CN103958712A - 深拉性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

深拉性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供TS≥440MP、平均r值≥1.30、r值的面内各向异性(Δr)以绝对值计为0.20以下的深拉性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。所述深拉性优良的高强度热镀锌钢板，具有如下成分组成：以质量%计含有C：0.010%以上且0.04%以下、Si：超过1.0%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%以上且低于0.05%、Ti：0.015%以上且0.120%以下，并且满足(Nb/93)/(C/12)<0.20、0.005<C*≤0.020，余量由Fe和不可避免的杂质构成，钢板组织以面积率计具有80%以上的铁素体和3%以上的马氏体。C*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}。

Description

深拉性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及深拉性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法，所述高强度热镀锌钢板为在汽车用钢板等用途中有用的拉伸强度(TS)为440MPa以上的高强度钢板，且具有高r值(平均r值≥1.30)，并且r值的面内各向异性(Δr)以绝对值计低至0.20以下。
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)。此外，为了确保碰撞时乘客的安全，也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使原材高强度化、通过减小板厚而进行轻量化可以说是有效的，最近，高强度钢板被积极用于汽车部件。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，作为内板及外板用的面板用材料，倾向于使用TS为440MPa以上的钢板。
另一方面，以钢板作为原材的汽车部件多数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。然而，高强度钢板与通常的软钢板相比，成形性、特别是深拉性大幅变差，因此，作为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并且兼具良好的深拉成形性的钢板的要求增高，要求以作为深拉性的评价指标的兰克福特值(以下为r值)计平均r值≥1.30这样的高r值的高强度钢板。
另外，根据应用部件，即使为相同的平均r值，其面内各向异性小也会有助于成形性的提高，因此，也要求面内各向异性的降低。
作为在具有高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：在极低碳钢板中，添加将固溶在钢中的碳和氮固定的Ti、Nb，以IF(无间隙原子，Interstitial atom free)化的钢为基体添加Si、Mn、P等固溶强化元素。
然而，在以这样的极低碳钢作为原材、添加固溶强化元素的技术中，希望制造TS为440MPa以上或500MPa以上、590MPa以上的高强度钢板时，合金元素的添加量增多，例如，如果Si的添加量增多，则在连续退火中富集于表面，与气氛中存在的微量的水蒸气反应，在钢板表面上形成Si系的氧化物，使镀层的润湿性变差，导致镀层不均的发生，镀层品质显著变差。另外，如果P的添加量增多，则P在晶界上发生偏析，使耐二次加工脆性变差，如果Mn的添加量增多，则r值降低，存在如实现高强度化那样r值降低的问题。
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。由软质的铁素体和硬质的马氏体构成的复合组织钢板通常具有如下特征：延展性良好，具有优良的强度-延展性平衡，并且屈服强度低。因此，冲压成形性比较良好。然而，r值低，深拉性变差。可以说这是由于，除了存在结晶取向上对r值没有帮助的马氏体以外，马氏体的形成所必须的固溶C会阻碍对高r值化有效的{111}再结晶织构的形成。
作为改善这样的复合组织钢板的r值的技术，例如，专利文献2中公开了如下方法：在冷轧后，在再结晶温度～Ac3相变点的温度下进行装箱退火，然后，为了得到复合组织，加热至700～800℃后，进行淬火回火。另外，专利文献3中公开了一种高强度钢板，其含有预定的C量，在组织中具有合计为3％以上的贝氏体、马氏体、奥氏体中的一种以上，且平均r值为1.3以上。
然而，专利文献2、3中记载的技术均分别需要进行通过形成Al与N的团簇、析出物而使织构发达从而提高r值的退火和用于制作组织的热处理，另外，退火工序中，以装箱退火为基础，需要进行其保持时间为1小时以上的长时间保持。由于装箱退火是必要的，因此，与连续退火相比，处理时间长，工序数增加，因而，效率和生产率非常差，从制造成本的观点出发，不仅经济性差，而且在大量产生钢板间的密合、产生回火色以及降低炉体内盖的寿命等制造工序方面存在大量问题。
另外，专利文献4中公开了通过根据与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，尽量降低固溶C量，实现高r值化，接着，在α-γ的二相区域内加热，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，制造复合组织钢板。
然而，对于在二相区域退火中使V系碳化物溶解的方法而言，担心会由于溶解速度的偏差而引起材质变动，因此，对于退火温度和退火时间而言，需要高精度的管理，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：C含量在0.010～0.050％的范围内，且以达到0.2≤(Nb/93)/(C/12)≤0.7的方式控制Nb含量和C含量，由此，同时实现高r值化和复合组织化。另外，这些技术中，在热轧板的阶段，使退火后形成马氏体所必需的固溶C残留，并且通过由Nb添加产生的热轧板组织的微细化效果和由NbC的析出产生的固溶C量降低效果而实现高r值化。
然而，不仅Nb的成本非常高，而且Nb使奥氏体的再结晶显著延迟，因此，存在热轧时的负荷高的问题。另外，在热轧板中析出的NbC会增加冷轧时的变形阻力，因此，加大对辊的负荷，使故障发生的危险性增大，并且生产率的降低、能够制造的产品范围的制约等也成为问题。另外，根据本发明人的研究，该技术中，在Nb量和C量增高的情况下，虽然平均r值良好，但观察到r值的面内各向异性增大的倾向，高C成分范围内的r值的面内各向异性的降低成为问题。
另外，专利文献6中公开了如下技术：对于C含量在0.035～0.05％的范围内且以(Nb/93)/(C/12)为0.15～0.45的方式控制了Nb含量和C含量的钢，将钢坯加热温度控制为1000～1200℃，并且以满足C量与Nb量所对应的关系式的方式进行控制，然后，冷轧后，在再结晶以下的高温范围内缓慢加热，使{111}再结晶织构有效地发达，由此，得到平均r值≥1.2并且使其面内各向异性降低后的高强度钢板。另外，还公开了使Nb含量、Ti含量、V含量以{(Nb/93)+(Ti*/48)+(V/51)}/(C/12)为0.15～0.45的方式进行复合添加的技术。在此，Ti*＝Ti-1.5S-3.4N，在Ti*≤0的情况下，Ti*＝0。
然而，专利文献6记载的技术中，C含量高达0.035～0.05％，因此，满足平均r值≥1.2，但实施例中的平均r值最大为1.32，r值不一定良好，预测难以应用于需要更高的r值的部位。另外，为了实现平均r值≥1.2，含有0.05％以上的价格非常高的Nb，因此成本高，另外，Nb使奥氏体的再结晶显著延迟，因此，存在热轧时的负荷高的问题。另外，在热轧板中析出的NbC会增加冷轧时的变形阻力，因此，生产率的降低、能够制造的产品范围的制约等也成为问题。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭56-139654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：日本特开2008-174825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，以往一直研究的利用固溶强化的高强度化的方法中，需要添加大量的合金元素，这在成本、镀敷性品质上存在问题，另外，r值提高本身也存在问题。另外，在有效利用组织强化的方法中，需要二次退火法，因此，存在制造工序上的问题，虽然也公开了有效利用VC的方法，但担心会由于VC的溶解速度的偏差而引起材质变动，对于退火温度和退火时间而言，需要高精度的管理，实机制造中的稳定性方面也存在问题。另外，虽然公开了通过由Nb添加产生的热轧板组织的微细化效果和由NbC的析出产生的固溶C量降低效果而实现高r值化的技术，但Nb不仅成本非常高，而且使奥氏体的再结晶显著延迟，因此，热轧时的负荷高，另外，在热轧板中析出的NbC会增加冷轧时的变形阻力，因此，难以进行稳定的实机制造。
本发明的目的在于提供解决这样的现有技术的问题的、具有TS≥440MPa且平均r值≥1.30、并且r值的面内各向异性(Δr)以绝对值计为0.20以下的、深拉性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法，其目的在于提供即使为TS≥500MPa、或者进一步TS≥590MPa这样的高强度、也可使平均r值≥1.30、并且其面内各向异性小的、深拉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，进行了深入的研究，在不添加过量的合金元素、不使用特殊的设备的情况下，通过在C含量为0.010～0.04％的范围内利用与该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)控制在满足后述的关系式的范围内，成功地得到了平均r值为1.30以上、深拉性优良且r值的面内各向异性(Δr)以绝对值计小低至0.20以下的、具有含有铁素体和马氏体的钢板组织的高强度热镀锌钢板。
以下示出本发明的主旨。
(1)一种深拉性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，
具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.010％以上且0.04％以下、Si：超过1.0％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％以上且低于0.05％、Ti：0.015％以上且0.120％以下，并且钢中的Nb和C的含量(质量％)满足(Nb/93)/(C/12)<0.20的关系，进一步满足0.005<C*≤0.020，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
钢板组织以面积率计具有80％以上的铁素体和3％以上的马氏体，拉伸强度为440MPa以上，平均r值为1.30以上且r值的面内各向异性(Δr)以绝对值计为0.20以下，
其中，C*由C*＝C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}表示，C、Nb、Ti、N、S分别表示钢中的各元素的含量(质量％)。
(2)如上述(1)所述的深拉性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在上述成分组成的基础上，以质量％计进一步含有合计为0.5％以下的Mo、Cr、V中的一种或两种以上。
(3)如上述(1)或(2)所述的深拉性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在上述成分组成的基础上，以质量％计进一步含有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优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在上述成分组成的基础上，以质量％计进一步含有Sn：0.20％以下、Sb：0.20％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优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在上述成分组成的基础上，以质量％计进一步含有Ta：0.01～0.10％，并且代替上述C*而以下述C*满足0.005<C*≤0.020的方式含有，
其中，C*由C*＝C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}表示，C、Nb、Ta、Ti、N、S分别表示钢中的各元素的含量(质量％)。
(6)一种深拉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℃的温度范围内以低于3℃/s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℃/s的平均冷却速度冷却，并浸渍到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，在上述合金化处理后，以5～100℃/s的平均冷却速度冷却。
(7)如上述(6)所述的深拉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℃，在超过600℃且在700℃以下的卷取温度下卷取，并且使上述冷轧的轧制率为50％以上。
发明效果
根据本发明，通过在C含量为0.010～0.04％的范围内以满足上述关系式的方式限制Nb含量和C含量并且将未被Nb、Ti固定的C量(固溶C量；C*)控制在满足上述关系式的范围内，使{111}再结晶织构发达，确保平均r值≥1.30，并且将r值的面内各向异性(Δr)以绝对值计降低至0.20以下，进而，通过形成为含有铁素体和马氏体的钢板组织，能够实现良好的深拉性和TS440MPa以上的高强度化。
具体实施方式
以下，对本发明详细进行说明。
首先，对钢的成分组成进行说明。需要说明的是，表示成分的量的％只要没有特别说明，则是指质量％。
C：0.010％以上且0.04％以下
C是形成马氏体、有助于强度上升的元素。C量低于0.010％时，难以形成马氏体，无法确保期望的马氏体百分率，得不到440MPa以上的强度。另一方面，C量超过0.04％时，马氏体的面积率增加至必要以上，铁素体的面积率降低，不仅得不到良好的r值(平均r值≥1.30)，而且得不到良好的r值的面内各向异性(|Δr|≤0.20)。因此，C量设定为0.010％以上且0.04％以下，为了得到更良好的r值(平均r值≥1.35)，C量优选为0.010％以上且低于0.035％。需要说明的是，为了得到TS≥500MPa，C量优选为0.015％以上，为了得到TS≥590MPa，优选为0.020％以上。
Si：超过1.0％且在1.5％以下
Si促进铁素体相变，使未相变奥氏体中的C量上升，容易形成铁素体与马氏体的复合组织，此外还具有固溶强化的效果，是对高强度化有效的元素。为了得到该效果，需要含有超过1.0％。另一方面，Si超过1.5％含有时，在热轧时产生红氧化皮，使镀敷后的表面外观变差，另外，在连续退火中富集于表面，与气氛中存在的微量的水蒸气反应，在钢板表面上形成Si系氧化物，使镀层的润湿性变差，导致镀层不均的产生，镀层品质变差。因此，Si量设定为超过1.0％且在1.5％以下，优选设定为超过1.0％且在1.4％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，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，不仅会导致钢坯成本的增加，而且使r值以及焊接性变差，因此，Mn量的上限设定为3.0％。
P：0.005％以上且0.1％以下
P是固溶强化元素，是对高强度化有效的元素。然而，P含量低于0.005％时，不仅不会表现其效果，而且在炼钢工序中导致脱磷成本的上升。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在晶界发生偏析，使耐二次加工脆性以及焊接性变差。另外，在热镀锌后的合金化处理时，抑制镀层与钢板的界面处的Fe从钢板向镀层中的扩散，合金化处理性变差。因此，需要高温下的合金化处理，所得到的镀层容易产生粉化、碎屑等镀层剥离。因此，P量设定为0.1％以下，优选为0.06％以下，更优选低于0.035％。
S：0.01％以下
S使热加工性降低，提高钢坯的热裂纹敏感性，另外，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，是对高强度化有效的元素。另外，Al作为脱氧元素具有使钢中的夹杂物减少的作用。然而，sol.Al量低于0.005％时，不能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，导致成本的增加，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。N量超过0.01％时，由于生成过量的氮化物而使延展性、韧性以及表面性状变差。因此，N量设定为0.01％以下。
Nb：0.010％以上且低于0.05％
Nb在本发明中是重要的元素之一。Nb具有使热轧板组织微细化的作用，并且通过在热轧板中以NbC的形式析出而具有将钢中的C固定的作用，是通过这些作用而有助于高r值化的元素。为了显示这样的效果，本发明中，将Nb含量设定为0.010％以上。另一方面，0.05％以上的过量的Nb会导致成本的增加，并且使热轧时的负荷增大，另外，增加冷轧时的变形阻力，有时难以进行稳定的实机制造。另外，如后所述，本发明中，在退火后的冷却过程中需要用于形成马氏体的固溶C，但Nb过量含有至0.05％以上时，使固溶C量减少，妨碍马氏体的形成，无法确保期望的马氏体百分率，有时得不到440MPa以上的强度。因此，Nb含量设定为0.010％以上且低于0.05％。
Ti：0.015％以上且0.120％以下
Ti在本发明中是重要的元素之一。Ti与Nb同样地在热轧板中以碳化物(TiC)的形式析出，由此具有固定C的作用，是通过这些作用而有助于高r值化的元素。为了显示这样的效果，本发明中，将Ti含量设定为0.015％以上。另一方面，超过0.120％的过量的Ti会导致成本的增加，并且与Nb的情况同样地增加冷轧时的变形阻力，因此，有时难以进行稳定的实机制造。另外，含有超过0.120％的过量的Ti时，与Nb同样地有可能妨碍在退火后的冷却过程中的马氏体的形成。因此，Ti含量设定为0.015％以上且0.120％以下。
(Nb/93)/(C/12)<0.20并且0.005<C*≤0.020
其中，C*由C*＝C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}表示，C、Nb、Ti、N、S分别表示钢中的C、Nb、Ti、N、S的含量(质量％)。C*表示未被Nb、Ti的C量(固溶C量)。需要说明的是，在Ti-(48/14)N-(48/32)S≤0的情况下，设定为Ti-(48/14)N-(48/32)S＝0。
(Nb/93)/(C/12)以及C*在本发明中是最重要的指标。Nb与Ti相比，价格非常高，并且使热轧时的轧制负荷显著增加，有可能使制造稳定性降低。另外，如上所述，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、钢板组织以及钢板特性的观点出发，需要适当地控制(Nb/93)/(C/12)以及C*。
(Nb/93)/(C/12)为0.20以上时，昂贵的Nb的比例高，成本高，并且热轧时的负荷增大。因此，(Nb/93)/(C/12)设定为小于0.20。另外，C*为0.005以下时，无法确保预定的马氏体量，难以得到440MPa以上的强度。因此，C*设定为超过0.005。另一方面，C*超过0.020时，会阻碍对高r值化有效的铁素体的{111}再结晶织构的形成，不仅有时得不到良好的深拉性，而且使r值的面内各向异性(Δr)向负侧(负的方向)增大的冷轧织构的主取向即{100}<110>～{112}<110>附近在退火后也残留，有时不能满足|Δr|≤0.20。因此，为了实现TS：440MPa以上、平均r值：1.30以上并且|Δr|≤0.20，C*设定为超过0.005且0.020以下。为了实现平均r值：1.35以上，C*优选为0.0185以下，为了实现平均r值：1.40以上，C*更优选为小于0.0170。
以上为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。
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。这样的效果在合计含有0.1％以上时变显著。另一方面，即使添加合计超过0.5％的这些元素中的一种或两种以上，其效果也会饱和，导致成本的上升，因此，优选使这些元素中的一种或两种以上的合计添加量为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，通过允许Cu的混入，有效利用再循环资源作为原料，从而能够削减制造成本。需要说明的是，本发明的钢板中，Cu对材质产生的影响小，但过量混入时，成为表面损伤的原因，因此，Cu含量优选设定为0.3％以下。
Ni对钢板的材质产生的影响也小，但在添加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，Ni量的下限优选设定为Cu量的1/2。然而，过量添加Ni时，会助长由氧化皮的不均匀性引起的表面缺陷，因此，Ni量优选设定为0.3％以下。
本发明的高强度热镀锌钢板，在上述成分组成的基础上，还可以根据需要选择含有选自Sn、Sb中的一种或两种和/或Ta。
Sn：0.20％以下、Sb：0.20％以下中的一种或两种
从抑制钢板表面的氮化、氧化、或者由于氧化而产生的钢板表面的数十微米范围的脱碳的观点出发，可以含有Sn、Sb。通过抑制这样的氮化和氧化，防止在钢板表面上马氏体的生成量减少，使疲劳特性和表面品质得到改善。从抑制氮化和氧化的观点出发，在含有Sn或者Sb的情况下，优选设定为0.01％以上，超过0.20％时，会导致韧性变差，因此，优选设定为0.20％以下。
Ta：0.01％以上且0.10％以下、并且0.005<C*≤0.020
Ta与Nb和Ti同样地在热轧板中以TaC的形式析出，由此具有固定C的作用，是通过这些作用而有助于高r值化的元素。从这样的观点出发，可以含有0.01％以上的Ta。另一方面，含有超过0.10％的过量的Ta时，不仅导致成本的增加，而且与Nb和Ti同样地有可能妨碍退火后的冷却过程中的马氏体的形成，并且在热轧板中析出的TaC增加冷轧时的变形阻力，有时难以进行稳定的实机制造，因此，含有Ta的情况下，优选设定为0.10％以下。
在添加Ta的情况下，以满足0.005<C*≤0.020的方式含有。其中，C*由C*＝C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}表示，C、Nb、Ta、Ti、N、S分别表示钢中的各元素的含量(质量％)。需要说明的是，Ti-(48/14)N-(48/32)S≤0的情况下，设定为Ti-(48/14)N-(48/32)S＝0。
C*为0.005以下时，无法确保预定的马氏体量，难以得到440MPa以上的拉伸强度。另一方面，C*超过0.020时，会阻碍对高r值有效的铁素体相的{111}再结晶织构的形成，不仅有时得不到良好的深拉性，而且使r值的面内各向异性(Δr)向负侧(负的方向)增大的冷轧织构的主取向即{100}<110>～{112}<110>附近在退火后也残留，有时不能满足|Δr|≤0.20。因此，为了实现TS：440MPa以上、平均r值：1.30以上并且|Δr|≤0.20，C*设定为超过0.005且在0.020以下。为了实现平均r值：1.35以上，优选使C*为0.0185以下，为了实现平均r值：1.40以上，更优选使C*为低于0.0170。
在本发明的钢板中，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。需要说明的是，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品质产生不良影响，因此，优选使其含量降低至0.003％以下。
接着，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如下组织：包含以面积率计为80％以上的铁素体和以面积率计为3％以上的马氏体。本发明中，为了同时实现钢板的强度与冲压成形性(特别是深拉性)，对铁素体及马氏体各自的面积率进行限定。
铁素体：以面积率计为80％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80％时，有时难以实现平均r值：1.30以上，无法确保良好的深拉性，冲压成形性有时会降低。因此，铁素体的面积率设定为80％以上。需要说明的是，为了进一步提高平均r值，铁素体的面积率优选设定为85％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。
需要说明的是，“铁素体”除了多边形铁素体之外，还包括由奥氏体相变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的强度的硬质相。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，马氏体的面积率设定为3％以上。为了进一步实现钢板的高强度化，优选使马氏体的面积率为5％以上。另一方面，马氏体的面积率超过20％时，使r值提高的铁素体的面积率降低，难以确保良好的深拉性。因此，马氏体的面积率需要设定为20％以下，优选为15％以下。
需要说明的是，本发明的钢板中，作为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，它们的面积率只要合计为5％以下即可。
接着，对本发明的热镀锌钢板的制造方法进行说明。
本发明的热镀锌钢板通过依次实施如下工序来制造：热轧工序，将上述成分组成的钢水熔炼而制成钢原材，对该钢原材实施热轧而制成热轧钢板；冷轧工序，对该热轧钢板实施冷轧而制成冷轧钢板；和退火-镀锌工序，对该冷轧钢板实施退火处理、镀锌处理。
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，在熔炼后，从偏析等观点出发，优选通过连铸法得到钢坯，但也可以通过铸锭-开坯轧制法、薄钢坯连铸法等公知的铸造方法得到钢坯。需要说明的是，在铸造后对钢坯进行热轧时，可以利用加热炉将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直接进行轧制。
(热轧工序)
热轧工序中，对钢原材进行加热，实施粗轧及精轧。本发明中，对钢原材的加热条件、粗轧条件、精轧条件无需进行特别限定，在对钢原材进行加热的情况下，优选加热温度为1100℃以上且1300℃以下，精轧结束温度为Ar3相变点以上且1000℃以下。
卷取温度没有限定，优选为500～700℃，更优选为超过600℃且在700℃以下。卷取温度超过700℃时，晶粒***大，强度有可能降低，并且有可能会妨碍冷轧退火后的高r值化。另外，卷取温度低于500℃时，难以析出NbC、TiC，因此，即使C*的值相同，实际上未被Nb、Ti固定的C量也会增加，有可能对高r值化不利。因此，卷取温度优选为500℃以上，更优选超过600℃。
另外，为了通过热轧板的结晶粒径微细化而提高r值，更优选在精轧结束后，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℃，在超过600℃且在700℃以下的卷取温度下卷取。
(冷轧工序)
冷轧工序根据常规方法进行即可，优选将热轧板在酸洗后以50～90％的轧制率进行冷轧。一般而言，为了实现高r值化，提高冷轧的轧制率是有效的。轧制率低于50％时，铁素体的{111}再结晶织构没有充分发达，有时不能得到优良的深拉性。因此，冷轧的轧制率优选为50％以上。另一方面，轧制率超过90％时，冷轧时对辊的负荷增大，随之而来，有可能使通板故障发生率增高，因此，冷轧的轧制率优选为90％以下。
(退火-镀锌工序)
在退火工序中，在700～800℃的温度范围内以低于3℃/s的平均加热速度对冷轧钢板进行加热，在800～950℃的退火温度下退火，从上述退火温度开始以3～15℃/s的平均冷却速度冷却，并浸渍到镀锌浴中实施热镀锌处理，在热镀锌处理后，以5～100℃/s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℃/s的平均冷却速度冷却。
700～800℃的温度范围内的平均加热速度：低于3℃/s
本发明中，在热轧钢板阶段使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达到比较高的温度。因此，将冷轧钢板加热至退火温度时，从促进再结晶、使对高r值有效的{111}再结晶织构发达的观点出发，在700～800℃的温度范围内以低于3℃/s的平均加热速度加热。该平均加热速度为3℃/s以上时，会阻碍对高r值化有效的铁素体的{111}再结晶织构的形成，不仅有时得不到良好的深拉性，而且使r值的面内各向异性(Δr)向负侧(负的方向)增大的冷轧织构的主取向即{100}<110>～{112}<110>附近在退火后也残留，有时不能满足|Δr|≤0.20。需要说明的是，从生产效率的观点出发，上述平均加热速度优选为0.5℃/s以上。
退火温度：800～950℃
为了使钢板组织成为含有期望的面积率的铁素体与马氏体的复合组织，在退火工序中加热至铁素体与奥氏体的二相区域。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，在退火冷却后得不到期望的马氏体量，而且在退火工序中再结晶不会结束，因此，铁素体的{111}再结晶织构不会充分发达，不能实现平均r值：1.30以上的高r值化以及|Δr|≤0.20的低Δr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，得不到期望的面积率的铁素体，不仅有时得不到良好的r值，而且会导致生产率的降低、能源成本的增加，因此不优选。因此，退火温度设定为800～950℃，优选为820～880℃。
从充分地进行C等合金元素向奥氏体的富集的观点、以及促进铁素体的{111}再结晶织构的发达的观点出发，退火时间优选为15s以上。另一方面，退火时间超过300s时，晶粒***大，有时会使强度降低、钢板表面性状变差等对钢板的各特性产生不良影响。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，退火时间优选设定为15～300s。更优选为15～200s。
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℃/s
在上述退火温度下均热后，通常以3～15℃/s的平均冷却速度冷却至保持在420～500℃的镀锌浴的温度。平均冷却速度低于3℃/s的情况下，在550～650℃的温度范围内经过珠光体生成鼻部(ノーズ)，因此，在第二相中大量生成珠光体及贝氏体，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℃/s的情况下，在从退火温度开始进行冷却时，由γ→α相变引起的Mn、C等元素向γ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，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℃/s，优选为5～15℃/s。
以上述一次冷却速度进行冷却后，浸渍到镀锌浴中实施热镀锌处理。热镀锌处理通过常规方法进行即可。另外，在浸渍到镀锌浴中实施热镀锌处理后，根据需要也可以实施锌镀层的合金化处理。该情况下，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，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，即使实施这样的合金化处理，也不会大量生成珠光体等，可得到预定量的马氏体，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％。
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℃/s
关于热镀锌处理后、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5～100℃/s的平均冷却速度冷却至150℃以下的温度范围。在二次冷却速度低于5℃/s的缓冷却时，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，二次冷却速度超过100℃/s时，马氏体变得过硬，使延展性降低。基于上述理由，将二次冷却速度设定为5～100℃/s，优选为10～100℃/s。
另外，本发明中，在上述冷却后以形状矫正、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说明。
将具有表1所示的化学成分的钢通过真空熔化进行熔炼、铸造，实施开坯轧制，得到板厚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所示的条件下冷却后，在610℃下卷取，制造板厚：4.5mm的热轧钢板。需要说明的是，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73％的轧制率进行冷轧，得到板厚1.2mm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℃×20s)，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，热镀锌处理以附着量为每单面50g/m2(两面镀层)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，测定铁素体及马氏体的面积率、拉伸特性、平均r值及r值的面内各向异性(Δr)。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前为贝氏体、马氏体的区域，另外，将仍然残留有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r值(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)，将其作为平均r值。
平均r值＝(r0+2r45+r90)/4
需要说明的是，r0、r45及r90是沿相对于轧制方向分别为0°、45°及90°的方向裁取试验片而得到的塑性应变比。
另外，由下式求出r值的面内各向异性(Δr)。
Δr＝(r0-2r45+r90)/2
将得到的结果示于表3。
[表3]
*)P：珠光体，B：贝氏体，γ：残余奥氏体(残余γ)
本发明例(钢板No.3～14以及18～22)得到兼具TS为440MPa以上、且平均r值为1.30以上、r值的面内各向异性(Δr)以绝对值计为0.20以下的强度、深拉性的钢板。另外，C*为0.0185以下的本发明例(钢板No.3～6、8、9、11、13、14以及18～22)的平均r值为1.35以上，另外，C*低于0.0170的本发明例(钢板No.3～5、9、14以及18～22)的平均r值为1.40以上，具有极良好的深拉性。
另一方面，对于比较例，钢板No.1的C量及C*不满足本发明的范围，钢板No.2的Si量及Mn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。另外，钢板No.16的Ti量超过本发明范围，因此，作为结果，C*不满足本发明的范围，因而，得不到预定量的马氏体，TS低于440MPa。另外，钢板No.15的Ti量不满足本发明的范围，钢板No.17的C量不满足本发明的范围，因此，作为结果，C*超过本发明的范围，因而，对高r值化有效的铁素体的面积率低，平均r值小于1.30，且r值的面内各向异性(Δr)不满足本发明范围。另外，钢板No.15的Nb含量以及(Nb/93)/(C/12)超过本发明范围，因此，有可能随着热轧负荷的增大而产生制造性的降低，钢板No.17的Si含量超过本发明范围，因此，有可能因产生热轧时的红氧化皮而使表面外观变差。
实施例2
将具有表1的钢No.E、H、M所示的化学成分的本发明钢通过真空熔化进行熔炼、铸造，实施开坯轧制，得到板厚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4.5mm的热轧钢板。需要说明的是，热轧工序中，在精轧结束后3秒以内开始冷却。另外，精轧后，从冷却开始至720℃为止的平均冷却速度以及卷取温度在表4所示的条件下进行。对这样得到的热轧钢板进行酸洗后，以73％的轧制率进行冷轧，得到板厚1.2mm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℃×20s)，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。对于不进行合金化处理的钢板，在实施热镀锌后，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，热镀锌处理以附着量为每单面50g/m2(两面镀层)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与实施例1同样地裁取样品，进行组织观察、拉伸试验，测定铁素体及马氏体的面积率、拉伸特性、平均r值及r值的面内各向异性(Δr)。
将以上的结果示于表5。
[表5]
*)P：珠光体，B：贝氏体，γ：残余奥氏体（残余γ)
满足本发明的制造条件的本发明例(钢板No.23～27、30、34～39)得到兼具TS为440MPa以上、且平均r值为1.30以上、r值的面内各向异性(Δr)以绝对值计为0.20以下的强度、深拉性的钢板。另外，为了通过热轧板组织的微细化来实现高r值化而使精轧结束后的平均冷却速度为40℃/s以上的本发明例(钢板No.24、25、30、35、38)与使精轧结束后的平均冷却速度低于40℃/s的其他本发明例的钢板相比，平均r值更高，r值的面内各向异性(Δr)也更小。
另一方面，关于不满足本发明的制造条件的比较例，钢板No.28的退火温度低于本发明的范围，得不到预定量的马氏体，TS低于440MPa。钢板No.29的退火温度超过本发明的范围，成为奥氏体单相区域退火，因此，在之后的冷却过程中，没有生成对高r值化有效的铁素体，平均r值小于1.30。钢板No.31的一次冷却速度为本发明范围外的低于3℃/s，因此，在550～650℃的温度范围内经过珠光体鼻部，因而，在第二相中大量生成珠光体，得不到预定量的马氏体，TS低于440MPa。钢板No.32的一次冷却速度为本发明范围外的超过15℃/s，因此，一次冷却时的由γ→α相变引起的Mn、C等元素向γ的富集变得不充分，在合金化处理时生成珠光体和贝氏体，得不到预定量的马氏体，TS低于440MPa。钢板No.33的二次冷却速度为本发明范围外的低于5℃/s，因此，在约400℃～约500℃生成珠光体和贝氏体，得不到预定量的马氏体，TS低于440MPa。钢板No.40的退火工序的700～800℃内的平均加热速度超过本发明的范围，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1.30，Δr也大。
产业上的可利用性
根据本发明，通过尽量减少昂贵的Nb并积极地有效利用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以上和TS590MPa以上、平均r值也为1.30以上且r值的面内各向异性以绝对值计也为0.20以下的深拉性优良的高强度热镀锌钢板，在产业上发挥显著的效果。例如，在将本发明的高强度热镀锌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 (7)

1.一种深拉性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，
具有如下成分组成：以质量%计含有C：0.010%以上且0.04%以下、Si：超过1.0%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%以上且低于0.05%、Ti：0.015%以上且0.120%以下，并且钢中的Nb和C的含量(质量%)满足(Nb/93)/(C/12)<0.20的关系，进一步满足0.005<C*≤0.020，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
钢板组织以面积率计具有80%以上的铁素体和3%以上的马氏体，拉伸强度为440MPa以上，平均r值为1.30以上且r值的面内各向异性(Δr)以绝对值计为0.20以下，
其中，C*由C*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}表示，C、Nb、Ti、N、S分别表示钢中的各元素的含量(质量%)。
2.如权利要求1所述的深拉性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在所述成分组成的基础上，以质量%计进一步含有合计为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所述的深拉性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在所述成分组成的基础上，以质量%计进一步含有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优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在所述成分组成的基础上，以质量%计进一步含有Sn：0.20%以下、Sb：0.20%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优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，在所述成分组成的基础上，以质量%计进一步含有Ta：0.01～0.10%，并且代替上述C*而以下述C*满足0.005<C*≤0.020的方式含有，
其中，C*由C*=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}表示，C、Nb、Ta、Ti、N、S分别表示钢中的各元素的含量(质量%)。
6.一种深拉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℃的温度范围内以低于3℃/s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℃/s的平均冷却速度冷却，并浸渍到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，在所述合金化处理后，以5～100℃/s的平均冷却速度冷却。
7.如权利要求6所述的深拉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℃，在超过600℃且在700℃以下的卷取温度下卷取，并且使所述冷轧的轧制率为50%以上。
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