TW201804005A

TW201804005A - 熔融鍍鋅鋼板

Info

Publication number: TW201804005A
Application number: TW105122622A
Authority: TW
Inventors: 橫山卓史; 林邦夫; 東昌史; 櫻田榮作; 川田裕之; 虻川玄紀
Original assignee: 新日鐵住金股份有限公司
Priority date: 2016-07-18
Filing date: 2016-07-18
Publication date: 2018-02-01
Also published as: TWI615484B

Abstract

一種熔融鍍鋅鋼板，具有預定化學組成，並具有以下所示之鋼組織：以面積率計，多邊形肥粒鐵：10%以下、上部變韌鐵：20%以下、殘留沃斯田鐵：5%以下、麻田散鐵：70%以上、具有個數密度為1×10⁶/mm²以上之Fe碳化物的麻田散鐵：相對於整體麻田散鐵為50%以上，及平均有效結晶粒徑：5.0μm以下。

Description

熔融鍍鋅鋼板

技術領域

本發明是有關於一種抗氫脆性優異、高降伏比且超高強度之熔融鍍鋅鋼板。具體而言，主要是有關於一種藉由壓製加工等成形為各種形狀的加工性優異且汽車用之抗氫脆性優異、高降伏比且超高強度之熔融鍍鋅鋼板。

背景技術

近年來，作為地球暖化因應對策而限制溫室效應氣體之排出量，若由此觀點來看，則必須提升汽車之燃料消耗量。故，為了將車體輕量化同時確保碰撞安全性，目前正逐步擴大高強度鋼板之應用。又，在要求防鏽性的部位必須是施行過熔融鍍鋅之超高強度鋼板。

特別是近來對於拉伸強度1300MPa以上的超高強度鋼板及超高強度熔融鍍鋅鋼板之需求逐漸提高。再者，必須抑制碰撞時變形的構件必須是具有高降伏比之超高強度鋼板。

然而，在應用拉伸強度大於1300MPa的超高強度鋼板時，必須解決鋼板之氫脆化。所謂氫脆化乃以下現象：起因於自環境滲入的氫，使用狀況下有高應力作用的鋼構件乃藉由拉伸最大應力以下之附加應力而破裂。

一般而言，鋼板的拉伸強度越是上升，鋼板的抗氫脆性越是劣化，然而，該機制本身尚未明確。

迄今亦進行各種欲改善鋼板之氫脆性之嘗試。以下顯示其探討事例。

於專利文獻1中揭示有一種關於高強度鋼板之技術，其將鋼板表層進行脫碳處理，並藉由鋼板表層的肥粒鐵體積率之增加而使其軟質化，且將鋼板內部組織作成肥粒鐵主體，再使少量具有細塊的麻田散鐵分散，藉此，兼顧高強度化與抗氫脆性。然而，專利文獻1中揭示的鋼板乃含有相當量屬於軟質組織之肥粒鐵，因此，並不適合用以獲得高降伏比。

於專利文獻2中揭示有一種關於高強度熔融鍍鋅鋼板之技術，其作成肥粒鐵之形態而適切地控制平均粒徑及縱橫比，並兼顧加工性與抗氫脆性。然而，於專利文獻2中揭示的鋼板中，亦含有一定量屬於軟質組織之肥粒鐵，因此，一般預料並不適合用以獲得高降伏比。

於專利文獻3中揭示有一種關於高強度熔融鍍鋅鋼板之技術，其將鋼組織作成麻田散鐵主體組織，更使Nb、V、Cr、Ti及Mo等碳化物析出而作成氫陷阱，藉此，改善抗氫脆性。然而，於專利文獻3中揭示的鋼板中，亦未考慮高降伏比。

於專利文獻4中揭示有一種關於高強度熔融鍍鋅鋼板之技術，其將鋼組織作成部變韌鐵主體組織，更將殘留沃斯田鐵限制在小於4%而提升抗氫脆性。

然而，於熔融鍍鋅步驟中生成的部變韌鐵自其保持溫度區起大多屬於上部變韌鐵。相較於回火麻田散鐵及下部變韌鐵，上部變韌鐵乃韌性差之組織，因此，在將上部變韌鐵作成主體組織的鋼板中，會擔心韌性之降低。

先行技術文獻專利文獻

專利文獻1：國際公開第2011/065591號

專利文獻2：日本特開2010-126787號公報

專利文獻3：日本特開2004-323951號公報

專利文獻4：日本特開平06-145893號公報

專利文獻5：日本特開2013-144830號公報

專利文獻6：日本特開2009-203549號公報

專利文獻7：國際公開第2013/047821號

專利文獻8：國際公開第2013/047755號

專利文獻9：國際公開第2011/065591號

專利文獻10：日本特開平10-001740號公報

專利文獻11：日本特開平09-111398號公報

專利文獻12：日本特開平06-145891號公報

專利文獻13：國際公開第2011/105385號說明書

專利文獻14：日本特開2007-197819號公報

非專利文獻

非專利文獻1：CAMP-ISIJ Vol.17(2004)p.396

非專利文獻2：鐵與鋼，vol.74(1988)，p.2353

發明概要

本發明之目的在於提供一種熔融鍍鋅鋼板，其抗氫脆性優異，且可獲得高拉伸強度及降伏比。

發明人乃針對製得具下述特性之熔融鍍鋅鋼板之方法進行精心探討，而該熔融鍍鋅鋼板之抗氫脆性優異，且可獲得高拉伸強度，例如1300MPa以上之拉伸強度，以及高降伏比，例如75%以上之降伏比；探討結果，遂而獲得以下見解。

(a)將肥粒鐵及上部變韌鐵之面積率限制在預定面積率以下，並作成麻田散鐵主體之組織。

(b)為了抑制氫脆化破裂沿著舊沃斯田鐵晶界進展，使屬於晶界強化元素之B含有一定量以上，同時將麻田散鐵等的平均有效結晶粒徑控制在預定粒徑以下。

(c)將具有預定個數密度以上之Fe碳化物的麻田散鐵佔整體麻田散鐵之面積率作成50%以上。

發現當滿足(a)、(b)及(c)全體時，將可達成所期望之機械特性與抗氫脆性。

本發明乃根據上述見解而完成，其要旨如下。

(1)一種熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於具有以下所示之化學組成：以質量%計，C：0.14~0.3%、Si：0.001~2.0%、 Mn：2.0~4.0%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、N：0.01%以下、Al：0.001~1.0%、Ti：0.001~0.10%、B：0.0001~0.01%、Mo：0~0.50%、Cr：0~0.80%、Ni：0~1.00%、Cu：0~1.00%、V：0~0.50%、Nb：0.0~0.10%、Ca：0.00~0.01%、Mg：0.00~0.01%、REM：0.00~0.01%、Bi：0.00~0.01%，及剩餘部分：Fe及雜質；又，具有以下所示之鋼組織：以面積率計，多邊形肥粒鐵：10%以下、上部變韌鐵：20%以下、殘留沃斯田鐵：5%以下、麻田散鐵：70%以上、具有個數密度為1×10⁶/mm²以上之Fe碳化物的麻田散鐵：相對於整體麻田散鐵為50%以上，及平均有效結晶粒徑：5.0μm以下。

(2)如(1)之熔融鍍鋅鋼板，其中固溶B量為0.0010質量%~0.0100質量%，舊沃斯田鐵粒徑為1.0μm~7.0μm。

(3)如(2)之熔融鍍鋅鋼板，其中固溶B量與舊沃斯田鐵粒徑之積為0.0010質量%．μm以上。

(4)如(1)至(3)中任一項之熔融鍍鋅鋼板，其中前述化學組成中，Mo：0.001~0.50%成立。

(5)如(1)至(4)中任一項之熔融鍍鋅鋼板，其中前述化學組成中，下述或該等之任意組合成立：Cr：0.001~0.80%、Ni：0.001~1.00%，或Cu：0.001~1.00%。

(6)如(1)至(5)中任一項之熔融鍍鋅鋼板，其中前述化學組成中，下述或該等兩者成立：V：0.001~0.50%，或 Nb：0.001~0.10%。

(7)如(1)至(6)中任一項之熔融鍍鋅鋼板，其中前述化學組成中，下述或該等之任意組合成立：Ca：0.0001~0.01%、Mg：0.0001~0.01%、REM：0.0001~0.01%，或Bi：0.0001~0.01%。

若藉由本發明，則抗氫脆性優異，且可獲得高拉伸強度及降伏比。

圖1是以模式方式顯示實施例1中採用的熱處理與鍍覆之步驟圖。

圖2是以模式方式顯示實施例2中採用的熱處理與鍍覆之步驟圖。

用以實施發明之形態

首先，說明有關本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板及使用於其製造之扁胚之化學組成。詳情如後述，有關本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板乃經由扁胚之熱壓延、冷壓延、連續退火、熔融鍍鋅處理及回火等來製造。故，熔融鍍鋅鋼板及扁胚之化學組成會考慮該等處理而不僅是熔融鍍鋅鋼板之特性。於以下說明中，只要未特別事先聲明，屬於熔融鍍鋅鋼板中所含各元素之含量單位之「%」乃意味著「質量%」。有關本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板乃具有以下所示之化學組成：以質量%計，C：0.14~0.3%、Si：0.001~2.0%、Mn：2.0~4.0%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、N：0.01%以下、Al：0.001~1.0%、Ti：0.001~0.10%、B：0.0001~0.01%、Mo：0~0.50%、Cr：0~0.80%、Ni：0~1.00%、Cu：0~1.00%、V：0~0.50%、Nb：0.0~0.10%、Ca：0.00~0.01%、Mg：0.00~0.01%、REM(稀土類金屬：rare earth metal)：0.00~0.01%、Bi：0.00~0.01%，及剩餘部分：Fe及雜質。在此，雜質可例示：礦石或廢料等原材料中所含有者、於製造步驟中所含有者。

(C：0.14~0.3%)

C乃用以獲得所期望之拉伸強度必須之元素。若小於0.14%，則無法獲得所期望之拉伸強度，因此，作成0.14%以上。較為理想的是0.17%以上。另一方面，若大於0.3%，則抗氫脆性或焊接性降低，因此，作成0.3%以下。較為理想的是0.25%以下，更為理想的是0.22%以下。

(Si：0.001~2.0%)

Si乃對於鋼板之高強度化有效之元素。若小於0.001%，則無法顯現添加效果，因此，作成0.001%以上。較為理想的是0.010%以上。另一方面，若大於2.0%，則與熔融鍍鋅之潤濕性及合金化速度降低。又，Si乃肥粒鐵生成元素，因此，若Si含量大於2.0%，則難以將多邊形肥粒鐵之面積率作成10%以下。故，Si含量乃作成2.0%以下。理想的是1.50%以下，較為理想的是0.90%以下，更為理想的是0.50% 以下。

(Mn：2.0~4.0%)

Mn乃強力之沃斯田鐵安定化元素，且為對於鋼板之淬火性提升有效之元素。若小於2.0%，則無法充分地顯現添加效果，因此，作成2.0%以上。較為理想的是2.2%以上。另一方面，若大於4.0%，則抗氫脆性降低，因此，作成4.0%以下。較為理想的是3.5%以下，更為理想的是3.0%以下。

(P：0.05%以下)

P乃固溶強化元素，且為對於鋼板之高強度化有效之元素。然而，若大於0.05%，則焊接性及韌性降低，因此，作成0.05%以下。較為理想的是0.02%以下。下限並無特殊之限制，然而，實用上，0.001%乃實質上的下限。

(S：0.01%以下)

S乃雜質元素，且為越少越好的元素。若大於0.01%，則於鋼中形成MnS而使韌性及擴孔性劣化，因此，作成0.01%以下。較為理想的是0.005%以下，更為理想的是0.002%以下。下限並無特殊之限制，然而，實用上，0.0001%乃實質上的下限。

(N：0.01%以下)

N乃雜質元素，且為越少越好的元素。若大於0.01%，則於鋼中生成粗大的氮化物而擴孔性降低，因此，作成0.01%以下。較為理想的是0.005%以下。下限並無特殊之限制，然而，實用上，0.001%乃實質上的下限。

(Al：0.001~1.00%)

Al乃用以脫氧而添加的元素。若小於0.001%，則無法顯現添加效果，因此，作成0.001%以上。較為理想的是0.010%以上。另一方面，若大於1.00%，則添加效果飽和，同時成本上升，除此之外，鋼的變態溫度上升而增加熱壓延時之負載，因此，作成1.00%以下。較為理想的是0.50%以下，更為理想的是0.20%以下。

(Ti：0.001~0.10%)

Ti乃以下元素：於鋼中形成TiN而將N固定，並發揮可抑制構成淬火性降低因子的BN生成之作用，同時將加熱時之沃斯田鐵粒徑微細化，有助於韌性及抗氫脆性之提升。若小於0.001%，則無法顯現添加效果，因此，作成0.001%以上。較為理想的是0.010%以上。另一方面，若大於0.10%，則生成粗大的Ti碳化物，鋼板之韌性及抗氫脆性降低，因此，作成0.10%以下。較為理想的是0.07%以下。

(B：0.0001~0.01%)

B乃以下元素：於鋼板之加熱時朝沃斯田鐵晶界偏析，並使沃斯田鐵晶界安定化而發揮提高鋼之淬火性之作用，同時提高晶界強度而有助於鋼板之韌性及抗氫脆性之提升。若小於0.0001%，則無法顯現添加效果，因此，作成0.0001%以上。較為理想的是0.0006%以上，更為理想的是0.0011%以上。

另一方面，若大於0.01%，則生成硼化物而阻礙鋼之淬火性，因此，作成0.01%以下。較為理想的是0.005%以下，更為理想的是0.004%以下。

Mo、Cr、Ni、Cu、V、Nb、Ca、Mg及REM並非必要元素，而是可於鋼板及鋼中有限度地適當含有預定量之任意元素。

(Mo：0~0.50%)

Mo乃以下元素：有助於鋼板之淬火性之提升，同時使退火步驟中加熱後之冷卻~鍍覆浸漬中產生的部變韌鐵變態延遲而有助於所需組織之形成。又，Mo乃以下元素：將加熱中的沃斯田鐵粒徑微細化，有助於韌性及抗氫脆性之提升。故，亦可含有Mo。若Mo含量小於0.001%，則無法顯現添加效果，因此，Mo含量宜為0.001%以上，更為理想的是0.050%以上。另一方面，若Mo含量大於0.50%，則添加效果飽和，同時製造成本上升，因此，Mo含量為0.50%以下，較為理想的是0.30%以下。即，「Mo：0.001~0.50%」宜成立。

(Cr：0~0.80%、Ni：0~1.00%、Cu：0~1.00%)

Cr、Ni、Cu皆為對於鋼板之高強度化有效之元素。故，亦可含有Cr、Ni或Cu，抑或該等之任意組合。無論是Cr、Ni、Cu中的何者，若含量小於0.001%，則無法顯現添加效果，因此，分別宜為0.001%以上，更為理想的是0.010%以上。另一方面，若Cr含量大於0.80%，或是Ni含量大於1.00%，抑或Cu含量大於1.00%，則添加效果飽和，同時製造成本上升。故，Cr含量作成0.80%以下，Ni含量作成1.00%以下，Cu含量作成1.00%以下，較為理想的是Cr含量為0.50%以下，Ni含量為0.50%以下，Cu含量為0.50%以下。即，「Cr： 0.001~0.80%」、「Ni：0.001~1.00%」或「Cu：0.001~1.00%」，抑或該等之任意組合宜成立。

(V：0~0.50%、Nb：0.0~0.10%)

V及Nb乃形成碳化物並有助於鋼板之高強度化之元素。故，亦可含有V或Nb，抑或該等兩者。無論是何者元素，若含量小於0.001%，則無法顯現添加效果，因此，V含量及Nb含量皆宜作成0.001%以上，更為理想的是V含量為0.030%以上，Nb含量為0.005%以上。另一方面，若V含量大於0.50%，或是Nb含量大於0.10%，則添加效果飽和，同時成本上升，因此，V含量作成0.50%以下，Nb含量作成0.10%以下，較為理想的是V含量為0.30%以下，Nb含量為0.05%以下。即，「V：0.001~0.50%」或「Nb：0.001~0.10%」，抑或該等兩者宜成立。

(Ca：0.00~0.01%、Mg：0.00~0.01%、REM：0.00~0.01%、Bi：0.00~0.01%)

Ca、Mg、REM乃有助於鋼中夾雜物之微細分散化。又，Bi乃減輕鋼中的Mn、Si等取代型合金元素之微偏析。任一者皆為有助於鋼板之韌性及加工性提升之元素。故，亦可含有Ca、Mg、REM或Bi，抑或該等之任意組合。無論是何者元素，若含量小於0.0001%，則無法顯現添加效果，因此，較為理想的是0.0001%以上，更為理想的是0.0010%以上。另一方面，無論是何者元素，若大於0.01%，則會阻礙延性，因此，作成0.01%以下，較為理想的是0.005%以下。即，「Ca：0.0001~0.01%」、「Mg：0.0001~0.01%」、「REM：0.0001~0.01%」或「Bi：0.0001~0.01%」，抑或該等之任意組合宜成立。

其次，說明有關本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板之鋼組織限定理由。於以下說明中，只要未特別事先聲明，屬於構成鋼組織的相或組織之比例單位之「%」乃意味著任意截面中的面積率(%)。有關本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板乃具有以下所示之鋼組織：以面積率計，多邊形肥粒鐵：10%以下、上部變韌鐵：20%以下、殘留沃斯田鐵：5%以下、麻田散鐵：70%以上、具有個數密度為1×10⁶/mm²以上之Fe碳化物的麻田散鐵：相對於整體麻田散鐵為50%以上，及平均有效結晶粒徑：5.0μm以下。

(多邊形肥粒鐵：10%以下、上部變韌鐵：20%以下)

若多邊形肥粒鐵大於10%，或是上部變韌鐵大於20%，則鋼板軟質化，難以獲得75%以上之降伏比，因此，多邊形肥粒鐵乃作成10%以下，上部變韌鐵乃作成20%以下。較為理想的是多邊形肥粒鐵為5%以下，上部變韌鐵為10%以下。

(殘留沃斯田鐵：5%以下)

若殘留沃斯田鐵大於5%，則壓製成型後藉由加工誘發變態自殘留沃斯田鐵變態的新生麻田散鐵會影響到氫脆化，難以獲得優異之抗氫脆化特性，因此，殘留沃斯田鐵乃作成5%以下。較為理想的是2%以下。

(麻田散鐵：70%以上)

若麻田散鐵小於70%，則無法確保所需強度，因此，作成70%以上。較為理想的是80%以上。

鋼組織之面積率之算出乃如下述般進行。在有關多邊形肥粒鐵、上部變韌鐵、波來鐵、雪明碳鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵之面積率方面，切出鋼板之壓延方向截面，並藉由硝太蝕劑使鋼組織現出，且藉由掃描型電子顯微鏡(倍率：5000倍，10視野)，拍攝所現出鋼組織中的1/8~3/8厚度位置，並將藉由計點法自所獲得組織照片算出的平均值作成面積率。

在有關殘留沃斯田鐵之面積率方面，將鋼板之1/4厚度之面作成觀察面並進行X射線繞射，且將自bcc與fcc之峰值面積比算出的值作成面積率。

(具有個數密度為1×10⁶/mm²以上之Fe碳化物的麻田散鐵：相對於整體麻田散鐵為50%以上)

為了兼顧75%以上之降伏比與優異之抗氫脆化特性，在鋼組織中所含麻田散鐵中，將以面積率計50%以上之區域作成具有個數密度為1.0×10⁶/mm²以上之Fe碳化物的麻田散鐵。

若具有個數密度為1.0×10⁶/mm²以上之Fe碳化物之麻田散鐵小於整體麻田散鐵之50%，則難以獲得75%以上之降伏比，因此，具有個數密度為1.0×10⁶/mm²以上之Fe碳化物之麻田散鐵乃作成50%以上。較為理想的是65%以上。又，若Fe碳化物之個數密度小於1.0×10⁶/mm²，則無法獲得優異之抗氫脆化特性，因此，Fe碳化物之個數密度乃作成1.0×10⁶/mm²以上。較為理想的是5.0×10⁶/mm²以上。

在有關存在於麻田散鐵之Fe碳化物之個數密度方面，切出鋼板之壓延方向截面，並藉由硝太蝕劑現出鋼組織，且藉由掃描型電子顯微鏡(倍率：5000倍，10視野)，拍攝所現出鋼組織中的1/8~3/8厚度位置，並於所獲得組織照片中，測定Fe碳化物之個數，並算出個數密度。

(平均有效結晶粒徑：5.0μm以下)

有效結晶粒徑乃意味著被結晶方位差10°以上之晶界包圍的區域(後述)之大小(粒徑)。舉例言之，若為麻田散鐵，則相當於塊體粒徑。

為了獲得優異之抗氫脆化特性，將平均有效結晶粒徑作成5.0μm以下。若平均有效結晶粒徑大於5.0μm，則大角度晶界之晶界面積減少而抗氫脆化特性降低，因此，平均有效結晶粒徑乃作成5.0μm以下。較為理想的是4.0μm以下。

平均有效結晶粒徑乃藉由EBSP-OIM(電子背向散射繞射圖形-定位影像顯微術，Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)法進行測定。EBSP-OIM法乃將電子射線照射至掃描型電子顯微鏡(SEM)內高傾斜的試料，並藉由高感度相機，拍攝於後方散射所形成的菊池圖形。又，藉由利用電腦之影像處理，於短暫等待期間測定照射點之結晶方位。又，可使用軟體來分析測定值。

於EBSP-OIM法中，可定量分析鋼組織之微細構造及結晶方位。EBSP-OIM法中的解析度乃依存於SEM之解析度，但可藉由最小20nm之解析度進行分析。於本發明中，為了辨識可構成有效晶粒邊界的塊體邊界，以臨界值10°定義鋼之晶粒邊界，並於映射方位差10°以上之晶粒邊界的影像中，將晶粒視覺化而求取平均結晶粒徑。

(鋼全體之平均差排密度：1.0×10¹⁵/m²~1.0×10¹⁶/m²)

為了兼顧1300MPa以上之拉伸強度與優異之抗氫脆化特性，宜將鋼全體之平均差排密度作成1.0×10¹⁵/m²~1.0×10¹⁶/m²。差排有助於材料之強化，因此，若為高強度化之觀點，則以大量含有者為佳，然而，若為氫脆化特性之觀點，則以少者為佳。若平均差排密度小於1.0×10¹⁵/m²，則無法獲得1300MPa以上之拉伸強度，因此，較為理想的是作成1.0×10¹⁵/m²以上，更為理想的是5.0×10¹⁵/m²以上。

另一方面，若平均差排密度大於1.0×10¹⁶/m²，則藉由鋼中的差排與氫之相互作用，鋼材中的滲入氫量增加而抗氫脆化特性劣化，因此，較為理想的是作成1.0×10¹⁶/m²以下，更為理想的是0.5×10¹⁶/m²以下。

鋼全體之平均差排密度乃根據非專利文獻「CAMP-ISIJ Vol.17(2004)p.396」之「利用X射線繞射之差排密度之評價方法」所揭示之方法，自(110)α、(211)α、(220)α之半值寬算出平均差排密度。

若藉由如上述構造有關本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板，則可獲得例如1300MPa以上之拉伸強度、75%以上之降伏比及優異之抗氫脆化特性。若拉伸強度小於 1300MPa，則有時會難以確保輕量化與碰撞安全性，因此，宜獲得1300MPa以上之拉伸強度，更宜獲得1350MPa以上之拉伸強度。若降伏比小於75%，則有時會難以確保碰撞安全性，因此，宜獲得75%以上之降伏比，且宜獲得80%以上之降伏比。

固溶B量宜為0.0010質量%以上，舊沃斯田鐵粒徑宜為1.0μm~7.0μm。固溶B乃提高舊沃斯田鐵粒之晶界強度而有助於鋼板之韌性及抗氫脆性之提升。然而，若固溶B量小於0.0010質量%，則有時無法獲得充分之韌性及抗氫脆性。故，固溶B量宜作成0.0010質量%以上，更宜作成0.0015質量%以上。又，若舊沃斯田鐵粒徑小於1.0μm，則舊沃斯田鐵粒之晶界面積過大，利用固溶B之晶界強度之提升有時會不足。故，舊沃斯田鐵粒徑宜作成1.0μm以上，較為理想的是2.0μm以上。另一方面，若舊沃斯田鐵粒徑大於7.0μm，則材料之韌性劣化，因此，抗氫脆化特性亦劣化。故，舊沃斯田鐵粒徑宜作成7.0μm以下。

固溶B量可藉由自熔融鍍鋅鋼板中所含B之總質量減去硼化物等析出物中所含B之質量而算出。析出物中所含B之質量可藉由利用萃取殘渣法測定B析出物之質量，並將其換算成B析出物中所含B之質量而獲得。萃取殘渣法中B析出物之定量方法例如揭示於非專利文獻2中。舊沃斯田鐵粒徑乃切出鋼板之壓延方向截面，並藉由苦味酸酒精溶液現出舊沃斯田鐵晶界，且藉由掃描型電子顯微鏡(倍率：1000倍，5視野)，拍攝所現出舊沃斯田鐵晶界中的1/8~3/8 厚度位置，並使用藉由線段法自所獲得組織照片算出的平均值。

固溶B量與舊沃斯田鐵粒徑之積宜為0.0010質量%．μm以上。舊沃斯田鐵粒徑越小，舊沃斯田鐵粒之晶界面積越大。故，為了獲得一定之晶界強度，舊沃斯田鐵粒徑越小，越需要大量之固溶B。發明人在此種觀點下進行調查時明白，當固溶B量與舊沃斯田鐵粒徑之積為0.0010質量%．μm以上時，特別是可獲得優異之抗氫脆化特性。

其次，說明有關本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板之製造方法。於該製造方法中，依該順序進行具有上述化學組成的扁胚之熱壓延、冷壓延、連續退火、熔融鍍鋅處理、合金化處理及回火。

於熱壓延中，進行扁胚加熱、粗壓延、精壓延及冷卻。

扁胚加熱溫度乃作成1180℃以上。若扁胚加熱溫度小於1180℃，則無法充分地溶解扁胚中的硼化合物，且無法確保充分量之固溶硼。舉例言之，扁胚可使用藉由連續鑄造製得之扁胚、藉由造塊法製作之扁胚、藉由薄扁胚鑄造法鑄造之扁胚。扁胚可於鑄造後在保持於1180℃以上之溫度下直接供給至熱壓延設備，亦可在冷卻至小於1180℃之溫度，例如室溫後進行加熱而供給至熱壓延設備。

於粗壓延中，將溫度作成1050℃以上且1150℃以下，將總軋縮率作成50%以上。這是為了在熱壓延中充分地產生再結晶，並使熱軋鋼板之組織均質化。

於精壓延中，將藉由1050℃以下之溫度進行的最初道次至倒數第2道次之總軋縮率作成60%以上且95%以下，將最終道次之壓延率作成5%以上且30%以下，將最終道次之溫度作成880℃以上且980℃以下。若藉由1050℃以下之溫度進行的最初道次至倒數第2道次之總軋縮率大於95%，或是最終道次之壓延率大於30%，則於精壓延中促進硼化物之析出，無法確保充分量之固溶硼。當最終道次之溫度小於880℃時亦如此，於精壓延中促進硼化物之析出，無法確保充分量之固溶硼。若藉由1050℃以下之溫度進行的最初道次至倒數第2道次之總軋縮率小於60%，或是最終道次之壓延率小於10%，則熱軋鋼板之組織粗大化，無法獲得所期望之有效結晶粒徑。

冷卻乃於自精壓延結束經過1秒鐘以上後進行，並藉由5℃/秒以上且50℃/秒以下之冷卻速度，冷卻至450℃以上且700℃以下之溫度，並於該溫度下進行捲繞。若在自精壓延結束經過1秒鐘以上之前開始冷卻，則沃斯田鐵無法充分地再結晶，異向性顯著化。若冷卻速度小於5℃/秒，則會促進高溫區的肥粒鐵變態，熱軋鋼板之組織粗大化，無法獲得所期望之有效結晶粒徑。冷卻速度之上限並未特別設置，然而，實質上難以作成50℃/秒以上。若捲繞溫度大於700℃，則熱軋鋼板之組織粗大化，無法獲得所期望之有效結晶粒徑，或者會促進硼化物之析出，無法確保充分量之固溶硼。若捲繞溫度小於450℃，則熱軋鋼板之強度過剩，後續之冷壓延會變得困難。捲繞溫度宜作成500℃以上且650℃以下。

於捲繞後，遵循常法進行熱軋鋼板之酸洗。亦可進行熱軋鋼板之調質壓延。藉由調質壓延，可矯正形狀，或者提升酸洗性。

於冷壓延中，將軋縮率作成20%以上且80%以下。若軋縮率小於20%，則於退火中無法獲得微細之沃斯田鐵粒。另一方面，若軋縮率大於80%，則壓延加重會變得過大，導致冷軋機之負載增大。軋縮率宜作成30%以上且70%以下。

於連續退火中，進行升溫、保持及冷卻。

於升溫中，將700℃以上且Ac₃點以下之溫度區中的平均加熱速度作成0.1℃/秒以上且10℃/秒以下。藉由將該平均加熱速度作成10℃/秒以下，可促進硼元素朝沃斯田鐵晶界之偏析。另一方面，若該平均加熱速度小於0.1℃/秒，則鋼板之加熱需要長時間，損害生產性，因此，將其作成實質上的下限。

於升溫後，以1秒鐘以上且500秒鐘以下之時間保持於Ac₃點以上且900℃以下之溫度區。若保持溫度小於Ac₃點，或者保持時間小於1秒鐘，則無法充分地沃斯田鐵化。另一方面，若保持溫度大於900℃，則沃斯田鐵粒粗大化，有效結晶粒徑變得過大而抗氫脆性劣化。若保持時間大於500秒鐘，則損害生產性。

於保持後，進行自保持溫度至450℃以上且600℃以下之溫度之冷卻。自保持溫度至650℃之平均冷卻速度乃作成0.5℃/秒以上。若該平均冷卻速度小於0.5℃/秒，則肥粒鐵變態過度地進行，多邊形肥粒鐵之面積率有時會大於10%。自650℃至450℃以上且600℃以下之溫度之平均冷卻速度乃作成3℃/秒以上。若該平均冷卻速度小於3℃/秒，則肥粒鐵變態過度地進行，多邊形肥粒鐵之面積率有時會大於10%。若藉由3℃/秒以上之平均冷卻速度持續冷卻至小於450℃之溫度，則會促進上部變韌鐵之生成，上部變韌鐵之面積率有時會大於20%。藉由3℃/秒以上之平均冷卻速度之冷卻宜於470℃以上停止。若以大於600℃停止藉由3℃/秒以上之平均冷卻速度之冷卻，則之後會促進肥粒鐵之生成，肥粒鐵面積率有時會大於10%。亦可將自保持溫度至450℃以上且600℃以下之溫度之平均冷卻速度作成3℃/秒以上。

於熔融鍍鋅處理中，進行保持以及於鍍浴中的浸漬。

保持時間乃自連續退火的藉由3℃/秒以上之平均冷卻速度之冷卻開始，並將保持溫度作成450℃以上且600℃以下，將保持時間作成1秒鐘以上且1000秒鐘以下。若保持溫度小於450℃，則會促進上部變韌鐵之生成，若保持溫度大於600℃，則會促進肥粒鐵之生成。若保持時間大於1000秒鐘，則上部變韌鐵過度地生成。保持時間宜作成500秒以下，更宜作成100秒以下。在實際操作上，難以將保持時間作成小於1秒。

鍍浴可含有Fe、Si、Al、Mg、Mn、Cr、Ti及Pb 等雜質。舉例言之，鍍浴溫度乃作成420℃以上且500℃以下，鋼板之侵入板溫乃作成420℃以上且500℃以下，浸漬時間乃作成5秒鐘以下，鍍覆量乃作成每單面25g/m²以上且75g/m²以下。鍍覆量例如可藉由氣體擦拭等公知方法進行控制。

於合金化處理中，進行對處理溫度之控制及冷卻。

合金化處理之處理溫度乃作成480℃以上且600℃以下。當鍍浴後的鋼板溫度小於480℃時，加熱至480℃以上且600℃以下之溫度。若處理溫度小於480℃，則合金化之進行緩慢，有時會損害生產性，或者發生合金化之不均。處理溫度宜作成500℃以上。另一方面，若處理溫度大於600℃，則合金化過度地進行，鋼板之粉化性劣化。處理溫度宜作成580℃以下。

然後，進行自合金化處理之處理溫度至(Ms點-80℃)以下之溫度之冷卻。該冷卻中的平均冷卻速度乃作成5℃/秒以上。若該平均冷卻速度小於5℃/秒，則部變韌鐵過度地生成，有時難以獲得所期望之顯微組織。若以大於(Ms點-80℃)停止藉由5℃/秒以上之平均冷卻速度之冷卻，則麻田散鐵之生成量不足，具有個數密度為1×10⁶/mm²以上之Fe碳化物的麻田散鐵量不足。藉由5℃/秒以上之平均冷卻速度之冷卻停止溫度宜作成(Ms點-120)℃以下。

於回火中，在200℃以上且400℃以下之溫度區進行5秒鐘以上且500秒鐘以下之保持。若保持溫度小於200℃，或者保持時間小於5秒鐘，則回火不足，其結果，會產生具有個數密度為1×10⁶/mm²以上之Fe碳化物的麻田散鐵小於整體麻田散鐵之50%，或者平均差排密度大於1.0×10¹⁶/m²之情形。保持溫度宜作成220℃以上。另一方面，若保持溫度大於400℃，或者保持時間大於500秒鐘，則回火過剩，其結果，無法獲得充分之拉伸強度。保持溫度宜作成350℃以下。回火可於熔融鍍鋅線內進行一連串的熱處理，亦可於熔融鍍鋅處理後，在以常溫捲繞後進行使用熱處理裝置之熱處理。

當合金化處理中藉由5℃/秒以上之平均冷卻速度之冷卻停止溫度為200℃以上且400℃以下時，亦可直接在200℃以上且400℃以下之溫度區保持5秒鐘以上且500秒鐘以下。當合金化處理中藉由5℃/秒以上之平均冷卻速度之冷卻停止溫度小於200℃時，加熱至200℃以上且400℃以下之溫度。若由生產性之觀點來看，則此時的升溫速度宜作成1℃/秒以上。

亦可省略合金化處理。此時，藉由5℃/秒以上之平均冷卻速度，將排出自鍍浴的鋼板冷卻至(Ms點-80℃)以下之溫度，然後，進行在200℃以上且400℃以下之溫度區保持5秒鐘以上且500秒鐘以下的回火。在省略合金化處理之情況下，當排出自鍍浴時的溫度為200℃以上且360℃以下時，為了回火，亦可直接在200℃以上且400℃以下之溫度區保持5秒鐘以上且500秒鐘以下。當排出自鍍浴時的溫度小於200℃時，為了回火，乃加熱至200℃以上且400℃以下之溫度。若由生產性之觀點來看，則此時的升溫速度宜作成1℃/秒以上。

於熔融鍍鋅處理後，亦可進行調質壓延。藉由調質壓延，舉例言之，可矯正鋼板之平坦度，或者調整表面粗度。為了避免延性之劣化，利用調質壓延之伸長率宜作成2%以下。

實施例

其次，說明本發明之實施例，然而，於實施例中的條件乃用以確認本發明之可實施性及效果所採用的一條件例，本發明並不限於該一條件例。只要未脫離本發明之要旨而達成本發明之目的，則本發明可採用各種條件。

(實施例1)

將具有表1所示化學組成的鋼熔製而作成鑄片，並藉由表2所示之熱軋條件對該鑄片施行熱壓延而作成厚度3mm之熱軋鋼板。對該熱軋鋼板施行酸洗後，藉由表2所示之冷軋條件(軋縮率)施行冷壓延，並作成厚度1.2mm之冷軋鋼板。表1中的空欄表示該元素之含量小於檢測界限，剩餘部分為Fe及雜質。表1中的底線表示該數值脫離本發明之範圍。

藉由圖1及表3所示之熱處理條件對所製得冷軋鋼板施行熱處理後，藉由圖1及表3所示之鍍覆條件施行熔融鍍鋅。再者，藉由圖1及表3所示之條件進行合金化處理、二次冷卻、再加熱及三次冷卻，並製得合金化熔融鍍鋅鋼板。

在與壓延方向呈直角的方向中，自所製得合金化熔融鍍鋅鋼板採集JIS5號拉伸試驗片，並進行拉伸試驗，且測定拉伸強度(TS)、總伸長(EL)。遵循日本鋼鐵聯盟規格之「JFS T 1001擴孔試驗方法」，測定擴孔率(λ)。再者，遵循前述方法，識別鋼組織。

抗氫脆化特性之評價乃藉由以下試驗方法來進行。

自所製得合金化熔融鍍鋅鋼板，採集業已以間隙10%打孔為30mm φ的試驗片，並以最長24小時，將打孔試驗片浸漬於pH1之鹽酸水溶液中。每隔3小時便觀察試驗片之打孔端面，並觀察有無破裂。將即便浸漬12小時後亦未發現破裂者視為合格。

表4與表5(接續表4)顯示所獲得之結果。表4或表5中的底線表示該數值脫離本發明之範圍。

在化學組成及製造方法位於本發明範圍內的發明例中，鋼組織乃位於本發明之範圍，且可獲得1300MPa以上之拉伸強度、75%以上之降伏比(YR)、良好之抗氫脆性。另一方面，在化學組成及鋼組織中的一者或兩者位於本發明範圍外的比較例中，無法獲得所期望之機械特性。

(實施例2)

藉由表6所示之熱軋條件，對表1所示化學組成的鋼板之一部分施行熱壓延，並作成厚度3mm之熱軋鋼板。對該熱軋鋼板施行酸洗後，藉由表6所示之冷軋條件(軋縮率)施行冷壓延，並作成厚度1.2mm之冷軋鋼板。

藉由圖2及表7所示之熱處理條件對所製得冷軋鋼板施行熱處理後，藉由圖2及表7所示之鍍覆條件施行熔融鍍鋅。再者，藉由圖2及表7所示之條件進行二次冷卻、再加熱及三次冷卻，並製得熔融鍍鋅鋼板。

在與壓延方向呈直角的方向中，自所製得熔融鍍鋅鋼板採集JIS5號拉伸試驗片，並進行拉伸試驗，且測定拉伸強度(TS)、總伸長(EL)。遵循日本鋼鐵聯盟規格之「JFS T 1001擴孔試驗方法」，測定擴孔率(λ)。遵循前述方法，識別鋼組織。

抗氫脆化特性之評價乃藉由以下試驗方法來進行。

自所製得熔融鍍鋅鋼板，採集業已以間隙10%打孔為30mm φ的試驗片，並以最長24小時，將打孔試驗片浸漬於pH1之鹽酸水溶液中。每隔3小時便觀察試驗片之打孔端面，並觀察有無破裂。將即便浸漬12小時後亦未發現破裂者視為合格。

表8顯示所獲得之結果。

在表8所示的實施例(發明例)中，任一者之化學組成皆位於本發明之範圍內，且鋼組織位於本發明之範圍，因此，可獲得1300MPa以上之拉伸強度、75%以上之降伏比(YR)、良好之抗氫脆性。

產業上之可利用性

本發明可利用在例如與適合於汽車車體或零件的鋼板相關之產業中。

Claims

一種熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於具有以下所示之化學組成：以質量%計，C：0.14~0.3%、Si：0.001~2.0%、Mn：2.0~4.0%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、N：0.01%以下、Al：0.001~1.0%、Ti：0.001~0.10%、B：0.0001~0.01%、Mo：0~0.50%、Cr：0~0.80%、Ni：0~1.00%、Cu：0~1.00%、V：0~0.50%、Nb：0.0~0.10%、Ca：0.00~0.01%、Mg：0.00~0.01%、REM：0.00~0.01%、Bi：0.00~0.01%，及剩餘部分：Fe及雜質；並且具有以下所示之鋼組織：以面積率計，多邊形肥粒鐵：10%以下、上部變韌鐵：20%以下、殘留沃斯田鐵：5%以下、麻田散鐵：70%以上、具有個數密度為1×10⁶/mm²以上之Fe碳化物的麻田散鐵：相對於整體麻田散鐵為50%以上，及平均有效結晶粒徑：5.0μm以下。
如請求項1之熔融鍍鋅鋼板，其中固溶B量為0.0010質量%~0.0100質量%，舊沃斯田鐵粒徑為1.0μm~7.0μm。
如請求項2之熔融鍍鋅鋼板，其中固溶B量與舊沃斯田鐵粒徑之積為0.0010質量%.μm以上。
如請求項1至3中任一項之熔融鍍鋅鋼板，其中前述化學組成中，Mo：0.001~0.50%成立。
如請求項1至3中任一項之熔融鍍鋅鋼板，其中前述化學組成中，下述或該等之任意組合成立：Cr：0.001~0.80%、Ni：0.001~1.00%，或Cu：0.001~1.00%。
如請求項4之熔融鍍鋅鋼板，其中前述化學組成中，下述或該等之任意組合成立：Cr：0.001~0.80%、 Ni：0.001~1.00%，或Cu：0.001~1.00%。
如請求項1至3中任一項之熔融鍍鋅鋼板，其中前述化學組成中，下述或該等兩者成立：V：0.001~0.50%，或Nb：0.001~0.10%。
如請求項4之熔融鍍鋅鋼板，其中前述化學組成中，下述或該等兩者成立：V：0.001~0.50%，或Nb：0.001~0.10%。
如請求項5之熔融鍍鋅鋼板，其中前述化學組成中，下述或該等兩者成立：V：0.001~0.50%，或Nb：0.001~0.10%。
如請求項6之熔融鍍鋅鋼板，其中前述化學組成中，下述或該等兩者成立：V：0.001~0.50%，或Nb：0.001~0.10%。
如請求項1至3中任一項之熔融鍍鋅鋼板，其中前述化學組成中，下述或該等之任意組合成立：Ca：0.0001~0.01%、Mg：0.0001~0.01%、REM：0.0001~0.01%，或Bi：0.0001~0.01%。
如請求項4之熔融鍍鋅鋼板，其中前述化學組成中，下述或該等之任意組合成立：Ca：0.0001~0.01%、Mg：0.0001~0.01%、REM：0.0001~0.01%，或Bi：0.0001~0.01%。
如請求項5之熔融鍍鋅鋼板，其中前述化學組成中，下述或該等之任意組合成立：Ca：0.0001~0.01%、Mg：0.0001~0.01%、REM：0.0001~0.01%，或Bi：0.0001~0.01%。
如請求項6之熔融鍍鋅鋼板，其中前述化學組成中，下述或該等之任意組合成立：Ca：0.0001~0.01%、Mg：0.0001~0.01%、REM：0.0001~0.01%，或Bi：0.0001~0.01%。
如請求項7之熔融鍍鋅鋼板，其中前述化學組成中，下述或該等之任意組合成立：Ca：0.0001~0.01%、Mg：0.0001~0.01%、REM：0.0001~0.01%，或Bi：0.0001~0.01%。
如請求項8之熔融鍍鋅鋼板，其中前述化學組成中，下述或該等之任意組合成立：Ca：0.0001~0.01%、Mg：0.0001~0.01%、REM：0.0001~0.01%，或Bi：0.0001~0.01%。
如請求項9之熔融鍍鋅鋼板，其中前述化學組成中，下述或該等之任意組合成立：Ca：0.0001~0.01%、Mg：0.0001~0.01%、REM：0.0001~0.01%，或Bi：0.0001~0.01%。
如請求項10之熔融鍍鋅鋼板，其中前述化學組成中，下述或該等之任意組合成立：Ca：0.0001~0.01%、Mg：0.0001~0.01%、REM：0.0001~0.01%，或Bi：0.0001~0.01%。