高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法與流程
2023-05-08 07:52:21
本發明涉及一種高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法，尤其是涉及適於作為汽車用鋼板的用途、延展性及面內材質均勻性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。
背景技術：
從地球環境保護的觀點考慮，為了減少CO2排放量，在維持汽車車體的強度的同時，謀求其輕質化、改善汽車的燃料效率成為汽車行業中非常重要的課題。在維持汽車車體的強度並謀求其輕質化的方面，通過成為汽車部件用原材料的鋼板的高強度化而將鋼板薄壁化是有效的。另一方面，以鋼板作為原材料的汽車部件大多利用衝壓加工、翻邊加工等進行成型。因此，對於用作汽車部件用原材料的高強度鋼板，要求除了具有希望的強度以外，還要求優異的加工性。特別是在拉伸強度(TS)為1300MPa以上這樣的超高強度鋼板中，作為延展性，要求優異的拉伸特性(均勻伸長率、局部伸長率)。進而，作為耐腐蝕性優異的鋼板，期望高強度熔融鍍鋅鋼板。在這樣的背景下，持續開發了加工性優異的各種高強度鋼板。
但是，另一方面，伴隨鋼板的高強度化，存在向鋼中的合金元素的添加量增多，從而阻礙製造性，導致形狀缺陷、面內材質偏差等品質降低，結果無法提供充分的材料性能這樣的問題。因此，綜合性地解決上述課題是極其重要的。
作為涉及成型性優異的高強度鋼板的技術，專利文獻1中公開了涉及提高了拉伸特性、延伸凸緣性及彎曲加工性等加工性的、具有TS為1180MPa以上這樣的高強度的高強度冷軋鋼板的技術。另外，專利文獻2中公開了涉及鋼帶內的強度的偏差小、成型性優異、具有TS為780MPa以上這樣的高強度的高強度熔融鍍鋅鋼板的技術。
現有技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本特開2012-237042號公報
專利文獻2：日本特開2011-032549號公報
技術實現要素：
然而，專利文獻1中記載的技術中，Si含量為1.2～2.2％，其鋼成分中添加有大量的Si，因此，由軋制載荷增大導致的板形狀缺陷等成為問題。另外，沒有對材質不均進行研究，也沒有提及其具有充分的材料均勻性。
專利文獻2中記載的技術中，Si含量為0.5～2.5％，尤其在作為其實施例中公開的發明例的高強度熔融鍍鋅鋼板中，Si含量為1.09％以上，含有大量的Si，因此，鍍層品質穩定性、由軋制載荷增大導致的板形狀缺陷等成為問題。但是，對於這些課題沒有任何考慮。另外，對於強度以外的偏差也沒有任何考慮。
本發明目的在於，提高一種有利地解決上述現有技術中具有的問題、拉伸強度(TS)為1300MPa以上、並且延展性及面內材質均勻性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。
本發明人為了達成上述課題，製造在確保1300MPa以上的TS的同時，延展性及面內材質均勻性優異的高強度鋼板，從鋼板的成分組成、組織及製造方法的觀點考慮並反覆進行了深入研究，結果發現了以下內容。
通過使C量為0.13～0.25％、馬氏體的面積率為60～90％、多邊形鐵素體的面積率大於5％且為40％以下、殘餘奧氏體的面積率小於3％(包括0％)，並且，馬氏體的平均晶體粒徑為10μm以下、且馬氏體的平均硬度按維氏硬度計為450以上600以下、且馬氏體的晶體粒徑的標準偏差為4.0μm以下，由此能夠得到TS為1300MPa以上、且具有優異的延展性及面內材質均勻性的高強度熔融鍍鋅鋼板。需要說明的是，對於面內材質均勻性而言，在本發明中，通過偏差敏感性高的開孔率的偏差進行評價。本發明是基於上述的見解而完成的，其主要內容如下。
[1]一種高強度熔融鍍鋅鋼板，其具有：
成分組成，其按質量％計，含有C：0.13～0.25％、Si：0.01～1.00％、Mn：1.5～4.0％、P：0.100％以下、S：0.02％以下、Al：0.01～1.50％、N：0.001～0.010％、Ti：0.005～0.100％、B：0.0005～0.0050％，且Ti與N的含量滿足下式(1)，餘量由Fe及不可避免的雜質組成，和
顯微組織，其包含按面積率計為60％以上且90％以下的馬氏體、按面積率計大於5％且為40％以下的多邊形鐵素體、及按面積率計小於3％(包括0％)的殘餘奧氏體，其中，所述馬氏體的平均硬度按維氏硬度為450以上且600以下，所述馬氏體的平均晶體粒徑為10μm以下，所述馬氏體的晶體粒徑的標準偏差為4.0μm以下；
[Ti]＞4[N]......(1)
其中，式中的[Ti]表示Ti含量，單位為質量％，[N]表示N含量，單位為質量％。
[2]如上述[1]所述的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，按質量％計，還含有選自Cr：0.005～2.000％、Mo：0.005～2.000％、V：0.005～2.000％、Ni：0.005～2.000％、Cu：0.005～2.000％、Nb：0.005～2.000％中的至少一種元素。
[3]如上述[1]或[2]所述的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，按質量％計，還含有選自Ca：0.001～0.005％、REM：0.001～0.005％中的至少一種元素。
[4]高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其具有：熱軋工序，對上述[1]至[3]的中任一項所述的成分組成的鋼板坯實施熱軋，所述熱軋的終軋結束後，以使於600～700℃的滯留時間的總和為10秒以下的方式進行冷卻，以使平均卷繞溫度為400℃以上且小於600℃、且鋼板的板寬度中央位置的板寬為100mm的區域中的卷繞溫度的平均值與鋼板的板寬端部位置的板寬為100mm的區域中的卷繞溫度的平均值之差為70℃以下的方式卷繞；冷軋工序，將所述熱軋板以大於20％的壓下率進行冷軋；退火工序，將所述冷軋板以5℃/s以上的平均加熱速度加熱至700℃以下，然後以1℃/s以下的平均加熱速度加熱至720℃以上且850℃以下，於720℃以上且850℃以下保持30秒以上且1000秒以下；冷卻工序，將所述退火工序後的冷軋板以3℃/s以上的平均冷卻速度冷卻；熔融鍍鋅工序，對所述冷卻工序後的冷軋板實施熔融鍍鋅處理，製成熔融鍍鋅板；鍍後冷卻工序，對所述熔融鍍鋅板實施在(Ms點-50℃)～Ms點的溫度範圍中的滯留時間為2秒以上的冷卻。
[5]如上述[4]所述的高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其中，在所述熔融鍍鋅工序之後、所述鍍後冷卻工序之前，具有對所述熔融鍍鋅鋼板實施鍍層的合金化處理的鍍層合金化工序。
[6]如[4]或[5]所述的高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其中，在所述鍍後冷卻工序後，還具有於350℃以下的溫度實施回火處理的回火工序。
根據本發明，可以得到適合作為汽車部件用原材料的、拉伸強度(TS)為1300MPa以上、且延展性及面內材質均勻性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板。
具體實施方式
以下對本發明進行詳細說明。需要說明的是，表示成分元素的含量的「％」，只要不特別聲明即為「質量％」。
1)成分組成
C：0.13～0.25％
C是為了使馬氏體生成、使TS上升所必需的元素。C量小於0.13％時，馬氏體的強度低、無法使TS為1300MPa以上。另一方面，若C量大於0.25％，則局部伸長率等局部延展性降低。因此，C量為0.13％以上且0.25％以下。C量優選為0.14％以上且0.23％以下。
Si：0.01～1.00％
Si是對於將鋼固溶強化、使TS上升而言有效的元素。為了得到這樣的效果，必須使Si量為0.01％以上。另一方面，若Si的含量變得過多，則會導致鍍敷性、焊接性的劣化，尤其會使軋制載荷增大，從而阻礙製造性。本發明中，主要從軋制載荷的觀點考慮，可允許1.00％以下，因此，Si量為1.00％以下。因此，Si量為0.01％以上且1.00％以下。Si量優選為0.01％以上且0.60％以下，更優選為0.01％以上且0.40％以下，進一步優選為0.01％以上且0.20％以下。
Mn：1.5～4.0％
Mn將鋼固溶強化並使TS上升、並且抑制鐵素體相變、貝氏體相變而使馬氏體生成從而使TS上升的元素。為了充分地得到這樣的效果，必須使Mn量為1.5％以上。另一方面若Mn量大於4.0％，則夾雜物的增加變得顯著，成為鋼的清潔度、局部延展性降低的原因。因此，Mn量為1.5％以上且4.0％以下。Mn量優選為1.5％以上且3.8％以下，更優選為1.8％以上且3.5％以下。
P：0.100％以下
對於P而言，其通過晶界偏析而使彎曲加工性、焊接性劣化，因此，優選儘可能地降低P的量，但允許為0.100％以下，從製造成本方面等考慮，P量為0.100％以下。P量優選為0.03％以下。下限沒有特別規定，但P量小於0.001％時，會導致生產效率的降低，因此，P量優選為0.001％以上。
S：0.02％以下
S作為MnS等夾雜物而存在，從而使焊接性劣化，因此，優選儘可能地降低S的量，但允許為0.02％以下，從製造成本方面等考慮，S量為0.02％以下。S量優選為0.005％以下。下限沒有特別規定，但S量小於0.0005％時，會導致生產效率的降低，因此，S量優選為0.0005％以上。
Al：0.01～1.50％
Al為鐵素體穩定化元素，通過與適當的Mn量的組合能夠穩定的地得到鐵素體與馬氏體的合適的相分率，並具有軋制載荷小、面內材質偏差變小這樣的優點。為了得到這樣的效果，必須使Al量為0.01％以上。另一方面，若Al量大於1.50％，則連續鑄造時的板坯開裂的危險性、焊接缺陷變得顯著。因此，Al量為0.01％以上且1.50％以下。Al量優選為0.05％以上且1.10％以下，更優選為0.15％以上且0.80％以下。
N：0.001～0.010％
N被Ti所固定，為了發揮B的效果，必須為[Ti]＞4[N]的範圍，但若大於0.010％，則TiN變得過量，無法得到本發明的顯微組織。另一方面，N量小於0.001％時，會導致生產效率的降低。因此，N量為0.001～0.010％。
Ti：0.005～0.100％
Ti是對於在退火時抑制鐵素體的重結晶、將晶體粒子微細化而言有效的元素。為了得到這樣的效果，必須使Ti量為0.005％以上。另一方面，若Ti量大於0.100％，則其效果飽和，導致成本上升。因此，Ti量為0.005％以上且0.100％以下。Ti量優選為0.010％以上且0.080％以下，更優選為0.010％以上且0.060％以下。
B：0.0005～0.0050％
B是抑制來自晶界的鐵素體及貝氏體的核生成、對於得到馬氏體而言有效的元素。為了充分地得到這樣的效果，必須使B量為0.0005％以上。另一方面，若B量大於0.0050％，則其效果飽和，導致成本上升。因此，B量為0.0005％以上且0.0050％以下。B量優選為0.0005％以上且0.0030％以下，更優選為0.0005％以上且0.0020％以下。
[Ti]＞4[N]......(1)
Ti將N固定，其抑制BN的生成，是對於發揮B的效果而言有效的元素。為了得到這樣的效果，Ti的含量[Ti]和N的含量[N]必須滿足上述(1)式，即[Ti]＞4[N]。需要說明的是，此處，式中的[Ti]為Ti含量(質量％)，[N]為N含量(質量％)。
餘量為Fe及不可避免的雜質，根據需要，可適當含有以下的元素。
選自Cr：0.005～2.000％、Mo：0.005～2.000％、V：0.005～2.000％、Ni：0.005～2.000％、Cu：0.005～2.000％、Nb：0.005～2.000％中的至少一種元素
Cr、Mo、V、Ni、Cu、Nb是使馬氏體等低溫相變相生成，對於高強度化而言有效的元素，為了得到這樣的效果，可含有選自這些元素中的至少1種元素。對於Cr、Mo、V、Ni、Cu、Nb而言，分別能夠以0.005％以上得到這樣的效果，因此，含有Cr、Mo、V、Ni、Cu、Nb時，Cr量、Mo量、V量、Ni量、Cu量、Nb量分別為0.005％以上。另一方面，若Cr、Mo、V、Ni、Cu、Nb各自的含量大於2.000％大於，則其效果飽和，導致成本上升。因此，含有Cr、Mo、V、Ni、Cu、Nb時，Cr量、Mo量、V量、Ni量、Cu量、Nb量分別為2.000％以下。由此，Cr量、Mo量、V量、Ni量、Cu量、Nb量分別為0.005～2.000％。
選自Ca：0.001～0.005％、REM：0.001～0.005％中的至少一種
Ca、REM均是通過控制硫化物的形態而對於改善加工性有效的元素。為了得到這樣的效果，因此，可含有選自Ca、REM中的至少1種元素。對於Ca、REM而言，分別能夠以0.001％以上得到這樣的效果，因此，含有Ca、REM時，Ca量、REM量分別為0.001％以上。另一方面，若Ca、REM各自的含量大於0.005％，則對於鋼的清潔度造成不利影響，有特性降低的可能性。因此，含有Ca、REM時，Ca量、REM量分別為0.005％以下。由此，Ca量、REM量分別為0.001～0.005％。
2)顯微組織
馬氏體的面積率：60％以上且90％以下
馬氏體的面積率小於60％時，難以確保1300MPa以上的TS，也難以同時實現1300MPa以上的TS和優異的延展性(拉伸特性)。另一方面，若馬氏體的面積率大於90％，則均勻伸長率等均勻延展性的降低變得顯著。因此，馬氏體的面積率為60～90％，優選為65～90％。需要說明的是，本發明中，所謂馬氏體是自回火馬氏體及回火馬氏體這二者或其中任一者，且為包含碳化物的馬氏體。另外，含有的回火馬氏體越多，則局部延展性上升。
多邊形鐵素體的面積率：大於5％且為40％以下
多邊形鐵素體的面積率為5％以下時，均勻伸長率低、整體伸長率也降低，無法實現優異的延展性。另一方面，若多邊形鐵素體的面積率大於40％，則難以確保1300MPa以上的TS，也難以同時實現1300MPa以上的TS和優異的延展性(拉伸特性)。因此，多邊形鐵素體的面積率大於5％且為40％以下。優選的是，多邊形鐵素體的面積率大於5％且為30％以下。
殘餘奧氏體的面積率：小於3％(包括0％)
殘餘奧氏體對於強度和局部伸長率而言不利，因此，優選儘可能地不含有，但本發明中可允許按面積率計為小於3％。優選的是，殘餘奧氏體的面積率小於2％。
馬氏體的平均硬度：按維氏硬度計450以上且600以下
馬氏體的平均硬度按維氏硬度計為小於450時，難以實現TS為1300MPa以上。另一方面，若馬氏體的平均硬度按維氏硬度計大於600，則局部伸長率的降低變得顯著。因此，馬氏體的平均硬度按維氏硬度計450以上且600以下。
馬氏體的平均晶體粒徑：10μm以下
若馬氏體的平均晶體粒徑大於10μm，則局部延展性的劣化變得顯著。因此，馬氏體的平均晶體粒徑為10μm以下，優選為8μm以下。需要說明的是，馬氏體的平均晶體粒徑若過度地減小，則均勻伸長率降低，因此，優選1μm以上。
馬氏體的晶體粒徑的標準偏差：4.0μm以下
本發明中，作為主相的馬氏體的晶體粒徑的偏差是面內材質均勻性的重要因素。若馬氏體的晶體粒徑的標準偏差大於4.0μm，則面內的材質偏差顯著地增大。因此，馬氏體的晶體粒徑的標準偏差為4.0μm以下，優選為3.0μm以下，更優選為2.0μm以下。
需要說明的是，存在作為馬氏體、多邊形鐵素體、殘餘奧氏體以外的相而含有貝氏體鐵素體、珠光體、新馬氏體等的情況，但這些相有時不利於強度和局部伸長率的同時實現而言，因此，優選上述相按其總和計小於20％，上述的馬氏體、多邊形鐵素體及殘餘奧氏體的面積率的總和優選大於80％。更優選的是，上述的馬氏體、多邊形鐵素體及殘餘奧氏體以外的組織的總和小於10％，即，上述的馬氏體、多邊形鐵素體及殘餘奧氏體的面積率的總和大於90％。
此處，所謂馬氏體、多邊形鐵素體的面積率，是各相在觀察面積中佔據的面積的比例。馬氏體、多邊形鐵素體的面積率通過下述方法求出：從鋼板的板寬度中央部切出試樣，研磨板厚斷面後，用3％硝酸乙醇腐蝕，將板厚1/4位置用SEM(掃描電子顯微鏡)以1500倍的倍率分別拍攝3個視野，使用Media Cybernetics公司制的Image-Pro由得到的圖像數據求出各相的面積率，將視野的平均面積率作為各相的面積率。上述圖像數據中，可根據多邊形鐵素體為黑色，馬氏體為包含碳化物的白色進行區別。另外，對於這些多邊形鐵素體及馬氏體以外的相而言，為在黑或灰色的底上包含碳化物、島狀馬氏體等的組織或不包含碳化物的白色，因此，可與多邊形鐵素體及馬氏體進行區別。需要說明的是，島狀馬氏體不包含於上述馬氏體相。另外，對於馬氏體的平均晶體粒徑而言，對於求出了面積率求出的上述圖像數據，將視野的馬氏體的面積的總和除以馬氏體的個數求出平均面積，將其平方根作為馬氏體的平均粒徑。另外，對於馬氏體的晶體粒徑的標準偏差而言，針對上述的圖像數據的各個馬氏體的晶粒求出面積，將其平方根作為各晶粒的粒徑，對於得到的全部馬氏體粒徑求出標準偏差，將其作為馬氏體的晶體粒徑的標準偏差。
另外，殘餘奧氏體的面積率通過下述方法求出：將鋼板研削至板厚的1/4位置後，利用化學研磨進一步研磨了0.1mm，對於經過研磨的面，在X射線衍射裝置中使用Mo的Kα射線，測定fcc鐵(奧氏體)的(200)面、(220)面、(311)面、和bcc鐵(鐵素體)的(200面)、(211)面、(220)面的積分反射強度，由fcc鐵(奧氏體)各面的積分反射強度相對於來自bcc鐵(鐵素體)的各面的積分反射強度的強度比求出體積率，將其作為殘餘奧氏體的面積率。
需要說明的是，本發明的高強度熔融鍍鋅鋼板在表面具備熔融鍍鋅層，熔融鍍鋅層的附著量等沒有特別限定，另外，也可具備合金化熔融鍍鋅層。需要說明的是，優選的是，鍍層附著量為35～45g/m2。
3)製造條件
對於本發明的高強度熔融鍍鋅鋼板而言，例如，可利用具有下述工序的製造方法進行製造：熱軋工序，對具有上述的成分組成的鋼板坯實施熱軋，所述熱軋的終軋結束後，以使於600～700℃的滯留時間的總和為10秒以下的方式進行冷卻，以使平均卷繞溫度為400℃以上且小於600℃、且鋼板的板寬度中央位置的板寬為100mm的區域中的卷繞溫度的平均值與鋼板的板寬端部位置的板寬為100mm的區域中的卷繞溫度的平均值之差為70℃以下的方式卷繞；冷軋工序，將所述熱軋板以大於20％的壓下率進行冷軋，製成冷軋板；退火工序，將所述冷軋板以5℃/s以上的平均加熱速度加熱至700℃以下，然後以1℃/s以下的平均加熱速度加熱至720℃以上且850℃以下，於720℃以上且850℃以下保持30秒以上且1000秒以下；冷卻工序，將所述退火工序後的冷軋板以3℃/s以上的平均冷卻速度冷卻；熔融鍍鋅工序，對所述冷卻工序後的冷軋板實施熔融鍍鋅處理，製成熔融鍍鋅板；鍍後冷卻工序，對所述熔融鍍鋅板實施在(Ms點-50℃)～Ms點的溫度範圍中的滯留時間為2秒以上的冷卻。另外，在所述熔融鍍鋅工序之後、所述鍍後冷卻工序之前，還可具有對所述熔融鍍鋅鋼板實施鍍層的合金化處理的鍍層合金化工序。另外，在所述鍍後冷卻工序後，還具有於350℃以下的溫度實施回火處理的回火工序。
以下，對於上述的高強度熔融鍍鋅鋼板的製造條件進行詳細說明。
(熱軋工序)
熱軋的終軋結束後，於600～700℃的滯留時間的總和為10秒以下
將具有上述的成分組成的鋼板坯在熱軋工序中實施熱軋、冷卻、卷繞，製成熱軋板。在熱軋後實施冷卻時、在熱軋的終軋結束後，若於600～700℃的滯留時間大於10秒，則生成B碳化物等含有B的化合物，鋼中的固溶B減少，由於鐵素體混合存在於熱軋板中而導致退火後的組織不均勻，同時，退火時的B的效果減弱，從而無法得到本發明的鋼板的組織。因此，熱軋的終軋結束後，於600～700℃中的滯留時間的總和為10秒以下，優選為8秒以下。
平均卷繞溫度：400℃以上且小於600℃
若平均卷繞溫度為600℃以上，則生成B碳化物等含有B的化合物，鋼中的固溶B減少，由於鐵素體混合存在於熱軋板中而導致退火後的組織不均勻，同時，退火時的B的效果減弱，從而無法得到本發明的鋼板的組織。另一方面，平均卷繞溫度小於400℃時，鋼板的形狀惡化。因此，平均卷繞溫度為400℃以上且小於600℃。需要說明的是，此處，所謂平均卷繞溫度，是板寬度中央部的總長度的卷繞溫度的平均值，即將板寬度中央部的卷繞溫度在鋼板的總長度中平均化而得到的溫度。
鋼板的板寬度中央位置的板寬為100mm的區域中的卷繞溫度的平均值與鋼板的板寬端部位置的板寬為100mm的區域中的卷繞溫度的平均值之差：70℃以下
熱軋後的鋼板的板寬度方向的端部一般而言容易冷卻，因此與板寬度中央部相比溫度較低。本發明中，若即將卷繞之前的鋼板的板寬度端部位置的板寬度為100mm的區域中的卷繞溫度的平均值、與鋼板的板寬度中央位置的板寬度為100mm的區域中的卷繞溫度的平均值之差大於70℃，則板寬度端部附件的熱軋板組織中包含的馬氏體的增加變得顯著，退火後的組織的粒徑偏差變大，無法得到本發明的顯微組織。需要說明的是，此處，所謂鋼板的板寬度端位置的板寬度為100mm的區域，是指自鋼板的板寬度方向的最外端部開始朝向板寬度的中央部方向直到100mm為止的區域，所謂鋼板的板寬度中央位置的板寬度為100mm的區域，是指以鋼板的板寬度方向中央作為中心的板寬度方向100mm的區域。因此，鋼板的板寬度中央位置的板寬度為100mm的區域中的卷繞溫度的平均值與鋼板的板寬度端位置的板寬度為100mm的區域中的卷繞溫度的平均值之差為70℃以下。優選的是，鋼板的板寬度中央位置的板寬度為100mm的區域中的卷繞溫度的平均值與鋼板的板寬度端位置的板寬度為100mm的區域中的卷繞溫度的平均值之差為50℃以下。溫度的均勻化的方法沒有特別限制，可通過例如在冷卻時的卷材兩端部的遮蔽(masking)等實現。需要說明的是，此處，所謂卷繞溫度的平均值是指卷材總長度的卷繞溫度的平均值，所謂寬度中央位置的100mm的區域是指距離寬度中央位置為±50mm的區域，板寬度端部位置的板寬度為100mm的區域的平均卷繞溫度是指板距兩端部100mm中的平均卷繞溫度更低的一方。另外，對於上述的卷繞溫度而言，例如，可使用放射溫度計等進行測定。
(冷軋工序)
冷軋的壓下率：大於20％
將熱軋工序中得到的熱軋板在冷軋工序中實施冷軋，製成冷軋板。冷軋的壓下率為20％以下時，在退火時表層與內部的應變容易產生差異，導致晶體粒徑的不均勻，因此無法得到本發明的組織，另外，局部延展性也劣化。因此，使冷軋的壓下率大於20％。優選的是，冷軋的壓下率為30％以上。需要說明的是，上限沒有特別規定，從形狀的穩定性等的觀點考慮，冷軋的壓下率優選為90％以下。
(退火工序)
以5℃/s以上的平均加熱速度加熱至700℃以下
對於冷軋工序中得到的冷軋板實施退火工序。退火工序中加熱至700℃以下時的平均加熱速度小於5℃/s時，碳化物粗大化，在退火後不能熔融而殘留，導致馬氏體的硬度降低、生成過量的鐵素體及貝氏體。因此，該平均加熱速度為5℃/s以上。上限沒有特別規定，從生產穩定性的觀點考慮，優選500℃/s以下。另外，若以這樣的加熱速度進行加熱時的到達溫度(加熱到達溫度)大於700℃，則奧氏體的生成急劇且不均勻地發生，無法得到本發明的組織。因此，以5℃/s以上作為平均加熱速度，加熱至700℃以下。加熱到達溫度的下限沒有特別規定，小於550℃時會阻礙生產率，因此優選550℃以上。需要說明的是，此處，平均加熱速度是從加熱開始溫度直到加熱結束溫度為止的平均加熱速度。
以1℃/s以下的平均加熱速度加熱至720℃以上且850℃以下
加熱至上述加熱到達溫度後，以1℃/s以下作為平均加熱速度，加熱至720℃以上且850℃以下的退火溫度。若從上述加熱到達溫度開始的平均加熱速度大於1℃/s，則奧氏體粒徑變得不均勻，無法得到本發明的顯微組織。因此，加熱至上述加熱到達溫度後，加熱至720℃以上且850℃以下的平均加熱速度為1℃/s以下。需要說明的是，此處，平均加熱速度是從上述加熱到達溫度開始直到退火溫度為止的平均加熱速度。
於720℃以上且850℃以下保持30秒以上且1000秒以下
退火溫度小於720℃時，奧氏體的生成變得不充分，鐵素體過量地生成，無法得到本發明的顯微組織。另一方面，若退火溫度大於850℃，則奧氏體粒變得粗大、或鐵素體消失，無法得到本發明的顯微組織。因此，退火溫度為720℃以上且850℃以下。優選的是，退火溫度為750℃以上且830℃以下。另外，於720℃以上且850℃以下的退火溫度的保持時間(退火保持時間)小於30秒時，奧氏體的生成變得不充分，無法得到本發明的顯微組織。另一方面，若該保持時間大於1000秒，則奧氏體粒變得粗大，無法得到本發明的顯微組織。因此，於720℃以上且850℃以下的保持時間為30秒以上且1000秒以下。優選的是，該保持時間為30秒以上為500秒以下。
(冷卻工序)
以3℃/s以上的平均冷卻速度冷卻
對於上述退火工序後的冷軋板實施以3℃/s以上的平均冷卻速度冷卻的冷卻工序，實施然後熔融鍍鋅。該平均冷卻速度小於3℃/s時，在冷卻中、保持中過量地生成鐵素體、貝氏體，無法得到本發明的顯微組織。因此，該平均冷卻速度為3℃/s以上。優選為5℃/s以上。需要說明的是，對於該平均冷卻速度的上限而言，從抑制冷卻不均導致的形狀缺陷等的觀點考慮，優選100℃/s以下。另外，此處，平均冷卻速度為從退火溫度開始直到冷卻停止溫度(鋼板浸入鍍鋅浴時的板溫)為止的平均冷卻速度。
(熔融鍍鋅工序)·(鍍層合金金化工序)
對上述冷卻工序後的冷軋板通過熔融鍍鋅工序實施熔融鍍鋅處理，在鋼板表面形成熔融鍍鋅層，製成熔融鍍鋅板。熔融鍍鋅處理可按照通常的方法進行。需要說明的是，對於熔融鍍鋅處理而言，優選將經過上述而得到的鋼板浸漬在440℃以上且500℃以下的鍍鋅浴中，然後，利用氣刀吹掃(gas wiping)等調節鍍層附著量。進而，在熔融鍍鋅處理之後，作為鍍層合金金化工序實施將熔融鍍鋅層合金化的鍍層的合金化處理時，優選在460℃以上且580℃以下的溫度範圍保持1秒以上且40秒以下而進行合金化。熔融鍍鋅優選使用Al量為0.08～0.25％的鍍鋅浴。
(鍍後冷卻工序)
在(Ms點-50℃)～Ms點的溫度範圍中的滯留時間為2秒以上的冷卻
對於上述熔融鍍鋅工序中得到的熔融鍍鋅板、或進而實施鍍層合金化工序而得到的合金化熔融鍍鋅板，實施在(Ms點-50℃)～Ms點的溫度範圍中的滯留時間為2秒以上的冷卻。即，在實施上述熔融鍍鋅處理或進一步實施鍍層的合金化處理，繼續實施在(Ms點-50℃)～Ms點的溫度範圍中的滯留時間為2秒以上的冷卻。在(Ms點-50℃)以上Ms點以下的溫度範圍中的滯留時間小於2秒時，鋼板中的馬氏體的自回火變得不充分，局部延展性劣化。因此，(Ms點-50℃)以上且Ms點以下的溫度範圍中的滯留時間為2秒以上。優選的是，(Ms點-50℃)以上且Ms點以下的溫度範圍中的滯留時間為5秒以上。需要說明的是，此處，所謂Ms點是指馬氏體相變開始的溫度。另外，所謂自回火是指生成的馬氏體在冷卻中回火的現象。本發明中，Ms點通過冷卻中的試樣的膨脹測定而求出。
(回火工序)
在上述的鍍後冷卻工序之後，可實施回火工序。在鍍後冷卻工序之後，通過再加熱至350℃以下的回火溫度，可進一步提高局部延展性。若回火溫度大於350℃，則鍍層品質劣化，因此，回火溫度必須為350℃以下。回火處理可使用連續退火爐、箱型退火爐等任意的方法，但在像將鋼板卷繞成卷材形狀的狀態下進行回火處理時等這樣、存在鋼板彼此的接觸的情況下，從粘附抑制等的觀點考慮，回火時間優選為24小時以下。需要說明的是，回火時間優選1秒以上。
另外，對於實施了熔融鍍鋅處理或進一步實施了鍍層的合金化處理之後的鋼板，可出於形狀矯直、表面粗糙度的調節等目的而實施調質軋制。另外，也可實施樹脂、油脂塗布等各種塗布處理。
需要說明的是，上述以外的製造條件沒有特別限定，但優選在以下的條件下進行。
對於板坯而言，為了防止宏觀偏析，優選用連續鑄造法製造，但也可利用鑄錠法、薄板坯鑄造法而製造。為了將鋼板坯熱軋，鋼板坯暫時冷卻至室溫、然後再加熱進行熱軋，也可不將鋼板坯冷卻至室溫地裝入加熱爐來進行熱軋。或者，也可應用實施短期的保熱後立即進行熱軋的節能工藝。將鋼板坯加熱時，為了防止使碳化物を溶解、或增加軋制載荷增大，優選加熱至1100℃以上。另外，為了防止氧化皮損耗的增大，鋼板坯的加熱溫度優選為1300℃以下。
將鋼板坯熱軋時，可將鋼板坯的加熱溫度降低，也可從防止軋制時的故障的觀點考慮，加熱粗軋後的粗棒材(rough bar)。另外，也可應用將粗棒材之間接合、連續地進行熱軋終軋的所謂連續軋制工藝。對於熱軋的終軋而言，有時會使各向異性增大、降低冷軋·退火後的加工性，因此，優選於Ar3相變點以上的終軋溫度進行。另外，為了實現軋制載荷的降低、形狀·材質的均勻化，優選在終軋的整個軋道或部分的軋道實施摩擦係數為0.10～0.25的潤滑軋制。
另外對於，卷繞後的鋼板而言，優選按照常規方法、利用酸洗等除去氧化皮後，在上述的條件下實施冷軋。
實施例1
將表1所示的成分組成的鋼利用真空熔融爐熔煉，通過連續鑄造法製成鋼板坯。需要說明的是，表1中，鋼J的[Ti]/4[N]為1.0，但更詳細而言，表示大於1.00且小於1.05。對於所述鋼板坯實施加熱至1200℃後進行粗軋、終軋的熱軋，以表2所示的條件冷卻並卷繞，製成熱軋鋼帶(熱軋板)。接下來，將得到的熱軋板以表2所示的冷軋壓下率冷軋至1.4mm，製造冷軋鋼帶(冷軋板)，供於退火。以表2所示的條件在連續熔融鍍鋅生產線上實施退火，製作熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板No.1～29。通過浸漬在460℃的鍍鋅浴中、形成附著量為35～45g/m2的鍍層，製作熔融鍍鋅鋼板，通過在鍍層形成後於460～580℃實施合金化處理而製作合金化熔融鍍鋅鋼板。接下來，在對於得到的鍍鋅鋼板實施0.2％的表皮光軋(skin pass)後，按照以下的試驗方法，進行顯微組織觀察，另外，求出拉伸特性、面內材質均勻性及硬度。另外，以目視觀察表面外觀，基於5階段(1：多處未鍍上、2：局部未鍍上、3：沒有未鍍上的現象但清楚地確認到氧化皮痕跡、4：沒有未鍍上的現象但存在少許氧化皮痕跡、5：沒有確認到未鍍上、氧化皮痕跡)評價鍍鋅性，3以上為良好，優選為4以上，更優選為5。另外，成為形狀缺陷的原因的軋制載荷根據熱軋的線載荷與冷軋的線載荷的乘積進行評價，小於4000000kgf2/mm2為良好。優選為3000000kgf2/mm2以下。
從鋼板的板寬度中央部切出試樣，研磨板厚斷面後，用3％硝酸乙醇腐蝕，將板厚1/4位置用SEM(掃描電子顯微鏡)以1500倍的倍率拍攝3個視野，使用Media Cybernetics公司制的Image-Pro由得到的圖像數據求出各相的面積率，將視野的平均面積率作為各相的面積率。上述圖像數據中，可根據多邊形鐵素體為黑色，馬氏體為包含碳化物的白色進行區別。另外，對於這些多邊形鐵素體及馬氏體以外的相而言，為在黑或灰色的底上包含碳化物、島狀馬氏體等的組織或不包含碳化物的白色，因此，可與多邊形鐵素體及馬氏體進行區別。需要說明的是，島狀馬氏體不包含於上述馬氏體相。另外，對於馬氏體的平均晶體粒徑而言，對於求出了面積率求出的上述圖像數據，將視野的馬氏體的面積的總和除以馬氏體的個數求出平均面積，將其平方根作為馬氏體的平均粒徑。另外，對於馬氏體的晶體粒徑的標準偏差而言，針對上述的圖像數據的各個馬氏體的晶粒求出面積，將其平方根作為各晶粒的粒徑，對於得到的全部馬氏體粒徑求出標準偏差，將其作為馬氏體的晶體粒徑的標準偏差。
另外，殘餘奧氏體的面積率通過下述方法求出：將鋼板研削至板厚的1/4位置後，利用化學研磨進一步研磨了0.1mm，對於經過研磨的面，在X射線衍射裝置中使用Mo的Kα射線，測定fcc鐵(奧氏體)的(200)面、(220)面、(311)面、和bcc鐵(鐵素體)的(200面)、(211)面、(220)面的積分反射強度，由fcc鐵(奧氏體)各面的積分反射強度相對於來自bcc鐵(鐵素體)的各面的積分反射強度的強度比求出體積率，將其作為殘餘奧氏體的面積率。
從鋼板的板寬度中央部與軋制方向平行地採集JIS5號拉伸試驗片(JISZ2201)，按照JIS Z 2241的規定實施應變速率為10-3/s的拉伸試驗，求出TS、均勻伸長率及局部伸長率。需要說明的是，均勻延展性以均勻伸長率進行評價，局部延展性以局部伸長率進行評價。
從鋼板的板寬度的兩端部、板寬度1/4部、板寬度3/4部及板寬度中央部分別採集3片150mm×150mm的試驗片，按照JFST 1001(鐵聯規格)實施3次開孔試驗，計算得到的總計15個開孔率λ(％)的標準偏差(σ(λ))，將該值為4％以上的鋼板評價為面內材質均勻性差。
以相對於軋制方向平行的方向作為斷面，採集寬度為10mm、長度為15mm的試驗片，在距離表面朝向深度方向(板厚方向)為200μm的位置測定馬氏體的維氏硬度。以載荷為100g測定5處，將除去最大值和最小值後的3處的維氏硬度(Hv)的平均值作為硬度Hv。
結果如表3所示。可以確認，本發明中具有TS為1300MPa以上的高強度、均勻伸長率為5.5％以上、均勻延展性優異，並且，局部伸長率為3％以上、局部延展性優異，並且，具有優異的延展性，且開孔率λ(％)的標準偏差小於4％，並且，具有優異的面內材質均勻性。另外，熱軋線載荷×冷軋線載荷小於4000000kgf2/mm2，為不會引起形狀缺陷。
鍍層品質基於以下5階段進行評價，3以上為合格。
1：存在多處未鍍上的現象
2：局部存在未鍍上的現象
3：沒有未鍍上的現象，但存在多處清楚的氧化皮痕跡
4：沒有未鍍上的現象，存在少許氧化皮痕跡
5：沒有未鍍上的現象，也沒有氧化皮痕跡
因此，可以確認，根據本發明的例子，可得到延展性及面內材質均勻性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，能夠發揮有助於汽車的輕質化、極大地有助於汽車車體的高性能化這樣的優異效果。
產業上的可利用性
根據本發明，可以得到TS為1300MPa以上、均勻伸長率為5.5％以上、且局部伸長率為3％以上、且λ的標準偏差小於4％的延展性及面內材質均勻性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板。將本發明的高強度熔融鍍鋅鋼板用於汽車用部件用途中，可有助於汽車的輕質化，並極大地有助於汽車車體的高性能化。