疲劳特性、延伸率以及碰撞特性优良的高强度钢板、热浸镀钢板、合金化热浸镀钢板以及它们的制造方法

技术领域

本发明主要以用于压力加工的汽车用高强度钢板、热浸镀钢板或合 金化热浸镀钢板为对象，涉及以板厚为6.0mm左右以下、抗拉强度在 590MPa以上、疲劳特性和碰撞特性优良为特征的高强度钢板、热浸镀 钢板、合金化热浸镀钢板以及它们的制造方法。

本申请基于2009年5月27日提出的日本专利申请特愿2009-127340 号并主张其优先权，这里引用其内容。

背景技术

近年来，以汽车的轻量化、安全性的提高为目的，汽车部件以及汽 车部件所使用的原材料的高强度化正方兴未艾，在其具有代表性的作为 原材料的钢板中，高强度钢板的使用比例也正在提高。为了提高安全性， 同时实现轻量化，必须在高强度化的同时，提高碰撞能量吸收能力。例 如，提高钢材的屈服应力是有效的，即便是较低的变形量，也能够高效 地吸收碰撞能量。特别地，在汽车的车厢周围所使用的材料中，从保护 乘客的角度考虑，必须防止碰撞物侵入车厢内部，从而大多使用屈服应 力高的材料。特别地，抗拉强度为590MPa以上、进而为780MPa以上 的高强度钢板的需求得以增强。

一般地说，作为提高屈服应力的方法，可以列举出(1)通过进行冷轧 而使钢板加工硬化的方法、(2)设定为以位错密度高的低温相变相(贝氏 体和马氏体)为主体的显微组织的方法、(3)通过添加微合金元素而进行 析出强化的方法、以及(4)添加Si等固溶强化元素的方法等。其中，关 于(1)和(2)的方法，由于显微组织中的位错密度增加，所以压力成形时的 加工性大幅度劣化，从而使本来缺乏加工性的高强度钢板的压力成形性 更加劣化。另一方面，在(4)的进行固溶强化的方法中，其强化量的绝对 值是有限度的，难以使屈服应力上升到可以说是充分的程度。因此，为 了得到高的加工性，同时使屈服应力高效率地上升，优选添加Nb、Ti、 Mo、V等微合金元素，进行合金碳氮化物的析出强化，从而实现高屈 服应力。

根据上述的观点，虽然利用微合金元素的析出强化的高强度热轧钢 板得以实用化，但利用该析出强化的高强度热轧钢板存在两大课题。一 个是疲劳特性，另一个是防锈。

关于作为课题之一的疲劳特性，在利用析出强化的高强度热轧钢板 中，存在因钢板表层的软化而使疲劳强度劣化的现象。在热轧中与轧制 辊直接接触的钢板表面，在与钢板接触的辊的取热效果的作用下，只是 钢板表面温度降低。当钢板的最表层低于Ar3点时，发生显微组织和析 出物的粗大化，从而使钢板最表层软化。这是疲劳强度劣化的主要原因。 一般地说，以钢板最表层发生硬化的程度使钢材的疲劳强度得以提高。 因此，在利用析出强化的热轧高强度钢(高强度热轧钢板)中，目前的 情况是难以得到高疲劳强度。另一方面，在钢板的高强度化的目的下， 尽管为了车体重量的轻量化而使钢板强度上升，但在疲劳强度比降低的 情况下，不能使板厚减少。从这一观点出发，疲劳强度比优选为0.45 以上，即使在热轧高强度钢中，也优选使抗拉强度和疲劳强度平衡良好， 并保持较高的值。此外，所谓疲劳强度比，是钢板的疲劳强度除以抗拉 强度所得到的值。一般地说，随着抗拉强度的上升，疲劳强度具有上升 的倾向，但在更高强度的材料中，疲劳强度比降低。因此，即使使用抗 拉强度高的钢板，在疲劳强度不上升而实现高强度化的目的下，往往无 法实现车体重量的轻量化。

另一个课题是防锈。通常，作为汽车用底盘等所使用的钢板，不是 使用通过冷轧及其以后的退火而制造的冷轧钢板或合金化热浸镀锌钢 板，而是主要使用板厚较厚的2.0mm以上的热轧钢板。从最初开始考 虑到在路边石或踏脚石等的物理接触的作用下，钢板表面的涂装容易剥 离的底板周围因耐用年数引起的腐蚀减壁余量(因腐蚀引起的板厚的减 少量)，在设计应力以上选定厚的材料，由此使品质得到保证。因此， 在底盘等中，目前的情况是：因材料置换为高强度钢板而引起的轻量化 比躯干部件落后。作为底板部件的特征，由于板厚较厚，因而部件的焊 接主要使用电弧焊。电弧焊与点焊相比，由于线能量较大，因而容易发 生HAZ软化。为了得到耐HAZ软化特性，主要利用因微合金元素的添 加而引起的析出强化。因此，难以适用以组织强化为目的而在冷轧后进 行退火的防锈性高的热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板。对于在冷轧 后进行退火而制造的钢板，不能利用因微合金元素的添加而引起的析出 强化的理由如下所示。即使对添加有微合金元素的热轧钢板以较高的冷 轧率(例如30％以上)实施冷轧，接着在A₃点以下进行退火，微合金 元素也可以抑制铁素体的恢复和再结晶。因此，具有在保持冷轧不变的 状态下加工硬化的显微组织，从而加工性大幅度劣化。另一方面，如果 加热到A₃点以下，则存在的问题是：析出物粗大化，从而不能获得屈 服应力的充分上升。因此，不能利用因微合金元素的添加而引起的析出 强化。

作为使用热轧原板的热浸镀锌钢板，专利文献1公开了一种抗拉强 度为38～50kgf/mm²的热浸镀锌钢板的制造方法。在该强度水平的钢板 中，即使不活用微合金元素的析出强化，也可以得到所希望的强度水平。 然而，在抗拉强度为590MPa以上的强度级中，兼备高的碰撞特性和疲 劳强度的高强度钢板、热浸镀钢板、合金化热浸镀钢板的制造方法还没 有达到公开的程度。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特公平6-35647号公报

发明内容

发明所要解决的课题

本发明为了解决上述以往的问题，其目的在于提供抗拉强度为 590MPa以上、且疲劳特性、延伸率以及碰撞特性优良的高强度钢板、 热浸镀钢板、合金化热浸镀钢板以及它们的制造方法。

用于解决课题的手段

本发明涉及一种疲劳特性、延伸率以及碰撞特性优良的高强度钢 板，其以质量％计，含有C：0.03～0.10％、Si：0.01～1.5％、Mn：1.0～ 2.5％、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Al：0.01～1.2％、Ti：0.06～0.15％、 N：0.01％以下，剩余部分包括铁和不可避免的杂质，其中，高强度钢 板的抗拉强度为590MPa以上，而且抗拉强度和屈服强度之比为0.80 以上，显微组织包含面积率为40％以上的贝氏体、以及作为剩余部分的 铁素体和马氏体之中的任一种或两种，10nm以下的Ti(C，N)的析出物密 度为10¹⁰个/mm³以上，距表面深度为20μm处的硬度(Hvs)与板厚中 心的硬度(Hvc)之比(Hvs/Hvc)为0.85以上。

在本发明的疲劳特性、延伸率以及碰撞特性优良的高强度钢板中， 疲劳强度比也可以为0.45以上。

平均位错密度也可以为1×10¹⁴m^-2以下。

以质量％计，也可以进一步含有选自Nb：0.005～0.1％、Mo：0.005～ 0.2％、V：0.005～0.2％、Ca：0.0005～0.005％、Mg：0.0005～0.005％、 B：0.0005～0.005％、Cr：0.005～1％、Cu：0.005～1％以及Ni：0.005～ 1％之中的1种或2种以上。

本发明涉及一种疲劳特性、延伸率以及碰撞特性优良的热浸镀钢 板，其具有上述的本发明的高强度钢板和在所述高强度钢板的表面设置 的热浸镀层。

在本发明的疲劳特性、延伸率以及碰撞特性优良的热浸镀钢板中， 所述热浸镀层也可以包含锌。

本发明涉及一种疲劳特性、延伸率以及碰撞特性优良的合金化热浸 镀钢板，其具有上述的本发明的高强度钢板和在所述高强度钢板的表面 设置的合金化热浸镀层。

本发明涉及一种疲劳特性、延伸率以及碰撞特性优良的高强度钢板 的制造方法，其包括：将钢坯加热到1150～1280℃，以在Ar₃点以上的 温度下使精轧结束的条件进行热轧，从而得到热轧材的工序；对所述热 轧材在600℃以下的温度区域进行卷取，从而得到热轧钢板的工序；对 所述热轧钢板进行酸洗的工序；对所述酸洗过的热轧钢板以0.1～5.0％ 的延伸率实施第1表皮光轧的工序；在最高加热温度(Tmax℃)为600～ 750℃的温度范围、且在600℃以上的保持时间(t秒)满足下式(1)、 (2)的条件下，对所述热轧钢板进行退火的工序；以及对所述进行过 退火的热轧钢板实施第2表皮光轧的工序；其中，所述钢坯以质量％计， 含有C：0.03～0.10％、Si：0.01～1.5％、Mn：1.0～2.5％、P：0.1％以 下、S：0.02％以下、Al：0.01～1.2％、Ti：0.06～0.15％、N：0.01％以 下，剩余部分包括铁和不可避免的杂质；

530-0.7×Tmax≤t≤3600-3.9×Tmax    (1)

t＞0    (2)。

在本发明的疲劳特性、延伸率以及碰撞特性优良的高强度钢板的制 造方法中，所述第2表皮光轧也可以将延伸率设定为0.2～2.0％。

在所述卷取后的热轧钢板中，所含有的Ti的1/2以上也能够以固溶 状态存在。

本发明涉及一种疲劳特性、延伸率以及碰撞特性优良的热浸镀钢板 的制造方法，其包括：将钢坯加热到1150～1280℃，以在Ar₃点以上的 温度下使精轧结束的条件进行热轧，从而得到热轧材的工序；对所述热 轧材在600℃以下的温度区域进行卷取，从而得到热轧钢板的工序；对 所述热轧钢板进行酸洗的工序；对所述酸洗过的热轧钢板以0.1～5.0％ 的延伸率实施第1表皮光轧的工序；在最高加热温度(Tmax℃)为600～ 750℃的温度范围、且在600℃以上的保持时间(t秒)满足下式(1)、 (2)的条件下，对所述热轧钢板进行退火，并实施热浸镀而在表面形 成热浸镀层，以制成热浸镀钢板的工序；以及对所述热浸镀钢板实施第 2表皮光轧的工序；其中，所述钢坯以质量％计，含有C：0.03～0.10％、 Si：0.01～1.5％、Mn：1.0～2.5％、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Al： 0.01～1.2％、Ti：0.06～0.15％、N：0.01％以下，剩余部分包括铁和不 可避免的杂质；

530-0.7×Tmax≤t≤3600-3.9×Tmax    (1)

t＞0    (2)。

在本发明的疲劳特性、延伸率以及碰撞特性优良的热浸镀钢板的制 造方法中，所述第2表皮光轧也可以将延伸率设定为0.2～2.0％。

本发明涉及一种疲劳特性、延伸率以及碰撞特性优良的合金化热浸 镀钢板的制造方法，其包括：将钢坯加热到1150～1280℃，以在Ar₃点以上的温度下使精轧结束的条件进行热轧，从而得到热轧材的工序； 对所述热轧材在600℃以下的温度区域进行卷取，从而得到热轧钢板的 工序；对所述热轧钢板进行酸洗的工序；对所述酸洗过的热轧钢板以 0.1～5.0％的延伸率实施第1表皮光轧的工序；在最高加热温度(Tmax ℃)为600～750℃的温度范围、且在600℃以上的保持时间(t秒)满 足下式(1)、(2)的条件下，对所述热轧钢板进行退火，并实施热浸 镀而在表面形成热浸镀层以制成热浸镀钢板，而且对所述热浸镀钢板实 施合金化处理而使所述热浸镀层成为合金化热浸镀层的工序；以及对实 施过所述合金化处理的热浸镀钢板实施第2表皮光轧的工序；其中，所 述钢坯以质量％计，含有C：0.03～0.10％、Si：0.01～1.5％、Mn：1.0～ 2.5％、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Al：0.01～1.2％、Ti：0.06～0.15％、 N：0.01％以下，剩余部分包括铁和不可避免的杂质；

530-0.7×Tmax≤t≤3600-3.9×Tmax    (1)

t＞0    (2)。

在本发明的疲劳特性、延伸率以及碰撞特性优良的合金化热浸镀钢 板的制造方法中，所述第2表皮光轧也可以将延伸率设定为0.2～2.0％。

发明的效果

在本发明的高强度钢板的制造方法中，通过设定为上述的成分组 成，可实现590MPa以上的抗拉强度。另外，添加Ti，且在热轧阶段调 整卷取温度而抑制合金碳氮化物的析出，在退火阶段调整加热温度和保 持时间而使合金碳氮化物析出。由此，可活用析出强化而实现较高的屈 服应力。因此，可以实现较高的碰撞能量吸收能力(优良的碰撞特性)。 而且通过在退火前进行表皮光轧，便仅在钢板表层附近导入变形。该变 形成为退火工序中的合金碳氮化物的析出位点，因而可以在退火中促进 钢板表层附近的合金碳氮化物的析出，从而可以抑制表层的软化。因此， 可以将钢板的Hvs/Hvc设定为0.85以上，从而可以实现较高的疲劳强 度比(优良的疲劳特性)。另外，通过以规定的延伸率进行表皮光轧， 可以实现优良的延伸率(优良的加工性)。

本发明的高强度钢板通过具有上述的成分组成和显微组织，可以实 现590MPa以上的抗拉强度和优良的延伸率(优良的加工性)。而且由 于10nm以下的Ti(C，N)的析出物密度在10¹⁰个/mm³以上，因而可以实 现较高的屈服应力。因此，可以实现较高的碰撞能量吸收能力(优良的 碰撞特性)。而且Hvs/Hvc为0.85以上，因而可以实现较高的疲劳强 度比(优良的疲劳特性)。

本发明的热浸镀钢板以及合金化热浸镀钢板具有与上述的高强度 钢板同样的作用效果，而且可以实现优良的防锈性。

如上所述，本发明可以提供抗拉强度为590MPa以上、而且疲劳特 性、延伸率以及碰撞特性优良的高强度钢板、热浸镀钢板、合金化热浸 镀钢板以及它们的制造方法。

附图说明

图1是表示Hvs/Hvc和疲劳强度比之间的关系的曲线图。

图2是表示第1表皮光轧延伸率和Hvs/Hvc之间的关系的曲线图。

图3是表示抗拉强度和延伸率之间的关系的曲线图。

图4是表示抗拉强度和疲劳强度比之间的关系的曲线图。

图5是表示退火的最高加热温度(Tmax)和Hvs/Hvc之间的关系 的曲线图。

图6是表示退火的最高加热温度和在600℃以上的保持时间之间的 关系的曲线图。

图7是表示退火后的第2表皮光轧的延伸率(压延率)和疲劳强度 比之间的关系的曲线图。

图8是表示Ti量和硬度比之间的关系的曲线图。

图9是表示Ti量和屈服比之间的关系的曲线图。

图10是表示Ti(C，N)的析出物密度和屈服比之间的关系的曲线图。

图11是表示实验例B-k(本发明钢)的显微组织的TEM照片，图 11(a)是5,000倍的照片，图11(b)是100,000倍的照片，图11(c) 是100,000倍的照片。

图12是表示实验例B-e(比较钢)的显微组织的TEM照片，图12 (a)是5,000倍的照片，图12(b)是50,000倍的照片。

图13是表示实验例B-k(本发明钢)的Ti(C，N)的尺寸分布的曲线 图。

图14是表示实验例B-e(比较钢)的Ti(C，N)的尺寸分布的曲线图。

具体实施方式

下面就本发明的详细情况进行说明。

本发明人为了制造现有技术无法完成的、且疲劳特性、延伸率以及 碰撞特性优良的高强度钢板、热浸镀钢板或者合金化热浸镀钢板，着眼 于有必要充分活用由Ti、Nb、Mo、V等微合金元素产生的析出强化， 就合金成分和制造条件对析出行为的影响进行了研究。

也就是说，本发明人就高强度钢板、热浸镀钢板或者合金化热浸镀 钢板的制造中发生的、Ti、Nb、Mo、V的合金碳氮化物的析出行为进 行了研究。详细地说，就热轧材的卷取温度以及退火(包括镀锌工序) 工序的退火条件、和在热轧钢板的酸洗后实施的表皮光轧中导入至钢板 表层的位错的影响进行了详细的研究。而且就对疲劳特性、延伸率以及 碰撞特性产生的影响进行了研究。

结果发现：以改善碰撞特性为目的，为了活用析出强化而实现高屈 服应力，优选的是抑制热轧阶段的合金碳氮化物的析出，从而在退火阶 段在母相中产生析出强化。再者，一般认为为了使大大影响疲劳特性的 钢板表层的硬度产生硬化，在上述的退火阶段使钢板表层附近析出合金 碳氮化物是有效的。而且发现：作为促进合金碳氮化物的析出的手段， 在进行过热轧和酸洗之后，进行表皮光轧而仅在钢板表层附近集中地导 入变形是有效的。通过该表皮光轧，使退火中的合金碳氮化物的析出尺 寸增加，从而强化因析出强化引起的强度增加是有效的。另外，对退火 结束后的钢板进行1.0％以上的表皮光轧，由此改善表面粗度，而且使 表层产生加工硬化。还发现由此可以进一步改善疲劳特性。

由此，使在以前的高强度钢板、热浸镀钢板或者合金化热浸镀钢板 中无法完成的高屈服应力的钢板的制造成为可能。详细地说，借助于表 皮光轧后的退火，利用由合金碳化物产生的析出强化使表层附近硬化， 由此改善疲劳特性。另外，借助于退火后的表皮光轧，进一步改善表面 粗度，而且使表层附近产生加工硬化。由此，疲劳特性得以进一步改善。

下面就本发明的高强度钢板进行说明。首先，就钢板成分的限定理 由进行说明。

C含量设定为0.03～0.10％。当C含量低于0.03％时，则强度降低， 不能满足作为目标抗拉强度的590MPa。而且在退火后，钢板表层的硬 化减少。因此，将C含量设定为0.03％以上。另一方面，在C含量超过 0.10％的情况下，强度过于增高，延伸率大幅度劣化。因此，实质上， 不仅成形变得困难，而且焊接性大幅度劣化。因此，将C含量设定为 0.10％以下。

C含量优选为0.06～0.09％。在此情况下，可以得到590MPa以上 的抗拉强度，而且也可以得到0.45以上的疲劳强度比。

Si作为固溶强化元素是对强度上升有效的，其含量越多，抗拉强度 和延伸率的平衡就越是得以改善。然而，如果其含量增多，则对锌镀层 的润湿性和化学转化处理性能产生影响。因此，将Si含量的上限设定 为1.5％。另外，Si是用于脱氧和不可避免地混入的元素，因而将其下 限设定为0.01％。

Si的含量优选为1.2％以下。由于热轧时的条件和连续退火时的气 氛的影响，有时在锌镀层的润湿性和化学转化处理性能上产生问题。因 此，Si含量的上限优选为1.2％。

Mn含量设定为1.0～2.5％。Mn是对固溶强化和淬透性的提高有效 的元素，但当Mn含量低于1.0％时，不能满足作为目标抗拉强度的 590MPa。因此，将Mn含量设定为1.0％以上。另一方面，当Mn含量 超过2.5％时，则容易产生偏析，从而使压力加工成形性劣化。实质上， 在具有590～700MPa的抗拉强度的钢板中，Mn含量优选为1.0～1.8％， 在具有700MPa～900MPa的抗拉强度的钢板中，Mn含量优选为1.6～ 2.2％，在具有900MPa以上的抗拉强度的钢板中，Mn含量优选为2.0～ 2.5％。根据抗拉强度的不同而存在适当的Mn量范围，Mn的过度添加 将助长因Mn偏析引起的加工性的劣化。因此，优选如上述那样，根据 抗拉强度的不同而调整Mn含量。

P作为固溶强化元素而发挥作用，使钢板的强度上升。然而，当P 含量增高时，则钢板的加工性和焊接性降低，因而是不优选的。特别地， 当P含量超过0.1％时，钢板的加工性和焊接性的降低变得明显，因而P 含量优选限制为0.1％以下，进一步优选限制为0.02％以下。

如果S含量过多，则生成MnS等夹杂物，由此拉伸凸缘性降低， 进而在热轧时产生裂纹。因此，S含量优选的是极力降低。特别地，为 了防止在热轧时裂纹的发生，而且得到良好的加工性，S含量优选限制 为0.02％以下，进一步优选限制为0.01％以下。

Al含量设定为0.01～1.2％。通过添加Al作为脱氧元素，可以有效 地减少钢水中的溶解氧。在Al含量为0.01％以上的情况下，可以抑制 本发明中的重要的添加元素Ti、Nb、Mo、V与溶解氧形成合金氧化物。 这样一来，Al虽然用于脱氧，但也不可避免地混入，因而以0.01％为下 限，优选设定为0.02％以上。另一方面，当Al含量超过1.2％时，Al成 为使锌镀覆性能和化学转化处理性能劣化的重要原因。因此，将Al含 量设定为1.2％以下，优选设定为0.6％以下。

Ti在本发明中是重要的元素。Ti成为用于在热轧后的退火中使钢 板产生析出强化的重要元素。在制造工序中，于热轧阶段(从热轧到卷 取的阶段)有必要在极力不产生析出物的情况下使其成为固溶状态，因 而将热轧中的卷取温度设定为Ti析出物难以产生的600℃以下。而且在 退火前通过实施表皮光轧而导入位错。其次，在退火阶段，使Ti(C，N) 在导入的位错上微细析出。特别是在位错密度升高的钢板表面附近，其 效果(Ti(C，N)的微细析出)变得明显。根据该效果，能够设定Hvs/Hvc ≥0.85，从而可以实现较高的疲劳特性。另外，通过Ti的添加而产生析 出强化，由此可以将抗拉强度和屈服强度之比即屈服比设定为0.80以 上。在有数的析出强化元素中，Ti的析出强化能最高。这是因为在γ相 中的Ti的溶解度与在α相中的Ti的溶解度之差较大。为了将抗拉强度 设定为590MPa以上，而且设定Hvs/Hvc≥0.85以及屈服比0.80以上， 如图8、9所示，必须将Ti含量设定为0.06％以上。在Ti含量低于0.06％ 的情况下，如图10所示，10nm以下的Ti(C，N)的析出物密度低于1010 个/mm³，从而不能获得较高的屈服比。另外，Ti不仅有助于析出强化， 而且是延迟热轧时的奥氏体再结晶速度的元素。因此，在Ti含量过多 的情况下，热轧钢板的织构发达，从而退火后的各向异性增大。具体地 说，在Ti含量超过0.12％的情况下，钢板的各向异性增大，在超过0.15％ 的情况下，钢板的各向异性特别增大，加工性发生劣化。因此，Ti含量 的上限值设定为0.15％，优选设定为0.12％。

N形成TiN，使钢板的加工性降低，因而N含量优选的是尽可能地 少。特别地，如果N含量超过0.01％，则生成粗大的TiN，使钢板的加 工性劣化，而且无助于析出强化的Ti量增加。因此，优选将N含量限 制为0.01％以下。

本发明的钢板包含上述的元素、以及作为剩余部分的铁和不可避免 的杂质。根据需要，也可以进一步含有选自以下所示的Nb、Mo、V、 Ca、Mg、B、Cr、Cu以及Ni之中的1种或2种以上。

Nb与Ti同样地是作为析出强化元素的重要元素。但是，当Nb含 量低于0.005％时，其效果较小，因而将Nb含量的下限设定为0.005％。 另外，Nb与Ti同样，具有延迟热轧时的奥氏体再结晶速度的效果。因 此，在Nb含量过多的情况下，使加工性劣化。具体地说，当Nb含量 超过0.1％时，不仅由该析出强化引起的强度的增加达到饱和，而且延 伸率降低。因此，将Nb含量的上限设定为0.1％。再者，当Nb与Ti 共同含有时，则明显表现出使结晶粒径微细化的效果。因此，Nb含量 特别优选为0.02～0.05％，由此，可明显地获得上述的效果。

Mo和V与Ti和Nb同样，是析出强化元素的一种。当Mo和V的 含量分别低于0.005％时，其效果较小。另外，当Mo和V的含量分别 超过0.2％时，析出强化的改善效果较小，而且延伸率劣化。因此，Mo 和V的含量分别设定为0.005～0.2％。

Ca形成与S的化合物CaS而将S固定。由此，具有抑制MnS的生 成的效果。Mg具有使夹杂物微细化的效果。当Ca和Mg的含量分别超 过0.005％时，则因过剩添加而使夹杂物量增加，从而使扩孔性劣化。 因此，将0.005％设为上限。另外，当Ca和Mg的含量分别低于0.0005％ 时，则不能充分地得到上述的效果。因此，优选将0.0005％设为下限。

B是可以大幅度改善淬透性的元素。因此，在因热轧生产线中的设 备制约等而不能得到充分的冷却能力的情况下，或者在因二次加工脆化 等而在晶界产生裂纹的情况下，以晶界强化为目的而可以根据需要含 有。当B的含量超过0.005％时，由于实质上不能获得淬透性的改善， 因而将0.005％设为上限。当B的含量低于0.0005％时，则不能充分地 得到上述的效果，因而优选将0.0005％设为下限。

Cr与Mn同样，是对提高淬透性有效的元素之一。因此，如果Cr 含量增加，则钢板的抗拉强度得以提高。在Cr含量多的情况下，则Cr₂₃C₆等Cr系合金碳化物析出，在该碳化物于晶界优先析出的情况下，则使 压力加工成形性劣化。因此，将Cr含量的上限设定为1％。另外，当 Cr含量低于0.005％时，则不能充分地得到上述的效果，因而优选将 0.005％设为下限。

Cu具有因其析出而提高钢材强度的效果。Ti等合金元素与C或N 结合而形成合金碳化物，但Cu单独析出而使钢材强化。然而，大量含 有Cu的钢材在热轧中产生脆化。因此，将Cu含量的上限设定为1％。 另外，当Cu的含量低于0.005％时，则不能充分地得到上述效果，因而 优选将0.005％设为下限。

Ni与Mn同样，不仅提高钢材的淬透性，而且也有助于韧性的改善。 另外，还具有防止添加Cu时的热脆性的效果。但是，由于合金成本非 常高，所以将Ni含量的上限设定为1％。当Ni含量低于0.005％时，则 不能充分地得到上述效果，因而优选将0.005％设为下限。

下面就成为本发明的特征的钢板的显微组织进行说明。

在本发明中，显微组织由面积率为40％以上的贝氏体、和作为剩余 部分的铁素体以及马氏体之中的任一种或两种构成。在此，所谓显微组 织，是指从距钢板表面的板厚的1/4内侧采取试样而观察到的板厚中心 部的显微组织。

本发明在贝氏体的面积率为40％以上的情况下，可以期待因析出强 化引起的强度的增加。也就是说，将卷取热轧材的温度设定为600℃以 下，虽然在热轧钢板中可以确保固溶Ti，但该温度与贝氏体相变温度接 近。因此，在热轧钢板的显微组织中含有大量的贝氏体，与相变同时导 入的相变位错使退火时的TiC核生成位点增加，因而可以谋求更大的析 出强化。根据热轧中的冷却过程的不同，其面积率发生很大变化，但根 据必要的材质特性，可以调整贝氏体的面积率。贝氏体的面积率优选超 过70％，由此不仅进一步加大因析出强化引起的强度增加，而且减少使 压力加工成形性劣化的粗大的渗碳体，从而压力加工成形性也可以良好 地得以维持。贝氏体的面积率的上限值优选为90％。

本发明在制造工序中，于热轧阶段(从热轧到卷取的阶段)将热轧 钢板中的Ti设定为固溶状态，接着通过热轧后的表皮光轧在表层导入 变形。而且在退火阶段，使导入的变形成为核生成位点，从而使Ti(C，N) 在表层析出。通过以上进行了疲劳特性的改善。因此，重要的是在Ti 的析出难以进行的600℃以下使热轧结束。也就是说，重要的是在600 ℃以下的温度下对热轧材进行卷取。在通过卷取热轧材而得到的热轧钢 板的组织(热轧阶段的组织)中，贝氏体的分率是任意数值也没关系。 特别地，在欲提高产品(高强度钢板、热浸镀钢板、合金化热浸镀钢板) 的延伸率的情况下，在热轧中提高铁素体的分率是有效的。另一方面， 在重视扩孔性的情况下，通过在更低温度下进行热轧材的卷取，可以形 成以贝氏体和马氏体为主体的显微组织。

如前所述，为了确保热轧钢板的固溶Ti量而在600℃以下进行卷 取，因而热轧钢板的显微组织(热轧阶段的显微组织)实质上由贝氏体、 和作为剩余部分的铁素体以及马氏体之中的任一种或两种构成。然后， 热轧钢板通过退火而被加热到600℃以上，因而贝氏体和马氏体被回火。 一般地说，回火意味着通过热处理而使位错密度降低。在600℃以下生 成的贝氏体和马氏体在退火中被回火。因此，在产品的显微组织中，贝 氏体和马氏体实质上也可以说是回火贝氏体、回火马氏体。该回火贝氏 体、回火马氏体如以下那样，在位错密度低这一点上区别于通常的贝氏 体和马氏体。

热轧阶段的热轧钢板的组织由于包含贝氏体和马氏体，因而具有较 高的位错密度。但是，由于贝氏体和马氏体在退火中被回火，因而位错 密度降低。当退火时间并不充分时，则位错密度维持较高的状态不变， 而延伸率降低。因此，退火后的钢板的平均位错密度优选为1×10¹⁴m^-2以下。当在满足后述的式(1)、(2)的条件下进行退火时，则在析出 Ti(C，N)的同时，位错密度得以减少。也就是说，在充分地进行Ti(C，N) 的析出的状态下，钢板的平均位错密度减少。位错密度的减少通常与钢 材的屈服应力的降低相关联。但是，本发明在减少位错密度的同时析出 Ti(C，N)，因而可以得到较高的屈服应力。

在本发明中，位错密度的测定方法根据CAMP-ISIJ Vol.17(2004) p396中记载的“利用X射线衍射的位错密度的评价方法”来进行，由 (110)、(211)、(220)的半峰宽算出平均位错密度。

由于显微组织具有上述的特征，因而可以实现在现有技术的进行析 出强化的钢板中不能实现的高屈服比和高疲劳强度比。也就是说，钢板 表层附近的显微组织与板厚中心部的显微组织不同，即使呈现出以铁素 体为主体且粗大的组织，钢板表层附近的硬度也由于退火中的Ti(C，N) 的析出，将达到不会比钢板中心部逊色的硬度。其结果是，可以抑制疲 劳龟裂的发生，疲劳强度比得以上升。

下面就成为本发明的特征的钢板的抗拉强度的限定理由进行说明。

本发明的钢板的抗拉强度在590MPa以上。抗拉强度的上限并没有 特别的限制。但是，在本发明的成分范围内，实质的抗拉强度的上限为 1180MPa左右。

在此，抗拉强度通过首先制作JIS-Z2201中记载的5号试验片，然 后根据JIS-Z2241中记载的试验方法进行拉伸试验来评价。

在本发明中，通过上述的拉伸试验而得到的屈服强度和抗拉强度之 比(屈服比)因析出强化而达到0.80以上。

为了如本发明那样实现高的屈服比，与马氏体等硬质相所产生的相 变强化相比，因贝氏体回火而析出的Ti(C，N)等所产生的析出强化变得 非常重要。在本发明中，对析出强化有效的10nm以下的Ti(C，N)的析出 物密度为10¹⁰个/mm³以上。由此，可以实现上述的0.80以上的屈服比。 这里，以(长径×短径)的平方根而求出的当量圆直径超过10nm的析 出物在本发明中不会对得到的特性产生影响。然而，析出物尺寸越微细， 就越能有效地获得由Ti(C，N)产生的析出强化，由此，便具有能够降低 所添加的合金元素的量的可能性。因此，规定了结晶粒径为10nm以下 的Ti(C，N)的析出物密度。

此外，析出物的观察通过采用透射电子显微镜观察根据日本特开 2004-317203号公报中记载的方法所制作的复型试样来进行。视场以 5000倍～100000倍的放大倍数进行设定，从3个以上的视场中对10nm 以下的Ti(C，N)的个数进行计数。而且根据电解前后的重量变化求出电 解重量，并根据7.8ton/m³的比重将重量换算为体积。而且将计数的个 数除以体积，由此便算出析出物密度。

下面就成为本发明的特征的钢板的硬度分布的限定理由进行说明。

本发明人发现：为了改善疲劳特性、延伸率以及碰撞特性，对于活 用了由微合金元素产生的析出强化的高强度钢板，通过将钢板表层的硬 度和钢板中心部的硬度之比设定为0.85以上，便使疲劳特性得以改善。 这里，所谓钢板表层的硬度，是指钢板断面的在从表层到内部深度为 20μm的位置的硬度，将其表示为Hvs。另外，所谓钢板中心部的硬度， 是指钢板断面的在距钢板表面的板厚的1/4内侧的位置的硬度，将其表 示为Hvc。本发明人已经发现：当它们的比Hvs/Hvc低于0.85时，则疲 劳特性劣化，另一方面，当Hvs/Hvc在0.85以上时，则疲劳特性得以 改善。因此，将Hvs/Hvc设定为0.85以上。

图1表示了Hvs/Hvc和疲劳强度比之间的关系。在Hvs/Hvc为0.85 以上的情况下，可知疲劳强度比能够达到0.45以上。因此，可以得到较 高的疲劳特性。此外，在热浸镀钢板或合金化热浸镀钢板的情况下，所 谓表层，意味着除去其镀层厚度的范围。也就是说，表层的硬度是指不 包括热浸镀层或合金化热浸镀层的、在从高强度钢板表面到内部深度为 20μm的位置的硬度。另外，将钢板表层的硬度的测定位置规定为距表 面深度为20μm的位置的理由如下所示。对于实质上具有590Mpa以上 的抗拉强度的钢板，在采用维氏硬度计测定断面硬度的前提下，根据其 测定能力决定所述测定位置。因此，在可以利用纳米压痕等、在更接近 表面的位置进行表层的硬度测定的情况下，可以遵循其测定能力。然而， 在与从表面到内部深度为20μm的位置不同的位置进行测定的情况下， 所测定的Hvs和Hvc的绝对值由于测定方法的不同，因而不可能进行 单纯的比较。然而，作为其硬度比的Hvs/Hvc的阈值即使就那样直接使 用，也没有任何问题。

在本发明中，成为产品的钢板的种类是对热轧钢板实施酸洗和表皮 光轧、然后进行退火而得到的高强度钢板。

本发明的热浸镀钢板具有上述本发明的高强度钢板和在所述高强 度钢板的表面设置的热浸镀层。另外，本发明的合金化热浸镀钢板具有 上述本发明的高强度钢板和在所述高强度钢板的表面设置的合金化热 浸镀层。

作为热浸镀层和合金化热浸镀层，例如可以列举出由锌和铝之中的 任一种或两种构成的层，具体地说，可以列举出热浸镀锌层、合金化热 浸镀锌层、热浸镀铝层、合金化热浸镀铝层、热浸镀Zn-A1层以及合金 化热浸镀Zn-Al层等。特别地，从容易形成镀层和防腐性的角度考虑， 优选的是由锌构成的热浸镀锌层和合金化热浸镀锌层。

热浸镀钢板或合金化热浸镀钢板通过对上述本发明的高强度钢板 实施热浸镀或合金化热浸镀来制造。这里，所谓合金化热浸镀，是指实 施热浸镀而在表面制作热浸镀层，接着实施合金化处理而使热浸镀层成 为合金化热浸镀层。

热浸镀钢板或合金化热浸镀钢板具有本发明的高强度钢板，而且在 表面设置有热浸镀层或合金化热浸镀层，因而具有本发明的高强度钢板 的作用效果，而且可以实现优良的防锈性。

下面就本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。

首先，在1150～1280℃的温度下对具有上述成分组成的钢坯进行再 加热。作为钢坯，可以列举出采用连续铸造设备刚制造后的板坯和用电 炉制造的材料。

通过将钢坯的加热温度设定为1150℃以上，可以使碳化物形成元素 和碳充分地分解溶解于钢材中。然而，当钢坯的加热温度超过1280℃时， 由于在生产成本方面是不优选的，因而将1280℃设定为上限。为了使析 出碳氮化物溶解，优选将加热温度设定为1200℃以上。

接着，对于再加热过的钢坯，以在Ar₃点以上的温度下使精轧结束 的条件进行热轧，从而得到热轧材。然后，对热轧材在600℃以下的温 度区域进行卷取，从而得到热轧钢板。

在热轧中的精轧温度(精轧结束的温度)低于Ar₃的情况下，表层 中的合金碳氮化物的析出和粒径的粗大化得以进行，从而表层的强度显 著降低。因此，不能得到优良的疲劳特性。因此，为了防止疲劳特性的 劣化，将热轧中的精轧温度的下限设定为Ar₃点以上。精轧温度的上限 并没有特别的设定，但1050℃左右为实质上的上限。

下面就从热轧中的精轧温度到卷取的冷却过程进行说明。

在本发明中，通过将卷取温度设定为600℃以下，可以抑制在热轧 钢板的阶段(从热轧到卷取的阶段)的合金碳氮化物的析出。该卷取温 度是重要的，根据直至卷取开始前的冷却过程的不同，不会损害本发明 的特性。

但是，在通过调整显微组织的比例而将主要作为汽车用钢板的成形 性指标使用的、延伸率和扩孔性的平衡设定为所期望的值的情况下，需 要控制从精轧温度到卷取开始前的冷却过程。例如，铁素体分率越高， 延伸率越得以改善，但扩孔性越差。

因此，在制造重视延伸率的钢板的情况下，为了积极地发生铁素体 相变，精轧温度的低温化以及在贝氏体开始温度(Bs点)的上方进行 空冷是必要的。特别优选的是使铁素体相变在热轧中积极地发生。具体 地说，将精轧温度设定在Ar₃点以上且在(Ar₃点+50℃)以下，从而在 相变前的奥氏体中导入许多的加工变形。然后，将该变形作为铁素体的 核生成位点，而且在铁素体相变最容易进行的温度区域、具体地说在 600～680℃下保持1～10秒钟。这样一来，优选的是促进铁素体相变。 在该中间保持后，需要进一步进行冷却，在600℃以下的温度区域进行 卷取。

另一方面，在制造重视扩孔性的钢板的情况下，为了提高淬透性， 精轧温度的高温化以及进行骤冷直至Bs点以下是有效的。特别优选的 是显微组织更均匀以及机械性质的各向异性较小。具体地说，将精轧温 度设定为(Ar₃+50℃)以上，于轧制中使结晶方位在特定的方向对齐， 从而抑制织构的发达。而且为了设定成贝氏体单相组织，优选将热轧材 的卷取温度设定为300～550℃的范围。

在卷取温度超过600℃的情况下，在热轧钢板中进行合金碳氮化物 的析出。因此，不能充分地得到退火后的因析出强化引起的强度增加， 而且疲劳特性变差。因此，将卷取温度的上限设定为600℃。下限没有 特别的设定。卷取温度越是低温，固溶Ti、Nb、Mo、V的量越是增加， 退火中的因析出强化引起的强度增加加大。因此，为了得到本发明的特 性，卷取温度越是低温越有利。然而，现实是通过水冷对钢板进行冷却， 因而室温成为其下限。

如上所述，在热轧阶段通过调整卷取温度而抑制合金碳氮化物，尽 力不出现析出物而使Ti处于固溶状态。在所述卷取后的热轧钢板中， 优选所含有的Ti的1/2以上以固溶状态存在。由此，可以更多地得到退 火后的因析出强化引起的强度增加。

接着，对热轧钢板进行酸洗，并对该酸洗过的热轧钢板以0.1～5.0％ 的延伸率实施第1表皮光轧。

下面就酸洗后的第1表皮光轧中的延伸率的限定理由进行说明。

在本发明中，以0.1～5.0％的延伸率的范围进行第1表皮光轧是重 要的制造条件。通过对热轧钢板实施表皮光轧，便对钢板表面赋予变形。 在后工序的退火中，经由该变形而使合金碳氮化物容易在位错上形核， 从而使表层硬化。在该表皮光轧的延伸率低于0.1％的情况下，因不能 赋予充分的变形而不会使表层硬度Hvs上升。另一方面，在表皮光轧的 延伸率超过5.0％的情况下，不仅表层而且钢板中央部也赋予变形，从 而钢板的加工性变差。只要是通常的钢板，铁素体便因此后的退火而再 结晶，从而延伸率和扩孔性得以改善。但是，当具有本发明的成分组成、 且在600℃以下进行卷取时，固溶于热轧钢板中的Ti、Nb、Mo、V使 因退火引起的铁素体再结晶显著延迟，从而不会改善退火后的延伸率和 扩孔性。因此，将表皮光轧的延伸率的上限设定为5.0％。虽然根据该 表皮光轧的延伸率的不同而赋予变形，但从改善疲劳特性的角度考虑， 根据钢板表层的变形量的不同而在退火中的钢板表层附近进行析出强 化。因此，延伸率优选为0.4％以上。另外，从钢板加工性的角度考虑， 为了防止因向钢板内部赋予变形所引起的加工性的劣化，延伸率优选为 2.0％以下。

由图2的结果可知：在表皮光轧的延伸率为0.1～5.0％的情况下， Hvs/Hvc得以改善，达到0.85以上。另外，在不进行表皮光轧(表皮光 轧的延伸率为0％)的情况下，或者在表皮光轧的延伸率超过5％的情况 下，可知Hvs/Hvc＜0.85。

由图3的结果可知：在第1表皮光轧的延伸率为0.1～5.0％的情况 下，可以得到优良的延伸率。另外，在第1表皮光轧的延伸率超过5.0％ 的情况下，延伸率变差，而且压力加工成形性劣化。由图4的结果可知： 在第1表皮光轧率为0％或者超过5％的情况下，疲劳强度比变差。

由图3、图4的结果可知：在表皮光轧的延伸率为0.1～5.0％的情 况下，只要抗拉强度大致相同，就可以得到大致相同延伸率和疲劳强度 比。表皮光轧的延伸率超过5％的情况(高表皮光轧区域)与相同的抗 拉强度水平的本发明钢相比，延伸率低，进而疲劳强度比也低。

在实施了第1表皮光轧后，接着对热轧钢板进行退火。此外，以形 状矫正为目的也可以使用矫平机等。

在本发明中，进行退火的目的不是进行硬质相的回火，而是使固溶 于热轧钢板中的Ti、Nb、Mo、V以合金碳氮化物的形态析出。因此， 退火工序中的最高加热温度(Tmax)以及保持时间的控制是重要的。 通过将最高加热温度和保持时间控制在规定的范围内，不仅提高抗拉强 度和屈服应力，而且使表层硬度得以提高，并进行疲劳特性和碰撞特性 的改善。如果退火中的温度和保持时间不合适，则碳氮化物不会析出或 者发生析出碳氮化物的粗大化，因而将最高加热温度和保持时间进行如 下的限定。

在本发明中，将退火中的最高加热温度设定在600～750℃的范围 内。当最高加热温度低于600℃时，合金碳氮化物的析出所需要的时间 非常长，从而在连续退火设备中进行制造变得困难。因此，将600℃设 定为下限。另外，当最高加热温度超过750℃时，则发生合金碳氮化物 的粗大化，从而不能充分地增加因析出强化引起的强度增加。另外，当 最高加热温度在Ac₁点以上时，则成为铁素体和奥氏体的2相区域，从 而不能充分地得到因析出强化引起的强度增加。因此，将750℃设定为 上限。该退火的主要目的不是进行硬质相的回火，而是使热轧钢板中固 溶的Ti析出。这时，最终的强度虽取决于钢材的合金成分和热轧钢板 的显微组织中的各相的分率，但作为本发明的特征的因表层硬化引起的 疲劳特性的改善和屈服比的提高丝毫不会受到钢材的合金成分和热轧 钢板的显微组织中的各相的分率的影响。

再者，本发明人进行了潜心的实验，结果发现：退火中的在600℃ 以上的保持时间(t)与退火中的最高加热温度Tmax满足下式(1)、 (2)的关系，由此可以获得高的屈服应力和0.85以上的Hvs/Hvc。

530-0.7×Tmax≤t≤3600-3.9×Tmax    (1)

t＞0    (2)

由图5的结果可知：当最高加热温度在600～750℃的范围内时， Hvs/Hvc达到0.85以上。

进而如图6所示，实施例的本发明钢都以在600℃以上的保持时间 (t)满足式(1)、(2)的范围的条件进行制造。由实施例的本发明 钢的评价结果可知：在保持时间(t)满足式(1)、(2)的范围的情 况下，Hvs/Hvc达到0.85以上。

由实施例可知：在Hvs/Hvc为0.85以上的情况下，疲劳强度比达 到0.45以上。当最高加热温度在600～750℃的范围内时，表层因析出 强化而硬化，Hvs/Hvc达到0.85以上。通过将最高加热温度以及在600 ℃以上的保持时间设定在上述的范围内，与钢板中心部的硬度相比，表 层得以充分硬化。由此，正如实施例所示的那样，疲劳强度比达到0.45 以上。这是因为由于表层的硬化，可以延迟疲劳龟裂的发生，表层硬度 越高，其效果越大。

另外，由图5的结果可知：在最高加热温度处于600～750℃的范围 外的情况下，Hvs/Hvc＜0.85。另外，由实施例可知：即使最高加热温 度在600～750℃的范围内，当热轧材的卷取温度以及表皮光轧延伸率在 本发明的范围外时，也是Hvs/Hvc＜0.85。

下面对进行过退火的热轧钢板实施第2表皮光轧。由此，可以进一 步改善疲劳特性。

在第2表皮光轧中，优选将延伸率设定为0.2～2.0％，延伸率更优 选为0.5～1.0％。当延伸率低于0.2％时，往往不能得到充分的表面粗度 的改善和只是表层的加工硬化，疲劳特性不能充分地得以改善。因此， 优选将0.2％设定为下限。另一方面，当延伸率超过2.0％时，钢板往往 过于加工硬化，从而压力加工成形性变差。另外，例如在后述的实施例 中，正如实验例L-a那样，由于退火后的第2表皮光轧的延伸率为2.5％， 所以延伸率达到17％，与其它实验例相比，钢板的延伸率往往变差。因 此，优选将2.0％设定为上限。

这样一来，通过对包含合金元素的成分组成和制造条件进行详细的 控制，便可以制造以前无法实现的具有优良的疲劳特性和碰撞安全性、 且抗拉强度为590MPa以上的高强度钢板。

本发明的热浸镀钢板的制造方法与前述的本发明的高强度钢板的 制造方法同样，具有以下工序：制造热轧钢板的工序；对所述热轧钢板 进行酸洗的工序；对所述热轧钢板以0.1～5.0％的延伸率实施第1表皮 光轧的工序；在最高加热温度(Tmax℃)为600～750℃的温度范围、 且在600℃以上的保持时间(t秒)满足式(1)、(2)的条件下，对所 述热轧钢板进行退火，接着实施热浸镀而在表面形成热浸镀层，从而制 作热浸镀钢板的工序；以及对所述热浸镀钢板实施第2表皮光轧的工序。

直至得到热轧钢板的工序、酸洗的工序、实施第1表皮光轧的工序 以及退火以与前述的本发明的高强度钢板的制造方法同样的条件进行。

热浸镀的条件并没有特别的限定，可以适用公知技术。作为镀覆种 类，例如可以列举出锌以及铝之中的任一种或两种。

在第2表皮光轧中，优选将延伸率设定为0.2～2.0％，延伸率更优 选为0.5～1.0％。由此，如图7所示，疲劳强度得以进一步改善，而且 可以进一步提高疲劳强度比。可以认为其原因在于：在因表皮光轧引起 的钢板表层的加工硬化的作用下，使表层得以进一步硬化。当延伸率低 于0.2％时，往往不能得到充分的加工硬化。因此，优选将0.2％设定为 下限。当延伸率超过2.0％时，往往不能看到疲劳强度比的提高，进而 延伸率也往往降低。因此，优选将2.0％设定为上限。

本发明的合金化热浸镀钢板的制造方法与前述的本发明的高强度 钢板的制造方法同样，具有以下工序：制造热轧钢板的工序；对所述热 轧钢板进行酸洗的工序；对所述热轧钢板以0.1～5.0％的延伸率实施第 1表皮光轧的工序；在最高加热温度(Tmax℃)为600～750℃的温度 范围、且在600℃以上的保持时间(t秒)满足式(1)、(2)的条件下， 对所述热轧钢板进行退火，而且实施热浸镀而在表面形成热浸镀层，以 制作出热浸镀钢板，然后对热浸镀钢板实施合金化处理而使热浸镀层成 为合金化热浸镀层的工序；以及对实施过所述合金化处理的热浸镀钢板 实施第2表皮光轧的工序。

直至得到热轧钢板的工序、酸洗的工序、实施第1表皮光轧的工序 以及退火以与前述的本发明的高强度钢板的制造方法同样的条件进行。 另外，实施热浸镀的工序以与前述的本发明的热浸镀钢板的制造方法同 样的条件进行。

合金化处理的条件并没有特别的限定，可以适用公知技术。

在第2表皮光轧中，优选将延伸率设定为0.2～2.0％，延伸率更优 选为0.5～1.0％。由此，可以进一步提高疲劳强度比。当延伸率低于0.2％ 时，往往不能得到充分的加工硬化。因此，优选将0.2％设定为下限。 当延伸率超过2.0％超时，往往不能看到疲劳强度比的提高，进而延伸 率也往往降低。因此，优选将2.0％设定为上限。

实施例

以下表示本发明的实施例。

使用表1所示的A～Z的钢材(钢坯)，在表2～8所示的条件下 进行钢板的制造。此外，表1中的Ar₃是由下式(3)算出的值。而且 组成比(各元素的含量)全部以质量％表示，带有下划线的值表示本发 明的范围外。

Ar₃＝910-310×C-80×Mn-80×Mo+33×Si+40×Al    (3)

这里，式(3)中的元素记号表示该元素的含量(质量％)。

将热轧、卷取、酸洗、第1表皮光轧、退火、以及第2表皮光轧按 该顺序进行而制造出高强度钢板。热轧后的热轧材的板厚全部设定为 3.0mm。退火的升温速度设定为5℃/s，从最高加热温度开始的冷却速度 设定为5℃/s。

另外，对于几个实验例，接着退火进行了热浸镀锌以及合金化处理， 以制造热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板。此外，在制造热浸镀锌钢 板的情况下，第2表皮光轧在热浸镀锌后进行，在制造合金热浸镀锌钢 板的情况下，第2表皮光轧在合金化处理后进行。

表4

表5

表8

在表2～5的实验例中，为了使本发明的钢板成分的数值范围的临 界意义明确化而制造了钢板。因此，制造条件设定在本发明的范围内。 另一方面，在表6～8的实验例中，为了使本发明的制造条件的数值范 围的临界意义明确化而制造了钢板。因此，使用了成分在本发明的范围 内的钢No.A～C的钢坯。

制造的钢板的诸特性采用以下的方法进行了评价。

(显微组织)

根据实施方式中所说明的方法，从距钢板表面的板厚的1/4内侧的 位置采取试样，对显微组织进行了观察。然后，进行了显微组织的鉴定， 并采用图像解析法求出了各组织的面积率。

Ti(C，N)析出物的密度以及位错密度采用在实施方式中说明的方法 来进行测定。

(拉伸试验)

制作JIS-Z2201中记载的5号试验片，并按照JIS-Z2241中记载的 试验方法进行了拉伸试验。由此，测定了钢板的抗拉强度(TS)、屈服 强度(屈服应力)以及延伸率。

由下式(4)确定与抗拉强度的强度水平相适应的延伸率的合格范 围，对延伸率进行了评价。具体地说，考虑到与抗拉强度的平衡，延伸 率的合格范围设定为在下式(4)的右边的值以上的范围。

延伸率[％]≥30-0.02×抗拉强度[MPa]    (4)

(硬度)

使用株式会社明石制作所制作的MVK-E显微维氏硬度计，测定了 钢板的断面硬度。作为钢板表层的硬度(Hvs)，测定了从表面到内部 的深度为20μm的位置的硬度。另外，作为钢板中心部的硬度(Hvc)， 测定了距钢板表面的板厚的1/4内侧位置的硬度。在各自的位置进行了 3次的硬度测定，将测定值的平均值设定为硬度(Hvs、Hvc)(n＝3 的平均值)。此外，载荷重量设定为50gf。

(疲劳强度以及疲劳强度比)

疲劳强度按照JIS-Z2275，采用申克式平面弯曲疲劳试验机进行了 测定。测定时的应力负荷为交变应力，并将试验的速度设定为30Hz。 另外，根据上述条件并采用申克式平面弯曲疲劳试验机，测定了10⁷次 循环的疲劳强度。然后，将10⁷次循环的疲劳强度除以上述的由拉伸试 验测定的抗拉强度，从而算出疲劳强度比。疲劳强度比将0.45以上设定 为合格。

(镀覆性能)

镀覆性能根据是否发生镀覆不上和镀层附着力来进行评价。

热浸镀后是否有镀覆不上的部分(是否镀覆不上)通过肉眼进行确 认。将没有镀覆不上的部分的情况判定为合格，将具有镀覆不上的部分 的情况判定为不合格。

另外，镀层附着力采用以下的方法进行了评价。对由镀覆钢板采取 的试验片实施60度V型弯曲试验，接着对进行过弯曲试验的试验片实 施胶带试验(tape test)。当胶带试验黑化度低于20％时，则判定为合 格，当胶带试验黑化度在20％以上时，则判定为不合格。

(化学转化处理性能)

使用通常使用的浸渍式磷化液(表面处理剂)，对钢板表面进行化 学转化处理，从而形成磷酸盐覆盖膜。然后，采用扫描型电子显微镜以 10000倍在5个视场中观察磷酸盐的结晶状态。将在整个面上析出磷酸 盐结晶的情况判定为合格，将具有没有析出磷酸盐结晶的部分的情况判 定为不合格。

首先，就钢材成分的影响进行说明。

钢No.M、N的C量在范围外。使用钢No.M而制造的钢板(实验 例M-a、M-b)的强度不足。使用钢No.N而制造的钢板(实验例N-a、 N-b)的屈服比以及疲劳强度比不足。

钢No.O、R的Si量以及Al量比本发明的范围多。使用钢No.O、 R而制造的钢板(实验例O-a、O-b、R-a、R-b)在镀层附着力或化学转 化处理性能上存在问题。

钢No.P、Q的Mn量在本发明的范围外。使用钢No.P而制造的钢 板(实验例P-a、P-b)的强度不足。使用钢No.Q而制造的钢板(实验 例Q-a、Q-b)的延伸率不足。

钢No.S、T的Ti量在本发明的范围外。使用钢No.S而制造的钢板 (实验例S-a、S-b)的屈服比以及疲劳强度比不足。使用钢No.T而制 造的钢板(实验例T-a、T-b)的延伸率不足。

其次，就制造条件的影响进行说明。

在实验例A-c中，热轧中的钢坯的加熱温度并不充分，不能使TiC 溶解于奥氏体中。因此，所制造的钢板的强度和疲劳强度不足。

在实验例A-n中，在热轧时精轧温度降低。因此，所制造的钢板的 疲劳强度比不足。

在实验例A-i、A-j、B-d、C-f中，热轧中的卷取温度达到高温，因 而在热轧阶段固溶Ti量并不充分。因此，所制造的钢板的疲劳强度比 等不足。

在实验例A-k、B-l、C-g中，热轧后的第1表皮光轧的延伸率不足， 因而向钢板表层的变形的导入并不充分，在退火后不能得到充分的向表 层的析出效果。因此，所制造的钢板的疲劳强度比不足。

在实验例B-i、C-h中，热轧后的第1表皮光轧的延伸率过剩，因 而加工变形的影响增大。因此，所制造的钢板的延伸率以及疲劳强度比 不足。

在实验例A-f、B-m中，第1表皮光轧后的退火温度成为高温，因 而发生析出物的粗大化。因此，所制造的钢板的疲劳强度比以及析出物 密度降低。

在实验例B-e、C-i中，第1表皮光轧后的退火温度处于低温，因而 TiC的析出没有充分地进行。因此，所制造的钢板的疲劳强度比不足。

在实验例A-g、B-h、B-m中，第1表皮光轧后的退火中的600℃以 上的保持时间较短，因而TiC的析出并不充分。因此，所制造的钢板的 疲劳强度比不足。

在实验例A-h以及B-g中，第1表皮光轧后的退火中的600℃以上 的保持时间较长，从而析出物粗大化。因此，所制造的钢板的疲劳强度 比不足。

对本发明钢(实验例B-k)和比较钢(实验例B-e)的显微组织进 行了比较。在本发明钢(实验例B-k)中，在退火中发生TiC的析出， 正如图11、13所示的那样，10nm以下的析出物密度增加到1.82×10¹¹个/mm³。与此相对照，在比较钢(实验例B-e)中，如前所述，TiC的 析出没有进行，正如图12、14所示的那样，10nm以下的析出物密度停 留在8.73×10⁹个/mm³左右。

产业上的可利用性

根据本发明，可以提供一种抗拉强度为590MPa以上、且疲劳特性、 延伸率以及碰撞特性优良的高强度钢板、热浸镀钢板和合金化热浸镀钢 板。在适用于汽车部件的情况下，可以谋求汽车的轻量化以及安全性的 提高。特别是本发明的热浸镀钢板以及合金化热浸镀钢板，在具有上述 的优良的特性的同时，还具有优良的防锈性。因此，也可以适用于底盘 等，从而可以对汽车的轻量化做出较大的贡献。这样一来，本发明可以 特别优选适用于底盘等汽车部品用钢板的领域。