疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的高強度鋼板、熱浸鍍鋼板、合金化熱浸鍍鋼板以及...的製作方法

2023-06-18 20:18:06 2

專利名稱：疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的高強度鋼板、熱浸鍍鋼板、合金化熱浸鍍鋼板以及 ...的製作方法
技術領域：
本發明主要以用於壓力加工的汽車用高強度鋼板、熱浸鍍鋼板或合金化熱浸鍍鋼板為對象，涉及以板厚為6. Omm左右以下、抗拉強度在590MI^以上、疲勞特性和碰撞特性優良為特徵的高強度鋼板、熱浸鍍鋼板、合金化熱浸鍍鋼板以及它們的製造方法。本申請基於2009年5月27日提出的日本專利申請特願2009-127340號並主張其優先權，這裡引用其內容。
背景技術：
近年來，以汽車的輕量化、安全性的提高為目的，汽車部件以及汽車部件所使用的原材料的高強度化正方興未艾，在其具有代表性的作為原材料的鋼板中，高強度鋼板的使用比例也正在提高。為了提高安全性，同時實現輕量化，必須在高強度化的同時，提高碰撞能量吸收能力。例如，提高鋼材的屈服應力是有效的，即便是較低的變形量，也能夠高效地吸收碰撞能量。特別地，在汽車的車廂周圍所使用的材料中，從保護乘客的角度考慮，必須防止碰撞物侵入車廂內部，從而大多使用屈服應力高的材料。特別地，抗拉強度為590MPa 以上、進而為780MPa以上的高強度鋼板的需求得以增強。一般地說，作為提高屈服應力的方法，可以列舉出(1)通過進行冷軋而使鋼板加工硬化的方法、( 設定為以位錯密度高的低溫相變相(貝氏體和馬氏體)為主體的顯微組織的方法、( 通過添加微合金元素而進行析出強化的方法、以及(4)添加Si等固溶強化元素的方法等。其中，關於(1)和O)的方法，由於顯微組織中的位錯密度增加，所以壓力成形時的加工性大幅度劣化，從而使本來缺乏加工性的高強度鋼板的壓力成形性更加劣化。另一方面，在的進行固溶強化的方法中，其強化量的絕對值是有限度的，難以使屈服應力上升到可以說是充分的程度。因此，為了得到高的加工性，同時使屈服應力高效率地上升，優選添加Nb、Ti、Mo、V等微合金元素，進行合金碳氮化物的析出強化，從而實現高屈服應力。根據上述的觀點，雖然利用微合金元素的析出強化的高強度熱軋鋼板得以實用化，但利用該析出強化的高強度熱軋鋼板存在兩大課題。一個是疲勞特性，另一個是防鏽。關於作為課題之一的疲勞特性，在利用析出強化的高強度熱軋鋼板中，存在因鋼板表層的軟化而使疲勞強度劣化的現象。在熱軋中與軋制輥直接接觸的鋼板表面，在與鋼板接觸的輥的取熱效果的作用下，只是鋼板表面溫度降低。當鋼板的最表層低於Ar3點時， 發生顯微組織和析出物的粗大化，從而使鋼板最表層軟化。這是疲勞強度劣化的主要原因。 一般地說，以鋼板最表層發生硬化的程度使鋼材的疲勞強度得以提高。因此，在利用析出強化的熱軋高強度鋼(高強度熱軋鋼板)中，目前的情況是難以得到高疲勞強度。另一方面，在鋼板的高強度化的目的下，儘管為了車體重量的輕量化而使鋼板強度上升，但在疲勞強度比降低的情況下，不能使板厚減少。從這一觀點出發，疲勞強度比優選為0.45以上，即使在熱軋高強度鋼中，也優選使抗拉強度和疲勞強度平衡良好，並保持較高的值。此外，所謂疲勞強度比，是鋼板的疲勞強度除以抗拉強度所得到的值。一般地說，隨著抗拉強度的上升，疲勞強度具有上升的傾向，但在更高強度的材料中，疲勞強度比降低。因此，即使使用抗拉強度高的鋼板，在疲勞強度不上升而實現高強度化的目的下，往往無法實現車體重量的輕量化。另一個課題是防鏽。通常，作為汽車用底盤等所使用的鋼板，不是使用通過冷軋及其以後的退火而製造的冷軋鋼板或合金化熱浸鍍鋅鋼板，而是主要使用板厚較厚的2. Omm 以上的熱軋鋼板。從最初開始考慮到在路邊石或踏腳石等的物理接觸的作用下，鋼板表面的塗裝容易剝離的底板周圍因耐用年數引起的腐蝕減壁餘量(因腐蝕引起的板厚的減少量)，在設計應力以上選定厚的材料，由此使品質得到保證。因此，在底盤等中，目前的情況是因材料置換為高強度鋼板而引起的輕量化比軀幹部件落後。作為底板部件的特徵，由於板厚較厚，因而部件的焊接主要使用電弧焊。電弧焊與點焊相比，由於線能量較大，因而容易發生HAZ軟化。為了得到耐HAZ軟化特性，主要利用因微合金元素的添加而引起的析出強化。因此，難以適用以組織強化為目的而在冷軋後進行退火的防鏽性高的熱浸鍍鋅鋼板或合金化熱浸鍍鋅鋼板。對於在冷軋後進行退火而製造的鋼板，不能利用因微合金元素的添加而引起的析出強化的理由如下所示。即使對添加有微合金元素的熱軋鋼板以較高的冷軋率(例如30%以上)實施冷軋，接著在A3點以下進行退火，微合金元素也可以抑制鐵素體的恢復和再結晶。因此，具有在保持冷軋不變的狀態下加工硬化的顯微組織，從而加工性大幅度劣化。另一方面，如果加熱到A3點以下，則存在的問題是析出物粗大化，從而不能獲得屈服應力的充分上升。因此，不能利用因微合金元素的添加而引起的析出強化。作為使用熱軋原板的熱浸鍍鋅鋼板，專利文獻1公開了一種抗拉強度為38 50kgf/mm2的熱浸鍍鋅鋼板的製造方法。在該強度水平的鋼板中，即使不活用微合金元素的析出強化，也可以得到所希望的強度水平。然而，在抗拉強度為590MPa以上的強度級中，兼備高的碰撞特性和疲勞強度的高強度鋼板、熱浸鍍鋼板、合金化熱浸鍍鋼板的製造方法還沒有達到公開的程度。現有技術文獻專利文獻專利文獻1 日本特公平6-35647號公報

發明內容
發明所要解決的課題本發明為了解決上述以往的問題，其目的在於提供抗拉強度為590MPa以上、且疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的高強度鋼板、熱浸鍍鋼板、合金化熱浸鍍鋼板以及它們的製造方法。用於解決課題的手段本發明涉及一種疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的高強度鋼板，其以質量％ 計，含有 C 0. 03 0. 10%, Si 0. 01 1. 5%, Mn :1. 0 2. 5%, P :0. 以下、S :0. 02% 以下、Al 0. 01 1. 2%,Ti 0. 06 0. 15%,N :0. 01 %以下，剩餘部分包括鐵和不可避免的雜質，其中，高強度鋼板的抗拉強度為590MPa以上，而且抗拉強度和屈服強度之比為0. 80 以上，顯微組織包含面積率為40%以上的貝氏體、以及作為剩餘部分的鐵素體和馬氏體之中的任一種或兩種，IOnm以下的Ti (C，N)的析出物密度為101°個/mm3以上，距表面深度為 20 μ m處的硬度(Hvs)與板厚中心的硬度(Hvc)之比(Hvs/Hvc)為0. 85以上。在本發明的疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的高強度鋼板中，疲勞強度比也可以為0. 45以上。平均位錯密度也可以為IXlO14nT2以下。以質量％計，也可以進一步含有選自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 以及Ni :0. 005 之中的1種或2種以上。本發明涉及一種疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的熱浸鍍鋼板，其具有上述的本發明的高強度鋼板和在所述高強度鋼板的表面設置的熱浸鍍層。在本發明的疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的熱浸鍍鋼板中，所述熱浸鍍層也可以包含鋅。本發明涉及一種疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的合金化熱浸鍍鋼板，其具有上述的本發明的高強度鋼板和在所述高強度鋼板的表面設置的合金化熱浸鍍層。本發明涉及一種疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的高強度鋼板的製造方法， 其包括將鋼坯加熱到1150 1280°C，以在Ar3點以上的溫度下使精軋結束的條件進行熱軋，從而得到熱軋材的工序；對所述熱軋材在600°C以下的溫度區域進行卷取，從而得到熱軋鋼板的工序；對所述熱軋鋼板進行酸洗的工序；對所述酸洗過的熱軋鋼板以0. 1 5. 0% 的延伸率實施第1表皮光軋的工序；在最高加熱溫度(Tmax°C )為600 750°C的溫度範圍、且在600°C以上的保持時間(t秒)滿足下式(1)、(2)的條件下，對所述熱軋鋼板進行退火的工序；以及對所述進行過退火的熱軋鋼板實施第2表皮光軋的工序；其中，所述鋼坯以質量％計，含有 C 0. 03 0. 10%,Si 0. 01 1. 5%,Mn :1. 0 2. 5%,P :0. 以下、S 0. 02%以下、Al 0. 01 1. 2%,Ti :0. 06 0. 15%,N :0. 01 %以下，剩餘部分包括鐵和不可避免的雜質；530-0. 7 X Tmax 彡 t 彡 3600-3· 9 X Tmax (1)t > 0 (2)。在本發明的疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的高強度鋼板的製造方法中，所述第2表皮光軋也可以將延伸率設定為0. 2 2. 0%。在所述卷取後的熱軋鋼板中，所含有的Ti的1/2以上也能夠以固溶狀態存在。本發明涉及一種疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的熱浸鍍鋼板的製造方法， 其包括將鋼坯加熱到1150 1280°C，以在Ar3點以上的溫度下使精軋結束的條件進行熱軋，從而得到熱軋材的工序；對所述熱軋材在600°C以下的溫度區域進行卷取，從而得到熱軋鋼板的工序；對所述熱軋鋼板進行酸洗的工序；對所述酸洗過的熱軋鋼板以0. 1 5. 0%的延伸率實施第1表皮光軋的工序；在最高加熱溫度(Tmax°C )為600 750°C的溫度範圍、且在600°C以上的保持時間(t秒)滿足下式(1)、(2)的條件下，對所述熱軋鋼板進行退火，並實施熱浸鍍而在表面形成熱浸鍍層，以製成熱浸鍍鋼板的工序；以及對所述熱浸鍍鋼板實施第2表皮光軋的工序；其中，所述鋼坯以質量％計，含有C 0. 03 0. 10%, Si :0. 01 1. 5%、Mn :1. 0 2. 5%、P :0. 以下、S :0. 02% 以下、Al :0. 01 1. 2%、Ti 0. 06 0. 15%、N :0. 01%以下，剩餘部分包括鐵和不可避免的雜質；
530-0. 7 X Tmax 彡 t 彡 3600-3. 9 X Tmax (1)t > 0 (2)。在本發明的疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的熱浸鍍鋼板的製造方法中，所述第2表皮光軋也可以將延伸率設定為0. 2 2. 0%。本發明涉及一種疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的合金化熱浸鍍鋼板的製造方法，其包括將鋼坯加熱到1150 1280°C，以在Ar3A以上的溫度下使精軋結束的條件進行熱軋，從而得到熱軋材的工序；對所述熱軋材在600°C以下的溫度區域進行卷取，從而得到熱軋鋼板的工序；對所述熱軋鋼板進行酸洗的工序；對所述酸洗過的熱軋鋼板以0. 1 5. 0%的延伸率實施第1表皮光軋的工序；在最高加熱溫度(Tmax°C )為600 750°C的溫度範圍、且在600°C以上的保持時間(t秒)滿足下式(1)、(幻的條件下，對所述熱軋鋼板進行退火，並實施熱浸鍍而在表面形成熱浸鍍層以製成熱浸鍍鋼板，而且對所述熱浸鍍鋼板實施合金化處理而使所述熱浸鍍層成為合金化熱浸鍍層的工序；以及對實施過所述合金化處理的熱浸鍍鋼板實施第2表皮光軋的工序；其中，所述鋼坯以質量％計，含有C 0. 03 0. 10%、Si :0. 01 1. 5 %、Mn :1. 0 2. 5 %、P :0. 以下、S :0. 02% 以下、Al :0. 01 1.2%, Ti 0. 06 0. 15%、N :0. 01%以下，剩餘部分包括鐵和不可避免的雜質；530-0. 7 X Tmax 彡 t 彡 3600-3. 9 X Tmax (1)t > 0 (2)。在本發明的疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的合金化熱浸鍍鋼板的製造方法中，所述第2表皮光軋也可以將延伸率設定為0. 2 2. 0%。發明的效果在本發明的高強度鋼板的製造方法中，通過設定為上述的成分組成，可實現 590MPa以上的抗拉強度。另外，添加Ti，且在熱軋階段調整卷取溫度而抑制合金碳氮化物的析出，在退火階段調整加熱溫度和保持時間而使合金碳氮化物析出。由此，可活用析出強化而實現較高的屈服應力。因此，可以實現較高的碰撞能量吸收能力(優良的碰撞特性)。 而且通過在退火前進行表皮光軋，便僅在鋼板表層附近導入變形。該變形成為退火工序中的合金碳氮化物的析出位點，因而可以在退火中促進鋼板表層附近的合金碳氮化物的析出，從而可以抑制表層的軟化。因此，可以將鋼板的Hvs/Hvc設定為0.85以上，從而可以實現較高的疲勞強度比(優良的疲勞特性)。另外，通過以規定的延伸率進行表皮光軋，可以實現優良的延伸率(優良的加工性)。本發明的高強度鋼板通過具有上述的成分組成和顯微組織，可以實現590MPa以上的抗拉強度和優良的延伸率(優良的加工性)。而且由於IOnm以下的Ti (C，N)的析出物密度在IOltl個/mm3以上，因而可以實現較高的屈服應力。因此，可以實現較高的碰撞能量吸收能力(優良的碰撞特性)。而且Hvs/Hvc為0.85以上，因而可以實現較高的疲勞強度比(優良的疲勞特性)。本發明的熱浸鍍鋼板以及合金化熱浸鍍鋼板具有與上述的高強度鋼板同樣的作用效果，而且可以實現優良的防鏽性。如上所述，本發明可以提供抗拉強度為590MPa以上、而且疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的高強度鋼板、熱浸鍍鋼板、合金化熱浸鍍鋼板以及它們的製造方法。


圖1是表示Hvs/Hvc和疲勞強度比之間的關係的曲線圖。圖2是表示第1表皮光軋延伸率和Hvs/Hvc之間的關係的曲線圖。圖3是表示抗拉強度和延伸率之間的關係的曲線圖。圖4是表示抗拉強度和疲勞強度比之間的關係的曲線圖。圖5是表示退火的最高加熱溫度(Tmax)和Hvs/Hvc之間的關係的曲線圖。圖6是表示退火的最高加熱溫度和在600°C以上的保持時間之間的關係的曲線圖。圖7是表示退火後的第2表皮光軋的延伸率(壓延率)和疲勞強度比之間的關係的曲線圖。圖8是表示Ti量和硬度比之間的關係的曲線圖。圖9是表示Ti量和屈服比之間的關係的曲線圖。圖10是表示Ti (C，N)的析出物密度和屈服比之間的關係的曲線圖。圖11是表示實驗例B-k (本發明鋼)的顯微組織的TEM照片，圖11 (a)是5，000 倍的照片，圖11(b)是100，000倍的照片，圖11(c)是100，000倍的照片。圖12是表示實驗例B-e (比較鋼)的顯微組織的TEM照片，圖12 (a)是5，000倍的照片，圖12(b)是50，000倍的照片。圖13是表示實驗例B-k(本發明鋼)的Ti (C，N)的尺寸分布的曲線圖。圖14是表示實驗例B_e(比較鋼)的Ti (C，N)的尺寸分布的曲線圖。
具體實施例方式下面就本發明的詳細情況進行說明。本發明人為了製造現有技術無法完成的、且疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的高強度鋼板、熱浸鍍鋼板或者合金化熱浸鍍鋼板，著眼於有必要充分活用由Ti、Nb、Mo、V 等微合金元素產生的析出強化，就合金成分和製造條件對析出行為的影響進行了研究。也就是說，本發明人就高強度鋼板、熱浸鍍鋼板或者合金化熱浸鍍鋼板的製造中發生的、Ti、Nb、Mo、V的合金碳氮化物的析出行為進行了研究。詳細地說，就熱軋材的卷取溫度以及退火(包括鍍鋅工序)工序的退火條件、和在熱軋鋼板的酸洗後實施的表皮光軋中導入至鋼板表層的位錯的影響進行了詳細的研究。而且就對疲勞特性、延伸率以及碰撞特性產生的影響進行了研究。結果發現以改善碰撞特性為目的，為了活用析出強化而實現高屈服應力，優選的是抑制熱軋階段的合金碳氮化物的析出，從而在退火階段在母相中產生析出強化。再者，一般認為為了使大大影響疲勞特性的鋼板表層的硬度產生硬化，在上述的退火階段使鋼板表層附近析出合金碳氮化物是有效的。而且發現作為促進合金碳氮化物的析出的手段，在進行過熱軋和酸洗之後，進行表皮光軋而僅在鋼板表層附近集中地導入變形是有效的。通過該表皮光軋，使退火中的合金碳氮化物的析出尺寸增加，從而強化因析出強化引起的強度增加是有效的。另外，對退火結束後的鋼板進行1. 0%以上的表皮光軋，由此改善表面粗度， 而且使表層產生加工硬化。還發現由此可以進一步改善疲勞特性。由此，使在以前的高強度鋼板、熱浸鍍鋼板或者合金化熱浸鍍鋼板中無法完成的高屈服應力的鋼板的製造成為可能。詳細地說，藉助於表皮光軋後的退火，利用由合金碳化物產生的析出強化使表層附近硬化，由此改善疲勞特性。另外，藉助於退火後的表皮光軋， 進一步改善表面粗度，而且使表層附近產生加工硬化。由此，疲勞特性得以進一步改善。下面就本發明的高強度鋼板進行說明。首先，就鋼板成分的限定理由進行說明。C含量設定為0.03 0. 10%。當C含量低於0.03%時，則強度降低，不能滿足作為目標抗拉強度的590MPa。而且在退火後，鋼板表層的硬化減少。因此，將C含量設定為 0. 03%以上。另一方面，在C含量超過0. 10%的情況下，強度過於增高，延伸率大幅度劣化。 因此，實質上，不僅成形變得困難，而且焊接性大幅度劣化。因此，將C含量設定為0. 10%以下。C含量優選為0. 06 0. 09%。在此情況下，可以得到590MPa以上的抗拉強度，而且也可以得到0. 45以上的疲勞強度比。Si作為固溶強化元素是對強度上升有效的，其含量越多，抗拉強度和延伸率的平衡就越是得以改善。然而，如果其含量增多，則對鋅鍍層的潤溼性和化學轉化處理性能產生影響。因此，將Si含量的上限設定為1.5%。另外，Si是用於脫氧和不可避免地混入的元素，因而將其下限設定為0.01%。Si的含量優選為1. 2%以下。由於熱軋時的條件和連續退火時的氣氛的影響，有時在鋅鍍層的潤溼性和化學轉化處理性能上產生問題。因此，Si含量的上限優選為1. 2%0Mn含量設定為1. 0 2. 5%。Mn是對固溶強化和淬透性的提高有效的元素，但當 Mn含量低於1. 0%時，不能滿足作為目標抗拉強度的590MPa。因此，將Mn含量設定為1. 0% 以上。另一方面，當Mn含量超過2. 5%時，則容易產生偏析，從而使壓力加工成形性劣化。 實質上，在具有590 700MPa的抗拉強度的鋼板中，Mn含量優選為1. 0 1. 8 %，在具有 700MPa 900MPa的抗拉強度的鋼板中，Mn含量優選為1. 6 2. 2%，在具有900MPa以上的抗拉強度的鋼板中，Mn含量優選為2. 0 2. 5%。根據抗拉強度的不同而存在適當的Mn 量範圍，Mn的過度添加將助長因Mn偏析引起的加工性的劣化。因此，優選如上述那樣，根據抗拉強度的不同而調整Mn含量。P作為固溶強化元素而發揮作用，使鋼板的強度上升。然而，當P含量增高時，則鋼板的加工性和焊接性降低，因而是不優選的。特別地，當P含量超過0.1 %時，鋼板的加工性和焊接性的降低變得明顯，因而P含量優選限制為0. 以下，進一步優選限制為0. 02%以下。如果S含量過多，則生成MnS等夾雜物，由此拉伸凸緣性降低，進而在熱軋時產生裂紋。因此，S含量優選的是極力降低。特別地，為了防止在熱軋時裂紋的發生，而且得到良好的加工性，S含量優選限制為0. 02%以下，進一步優選限制為0. 01%以下。Al含量設定為0. 01 1. 2%。通過添加Al作為脫氧元素，可以有效地減少鋼水中的溶解氧。在Al含量為0.01%以上的情況下，可以抑制本發明中的重要的添加元素Ti、 Nb、Mo、V與溶解氧形成合金氧化物。這樣一來，Al雖然用於脫氧，但也不可避免地混入，因而以0.01%為下限，優選設定為0.02%以上。另一方面，當Al含量超過1.2%時，Al成為使鋅鍍覆性能和化學轉化處理性能劣化的重要原因。因此，將Al含量設定為1. 2%以下，優選設定為0.6%以下。Ti在本發明中是重要的元素。Ti成為用於在熱軋後的退火中使鋼板產生析出強化的重要元素。在製造工序中，於熱軋階段(從熱軋到卷取的階段)有必要在極力不產生析出物的情況下使其成為固溶狀態，因而將熱軋中的卷取溫度設定為Ti析出物難以產生的600°C以下。而且在退火前通過實施表皮光軋而導入位錯。其次，在退火階段，使Ti (C， N)在導入的位錯上微細析出。特別是在位錯密度升高的鋼板表面附近，其效果(Ti (C，N) 的微細析出)變得明顯。根據該效果，能夠設定Hvs/Hvc彡0.85，從而可以實現較高的疲勞特性。另外，通過Ti的添加而產生析出強化，由此可以將抗拉強度和屈服強度之比即屈服比設定為0.80以上。在有數的析出強化元素中，Ti的析出強化能最高。這是因為在Y 相中的Ti的溶解度與在α相中的Ti的溶解度之差較大。為了將抗拉強度設定為590MPa 以上，而且設定Hvs/Hvc彡0. 85以及屈服比0. 80以上，如圖8、9所示，必須將Ti含量設定為0.06%以上。在Ti含量低於0.06%的情況下，如圖10所示，IOnm以下的Ti (C，N)的析出物密度低於1010個/mm3，從而不能獲得較高的屈服比。另外，Ti不僅有助於析出強化， 而且是延遲熱軋時的奧氏體再結晶速度的元素。因此，在Ti含量過多的情況下，熱軋鋼板的織構發達，從而退火後的各向異性增大。具體地說，在Ti含量超過0. 12%的情況下，鋼板的各向異性增大，在超過0. 15%的情況下，鋼板的各向異性特別增大，加工性發生劣化。因此，Ti含量的上限值設定為0. 15%，優選設定為0. 12%。N形成TiN，使鋼板的加工性降低，因而N含量優選的是儘可能地少。特別地，如果 N含量超過0. 01%，則生成粗大的TiN，使鋼板的加工性劣化，而且無助於析出強化的Ti量增加。因此，優選將N含量限制為0.01%以下。本發明的鋼板包含上述的元素、以及作為剩餘部分的鐵和不可避免的雜質。根據需要，也可以進一步含有選自以下所示的Nb、Mo、V、Ca、Mg、B、Cr、Cu以及Ni之中的1種或 2種以上。Nb與Ti同樣地是作為析出強化元素的重要元素。但是，當Nb含量低於0. 005% 時，其效果較小，因而將Nb含量的下限設定為0.005%。另外，Nb與Ti同樣，具有延遲熱軋時的奧氏體再結晶速度的效果。因此，在Nb含量過多的情況下，使加工性劣化。具體地說， 當Nb含量超過0. 時，不僅由該析出強化引起的強度的增加達到飽和，而且延伸率降低。 因此，將Nb含量的上限設定為0. 1%。再者，當Nb與Ti共同含有時，則明顯表現出使結晶粒徑微細化的效果。因此，Nb含量特別優選為0. 02 0. 05%，由此，可明顯地獲得上述的效果。Mo和V與Ti和Nb同樣，是析出強化元素的一種。當Mo和V的含量分別低於 0. 005%時，其效果較小。另外，當Mo和V的含量分別超過0.2%時，析出強化的改善效果較小，而且延伸率劣化。因此，Mo和V的含量分別設定為0. 005 0. 2%。Ca形成與S的化合物CaS而將S固定。由此，具有抑制MnS的生成的效果。Mg具有使夾雜物微細化的效果。當Ca和Mg的含量分別超過0. 005%時，則因過剩添加而使夾雜物量增加，從而使擴孔性劣化。因此，將0.005%設為上限。另外，當Ca和Mg的含量分別低於0.0005%時，則不能充分地得到上述的效果。因此，優選將0.0005%設為下限。B是可以大幅度改善淬透性的元素。因此，在因熱軋生產線中的設備制約等而不能得到充分的冷卻能力的情況下，或者在因二次加工脆化等而在晶界產生裂紋的情況下，以晶界強化為目的而可以根據需要含有。當B的含量超過0. 005%時，由於實質上不能獲得淬透性的改善，因而將0. 005%設為上限。當B的含量低於0. 0005%時，則不能充分地得到上述的效果，因而優選將0. 0005%設為下限。Cr與Mn同樣，是對提高淬透性有效的元素之一。因此，如果Cr含量增加，則鋼板的抗拉強度得以提高。在Cr含量多的情況下，則Cr23C6等Cr系合金碳化物析出，在該碳化物於晶界優先析出的情況下，則使壓力加工成形性劣化。因此，將Cr含量的上限設定為1%。 另外，當Cr含量低於0. 005%時，則不能充分地得到上述的效果，因而優選將0. 005%設為下限。Cu具有因其析出而提高鋼材強度的效果。Ti等合金元素與C或N結合而形成合金碳化物，但Cu單獨析出而使鋼材強化。然而，大量含有Cu的鋼材在熱軋中產生脆化。因此，將Cu含量的上限設定為1%。另外，當Cu的含量低於0. 005%時，則不能充分地得到上述效果，因而優選將0. 005%設為下限。Ni與Mn同樣，不僅提高鋼材的淬透性，而且也有助於韌性的改善。另外，還具有防止添加Cu時的熱脆性的效果。但是，由於合金成本非常高，所以將Ni含量的上限設定為 1 %。當Ni含量低於0. 005%時，則不能充分地得到上述效果，因而優選將0. 005 %設為下限。下面就成為本發明的特徵的鋼板的顯微組織進行說明。在本發明中，顯微組織由面積率為40%以上的貝氏體、和作為剩餘部分的鐵素體以及馬氏體之中的任一種或兩種構成。在此，所謂顯微組織，是指從距鋼板表面的板厚的 1/4內側採取試樣而觀察到的板厚中心部的顯微組織。本發明在貝氏體的面積率為40%以上的情況下，可以期待因析出強化引起的強度的增加。也就是說，將卷取熱軋材的溫度設定為600°C以下，雖然在熱軋鋼板中可以確保固溶Ti，但該溫度與貝氏體相變溫度接近。因此，在熱軋鋼板的顯微組織中含有大量的貝氏體，與相變同時導入的相變位錯使退火時的TiC核生成位點增加，因而可以謀求更大的析出強化。根據熱軋中的冷卻過程的不同，其面積率發生很大變化，但根據必要的材質特性， 可以調整貝氏體的面積率。貝氏體的面積率優選超過70%，由此不僅進一步加大因析出強化引起的強度增加，而且減少使壓力加工成形性劣化的粗大的滲碳體，從而壓力加工成形性也可以良好地得以維持。貝氏體的面積率的上限值優選為90%。本發明在製造工序中，於熱軋階段(從熱軋到卷取的階段)將熱軋鋼板中的Ti設定為固溶狀態，接著通過熱軋後的表皮光軋在表層導入變形。而且在退火階段，使導入的變形成為核生成位點，從而使Ti (C，N)在表層析出。通過以上進行了疲勞特性的改善。因此， 重要的是在Ti的析出難以進行的600°C以下使熱軋結束。也就是說，重要的是在600°C以下的溫度下對熱軋材進行卷取。在通過卷取熱軋材而得到的熱軋鋼板的組織(熱軋階段的組織)中，貝氏體的分率是任意數值也沒關係。特別地，在欲提高產品(高強度鋼板、熱浸鍍鋼板、合金化熱浸鍍鋼板)的延伸率的情況下，在熱軋中提高鐵素體的分率是有效的。另一方面，在重視擴孔性的情況下，通過在更低溫度下進行熱軋材的卷取，可以形成以貝氏體和馬氏體為主體的顯微組織。如前所述，為了確保熱軋鋼板的固溶Ti量而在600°C以下進行卷取，因而熱軋鋼板的顯微組織(熱軋階段的顯微組織)實質上由貝氏體、和作為剩餘部分的鐵素體以及馬氏體之中的任一種或兩種構成。然後，熱軋鋼板通過退火而被加熱到600°C以上，因而貝氏體和馬氏體被回火。一般地說，回火意味著通過熱處理而使位錯密度降低。在600°C以下生成的貝氏體和馬氏體在退火中被回火。因此，在產品的顯微組織中，貝氏體和馬氏體實質上也可以說是回火貝氏體、回火馬氏體。該回火貝氏體、回火馬氏體如以下那樣，在位錯密度低這一點上區別於通常的貝氏體和馬氏體。熱軋階段的熱軋鋼板的組織由於包含貝氏體和馬氏體，因而具有較高的位錯密度。但是，由於貝氏體和馬氏體在退火中被回火，因而位錯密度降低。當退火時間並不充分時，則位錯密度維持較高的狀態不變，而延伸率降低。因此，退火後的鋼板的平均位錯密度優選為IXlO14nT2以下。當在滿足後述的式(1)、(2)的條件下進行退火時，則在析出Ti (C， N)的同時，位錯密度得以減少。也就是說，在充分地進行Ti (C，N)的析出的狀態下，鋼板的平均位錯密度減少。位錯密度的減少通常與鋼材的屈服應力的降低相關聯。但是，本發明在減少位錯密度的同時析出Ti (C，N)，因而可以得到較高的屈服應力。在本發明中，位錯密度的測定方法根據CAMP-ISIJ Vol. 17(2004)p396中記載的 「利用X射線衍射的位錯密度的評價方法」來進行，由(110)3211)3220)的半峰寬算出平均位錯密度。由於顯微組織具有上述的特徵，因而可以實現在現有技術的進行析出強化的鋼板中不能實現的高屈服比和高疲勞強度比。也就是說，鋼板表層附近的顯微組織與板厚中心部的顯微組織不同，即使呈現出以鐵素體為主體且粗大的組織，鋼板表層附近的硬度也由於退火中的Ti(C，N)的析出，將達到不會比鋼板中心部遜色的硬度。其結果是，可以抑制疲勞龜裂的發生，疲勞強度比得以上升。下面就成為本發明的特徵的鋼板的抗拉強度的限定理由進行說明。本發明的鋼板的抗拉強度在590MPa以上。抗拉強度的上限並沒有特別的限制。但是，在本發明的成分範圍內，實質的抗拉強度的上限為IlSOMI^左右。在此，抗拉強度通過首先製作JIS-Z2201中記載的5號試驗片，然後根據 JIS-Z2241中記載的試驗方法進行拉伸試驗來評價。在本發明中，通過上述的拉伸試驗而得到的屈服強度和抗拉強度之比(屈服比) 因析出強化而達到0. 80以上。為了如本發明那樣實現高的屈服比，與馬氏體等硬質相所產生的相變強化相比， 因貝氏體回火而析出的Ti (C，N)等所產生的析出強化變得非常重要。在本發明中，對析出強化有效的IOnm以下的Ti (C，N)的析出物密度為101°個/mm3以上。由此，可以實現上述的0.80以上的屈服比。這裡，以(長徑X短徑)的平方根而求出的當量圓直徑超過IOnm 的析出物在本發明中不會對得到的特性產生影響。然而，析出物尺寸越微細，就越能有效地獲得由Ti (C，N)產生的析出強化，由此，便具有能夠降低所添加的合金元素的量的可能性。 因此，規定了結晶粒徑為IOnm以下的Ti (C，N)的析出物密度。此外，析出物的觀察通過採用透射電子顯微鏡觀察根據日本特開2004-317203號公報中記載的方法所製作的復型試樣來進行。視場以5000倍 100000倍的放大倍數進行設定，從3個以上的視場中對IOnm以下的Ti(C，N)的個數進行計數。而且根據電解前後的重量變化求出電解重量，並根據7. 8ton/m3的比重將重量換算為體積。而且將計數的個數除以體積，由此便算出析出物密度。下面就成為本發明的特徵的鋼板的硬度分布的限定理由進行說明。本發明人發現為了改善疲勞特性、延伸率以及碰撞特性，對於活用了由微合金元素產生的析出強化的高強度鋼板，通過將鋼板表層的硬度和鋼板中心部的硬度之比設定為 0.85以上，便使疲勞特性得以改善。這裡，所謂鋼板表層的硬度，是指鋼板斷面的在從表層到內部深度為20 μ m的位置的硬度，將其表示為Hvs。另外，所謂鋼板中心部的硬度，是指鋼板斷面的在距鋼板表面的板厚的1/4內側的位置的硬度，將其表示為Hvc。本發明人已經發現當它們的比Hvs/Hvc低於0. 85時，則疲勞特性劣化，另一方面，當Hvs/Hvc在0. 85以上時，則疲勞特性得以改善。因此，將Hvs/Hvc設定為0.85以上。圖1表示了 Hvs/Hvc和疲勞強度比之間的關係。在Hvs/Hvc為0. 85以上的情況下，可知疲勞強度比能夠達到0.45以上。因此，可以得到較高的疲勞特性。此外，在熱浸鍍鋼板或合金化熱浸鍍鋼板的情況下，所謂表層，意味著除去其鍍層厚度的範圍。也就是說， 表層的硬度是指不包括熱浸鍍層或合金化熱浸鍍層的、在從高強度鋼板表面到內部深度為 20 μ m的位置的硬度。另外，將鋼板表層的硬度的測定位置規定為距表面深度為20 μ m的位置的理由如下所示。對於實質上具有590Mpa以上的抗拉強度的鋼板，在採用維氏硬度計測定斷面硬度的前提下，根據其測定能力決定所述測定位置。因此，在可以利用納米壓痕等、 在更接近表面的位置進行表層的硬度測定的情況下，可以遵循其測定能力。然而，在與從表面到內部深度為20 μ m的位置不同的位置進行測定的情況下，所測定的Hvs和Hvc的絕對值由於測定方法的不同，因而不可能進行單純的比較。然而，作為其硬度比的Hvs/Hvc的閾值即使就那樣直接使用，也沒有任何問題。在本發明中，成為產品的鋼板的種類是對熱軋鋼板實施酸洗和表皮光軋、然後進行退火而得到的高強度鋼板。本發明的熱浸鍍鋼板具有上述本發明的高強度鋼板和在所述高強度鋼板的表面設置的熱浸鍍層。另外，本發明的合金化熱浸鍍鋼板具有上述本發明的高強度鋼板和在所述高強度鋼板的表面設置的合金化熱浸鍍層。作為熱浸鍍層和合金化熱浸鍍層，例如可以列舉出由鋅和鋁之中的任一種或兩種構成的層，具體地說，可以列舉出熱浸鍍鋅層、合金化熱浸鍍鋅層、熱浸鍍鋁層、合金化熱浸鍍鋁層、熱浸鍍&1-A1層以及合金化熱浸鍍&1-A1層等。特別地，從容易形成鍍層和防腐性的角度考慮，優選的是由鋅構成的熱浸鍍鋅層和合金化熱浸鍍鋅層。熱浸鍍鋼板或合金化熱浸鍍鋼板通過對上述本發明的高強度鋼板實施熱浸鍍或合金化熱浸鍍來製造。這裡，所謂合金化熱浸鍍，是指實施熱浸鍍而在表面製作熱浸鍍層， 接著實施合金化處理而使熱浸鍍層成為合金化熱浸鍍層。熱浸鍍鋼板或合金化熱浸鍍鋼板具有本發明的高強度鋼板，而且在表面設置有熱浸鍍層或合金化熱浸鍍層，因而具有本發明的高強度鋼板的作用效果，而且可以實現優良的防鏽性。下面就本發明的高強度鋼板的製造方法進行說明。首先，在1150 1280°C的溫度下對具有上述成分組成的鋼坯進行再加熱。作為鋼坯，可以列舉出採用連續鑄造設備剛製造後的板坯和用電爐製造的材料。通過將鋼坯的加熱溫度設定為1150°C以上，可以使碳化物形成元素和碳充分地分解溶解於鋼材中。然而，當鋼坯的加熱溫度超過1280°C時，由於在生產成本方面是不優選的，因而將1280°C設定為上限。為了使析出碳氮化物溶解，優選將加熱溫度設定為1200°C 以上。
接著，對於再加熱過的鋼坯，以在Ar3點以上的溫度下使精軋結束的條件進行熱軋，從而得到熱軋材。然後，對熱軋材在600°C以下的溫度區域進行卷取，從而得到熱軋鋼板。在熱軋中的精軋溫度(精軋結束的溫度)低於Ar3的情況下，表層中的合金碳氮化物的析出和粒徑的粗大化得以進行，從而表層的強度顯著降低。因此，不能得到優良的疲勞特性。因此，為了防止疲勞特性的劣化，將熱軋中的精軋溫度的下限設定為Ar3A以上。精軋溫度的上限並沒有特別的設定，但1050°C左右為實質上的上限。下面就從熱軋中的精軋溫度到卷取的冷卻過程進行說明。在本發明中，通過將卷取溫度設定為600°C以下，可以抑制在熱軋鋼板的階段(從熱軋到卷取的階段)的合金碳氮化物的析出。該卷取溫度是重要的，根據直至卷取開始前的冷卻過程的不同，不會損害本發明的特性。但是，在通過調整顯微組織的比例而將主要作為汽車用鋼板的成形性指標使用的、延伸率和擴孔性的平衡設定為所期望的值的情況下，需要控制從精軋溫度到卷取開始前的冷卻過程。例如，鐵素體分率越高，延伸率越得以改善，但擴孔性越差。因此，在製造重視延伸率的鋼板的情況下，為了積極地發生鐵素體相變，精軋溫度的低溫化以及在貝氏體開始溫度(Bs點)的上方進行空冷是必要的。特別優選的是使鐵素體相變在熱軋中積極地發生。具體地說，將精軋溫度設定在Ar3點以上且在(Ar3A+50°C) 以下，從而在相變前的奧氏體中導入許多的加工變形。然後，將該變形作為鐵素體的核生成位點，而且在鐵素體相變最容易進行的溫度區域、具體地說在600 680°C下保持1 10秒鐘。這樣一來，優選的是促進鐵素體相變。在該中間保持後，需要進一步進行冷卻，在600°C 以下的溫度區域進行卷取。另一方面，在製造重視擴孔性的鋼板的情況下，為了提高淬透性，精軋溫度的高溫化以及進行驟冷直至Bs點以下是有效的。特別優選的是顯微組織更均勻以及機械性質的各向異性較小。具體地說，將精軋溫度設定為(Ar3+50°C)以上，於軋制中使結晶方位在特定的方向對齊，從而抑制織構的發達。而且為了設定成貝氏體單相組織，優選將熱軋材的卷取溫度設定為300 550°C的範圍。在卷取溫度超過600°C的情況下，在熱軋鋼板中進行合金碳氮化物的析出。因此， 不能充分地得到退火後的因析出強化引起的強度增加，而且疲勞特性變差。因此，將卷取溫度的上限設定為600°C。下限沒有特別的設定。卷取溫度越是低溫，固溶Ti、Nb、Mo、V的量越是增加，退火中的因析出強化引起的強度增加加大。因此，為了得到本發明的特性，卷取溫度越是低溫越有利。然而，現實是通過水冷對鋼板進行冷卻，因而室溫成為其下限。如上所述，在熱軋階段通過調整卷取溫度而抑制合金碳氮化物，盡力不出現析出物而使Ti處於固溶狀態。在所述卷取後的熱軋鋼板中，優選所含有的Ti的1/2以上以固溶狀態存在。由此，可以更多地得到退火後的因析出強化引起的強度增加。接著，對熱軋鋼板進行酸洗，並對該酸洗過的熱軋鋼板以0. 1 5. 0%的延伸率實施第1表皮光軋。下面就酸洗後的第1表皮光軋中的延伸率的限定理由進行說明。在本發明中，以0. 1 5. 0%的延伸率的範圍進行第1表皮光軋是重要的製造條件。通過對熱軋鋼板實施表皮光軋，便對鋼板表面賦予變形。在後工序的退火中，經由該變形而使合金碳氮化物容易在位錯上形核，從而使表層硬化。在該表皮光軋的延伸率低於 0. 的情況下，因不能賦予充分的變形而不會使表層硬度Hvs上升。另一方面，在表皮光軋的延伸率超過5. 0%的情況下，不僅表層而且鋼板中央部也賦予變形，從而鋼板的加工性變差。只要是通常的鋼板，鐵素體便因此後的退火而再結晶，從而延伸率和擴孔性得以改善。但是，當具有本發明的成分組成、且在600°C以下進行卷取時，固溶於熱軋鋼板中的Ti、 Nb、Mo、V使因退火引起的鐵素體再結晶顯著延遲，從而不會改善退火後的延伸率和擴孔性。 因此，將表皮光軋的延伸率的上限設定為5.0%。雖然根據該表皮光軋的延伸率的不同而賦予變形，但從改善疲勞特性的角度考慮，根據鋼板表層的變形量的不同而在退火中的鋼板表層附近進行析出強化。因此，延伸率優選為0.4%以上。另外，從鋼板加工性的角度考慮，為了防止因向鋼板內部賦予變形所引起的加工性的劣化，延伸率優選為2.0%以下。由圖2的結果可知在表皮光軋的延伸率為0. 1 5. 0%的情況下，Hvs/Hvc得以改善，達到0.85以上。另外，在不進行表皮光軋(表皮光軋的延伸率為0% )的情況下，或者在表皮光軋的延伸率超過5%的情況下，可知Hvs/Hvc < 0. 85。由圖3的結果可知在第1表皮光軋的延伸率為0. 1 5. 0%的情況下，可以得到優良的延伸率。另外，在第1表皮光軋的延伸率超過5. 0%的情況下，延伸率變差，而且壓力加工成形性劣化。由圖4的結果可知在第1表皮光軋率為0%或者超過5%的情況下，疲勞強度比變差。由圖3、圖4的結果可知在表皮光軋的延伸率為0. 1 5. 0%的情況下，只要抗拉強度大致相同，就可以得到大致相同延伸率和疲勞強度比。表皮光軋的延伸率超過5%的情況(高表皮光軋區域)與相同的抗拉強度水平的本發明鋼相比，延伸率低，進而疲勞強度比也低。在實施了第1表皮光軋後，接著對熱軋鋼板進行退火。此外，以形狀矯正為目的也可以使用矯平機等。在本發明中，進行退火的目的不是進行硬質相的回火，而是使固溶於熱軋鋼板中的Ti、Nb、Mo、V以合金碳氮化物的形態析出。因此，退火工序中的最高加熱溫度(Tmax)以及保持時間的控制是重要的。通過將最高加熱溫度和保持時間控制在規定的範圍內，不僅提高抗拉強度和屈服應力，而且使表層硬度得以提高，並進行疲勞特性和碰撞特性的改善。 如果退火中的溫度和保持時間不合適，則碳氮化物不會析出或者發生析出碳氮化物的粗大化，因而將最高加熱溫度和保持時間進行如下的限定。在本發明中，將退火中的最高加熱溫度設定在600 750°C的範圍內。當最高加熱溫度低於600°C時，合金碳氮化物的析出所需要的時間非常長，從而在連續退火設備中進行製造變得困難。因此，將600°C設定為下限。另外，當最高加熱溫度超過750°C時，則發生合金碳氮化物的粗大化，從而不能充分地增加因析出強化引起的強度增加。另外，當最高加熱溫度在Ac1點以上時，則成為鐵素體和奧氏體的2相區域，從而不能充分地得到因析出強化引起的強度增加。因此，將750°C設定為上限。該退火的主要目的不是進行硬質相的回火， 而是使熱軋鋼板中固溶的Ti析出。這時，最終的強度雖取決於鋼材的合金成分和熱軋鋼板的顯微組織中的各相的分率，但作為本發明的特徵的因表層硬化引起的疲勞特性的改善和屈服比的提高絲毫不會受到鋼材的合金成分和熱軋鋼板的顯微組織中的各相的分率的影響。
再者，本發明人進行了潛心的實驗，結果發現退火中的在600°C以上的保持時間 (t)與退火中的最高加熱溫度Tmax滿足下式(1)、(2)的關係，由此可以獲得高的屈服應力和0. 85以上的Hvs/Hvc。530-0. 7 X Tmax 彡 t 彡 3600-3· 9 X Tmax (1)t > 0 (2)由圖5的結果可知當最高加熱溫度在600 750°C的範圍內時，Hvs/Hvc達到
0.85以上。進而如圖6所示，實施例的本發明鋼都以在600°C以上的保持時間(t)滿足式 (1)、(2)的範圍的條件進行製造。由實施例的本發明鋼的評價結果可知在保持時間(t) 滿足式(1)、(2)的範圍的情況下，Hvs/Hvc達到0. 85以上。由實施例可知在Hvs/Hvc為0.85以上的情況下，疲勞強度比達到0. 45以上。當最高加熱溫度在600 750°C的範圍內時，表層因析出強化而硬化，Hvs/Hvc達到0. 85以上。通過將最高加熱溫度以及在600°C以上的保持時間設定在上述的範圍內，與鋼板中心部的硬度相比，表層得以充分硬化。由此，正如實施例所示的那樣，疲勞強度比達到0.45以上。這是因為由於表層的硬化，可以延遲疲勞龜裂的發生，表層硬度越高，其效果越大。另外，由圖5的結果可知在最高加熱溫度處於600 750°C的範圍外的情況下， Hvs/Hvc < 0. 85。另外，由實施例可知即使最高加熱溫度在600 750°C的範圍內，當熱軋材的卷取溫度以及表皮光軋延伸率在本發明的範圍外時，也是Hvs/Hvc < 0. 85。下面對進行過退火的熱軋鋼板實施第2表皮光軋。由此，可以進一步改善疲勞特性。在第2表皮光軋中，優選將延伸率設定為0. 2 2. 0 %，延伸率更優選為0. 5
1.0%。當延伸率低於0. 2%時，往往不能得到充分的表面粗度的改善和只是表層的加工硬化，疲勞特性不能充分地得以改善。因此，優選將0.2%設定為下限。另一方面，當延伸率超過2.0%時，鋼板往往過於加工硬化，從而壓力加工成形性變差。另外，例如在後述的實施例中，正如實驗例L-a那樣，由於退火後的第2表皮光軋的延伸率為2. 5 %，所以延伸率達到 17%，與其它實驗例相比，鋼板的延伸率往往變差。因此，優選將2.0%設定為上限。這樣一來，通過對包含合金元素的成分組成和製造條件進行詳細的控制，便可以製造以前無法實現的具有優良的疲勞特性和碰撞安全性、且抗拉強度為590MPa以上的高強度鋼板。本發明的熱浸鍍鋼板的製造方法與前述的本發明的高強度鋼板的製造方法同樣， 具有以下工序製造熱軋鋼板的工序；對所述熱軋鋼板進行酸洗的工序；對所述熱軋鋼板以0. 1 5. 0%的延伸率實施第1表皮光軋的工序；在最高加熱溫度(Tmax°C )為600 750°C的溫度範圍、且在600°C以上的保持時間(t秒)滿足式(1)、(2)的條件下，對所述熱軋鋼板進行退火，接著實施熱浸鍍而在表面形成熱浸鍍層，從而製作熱浸鍍鋼板的工序；以及對所述熱浸鍍鋼板實施第2表皮光軋的工序。直至得到熱軋鋼板的工序、酸洗的工序、實施第1表皮光軋的工序以及退火以與前述的本發明的高強度鋼板的製造方法同樣的條件進行。熱浸鍍的條件並沒有特別的限定，可以適用公知技術。作為鍍覆種類，例如可以列舉出鋅以及鋁之中的任一種或兩種。
在第2表皮光軋中，優選將延伸率設定為0. 2 2. 0 %，延伸率更優選為0. 5 1.0%。由此，如圖7所示，疲勞強度得以進一步改善，而且可以進一步提高疲勞強度比。可以認為其原因在於在因表皮光軋引起的鋼板表層的加工硬化的作用下，使表層得以進一步硬化。當延伸率低於0.2%時，往往不能得到充分的加工硬化。因此，優選將0.2%設定為下限。當延伸率超過2. 0%時，往往不能看到疲勞強度比的提高，進而延伸率也往往降低。 因此，優選將2. 0%設定為上限。本發明的合金化熱浸鍍鋼板的製造方法與前述的本發明的高強度鋼板的製造方法同樣，具有以下工序製造熱軋鋼板的工序；對所述熱軋鋼板進行酸洗的工序；對所述熱軋鋼板以0. 1 5. 0%的延伸率實施第1表皮光軋的工序；在最高加熱溫度(Tmax°C )為 600 750°C的溫度範圍、且在600°C以上的保持時間(t秒)滿足式(1)、(2)的條件下，對所述熱軋鋼板進行退火，而且實施熱浸鍍而在表面形成熱浸鍍層，以製作出熱浸鍍鋼板，然後對熱浸鍍鋼板實施合金化處理而使熱浸鍍層成為合金化熱浸鍍層的工序；以及對實施過所述合金化處理的熱浸鍍鋼板實施第2表皮光軋的工序。直至得到熱軋鋼板的工序、酸洗的工序、實施第1表皮光軋的工序以及退火以與前述的本發明的高強度鋼板的製造方法同樣的條件進行。另外，實施熱浸鍍的工序以與前述的本發明的熱浸鍍鋼板的製造方法同樣的條件進行。合金化處理的條件並沒有特別的限定，可以適用公知技術。在第2表皮光軋中，優選將延伸率設定為0. 2 2. 0 %，延伸率更優選為0. 5 1.0%。由此，可以進一步提高疲勞強度比。當延伸率低於0.2%時，往往不能得到充分的加工硬化。因此，優選將0.2%設定為下限。當延伸率超過2.0%超時，往往不能看到疲勞強度比的提高，進而延伸率也往往降低。因此，優選將2.0%設定為上限。實施例以下表示本發明的實施例。使用表1所示的A Z的鋼材(鋼坯)，在表2 8所示的條件下進行鋼板的製造。此外，表1中的々!^是由下式(3)算出的值。而且組成比(各元素的含量)全部以質量％表示，帶有下劃線的值表示本發明的範圍外。Ar3 = 910-310XC-80XMn-80XMo+33XSi+40XAl (3)這裡，式(3)中的元素記號表示該元素的含量(質量％ )。
權利要求
1.一種疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的高強度鋼板，其以質量％計，含有C: 0. 03 0. 10%、Si :0. 01 1. 5%、Mn :1. 0 2. 5%、P :0. 以下、S :0. 02% 以下、Al 0.01 1.2%、Ti 0. 06 0. 15%、N :0. 01%以下，剩餘部分包括鐵和不可避免的雜質，其中，高強度鋼板的抗拉強度為590MPa以上，而且抗拉強度和屈服強度之比為0. 80以上， 顯微組織包含面積率為40%以上的貝氏體、以及作為剩餘部分的鐵素體和馬氏體之中的任一種或兩種，IOnm以下的Ti (C，N)的析出物密度為101°個/mm3以上，距表面深度為20 μ m處的硬度Hvs與板厚中心的硬度Hvc之比Hvs/Hvc為0. 85以上。
2.根據權利要求1所述的疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的高強度鋼板，其特徵在於疲勞強度比為0. 45以上。
3.根據權利要求1所述的疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的高強度鋼板，其特徵在於平均位錯密度為IXlO14m2以下。
4.根據權利要求1所述的疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的高強度鋼板，其特徵在於其以質量％計，進一步含有選自Nb 0. 005 0. l%、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 以及Ni 0. 005 之中的1種或2種以上。
5.一種疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的熱浸鍍鋼板，其特徵在於其具有權利要求1所述的高強度鋼板和在所述高強度鋼板的表面設置的熱浸鍍層。
6.根據權利要求5所述的疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的熱浸鍍鋼板，其特徵在於所述熱浸鍍層包含鋅。
7.一種疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的合金化熱浸鍍鋼板，其特徵在於其具有權利要求1所述的高強度鋼板和在所述高強度鋼板的表面設置的合金化熱浸鍍層。
8.—種權利要求1所述的疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的高強度鋼板的製造方法，其特徵在於其包括以下工序將鋼坯加熱到1150 1280°C，以在Ar3點以上的溫度下使精軋結束的條件進行熱軋， 從而得到熱軋材的工序；對所述熱軋材在600°C以下的溫度區域進行卷取，從而得到熱軋鋼板的工序； 對所述熱軋鋼板進行酸洗的工序；對所述酸洗過的熱軋鋼板以0. 1 5. 0%的延伸率實施第1表皮光軋的工序； 在最高加熱溫度Tmax為600 750°C的溫度範圍、且在600°C以上的保持時間t滿足下式(1)、O)的條件下，對所述熱軋鋼板進行退火的工序；以及對所述進行過退火的熱軋鋼板實施第2表皮光軋的工序；其中，所述鋼坯以質量％計，含有C 0. 03 0. 10%、Si :0. 01 1. 5 %、Mn :1. 0 2. 5%, P 0. 以下、S 0. 02% 以下、Al :0. 01 1. 2%、Ti :0. 06 0. 15%、N :0. 01% 以下，剩餘部分包括鐵和不可避免的雜質；530-0. 7 X Tmax 彡 t 彡 3600-3. 9 X Tmax (1) t > 0 (2)其中，Tmax的單位為。C，t的單位為秒。
9.根據權利要求8所述的疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的高強度鋼板的製造方法，其特徵在於在所述第2表皮光軋中，將延伸率設定為0. 2 2. 0%。
10.根據權利要求8所述的疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的高強度鋼板的製造方法，其特徵在於在所述卷取後的熱軋鋼板中，所含有的Ti的1/2以上以固溶狀態存在。
11.一種權利要求5所述的疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的熱浸鍍鋼板的製造方法，其特徵在於其包括以下工序將鋼坯加熱到1150 1280°C，以在Ar3點以上的溫度下使精軋結束的條件進行熱軋， 從而得到熱軋材的工序；對所述熱軋材在600°C以下的溫度區域進行卷取，從而得到熱軋鋼板的工序； 對所述熱軋鋼板進行酸洗的工序；對所述酸洗過的熱軋鋼板以0. 1 5. 0%的延伸率實施第1表皮光軋的工序； 在最高加熱溫度Tmax為600 750°C的溫度範圍、且在600°C以上的保持時間t滿足下式(1)、(2)的條件下，對所述熱軋鋼板進行退火，並實施熱浸鍍而在表面形成熱浸鍍層， 以製成熱浸鍍鋼板的工序；以及對所述熱浸鍍鋼板實施第2表皮光軋的工序；其中，所述鋼坯以質量％計，含有C 0. 03 0. 10%, Si 0. 01 1. 5%、Mn :1. 0 2. 5%, P 0. 以下、S 0. 02% 以下、Al :0. 01 1. 2%、Ti :0. 06 0. 15%、N :0. 01% 以下，剩餘部分包括鐵和不可避免的雜質；530-0. 7 X Tmax 彡 t 彡 3600-3. 9 X Tmax (1) t > 0 (2)其中，Tmax的單位為。C，t的單位為秒。
12.根據權利要求11所述的疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的熱浸鍍鋼板的製造方法，其特徵在於在所述第2表皮光軋中，將延伸率設定為0. 2 2. 0%。
13.—種權利要求7所述的疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的合金化熱浸鍍鋼板的製造方法，其特徵在於其包括以下工序將鋼坯加熱到1150 1280°C，以在Ar3點以上的溫度下使精軋結束的條件進行熱軋， 從而得到熱軋材的工序；對所述熱軋材在600°C以下的溫度區域進行卷取，從而得到熱軋鋼板的工序； 對所述熱軋鋼板進行酸洗的工序；對所述酸洗過的熱軋鋼板以0. 1 5. 0%的延伸率實施第1表皮光軋的工序； 在最高加熱溫度Tmax為600 750°C的溫度範圍、且在600°C以上的保持時間t滿足下式(1)、(2)的條件下，對所述熱軋鋼板進行退火，並實施熱浸鍍而在表面形成熱浸鍍層以製成熱浸鍍鋼板，而且對所述熱浸鍍鋼板實施合金化處理而使所述熱浸鍍層成為合金化熱浸鍍層的工序；以及對實施過所述合金化處理的熱浸鍍鋼板實施第2表皮光軋的工序； 其中，所述鋼坯以質量％計，含有C 0. 03 0. 10%、Si :0. 01 1. 5 %、Mn :1. 0 2. 5%, P 0. 以下、S 0. 02% 以下、Al :0. 01 1. 2%、Ti :0. 06 0. 15%、N :0. 01% 以下，剩餘部分包括鐵和不可避免的雜質；530-0. 7 X Tmax 彡 t 彡 3600-3. 9 X Tmax (1)t > 0 (2)其中，Tmax的單位為。C，t的單位為秒。
14.根據權利要求13所述的疲勞特性、延伸率以及碰撞特性優良的合金化熱浸鍍鋼板的製造方法，其特徵在於在所述第2表皮光軋中，將延伸率設定為0. 2 2. 0%。
全文摘要
本發明涉及一種高強度鋼板，其以質量％計，含有C0.03～0.10％、Si0.01～1.5％、Mn1.0～2.5％、P0.1％以下、S0.02％以下、Al0.01～1.2％、Ti0.06～0.15％、N0.01％以下，剩餘部分包括鐵和不可避免的雜質，其中，高強度鋼板的抗拉強度為590MPa以上，而且抗拉強度和屈服強度之比為0.80以上，顯微組織包含面積率為40％以上的貝氏體、以及作為剩餘部分的鐵素體和馬氏體之中的任一種或兩種，10nm以下的Ti(C，N)的析出物密度為1010個/mm3以上，距表面深度為20μm處的硬度(Hvs)與板厚中心的硬度(Hvc)之比(Hvs/Hvc)為0.85以上。
文檔編號C22C38/14GK102341521SQ20108000997
公開日2012年2月1日 申請日期2010年5月26日 優先權日2009年5月27日
發明者友清壽雅, 後藤貢一, 松谷直樹, 林邦夫, 藤田展弘 申請人:新日本制鐵株式會社