TWI429759B - 加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 - Google Patents

加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 Download PDF

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Description

加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法
本發明係關於使用於作為汽車用鋼板用途的耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板。
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。因而，有利用車體材料的高強度化而達薄板化，俾使車體本身變輕量化的動向正活躍中。然而，鋼板的高強度化會導致軋延性降低(即成形加工性降低)，因而期待合併具有高強度與高加工性的材料開發。又，因為汽車碰撞時，各部位所承受到的應變速度係達103 /s程度，因而在此種高速度域下的耐衝擊特性便屬特別重要。且，最近亦追加提高對汽車的耐蝕性提升要求，便有多數進行經施行熔融鍍鋅的高張力鋼板開發。且，為能確保沖壓性、點熔接性及塗料密接性，大多使用經鍍敷後再施行熱處理，俾使鋼板的Fe擴散於鍍敷層中的合金化熔融鍍鋅鋼板。
針對此種要求，加工性與耐衝擊吸收特性均優異的高強度鋼板，代表性係有如專利文獻1所揭示，由肥粒鐵與麻田散鐵的複合組織所構成之雙相組織鋼板(DP鋼板)。但是，原本降伏強度較低的DP鋼板之所以呈現高衝擊吸收能力的理由，係利用沖壓加工施行的加工硬化較大，以及若有加工應變進入，在後續的烤漆步驟便會產生應變時效導致降伏強度大幅提升，會有彎曲加工等加工量較小的零件未必能發揮足夠衝擊吸收能力的問題。且，DP鋼具有在10~30%程度的高應變域中，衝擊吸收能力量較高，耐衝擊特性優異的特徵，雖適用於前面碰撞部位等在碰撞時會出現某程度變形而吸收碰撞能量的部位，但從如側面碰撞部位確保駕駛員空間的觀點，對小應變域需要高吸收能量的部位，難謂充分滿足特性。
再者，專利文獻2雖有揭示：就利用殘留γ的塑性誘發變態之TRIP鋼，使耐衝擊特性提升的技術，但具有與上述DP鋼同樣的問題。
[先行技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本專利特開2003-213369號公報
[專利文獻2]日本專利特開2001-335891號公報
本發明目的在於提案：具有高強度(達590MPa以上的拉伸強度TS)，加工性優異，且即便沒有因沖壓加工而導入應變，直到5%程度之低應變域的吸收能量仍較大，耐碰撞特性優異的熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。
本發明者等為能達成上述課題，製造加工性及耐衝擊特性均優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，便從鋼板組成及微觀組織的觀點進行深入鑽研。結果得知藉由主相為肥粒鐵，第二相含有變韌肥粒鐵、麻田散鐵及珠粒鐵的組織，並滿足麻田散鐵面積率/(變韌肥粒鐵面積率+珠粒鐵面積率)≦0.6，且將肥粒鐵相中的Mn濃度與第二相中的Mn濃度比設為0.70以上，便可獲得較高的加工性與耐衝擊特性。
加工性的提升係藉由Si的活用，便可利用屬於主相的肥粒鐵之加工硬化能力提升而提升軋延性，以及藉由變韌肥粒鐵、珠粒鐵的活用，便可利用軟質肥粒鐵與硬質麻田散鐵的硬度差緩和而提升擴孔性。
再者，通常已知Mn在熱軋時與退火時會濃化於第二相，導致鋼中出現分佈，但藉由將熱軋時的捲取溫度設為低溫，且將退火時的均熱時間設為適當，而將鋼中的Mn分佈呈均勻，並藉由將肥粒鐵相中的Mn濃度與第二相中的Mn濃度比設為0.70以上，即便沒有因沖壓加工而導入應變，直到5%程度的低應變域中之吸收能量仍大，可提升耐碰撞特性。
本發明係以上述發現為基礎而構成。
即，本發明係如下述。
(1)一種加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，係成分組成為依質量%計含有：C：0.04%以上且0.13%以下、Si：0.7%以上且2.3%以下、Mn：0.8%以上且2.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.01%以上且0.1%以下，其餘為鐵及不可避免的雜質構成；其中，組織係依面積率計具有：75%以上的肥粒鐵相、與1%以上的變韌肥粒鐵相、及1%以上且10%以下的珠粒鐵相，且麻田散鐵相的面積率係10%以下；且滿足麻田散鐵面積率/(變韌肥粒鐵面積率+珠粒鐵面積率)≦0.6，且肥粒鐵相中的Mn濃度與第二相中的Mn濃度比係0.70以上。
(2)如(1)所記載之加工性和耐衝擊特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%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下中選擇至少1種的元素。
(3)如(1)或(2)所記載之加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計，含有從Ti：0.01%以上且0.1%以下、Nb：0.01%以上且0.1%以下、B：0.0003%以上且0.0050%以下、Ni：0.05%以上且1.0%以下、Cu：0.05%以上且1.0%以下中選擇至少1種的元素。
(4)如(1)至(3)項中任一項所記載之加工性和耐衝擊特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Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下中選擇至少1種的元素。
(5)如(1)至(4)項中任一項所記載之加工性和耐衝擊特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Ta：0.001%以上且0.010%以下、Sn：0.002%以上且0.2%以下中選擇之至少1種的元素。
(6)如(1)至(5)項中任一項所記載之加工性和耐衝擊特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Sb：0.002%以上且0.2%以下。
(7)一種加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係將具有(1)~(6)項中任一項記載成分組成的鋼胚，施行熱軋後，再依300℃以上且570℃以下的溫度進行捲取而製得的熱軋板，予以酸洗、或更進一步施行冷軋，然後，在750~900℃之溫度域，依t：保持時間(s)，滿足下式的條件施行退火後，15≦t≦47.6×10-10 /exp(-27016/(T+273))
T：退火溫度(℃)
經冷卻，依450~550℃之溫度域保持10~200s，接著施行熔融鍍鋅、或更進一步在500~600℃之溫度域中，依Tave：平均保持溫度(℃)與th：保持時間(s)滿足下式的條件施行鍍鋅的合金化處理；0.45≦exp[200/(400-Tave)]×ln(th)≦1.0　。
根據本發明，可獲得加工性優異、且即便沒有因沖壓加工而導入應變，直到5%程度之低應變域的吸收能量仍大，耐衝擊特性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，可兼顧汽車輕量化與碰撞安全性提升，達對汽車車體的高性能化具大幅貢獻的優異效果。
以下，針對本發明進行具體說明。
首先，針對將本發明的鋼成分組成限定於上述範圍的理由進行說明。另外，相關成分的「%」表示，在無特別聲明的前提下係指「質量%」。
C：0.04%以上且0.13%以下
C係使沃斯田鐵安定化的元素，因為容易生成肥粒鐵以外的相，因而屬於鋼板強度上升的必要元素。若C量未滿0.04%，則即便達製造條件最佳化，仍較難確保所需的強度。反之，若C量超過0.13%，則肥粒鐵相會減少，鋼板的加工性降低，且熔接部與熱影響部的硬化明顯，熔接部的機械特性劣化。就從此觀點，將C量設為0.04%以上且0.13%以下。
Si：0.7%以上且2.3%以下
Si係肥粒鐵生成元素，且亦屬於對固溶強化具有效的元素。而，為能改善強度與軋延性的均衡、及確保肥粒鐵的硬度，必需添加達0.7%以上。然而，若超過2.3%的Si過剩添加，便會因發生諸如紅色鐵銹等而導致表面性狀劣化、引發鍍敷附著‧密接性劣化。故，Si係設為0.7%以上且2.3%以下。較佳係1.2%以上且1.8%以下。
Mn：0.8%以上且2.0%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，對第二相的分率調整屬於必要元素。因而，Mn必需添加達0.8%以上。反之，若超過2.0%的過剩添加，第二相中的麻田散鐵面積率會增加，拉伸凸緣性降低。故，Mn係設為0.8%以上且2.0%以下。較佳係1.0%以上且1.8%以下。
P：0.1%以下
P係鋼強化的有效元素，若超過0.1%的過剩添加，便會因晶界偏析而引發脆化，導致耐衝擊性劣化。又，若超過0.1%，則會使合金化速度大幅延遲。故，P係設為0.1%以下。
S：0.01%以下
S會成為諸如MnS等夾雜物，導致成為耐衝擊性劣化、沿熔接部金屬流出現斷裂的肇因，因而最好盡量降低，就從製造成本的觀點，S係設為0.01%以下。
Al：0.01%以上且0.1%以下
Al係具脫氧劑的作用，屬於對鋼的潔淨度具有效元素，最好在脫氧步驟中添加。此處，若Al量未滿0.01%，此項添加效果便會變差，因而將下限設為0.01%。然而，Al的過剩添加會使製鋼時的扁胚品質劣化。所以，Al係設為0.1%以下。
本發明的高強度熔融鍍鋅鋼板係以上述成分組成為基本成分，其餘則由鐵及不可避免的雜質構成，但配合所需特性，尚可適當含有從以下所述元素中選擇之至少1種的元素。
Cr：0.05%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下
因為Cr、V、Mo係屬於提升淬火性、鋼強化的有效元素。此項效果係依Cr：0.05%以上、V：0.005%以上、Mo：0.005%以上才能獲得。然而，若分別超過Cr：1.0%、V：0.5%、Mo：0.5%的過剩添加，則第二相的分率便會變為過大，會有加工性降低的顧慮。所以，當添加該等元素時，其量分別設為Cr：0.05%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下。
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%以上且0.1%以下、Nb：0.01%以上且0.1%以下
Ti、Nb係對鋼的析出強化具有效，此項效果分別係依0.01%以上才能獲得，若在本發明所規定範圍內亦無妨使用於鋼的強化。但是，若分別超過0.1%，則加工性會降低。所以，當添加Ti、Nb時，其添加量係就Ti設為0.01%以上且0.1%以下，就Nb設為0.01%以上且0.1%以下。
B：0.0003%以上且0.0050%以下
B係具有抑制從沃斯田鐵晶界的肥粒鐵生成/成長之作用，因而視需要可添加。此項效果係達0.0003%以上才能獲得。但是，若超過0.0050%，則加工性會降低。故，當添加B時，便設為0.0003%以上且0.0050%以下。
Ni：0.05%以上且1.0%以下、Cu：0.05%以上且1.0%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。為能獲得該等效果分別必需達0.05%以上。另一方面，若Ni、Cu均添加超過1.0%，便會使鋼板的加工性降低。所以，當添加Ni、Cu的情況，其添加量分別設為0.05%以上且1.0%以下。
更可含有從下述Ca、REM中選擇1種以上的元素。
Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下
Ca及REM係屬於為將硫化物的形狀予以球狀化，俾改善硫化物對擴孔性造成不良影響的有效元素。為能獲得此項效果分別必需達0.001%以上。然而，超過0.005%的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發生。所以，當添加Ca、REM的情況，其添加量分別設為0.001%以上且0.005%以下。
更可含有從下述Ta、Sn中選擇1種以上的元素。
Ta：0.001~0.010%、Sn：0.002~0.2%
Ta係與Ti、Nb同樣的，會形成合金碳化物、合金氮碳化物，不僅對高強度化具貢獻，且藉由其中一部分固溶於Nb碳化物、Nb氮碳化物中，而形成諸如(Nb,Ta)(C,N)之類的複合析出物，明顯抑制析出物的粗大化，判斷具有能使利用析出強化而對強度的貢獻呈安定化之效果。因而，當添加Ta的情況，其含有量最好設為0.001%以上。但是，當過剩添加時，不僅上述析出物安定化效果已達飽和，且合金成本亦會提高，因而當添加Ta的情況，其含有量最好設為0.010%以下。
Sn係就從抑制鋼板表面的氮化、氧化、或抑制因氧化所造成距鋼板表層數10μm區域的脫碳情形之觀點，係可添加。藉由抑制此種氮化、氧化，便可防止鋼板表面的麻田散鐵生成量減少，俾使疲勞特性與抗老化性獲改善。就從抑制氮化、氧化的觀點，當添加Sn的情況，其含有量最好設為0.002%以上，若超過0.2%則會導致韌性降低，因而最好將其含有量設在0.2%以下。
更可含有下述Sb。
Sb：0.002~0.2%
Sb亦是與Sn同樣的，就從抑制鋼板表面的氮化、氧化、或抑制因氧化所造成距鋼板表層數10μm區域的脫碳情形之觀點，係可添加。藉由抑制此種氮化、氧化，便可防止鋼板表面的麻田散鐵生成量減少，俾使疲勞特性與抗老化性獲改善。就從抑制氮化、氧化的觀點，當添加Sb的情況，其含有量最好設為0.002%以上，若超過0.2%則會導致韌性降低，因而最好將其含有量設在0.2%以下
其次，針對鋼組織進行說明。
肥粒鐵相之面積率：75%以上
為能確保良好的軋延性，肥粒鐵相依面積率必需達75%以上。
變韌肥粒鐵相之面積率：1%以上
為能確保良好的擴孔性，即為能緩和軟質肥粒鐵與硬質麻田散鐵間之硬度差，變韌肥粒鐵相的面積率必需達1%以上。
珠粒鐵相之面積率：1%以上且10%以下
為能確保良好的擴孔性，珠粒鐵相的面積率係設為1%以上。若珠粒鐵相之面積率超過10%，軋延性(TS×EL)會降低。所以，珠粒鐵相之面積率係設為1%以上且10%以下。
麻田散鐵相之面積率：10%以下
若麻田散鐵相之面積率超過10%，拉伸凸緣性降低會趨於明顯。所以，麻田散鐵相之面積率係設為10%以下。
麻田散鐵面積率/(變韌肥粒鐵面積率+珠粒鐵面積率)≦0.6
麻田散鐵係與肥粒鐵間之強度差較大，會使拉伸凸緣性降低，但藉由使與變韌肥粒鐵及珠粒鐵共存，並設為麻田散鐵面積率/(變韌肥粒鐵面積率+珠粒鐵面積率)≦0.6，便可抑制因麻田散鐵所造成的擴孔性降低情形。故，設為麻田散鐵面積率/(變韌肥粒鐵面積率+珠粒鐵面積率)≦0.6。
另外，除肥粒鐵、變韌肥粒鐵、珠粒鐵、麻田散鐵之外，尚有會生成殘留沃斯田鐵、回火麻田散鐵、碳化鐵體等碳化物的情況，但若滿足上述肥粒鐵、變韌肥粒鐵、珠粒鐵、麻田散鐵的面積率，便可達成本發明目的。
再者，本發明中所謂「肥粒鐵、變韌肥粒鐵、珠粒鐵、麻田散鐵的面積率」，係指在觀察面積中所佔的各相面積比例。
微觀組織係針對鋼板在軋延方向剖面的板厚1/4部，施行研磨後，使用3%Nital施行腐蝕，然後使用掃描式電子顯微鏡依倍率5000倍的視野進行觀察，並使用Media Cybernetics 公司的Image-Pro求取各相之面積率。
此時，因為麻田散鐵與殘留沃斯田鐵的區分較為困難，因而對所獲得熔融鍍鋅鋼板依200℃施行2小時的回火處理，然後，朝鋼板的軋延方向依照上述方法觀察平行板厚剖面的組織，並將依上述方法所求得回火麻田散鐵相的面積率視為「麻田散鐵相之面積率」。
再者，殘留沃斯田鐵相的含有量係將鋼板研磨至板厚方向的1/4面，再利用該板厚1/4面的繞射X射線強度便可求得。此時，入射X射線係使用CoKα線，並針對殘留沃斯田鐵相的{111}、{200}、{220}、{311}面、與肥粒鐵相的{110}、{200}、{211}面之尖峰積分強度全部組合，求取強度比，並將該等的平均值視為「殘留沃斯田鐵相之含有量」，且將該含有量視同「殘留沃斯田鐵之面積率」。
肥粒鐵相中的Mn濃度、與第二相中的Mn濃度比(肥粒鐵相中的Mn濃度/第二相中的Mn濃度)達0.70以上
藉由將鋼中的Mn分佈形成均勻，即便沒有因沖壓加工而導入應變，直到5%程度的低應變域中之吸收能量仍較大，可提升耐碰撞特性，藉由將肥粒鐵相中的Mn濃度、與第二相中的Mn濃度比設為0.70以上，便可獲得此項效果。故，將肥粒鐵相中的Mn濃度、與第二相中的Mn濃度比設為0.70以上。
其次，針對製造條件進行說明
將經調整為上述成分組成的鋼利用轉爐等進行熔製，再依連續鑄造法等形成扁胚。對該鋼胚施行熱軋而形成熱軋鋼板，再將該熱軋鋼板施行酸洗、或更進一步施行冷軋而形成冷軋鋼板。對經酸洗過的熱軋鋼板或冷軋鋼板施行連續退火後，再施行熔融鍍鋅處理、或更進一步施行鍍鋅的合金化處理。針對各步驟的限定理由進行說明。
[熱軋條件]
捲取溫度：300℃以上且570℃以下
若熱軋後的捲取溫度超過570℃，在捲取後便會促進Mn朝第二相的分配，導致就最終組織將肥粒鐵相中的Mn濃度與第二相中的Mn濃度比設為0.70以上之事趨於困難。又，若捲取溫度未滿300℃，則熱軋板的形狀會惡化、或熱軋板強度過度上升，導致冷軋較為困難。故，捲取溫度係設為300℃以上且570℃以下。
[連續退火條件]
在750~900℃溫度域中，依滿足下式的條件施行退火。
15≦t≦47.6×10-10 /exp(-27016/(T+273))
t：保持時間(s)
T：退火溫度(℃)
當退火溫度未滿750℃時、或保持(退火)時間未滿15s時，退火時的沃斯田鐵生成會嫌不足，導致無法確保經退火冷卻後所必要量的低溫變態相。反之，若退火溫度超過900℃，則退火時的沃斯田鐵會明顯增加，導致無法確保經退火冷卻後所必要量的肥粒鐵。又，若保持時間超過47.6×10-10 /exp(-27016/(T+273))秒，則退火時Mn對沃斯田鐵相的濃化會過度進行，導致頗難就最終組織將肥粒鐵相中的Mn濃度、與第二相中的Mn濃度比設為0.70以上。
退火後冷卻，在450~550℃溫度域中保持10~200s。
當保持溫度超過550℃時、或保持時間未滿10s時，因為並不會促進變韌鐵變態，幾乎無法獲得變韌肥粒鐵，因而無法獲得所需的擴孔性。又，當保持溫度未滿450℃、或保持時間超過200s時，第二相的大半部分會變成因變韌鐵變態促進而生成的固溶碳量較多之沃斯田鐵與變韌肥粒鐵，導致無法獲得所需的珠粒鐵面積率，且硬質麻田散鐵面積率會增加，導致無法獲得良好的擴孔性與材質安定性。
在施行上述保持之後，便於實際使用時的防銹能力提升目的下，對表面施行熔融鍍鋅處理。
為能確保沖壓性、點熔接性及塗料密接性，大多使用在鍍敷後施行熱處理，俾使鋼板的Fe擴散於鍍敷層中的合金化熔融鍍鋅鋼板。在製造合金化熔融鍍鋅鋼板時，於熔融鍍鋅後，更進一步依下述條件施行合金化處理。
[合金化處理條件]
在500~600℃溫度域中，Tave：平均保持溫度(℃)、th：保持時間(s)，依滿足下式：0.45≦exp[200/(400-Tave)]×ln(th)≦1.0的條件施行鍍敷層之合金化處理。
另外，exp(X)、ln(X)分別係表示X的指數函數、自然對數。
鍍敷層的合金化處理係為能在鍍敷層中獲得適當的Fe%，便設為500~600℃範圍。
當exp[200/(400-Tave)]×ln(th)未滿0.45時，因為最終組織中會有較多的麻田散鐵存在，導致上述硬質麻田散鐵鄰接於軟質肥粒鐵，造成異相間出現較大的硬度差，致使擴孔性降低。當exp[200/(400-Tave)]×ln(th)超過1.0時，未變態沃斯田鐵幾乎均會變態為碳化鐵體或珠粒鐵，結果導致無法獲得所需的強度與軋延性均衡。
另外，本發明之製造方法的一連串熱處理中，若在上述溫度範圍內，則保持溫度並無必要為一定，若在所規定範圍內便不會損及本發明主旨。又，若連熱經歷(heat history)亦能滿足，則鋼板依任何設備施行熱處理均無妨。除此之外，在熱處理後為施行形狀矯正，而對本發明鋼板施行調質軋延之事，亦涵蓋於本發明範圍內。另外，本發明係假設鋼素材經由通常的製鋼、鑄造、熱軋等各步驟而進行製造之情況，但亦可例如利用薄板鑄造等並省略部分或全部熱軋步驟而進行製造的情況。
其他之製造方法並無特別的限定，相關較佳一例係如下示。
[鑄造條件]
所使用的鋼胚係為防止成分的巨觀偏析，最好依連續鑄造法進行製造，但亦可依造塊法、薄胚鑄造法進行製造。又，除在製造鋼胚後，暫時先冷卻至室溫，然後再度施行加熱的習知方法之外，未冷卻至室溫，而依熱片的狀態插入於加熱爐中，或者在稍施行保熱後便馬上施行軋延的直送軋延‧直接軋延等省能源製程，亦均毫無問題地可適用。
[熱軋條件]
扁胚加熱溫度：1100℃以上
扁胚加熱溫度係就能量而言，最好為低溫加熱，但若加熱溫度未滿1100℃，便會有碳化物無法充分固溶、或因軋延荷重增加導致熱軋時發生故障的危險性增大等問題發生。另外，因為隨氧化量增加會造成銹皮損失(scale loss)增加等，因而扁胚加熱溫度最好設為1300℃以下。
另外，就從即便降低扁胚加熱溫度，仍可防止熱軋時故障的觀點，亦可活用將片條予以加熱之所謂片條加熱器。
精軋溫度：Ar3 變態點以上
若精軋結束溫度未滿Ar3 變態點，在軋延中會生成α與γ，導致鋼板中容易生成帶狀組織，該帶狀組織在冷軋後與退火後仍會殘留，會有成為使材料特性發生非等向性、或使加工性降低之原因的情況發生。因而，精軋溫度最好設為Ar3 變態點以上。
另外，本發明的熱軋步驟中，為減輕熱軋時的軋延荷重，亦可將精軋其中一部分或全部設為潤滑軋延。施行潤滑軋延之事，係就從鋼板形狀均勻化、材質均勻化的觀點，亦屬有效。另外，施行潤滑軋延時的摩擦係數最好設為0.25~0.10範圍內。又，最好設為將相前後的片條彼此間施行接合，並連續施行精軋的連續軋延製程。採用連續軋延製程之事，就從熱軋的作業安定性觀點，亦屬較佳。
[冷軋條件]
接著，當施行冷軋時，較佳係將熱軋鋼板表面的氧化鐵垢利用酸洗予以除去後，再提供給冷軋而形成既定板厚的冷軋鋼板。此處就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為40%以上。
[熔融鍍鋅條件]
鍍敷處理係利用0.08~0.18%溶解Al量的鍍浴，依浴溫440~500℃的鍍浴使鋼板浸入於鍍浴中而實施，再利用氣刷法等進行附著量的調整。另外，經熔融鍍鋅處理後的鋼板，為形狀矯正、表面粗度等的調整，亦可施行調質軋延。又，即便施行諸如樹脂或油脂塗敷、各種塗裝等處理，亦不會有任何不良情況。
[實施例]
將具有表1所示成分組成，其餘為Fe及不可避免的雜質(表1中，N係不可避免的雜質)構成的鋼，利用轉爐進行熔製，並利用連續鑄造法形成鑄片。
將所獲得鑄片依照表2及表3所示條件，熱軋為板厚3.0mm。接著，經酸洗後，再冷軋為板厚1.4mm而製得冷軋鋼板，並提供施行退火。又，其中一部分係將熱軋為板厚2.3mm的熱軋鋼板，再經酸洗後便直接提供施行退火。
接著，對該等冷軋鋼板或熱軋鋼板，利用連續熔融鍍鋅生產線，依表2及表3所示條件施行退火與鍍敷處理。鍍敷附著量係設為每單面35~45g/m2 。
針對所獲得鋼板的微觀組織、拉伸特性、拉伸凸緣性及耐衝擊特性進行調查，結果如表4及表5所示。
另外，微觀組織係針對鋼板軋延方向剖面的板厚1/4部分，使用掃描式電子顯微鏡依倍率5000倍的視野進行觀察，並依照上述方法求取各相之面積率。
肥粒鐵相與第二相中的Mn濃度係利用EPMA依0.1μm間隔，施行Mn的線分析而進行測定。將各粒子的Mn濃度平均值視為該粒子的Mn濃度，並針對肥粒鐵相與第二相各10粒子進行測定，且將其平均值視為肥粒鐵相及第二相的Mn濃度。
加工性係就軋延性、擴孔性(拉伸凸緣性)進行評估。
軋延性係使用從無加工鋼板的軋延方向之直角方向所採取的JIS5號試驗片，依應變速度10-3 /s施行拉伸試驗，並測定TS(拉伸強度)、EL(總伸長率)，將TS×EL≧19000MPa‧%的情況判定為「良好」。
拉伸凸緣性係根據日本鋼鐵聯盟規格JFST1001實施。將所獲得鋼板切斷為100mm×100mm後，針對板厚2.0mm以上係依間隙12%±1%、而板厚未滿2.0mm係依間隙12%±2%，衝孔直徑10mm孔之後，再使用內徑75mm的模具，在依皺摺壓住力9ton進行按押的狀態下，將60°圓錐衝頭壓入孔中，測定龜裂發生極限的孔直徑，從下式求取極限擴孔率λ(%)，並從該極限擴孔率的數值進行拉伸凸緣性評估。
極限擴孔率λ(%)={(Df -D0 )/D0 }×100
其中，Df 係龜裂發生時的孔徑(mm)，D0 係初期孔徑(mm)。
本發明中，將λ≧70(%)的情況判定屬良好。
衝擊吸收特性係從無加工鋼板軋延方向的直角方向所採取到平行部之寬5mm、長度7mm的試驗片，求取直到依應變速度2000/s施行拉伸試驗時之應變量的吸收能量(參照鐵與鋼、Vol.83(1997)、p.748)，依所求得吸收能量與靜態TS的比(AE/TS)評估衝擊吸收特性。另外，吸收能量係藉由將應力-真應變曲線依應變量0~5%的範圍進行積分而求得。
本發明例，TS達590MPa以上，軋延性、拉伸凸緣性均優異，且依應變速度2000/s直到應變量5%為止的吸收能量與靜態TS的比(AE/TS)係達0.050以上，可獲得在高應變速度下的小應變域加工，具有高耐衝擊特性的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。相對於此，比較例因為上述AE/TS未滿0.050，因而高應變速度下的小應變域加工之高耐衝擊特性差，或者軋延性、拉伸凸緣性中至少任一特性較差。
(產業上之可利用性)
本發明的高強度熔融鍍鋅鋼板係加工性優異，並具有優異的耐衝擊特性。本發明的高強度熔融鍍鋅鋼板不僅可適用於汽車的前面碰撞部位的鋼板，亦可適用為側面碰撞部位的鋼板，且亦可利用為彎曲加工等加工量較小部位所使用的鋼板。

Claims (18)

  1. 一種加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於，成分組成依質量%計係含有C：0.04%以上且0.13%以下、Si：0.7%以上且2.3%以下、Mn：0.8%以上且2.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.01%以上且0.1%以下，其餘為鐵及不可避免的雜質所構成；組織係依面積率計具有75%以上的肥粒鐵相、1%以上的變韌肥粒鐵相、及1%以上且10%以下的珠粒鐵相，且麻田散鐵相的面積率係10%以下；且滿足麻田散鐵面積率/(變韌肥粒鐵面積率+珠粒鐵面積率)≦0.6，且肥粒鐵相中的Mn濃度與第二相中的Mn濃度比係0.70以上。
  2. 如申請專利範圍第1項之加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計進一步含有從Cr：0.05%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下中選擇之至少1種的元素。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計進一步含有從Ti：0.01%以上且0.1%以下、Nb：0.01%以上且0.1%以下、B：0.0003%以上且0.0050%以下、Ni：0.05%以上且1.0%以下、Cu：0.05%以上且1.0%以下中選擇之至少1種 的元素。
  4. 如申請專利範圍第1或2項之加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計進一步含有從Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下中選擇之至少1種的元素。
  5. 如申請專利範圍第3項之加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計進一步含有從Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下中選擇之至少1種的元素。
  6. 如申請專利範圍第1或2項之加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計進一步含有從Ta：0.001%以上且0.010%以下、Sn：0.002%以上且0.2%以下中選擇之至少1種的元素。
  7. 如申請專利範圍第3項之加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計進一步含有從Ta：0.001%以上且0.010%以下、Sn：0.002%以上且0.2%以下中選擇之至少1種的元素。
  8. 如申請專利範圍第4項之加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計進一步含有從Ta：0.001%以上且0.010%以下、Sn：0.002%以上且0.2%以下中選擇之至少1種的元素。
  9. 如申請專利範圍第5項之加工性和耐衝擊特性優異之高 強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計進一步含有從Ta：0.001%以上且0.010%以下、Sn：0.002%以上且0.2%以下中選擇之至少1種的元素。
  10. 如申請專利範圍第1或2項之加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計進一步含有Sb：0.002%以上且0.2%以下。
  11. 如申請專利範圍第3項之加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計進一步含有Sb：0.002%以上且0.2%以下。
  12. 如申請專利範圍第4項之加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計進一步含有Sb：0.002%以上且0.2%以下。
  13. 如申請專利範圍第5項之加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計進一步含有Sb：0.002%以上且0.2%以下。
  14. 如申請專利範圍第6項之加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計進一步含有Sb：0.002%以上且0.2%以下。
  15. 如申請專利範圍第7項之加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計進一步含有Sb：0.002%以上且0.2%以下。
  16. 如申請專利範圍第8項之加工性和耐衝擊特性優異之 高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計進一步含有Sb：0.002%以上且0.2%以下。
  17. 如申請專利範圍第9項之加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計進一步含有Sb：0.002%以上且0.2%以下。
  18. 一種加工性和耐衝擊特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係將對具有申請專利範圍第1至17項中任一項之成分組成的鋼胚施行熱軋後，依300℃以上且570℃以下的溫度進行捲取而製得的熱軋板予以酸洗、或更進一步施行冷軋，然後，在750~900℃之溫度域，依t：保持時間(s)滿足下式的條件施行退火後，15≦t≦47.6×10-10 /exp(-27016/(T+273))T：退火溫度(℃)經冷卻，依450~550℃之溫度域保持10~200s，接著施行熔融鍍鋅、或更進一步在500~600℃之溫度域中，依Tave：平均保持溫度(℃)與th：保持時間(s)滿足下式的條件施行鍍鋅的合金化處理；0.45≦exp[200/(400-Tave)]×ln(th)≦1.0。
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