TWI399442B - 加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Description

加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法
本發明係關於頗適用為諸如汽車、電氣等產業領域中所使用構件的加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。
近年就從地球環境保護的觀點，汽車的燃油效率提升已成重要課題。隨此情形，利用車體材料的高強度化而達薄板化，俾使車體本身呈輕量化的動向正活躍中。然而，因為鋼板的高強度化會導致軋延性降低，即成形加工性降低。因而現況將期待合併具有高強度與高加工性的材料開發。
再者，當將高強度鋼板成形加工為如汽車零件之類的複雜形狀時，在撐壓部位或伸緣成形部位會發生斷裂或頸縮的大問題。所以，亦需要能克服斷裂與頸縮發生問題之兼顧高軋延性與高擴孔性的高強度鋼板。
針對高強度鋼板的成形性提升，截至目前已有開發出肥粒鐵-麻田散鐵二相鋼(Dual-Phase鋼)、或利用殘留沃斯田鐵的變態致塑性(Transformation Induced Plasticity)的TRIP鋼等各種複合組織型高強度熔融鍍鋅鋼板。
例如專利文獻1~4有提案藉由規定化學成分，並在肥粒鐵、變韌鐵及麻田散鐵的3相組織中，規定變韌鐵與麻田散鐵的面積率、以及麻田散鐵的平均直徑，而獲得伸緣成形性優異的鋼板。
再者，專利文獻5、6有提案藉由規定化學成分與熱處理條件，而獲得軋延性優異的鋼板。
再者，就鋼板在提升實際使用時的防銹能力目的下，有對表面施行鍍鋅的情況。此情況下，為能確保衝壓性、點熔接性及塗料密接性，大多使用經鍍敷後再施行熱處理而使鋼板的Fe擴散於鍍敷層中的合金化熔融鍍鋅。相關此種熔融鍍鋅鋼板的提案，例如專利文獻7有提案藉由規定化學成分、與肥粒鐵‧殘留沃斯田鐵的體積分率及鍍敷層，而獲得成形性與擴孔性均優異的高強度熔融鍍鋅鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板、暨其製造方法。
 先行技術文獻
專利文獻1：日本專利特公平4-24418號公報
專利文獻2：日本專利特公平5-72460號公報
專利文獻3：日本專利特公平5-72461號公報
專利文獻4：日本專利特公平5-72462號公報
專利文獻5：日本專利特公平6-70246號公報
專利文獻6：日本專利特公平6-70247號公報
專利文獻7：日本專利特開2007-211280號公報
然而，專利文獻1~4的擴孔性雖優異，但軋延性卻嫌不足。專利文獻5、6的軋延性雖優異，但並未考慮到擴孔性。專利文獻7的軋延性雖優異，但擴孔性卻嫌不足。
本發明係有鑑於該等實情，目的在於提供具有590MPa以上的TS，且加工性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。
本發明者等針對為能獲得具有590MPa以上的TS，且加工性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，而深入進行鑽研。從為能獲得加工性(具體係軋延性與擴孔性)優異之高強度複合組織鋼板的鋼板微觀組織與化學成分觀點進行深入鑽研。結果，發明出：藉由Si的積極添加而提升軋延性，以及將鋼板組織形成肥粒鐵相、變韌鐵相及麻田散鐵的複合組織(亦涵蓋殘留沃斯田鐵等)，且藉由控制各相的面積率而提升擴孔性，藉此不僅能確保軋延性優異，且可確保充分擴孔性的鋼板。所以，可達習知較困難的軋延性與擴孔性兼顧。
再者，除上述發現之外，亦發現藉由規定殘留沃斯田鐵相的量與其平均結晶粒徑、存在位置及縱橫比，如此不僅將提升軋延性、擴孔性，就連深拉抽性亦會提升。
本發明係根據以上發現而完成，主旨如以下。
[1]一種加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，係由成分組成依質量%計，含有：C：0.05%以上、0.3%以下、Si：0.7%以上、2.7%以下、Mn：0.5%以上、2.8%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.1%以下、N：0.008%以下，其餘則為鐵及不可避免的雜質構成，而組織係依面積率計，具有：30%以上90%以下的肥粒鐵相、3%以上30%以下的變韌鐵相、及5%以上40%以下的麻田散鐵相，且上述麻田散鐵相中，縱橫比3以上的麻田散鐵相係存在30%以上。
[2]如上述[1]的加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板中，更進一步依體積率計具有2%以上的殘留沃斯田鐵相，且該殘留沃斯田鐵相的平均結晶粒徑係2.0μm以下。
[3]如上述[1]或[2]的加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板中，更進一步在上述殘留沃斯田鐵相中，變韌鐵相所鄰接存在的殘留沃斯田鐵相係60%以上，且縱橫比3以上的殘留沃斯田鐵相係存在30%以上。
[4]如上述[1]~[3]項中任一項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，更進一步，成分組成係含有依質量%計，從Cr：0.05%以上、1.2%以下、V：0.005%以上、1.0%以下、Mo：0.005%以上、0.5%以下中選擇至少1種的元素。
[5]如上述[1]~[4]項中任一項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，更進一步，成分組成係含有依質量%計，從Ti：0.01%以上、0.1%以下、Nb：0.01%以上、0.1%以下、B：0.0003%以上、0.0050%以下、Ni：0.05%以上、2.0%以下、Cu：0.05%以上、2.0%以下中選擇至少1種的元素。
[6]如上述[1]~[5]項中任一項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，更進一步，成分組成係含有依質量%計，Ca：0.001%以上、0.005%以下、REM：0.001%以上、0.005%以下中選擇至少1種的元素。
[7]如上述[1]~[6]項中任一項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅係合金化鍍鋅。
[8]一種加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係將具有上述[1]、[4]、[5]、[6]項中任一項所記載成分組成的鋼坯，施行熱軋、酸洗、冷軋後，依8℃/s以上的平均加熱速度加熱至650℃以上的溫度區域，再於700~940℃溫度區域中保持15~600s，接著，依10~200℃/s的平均冷卻速度冷卻至350~500℃溫度區域，再於該350~500℃溫度區域中保持30~300s，接著，再施行熔融鍍鋅。
[9]如上述[8]之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中，經施行熔融鍍鋅後，再施行鍍鋅的合金化處理。
另外，本說明書中，表示鋼成分的「%」，全部均屬「質量%」。此外，本發明中，所謂「高強度熔融鍍鋅鋼板」係指拉伸強度TS達590MPa以上的熔融鍍鋅鋼板。
再者，本發明中，不管有無施行合金化處理，舉凡依照熔融鍍鋅方法在鋼板上施行鋅鍍敷的鋼板，均統稱為「熔融鍍鋅鋼板」。即，本發明中所謂「熔融鍍鋅鋼板」係涵蓋未施行合金化處理的熔融鍍鋅鋼板(簡稱「GI鋼板」)、有施行合金化處理的合金化熔融鍍鋅鋼板(簡稱「GA鋼板」)等任一者。
以下，針對本發明的詳細內容進行說明。
一般，已知肥粒鐵與硬質麻田散鐵相的二相構造，雖能確保軋延性，但因為肥粒鐵與麻田散鐵的硬度差較大，因而無法獲得充分的擴孔性。所以，藉由以肥粒鐵為主相，並將硬質第二相設為含有碳化物的變韌鐵或珠粒鐵，便可抑制硬度差，俾達伸緣成形性的確保。但是，此情況卻有無法確保充分軋延性的問題。
緣是，本發明者針對如上述的組織分率與機械特性的關係進行檢討，更著眼於在不需要特別設備的情況下，認為能最安定製造之由肥粒鐵相、變韌鐵相及麻田散鐵相構成的複合組織(亦涵蓋殘留沃斯田鐵等)的特性提升可能性進行詳細研究。
結果，在促進肥粒鐵相的固熔強化與肥粒鐵相的加工硬化之目的下，藉由積極添加Si，而造成肥粒鐵相、變韌鐵相及麻田散鐵相的複合組織，並將該複合組織的面積分率適當化，便可減少異相界面的硬度差，可兼顧高軋延性與高擴孔性。此外，因為肥粒鐵相晶界中所存在的第二相會促進龜裂傳播，因而藉由控制著肥粒鐵相粒內所存在麻田散鐵相、變韌鐵相、及殘留沃斯田鐵相的比例，便可達更進一步提升擴孔性。以上便屬完成本發明的技術特徵。所以，本發明的特徵在於：成分組成係以Si：0.7%以上、2.7%以下為中心進行規定，組織係依面積率計，具有：30%以上、90%以下的肥粒鐵相、3%以上、30%以下的變韌鐵相、及5%以上、40%以下的麻田散鐵相，且上述麻田散鐵相內，縱橫比3以上的麻田散鐵相係存在30%以上。
1)首先，針對成分組成進行說明。
C：0.05%以上、0.3%以下
C係屬於沃斯田鐵生成元素，將組織複合化而提升強度與軋延性的主要元素。若C量未滿0.05%，便較難確保必要的變韌鐵相與麻田散鐵相。反之，若C量過剩添加超過0.3%，熔接部及熱影響部的硬化明顯，熔接部的機械特性劣化。所以，C設定為0.05%以上、0.3%以下。較佳0.05~0.25%。
Si：0.7%以上、2.7%以下
Si係屬於肥粒鐵相生成元素，且亦屬於固熔強化的有效元素。而，為能確保強度與軋延性的均衡改善、及肥粒鐵相的硬度確保，必需添加達0.7%以上。然而，Si的過剩添加，會因紅色結垢等的產生，而引發表面性狀劣化、鍍敷附著/密接性的劣化。所以，Si設定為0.7%以上、2.7%以下。較佳1.0%以上、2.5%以下。
Mn：0.5%以上、2.8%以下
Mn係鋼強化的有效元素。且，屬於使沃斯田鐵安定化的元素，亦屬於第二相分率調整的必要元素。所以，Mn必需添加達0.5%以上。另一方面，若Mn過剩添加超過2.8%，第二相分率便會過大而較難確保肥粒鐵分率。所以，將Mn設定為0.5%以上、2.8%以下。較佳1.6%以上、2.4%以下。
P：0.1%以下
P係鋼強化的有效元素，但若過剩添加超過0.1%，便會因晶界偏析而引發脆化，導致耐衝擊性劣化。且，若超過0.1%，合金化速度便會大幅延遲。所以，將P設定為0.1%以下。
S：0.01%以下
S將成為MnS等夾雜物，而成為耐衝擊性劣化與沿熔接部金屬流(metal flow)發生裂痕的肇因，因而最好盡量減少，就從製造成本的觀點，S設定在0.01%以下。
A1：0.1%以下
A1的過剩添加會使製鋼時的鋼坯品質劣化。所以，A1設定為0.1%以下。
N：0.008%以下
N係屬於使鋼的抗老化性出現最大劣化的元素，越少越好，若超過0.008%，抗老化性的劣化趨於明顯。所以，將N量設定在0.008%以下。其餘為Fe及不可避免的雜質。但，除該等成分元素之外，視需要尚可添加以下的合金元素。
Cr：0.05%以上、1.2%以下、V：0.005%以上、1.0%以下、Mo：0.005%以上、0.5%以下
Cr、V、Mo係具有從退火溫度進行冷卻時抑制珠粒鐵生成的作用，因而可視需要添加。該效果係Cr：0.05%以上、V：0.005%以上、Mo：0.005%以上便可獲得。然而，若分別超過Cr：1.2%、V：1.0%、Mo：0.5%呈過剩添加，便會因第二相分率過大而發生強度明顯上升等顧慮。且，亦會成為成本增加的肇因。所以，添加該等元素的情況，添加量便分別設定為Cr：1.2%以下、V：1.0%以下、Mo：0.5%以下。
再者，更可含有從下述Ti、Nb、B、Ni、Cu中選擇1種以上的元素。
Ti：0.01%以上、0.1%以下、Nb：0.01%以上、0.1%以下
Ti、Nb係有效於鋼的析出強化，其效果係分別0.01%以上便可獲得，若在本發明所規定範圍內，亦無妨使用於鋼的強化。但是，若超過0.1%，加工性及形狀凍結性便會降低。且，亦會成為成本增加的肇因。所以，當添加Ti、Nb時，添加量分別設為Ti：0.01%以上、0.1%以下、Nb：0.01%以上、0.1%以下。
B：0.0003%以上、0.0050%以下
B係具有抑制從沃斯田鐵晶界生成/成長出肥粒鐵的作用，因而可視需要添加。該效果係達0.0003%以上便可獲得。但是，若超過0.0050%，加工性便會降低。且，亦會成為成本增加的肇因。所以，有添加B時便設為0.0003%以上、0.0050%以下。
Ni：0.05%以上、2.0%以下、Cu：0.05%以上、2.0%以下
Ni、Cu係鋼強化的有效元素，若在本發明所規定範圍內，亦無妨使用於鋼的強化。且，可促進內部氧化俾提升鍍敷密接性。為能獲得該等效果分別必需設定在0.05%以上。但是，Ni、Cu均係若添加超過2.0%，便會導致鋼板加工性降低。且，亦會成為成本增加的肇因。所以，添加Ni、Cu時，添加量分別設定為0.05%以上、2.0%以下。
Ca：0.001%以上、0.005%以下、REM：0.001%以上、0.005%以下
Ca及REM係為將硫化物形狀形成球狀化，俾改善硫化物對伸緣成形性所造成不良影響的有效元素。為能獲得該效果分別需要0.001%以上。然而，若過剩添加便會引發夾雜物等的增加，導致引發表面及內部缺陷等情況。所以，當添加Ca、REM的情況，添加量分別設為0.001%以上、0.005%以下。
2)其次，針對微觀組織進行說明。
肥粒鐵相面積率：30%以上、90%以下
為能確保良好的軋延性，肥粒鐵相係依面積率計必需達30%以上。另一方面，為確保強度，軟質肥粒鐵相必需設定在90%以下。
變韌鐵相面積率：3%以上、30%以下
為能確保良好的擴孔性，能緩衝肥粒鐵相與麻田散鐵相間之硬度差的變韌鐵相，依面積率計必需達3%以上。另一方面，為能確保良好軋延性，變韌鐵相將設定在30%以下。
麻田散鐵相面積率：5%以上、40%以下
為能達強度確保及肥粒鐵相的加工效果促進，麻田散鐵相依面積率計必需達5%以上。且，為能確保軋延性與擴孔性，麻田散鐵相設定在40%以下。
麻田散鐵相內，縱橫比3以上的麻田散鐵相存在達30%以上
此處所謂「縱橫比3以上的麻田散鐵相」，係指在350~500℃溫度區域中保持30~300s，在經熔融鍍鋅後的冷卻過程中所生成物。若將該麻田散鐵相依形態進行分類，可分類為縱橫比未滿3的塊狀麻田散鐵相、與縱橫比3以上的針狀及板狀麻田散鐵相。相較於縱橫比未滿3的塊狀麻田散鐵相，在縱橫比3以上的針狀及板狀麻田散鐵相附近將存在較多的變韌鐵相，該變韌鐵相會成為降低針狀及板狀麻田散鐵相、與肥粒鐵相間之硬度差的緩衝材，藉此便提升擴孔性。
另外，本發明中所謂「肥粒鐵相、變韌鐵相及麻田散鐵相的面積率」，係指在觀察面積中所佔的各相面積比例。而，上述各面積率及麻田散鐵相的縱橫比(長邊/短邊)，以及上述麻田散鐵相內，縱橫比3以上的麻田散鐵相面積率，係將鋼板軋延方向的平行板厚截面施行研磨後，再利用3%Nital進行腐蝕，並使用SEM(掃描式電子顯微鏡)依2000倍率進行10視野觀察，且利用Media Cybernetics公司的Image-Pro便可求得。
殘留沃斯田鐵相體積率：2%以上
為能確保良好的軋延性、深拉抽性，殘留沃斯田鐵相較佳依體積率計達2%以上。
殘留沃斯田鐵相平均結晶粒徑：2.0μm以下
若殘留沃斯田鐵相的平均結晶粒徑超過2.0μm時，殘留沃斯田鐵相的晶界面積(異相界面量)會增加，即硬度差較大的界面量會增加，因而導致擴孔性降低。所以，為能確保更良好的擴孔性，最好殘留沃斯田鐵相的平均結晶粒徑係在2.0μm以下。
殘留沃斯田鐵相內，變韌鐵相所鄰接存在的殘留沃斯田鐵相達60%以上
變韌鐵相係較硬質殘留沃斯田鐵相或麻田散鐵相更柔軟，但較軟質肥粒鐵相更硬，因而具有中間相(緩衝材)的效果，能緩和異相間(硬質殘留沃斯田鐵相或麻田散鐵相、與軟質肥粒鐵相)的硬度差，俾提升擴孔性。為能確保良好擴孔性，最好在殘留沃斯田鐵相內，將變韌鐵相所鄰接存在的殘留沃斯田鐵相設定為60%以上。
殘留沃斯田鐵相內，縱橫比3以上的殘留沃斯田鐵相達30%以上
此處所謂「縱橫比3以上的殘留沃斯田鐵相」，係指在藉由在350~500℃溫度區域中保持30~300s，而促進變韌鐵變態，使碳朝未變態沃斯田鐵側進行擴散，而生成固熔碳量較多的殘留沃斯田鐵相。固熔碳量較多的殘留沃斯田鐵相係安定性較高，該殘留沃斯田鐵相的比例越高，越能提升軋延性、深拉抽性。此外，若將該殘留沃斯田鐵相依形態進行分類，便可分類為縱橫比未滿3的塊狀殘留沃斯田鐵、與縱橫比3以上的針狀及板狀殘留沃斯田鐵。相較於縱橫比未滿3的塊狀殘留沃斯田鐵之下，在縱橫比3以上的針狀及板狀殘留沃斯田鐵附近會存在較多的變韌鐵相。該變韌鐵相將成為能減少針狀及板狀殘留沃斯田鐵、與肥粒鐵間之硬度差的緩衝材，因而將提升擴孔性。所以，為能確保良好的擴孔性，在殘留沃斯田鐵相內，最好將縱橫比3以上的殘留沃斯田鐵相設為30%以上。
另外，殘留沃斯田鐵相體積率係將鋼板研磨至板厚方向的1/4面，從該板厚1/4面的繞射X射線強度便可求得。入射X射線係使用MoKα線，針對殘留沃斯田鐵相之{111}、{200}、{220}、{311}面、與肥粒鐵相之{110}、{200}、{211}面的尖峰積分強度所有組合，求取強度比，並將該等的平均值視為「殘留沃斯田鐵的體積率」。
殘留沃斯田鐵相的平均結晶粒徑係使用TEM(穿透式電子顯微鏡)，觀察10個以上的殘留沃斯田鐵相，便將其結晶粒徑進行平均便可求得。
變韌鐵所鄰接存在的殘留沃斯田鐵相、與縱橫比3以上的殘留沃斯田鐵相之比例，係對鋼板平行於軋延方向的板厚截面進行研磨後，再利用3%Nital進行腐蝕，使用SEM(掃描式電子顯微鏡)依2000倍率觀察10視野，並使用Media Cybernetics公司的Image-Pro，求取面積率。依照上述方法求取面積率，並將該數值直接視為「體積率」。此時，殘留沃斯田鐵相與麻田散鐵相係當利用Nital腐蝕液施行蝕刻後再進行SEM觀察時，均屬觀察到白色第2相並無法區分，因而施行200℃×2h的熱處理並僅對麻田散鐵施行回火，藉此便可區分二者。
除肥粒鐵相、麻田散鐵相、變韌鐵相及殘留沃斯田鐵相之外，尚可含有珠粒鐵相、碳化鐵體等碳化物。此情況，從伸緣成形性的觀點，珠粒鐵相的面積率最好在3%以下。
3)其次，針對製造條件進行說明。
本發明的高強度熔融鍍鋅鋼板係藉由將具有上述成分組成的鋼板施行熱軋、酸洗、冷軋後，再依8℃/s以上的平均加熱速度加熱至650℃以上的溫度區域，並在700~940℃溫度區域中保持15~600s，接著，依10~200℃/s的平均冷卻速度冷卻至350~500℃溫度區域，並在該350~500℃溫度區域中保持30~300s，接著，施行熔融鍍鋅的方法便可進行製造。以下，進行詳細說明。
具有上述成分組成的鋼，係利用通常公知的步驟進行熔製後，經分塊或連續鑄造而形成鋼坯，再經熱軋而形成熱軋寬幅帶鋼。當施行熱軋之際，最好將鋼坯加熱至1100~1300℃，將完工修整溫度設為850℃以上並施行熱軋，再依400~750℃捲取成鋼帶。若捲取溫度超過750℃，熱軋板中的碳化物會粗大化，此種經粗大化的碳化物在冷延後進行短時間退火時，不會熔於均熱中，因而會有無法獲得必要強度的情況。
然後，利用通常公知方法施行酸洗、脫脂等預備處理後便施行冷軋。施行冷軋之際，最好依30%以上的冷軋軋延率施行冷軋。若冷軋軋延率偏低，便無法促進肥粒鐵相的再結晶，會有未再結晶肥粒鐵相殘存，導致有軋延性與擴孔性降低的情況。
依8℃/s以上的平均加熱速度加熱至650℃以上的溫度區域
若加熱的溫度區域未滿650℃，便無法生成細微且均勻分散的沃斯田鐵相，將無法獲得在最終組織的麻田散鐵相內，存在縱橫比3以上的麻田散鐵相面積率達30%以上之組織，導致無法獲得必要的擴孔性。此外，若平均加熱速度未滿8℃/s，便需要較通常更長的爐，而或消耗較多的能量，且亦會引發成本增加與生產效率惡化的情形。加熱爐最好使用DFF(Direct Fired Furnace)。理由係藉由利用DFF施行急速加熱而形成內部氧化層，便可防止Si、Mn等氧化物朝鋼板最表層形成濃化，俾可確保良好鍍敷性。
在700~940℃溫度區域中保持15~600s
本發明中，在700~940℃溫度區域中，具體而言，在沃斯田鐵單相域、或沃斯田鐵相與肥粒鐵相的2相域中，施行15~600秒鐘的退火(保持)。若退火溫度未滿700℃、或保持(退火)時間未滿15s時，便會有鋼板中的硬質碳化鐵體尚未充分熔解的情況發生，或者肥粒鐵相再結晶尚未完成，導致無法獲得目標組織，造成強度不足的情況發生。反之，若退火溫度超過940℃，沃斯田鐵粒的成長明顯，會引發依後續冷卻所生成源自第二相的肥粒鐵相核生成蕊減少情形。且，若保持(退火)時間超過600s，沃斯田鐵便會粗大化，且會有消耗較多能量同時引發成本增加的情形。
依10~200℃/s平均冷卻速度冷卻至350~500℃溫度區域
此項急冷在本發明中係屬於重要要件之一。藉由急冷至變韌鐵相生成溫度區域的350~500℃溫度區域，便可抑制在冷卻途中從沃斯田鐵生成碳化鐵體、珠粒鐵，並提高變韌鐵變態的驅動力。若平均冷卻速度未滿10℃/s，便會析出珠粒鐵等，導致軋延性降低。若平均冷卻速度超過200℃/s，則肥粒鐵相的析出嫌不足，無法獲得在肥粒鐵相質底中均勻且細微分散著第二相的組織，導致擴孔性降低。此外，亦會關聯到鋼板形狀的惡化。
在350~500℃溫度區域下保持30~300s
在該溫度區域中的保持係屬於本發明重要要件之一。若保持溫度未滿350℃或超過500℃，以及保持時間未滿30s時，便不會促進變韌鐵變態，無法獲得在最終組織的麻田散鐵相內，縱橫比3以上的麻田散鐵相面積率存在30%以上的組織，導致無法獲得必要的擴孔性。且，因為會成為肥粒鐵相與麻田散鐵相的二相組織，因而二相的硬度差會變大，導致無法獲得必要的擴孔性。另外，若保持時間超過300s，第二相會變多導致出現變韌鐵化，造成麻田散鐵相面積率未滿5%，而較難確保強度。
熔融鍍鋅處理
在提升實際使用時的防銹能力目的下，將對鋼板表面施行熔融鍍鋅處理。當施行熔融鍍鋅處理時，將鋼板浸入於通常浴溫的鍍浴中而實施，並利用氣刷法等調整附著量。施行鍍浴溫之際並無必要限定條件，但最好設定在450~500℃範圍內。
為能確保衝壓性、點熔接性及塗料密接性，大多使用在鍍敷後施行熱處理，而使鋼板的Fe擴散於鍍敷層中的合金化熔融鍍鋅。
另外，本發明製造方法的一連串熱處理中，在隸屬上述溫度範圍內的前提下，並非一定要保持溫度，且即使冷卻速度在冷卻中產生變化時，只要在所規定的範圍內，便不會損及本發明主旨。此外，若仍滿足熱經歷的話，鋼板亦可未利用任何設備施行熱處理。在熱處理後為進行形狀矯正，對本發明鋼板施行調質軋延亦涵蓋於本發明範圍內。另外，本發明中，假設鋼素材經由通常的製鋼、鑄造、熱延等各步驟進行製造的情況，但例如利用薄板鑄造等在省略熱延步驟其中一部分或全部均省略的情況下進行製造亦可。
[實施例]
將由表1所示成分組成的鋼利用真空熔解爐進行熔製，經粗軋為板厚35mm後，施行1100~1300℃×1h加熱保持，再依精軋溫度850℃以上軋延至板厚約4.0mm，接著，在400~750℃下保持1h後，施行爐中冷卻。
接著，將所獲得熱軋板施行酸洗後，施行冷軋至板厚1.2mm。
接著，依表2所示製造條件，將依上述所獲得冷延鋼板施行加熱、保持、冷卻、保持後，再施行熔融鍍鋅處理便獲得GI鋼板。另外，相關其中一部分施行熔融鍍鋅處理後，更施行追加470~600℃熱處理的合金化熔融鍍鋅處理而獲得GA鋼板。
針對依以上所獲得熔融鍍鋅鋼板(GI鋼板、GA鋼板)，調查截面微觀組織、拉伸特性、伸緣成形性及深拉抽性。
＜截面微觀組織＞
另外，鋼板的截面微觀組織係利用3%Nital溶液(3%硝酸＋乙醇)而顯出組織，並利用掃描式電子顯微鏡配合組織粗細度，依1000~3000倍的適當倍率拍攝深度方向板厚1/4位置處，並使用市售影像解析軟體的Media Cybernetics公司Image-Pro，定量計算出肥粒鐵相、變韌鐵相、麻田散鐵相的面積率。
殘留沃斯田鐵相的體積率係將鋼板研磨至板厚方向的1/4面，並從該板厚1/4面的繞射X射線強度進行求取。入射X射線係使用Mokα線，針對殘留沃斯田鐵相的{111}、{200}、{220}、{311}面、與肥粒鐵相的{110}、{200}、{211}面之尖峰積分強度所有組合求取強度比，並將該等的平均值視為殘留沃斯田鐵相的體積率。
殘留沃斯田鐵相的平均結晶粒徑係使用穿透式電子顯微鏡，求取任意選擇粒子的殘留沃斯田鐵面積，將換算為正方形時的1片長度視為該粒子的結晶粒徑，並針對10個粒子進行求取，且將平均值視為該鋼的殘留沃斯田鐵相平均結晶粒徑。
＜拉伸特性＞
施行拉伸試驗，並測定TS(拉伸強度)、El(總伸長率)。
拉伸試驗係針對加工為JIS5號試驗片的試驗片，根據JIS Z2241實施。另外，本發明中，將依拉伸強度590MPa級為E1≧28(%)、依拉伸強度780MPa級為El≧21(%)、依拉伸強度980MPa級為El≧15(%)的情況，判定屬「良好」。
＜伸緣成形性＞
伸緣成形性係根據日本鋼鐵聯盟規格JFST1001實施。將所獲得各鋼板裁剪為100mm×100mm後，再依空隙12%沖孔出直徑10mm孔之後，便使用內徑75mm模具，在依皺摺壓住力9ton按押狀態下，將60°圓錐沖頭擠入孔中，並測定龜裂發生極限時的孔直徑，再從下式求取極限擴孔率λ(%)，從該極限擴孔率的值施行伸緣成形性的評估。
極限擴孔率λ(%)={(Df -Do )/Do }×100
其中，Df係指龜裂發生時的孔徑(mm)，Do 係指初期孔徑(mm)。
另外，本發明中，將依拉伸強度590MPa級為λ≧70(%)、依780MPa級為λ≧60(%)、依980MPa級為λ≧50(%)，判定屬「良好」。
＜r值的說明＞
r值係從冷延退火板，朝L方向(軋延方向)、D方向(與軋延方向成45°的方向)、及C方向(與軋延方向成90°的方向)，分別切取JISZ2201的5號試驗片，並根據JISZ2254的規定分別求取各自的rL 、rD 、rC ，並依下式(1)計算出r值。
＜深拉抽性＞
深拉抽成形試驗係依圓筒拉抽試驗實施，並利用極限引伸比(LDR)進行深拉抽性的評估。圓筒深拉抽試驗條件係試驗使用直徑33mmψ的圓筒衝頭，並使用模具徑：36.6mm的模具。試驗係依皺摺壓住力：1ton、成形速度1mm/s實施。因為依照鍍敷狀態等因素會改變表面的滑動狀態，因而為使表面滑動狀態不會影響及試驗，便在樣品與模具間設置聚乙烯片，俾依高潤滑條件施行試驗。使胚料直徑依1mm間距進行變化，將尚未破裂仍保持抽出狀的胚料直徑D與衝頭徑d之比(D/d)視為LDR。由以上所獲得的結果，如表3所示。
得知本發明例的高強度熔融鍍鋅鋼板均屬TS達590MPa以上，延伸及伸緣成形性均優異。且，TS×E1≧16000MPa‧%，強度與軋延性的均衡亦高，屬於加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板。
再者，殘留沃斯田鐵相的體積率、平均結晶粒徑等均在本發明範圍內的鋼，LDR達2.09以上，亦顯示出優異的深拉抽性。另一方面，比較例則強度、延伸、或伸緣成形性中任一項以上屬較差劣。
 (產業上之可利用性)
根據本發明，可獲得具有590MPa以上的TS，且加工性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板。若將本發明的鋼板適用於汽車構造構件，便可因車體輕量化而達燃油效率改善。產業上的利用價值非常大。

Claims (11)

  1. 一種加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵係由成分組成依質量%計含有C：0.05%以上0.3%以下、Si：0.7%以上2.7%以下、Mn：0.5%以上2.8%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.1%以下、N：0.008%以下，其餘則為鐵及不可避免的雜質所構成；組織係依面積率計，具有30%以上90%以下的肥粒鐵相、3%以上30%以下的變韌鐵相、及5%以上40%以下的麻田散鐵相，並依體積率計具有2%以上的殘留沃斯田鐵相，且上述麻田散鐵相中，縱橫比3以上的麻田散鐵相係存在30%以上；該殘留沃斯田鐵相的平均結晶粒徑係2.0μm以下；在上述殘留沃斯田鐵相中，變韌鐵相所鄰接存在的殘留沃斯田鐵相係60%以上，且縱橫比3以上的殘留沃斯田鐵相係存在30%以上。
  2. 如申請專利範圍第1項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，更進一步，成分組成係依質量%計含有從Cr：0.05%以上1.2%以下、V：0.005%以上1.0%以下、Mo：0.005%以上0.5%以下中選擇至少1種的元素。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，更進一步，成分組成係依質量%計含有從Ti：0.01%以上0.1%以下、Nb：0.01%以上0.1%以下、B：0.0003%以上0.0050%以下、Ni：0.05%以上2.0%以下、Cu： 0.05%以上2.0%以下中選擇至少1種的元素。
  4. 如申請專利範圍第1或2項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，更進一步，成分組成係依質量%計含有Ca：0.001%以上0.005%以下、REM：0.001%以上0.005%以下中選擇至少1種的元素。
  5. 如申請專利範圍第3項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，更進一步，成分組成係依質量%計含有Ca：0.001%以上0.005%以下、REM：0.001%以上0.005%以下中選擇至少1種的元素。
  6. 如申請專利範圍第1或2項之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅係合金化鍍鋅。
  7. 如申請專利範圍第3項之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅係合金化鍍鋅。
  8. 如申請專利範圍第4項之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅係合金化鍍鋅。
  9. 如申請專利範圍第5項之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅係合金化鍍鋅。
  10. 一種加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係將具有申請專利範圍第1至5項中任一項之成分組成的鋼坯，施行熱軋、酸洗、冷軋後，依8℃/s以上的平均加熱速度加熱至650℃以上的溫度區域，再於700~940℃之溫度區域中保持15~600s，接著，依10~200℃/s的平均冷卻速度 冷卻至350~500℃之溫度區域，再於該350~500℃之溫度區域中保持30~300s，接著，施行熔融鍍鋅。
  11. 如申請專利範圍第10項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中，施行熔融鍍鋅後，再施行鍍鋅的合金化處理。
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