TWI409343B - 成形性優異之高強度冷軋鋼板及高強度熔融鍍鋅鋼板暨其等之製造方法 - Google Patents

成形性優異之高強度冷軋鋼板及高強度熔融鍍鋅鋼板暨其等之製造方法 Download PDF

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Description

成形性優異之高強度冷軋鋼板及高強度熔融鍍鋅鋼板暨其等之製造方法
本發明係關於主要適合汽車之構造構件的成形性優異之高強度冷軋鋼板與高強度熔融鍍鋅鋼板，尤其是具有1180MPa以上之拉伸強度TS，且擴孔性與彎曲性等成形性優異之高強度冷軋鋼板及高強度熔融鍍鋅鋼板以及該等之製造方法。
近年來，為了確保衝撞時乘客之安全性與利用車體輕量化而進行燃料費改善等目的，TS在780MPa以上且板厚薄的高強度鋼板對於汽車構造構件之應用係積極進展。尤其，最近具有1180MPa等級以上之TS的強度極高之高強度鋼板之應用亦被探討。
然而，一般而言，鋼板之高強度化會帶來鋼板之擴孔性或彎曲性等之降低，因此，兼具高強度與優異成形性之高強度冷軋鋼板與額外再被賦予耐蝕性之高強度熔融鍍鋅鋼板係受到期盼。
對於此種期望，例如於專利文獻1中提案有一種TS在800MPa以上之成形性及鍍敷密著性優異之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，其係於以質量%計含有C：0.04~0.1%、Si：0.4~2.0%、Mn：1.5~3.0%、B：0.0005~0.005%、P≦0.1%、4N<Ti≦0.05%、Nb≦0.1%，殘餘部分為Fe及不可避免之雜質所構成之鋼板表層上，具有合金化鍍鋅層，而合金化鍍鋅層中之Fe%為5~25%，且鋼板之組織為肥粒鐵相與麻田散鐵相之混合組織。專利文獻2中提案有一種成形性良好的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，其係於以質量%計含有C：0.05~0.15%、Si：0.3~1.5%、Mn：1.5~2.8%、P：0.03%以下、S：0.02%以下、Al：0.005~0.5%、N：0.0060%以下，殘餘部分為Fe及不可避免之雜質所構成，並進一步滿足(Mn%)/(C%)≧15且(Si%)/(C%)≧4，肥粒鐵相中以體積率計含有3~20%之麻田散鐵相與殘留沃斯田鐵相。專利文獻3中提案有一種擴孔性優異之低降伏比的高強度冷軋鋼板與高強度鍍敷鋼板，其係以質量%計含有C：0.04~0.14%、Si：0.4~2.2%、Mn：1.2~2.4%、P：0.02%以下、S：0.01%以下、Al：0.002~0.5%、Ti：0.005~0.1%、N：0.006%以下，進一步滿足(Ti%)/(S%)≧5，殘餘部分為Fe及不可避免之雜質所構成，麻田散鐵相與殘留沃斯田鐵相之體積率的合計為6%以上，且當將麻田散鐵相、殘留沃斯田鐵相及變韌鐵相之硬質相組織的體積率定為α%時，α≦50000×{(Ti%)/48+(Nb%)/93+(Mo%)/96+(V%)/51}。專利文獻4中提案有一種成形時之鍍敷密著性及延性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其係於以質量%計含有C：0.001~0.3%、Si：0.01~2.5%、Mn：0.01~3%、Al：0.001~4%，殘餘部分由Fe及不可避免之雜質所構成之鋼板的表面，具有以質量%計含有Al：0.001~0.5%、Mn：0.001~2%，而殘餘部分為Zn及不可避免之雜質所構成的鍍敷層之熔融鍍鋅鋼板；鋼之Si含有率：X質量%、鋼之Mn含有率：Y質量%、鋼之Al含有率：Z質量%、鍍敷層之Al含有率：A質量%、鍍敷層之Mn含有率：B質量%係滿足0≦3-(X+Y/10+Z/3)-12.5×(A-B)；鋼板之微組織係：以體積率計為70~97%的肥粒鐵主相及其平均粒徑在20μm以下，第2相係由以體積率計為3~30%之沃斯田鐵相及/或麻田散鐵相所構成，第2相之平均粒徑為10μm以下。
[專利文獻]
(專利文獻1)日本專利特開平9-13147號公報
(專利文獻2)日本專利特開平11-279691號公報
(專利文獻3)日本專利特開2002-69574號公報
(專利文獻4)日本專利特開2003-55751號公報
[非專利文獻]
(非專利文獻1)日本金屬學會會報「Materia」，第4卷，第4號(2007)p.251-258
然而，專利文獻1~4所記載之高強度冷軋鋼板或高強度熔融鍍鋅鋼板，若欲獲得1180MPa以上之TS，則並不一定可獲得優異之擴孔性與彎曲性等成形性。
本發明之目的在於提供具有1180MPa以上之TS，且擴孔性與彎曲性等成形性優異之高強度冷軋鋼板、高強度熔融鍍鋅鋼板以及該等之製造方法。
本發明人等針對具有1180MPa以上之TS，且擴孔性與彎曲性優異之高強度冷軋鋼板與高強度熔融鍍鋅鋼板進行深入檢討，發現以下事項。
i)在將成分組成最佳化以滿足特定關係之前提下，藉由作成含有肥粒鐵相與麻田散鐵相，麻田散鐵相佔組織整體之面積率為30%以上，(麻田散鐵相所佔之面積)/(肥粒鐵相所佔之面積)係超過0.45且未滿1.5，麻田散鐵相之平均粒徑為2μm以上之微組織，可達成1180MPa以上之TS及優異之擴孔性與彎曲性。
ii)此種微組織係以5℃/s以上之平均加熱速度加熱至Ac1 變態點以上之溫度區域後，加熱至視成分組成所決定之特定溫度區域，接著在Ac3 變態點以下之溫度區域中均熱30~500s，以3~30℃/s之平均冷卻速度冷卻至600℃以下之溫度區域的條件進行退火，或在相同條件下實施至均熱為止，然後以3~30℃/s之平均冷卻速度冷卻至600℃以下之溫度區域的條件進行退火後，進行熔融鍍鋅處理而可獲得。
本發明係根據此種發現而完成者，提供一種成形性優異之高強度冷軋鋼板，其特徵為，所具有之成分組成係以質量%計含有C：0.05~0.3%、Si：0.5~2.5%、Mn：1.5~3.5%、P：0.001~0.05%、S：0.0001~0.01%、Al：0.001~0.1%、N：0.0005~0.01%、Cr：1.5%以下(包含0%)，滿足下述式(1)及式(2)，而殘餘部分為Fe及不可避免之雜質所構成；且所具有之微組織係含有肥粒鐵相與麻田散鐵相，上述麻田散鐵相佔組織整體之面積率為30%以上，(上述麻田散鐵相所佔之面積)/(上述肥粒鐵相所佔之面積)係超過0.45且未滿1.5，上述麻田散鐵相之平均粒徑為2μm以上。
[C]1/2 ×([Mn]+0.6×[Cr])≧1-0.12×[Si]...(1)
550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]≧340...(2)
其中，C*=[C]/(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)，[M]表示元素M之含有量(質量%)，Cr含有量為0%時，[Cr]=0。
本發明之高強度冷軋鋼板中，(麻田散鐵相之硬度)/(肥粒鐵相之硬度)較佳為2.5以下。或者，粒徑為1μm以下之麻田散鐵相佔麻田散鐵相整體之面積率較佳為30%以下。
又，本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板中，較佳係以質量%計使Cr為0.01~1.5%。較佳係以質量%計含有Ti：0.0005~0.1%、B：0.0003~0.003%之中的至少1種元素。較佳係以質量%計含有Nb：0.0005~0.05%。較佳係以質量%計含有Ca：0.001~0.005%。較佳係以質量%計選自Mo：0.01~1.0%、Ni：0.01~2.0%、Cu：0.01~2.0%中之至少1種元素。其中，在含有Mo、Ni、Cu之情況，必須取代上述式(2)而滿足下述式(3)。
550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]-10×[Mo]-17×[Ni]-10×[Cu]≧340...(3)
其中，C*=[C]/(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)，[M]表示元素M之含有量(質量%)，Cr含有量為0%時，[Cr]=0。
本發明之高強度冷軋鋼板係例如將具有上述成分組成之鋼板，以5℃/s以上之平均加熱速度加熱至Ac1 變態點以上之溫度區域後，以未滿5℃/s之平均加熱速度加熱至(Ac3 變態點-T1×T2)℃以上之溫度區域，接著在Ac3 變態點以下之溫度區域中均熱30~500s，以3~30℃/s之平均冷卻速度冷卻至600℃以下之冷卻停止溫度，以此條件進行退火而製造。
其中，T1=160+19×[Si]-42×[Cr]，T2=0.26+0.03×[Si]+0.07×[Cr]，[M]表示元素M之含有量(質量%)，Cr含有量為0%時，[Cr]=0。
本發明之高強度冷軋鋼板之製造方法中，亦可在退火後、冷卻至室溫之前，於300~500℃之溫度區域中熱處理20~150s。
本發明亦提供一種成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵為，所具有之成分組成係以質量%計含有C：0.05~0.3%、Si：0.5~2.5%、Mn：1.5~3.5%、P：0.001~0.05%、S：0.0001~0.01%、Al：0.001~0.1%、N：0.0005~0.01%、Cr：1.5%以下(包含0%)，滿足上述式(1)及式(2)，而殘餘部分為Fe及不可避免之雜質所構成；且所具有之微組織係含有肥粒鐵相與麻田散鐵相，上述麻田散鐵相佔組織整體之面積率為30%以上，(上述麻田散鐵相所佔之面積)/(上述肥粒鐵相所佔之面積)係超過0.45且未滿1.5，上述麻田散鐵相之平均粒徑為2μm以上。
本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板中，(麻田散鐵相之硬度)/(肥粒鐵相之硬度)較佳為2.5以下。粒徑為1μm以下之麻田散鐵相佔麻田散鐵相整體之面積率較佳為30%以下。
又，本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板中，較佳係以質量%計使Cr為0.01~1.5%。較佳係以質量%計含有Ti：0.0005~0.1%、B：0.0003~0.003%之中的至少1種元素。較佳係以質量%計含有Nb：0.0005~0.05%。較佳係以質量%計含有Ca：0.001~0.005%。較佳係以質量%計選自Mo：0.01~1.0%、Ni：0.01~2.0%、Cu：0.01~2.0%中之至少1種元素。其中，在含有Mo、Ni、Cu之情況，必須取代上述式(2)而滿足上述式(3)。
本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板中，亦可使鍍鋅為合金化鍍鋅。
本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板，係例如將具有上述成分組成的鋼板，以5℃/s以上之平均加熱速度加熱至Ac1 變態點以上之溫度區域後，以未滿5℃/s之平均加熱速度加熱至(Ac3 變態點-T1×T2)℃以上之溫度區域，接著在Ac3 變態點以下之溫度區域中均熱30~500s，以3~30℃/s之平均冷卻速度冷卻至600℃以下之冷卻停止溫度，以此條件進行退火後，利用熔融鍍鋅處理方法而製造。其中，T1與T2之定義係如上所述。
本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法中，於退火後、熔融鍍鋅處理前，可於300~500℃之溫度區域中熱處理20~150s。亦可於熔融鍍鋅處理後，於450~600℃之溫度區域中進行鍍鋅之合金化處理。
根據本發明，可製造具有1180MPa以上之TS，且擴孔性與彎曲性等之成形性優異的高強度冷軋鋼板與高強度熔融鍍鋅鋼板。藉由將本發明之高強度冷軋鋼板與高強度熔融鍍鋅鋼板應用於汽車構造構件，可尋求更高的乘客安全性之確保與大幅的車體輕量化所帶來的燃料費改善。
以下詳細說明本發明。另外，表示成分元素含有量之「%」，在無特別標註之情況下係表示「質量%」。
1)成分組成
C：0.05~0.3%
C係將鋼強化時之重要元素，其具有高固溶強化能，且當利用麻田散鐵相所帶來之組織強化時，係調整其面積率與硬度所不可或缺之元素。若C量未滿0.05%，則難以獲得必要的面積率之麻田散鐵相，且麻田散鐵相不會硬質化，因此無法獲得充分之強度。另一方面，若C量超過0.3%，則熔接性劣化，且麻田散鐵相明顯硬化而導致成形性(尤其是擴孔性與彎曲性)之降低。因此，C量定為0.05~0.3%。
Si：0.5～2.5%
Si係本發明中極為重要之元素，當退火時會促進肥粒鐵變態，且將固溶C從肥粒鐵相排出至沃斯田鐵相而將肥粒鐵相清淨化，使延性提高，同時，在為了安定化沃斯田鐵相而難以予以急速冷卻之連續退火生產線或熔融鍍鋅生產線中進行退火之情況，亦會生成麻田散鐵相，以得複合組織化容易進行。尤其，在其冷卻過程中，利用固溶C往沃斯田鐵相之排出而將沃斯田鐵相安定化，並抑制珠粒鐵相或變韌鐵相之生成，以促進麻田散鐵相之生成。又，固溶於肥粒鐵相之Si可促進加工硬化而提升延性，並且改善應力集中之部位的應力傳播性，而提升擴孔性與彎曲性。此外，Si可將肥粒鐵相予以固溶強化，降低肥粒鐵相與麻田散鐵相之硬度差，抑制其界面之龜裂的生成而改善局部變形能力，對擴孔性與彎曲性之提升有幫助。為了獲得此種效果，必須將Si量定為0.5%以上。另一方面，若Si量超過2.5%，則變態點之上升顯著，不僅阻礙生產安定性，亦會使異常組織發達，降低成形性。因此，Si量係定為0.5~2.5%。
Mn：1.5~3.5%
Mn對於防止鋼之熱脆化以及確保強度係為有效，且可提升淬火性，使複合組織化容易進行。此外，於退火時使第2相之比例增加，減少未變態沃斯田鐵相中之C量，並使退火時之冷卻過程或熔融鍍鋅處理後之冷卻過程所生成之麻田散鐵相之自身回火容易發生，降低最終組織中的麻田散鐵相之硬度，抑制局部變形，對於擴孔性與彎曲性之提升有很大的幫助。為了獲得此種效果，Mn量必須為1.5%以上。另一方面，若Mn量超過3.5%，則偏析層之生成顯著，導致成形性之劣化。因此，Mn量係定為1.5~3.5%。
P：0.001~0.05%
P係可視所需強度而添加之元素。又，對於為了促進肥粒鐵變態而進行之複合組織化亦為有效元素。為了獲得此種效果，P量必須為0.001%以上。另一方面，若P量超過0.05%，則會導致熔接性之劣化，且在將鍍鋅進行合金化處理之情況，會使合金化速度降低，損害鍍鋅之品質。因此，P量係定為0.001~0.05%。
S：0.0001~0.01%
S係偏析至晶界，於進行熱加工時使鋼脆化，並且以硫化物之形態存在而降低局部變形能力，因此其量必須為0.01%以下，較佳為0.003%以下，更佳為0.001%以下。然而，受限於生產技術，S量必須在0.0001%以上。因此，S量定為0.0001~0.01%，較佳為0.0001~0.003%，更佳為0.0001~0.001%。
Al：0.001~0.1%
Al係使肥粒鐵相生成而提升強度-延性平衡之有效元素。為了獲得此種效果，Al量必須為0.001%以上。另一方面，若Al量超過0.1%，則會導致表面性狀之劣化。因此，Al量係定為0.001~0.1%。
N：0.0005~0.01%
N係使鋼之耐時效性劣化的元素。尤其，若N量超過0.01%，則耐時效性之劣化顯著。其量越少越好，但因受限於生產技術，N量必須為0.0005%以上。因此，N量係定為0.0005~0.01%。
Cr：1.5%以下(包含0%)
若Cr量超過1.5%，則會使第2相之比例變得過大，或生成過量的Cr碳化物，導致延性之降低。因此，Cr量係定為1.5%以下。又，Cr可減少未變態沃斯田鐵相中之C量，在退火時之冷卻過程或熔融鍍鋅處理後之冷卻過程中使麻田散鐵相之自身回火容易發生，降低最終組織中之麻田散鐵相之硬度，抑制局部變形並提升擴孔性與彎曲性，或藉由固溶於碳化物中而使碳化物之生成變得容易，於短時間內進行自身回火處理或在冷卻過程中使沃斯田鐵相容易變態為麻田散鐵相，而以充分的比例生成麻田散鐵相，因此其量較佳為0.01%以上。
式(1)：[C]1/2 ×([Mn]+0.6×[Cr])≧1-0.12×[Si]
為了獲得1180MPa以上之TS，必須以適當量添加對組織強化、固溶強化為有效之合金元素。又，為了達成充分之強度並獲得優異的成形性，必須適當抑制肥粒鐵相與麻田散鐵相之面積率，同時調整各相之形態。為此，C、Mn、Cr、Si之含有量之間必須滿足式(1)之關係。
圖1係表示[C]1/2 ×([Mn]+0.6×[Cr])-(1-0.12×[Si])與強度-延性平衡TS×El(El：伸長量)以及後述之擴孔率λ之關係。其係將C、Mn、Cr、Si添加量進行各種變化所得之板厚1.6mm的冷軋鋼板，以10℃/s之平均速度加熱至750℃，接著以1℃/s之加熱速度加熱至(Ac3 變態點-10)℃之溫度，並在此情況下均熱120s，以平均冷卻速度15℃/s冷卻至525℃後，於含有0.13%之Al的475℃之鍍鋅浴中浸漬3s，以525℃進行合金化處理，製作熔融鍍鋅鋼板，測定此熔融鍍鋅鋼板之TS×El以及λ，求出該等特性值與鋼之成分式[C]1/2 ×([Mn]+0.6×[Cr])-(1-0.12×[Si])之關係。由該圖可知，在滿足上述式(1)之條件下，TS×El以及λ可大幅提高。成形性之所以有如此顯著之提升，可認為係因在滿足式(1)之條件下，麻田散鐵相可適度發生自身回火，提升局部變形能力。
式(2)：550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]≧340，其中，C*=[C]/(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)
為了獲得具有1180MPa以上之TS的鋼板且具有優異之擴孔性與彎曲性，在適當控制肥粒鐵相與麻田散鐵相之面積率之前提下，進一步降低麻田散鐵相之硬度係為有效。為了尋求退火時之冷卻過程或熔融鍍鋅處理後之冷卻過程中麻田散鐵相之硬度的降低，必須減少未變態沃斯田鐵相中之C量，使Ms點上升而產生自身回火。Ms點若上升至C可擴散之高溫區域，則在冷卻過程中會與麻田散鐵變態一起發生自身回火。式(2)中，C*係本發明人等由各種實驗結果所求出之經驗式，其大致表示退火時冷卻過程中未變態沃斯田鐵相中之C量。將C*帶入表示Ms點之式中之C項所得之式(2)左邊的值為340以上之情況，於退火時之冷卻過程或熔融鍍鋅處理後之冷卻過程中，容易發生麻田散鐵相之自身回火，麻田散鐵相之硬度降低，因而使局部變形受到抑制，可提升擴孔性與彎曲性。
殘餘部分為Fe及不可避免之雜質，但因以下理由，較佳係含有Ti：0.0005~0.1%、B：0.0003~0.003%之中的至少1種元素，或Nb：0.0005~0.05%，或選自Mo：0.01~1.0%、Ni：0.01~2.0%、Cu：0.01~2.0%中之至少1種元素，或Ca：0.001~0.005%。唯，當含有Mo、Ni、Cu之情況，因與式(2)之情況同樣之理由，必須取代式(2)而滿足上述式(3)。
Ti：0.0005~0.1%、B：0.0003~0.003%
Ti係與C、S、N形成析出物，對強度及韌性之提升有效。又，同時含有Ti與B之情況，為了使N以TiN之形式析出，BN之析出受到抑制，可有效地表現出以下所說明之B的效果。為了獲得此種效果，Ti量必須在0.0005%以上。另一方面，Ti量若超過0.1%，則析出強化會過度作用，導致延性之降低。因此，Ti量係定為0.0005~0.1%。
B係藉由與Cr共存而幫助上述之Cr的效果，亦即使退火時第2相之比例增加，並且降低沃斯田鐵相之安定度，使退火時之冷卻過程或熔融鍍鋅處理後之冷卻過程中麻田散鐵變態進行，進而使自身回火容易進行。為了獲得此種效果，B量必須為0.0003%以上。另一方面，B量若超過0.003%，則會導致延性之降低。因此，B量係定為0.0003~0.003%。
Nb：0.0005~0.05%
Nb係藉由析出強化而將鋼強化，因此可視所需強度添加。為了獲得此種效果，Nb量必須添加0.0005%以上。Nb量若超過0.05%，則析出強化過度作用，導致延性之降低。因此，Nb量係定為0.0005~0.05%。
Mo：0.01~1.0%、Ni：0.01~2.0%、Cu：0.01~2.0%
Mo、Ni、Cu不僅扮演作為固溶強化元素之角色，於退火時之冷卻過程中，可將沃斯田鐵相安定化，使複合組織化容易進行。為了獲得此種效果，Mo量、Ni量、Cu量係分別為0.01%以上。另一方面，若Mo量超過1.0%、Ni量超過2.0%、Cu量超過2.0%，則鍍敷性、成形性、點熔接性會劣化。因此，Mo量係定為0.01~1.0%、Ni量係定為0.01~2.0%、Cu量係定為0.01~2.0%。
Ca：0.001~0.005%
Ca係使S以CaS形式析出，具有抑制助長龜裂之發生或傳播的Mns之生成，提升擴孔性與彎曲性之效果。為了獲得此種效果，Ca量必須為0.001%以上。另一方面，若Ca量超過0.005%，則其效果飽和。因此，Ca量係定為0.001~0.005%。
2)微組織
麻田散鐵相之面積率：30%以上
微組織中，從強度-延性平衡之觀點而言，係含有肥粒鐵相與麻田散鐵相。為了達成1180MPa以上之強度，麻田散鐵相佔組織整體之面積率必須為30%以上。另外，麻田散鐵相係包含未經回火之麻田散鐵相與經回火之麻田散鐵相之任一者或二者。此時，回火麻田散鐵相較佳係為總麻田散鐵相之20%以上。
在此所稱之未經回火之麻田散鐵相，係具有與變態前之沃斯田鐵相相同之化學組成，且具有使C過飽和固溶之體心立方構造的組織，係為具有薄晶(lath)、包囊(packet)、塊狀(block)等微視構造的高錯位密度(dislocation density)之硬質相。回火麻田散鐵相，係指過飽和之固溶C以碳化物形式從麻田散鐵相析出，且維持母相之微視構造的錯位密度高的肥粒鐵相。又，回火麻田散鐵相並無必要特別由用以獲得其之熱履歷(例如淬火-回火或自身回火等)來區分。(麻田散鐵相所佔之面積)/(肥粒鐵相所佔之面積)：超過0.45且未滿1.5
若(麻田散鐵相所佔之面積)/(肥粒鐵相所佔之面積)超過0.45，則局部變形能力提高，雖可以提升擴孔性與彎曲性，但若為1.5以上，則肥粒鐵相之面積率降低，延性會大幅降低。因此，(麻田散鐵相所佔之面積)/(肥粒鐵相所佔之面積)必須定為超過0.45且未滿1.5。
麻田散鐵相之平均粒徑：2μm以上
若麻田散鐵相之粒徑變得細小，則會成為局部龜裂產生的起點，容易降低局部變形能力，因此其平均粒徑必須為2μm以上。同樣的理由，粒徑在1μm以下之麻田散鐵相佔麻田散鐵相整體之面積率較佳為30%以下。
又，若麻田散鐵相與肥粒鐵相之界面的應力集中變得顯著，則容易成為局部龜裂產生的起點，因此(麻田散鐵相之硬度)/(肥粒鐵相之硬度)較佳係定為2.5以下。
另外，除了肥粒鐵相與麻田散鐵相以外，含有殘留沃斯田鐵相、珠粒鐵相、變韌鐵相並不會損及本發明之效果。
在此，肥粒鐵相及麻田散鐵相之面積率係指，各相面積在觀察視野面積中所佔的比例。此種各相之面積率或麻田散鐵相之粒徑或平均粒徑，係將平行於鋼板輥軋方向之板厚剖面研磨後，以3%硝太蝕劑(nital)予以腐蝕，利用SEM(掃瞄式電子顯微鏡)以2000倍之倍率觀察10視野，使用市售之影像處理軟體(例如Media Cybernetics公司之Image-Pro)求出。亦即，藉由SEM所拍攝之微組織相片，鑑定肥粒鐵相與麻田散鐵相，對各相進行數位化處理，求出各相之面積率。藉此，可求出麻田散鐵相之面積相對於肥粒鐵相之面積的比例。又，麻田散鐵相係導出各個的圓相當直徑，將該等予以平均，可求出麻田散鐵相之平均粒徑。又，僅取麻田散鐵相中粒徑為1μm以下者，測定其面積，藉此可求出粒徑1μm以下之麻田散鐵相佔麻田散鐵相整體之面積率。
(麻田散鐵相之硬度)/(肥粒鐵相之硬度)可利用非專利文獻1所記載之奈米壓痕(nanoindentation)法，對各相以至少10個結晶粒進行硬度測定，算出各相之平均硬度而求出。
未經回火之麻田散鐵相與回火麻田散鐵相之判別可利用硝太蝕劑腐蝕後之表面形態來進行。亦即，未經回火之麻田散鐵相係呈現平滑的表面，而回火麻田散鐵相可於結晶粒內觀察到腐蝕所造成之構造(凹凸)。利用此方法，可以結晶粒單位來鑑定未經回火之麻田散鐵相與回火麻田散鐵相，利用與上述同樣之方法，可求出各相之面積率以及回火麻田散鐵相佔麻田散鐵相整體之面積率。
3)製造條件
本發明之高強度冷軋鋼板係如上述，可例如將具有上述成分組成之鋼板，以5℃/s以上之平均加熱速度加熱至Ac1 變態點以上之溫度區域後，以未滿5℃/s之平均加熱速度加熱至(Ac3 變態點-T1×T2)℃以上之溫度區域，接著在Ac3 變態點以下之溫度區域中均熱30~500s，以3~30℃/s之平均冷卻速度冷卻至600℃以下之冷卻停止溫度，以此條件進行退火而製造。
又，本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板係如上述，可例如將具有上述成分組成之鋼板以5℃/s以上之平均加熱速度加熱至Ac1 變態點以上之溫度區域後，以未滿5℃/s之平均加熱速度加熱至(Ac3 變態點-T1×T2)℃以上之溫度區域，接著在Ac3 變態點以下之溫度區域中均熱30~500s，以3~30℃/s之平均冷卻速度冷卻至600℃以下之冷卻停止溫度，以此條件進行退火後進行熔融鍍鋅處理而製造。
如此，本發明之高強度冷軋鋼板之製造方法與高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法中，從退火時之加熱、均熱到冷卻為止係用完全相同之條件進行。相異之處僅在於退火後有無進行鍍敷處理。
退火時之加熱條件1
以5℃/s以上之平均加熱速度加熱至Ac1 變態點以上之溫度區域
藉由以5℃/s以上之平均加熱速度加熱至Ac1 變態點以上之溫度區域，可抑制回復或再結晶肥粒鐵相之生成，並使沃斯田鐵變態發生，因此可增加沃斯田鐵相之比例，最終可容易獲得麻田散鐵相之既定面積率，同時可使肥粒鐵相與麻田散鐵相均勻分散，故可確保必要的強度，同時提升擴孔性與彎曲性。當至Ac1 變態點為止之平均加熱速度未滿5℃/s之情況，回復、再結晶之進行顯著，難以獲得面積率在30%以上且相對於肥粒鐵相之面積比超過0.45之麻田散鐵相之面積。
退火時之加熱條件2
以未滿5℃/s之平均加熱速度加熱至(Ac3 變態點-T1×T2)℃以上之溫度區域
為了達成既定之麻田散鐵相之面積率與粒徑，從加熱至均熱中，必須使沃斯田鐵相成長為適當的大小。然而，當高溫區域下之平均加熱速度大之情況，由於沃斯田鐵相微細地分散，故無法成長為一個個的沃斯田鐵相，即便最終組織中之麻田散鐵相成為既定之面積率，仍會變得微細。尤其若將(Ac3 變態點-T1×T2)℃以上之高溫區域之平均加熱速度設定在5℃/s以上，會使得麻田散鐵相之平均粒徑低於2μm，且使1μm以下之麻田散鐵相之面積率增加。在此，T1與T2之定義係如前述。T1與T2係與Si和Cr之含有量有關。T1與T2係本發明人等從實驗結果所獲得之經驗式。T1表示肥粒鐵相與沃斯田鐵相共存之溫度範圍。T2表示均熱時之沃斯田鐵相之比例相對於之後一連串之步驟中足以發生自身回火之溫度範圍的2相共存溫度範圍的比。
退火時之均熱條件：在Ac3 變態點以下之溫度區域中均熱30~500s
藉由在均熱時提高沃斯田鐵相之比例，可使沃斯田鐵相中之C量降低，Ms點上升，在退火時之冷卻過程或熔融鍍鋅處理後之冷卻過程中可獲得自身回火效果，並且即使因回火而造成麻田散鐵相之硬度降低，仍可達成充分的強度，可獲得1180MPa以上之TS與優異之擴孔性及彎曲性。然而，當均熱溫度超過Ac3 變態點之情況，肥粒鐵相之生成變得不充分，延性降低。又，當均熱時間未滿30s之情況，由於加熱時所生成之肥粒鐵相不會充分進行沃斯田鐵變態，故無法獲得必要之沃斯田鐵相的量。另一方面，當均熱時間超過500s之情況，效果產生飽和，且會阻礙生產性。
均熱後，高強度冷軋鋼板之情況與高強度熔融鍍鋅鋼板之情況的條件不同，因此分開說明。
3-1)高強度冷軋鋼板之情況
退火時之冷卻條件：以3~30℃/s之平均冷卻速度從均熱溫度冷卻至600℃以下之冷卻停止溫度
均熱後，必須以3~30℃/s之平均冷卻速度從均熱溫度冷卻至600℃以下之冷卻停止溫度，其原因在於，若平均冷卻速度未滿3℃/s，則於冷卻中會進行肥粒鐵變態，使得C之濃化會朝未變態沃斯田鐵相中進行，無法獲得自身回火效果，導致擴孔性與彎曲性之降低，若平均冷卻速度超過30℃/s，則肥粒鐵變態抑制之效果飽和，且一般生產設備難以實現此種條件。將冷卻停止溫度定於600℃以下之原因在於，若超過600℃，則冷卻中之肥粒鐵相的生成顯著，難以獲得麻田散鐵相之面積率與麻田散鐵相之面積相對於肥粒鐵相之面積的既定比。
3-2)高強度熔融鍍鋅鋼板之情況
退火時之冷卻條件：以3~30℃/s之平均冷卻速度從均熱溫度冷卻至600℃以下之冷卻停止溫度
均熱後，必須以3~30℃/s之平均冷卻速度從均熱溫度冷卻至600℃以下之冷卻停止溫度，其原因在於，若平均冷卻速度未滿3℃/s，則於冷卻中會進行肥粒鐵變態，使得C之濃化會朝未變態沃斯田鐵相中進行，無法獲得自身回火效果，導致擴孔性與彎曲性之降低，若平均冷卻速度超過30℃/s，則肥粒鐵變態抑制之效果飽和，且一般生產設備難以實現此種條件。又，將冷卻停止溫度定於600℃以下之原因在於，若超過600℃，則冷卻中之肥粒鐵相的生成顯著，難以獲得麻田散鐵相之面積率與麻田散鐵相之面積相對於肥粒鐵相之面積的既定比。
退火後，係以通常之條件進行熔融鍍鋅處理，但在此之前先進行下述之熱處理為佳。又，下述之熱處理於製造本發明之高強度冷軋鋼板之方法中，亦可於退火後冷卻至室溫為止之前進行。
退火後之熱處理條件：於300~500℃之溫度區域中進行20~150s
退火後，藉由在300~500℃之溫度區域中熱處理20~150s，可更為有效地表現出自身回火所帶來的麻田散鐵相之硬度降低的效果，更進一步改善擴孔性與彎曲性。當熱處理溫度未滿300℃之情況或熱處理時間未滿20s之情況，此種效果小。另一方面，當熱處理溫度超過500℃之情況或熱處理時間超過150s之情況，麻田散鐵相之硬度的降低顯著，無法獲得1180MPa以上之TS。
又，於製造熔融鍍鋅鋼板之情況，不管於退火後是否進行上述熱處理，可在450~600℃之溫度區域中對鍍鋅進行合金化處理。藉由在450~600℃之溫度區域中進行合金化處理，鍍層中之Fe濃度成為8~12%，可提升鍍層之密著性與塗裝後之耐蝕性。若未滿450℃，則合金化無法充分進行，導致犧牲防蝕作用之降低或滑動性之降低，而若超過600℃，則合金化過度進行，使得粉碎性降低。此外，珠粒鐵相或變韌鐵相等大量生成，無法獲得高強度化或擴孔性之提升。
其他之製造方法的條件並無特別限定，但較佳係以下述條件進行。
本發明之高強度冷軋鋼板與高強度熔融鍍鋅鋼板所使用之退火前的鋼板，係將具有上述成分組成之鋼胚進行熱軋後，冷軋至所需之板厚而製造。又，由生產性之觀點而言，高強度冷軋鋼板較佳係以連續退火生產線製造，又，高強度熔融鍍鋅鋼板較佳係可將熔融鍍鋅前熱處理、熔融鍍鋅、鍍鋅之合金化處理等進行一連串處理之連續熔融鍍鋅生產線所製造。
為了防止巨觀的偏析，鋼胚較佳係以連續鑄造法製造，但亦可利用造塊法、薄鋼胚鑄造法而製造。將鋼胚進行熱軋時，係對鋼胚進行再加熱，但為了防止輥軋負重之增加，加熱溫度較佳係定為1150℃以上。又，為了防止鏽皮損失(scale loss)之增加與燃料原單位之增加，加熱溫度之上限較佳為1300℃。
熱軋係由粗軋與精軋所進行，為了防止冷軋、退火後之成形性之降低，精軋較佳係以Ar3 變態點以上之精軋溫度進行。又，為了防止結晶粒之粗大化所造成之組織不均勻或鏽皮缺陷之發生，精軋溫度較佳係定為950℃以下。
從鏽皮缺陷之防止與良好形狀性的確保之觀點而言，熱軋後之鋼板較佳係以500~650℃之捲取溫度進行捲取。
捲取後之鋼板以酸洗等而除去鏽皮後，為了有效率地生成多邊形肥粒鐵相，較佳係以軋縮率40%以上進行冷軋。
熔融鍍鋅中較佳使用含有0.10~0.20%之Al量的鍍鋅浴。又，鍍敷後，為了調整鍍層之表觀量，可進行修邊(whipping)。
[實施例1]
利用轉爐熔製表1所示之成分組成的鋼No.A~P，以連續鑄造法製成鋼胚。將該等鋼胚加熱至1200℃後，以850~920℃之精軋溫度進行熱軋，以600℃之捲取溫度捲取。接著，進行酸洗後，以軋縮率50%冷軋至表2所示之板厚，利用連續退火生產線，以表2所示之退火條件進行退火，製作冷軋鋼板No.1~24。然後，對所得之冷軋鋼板以上述方法求出肥粒鐵相之面積率、回火麻田散鐵相與未經回火之麻田散鐵相之合計麻田散鐵相之面積率、麻田散鐵相之面積相對於肥粒鐵相之面積的比例、麻田散鐵相之平均粒徑、回火麻田散鐵相佔麻田散鐵相整體之面積率、粒徑在1μm以下之麻田散鐵相佔麻田散鐵相整體之面積率、麻田散鐵相與肥粒鐵相之硬度比。又，在輥軋方向之直角方向取JIS 5號之拉伸試驗片，以JIS Z 2241為基準，以20mm/min之十字頭速度(crosshead speed)進行拉伸試驗，測定TS及全伸長El。此外，取100mm×100mm之試驗片，以JFST 1001(鐵連規格)為基準，進行3次擴孔試驗，求取平均之擴孔率λ(%)，評估擴孔性。另外，於輥軋方向之直角方向取寬30mm×長120mm之長條狀試驗片，使端部平滑化至表面粗度Ry為1.6~6.3S後，利用V方塊(V-block)法以90°之彎曲角度進行彎曲試驗，求出不發生龜裂或頸縮之最小彎曲半徑，作為極限彎曲半徑。
結果示於表3。本發明例之冷軋鋼板之TS均在1180MPa以上，擴孔率λ均在30%以上，極限彎曲半徑相對於板厚之比未滿2.0，具有優異之擴孔性與彎曲性，且TS×El≧18000MPa‧%，強度-延性平衡高，可知為成形性優異之高強度冷軋鋼板。
[實施例2]
利用轉爐熔製表4所示之成分組成的鋼No.A~P，以連續鑄造法製成鋼胚。將該等鋼胚加熱至1200℃後，以850~920℃之精軋溫度進行熱軋，以600℃之捲取溫度捲取。接著，進行酸洗後，以軋縮率50%冷軋至表5所示之板厚，利用連續熔融鍍鋅生產線，以表5所示之退火條件進行退火後，對於一部分之鋼板以400℃施以表5所示之時間的熱處理後，浸漬於含有0.13%之Al的475℃之鍍鋅浴中3s，形成附著量45g/m2 之鍍鋅，以表5所示之溫度進行合金化處理，製作鍍鋅鋼板No.1~26。另外，如表5所示，一部分之鍍鋅鋼板係未進行合金化處理。然後，對於所得之鍍鋅鋼板進行與實施例1同樣之調查。
結果示於表6。本發明例之鍍鋅鋼板之TS均在1180MPa以上，擴孔率λ均在30%以上，極限彎曲半徑相對於板厚之比均未滿2.0，具有優異之擴孔性與彎曲性，且TS×El≧18000MPa‧%，強度-延性平衡高，可知為成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板。
圖1為[C]1/2 ×([Mn]+0.6×[Cr])-(1-0.12×[Si])與TS×El及λ之關係圖。

Claims (27)

  1. 一種成形性優異之高強度冷軋鋼板，其特徵為，所具有之成分組成係以質量%計含有C：0.05~0.3%、Si：0.5~2.5%、Mn：1.5~3.5%、P：0.001~0.05%、S：0.0001~0.01%、Al：0.001~0.1%、N：0.0005~0.01%、Cr：1.5%以下(包含0%)，滿足下述式(1)及式(2)，而殘餘部分為Fe及不可避免之雜質所構成；且所具有之微組織係含有肥粒鐵相與麻田散鐵相，上述麻田散鐵相佔組織整體之面積率為30%以上，(上述麻田散鐵相所佔之面積)/(上述肥粒鐵相所佔之面積)係超過0.45且未滿1.5，上述麻田散鐵相之平均粒徑為2μm以上；[C]1/2 ×([Mn]+0.6×[Cr])≧1-0.12×[Si]...(1) 550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]≧340...(2)其中，C*=[C]/(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)，[M]表示元素M之含有量(質量%)，Cr含有量為0%時，[Cr]=0。
  2. 如申請專利範圍第1項之成形性優異之高強度冷軋鋼板，其中，進一步以質量%計含有Ti：0.0005~0.1%、B：0.0003~0.003%之中的至少1種元素。
  3. 如申請專利範圍第2項之成形性優異之高強度冷軋鋼板，其中，(麻田散鐵相之硬度)/(肥粒鐵相之硬度)為2.5以下。
  4. 如申請專利範圍第2或3項之成形性優異之高強度冷軋 鋼板，其中，粒徑為1μm以下之麻田散鐵相佔麻田散鐵相整體之面積率為30%以下。
  5. 如申請專利範圍第2或3項之成形性優異之高強度冷軋鋼板，其中，以質量%計，Cr為0.01~1.5%。
  6. 如申請專利範圍第2或3項之成形性優異之高強度冷軋鋼板，其中，進一步以質量%計含有Nb：0.0005~0.05%。
  7. 如申請專利範圍第2或3項之成形性優異之高強度冷軋鋼板，其中，進一步以質量%計含有選自Mo：0.01~1.0%、Ni：0.01~2.0%、Cu：0.01~2.0%中之至少1種元素，且取代上述式(2)而滿足下述式(3)；550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]-10×[Mo]-17×[Ni]-10×[Cu]≧340...(3)其中，C*=[C]/(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)，[M]表示元素M之含有量(質量%)，Cr含有量為0%時，[Cr]=0。
  8. 如申請專利範圍第2或3項之成形性優異之高強度冷軋鋼板，其中，進一步以質量%計含有Ca：0.001~0.005%。
  9. 一種成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵為，所具有之成分組成係以質量%計含有C：0.05~0.3%、Si：0.5~2.5%、Mn：1.5~3.5%、P：0.001~0.05%、S：0.0001~0.01%、Al：0.001~0.1%、N：0.0005~0.01%、Cr：1.5%以下(包含0%)，滿足下述式(1)及式(2)，而殘餘部分為Fe及不可避免之雜質所構成；且所具有之微組織係含有肥粒鐵相與麻 田散鐵相，上述麻田散鐵相佔組織整體之面積率為30%以上，(上述麻田散鐵相所佔之面積)/(上述肥粒鐵相所佔之面積)係超過0.45且未滿1.5，上述麻田散鐵相之平均粒徑為2μm以上；[C]1/2 ×([Mn]+0.6×[Cr])≧1-0.12×[Si]...(1) 550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]≧340...(2)其中，C*=[C]/(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)，[M]表示元素M之含有量(質量%)，Cr含有量為0%時，[Cr]=0。
  10. 如申請專利範圍第9項之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，進一步以質量%計含有Ti：0.0005~0.1%、B：0.0003~0.003%之中的至少1種元素。
  11. 如申請專利範圍第10項之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，(麻田散鐵相之硬度)/(肥粒鐵相之硬度)為2.5以下。
  12. 如申請專利範圍第10或11項之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，粒徑為1μm以下之麻田散鐵相佔麻田散鐵相整體之面積率為30%以下。
  13. 如申請專利範圍第10或11項之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，以質量%計，Cr為0.01~1.5%。
  14. 如申請專利範圍第10或11項之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，進一步以質量%計含有Nb：0.0005~0.05%。
  15. 如申請專利範圍第10或11項之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，進一步以質量%計含有選自Mo：0.01~1.0%、Ni：0.01~2.0%、Cu：0.01~2.0%中之至少1種元素，且取代上述式(2)而滿足下述式(3)；550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]-10×[Mo]-17×[Ni]-10×[Cu]≧340...(3)其中，C*=[C]/(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)，[M]表示元素M之含有量(質量%)，Cr含有量為0%時，[Cr]=0。
  16. 如申請專利範圍第10或11項之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，進一步以質量%計含有Ca：0.001~0.005%。
  17. 如申請專利範圍第9至11項中任一項之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅係為合金化鍍鋅。
  18. 如申請專利範圍第12項之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅係為合金化鍍鋅。
  19. 如申請專利範圍第13項之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅係為合金化鍍鋅。
  20. 如申請專利範圍第14項之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅係為合金化鍍鋅。
  21. 如申請專利範圍第15項之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅係為合金化鍍鋅。
  22. 如申請專利範圍第16項之成形性優異之高強度熔融鍍 鋅鋼板，其中，鍍鋅係為合金化鍍鋅。
  23. 一種成形性優異之高強度冷軋鋼板之製造方法，其特徵為，將具有申請專利範圍第1、2及5至8項中任一項之成分組成的鋼板，以5℃/s以上之平均加熱速度加熱至Ac1 變態點以上之溫度區域後，以未滿5℃/s之平均加熱速度加熱至(Ac3 變態點-T1×T2)℃以上之溫度區域，接著在Ac3 變態點以下之溫度區域中均熱30~500s，以3~30℃/s之平均冷卻速度冷卻至600℃以下之冷卻停止溫度，以此條件進行退火；其中，T1=160+19×[Si]-42×[Cr]，T2=0.26+0.03×[Si]+0.07×[Cr]，[M]表示元素M之含有量(質量%)，Cr含有量為0%時，[Cr]=0。
  24. 如申請專利範圍第23項之成形性優異之高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，於退火後，在冷卻至室溫之前，於300~500℃之溫度區域中熱處理20~150s。
  25. 一種成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵為，將具有申請專利範圍第9、10及13至16項中任一項之成分組成的鋼板，以5℃/s以上之平均加熱速度加熱至Ac1 變態點以上之溫度區域後，以未滿5℃/s之平均加熱速度加熱至(Ac3 變態點-T1×T2)℃以上之溫度區域，接著在Ac3 變態點以下之溫度區域中均熱30~500s，以3~30℃/s之平均冷卻速度冷卻至600℃以下之冷卻停止溫度，以此冷卻條件進行退火後，進行熔融鍍鋅處理；其中，T1=160+19×[Si]-42×[Cr]，T2=0.26+0.03×[Si]+0.07×[Cr]， [M]表示元素M之含有量(質量%)，Cr含有量為0%時，[Cr]=0。
  26. 如申請專利範圍第25項之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中，於退火後，在熔融鍍鋅處理之前，在300~500℃之溫度區域中熱處理20~150s。
  27. 如申請專利範圍第25或26項之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中，於熔融鍍鋅處理後，在450~600℃之溫度區域中進行鍍鋅之合金化處理。
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