TWI418640B - High-strength hot-dip galvanized steel sheet and its manufacturing method - Google Patents

High-strength hot-dip galvanized steel sheet and its manufacturing method Download PDF

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Shinjiro Kaneko
Saiji Matsuoka
Yasunobu Nagataki
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Description

加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法
本發明係關於適合作為汽車、電氣等之產業領域中所用的構件之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。
近年來，就地球環境保護之觀點來看，汽車的燃料費用提升乃成為重要之課題。伴隨於此，藉由車體材料的高強度化來達成薄體化，以進行車體本身之輕量化的嘗試正逐漸積極地進行。然而，鋼板的高強度化會導致延展性的降低，亦即成形加工性的降低。因此，目前仍處於希冀開發出兼具高強度與高加工性之材料的現況。
此外，當將高強度鋼板成形加工為汽車零件般的複雜形狀時，在突出部位或伸長凸緣部位之斷裂或縮頸的產生仍是較大問題。因此，亦須是一種可克服斷裂或縮頸的產生問題之兼具高延展性及高擴孔性之高強度鋼板。
相對於高強度鋼板的成形性提升，至目前為止已開發出肥粒鐵-麻田散鐵雙相鋼(Dual-Phase鋼)或是利用剩餘沃斯田鐵相的變態誘發塑性(Transformation Induced Plasticity)之TRIP鋼等之種種複合組織型高強度熔融鍍鋅鋼板。
例如，專利文獻1、2中，係提出一種藉由規定化學成分，並規定剩餘沃斯田鐵相及麻田散鐵相的體積率以及其製造方法所製得之延展性佳之鋼板。此外，專利文獻3中，係提出一種藉由規定化學成分，並規定該特殊製造方法所製得之延展性佳之鋼板。此外，專利文獻4中，係提出一種藉由規定化學成分，並規定肥粒鐵相與變軔鐵相與剩餘沃斯田鐵相的體積率所製得之延展性佳之鋼板。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特開平11-279691號公報
[專利文獻2]日本特開2001-140022號公報
[專利文獻3]日本特開平04-026744號公報
[專利文獻4]日本特開2007-182625號公報
然而，專利文獻1~4中，係以藉由利用剩餘沃斯田鐵相的變態誘發塑性來提升延展性者為主要目的，並未考量到擴孔性。因此，兼具高延展性及高擴孔性之高強度熔融鍍鋅鋼板的開發仍成為課題。
本發明係鑒於該情況，以提供一種具有高強度(590MPa以上之拉伸強度TS)且加工性(高延展性及高擴孔性)佳之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法者為目的。
本發明者們，係針對可製得具有高強度(590MPa以上之拉伸強度TS)且加工性(高延展性及高擴孔性)佳之高強度熔融鍍鋅鋼板者進行精心探討，而發現到下列內容。
藉由Si的積極添加，可達到因肥粒鐵相的加工硬化能提升所達成之延展性的提升，以及因肥粒鐵相的固溶強化所達成之強度確保及因與第二相之硬度差鬆緩所達成之擴孔性的提升。此外，藉由變軔鐵變態的活用，可達到因剩餘沃斯田鐵相的安定確保所達成之延展性的提升，以及藉由變軔鐵相之中間硬度相的鑄入所達成之軟質肥粒鐵相與硬質麻田散鐵相或剩餘沃斯田鐵相之硬度差鬆緩，可達成擴孔性的提升。再者，當於最終組織中存在多數硬質麻田散鐵相時，由於在軟質肥粒鐵相的異相界面上產生較大硬度差而使擴孔性降低，所以，藉由將最終變態為麻田散鐵相之未變態沃斯田鐵相的一部分進行波來鐵化，以鑄入由肥粒鐵相、變軔鐵相、波來鐵相、麻田散鐵相、剩餘沃斯田鐵相所形成之組織，可在維持高延展性之狀態下更進一步提升擴孔性。此外，藉由適當地控制各相的面積率，相對於拉伸強度TS為590MPa以上之各種強度水準的鋼板，可同時達成高延展性及高擴孔性。
本發明係根據以上發現而創作出之發明，其係具備下列特徵。
[1]加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵係成分組成由以質量%計，含有C：0.04%以上0.15%以下、Si：0.7%以上2.3%以下、Mn：0.8%以上2.2%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.1%以下、N：0.008%以下，剩餘部分為鐵及不可避免的雜質所構成，而組織以面積率計具有70%以上之肥粒鐵相與2%以上10%以下之變軔鐵相與0%以上12%以下的波來鐵相，且以體積率計具有1%以上8%以下的剩餘沃斯田鐵相，且肥粒鐵的平均結晶粒徑為18μm以下，而剩餘沃斯田鐵之平均結晶粒徑為2μm以下。
[2]如前述[1]之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，進而以面積率計具有1%以上5%以下的麻田散鐵相。
[3]如前述[1]或[2]之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，進而作為成分組成含有選自以質量%計，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%以下之至少1種元素。
[4]如前述[1]~[3]中任一項之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，進而作為成分組成含有選自以質量%計，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%以下之至少1種元素。
[5]如前述[1]~[4]中任一項之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，進而作為成分組成含有選自以質量%計，Ca：0.001%以上0.005%以下、REM：0.001%以上0.005%以下之至少1種元素。
[6]如前述[1]~[5]中任一項之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅為合金化鍍鋅。
[7]加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵為將具有前述[1]、[3]、[4]、[5]中任一項之成分組成之鋼厚板進行熱軋、酸洗、冷軋後，以8℃/s以上之平均加熱速度加熱至650℃以上之溫度區域，在750~900℃之溫度區域維持15~600s，接著以3~80℃/s之平均冷卻速度冷卻至300~550℃之溫度區域，於該300~550℃之溫度區域維持10~200s，接著施加熔融鍍鋅。
[8]加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵為將具有前述[1]、[3]、[4]、[5]中任一項之成分組成之鋼厚板進行熱軋、酸洗後，以8℃/s以上之平均加熱速度加熱至650℃以上之溫度區域，在750~900℃之溫度區域維持15~600s，接著以3~80℃/s之平均冷卻速度冷卻至300~550℃之溫度區域，於該300~550℃之溫度區域維持10~200s，接著施加熔融鍍鋅。
[9]如前述[7]或[8]之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵為施加熔融鍍鋅後，在520~600℃之溫度區域施加鍍鋅之合金化處理。
本說明書中，表示鋼的成分之%均為質量%。此外，本發明中，所謂「高強度熔融鍍鋅鋼板」，是指拉伸強度TS為590MPa以上之熔融鍍鋅鋼板。
此外，本發明中，不論施加或未施加合金化處理，均將所有藉由熔融鍍鋅方法在鋼板上施加鍍鋅之鋼板總稱為熔融鍍鋅鋼板。亦即，本發明之熔融鍍鋅鋼板，係包含未施加合金化處理之熔融鍍鋅鋼板以及施加合金化處理之合金化熔融鍍鋅鋼板。
根據本發明，可製得具有高強度(590MPa以上之拉伸強度TS)且加工性(高延展性及高擴孔性)佳之高強度熔融鍍鋅鋼板。藉由將本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板運用在例如汽車結構構件中，可達到因車體輕量化所達成之燃料費用的改善，其產業上的利用價值極高。
以下詳細說明本發明。
一般為人所知者，在軟質肥粒鐵相與硬質麻田散鐵相之雙相結構中，雖可確保延展性，但由於肥粒鐵相與麻田散鐵相之硬度差較大，所以無法獲得充分的擴孔性。因此，以肥粒鐵相為主相並將含有碳化物之變軔鐵相設為第二相，藉此可鬆緩硬度差以確保擴孔性。然而，此時有無法確保充分的延展性之問題。因此，本發明者們係針對進而活用剩餘沃斯田鐵相與波來鐵相進行探討，著眼於在由肥粒鐵相與變軔鐵相與波來鐵相與麻田散鐵相與剩餘沃斯田鐵相所形成之複合組織中之特性提升的可能性，進行詳細的探討。
其結果為，以肥粒鐵相的固溶強化與肥粒鐵相的加工硬化能提升為目的積極地添加Si，藉由肥粒鐵相與變軔鐵相與波來鐵相與麻田散鐵相與剩餘沃斯田鐵相之複合組織的鑄入，降低異相間的硬度差，且進而使該複合組織的面積達到適當，可同時達成高延展性及高擴孔性。
以上是完成本發明之技術性特徵。
此外，本發明之特徵係成分組成由以質量%計，含有C：0.04%以上0.15%以下、Si：0.7%以上2.3%以下、Mn：0.8%以上2.2%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.1%以下、N：0.008%以下，剩餘部分為鐵及不可避免的雜質所構成，而組織以面積率計具有70%以上之肥粒鐵相與2%以上10%以下之變軔鐵相與0%以上12%以下的波來鐵相，且以體積率計具有1%以上8%以下的剩餘沃斯田鐵相，且肥粒鐵的平均結晶粒徑為18μm以下，而剩餘沃斯田鐵之平均結晶粒徑為2μm以下。
(1)首先說明成分組成。
C：0.04%以上0.15%以下
C為沃斯田鐵生成元素，其係將組織複合化，且對於強度與延展性之均衡的提升為有效之元素。當C量未達0.04%時，難以確保必要的剩餘γ量以及變軔鐵面積率。另一方面，當C量過剩地添加超過0.15%時，硬質麻田散鐵相的面積率超過5%，使擴孔性降低。此外，熔接部及熱影響部的硬化顯著，使熔接部的機械特性劣化。因此，C係設為0.04%以上0.15%以下。較佳為0.05%以上0.13%以下。
Si：0.7%以上2.3%以下
Si為肥粒鐵生成元素，此外，對於固溶強化亦為有效之元素。為了達到強度與延展性之均衡的提升及肥粒鐵相的強度確保，必須添加0.7%以上。此外，為了剩餘沃斯田鐵相的安定確保，必須添加0.7%以上。然而，Si的過剩添加，由於紅鏽等之產生而引起表面性狀的劣化或電鍍附著.密著性的劣化。因此，Si係設為0.7%以上2.3%以下。較佳為1.0%以上1.8%以下。
Mn：0.8%以上2.2%以下
Mn對於鋼的強化為有效之元素。此外，係使沃斯田鐵安定化之元素，為第二相的分率調整所需之元素。因此，Mn必須添加0.8%以上。另一方面，當過剩地添加超過2.2%時，第二相分率過大而難以確保肥粒鐵面積率。此外，近年來由於Mn的合金成本高漲，亦成為導致成本上升之因素。因此，Mn係設為0.8%以上2.2%以下。較佳為1.0%以上2.0%以下。
P：0.1%以下
P對於鋼的強化為有效之元素，但當過剩地添加超過0.1%時，會由於晶界偏析而引發脆化，使耐衝擊性劣化。此外，當超過0.1%時，會大幅延遲合金化速度。因此，P係設為0.1%以下。
S：0.01%以下
S係成為MnS等之夾雜物，由於是耐衝擊性的劣化或沿著熔接部的金屬流動之斷裂的原因，所以愈低愈佳，就製造成本來看，S係設為0.01%以下。
Al：0.1%以下
當Al用於鋼的脫酸而添加時，若未達0.01%，則Mn或Si等之粗大氧化物會多數分散於鋼中使材質劣化，所以添加量較佳係設為0.01%以上。然而，當Al量超過0.1%時，會導致表面性狀的劣化。因此，Al係設為0.1%以下，較佳為0.01~0.1%。
N：0.008%以下
N係對於鋼的耐時效性造成最大劣化之元素，所以愈少愈佳，當超過0.008%時，耐時效性的劣化顯著。因此，N係設為0.008%以下。剩餘部分為鐵及不可避免的雜質。惟除了此等成分元素之外，亦可因應必要添加下列合金元素。
選自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%以下之至少1種Cr、V、Mo，在從退火溫度冷卻時具有控制波來鐵的生成之作用，所以可因應必要來添加。該效果在Cr：0.05%以上、V：0.005%以上、Mo：0.005%以上時可獲得。然而，當過剩地添加超過Cr：1.2%、V：1.0%、Mo：0.5%時，第二相的分率過大而有擴孔性降低等之疑慮。此外，亦成為成本上升之因素。因此，當添加此等元素時，係分別將該量設為Cr：1.2%以下、V：1.0%以下、Mo：0.5%以下。
再者，可含有下列Ti、Nb、B、Ni、Cu中之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對鋼的析出強化為有效，該效果分別於0.01%以上時可獲得，只要在本發明所規定之範圍內，可用於鋼的強化。然而，當分別超過0.1%時，加工性及形狀凍結性會降低。此外，亦成為成本上升之因素。因此，當添加Ti、Nb時，係分別將該添加量設為Ti是0.01%以上0.1%以下、Nb是0.01%以上0.1%以下。
B：0.0003%以上0.0050%以下
B係具有從沃斯田鐵晶界中抑制肥粒鐵的生成‧成長之作用，所以可因應必要來添加。該效果在0.003%以上時可獲得。然而，當超過0.0050%時，加工性會降低。此外，亦成為成本上升之因素。因此，當添加B時，係設為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對鋼的強化為有效之元素，只要在本發明所規定之範圍內，可用於鋼的強化。此外，可促進內部氧化並提升電鍍密著性。為了獲得此等效果，須分別為0.05%以上。另一方面，當Ni、Cu均添加超過2.0%時，會使鋼板的加工性降低。此外，亦成為成本上升之因素。因此，當添加Ni、Cu時，該添加量係分別設為0.05%以上2.0%以下。
選自Ca：0.001%以上0.005%以下、REM：0.001%以上0.005%以下之至少一種
Ca及REM，對於用以將硫化物的形狀形成為球狀以改善硫化物對擴孔性的不良影響者為有效之元素。為了獲得此效果，須分別為0.001%以上。然而，過剩的添加會引起夾雜物等的增加，而引起表面及內部缺陷等。因此，當添加Ca、REM時，該添加量係分別設為0.001%以上0.005%以下。
(2)接著說明微組織。
肥粒鐵相的面積率：70%以上
為了確保良好的延展性，肥粒鐵相的面積率需為70%以上。
變軔鐵相的面積率：2%以上10%以下
為了確保良好的擴孔性，變軔鐵相的面積率需為2%以上。另一方面，為了確保良好的延展性，變軔鐵相係設為10%以下。在此所謂變軔鐵相的面積率，是指變軔肥粒鐵相(錯位密度高之肥粒鐵)占觀察面積之面積比例。
波來鐵相的面積率：0%以上12%以下
當波來鐵相的面積率超過12%時，無法確保必要的剩餘沃斯田鐵量，使延展性降低。因此，為了確保良好的延展性，波來鐵相以面積率計需為12%以下。另一方面，為了確保良好的擴孔性，鬆緩軟質肥粒鐵相與硬質麻田散鐵相的硬度差之中間硬度的波來鐵，較佳為2%以上。因此，較佳為2%以上10%以下。
剩餘沃斯田鐵相的體積率：1%以上8%以下
為了確保良好的延展性，剩餘沃斯田鐵相以體積率計需為1%以上。此外，當剩餘沃斯田鐵相的體積率超過8%時，擴孔加工時，會使剩餘沃斯田鐵相變態所生成之硬質麻田散鐵相增大，導致擴孔性的降低。因此，為了確保良好的擴孔性，剩餘沃斯田鐵相以體積率計需為8%以下。較佳為2%以上6%以下。
肥粒鐵的平均結晶粒徑：18μm以下
為了確保期望的強度，肥粒鐵的平均結晶粒徑霈為18μm以下。此外，當肥粒鐵的平均結晶粒徑超過18μm時，多數存在於肥粒鐵的晶界之第二相的分散狀態，會局部性地變密，無法獲得第二相均一地分散之組織，亦可能導致擴孔性的降低。
剩餘沃斯田鐵的平均結晶粒徑：2μm以下
為了確保良好的擴孔性，剩餘沃斯田鐵的平均結晶粒徑需為2μm以下。
麻田散鐵相的面積率：1%以上5%以下
為了確保期望的強度，麻田散鐵相的面積率需為1%以上。此外，為了確保良好的擴孔性，硬質麻田散鐵相的面積率係設為5%以下。
除了肥粒鐵相、波來鐵相、變軔鐵相、剩餘沃斯田鐵相、麻田散鐵相之外，亦有生成回火麻田散鐵相或回火變軔鐵相或雪明碳鐵相等之碳化物時，但只要滿足上述肥粒鐵相‧波來鐵相‧變軔鐵相的面積率、及剩餘沃斯田鐵相的體積率、肥粒鐵及剩餘沃斯田鐵的平均結晶粒徑，則可達成本發明之目的。
此外，本發明之所謂肥粒鐵相、變軔鐵相(變軔肥粒鐵相)、波來鐵相及麻田散鐵相的面積率，是指各相占觀察面積之面積比例。
(3)接著說明製造條件
本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板，可藉由下列方法製造出，亦即，將具有位於上述成分組成範圍之成分組成之鋼厚板進行熱軋、酸洗、冷軋後，以8℃/s以上之平均加熱速度加熱至650℃以上之溫度區域，在750~900℃之溫度區域維持15~600s，接著以3~80℃/s之平均冷卻速度冷卻至300~550℃之溫度區域，於該300~550℃之溫度區域維持10~200s，接著施加熔融鍍鋅，並可因應必要，在520~600℃之溫度區域施加鍍鋅之合金化處理。
此外，上述係將電鍍的底層鋼板構成為冷軋鋼板之情況，但電鍍的底層鋼板亦可構成為經上述熱軋、酸洗後之鋼板。
以下詳細說明。
具有上述成分組成之鋼，在藉由一般所知的步驟進行熔製後，經由分塊或連續鑄造而成為厚板，並經由熱軋而構成熱軋鋼捲。進行熱軋時，該條件並無特別限定，較佳可將厚板加熱至1100~1300℃，並將最終加工溫度設在850℃以上來施加熱軋，並在400~750℃下捲取為鋼帶。當捲取溫度超過750℃時，熱軋板中的碳化物變得粗大，此粗大化後的碳化物，於熱軋.酸洗後或冷軋後的短時間退火時之均熱中無法熔入，可能有無法獲得必要強度之情況。然後，在藉由一般所知的方法進行酸洗、脫脂等預處理後，可因應必要施加冷軋。進行冷軋時，該條件並不需特別限定，但較佳是在30%以上的冷軋壓下率下施加冷軋。此係由於當冷軋壓下率低時，無法促進肥粒鐵的再結晶，使未經再結晶的肥粒鐵殘存，可能有延展性及擴孔性降低之情況。
以8℃/s以上之平均加熱速度加熱至650℃以上之溫度區域
當加熱的溫度區域未達650℃或平均加熱速度未達8℃/s時，於退火中無法生成細微且均一地分散之沃斯田鐵相，最終組織中，會形成第2相局部集中而存在之組織，難以確保良好的擴孔性。此外，當平均加熱速度未達8℃/s時，須有較一般還長的爐，而引發因多量的能量消耗所伴隨之成本增加及生產效率的惡化。此外，加熱爐較佳係使用DFF(Direct Fired Furnace：直燃式爐)。此係藉由以DFF所進行之急速加熱來形成內部氧化層，以防止Si、Mn等之氧化物對於鋼板最表層所造成的濃化，而確保良好的電鍍性之故。
在750~900℃之溫度區域維持15~600s本發明中，為了進行退火，係在750~900℃之溫度區域，具體而言是在沃斯田鐵單相區域或是肥粒鐵相與沃斯田鐵相之雙相區域中，維持15~600s。當退火溫度未達750℃或退火時間未達15s時，可能有鋼板中的硬質雪明碳鐵無法充分溶解之情況，或是肥粒鐵的再結晶未完成，而難以確保作為目標之剩餘沃斯田鐵相的體積率，使延展性降低。另一方面，當退火溫度超過900℃或退火時間超過600s時，退火中使沃斯田鐵變得粗大，在冷卻停止不久後，第二相的絕大部分均成為C之稀薄且未經變態的沃斯田鐵。因而在之後於300~550℃之溫度區域維持10~200s之步驟中，變軔鐵變態進行而生成多量含有碳化物之變軔鐵，幾乎無法確保麻田散鐵相、剩餘沃斯田鐵相，而難以確保期望的強度及良好的延展性。此外，亦有因多量的能量消耗所伴隨之成本增加之情況。
以3~80℃/s之平均冷卻速度冷卻至300~550℃之溫度區域
當平均冷卻速度未達3℃/s時，於冷卻中第二相的大部分進行波來鐵化或雪明碳鐵化，最終幾乎無法確保剩餘沃斯田鐵相，使延展性降低。當平均冷卻速度超過80℃/s時，肥粒鐵的生成不足，無法獲得期望的肥粒鐵面積率，而使延展性降低。尤其當熔融鍍鋅後未施加合金化處理時，該平均冷卻速度的上限，就獲得期望組織之觀點來看，較佳係設為15℃/s。此外，當冷卻停止溫度未達300℃時，無法促進變軔鐵變態，而成為變軔鐵相、剩餘沃斯田鐵相幾乎不存在之組織，無法獲得期望的延展性。當冷卻停止溫度超過550℃時，未經變態的沃斯田鐵的絕大部分進行雪明碳鐵及波來鐵化，而難以獲得作為目標之變軔鐵相的面積率及剩餘沃斯田鐵相的體積率，使延展性降低。
於300~550℃之溫度區域維持10~200s
當維持溫度未達300℃或超過550℃時，或是維持時間未達10s時，無法促進變軔鐵變態，而成為變軔鐵相、剩餘沃斯田鐵相幾乎不存在之組織，無法獲得期望的延展性。此外，當維持時間超過200s時，由於變軔鐵變態的過度促進，使第2相的絕大部分成為變軔鐵與雪明碳鐵。因而使最終組織成為幾乎不含麻田散鐵之組織，難以確保期望的強度。
然後將鋼板浸入於一般浴溫下的電鍍浴中，進行熔融鍍鋅，並藉由氣體吹拭等來調整附著量。
在520~600℃之溫度區域施加鍍鋅之合金化處理以提升實際使用時的防鏽能者為目的，係在表面上施加熔融鍍鋅處理。此時，為了確保模壓成形性、點熔接性及塗料密著性，較多係使用在電鍍後施加熱處理以使鋼板的Fe於電鍍層中擴散之合金化熔融鍍鋅。在此溫度區域施加鍍鋅之合金化處理者，是本發明的重要要件之一。藉由變軔鐵變態促進所生成之固溶C量較多之未經變態的沃斯田鐵，即使藉由合金化處理加熱至上述溫度區域，進行波來鐵變態(或是雪明碳鐵化)之量較少，而能夠多量地殘存作為安定的剩餘沃斯田鐵相，相對於此，固溶C量較少之未經變態的沃斯田鐵，當被加熱至上述溫度區域時，其大部分會進行波來鐵變態(或是雪明碳鐵化)。當合金化處理溫度較600℃還高時，最終組織係成為肥粒鐵相、波來鐵相、變軔鐵相占絕大部分，且剩餘沃斯田鐵相、麻田散鐵相幾乎不存在之組織，而難以確保期望的強度及良好的延展性。此外，當合金化處理溫度較520℃還低時，固溶C量較少之未經變態的沃斯田鐵相進行波來鐵化之量較少，最終變態成麻田散鐵。亦即，最終組織係成為肥粒鐵相、變軔鐵、剩餘沃斯田鐵相、5%以上的麻田散鐵相所構成，使上述軟質肥粒鐵相與硬質麻田散鐵相的硬度差較大之異相界面大幅增加，而使擴孔性降低。因此，就降低最終組織的硬質麻田散鐵相之目的下，藉由將最終組織構成形成為肥粒鐵相、波來鐵相、變軔鐵相、剩餘沃斯田鐵相、以及5%以下的少量麻田散鐵相，可確保良好的延展性，同時更進一步地提升擴孔性。
當合金化處理溫度未達520℃時，麻田散鐵相的面積率超過5%，由於麻田散鐵相的面積率超過5%，使上述硬質麻田散鐵相與軟質肥粒鐵相鄰接，所以在異相間產生較大硬度差，而使擴孔性降低。此外，熔融鍍鋅層的附著性變差。當合金化處理溫度超過600℃時，未經變態之沃斯田鐵的絕大部分進行雪明碳鐵或波來鐵化，其結果無法確保期望的剩餘沃斯田鐵量，而使延展性降低。關於合金化處理之溫度區域，為了同時達成良好的延展性及擴孔性，尤佳為540~590℃之範圍。
在本發明之製造方法的一連串熱處理中，只要在上述溫度範圍內，則維持溫度不需為一定，此外，即使在冷卻中冷卻速度產生變化，只要在規定的範圍內，則亦不損及本發明之主旨。此外，只要滿足熱履歷，則鋼板可藉由任意設備來施加熱處理。除此之外，在熱處理後為了進行形狀矯正而對本發明之鋼板進行調質軋延者，亦包含於本發明之範圍。本發明中，係假定使鋼原材經由一般的製鋼、鑄造、熱軋的各步驟來製造出之情況，但例如亦可為藉由薄鋼鑄造等，省略熱軋步驟的一部分或全部來製造出之情況。
[實施例1]
將具有第1表所示之成分組成且剩餘部分為鐵及不可避免的雜質所構成之鋼，於轉爐中進行熔製，並以連續鑄造法來構成厚板。將所得之厚板加熱至1200℃後，在870~920℃的加工溫度下進行熱軋至板厚3.2mm為止，在520℃下予以捲取。接著將所得之熱軋板進行酸洗後，施加冷軋以製造出冷軋鋼板。然後藉由連續式熔融鍍鋅產線，在第2表所示之製造條件下，將上述所得之冷軋鋼板進行退火處理，施加熔融鍍鋅處理後，再施加加入520~600℃的熱處理之合金化熔融鍍鋅處理，而製得合金化熔融鍍鋅鋼板。對於一部分鋼板，係製造出未施加電鍍的合金化處理之熔融鍍鋅鋼板。
此外，將具有第1表中A、J、B、K、L、M、N、O、P所示之成分組成且剩餘部分為鐵及不可避免的雜質所構成之鋼，於轉爐中進行熔製，並以連續鑄造法來構成厚板。將所得之厚板加熱至1200℃後，在870~920℃的加工溫度下進行熱軋至特定板厚為止，在520℃下予以捲取。接著將所得之熱軋板進行酸洗後，藉由連續式熔融鍍鋅產線，在第3表所示之製造條件下進行退火處理，施加熔融鍍鋅處理後，再施加加入520~600℃的熱處理之合金化熔融鍍鋅處理，而製得合金化熔融鍍鋅鋼板。對於一部分鋼板，係製造出未施加電鍍的合金化處理之熔融鍍鋅鋼板。
第3表中，分別對No.39、40、43、44、45、49、54進行熱軋至板厚2.6mm為止，對No.41、46、47、50、53進行至板厚2.3mm為止，對No.42、48進行至板厚2.0mm為止，對No.51進行至板厚2.4mm為止，對No.52進行至板厚1.9mm為止。
對於所製得之熔融鍍鋅鋼板，在對平行於鋼板的軋延方向之板厚剖面進行硏磨後，以3%硝太蝕劑進行腐蝕，使用SEM(掃描式電子顯微鏡)以2000倍的倍率觀察10視野，並使用Media Cybernetics公司的Image-Pro來求取肥粒鐵相、變軔鐵相、波來鐵相、麻田散鐵相的面積率。肥粒鐵的平均結晶粒徑，係使用上述Image-Pro來求取各肥粒鐵粒的面積，算出圓等效徑並將此等值進行平均來求取。
此外，剩餘沃斯田鐵的體積率，係將鋼板進行硏磨至板厚方向的114面為止，並藉由此板厚1/4面的繞射X射線強度來求取。入射X射線係使用CoKα射線，對剩餘沃斯田鐵相的{200}、{220}、{311}面與肥粒鐵相的{220}、{200}、{211}面之峰值積分強度的所有組合，求取其強度比，並將此等的平均值設為剩餘沃斯田鐵的體積率。剩餘沃斯田鐵的平均結晶粒徑，係使用TEM(穿透式電子顯微鏡)來觀察10個以上的剩餘沃斯田鐵，並將此等結晶粒徑進行平均來求取。
此外，拉伸試驗，係使用以使拉伸方向成為與鋼板的軋延方向呈直角之方向之方式來採集樣本之JIS5號試驗片，依據JIS Z2241來進行，並測定TS(拉伸強度)、El(全伸長率)。
本發明中，當TS×El≧20000(MPa‧%)時，係判定為良好。
此外，對於以上所製得之熔融鍍鋅鋼板(GI鋼板、GA鋼板)，係測定擴孔性(伸長凸緣性)。擴孔性(伸長凸緣性)，係依據日本鋼鐵聯盟規格JFST1001來進行。將所得之各鋼板切斷為100mm×100mm後，以板厚≧2.0mm時容許度為12%±1%，板厚＜2.0mm時容許度為12%±2%來鑿穿直徑10mm的孔後，在使用內徑75mm的衝模以壓板力9ton進行壓制之狀態下，將60°圓錐的衝頭壓入孔內，測定龜裂產生臨限時之孔直徑，並從下列式中求取臨限擴孔率λ(%)，從該臨限擴孔率之值來評估伸長凸緣性。
臨限擴孔率λ(%)={(Df -D0 )/D0 }×100
Df 為龜裂產生時之孔徑(mm)，D0 為初期孔徑(mm)。
本發明中，當λ≧70(%)時，係判定為良好。
此外，r值係分別從熔融鍍鋅鋼板中，從L方向(軋延方向)、D方向(與軋延方向呈45°之方向)及C方向(與軋延方向呈90°之方向)分別切出JISZ2201的5號試驗片，並依據JISZ2254的規定分別求取rL 、rD 、rC ，並藉由下列式(1)求取r值。
r值=(rL +2rD +rC )/4‧‧‧(1)
再者，深沖壓成形試驗，係以圓筒深沖壓試驗來進行，並藉由臨限沖壓比(LDR)來評估深沖壓性。圓筒深沖壓試驗條件，係在試驗中使用直徑33mm的圓筒衝頭，衝模直徑：33+3×板厚mm的模型。試驗係在壓板力1ton、成形速度1mm/s下進行。由於電鍍狀態等而使表面的滑動狀態改變，所以係以使表面的滑動狀態不會影響試驗之方式，在樣本與衝模之間放置聚乙烯薄膜而在高潤滑條件下進行試驗。以1mm的間距改變切模直徑，在不產生斷裂下求取完全沖壓之切模直徑D與衝頭直徑d之比(D/d)設為LDR。
第4表、第5表係顯示以上所得之結果。
本發明例之高強度熔融鍍鋅鋼板，其TS均為590MPa以上，且延展性及擴孔性亦佳。此外，在TS×El≧20000MPa‧%時之強度與延展性之均衡性亦高，可得知其為加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板。另一方面，比較例中，其強度、延展性、擴孔性當中之一或一項以上為較差。

Claims (20)

  1. 一種加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵係成分組成由以質量%計，含有C：0.04%以上0.15%以下、Si：0.7%以上2.3%以下、Mn：0.8%以上2.2%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.1%以下、N：0.008%以下，剩餘部分為鐵及不可避免的雜質所構成，而組織以面積率計具有70%以上之肥粒鐵相與2%以上10%以下之變軔鐵相與2%以上10%以下的波來鐵相，且以體積率計具有1%以上8%以下的剩餘沃斯田鐵相，且肥粒鐵的平均結晶粒徑為18μm以下，而剩餘沃斯田鐵之平均結晶粒徑為2μm以下。
  2. 如請求項1之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，進而以面積率計具有1%以上5%以下的麻田散鐵相。
  3. 如請求項1或2之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，進而作為成分組成含有選自以質量%計，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%以下之至少1種元素。
  4. 如請求項1或2之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，進而作為成分組成含有選自以質量%計，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%以下之至少1種元素。
  5. 如請求項3之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，進而作為成分組成含有選自以質量%計，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%以下之至少1種元素。
  6. 如請求項1或2之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，進而作為成分組成含有選自以質量%計，Ca：0.001%以上0.005%以下、REM：0.001%以上0.005%以下之至少1種元素。
  7. 如請求項3之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，進而作為成分組成含有選自以質量%計，Ca：0.001%以上0.005%以下、REM：0.001%以上0.005%以下之至少1種元素。
  8. 如請求項4之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，進而作為成分組成含有選自以質量%計，Ca：0.001%以上0.005%以下、REM：0.001%以上0.005%以下之至少1種元素。
  9. 如請求項5之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，進而作為成分組成含有選自以質量%計，Ca：0.001%以上0.005%以下、REM：0.001%以上0.005%以下之至少1種元素。
  10. 如請求項1或2之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅為合金化鍍鋅。
  11. 如請求項3之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅為合金化鍍鋅。
  12. 如請求項4之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其 中，鍍鋅為合金化鍍鋅。
  13. 如請求項5之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅為合金化鍍鋅。
  14. 如請求項6之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅為合金化鍍鋅。
  15. 如請求項7之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅為合金化鍍鋅。
  16. 如請求項8之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅為合金化鍍鋅。
  17. 如請求項9之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅為合金化鍍鋅。
  18. 一種加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵為將具有請求項1、3、4~9中任一項之成分組成之鋼厚板進行熱軋、酸洗、冷軋後，以8℃/s以上之平均加熱速度加熱至650℃以上之溫度區域，在750~900℃之溫度區域維持15~600s，接著以3~80℃/s之平均冷卻速度冷卻至300~550℃之溫度區域，於該300~550℃之溫度區域維持10~200s，接著施加熔融鍍鋅。
  19. 一種加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵為將具有請求項1、3、4~9中任一項之成分組成之鋼厚板進行熱軋、酸洗後，以8℃/s以上之平均加熱速度加熱至650℃以上之溫度區域，在750~900℃之溫度區域維持15~600s，接著以3~80℃/s之平均冷卻速度冷卻至300~550℃之溫度區域，於該300~550℃之溫度區域維持 10~200s，接著施加熔融鍍鋅。
  20. 如請求項18或19之加工性佳之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵為施加熔融鍍鋅後，在520~600℃之溫度區域施加鍍鋅之合金化處理。
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