TWI417400B - 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
本發明係關於主要在汽車、電氣等產業領域中所使用作為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。因而現況係期待合併具有高強度與高加工性的材料開發。
且，最近針對汽車亦有追加要求提升耐蝕性且正高漲中，就經施行熔融鍍鋅的高張力鋼板開發已多有進行。
因應此種要求，截至目前已有開發出利用肥粒鐵-麻田散鐵二相鋼(DP鋼)、或殘留沃斯田鐵的變態致塑性之TRIP鋼(Transformation Induced Plasticity)等各種複合組織型高強度熔融鍍鋅鋼板。
例如在專利文獻1中有提案：依質量%計，由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、其餘由Fe及不可避免的雜質所構成，並滿足(Mn%)/(C%)≧15且(Si%)/(C%)≧4，在肥粒鐵相中依體積率含有3~20%之麻田散鐵相與殘留沃斯田鐵相的成形性良好高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。即，專利文獻1係藉由添加大量Si，而獲得確保殘留γ，且達成高軋延性、加工性優異的合金化熔融鍍鋅鋼板技術。
但是，該等DP鋼、TRIP鋼雖伸長特性優異，但卻有擴孔性差的問題。擴孔性係將加工孔部擴張而進行凸緣成形時表示加工性的指標，係與伸長特性一併屬於對高強度鋼板要求的重要特性。
專利文獻2所揭示的伸長凸緣性優異熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係經退火均熱後，將在截至熔融鍍鋅浴前的期間中強冷卻至Ms點以下，再對所生成的麻田散鐵施行再加熱，形成回火麻田散鐵，俾提升擴孔性的技術。但是，藉由將麻田散鐵形成回火麻田散鐵雖會提升擴孔性，但卻有EL降低的問題。
再者，就深拉抽性與伸長凸緣性均優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，在專利文獻3中有揭示：規範C、V及Nb的含有量、以及退火溫度，減少再結晶退火前的固溶C量，俾使{111}再結晶集合組織發達而達成高r值化，在退火時使V及Nb系碳化物溶解而使C濃化於沃斯田鐵中，俾在後續的冷卻過程中生成麻田散鐵相的技術。但是，拉伸強度係600MPa左右，拉伸強度與伸長的均衡(TS×EL)係19000MPa‧%左右，難謂獲得充分的強度與軋延性。
專利文獻1：日本專利特開平11-279691號公報
專利文獻2：日本專利特開平6-93340號公報
專利文獻3：日本專利特開2004-2409號公報
依如上述，專利文獻1~3所記載的熔融鍍鋅鋼板，並無法獲得軋延性與伸長凸緣性均優異的高強度熔融鍍鋅鋼板。
本發明有鑑於該實情，目的在於提供具有590MPa以上的TS，且軋延性與伸長凸緣性均優異的高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。
本發明者等為達成上述課題，為能製造出軋延性與伸長凸緣性均優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，遂從鋼板的組成及微觀組織之觀點進行深入鑽研。
結果得知，適當調整合金元素，在退火過程中從均熱溫度開始進行冷卻時，使用從鋼線膨脹係數所求得沃斯田鐵開始的麻田散鐵變態開始溫度(以下亦稱「Ms點」、或簡稱「Ms」)，強冷卻至(Ms-100℃)~(Ms-200℃)的溫度區域，而將部分沃斯田鐵變態為麻田散鐵的部分施行淬火後，再加熱並施行鍍敷處理，藉此便可獲得依面積率計，具有20%以上之肥粒鐵相、10%以下(包含0%)之麻田散鐵相及10%以上、60%以下之回火麻田散鐵，且依體積率計含有3%以上、10%以下之殘留沃斯田鐵相，並可將殘留沃斯田鐵平均結晶粒徑設為2.0μm以下，藉由設為此種組織便可獲得較高的軋延性及伸長凸緣性。
一般若有存在殘留沃斯田鐵，便會利用殘留沃斯田鐵的TRIP效果而提升軋延性。但是，亦已知因應變的附加，導致殘留沃斯田鐵發生變態，會使所生成的麻田散鐵變為非常硬質，結果與主相的肥粒鐵間之硬度差變大，造成伸長凸緣性降低。
相對於此，本發明藉由對成分及組織構成進行規定，便可兼顧高軋延性與高伸長凸緣性，即使有殘留沃斯田鐵存在仍可獲得高伸長凸緣性。相關即使有殘留沃斯田鐵存在仍可獲得高伸長凸緣性的詳細理由雖尚未明確，但可認為殘留沃斯田鐵的細微化、以及將與回火麻田散鐵成為複合組織的理由。
再者除上述發現之外，亦發現若將殘留沃斯田鐵中的平均固溶C量設為1%以上，便會形成安定的殘留沃斯田鐵，不僅可提升軋延性，就連深拉抽性亦有提升。
本發明係根據以上的發現而完成，主旨係如下：
[1]一種加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，係成分組成依質量%計含有C：0.05~0.3%、Si：0.01~2.5%、Mn：0.5~3.5%、P：0.003~0.100%以下、S：0.02%以下、Al：0.010~1.5%，且Si與Al的添加量合計為0.5~2.5%，而其餘則由鐵及不可避免的雜質所構成；其中，組織係依面積率計，具有20%以上之肥粒鐵相、10%以下(包含0%)之麻田散鐵相、及10%以上60%以下之回火麻田散鐵相，依體積率計，具有3%以上10%以下之殘留沃斯田鐵相，且殘留沃斯田鐵相的平均結晶粒徑係2.0μm以下。
[2]如上述[1]的加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，上述殘留沃斯田鐵相中的平均固溶C濃度係1%以上。
[3]如上述[1]或[2]的加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係更進一步依質量%計含有從Cr：0.005~2.00%、Mo：0.005~2.00%、V：0.005~2.00%、Ni：0.005~2.00%、Cu：0.005~2.00%中選擇1種或2種以上的元素。
[4]如上述[1]~[3]中任一項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係更進一步依質量%計含有從Ti：0.01~0.20%、Nb：0.01~0.20%中選擇1種或2種的元素。
[5]如上述[1]~[4]中任一項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係更進一步依質量%計含有B：0.0002~0.005%。
[6]如上述[1]~[5]中任一項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係更進一步依質量%計含有從Ca：0.001~0.005%、REM：0.001~0.005%中選擇1種或2種的元素。
[7]如上述[1]~[6]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，係對具有如上述[1]~[6]中任一項所記載成分組成的鋼坯施行熱軋，接著在施行連續退火之際，將500℃~A1 變態點之溫度區域的平均加熱速度設為10℃/s以上，並加熱至750~900℃，接著，經保持10秒以上之後，依10℃/s以上的平均冷卻速度，從750℃冷卻至(Ms點-100℃)~(Ms點-200℃)的溫度區域，然後再加熱至350~600℃，並保持10~600秒後，施行鍍鋅。
[9]一種加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係對具有如上述[1]~[6]中任一項所記載成分組成的鋼坯施行熱軋、冷軋，接著在施行連續退火之際，將500℃~A1 變態點之溫度區域的平均加熱速度設為10℃/s以上，並加熱至750~900℃，接著，經保持10秒以上之後，依10℃/s以上的平均冷卻速度從750℃冷卻至(Ms點-100℃)~(Ms點-200℃)的溫度區域，然後再加熱至350~600℃，並保持10~600秒後，施行鍍鋅。
[10]如上述[8]或[9]之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中，上述再加熱至350~600℃後的保持時間，係在依下式(1)所求得之時間t~600秒的範圍內。
t(秒)=2.5×10-5 /Exp(-80400/8.31/(T+273))…(1)
其中，T：再加熱溫度(℃)。
[11]如上述[8]~[10]中任一項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中，在施行熔融鍍鋅後，更進一步施行鍍鋅的合金化處理。
另外，本說明書中，表示鋼成分的「%」全部均係依質量%計。且，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。
根據本發明，便可獲得具有590MPa以上之TS，且軋延性、伸長凸緣性及深拉抽性均優異的高強度熔融鍍鋅鋼板。藉由將本發明的高強度熔融鍍鋅鋼板使用為例如汽車構造構件，便可兼顧汽車的輕量化與碰撞安全性提升，可達對汽車車體的高性能化具頗大貢獻的優異效果。
以下，針對本發明的詳細內容進行說明。
1)成分組成
C：0.05~0.3%
C係指沃斯田鐵安定化，因為較容易生成除肥粒鐵以外的相，因而屬於為提升鋼板強度且將組織複合化，俾提升TS與EL均衡的必要元素。若C量未滿0.05%，則即使達製造條件最佳化，仍難確保除肥粒鐵以外的相，TS與EL的均衡會降低。反之，若C量超過0.3%，熔接部及熱影響部的硬化趨於明顯，熔接部的機械特性會劣化。依以上，C量設定為0.05%以上、0.3%以下。較佳為0.08%以上、0.15%以下。
Si：0.01~2.5%
Si係屬於鋼強化的有效元素。且屬於肥粒鐵生成元素，因而會促進C對沃斯田鐵相中的濃化、及抑制碳化物的生成，因而具有促進殘留沃斯田鐵生成的作用。為能獲得此種效果，Si量便必需達0.01%以上。但，因為過度的添加會造成軋延性、表面性狀及熔接性的劣化，因而上限設定為2.5%以下。較佳為0.7%以上、2.0%以下。
Mn：0.5~3.5%
Mn係屬於鋼強化的有效元素，會促進回火麻田散鐵相等低溫變態相的生成。此種作用係在Mn量達0.5%以上時便可發現。但，若Mn量超過3.5%的過度添加，因第二相分率的過度增加與固溶強化，導致肥粒鐵的軋延性劣化趨於明顯，造成成形性降低。所以，Mn量設定為0.5%以上、3.5%以下。較佳為1.5%以上、3.0%以下。
P：0.003~0.100%
P係屬於鋼強化的有效元素，此項效果係可依0.003%以上獲得。但是，若超過0.100%的過度添加，便會因晶界偏析而引發脆化情形，造成耐衝擊性劣化。所以，P量設定為0.003%以上、0.100%以下。
S：0.02%以下
S係會成為MnS等夾雜物，因成為耐衝擊特性劣化、與熔接部沿金屬流發生龜裂的肇因，故而最好盡量降低，就從製造成本面將之設定在0.02%以下。
Al：0.010~1.5%、Si+Al：0.5~2.5%
Al係具有脫氧劑的作用，屬於鋼潔淨度的有效元素，較佳為在脫氧步驟中添加。為能獲得此項效果，Al量必需達0.010%以上。另一方面，若大量添加，連續鑄造時發生鋼片龜裂的危險性便會提高，導致製造性降低。所以，Al量的上限設定為1.5%。
再者，Al係與Si同樣均屬於肥粒鐵相生成元素，因為會促進C對沃斯田鐵相中的濃化、及抑制碳化物的生成，因而具有促進殘留沃斯田鐵相生成的作用。此項效果在Al與Si的添加量合計未滿0.5%時將嫌不足，並無法獲得充分的軋延性。反之，若Al與Si的添加量合計超過2.5%，鋼板中的夾雜物會增加，且軋延性劣化。所以，Al與Si的添加量合計設定在2.5%以下。
本發明中，N係在不會阻礙加工性等作用效果的範圍內，可容許含有0.01%以下。
其餘係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。
從Cr：0.005~2.00%、Mo：0.005~2.00%、V：0.005~2.00%、Ni：0.005~2.00%、Cu：0.005~2.00%中選擇1種或2種以上Cr、Mo、V、Ni、Cu係從退火溫度開始進行冷卻時會抑制珠粒鐵相的生成，並促進低溫變態相的生成，具有鋼強化的有效作用。此項效果係藉由Cr、Mo、V、Ni、Cu中至少1種含有達0.005%以上便可獲得。但是，若Cr、Mo、V、Ni、Cu各個成分超過2.00%，則效果達飽和，成為成本增加的肇因。所以，添加的情況，Cr、Mo、V、Ni、Cu量分別設為0.005%以上、2.00%以下。
從Ti：0.01~0.20%、Nb：0.01~0.20%中選擇1種或2種Ti、Nb係會形成氮碳化物，具有使鋼的析出強化更加高強度化的作用。此項效果係分別達0.01%以上便可發現。反之，即使Ti、Nb分別含有超過0.20%，則會發生過度高強度化，導致軋延性降低。所以，當添加的情況，Ti、Nb分別設定為0.01%以上、0.20%以下。
B：0.0002~0.005%
B係具有抑制從沃斯田鐵相晶界生成肥粒鐵，俾提升強度的作用。此項效果係可依0.0002%以上獲得。另一方面，若B量超過0.005%，則此項效果已達飽和，成為成本增加的肇因。所以，添加的情況，B量便設定為0.0002%以上、0.005%以下。
從Ca：0.001~0.005%、REM：0.001~0.005%中選擇1種或2種Ca、REM均具有利用硫化物的形態控制而改善加工性的效果，視需要，Ca、REM中之1種或2種係可含有0.001%以上。然而，過度的添加恐有對潔淨度造成不良影響的可能性，因而分別設定在0.005%以下。
2)微觀組織
肥粒鐵相的面積率達20%以上
若肥粒鐵相的面積率未滿20%，TS與EL的均衡會降低，因而設定在20%以上。較佳50%以上。
麻田散鐵相的面積率0~10%
麻田散鐵相係對鋼的高強度化具有效作用，但若面積率超過10%而過多存在，λ(擴孔率)會明顯降低。所以，麻田散鐵相的面積率設定在10%以下。即使完全未含麻田散鐵相的面積率0%，仍不會對本發明效果造成影響，不會構成問題。
回火麻田散鐵相的面積率10~60%
回火麻田散鐵相係具有鋼強化的有效作用。此外，該等相係在相較於麻田散鐵相之下，對擴孔性造成不良影響較小，不會有明顯的擴孔性降低，屬於可確保強度的有效相。若回火麻田散鐵相的面積率未滿10%，便頗難達此種強度確保。反之，若超過60%，TS與EL的均衡會降低。所以，回火麻田散鐵相的面積率設定為10%以上、60%以下。
殘留沃斯田鐵相的體積率係3~10%，殘留沃斯田鐵相的平均結晶粒徑係2.0μm以下，較佳係殘留沃斯田鐵相中的平均固溶C濃度達1%以上。
殘留沃斯田鐵相不僅對鋼強化具有貢獻，對鋼的TS與EL之均衡提升亦具有效作用。此種效果係依體積率達3%以上便可獲得。此外，殘留沃斯田鐵相雖會因加工而變態為麻田散鐵，導致擴孔性降低，但若藉由將平均結晶粒徑設定在2.0μm以下、及將體積率設定在10%以下，便可明顯地抑制擴孔性降低。所以，殘留沃斯田鐵相的體積率係設定為3%以上、10%以下，殘留沃斯田鐵相的平均結晶粒徑係設定在2.0μm以下。
再者，藉由增加殘留沃斯田鐵相中的平均固溶C濃度，便可提升深拉抽性。此種效果係當殘留沃斯田鐵相中的平均固溶C濃度達1%以上時便趨於明顯。
另外，除肥粒鐵相、麻田散鐵相、回火麻田散鐵相、殘留沃斯田鐵等相以外的相，尚可含有珠粒鐵相及變韌鐵相，若能滿足上述微觀組織構成便可達成本發明目的。但，就從軋延性及擴孔性確保的觀點，珠粒鐵相最好設定在3%以下。
另外，本發明中，所謂「肥粒鐵相、麻田散鐵相及回火麻田散鐵相的面積率」，係指觀察面積中各相面積所佔的比例。上述各面積率係將鋼板軋延方向的平行板厚截面施行研磨後，利用3%Nital施行腐蝕，並使用SEM(掃描式電子顯微鏡)依2000倍的倍率進行10視野觀察，且使用市售影像處理軟體便可求得。此外，所謂「殘留沃斯田鐵相的體積率」係指板厚1/4面中，相對於bcc鐵的(200)、(211)、(220)面之X射線繞射積分強度之下，fcc鐵的(200)、(220)、(311)面之X射線繞射積分強度比例。
所謂「殘留沃斯田鐵相平均粒徑」係指利用TEM(穿透式電子顯微鏡)進行薄膜觀察，並利用影像解析求取任意選擇的沃斯田鐵面積，將近似正方形時的1片長度視為該粒子的結晶粒徑，並求取10粒子的平均值。
殘留沃斯田鐵相中的平均固溶C濃度([Cγ%])，係將使用COKα線，從fcc鐵的繞射面(220)所求得晶格常數a()、與[Mn%]、[Al%]，代入下式(2)中經計算便可求得。
a=3.578+0.033[Cγ%]+0.00095[Mn%]+0.0056[Al%]…(2)
其中，[Cγ%]係殘留沃斯田鐵相中的平均固溶C濃度；[Mn%]、[Al%]分別係Mn、Al的含有量(質量%)。
3)製造條件
本發明的高強度熔融鍍鋅鋼板係依照將具有上述成分組成的鋼坯施行熱軋後，當逕行施行連續退火、或經更進一步施行冷軋後才施行連續退火之際，將500℃~A1 變態點之溫度區域的平均加熱速度設為10℃/s以上，並加熱至750~900℃，接著，經保持10秒以上之後，依10℃/s以上的平均冷卻速度，從750℃冷卻至(Ms點-100℃)~(Ms點-200℃)的溫度區域，然後再加熱至350~600℃，經保持10~600秒後，再施行鍍鋅的方法便可製得。較佳係上述經加熱至350~600℃後的保持時間為由下式(1)所求得之時間t~600秒的範圍內。
t(秒)=2.5×10-5 /Exp(-80400/8.31/(T+273))…(1)
其中，T：再加熱溫度(℃)。
以下進行詳細說明。
將經調整為上述成分組成的鋼利用轉爐等施行熔製，再依連續鑄造法等形成鋼坯。所使用的鋼坯係為能防止成分發生巨觀偏析，較佳為依連續鑄造法進行製造，但亦可依錠塊鑄造法、薄鋼坯鑄造法進行製造。此外，經製得鋼坯後，暫時先冷卻至室溫，然後除施行再度加熱的習知法之外，其餘諸如在未冷卻至室溫的情況下，保持溫熱片狀態插入於加熱爐中，或經施行些微保熱後便馬上施行軋延的直接進料軋製‧直接軋製等省能源製程，亦均毫無問題地可適用。
鋼坯加熱溫度：1100℃以上(較佳條件)
鋼坯加熱溫度係就能源的觀點，最好低溫加熱，但若加熱溫度未滿1100℃，便會發生碳化物無法充分固溶、或因軋延荷重的增加導致熱軋時發生故障的危險性增加等問題。另外，隨氧化重量的增加，亦會造成氧化鐵皮損失增加等情況，因而鋼坯加熱溫度最好設定在1300℃以下。
另外，即使降低鋼坯加熱溫度，但就從防止熱軋時發生故障的觀點，亦可活用對板片施行加熱之所謂「板片加熱器」。
精整軋延結束溫度：A3 點以上(較佳條件)
若精整軋延結束溫度未滿A3 點，則在軋延中便會生成α與γ，導致鋼板容易生成帶狀組織，該帶狀組織在冷軋後或退火後亦會殘留，會有成為材料特性發生非等向性、或加工性降低原因的情況。所以，精整軋延溫度最好設定在A3 變態點以上。
捲繞溫度：450℃~700℃(較佳條件)
若捲繞溫度未滿450℃，則捲繞溫度的控制會趨於困難，容易發生溫度不均情形，結果會發生冷軋性降低等問題。反之，若捲繞溫度超過700℃，會引發在原料生鐵表層發生脫碳等問題。所以，捲繞溫度最好設定在450~700℃的範圍內。
另外，本發明的熱軋步驟中，為能減輕熱軋時的軋延荷重，亦可將精整軋延的其中一部分或全部設為潤滑軋延。施行潤滑軋延之事，就從鋼板形狀均勻化、材質均勻化等觀點亦屬有效。另外，施行潤滑軋延時的摩擦係數，最好設定在0.25~0.10範圍內。此外，最好設定為將相前後的板片間施行接合，並連續式施行精整軋延的連續軋延製程。適用連續軋延製程之事，就從熱軋的操業安定性觀點，亦屬最好狀況。
接著，對熱軋板逕行施行連續退火、或更進一步施行冷軋後才施行連續退火。當施行冷軋時，最好在將熱軋鋼板表面的氧化鐵垢利用酸洗而除去之後，才進行冷軋並形成既定板厚的冷軋鋼板。此處的酸洗條件與冷軋條件並無特別的限制，只要依照常法便可。冷軋的軋縮率較佳係設定為40%以上。
連續退火條件：在500℃~A1 變態點的溫度區域中，將平均加熱速度設為10℃/s以上並加熱至750~900℃
藉由從本發明鋼的再結晶溫度區域之500℃開始起，在A1 變態點的溫度區域中將平均加熱速度設為10℃/s以上，便可抑制加熱升溫時的再結晶，就依A1 變態點以上所生成的γ細微化、以及退火冷卻後的殘留沃斯田鐵相細微化具有效作用。若平均加熱速度未滿10℃/s，在加熱升溫時會進行α的再結晶，α中所導入的應變便被開放，導致無法達成充分的細微化。較佳的平均加熱速度係達20℃/s以上。
依750℃~900℃保持10秒以上
若保持溫度未滿750℃或保持時間未滿10秒，則退火時的沃斯田鐵相生成將嫌不足，導致在退火冷卻後無法確保足夠量的低溫變態相。反之，若加熱溫度超過900℃，則在加熱時所生成的沃斯田鐵相會粗大化，退火後的殘留沃斯田鐵相亦會變粗大。保持時間的上限並無特別的限制，因為達600秒以上的保持時效果已呈飽和，反會導致成本增加，因而保持時間最好未滿600秒。
依10℃/s以上的平均冷卻速度，從750℃冷卻至(Ms點-100℃)~(Ms點-200℃)的溫度區域
若平均冷卻速度未滿10℃/s，便會生成珠粒鐵，且TS與EL的均衡及擴孔性會降低。平均冷卻速度的上限並無特別的規定，但若平均冷卻速度過快，則會造成鋼板形狀惡化、或冷卻到達溫度的控制趨於困難，因而最好設定在200℃/s以下。
冷卻到達溫度條件係對本發明而言屬最重要的條件之一。在冷卻停止時，部份的沃斯田鐵相會變態為麻田散鐵，其餘則成為未變態的沃斯田鐵相。藉由從此情況開始施行再加熱，經鍍敷‧合金化處理後再冷卻至室溫，麻田散鐵相便會成為回火麻田散鐵相，而未變態沃斯田鐵相則成為殘留沃斯田鐵相或麻田散鐵相。從退火開始起的冷卻到達溫度越低、從Ms點(Ms點：沃斯田鐵開始進行麻田散鐵變態的溫度)開始起的過冷度越大，冷卻中所生成的麻田散鐵量會增加，而未變態沃斯田鐵量則會減少，因而藉由冷卻到達溫度的控制，便可決定最終的麻田散鐵相、殘留沃斯田鐵相、及回火麻田散鐵相的面積率。所以，本發明中，Ms點與冷卻停止溫度之差的過冷度便屬重要因素，而冷卻溫度控制的指標係使用Ms點。冷卻到達溫度較高於(Ms點-100℃)的溫度，在冷卻停止時的麻田散鐵變態會嫌不足，未變態沃斯田鐵量變多，最終的麻田散鐵相或殘留沃斯田鐵相過度生成，造成擴孔性降低。反之，若冷卻到達溫度低於(Ms-200℃)，在冷卻中沃斯田鐵相幾乎全部變態為麻田散鐵，導致未變態沃斯田鐵量減少，無法獲得3%以上的殘留沃斯田鐵相。所以，冷卻到達溫度設定為(Ms點-100℃)~(Ms點-200℃)的範圍內。
另外，Ms點係測定從退火開始進行冷卻時的鋼板體積變化，再從線膨脹係數的變化便可求得。
再加熱至350~600℃，經保持10~600秒(最好依下式(1)所求得之時間t~600秒的範圍內)後，再施行熔融鍍鋅處理
t(秒)=2.5×10-5 /Exp(-80400/8.31/(T+273))…(1)
其中，T：再加熱溫度(℃)。
經冷卻至(Ms點-100℃)~(Ms點-200℃)的溫度範圍後，再加熱至350~600℃的溫度區域，並保持10秒以上、600秒以下，藉此上述冷卻時所生成的麻田散鐵相被回火，而成為回火麻田散鐵相，便提升擴孔性。此外，在冷卻時未變態為麻田散鐵的未變態沃斯田鐵相呈安定化，最終可獲得3%以上的殘留沃斯田鐵相，而提升軋延性。相關利用加熱保持而使未變態沃斯田鐵相呈安定化的機制，雖詳細情形尚未明確，但可認為促進C對未變態沃斯田鐵的濃化，導致沃斯田鐵相呈安定化。若加熱溫度未滿350℃，麻田散鐵相的回火、及沃斯田鐵相的安定化嫌不足，導致擴孔性及軋延性降低。反之，若加熱溫度超過600℃，在冷卻停止時的未變態沃斯田鐵相會變態為珠粒鐵，最終便無法獲得3%以上的殘留沃斯田鐵相。所以，再加熱溫度設定為350℃以上、600℃以下。若保持時間未滿10秒，則沃斯田鐵相的安定化嫌不足。反之，若超過600秒，冷卻停止時未變態沃斯田鐵相會變態為變韌鐵，最終無法獲得3%以上的殘留沃斯田鐵相。所以，加熱溫度設定為350℃以上、600℃以下，在該溫度區域下的保持時間設定為10秒以上、600秒以下。此外，因為藉由保持時間設定為從上述式(1)所求得的t秒以上，便可獲得平均固溶C濃度達1%以上的殘留沃斯田鐵，因而較佳保持時間係t~600秒。
鍍敷處理係當熔融鍍鋅鋼板(GI)製造時，便將鋼板浸入於Al量溶解0.12~0.22%的鍍浴中，當合金化熔融鍍鋅鋼板(GA)製造時，將鋼板浸入於Al量溶解0.08~0.18%的鍍浴中(浴溫均為440~500℃)而實施，並利用氣刷法等調整附著量。合金化熔融鍍鋅鋼板處理係經附著量調整後，加熱至450~600℃並保持1~30秒。
另外，熔融鍍鋅處理後的鋼板(包括合金化熔融鍍鋅鋼板)，亦可施行為調整諸如形狀矯正、表面粗度等的調質軋延。此外，即便施行樹脂或油脂塗佈、各種塗裝等處理，亦不會造成任何不良情形。
[實施例]
將由具有表1所示成分組成，其餘由Fe及不可避免的雜質所構成的鋼，利用轉爐進行熔製，並依連續鑄造法形成鑄片。將所獲得鑄片熱軋至板厚3.0mm。熱軋的條件係依精軋溫度900℃、軋延後的冷卻速度10℃/s、捲繞溫度600℃實施。接著，將熱軋鋼板施行酸洗後，冷軋至板厚1.2mm，便製得冷軋鋼板。此外，其中一部分係將經熱軋至板厚2.3mm的鋼板並施行酸洗過者使用於退火用。接著，對依上述所獲得冷軋鋼板或熱軋板，利用連續熔融鍍鋅生產線依表2所示條件施行退火，並依460℃施行熔融鍍鋅後，再依520℃施行合金化處理，再依平均冷卻速度10℃/s施行冷卻。另外，相關其中一部分的鋼板係在未施行合金化處理的情況下，亦製得熔融鍍鋅鋼板。鍍敷附著量係每單面為35~45g/m2 。
針對由以上所獲得熔融鍍鋅鋼板，調查截面微觀組織、拉伸特性、擴孔性及深拉抽性。所獲得結果如表3所示。
另外，鋼板的截面微觀組織係利用3%Nital溶液(3%硝酸+乙醇)現出組織，並利用掃描式電子顯微鏡觀察深度方向板厚1/4位置，再使用所拍攝的組織照片，施行影像解析處理，將肥粒鐵相分率施行定量化。(另外，影像解析處理係可使用市售影像處理軟體)
麻田散鐵相的面積率、回火麻田散鐵相的面積率，係配合組織的粗細度，拍攝1000~3000倍適當倍率的SEM照片，並使用影像處理軟體進行定量化。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之平均結晶粒徑。
殘留沃斯田鐵相中的平均固溶C濃度([Cγ%])，係使用CoKα線，將從fcc鐵的繞射面(220)所求得晶格常數a()、及[Mn%]、[Al%]代入下式(2)，經計算便可求得。
a=3.578+0.033[Cγ%]+0.00095[Mn%]+0.0056[Al%]…(2)
其中，[Cγ%]係殘留沃斯田鐵中的平均固溶C濃度；[Mn%]、[Al%]分別係Mn、Al的含有量(質量%)。
再者，拉伸特性係使用依拉伸方向與鋼板軋延方向成直角方向的方式，所進行樣品採取的JIS5號試驗片，並施行根據JISZ2241的拉伸試驗，測定YS(降伏應力)、TS(拉伸強度)、EL(伸長)，且求取降伏比(YS/TS)、以及依強度與伸長乘積(TS×EL)表示的強度與伸長均衡值。
再者，擴孔率(λ)係施行根據日本鋼鐵聯盟規格JFST1001的擴孔試驗，並施行測定。
深拉抽性係利用依史威福衝杯試驗(Swift cup test)施行的極限引伸比(LDR)進行評估。試驗係使用直徑33mmΦ的圓筒衝頭，且均使用衝頭圓角(punch shoulder)曲率半徑及模具圓角(die shoulder)曲率半徑為5mm的模具。樣品係使用對圓形胚料施行切削加工物，並依皺摺壓住壓力3ton、成形速度1mm/s施行試驗。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試驗，便在樣品與模具間設置鐵氟龍片，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。
由表3中得知，本發明例的鋼板係TS與EL的均衡(TS×EL)達21000MPa‧%以上、λ達70%以上，顯示出優異的強度、軋延性及伸長凸緣性。
再者，殘留沃斯田鐵相中的平均固溶C濃度達1%以上的鋼，亦顯示出LDR達2.09以上的優異深拉抽性。
另一方面，逾越本發明範圍外的比較例鋼板，TS與EL的均衡(TS×EL)未滿21000MPa‧%，及(或)λ未滿70%，不管強度、軋延性及伸長凸緣性均較差。

Claims (12)

  1. 一種加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，係成分組成依質量%計含有C：0.05~0.3%、Si：0.01~2.5%、Mn：0.5~3.5%、P：0.003~0.100%以下、S：0.02%以下、Al：0.010~1.5%，且Si與Al的添加量合計為0.5~2.5%，而其餘則由鐵及不可避免的雜質所構成；其中，組織係依面積率計，具有20%以上之肥粒鐵相、2%以上10%以下之麻田散鐵相、及10%以上60%以下之回火麻田散鐵相，依體積率計，具有3%以上10%以下之殘留沃斯田鐵相，且殘留沃斯田鐵相的平均結晶粒徑係2.0μm以下；TS為964MPa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，上述殘留沃斯田鐵相中的平均固溶C濃度係1%以上。
  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，成分組成係更進一步依質量%計含有從Cr：0.005~2.00%、Mo：0.005~2.00%、V：0.005~2.00%、Ni：0.005~2.00%、Cu：0.005~2.00%中選擇1種或2種以上的元素。
  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，成分組成係更進一步依質量%計含有從Ti：0.01~0.20%、Nb：0.01~0.20%中選擇1種或2種的元素。
  5. 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，成分組成係更進一步依質量%計含有B：0.0002~0.005%。
  6. 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，成分組成係更進一步依質量%計含有從Ca：0.001~0.005%、REM：0.001~0.005%中選擇1種或2種的元素。
  7. 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，鍍鋅係合金化鍍鋅。
  8. 一種TS為964MPa以上之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係對具有申請專利範圍第1至6項中任一項所記載成分組成的鋼坯施行熱軋，接著在施行連續退火之際，將500℃~Al變態點之溫度區域的平均加熱速度設為10℃/s以上，並加熱至750~900℃，接著，經保持10秒以上之後，依10℃/s以上的平均冷卻速度，從750℃冷卻至(Ms點-100℃)~(Ms點-200℃)的溫度區域，然後再加熱至350~600℃，並保持10~600秒後，施行鍍鋅。
  9. 一種TS為964MPa以上之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係對具有申請專利範圍第1至6項中任一項所記載成分組成的鋼坯施行熱軋、冷軋，接著在施行連續退火之際，將500℃~Al變態點之溫度區域的平均加熱速度設為10℃/s以上，並加熱至750~900℃，接著，經保持10 秒以上之後，依10℃/s以上的平均冷卻速度從750℃冷卻至(Ms點-100℃)~(Ms點-200℃)的溫度區域，然後再加熱至350~600℃，並保持10~600秒後，施行鍍鋅。
  10. 如申請專利範圍第8或9項之TS為964MPa以上之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中，上述再加熱至350~600℃後的保持時間，係在依下式(1)所求得之時間t~600秒的範圍內；t(秒)=2.5×10-5/Exp(-80400/8.31/(T+273))…(1)其中，T：再加熱溫度(℃)。
  11. 如申請專利範圍第8或9項之TS為964MPa以上之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中，在施行熔融鍍鋅後，更進一步施行鍍鋅的合金化處理。
  12. 如申請專利範圍第10項之TS為964MPa以上之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中，在施行熔融鍍鋅後，更進一步施行鍍鋅的合金化處理。
TW98102207A 2008-01-31 2009-01-21 加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 TWI417400B (zh)

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