围，因此，得不到预定量的马氏体，TS低于440MPa。钢板No.14的Si含量不满足本发明的范围，因此λ低于80%。钢板No.20的Ti含量和Nb含量不满足本发明的范围，钢板No.21的C含量不满足本发明的范围，结果，C^*超出本发明的范围，因此，对高r值化有效的铁素体的面积率低，平均r值低于1.2，并且，硬质马氏体的面积率高，与铁素体相的界面增大，因此，λ低于80%。此外，钢板No.20的Nb含量和(Nb/93)/(C/12)超出本发明范围，因此，担心会随着热轧负荷增大而使制造性降低，钢板No.21的Si含量超出本发明范围，因此，担心会由于热轧时产生红氧化皮而使表面外观变差。

实施例2

利用真空熔化对具有表1的钢No.G、P、R所示的化学成分的钢进行熔炼、铸造，实施开坯轧制，制成板厚为30mm的钢坯。将这些钢坯加热至1200℃后，在880℃的精轧温度(精轧结束温度)下实施热轧，制造板厚为4.5mm的热轧钢板。另外，热轧工序中，在精轧结束后3秒以内开始冷却。另外，冷却开始后至650℃为止的平均冷却速度和卷取温度如表4所示。对这样得到的热轧钢板进行酸洗后，以69%的轧制率进行冷轧，制成板厚为1.4mm的冷轧钢板。接着，将从通过上述工序得到的冷轧钢板上切下的样品利用红外线聚焦炉在表4所示的退火温度、保持时间的条件下进行退火，然后进行一次冷却，实施热镀锌(镀浴温度：460℃)后，进行合金化处理(520℃×20秒)，进行二次冷却直到150℃以下的温度，然后，实施伸长率为0.5%的表面光轧。对于不进行合金化处理的钢板，实施热镀锌后，进行二次冷却直到150℃以下的温度，然后，实施伸长率为0.5%的表面光轧。在此，镀覆处理以使附着量为单面50g/m²的方式进行调节，合金化处理以使镀层中的Fe%为9～12%的方式进行调节。

从这样得到的热镀锌钢板上以与实施例1同样的方式裁取样品，进行组织观察、拉伸试验等，测定铁素体和马氏体的面积率、拉伸特性、平均r值以及扩孔率λ。

将所得到的结果示于表5中。

[表5]

*4)P:珠光体、B:贝氏体、γ：残余奥氏体

对于满足本发明的制造条件的本发明例(钢板No.29、32～36、40～46)而言，TS为440MPa以上，并且具有1.2以上的平均r值和80%以上的λ，成为兼具强度、深拉性和延伸凸缘性的钢板。另外，为了通过热轧板组织的微细化实现高r值化而将精轧结束后的平均冷却速度设定为40℃/秒以上的本发明例(钢板No.32、42、46)与将精轧结束后的平均冷却速度设定为低于40℃/秒的其他本发明例的钢板相比，平均r值更高。

另一方面，对于不满足本发明的制造条件的比较例而言，钢板No.30的退火温度低于本发明的范围，TS低于440MPa。钢板No.31的退火温度超出本发明的范围，成为奥氏体单相区退火，因此，在之后的冷却过程中未生成对高r值化有效的铁素体，平均r值小于1.2。钢板No.37的一次冷却速度为本发明范围外的低于3℃/秒，因此，在550～650℃温度范围内经过珠光体鼻部，因此，在第二相中生成大量珠光体，未得到预定量的马氏体，TS低于440MPa。钢板No.38的一次冷却速度为本发明范围外的超过15℃/秒，因此，由于一次冷却时的γ→α相变而导致Mn、C等元素在γ中的富集不充分，在合金化处理时生成珠光体、贝氏体，未得到预定量的马氏体，TS低于440MPa。钢板No.39的二次冷却速度低于5℃/秒，因此，在约400℃～约500℃生成珠光体、贝氏体，未得到预定量的马氏体，TS低于440MPa。钢板No.47的退火工序中700～800℃内的平均加热速度超出本发明的范围，因此，铁素体的{111}再结晶织构的发达变得不充分，平均r值小于1.2。

产业上的可利用性

根据本发明，通过极力降低昂贵的Nb并且积极地有效利用Ti，能够廉价且稳定地制造即使为TS440MPa以上、或者强度更高的TS500MPa以上或TS590MPa以上也会使平均r值为1.2以上且λ≥80%的深拉性和延伸凸缘性优良的高强度钢板，在产业上发挥特殊的效果。在将本发明的高强度钢板应用于汽车部件的情况下，即使是到目前为止难以冲压成形的部位也能够实现高强度化，具有能够非常有助于汽车车身的碰撞安全性、轻量化的效果。另外，也能够作为家电部件和管用原材料应用而不限于汽车部件。

Claims

1.一种深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，

平均r值为1.2以上，扩孔率(λ)为80%以上，

C^*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N}…(1)

2.如权利要求1所述的深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计还含有合计为0.5%以下的Mo、Cr、V中的一种或两种以上。

3.如权利要求1或2所述的深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计还含有Cu：0.3%以下、Ni：0.3%以下中的一种或两种。

4.如权利要求1～3中任一项所述的深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计还含有Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下中的一种或两种。

5.如权利要求1～4中任一项所述的深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，

在所述组成的基础上，以质量%计还含有Ta：0.005%以上且0.1%以下，并且，

以由下式(2)表示的C^*代替由所述式(1)表示的C^*满足0.005≤C^*≤0.025的关系，

C^*=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N}…(2)

6.一种深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对具有权利要求1～5中任一项所述的成分组成的钢进行热轧、冷轧后，在700～800℃温度范围内以低于3℃/秒的平均加热速度加热，在800℃～950℃的退火温度下退火，从所述退火温度开始以3～15℃/秒的平均冷却速度冷却，浸渍到镀锌浴中实施热镀锌，在所述热镀锌后以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却，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℃/秒的平均冷却速度冷却。

7.如权利要求6所述的深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在热轧后3秒以内开始冷却，以40℃/秒以上的平均冷却速度冷却至650℃，然后，在500～650℃的卷取温度下卷取，以50%以上的轧制率进行冷轧。