TWI441928B

TWI441928B - 均勻伸長和鍍覆性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法

Info

Publication number: TWI441928B
Application number: TW100141194A
Authority: TW
Inventors: Kenji Takahashi; Kaneharu Okuda; Yoshihiko Ono
Original assignee: Jfe Steel Corp
Priority date: 2010-11-12
Filing date: 2011-11-11
Publication date: 2014-06-21
Also published as: US9028973B2; EP2634281A1; JP5141811B2; EP2634281A4; CN103210105A; CN103210105B; KR20130086062A; TW201226581A; WO2012063969A1; JP2012117148A; US20130295410A1; KR101553757B1

Description

均勻伸長和鍍覆性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法

本發明係關於可應用至汽車車體或家電製品中之要求高成形性與鍍覆性的壓製零件，具有440MPa以上且未滿590MPa之拉伸強度的均勻伸長與鍍覆性優越之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。

近年來，由提升汽車燃料消費率的觀點而言而強烈要求車體的輕量化。此外，由車輛衝突時保護乘客的觀點而言，亦要求車輛之衝突安全性的提升。為了同時達成此種車體之輕量化與衝突安全性，正進行著將高張力鋼板應用於車體零件所造成的高強度化與薄板化。

然而，隨著鋼板之高強度化，延性與深衝性等壓製成形性將降低，故難以將高張力鋼板應用於要求高成形性的壓製零件。例如，以作為汽車外板之門外部或後門為例，習知係使用拉伸強度為270~340MPa級之低強度且成形性優越的鋼板。在使此種零件高強度化時，必須維持高成形性。作為成形性之指標之一，係使用由拉伸試驗所評價的總伸長值。屬於均勻伸長與局部伸長之和的總伸長越高，則可施加未達破斷前的更大加工。然而，在實際之壓制成形時，若鋼板受到超過均勻伸長之變形而達到局部伸長區域，則變形集中於鋼板之經局部伸長的部位，板厚集中性地減少而發生頸縮。因此，頸縮部容易破斷而成為壓製成形時之破裂危險部位。進而，外板面板上，若於創作面上發生頸縮，則有損表面外觀。基於此種理由，而對外板面板用鋼板要求較高之均勻伸長。又，習知之此種鋼板中，為了防止因伸張應變發生所造成之外觀品質劣化，而強烈要求抑制降伏點伸長之發生。

在此同時，由車體之長壽命化的觀點而言，車體零件之耐蝕性的確保亦屬於重要課題，故進行熔融鍍鋅對車體零件的應用。因此，高張力鋼板之鍍覆性亦成為重要之要求特性之一。

作為使鋼板之伸張強度高強度化、並提升延性的方法之一，已知有於軟質之肥粒鐵相中分散了硬質之麻田散鐵相的Dual-Phase(DP，雙相)鋼板。DP鋼板因高強度且降伏強度低，故形狀凍結性優越，進而因加工硬化特性優越故顯示較高的均勻伸長(例如專利文獻1)。然而，DP鋼板難以稱得上具有可匹敵270~340MPa級鋼板的充分加工性。

因此，作為用於得到更優越之延性的方法，已知有於軟質之肥粒鐵相中生成殘留沃斯田鐵，於變形時，沃斯田鐵變態為麻田散鐵，藉此顯示高延性、尤其是高均勻伸長的利用了變態誘發塑性(Transformation-induced Plasticity；TRIP)效果的TRIP鋼板。作為TRIP鋼板，已知有藉由添加Si使碳化物生成延遲，促進C對沃斯田鐵的濃縮而使沃斯田鐵穩定化的Si添加TRIP鋼(例如專利文獻2)。然而，Si添加TRIP鋼中，因Si屬於非常強力之固溶強化元素，故若含有用於確保殘留沃斯田鐵所需之量的Si，則拉伸強度不得不成為590MPa以上，而成為雖然TS×El平衡優越、但延性及均勻伸長之絕對值低的鋼板。事實上，習知之Si添加TRIP鋼板係於冷軋材時，其均勻伸長為未滿24%。再者，於鋼胚加熱或熱軋及退火過程中，Si容易於鋼板表面形成牢固的氧化皮膜，故成為銹皮殘留或鍍覆不均、未鍍覆等表面缺陷的原因。因此，Si添加TRIP鋼於外觀品質方面亦必須有所改善。

因此，提案有添加了與Si同樣地促進C對沃斯田鐵之濃化、且強度上昇及鍍覆劣化之影響較Si少的Al的TRIP鋼板。例如，專利文獻3中報告有一種延性與鍍覆密黏性優越之鋼板的製造方法，其係減低Si量、Al量設為1.5~2%、使殘留沃斯田鐵生成一定量的鋼板，具有拉伸強度(TS)：440~490MPa、伸長(El)：36~39%。然而，為了製造該鋼板，不可或缺的是在最終退火前依800℃實施約1小時的二相域退火，使Mn事先分配，進而於退火+鍍覆步驟中，亦於800℃×60秒的均熱退火後予以冷卻，在440℃之鍍浴浸漬後必須進行10分鐘以下的長時間退火。亦即，此製造方法係難以藉由於鍍浴浸漬後不具有退火處理線的一般CGL產線進行製造，再者，由於最終退火前之前熱處理不可或缺，故有製造成本大幅增加的問題。又，如實施例，任一發明鋼均存在有超過2%的降伏點伸長，而於壓制時產生伸張應變、外觀品質降低。

專利文獻4中亦記載有藉由減低Si量並添加Al，而活用殘留沃斯田鐵的高延性熔融鍍鋅鋼板的製造方法，但其亦必須在CGL之最終退火前進行750℃以上的退火、以及250~550℃的回火。

專利文獻5中提案有一種熔融鍍鋅鋼板的製造方法，係以於含有Si之高Mn、高Al成分鋼中，拉伸強度(TS)：440~490MPa而延性優越的冷軋鋼板作為基底。然而，此文獻所揭示之鋼板之合金化溫度相較於常法為非常高，鍍覆之粉化性顯著劣化，於鍍覆品質方面存在課題。又，需要急速加熱，相較於既有之CGL設備，有製造成本顯著變高的問題。

專利文獻6中提案有除了在高Al成分鋼中，於實施前熱處理後藉CGL進行鍍覆的製造方法以外，藉由未實施前熱處理而於熱軋時進行350~500℃的低溫捲繞，而形成含有10%以上之低溫變態相並具有80%以上之變韌鐵作為低溫變態相的熱軋組織後，藉CGL進行鍍覆，以製造TS×El平衡優越的鋼板及其製造方法。然而，此技術中係採用含有一定量之Si的成分系，難謂具有充分優越的鍍覆性。

專利文獻7中，揭示有於高Al成分鋼中顯示高El之鋼板的製造方法。然而，此鋼板之製造時，不可或缺的是實質上二次冷卻速度為80℃/s以上的冷卻能力。又，本發明者等人針對低冷速區域為止進行調查，結果發現，其實施例記載之數個鋼板的第二相分解為波來鐵，特性大幅劣化。

(專利文獻1)日本專利第4207738號公報

(專利文獻2)日本專利特開平5-255799號公報

(專利文獻3)日本專利特開2001-355041號公報

(專利文獻4)日本專利第4333352號公報

(專利文獻5)日本專利特開2000-256789號公報

(專利文獻6)日本專利特開2004-256836號公報

(專利文獻7)日本專利第3569307號公報

如此，習知難以稱得上可提供屬於440MPa以上且未滿590MPa之強度水準，具有高均勻伸長與鍍覆性，可於製造成本或合金成本不顯著增加之下進行製造的高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。

因此，本發明之目的在於提供具有440MPa以上且未滿590MPa之拉伸強度，由加工性觀點而言均勻伸長優越，由外板品質觀點而言抑制降伏伸長，鍍覆性亦良好的高強度熔融鍍鋅鋼板與其製造方法。

習知，為了高延性化而欲確保多量之殘留沃斯田鐵，已研討了含有多量之Si、Mn的鋼，但其成為使鋼板之均勻伸長或鍍覆性降低的原因。本發明者等人為了解決上述課題而潛心研究，由確保優越之外板品質的觀點而言，進行了未添加以Si為首之多量合金添加物的成分系的檢討。其結果發現，為了得到更勝習知TRIP鋼之優越的均勻伸長(U.El)，重要的是確保多量之肥粒鐵體積分率並將拉伸強度(TS)抑制為未滿590MPa，並使近乎穩定之殘留沃斯田鐵微量分散於組織中。

再者，為了抑制鋼板之降伏伸長(YPEl)發生，可作成微量分散了硬質麻田散鐵的複合組織，因此，重要的是習知技術所未揭示之合金成分設計與配合其之製造條件設定，必須將Mn、Cr、P、B及Al之含量抑制於適當範圍，並藉合金成分使最終退火之退火條件適當化。

具體而言，係如以下(1)~(3)所示。

(1)由表面外觀之觀點而言，極力減低Si量，添加適量之Al。

(2)本發明發現為了達成TS＜590MPa之低強度化，必須作成減低了肥粒鐵之固熔強化的成分設計，並為了確保該種軟質肥粒鐵之體積率而使第二相之體積分率成為15%以下。因此，將屬於強力之固熔強化元素的Si極力減低。進而藉由Al添加及Mn減低而使Fe-C狀態圖中之Ae₃ 線位移至高C側，並將Mn、Cr、P、B等淬火元素量作為Mn當量式而規定上限，促進肥粒鐵變態。此種鋼因為於退火時或一次冷卻時容易生成多角肥粒鐵，結果可減低較硬質之變韌肥粒鐵的生成量，可予以低強度化且高延性化。

(3)在抑制24%以上之高均勻伸長與YPEl之發生時，必須於上述軟質之肥粒鐵相中使近乎穩定之殘留沃斯田鐵與硬質之麻田散鐵依適當的體積分率分佈，極力避免碳化物生成所伴隨之波來鐵或變韌鐵等之相的生成。因此，不可或缺的是退火後之一次冷卻時之肥粒鐵變態的促進與波來鐵生成的抑制，進而，於鍍浴浸漬前之中間保持時之變韌鐵生成的適當抑制。在肥粒鐵生成之促進與波來鐵生成之抑制時，可依後述之與Mn當量的關係式管理Mn、Cr、P、B等顯示淬火性之元素的含量與冷卻條件，變韌鐵生成之抑制亦同樣地可由Mn、P、B與Cr、Al之關係式適當管理製造條件。

為了藉由低強度化進行均勻伸長之提升及鍍覆性之提升，僅有極力減低Si量、添加Al仍嫌不足，必須進一步將第二相分率抑制於一定以下。此情況將使沃斯田鐵或麻田散鐵之體積分率的確保及殘留沃斯田鐵之穩定化的達到變得非常困難，但藉由使Mn當量為0.8%以上且2.0%以下，則可適當抑制未變態沃斯田鐵的穩定性，可於退火後冷卻時一邊進行肥粒鐵變態，一邊延遲波來鐵生成。然而，僅藉此並無法充分抑制變韌鐵變態溫度區域中之變韌鐵生成，進而與Mn當量取得平衡而添加Al，則可確保穩定的沃斯田鐵。於此，藉由添加Cr0.10%以上且0.40%以下，則可適當地確保微量之麻田散鐵。

Cr有助於麻田散鐵分率之確保的理由雖尚未明確，但可認為如後述般，Cr有效地抑制來自沃斯田鐵的變韌肥粒鐵生成，並具有抑制其全部成為殘留沃斯田鐵之情形的效果。其理由認為係因Cr屬於沃斯田鐵穩定化元素，此外，屬於碳親和性強的元素，故Cr使沃斯田鐵中之C擴散延遲，並阻礙碳化物(Fe₃ C)的形成，藉此抑制了變韌肥粒鐵之進展。因此，Cr於本發明中為非常有效的元素。

本發明為根據此種見解而完成者，提供以下之(1)~(5)。

(1)一種均勻伸長和鍍覆性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵為，於下述鋼板之表面具有熔融鍍鋅層，拉伸強度為440MPa以上且未滿590MPa，均勻伸長為24%以上；該鋼板係以質量%計含有C：0.06%以上且0.20%以下、Si：未滿0.50%、Mn：0.5%以上且未滿2.0%、P：0.05%以下、S：0.02%以下、Al：0.60%以上且2.00%以下、N：未滿0.004%、Cr：0.10%以上且0.40%以下、B：0.003%以下(包含0%)，以下所示之Mn_eq 滿足0.8≦Mn_eq ≦2.0且Mn_eq +1.3[%Al]≧2.8，剩餘部為由鐵及不可避免之雜質所構成，鋼組織係以肥粒鐵作為母相，第二相體積分率為15%以下，具有體積分率3%以上之麻田散鐵與體積分率3%以上之殘留沃斯田鐵作為第二相，波來鐵及變韌鐵之合計體積分率為麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之體積分率以下；

Mn_eq =[%Mn]+1.3[%Cr]+4[%P]+150[%B]

其中，[%Mn]、[%Cr]、[%P]、[%B]均指作為鋼之化學成分的Mn、Cr、P、B的質量%。

另外，上述[%Al]意指作為鋼之化學成分之Al的質量%。

(2)如(1)之均勻伸長和鍍覆性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，Si：未滿0.05%。

(3)如(1)或(2)之均勻伸長和鍍覆性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，除了上述成分以外，以質量%計含有Ti：0.02%以下、V：0.02%以下、Ni：0.2%以下、Cu：未滿0.1%、Nb：0.02%以下、Mo：未滿0.1%、Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下、Ca及REM：0.01%以下之中的至少1種以上。

(4)如(1)至(3)中任一項之均勻伸長和鍍覆性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，拉伸強度×伸長平衡為19000MPa‧%以上，拉伸強度×均勻伸長平衡為12000MPa‧%以上。

(5)一種均勻伸長和鍍覆性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵為，將具有上述(1)至(3)項中任一項記載之成分組成的鋼胚，藉1100℃以上且1250℃以下加熱後進行熱軋，將所得之熱軋板依捲繞溫度超過500℃進行捲繞後，實施酸洗後進行冷軋，接著，昇溫至750℃以上且950℃以下之溫度並保持20秒以上且200秒以下後，依平均冷卻速度5℃/s以上且40℃/s以下，一次冷卻至以下式所示之臨界一次冷卻溫度T_crit 以上之一次冷卻停止溫度後，由此依平均冷卻速度15℃/s以上進行二次冷卻至410℃以上且500℃以下的中間保持溫度區域，於該溫度區域保持10秒以上且180秒以下後，浸漬於熔融鍍鋅浴中進行熔融鍍鋅，或於熔融鍍鋅後進一步實施鍍覆之合金化處理。

T_crit =870-2.5(66×Mn_eq +CR)

其中，Mn_eq =[%Mn]+1.3[%Cr]+4[%P]+150[%B]；[%Mn]、[%Cr]、[%P]、[%B]均指作為鋼之化學成分的Mn、Cr、P、B的質量%。又，CR係指一次冷卻時之平均冷卻速度(℃/s)。

根據本發明，可得到具有440MPa以上且未滿590MPa之拉伸強度、24%以上之高均勻伸長的鍍覆性優越的高強度熔融鍍鋅鋼板，以及不需複雜步驟或不使成本增加而製造該種鋼板的高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法。進而，本發明之鋼板係拉伸強度×伸長(TS×El)平衡及拉伸強度×均勻伸長(TS×U.El)平衡較高，抑制降伏伸長(YPEl)發生，具有優越的加工性、表面品質。

以下，針對本發明，分為「成分」、「組織」、「製造方法」進行詳細說明。

[成分]

首先，針對本發明中之各成分的限定理由進行說明。又，以下成分量之%表示，在未特別限定之下係指質量%。

‧C：0.06%以上且0.20%以下

C為廉價且非常有效之沃斯田鐵穩定化元素，為在使沃斯田鐵殘留時極重要的元素。C係於後述之熱處理過程中，隨著二相域退火時及肥粒鐵變態的進行，由肥粒鐵被吐出至沃斯田鐵，使沃斯田鐵穩定化而使沃斯田鐵殘留至室溫下。在提升均勻伸長時，此種C經充分濃化的沃斯田鐵必須為3%以上。C未滿0.06%時，則最終殘留之沃斯田鐵之量未滿3%，或即使確保為3%以上但仍因C之濃化量少而不穩定，故無法充分提升均勻伸長。C量越多則殘留沃斯田鐵之生成量及穩定度越增加，但若C量超過0.20%，則第二相分率過於增加，進而使熔接性劣化。因此，將C含量設為0.06%以上且0.20%以下。為了得到具備更高延性的鋼板，較佳係設為0.07%以上且未滿0.15%。

‧Mn：0.5%以上且未滿2.0%

Mn係用於抑制沃斯田鐵朝波來鐵或變韌鐵之變態的重要元素。Mn未滿0.5%時，於退火後之冷卻時，容易由沃斯田鐵分解為波來鐵或變韌鐵，故非常難以使沃斯田鐵殘存至室溫下。另一方面，若Mn成為2.0%以上，則第二相增加，拉伸強度成為590MPa以上且延性降低。因此，將Mn含量設為0.5%以上且未滿2.0%。較佳係未滿1.7%、更佳未滿1.6%。

‧Si：未滿0.50%

由於Si抑制來自沃斯田鐵之雪明碳鐵析出，故屬於促進沃斯田鐵之C濃化時之非常有效的元素。然而，由於Si之固熔強化能力非常高，故若多量地含有則導致拉伸強度上昇。又，由於其與氧的親和性高，故容易於鋼板表面形成氧化皮膜，即使微量，仍會產生因熱軋時之銹皮殘留或連續熔融鍍鋅時之氧化皮膜形成所造成的未鍍覆。因此，最好使Si儘可能地減少，並使Si含量未滿0.50%。由提升鍍覆品質之觀點而言，較佳為未滿0.20%、更佳為未滿0.05%。為了得到特別優越的鍍覆品質，較佳係設為未滿0.03%。

‧Al：0.60%以上且2.00%以下

Al係用於抑制來自沃斯田鐵的碳化物析出，於本發明中為用於增加沃斯田鐵之C濃度所必要的元素。再者，Al為強力之肥粒鐵穩定化元素，故使A_e3 線遷移至高C側，可使與肥粒鐵共存之沃斯田鐵的C濃度高濃度化，進而增加殘留沃斯田鐵的穩定度。Al含量未滿0.60%時，則無法充分獲得抑制碳化物生成的效果。另一方面，若Al含量超過2.00%，則於鋼板表面形成氧化層，鍍覆性顯著劣化。進而，由於與N結合而形成AlN，故其成為介存物而使鑄造性降低。又，容易形成較大之肥粒鐵帶組織，成為不均勻組織，故材質劣化。因此，將Al含量設為0.60%以上且2.00%以下。為了使上述Al之效果更有效發揮，較佳為0.70%以上。又，為了更確實地迴避上述不良情形，較佳為1.80%以下。

‧0.8≦Mn_eq ≦2.0

為了於室溫下得到穩定之沃斯田鐵，首先必須抑制二相域退火後之連續冷卻時的波來鐵生成。因此，Mn當量(Mn_eq )係於本發明中應嚴格管理的項目。

調查各種合金元素對二相域退火時之連續冷卻時之波來鐵生成的影響，結果得知，Mn、Cr、P、B具有使波來鐵生成延遲的效果，表示為以下之Mn當量式。

Mn_eq =[%Mn]+1.3[%Cr]+4[%P]+150[%B]

於此，[%Mn]、[%Cr]、[%P]、[%B]均指作為鋼之化學成分的Mn、Cr、P、B的質量%。

再者，由於Mn當量亦使肥粒鐵生成延遲，故對第二相分率造成較大影響，亦屬於幾乎決定本發明之鋼之拉伸強度(TS)的重要因子。

圖1係表示設為C：0.11%、Si：0.01%、Mn：0.5~1.7%、P：0.01%、S：0.002%、Al：1.50%、Cr：0.3%、N：0.002%、B：0~0.001%之鋼之Mn當量與TS間之關係，以及連續冷卻時之調查波來鐵有無生成的結果。圖中，將達成均勻伸長24%以上之鋼板表記為●，將生成波來鐵而均勻伸長未滿24%的鋼板表記為■，將雖未生成波來鐵但均勻伸長仍未滿24%的鋼板表記為□。

試驗片之製作方法如下。將具有上述成分之27mm厚之鋼胚加熱至1200℃後，依精軋溫度950℃進行熱軋至4mm厚，立即進行水噴霧冷卻並於580℃實施1小時的捲繞處理。將該熱軋板依軋壓率80%進行冷軋至0.80mm厚而作成冷軋板。將其依850℃進行120秒之二相域退火後，依平均冷卻速度15℃/s進行冷卻，冷卻至由後述Mn當量所決定之適當的一次冷卻停止溫度區域，接著由此依平均冷卻速度25℃/s冷卻至470℃，立即進行40秒之等溫保持後，浸漬於460℃之鋅鍍浴中，為了合金化而於510℃保持20秒，其後依平均冷卻速度20℃/s冷卻至200℃以下之溫度區域，再由此依平均冷卻速度10℃/s冷卻至室溫，實施伸張率：0.5%的調質軋壓。

由如此所得之鋼板採取JIS5號拉伸試驗片，依照JISZ2241記載之方法進行拉伸試驗。又，依倍率3000倍進行掃描型電子顯微鏡之鋼板的微組織觀察，確認波來鐵及變韌鐵的有無。

由圖1，可知TS變化係與Mn當量(Mn_eq )之變化成比例，為了促進鋼板之肥粒鐵變態並低強度化為TS＜590MPa，必須將Mn_eq 設為2.0以下。可知Mn_eq 越低，則肥粒鐵分率越增加而可得到低強度鋼板，但若Mn_eq 未滿0.8，則無法抑制波來鐵變態。因此，由成為TS＜590MPa，且得到由Mn_eq 所造成之冷卻時之波來鐵生成延遲效果的觀點而言，而將Mn_eq 之範圍設為0.8≦Mn_eq ≦2.0。進而由將強度抑制為較低的觀點而言，Mn_eq 較佳為1.9以下。

‧Mn_eq +1.3[%Al]≧2.8

為了抑制鍍浴浸漬前之保持溫度下的波來鐵及變韌鐵生成，確保殘留沃斯田鐵，而調查合金元素對於此等溫度下保持時之變態行為所造成之影響，結果得知，除了上述Mn當量以外，Al亦具有較大之抑制效果。因此，調查了Mn當量及Al含量對退火後之鋼板之均勻伸長造成的影響。

圖2表示於設為C：0.11%、Si：0.01%、Mn：0.5~1.7%、P：0.01%、S：0.002%、Al：0.70~2.00%、Cr：0.3%、N：0.002%、B：0~0.001%之鋼中，調查鋼之Mn當量與Al含量變化時之均勻伸長的結果。圖中，將均勻伸長為24%以上的鋼表記為○，將均勻伸長未滿24%之鋼表記為╳。試驗鋼之作成方法及試驗方法係與圖1之說明部分所述方法相同。

由圖2可知，在Mn_eq 為0.8以上且2.0以下，且Mn_eq +1.3[%Al]≧2.8之區域可得到24%以上的高均勻伸長。Mn_eq +1.3[%Al]＜2.8之鋼的均勻伸長較低，因為其於鍍浴浸漬前之保持時間中生成波來鐵或變韌鐵，殘留沃斯田鐵量減少所致。又，Mn_eq ＞2.0之鋼因TS過高而均勻伸長降低，Mn_eq ＜0.8之鋼係空冷時生成多量的波來鐵而均勻伸長較低。

根據以上結果，由控制合金元素以確保穩定之殘留沃斯田鐵，而得到高均勻伸長的觀點而言，設為Mn_eq +1.3[%Al]≧2.8。再者，由得到高TS×均勻伸長平衡的觀點而言，較佳為2.9以上，更佳為3.0以上。

‧Cr：0.10%以上且0.40%以下

圖3表示設為C：0.11%、Si：0.01%、P：0.01%、S：0.002%、Al：1.5%、N：0.002%、B：0~0.001%，並使Cr量變化為0%(未添加)、0.15%、0.3%、0.8%，依Mn當量成為約1(0.93~1.08)之方式使Mn量(Mn：0.03~1.03%)平衡的鋼中，Cr含量對於均勻伸長、拉伸強度及殘留沃斯田鐵量、麻田散鐵量、波來鐵及變韌鐵量所造成之影響。製造方法係與圖1之說明部分所述者相同。

由圖3可知，Cr含量越增加，則第二相中之殘留沃斯田鐵生成越受抑制，麻田散鐵生成量增加而成為接近DP的組織。在增加了Cr含量時，可藉由組織觀察辨認到來自沃斯田鐵之變韌肥粒鐵生成受到抑制的樣子，而此情況可認為係殘留沃斯田鐵生成受到抑制的原因。Cr抑制變韌肥粒鐵生成的理由並不明確，但可認為因Cr為碳親合性強的元素，使沃斯田鐵中之C的擴散延遲，並使變韌肥粒鐵之核生成延遲。因此，為了確保殘留沃斯田鐵，必須抑制Cr含量。

另一方面，未添加Cr而僅以Mn確保了Mn當量的鋼，雖存在3%以上的殘留沃斯田鐵，但其均勻伸長(U.El)顯示較0.3%Cr鋼低約2%的值。其理由在於，為了確保與Cr：0.3%相當之Mn當量，藉由添加約0.5%之Mn而使肥粒鐵固熔強化，即使TS×U.El為同等，U.El之絕對值仍降低所致。如此，Cr具有取代Mn而增加均勻伸長的效果。為了得到此種效果，Cr量必須為0.10%以上。

然而，由圖3可知，若Cr量過剩，則殘留沃斯田鐵之生成受到抑制而TS×U.El平衡惡化。再者，由於Cr為高價之元素，故過剩的添加將導致合金成本增加。因此，由確保殘留沃斯田鐵及抑制合金成本的觀點而言，必須將Cr抑制於0.40%以下。如此，由同時提升TS×U.El平衡及U.El的觀點而言，本發明中係將Cr含量設為0.10%以上且0.40%以下。更佳為0.35%以下。

‧B：0.003%以下(包括0%)

由於B即使為極微量仍可強烈抑制退火後之冷卻時的波來鐵變態，故可適當添加以促進對沃斯田鐵的C濃縮。其中，若B量超過0.003%，則熱軋負荷增大且析出B碳化物，反而使淬火性降低。由此種觀點而言，將B含量設為0.003%以下(包括0%)。

‧P：0.05%以下

P係與B同樣地依微量添加即使淬火性增大，具有抑制退火後之冷卻時之波來鐵變態的效果。其中，P為非常強之固熔強化元素，若過剩地含有，則強度上昇至所需以上。又，導致因合金化之延遲所造成的鍍覆不均或偏析所造成之表面品質降低。因此，將P含量設為0.05%以下。更佳為0.03%以下。

‧S：0.02%以下

藉由適量含有S，可提升一次銹皮的剝離性，並使鋼板之最終鍍覆外觀品質提升，為了得到此種效果，較佳係含有0.001%以上的S。然而，在多量存在S時，則鋼之熱軋性降低、熱軋時於鋼板表面發生破裂，故表面品質劣化，再者，形成粗大之MnS而成為破壞的基點，故使鋼板之延性降低。因此，將S含量設為0.02%以下。更佳為0.01%以下。

‧N：未滿0.004%

N係與鋼中之Al形成細微之AlN而使肥粒鐵組織之粒成長性降低，故組織高強度化。又，若析出多量之AlN，則因熱軋性急激降低，故顯著損及連續鑄造時的製造穩定性。因為，N為應儘可能抑制為較低的元素，由此種觀點而言，N含量設為未滿0.004%。更佳為未滿0.0035%。

‧Ti、Nb、V：分別為0.02%以下

Ti、Nb、V係均與N之親和性強，具有將鋼中之N固定成金屬氮化物的效果，可減低AlN之析出量。因此，此等元素具有抑制因細微AlN析出所造成之肥粒鐵組織之粒成長或抑制熱軋性降低的效果。為了得到Ti、Nb、V所造成之N固定效果，較佳係添加0.002%以上之此等元素。然而，由於其中任一者均為高價元素，故若多量添加將使成本大幅增加，並因退火時容易析出細微之碳化物而使鋼板強度增加。Ti、Nb、V較佳係分別設為0.02%以下。

‧Ni：0.2%以下

由於Ni為沃斯田鐵穩定化元素，故為了抑制波來鐵變態，可視需要添加0.05%以上。然而，若多量添加則使合金成本增大，並使鋼之延性降低。因此，在添加Ni時，係將其含量設為0.2%以下。

‧Cu、Mo：分別為未滿0.1%

由於Cu、Mo為沃斯田鐵穩定化元素，故在抑制波來鐵變態之目的下，可視需要分別添加0.02%以上。又，雖不如Si、Al，但此等元素亦可期待其抑制雪明碳鐵生成的效果。然而，其等均為高價元素，故使合金成本顯著增大。再者，因固熔強化或鋼之組織細微化而使鋼板強度上昇，故最好不要多量含有。因此，在添加Cu、Mo時，將其等含量分別設為未滿0.1%。更佳為未滿0.05%。

‧Sb、Sn：分別為0.2%以下

Sb、Sn係藉微量添加即可抑制鋼板表面之氧化或氮化，可視需要分別添加0.004%以上。然而，若多量含有將導致強度上昇與韌性劣化、以及成本增大。因此，在添加Sb、Sn時，係將其等之含量分別設為0.2%以下。

‧Ca及REM：0.01%以下

Ca及REM係與S的親和性強，故固定鋼中S，並抑制藉熱軋及冷軋而於鋼中進展、成為破壞起點之S介存物的形態，視需要可分別添加0.002%以上。然而，即使添加超過0.01%，其效果將達飽和。因此，在添加Ca、REM時，將其等含量分別設為0.01%以下。

以上成分以外之剩餘部分，為Fe及不可避免的雜質。

[組織]

本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板，係除了具有上述成分組成以外，進而具有下述組織：以肥粒鐵為母相，第二相體積分率為15%以下，具有體積分率3%以上之麻田散鐵與體積分率3%以上之殘留沃斯田鐵作為第二相，波來鐵及變韌鐵之合計體積分率為麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之體積分率以下。藉此，可得到440MPa以上且未滿590MPa之拉伸強度與優越的加工性。以下，說明本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板的組織。

於此，雖然肥粒鐵與變韌肥粒鐵之組織形態稍有不同，但使用光學顯微鏡或掃描型電子顯微鏡並不易判別組織，且特性較相近，故並不區別此兩者而視為肥粒鐵。第二相係指肥粒鐵以外之存在於組織中之相的總稱。波來鐵係指由肥粒鐵與雪明碳鐵所形成的層狀組織。變韌鐵係指於較低溫(麻田散鐵變態點以上)下由沃斯田鐵所生成，於針狀或板狀之肥粒鐵中分散了細微碳化物的硬質組織。未生成碳化物而僅生成了上述硬質之肥粒鐵的組織、一般稱為變韌肥粒鐵的組織，係在未特別限定下，與多角肥粒鐵合併涵括於肥粒鐵的範疇內。

麻田散鐵有時係於冷卻途中一部分被回火而成為回火麻田散鐵，但其亦為充分之硬質，故不與麻田散鐵有所區別。麻田散鐵與殘留沃斯田鐵係不易被腐蝕且難以藉顯微鏡進行判別，可藉由X射線繞射法求取殘留沃斯田鐵的體積分率。麻田散鐵分率係由第二相體積分率減去其他所有相之體積分率而求得。又，表示相之體積分率之量的%係在未特別限定之下意指體積%。

‧第二相體積分率：15%以下

即使藉由合金成分抑制固熔強化，若第二相分率超過15%，則拉伸強度增加而延性大幅降低。因此，將第二相分率設為15%以下。更佳為14%以下。亦即，本發明之鋼板較佳係具有85%以上、更佳86%以上的肥粒鐵。

‧殘留沃斯田鐵體積分率：3%以上

本發明之鋼板中，為了活用因殘留沃斯田鐵所造成之TRIP效果而得到高均勻伸長，殘留沃斯田鐵之體積分率變得非常重要。為了得到高均勻伸長，必須含有沃斯田鐵至少3%以上。於未滿3%時，均勻伸長變成未滿24%。為了得到更優越之均勻伸長，較佳為4%以上。

‧麻田散鐵體積分率：3%以上

本發明之鋼板中，係藉由使經適當C濃化之麻田散鐵微量分散，而抑制降伏伸長(YPEl)之發生，故重要的是麻田散鐵體積分率。為了抑制YPEl之發生，可含有3%以上之麻田散鐵，較佳為含有4%以上。然而，若麻田散鐵過剩存在，則導致組織之高強度化，故較佳係將麻田散鐵分率抑制於10%以下。

‧波來鐵及變韌鐵體積分率：麻田散鐵及殘留沃斯田鐵體積分率以下

波來鐵及變韌鐵等之伴隨有碳化物析出之第二相生成時，則因殘留沃斯田鐵或麻田散鐵之生成量及C濃化量降低，故導致均勻伸長之降低或YPEl之發生。

因此，調查了第二相中之組織構成對均勻伸長(U.El)及降伏伸長(YPEl)的影響。圖4、5表示使成分組成設為C：0.080~0.160%、Si：0.01~0.02%、Mn：0.50~1.31%、P：0.01~0.03%、S：0.002~0.008%、Al：0.97~1.55%、Cr：0.15~0.32%、B：0~0.001%、N：0.0020~0.0035%、Mn_eq ：0.93~1.74、Mn_eq +1.3Al：2.88~3.76之鋼的組織構成變化時，機械特性的變化。具體而言，圖4係表示殘留沃斯田鐵體積分率與波來鐵及變韌鐵合計體積分率之差對均勻伸長(U.El)造成之影響，圖5表示麻田散鐵體積分率與波來鐵及變韌鐵合計體積分率之差對降伏伸長(YPEl)造成之影響。此等圖之●繪圖，係TS為440MPa以上且未滿590MPa、使組織構成變化的鋼板。

樣本之製造方法，係將具有上述成分組成之27mm厚之鋼胚加熱至1200℃後，依精軋溫度870~970℃進行熱軋至4mm厚，立即進行水噴霧冷卻，並於450~650℃之溫度範圍實施1小時之捲繞處理。將此熱軋板依軋壓率80%進行冷軋至0.80mm厚作成冷軋板。將其於740~900℃進行120秒之二相域退火後，依平均冷卻速度1~30℃/s於550~700℃之溫度範圍進行一次冷卻停止，接著依平均冷卻速度25℃/s冷卻至470℃，立即進行20~200秒之等溫保持後，浸漬於460℃之鋅鍍浴中，為了合金化而於510℃保持20秒，其後，依平均冷卻速度20℃/s冷卻至200℃以下之溫度區域，再由此依平均冷卻速度10℃/s冷卻至室溫，實施伸張率：0.5%之調質軋壓。

由如此所得之鋼板採取JIS5號拉伸試驗片，依照JISZ2241記載之方法進行拉伸試驗。又，為了求取鋼板之微組織的體積分率，進行以下測定。對鋼板之L剖面(平行於軋壓方向之垂直剖面)研磨後藉硝太蝕液使其腐蝕，藉掃描型電子顯微鏡拍攝10個視野之倍率3000之組織照片，於所得之組織照片上重疊具有700個交點的格子線(其係形成1.5μm等間隔之縱向25條平行線，以及與該縱向25條線形成直角、1μm等間隔之橫向28條平行線而作成，由每1個為1.5μm×1μm之尺寸的長方形所構成的格子群)，藉由計測於所有格子點中與第二相重疊之格子點的比例，而測定第二相的面積率。如此所得之L剖面之面積率係顯示與由鋼板之平行於壓軋直角方向的垂直剖面所求得之面積率約相同的值，故判斷並無面積率之異向性，於此，將上述L剖面之面積率作為第二相之體積率。

組織照片中，肥粒鐵為暗色對比的區域，將肥粒鐵中依層片狀觀察到碳化物的區域作為波來鐵，將肥粒鐵中依點列狀觀察到碳化物的區域作為變韌鐵，將其以外之具有較肥粒鐵明亮之對比的區域作為麻田散鐵或殘留沃斯田鐵。測定確認為波來鐵、變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵之區域的體積率，將合計了其等之體積率作為第二相體積分率。

殘留沃斯田鐵之體積率係藉下述方法求取。

藉由研削及化學研磨，使鋼板之板厚1/4部露出，以Mo-Kα射線作為射線源，依加速電壓50keV藉X射線繞射裝置(裝置：Rigaku公司製RINT2200)測定鐵之肥粒鐵相之{200}面、{211}面、{220}面與沃斯田鐵相之{200}面、{220}面、{311}面的X射線繞射線的積分強度，使用此等測定值利用非專利文獻(理學電機股份有限公司：X射線繞射手冊(2000)，p26、62-64)記載之計算式求得殘留沃斯田鐵的體積率。麻田散鐵之體積率係由自上述微組織所測定之麻田散鐵與殘留沃斯田鐵的合計體積率減去由X射線繞射法所測定之殘留沃斯田鐵之體積率而求得。

由圖4可知，若波來鐵及變韌鐵合計體積分率較殘留沃斯田鐵體積分率少、亦即差分為0以上時，則均勻伸長(U.El)成為24%以上。

由圖5可知，若波來鐵及變韌鐵合計體積分率較麻田散鐵體積分率少、亦即差分為0以上，則降伏伸長(YPEl)消失。基於此種理由，作為第二相之組織構成，必須將波來鐵及變韌鐵合計體積分率抑制於麻田散鐵及殘留沃斯田鐵體積分率以下。由更優越之延性的觀點而言，波來鐵及變韌鐵合計體積分率較佳為3%以下、更佳1%以下。

本發明中，藉由設為以上之成分組成及組織，可得到拉伸強度(TS)為440MPa以上且未滿590MPa，均勻伸長(U.El)為24%以上，抑制了降伏伸長(YPEl)發生的熔融鍍鋅鋼板。

作為高強度且延性優越之鋼板的指標，係使用對延性、均勻伸長之絕對值乘上拉伸強度的強度-延性(TS×El)平衡或強度-均勻伸長(TS×U.El)平衡。由確保高強度且優越之壓製成形性的觀點而言，TS×El平衡較佳為19000MPa‧%以上。更佳為19500MPa‧%以上、再更佳為20000MPa‧%以上。同樣地，TS×U.El平衡較佳為12000MPa‧%以上、更佳為12500MPa‧%以上。再更佳為13000MPa‧%以上。

再者，由壓製後仍維持優越之外觀品質的觀點而言，必須抑制鋼板中之伸長應變發生。若降伏伸長(YPEl)超過0.2%，則有於壓製成形品發生明瞭之伸長應變的情形，故較佳係將YPEl設為0.2%以下。更佳為0.1%以下，再更佳為0%。

[製造方法]

本發明中，藉由將既定之成分鋼抑制為上述組織，可得到具有優越加工性與鍍覆性的高強度鋼板，以下說明用於得到此種高強度鋼板的製造方法。

將熱軋前之鋼胚加熱溫度設為1100~1250℃。加熱溫度未滿1100℃時則增加熱軋時之軋壓負荷。又，由於本發明之組成中Al含量較多且Mn含量較少，故A_e3 溫度高，在鋼胚加熱溫度未滿1100℃時，熱軋中如邊緣般之被局部性冷卻的部位成為A_e3 溫度以下，而有多量生成肥粒鐵的可能性。藉此，由於熱軋板中之組織變得不均勻，故導致材質之偏差或鋼板形狀惡化。另一方面，若加熱溫度較高，雖可達到合金成分及組織之均勻化與軋壓負荷的減低，但若超過1250℃，則鋼胚表面所生成之氧化銹皮不均勻地增加、表面品質降低。因此，鋼胚加熱溫度設為1250℃以下。

接著，熱軋條件係無特別規定而依常法進行即可，但精軋結束溫度較佳係設為850~950℃。未滿850℃時，則因進入肥粒鐵變態溫度區域，故若完成溫度未滿850℃則顯著促進肥粒鐵生成，容易發生鋼板內之不均勻組織形成或表面附近的異常粒成長，難以得到穩定材質。另一方面，若超過950℃，則促進二次銹皮生成、表面品質劣化。

熱精軋後至捲繞為止的平均冷卻速度的範圍並無特別規定。熱軋板係在接受任意之冷卻後，必須依捲繞溫度超過500℃進行捲繞。其理由在於，使熱軋板組織作成肥粒鐵+波來鐵組織，故藉由使熱軋板強度低強度化，可抑制下一步驟之冷軋負荷的增大。再者，由於鋼胚加熱時一度經均質化的C、Mn、Cr等沃斯田鐵穩定化元素由肥粒鐵相局部性地被分配至波來鐵相，故於退火後其仍殘存，容易促進沃斯田鐵的穩定化。除了上述以外，由於在捲繞之繞圈中容易進行易氧化元素的內部氧化，故使其後之退火時之合金元素之表面濃化減低亦提升鍍覆性。相對於此，捲繞溫度為500℃以下時，由於低溫變態相之生成量增大，故冷軋負荷增加，合金元素之分配亦減低，且內部氧化量減低而鍍覆性降低。由冷軋負荷之觀點而言，作為熱軋板組織，較佳係80體積%以上為肥粒鐵+波來鐵組織，更佳係90體積%以上。

捲繞了該熱軋板後，進行酸洗處理，其後進行冷軋。冷軋條件並無特別規定，可依常法進行，為了得到目標特性，冷軋率較佳係設為40~90%。

將如此所得之冷軋板，昇溫至退火溫度750~950℃並保持20~200秒。藉此，將組織中之碳化物全部熔解並生成沃斯田鐵，同時促進C、Mn及Cr等之沃斯田鐵穩定化元素於沃斯田鐵中的濃化。於退火溫度未滿750℃、保持時間未滿20秒時，有未固熔之碳化物殘存而延性降低的情形。由充分熔解碳化物的觀點而言，退火溫度較佳係設為770℃以上。然而，超過950℃之均熱溫度下的作業將對退火設備造成很大負荷，故退火溫度設為950℃以下。又，若均熱保持時間超過200秒，則導致退火設備之長大化或生產速度之大幅降低，故設為200秒以下。

於退火後立即實施一次冷卻。一次冷卻步驟係用於決定本發明鋼板之肥粒鐵分率之非常重要的步驟。一次冷卻停止溫度較低者係肥粒鐵分率增加而提升延性，但若過低則發生波來鐵變態，故導致均勻伸長降低。

於此，進行適當之一次冷卻停止溫度的檢討。圖6係表示將設為C：0.11%、Si：0.01%、Mn：0.5~1.3%、P：0.01~0.03%、S：0.002%、Al：1.00~1.50%、Cr：0.3%、N：0.002%、B：0~0.001%之Mn當量(Mn_eq )不同的鋼板，依各種之平均冷卻速度進行連續冷卻時，調查了發生波來鐵生成之溫度的結果。圖中，將平均冷卻速度5℃/s時之波來鐵生成溫度設為△，將15℃/s時之波來鐵生成溫度設為□，將30℃/s時之波來鐵生成溫度設為○。

試驗片之製作方法如下。將具有上述成分之27mm厚之鋼胚加熱至1200℃後，依精軋溫度950℃進行熱軋至4mm厚，立即進行水噴霧冷卻並於580℃實施1小時的捲繞處理。將該熱軋板依軋壓率80%進行冷軋至0.80mm厚而作成冷軋板。將其依850℃進行120秒之二相域退火後，依平均冷卻速度5、15、30℃/s進行冷卻，於到達500~700℃之各種溫度時，進行水冷。藉掃描型電子顯微鏡依倍率3000倍觀察如此所得之鋼板的微組織，確認有無波來鐵。

由圖6可知，波來鐵生成開始溫度係與Mn當量(Mn_eq )及冷卻速度之變化成比例，Mn當量越高、冷卻速度(CR(℃/s))越快，則越低溫化。由此結果，可將波來鐵之生成開始溫度作為臨界一次冷卻溫度T_crit ，藉下式整理。

T_crit =870-2.5(66×Mn_eq +CR)

一次冷卻停止溫度為T_crit 以上時，僅有肥粒鐵變態進行，而促進肥粒鐵分率之增加與沃斯田鐵之C濃化。

再者，為了調查一次冷卻停止溫度對均勻伸長(U.El)的影響，將設為C：0.11%、Si：0.01%、Mn：1.0%、P：0.01%、S：0.002%、Al：1.50%、Cr：0.3%、N：0.002%、B：0%之鋼，依與圖6相同之條件實施至冷軋後，於850℃進行120秒之二相域退火，其後，依平均冷卻速度15℃/s進行冷卻，使一次冷卻停止溫度變化至550~800℃，接著依平均冷卻速度25℃/s進行二次冷卻，依470℃進行40秒之中間保持後，浸漬於460℃之鋅鍍浴中，為了合金化而於510℃進行20秒之保持，其後，依平均冷卻速度20℃/s冷卻至200℃以下之溫度區域，再由此依平均冷卻速度10℃/s冷卻至室溫，實施伸張率0.5%的調質軋壓。

將此時之一次冷卻停止溫度與均勻伸長(U.El)間之關係示於圖7。由圖7可知，若一次冷卻停止溫度為臨界一次冷卻溫度T_crit 以上，則抑制一次冷卻時之波來鐵生成，可得到高均勻伸長。因此，將一次冷卻停止溫度設為臨界一次冷卻溫度T_crit 以上。然而，若一次冷卻停止溫度過於接近臨界一次冷卻溫度T_crit ，則於二次冷卻時其一部分容易生成波來鐵，使均勻伸長降低。因此，為了得到更優越之均勻伸長，較佳係將一次冷卻停止溫度設為T_crit +20℃以上。另一方面，若一次冷卻停止溫度過高，則沃斯田鐵之C濃化不足，或肥粒鐵中較硬質之變韌肥粒鐵之比率增大，而使均勻伸長降低。因此，為了於一次冷卻步驟中充分進行肥粒鐵變態，較佳係將一次冷卻停止溫度設為T_crit +170℃以下。

本發明之鋼板係在將一次冷卻平均速度設為未滿5℃/s時，因波來鐵變態容易於高溫下發生，故均勻伸長容易降低。因此，將一次冷卻平均速度設為5℃/s以上。為了充分迴避波來鐵變態，更佳係一次冷卻平均速度超過10℃/s。另一方面，於40℃/s時則冷卻速度過快，肥粒鐵變態未充分進行。因此，將一次冷卻平均速度設為40℃/s以下。較佳為20℃/s以下。

接著，由上述一次冷卻停止溫度至410~500℃之中間保持溫度區域為止，依平均冷卻速度15℃/s以上進行二次冷卻。藉此，回避波來鐵變態雜訊。二次冷卻速度越快，則可迴避波來鐵生成而越有利，更佳係設為20℃/s以上。然而，冷卻速度超過100℃/s之冷卻係難以藉一般設備進行，故較佳係設為100℃/s以下。

其次，藉由於410~500℃之中間保持溫度區域保持10秒以上，而生成變韌肥粒鐵，促進對沃斯田鐵的C濃化。保持時間未滿10秒時，則未充分進行變韌肥粒鐵生成，殘留沃斯田鐵分率及其穩定度不足，均勻伸長降低。另一方面，即使於此溫度區域保持超過180秒，沃斯田鐵亦分解為波來鐵或變韌鐵，故使均勻伸長顯著降低。因此，中間保持溫度區域下之保持時間設為180秒以下。由得到高均勻伸長的觀點而言，較佳係將保持時間設為140秒以內。

若於超過500℃之溫度區域開始中間保持，則於短時間內生成多量之波來鐵，均勻伸長顯著降低，亦發生降伏伸長(YPEl)。又，未滿410℃時，則多量生成變韌鐵，仍使均勻伸長顯著降低且發生YPEl。因此，中間保持溫度係設為410℃以上且500℃以下。更佳為420℃以上且490℃以下。

將如此經中間保持的鋼板浸漬於熔融鋅鍍浴後，依10℃/s以上之平均冷卻速度進行冷卻。又，視需要亦可昇溫至490~600℃之溫度區域並保持3~100秒而實施合金化處理。合金化溫度未滿490℃時則合金化未充分進行。合金化溫度超過600℃時，則顯著促進合金化而鍍鋅硬質化、容易剝離，且沃斯田鐵變態為波來鐵，導致延性降低或YPEl發生。

該鍍鋅鋼板係因表面粗度之調整或鋼板形狀之平坦化的目的，亦可實施調質軋壓。其中，由於過剩之調質軋壓將使均勻伸長減低，故調質軋壓之伸長率較佳係設為0.2%以上且0.6%以下。

藉由使用上述之製造方法，則不需使用複雜步驟即可製造均勻伸長和鍍覆性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板。

[實施例]

以下，說明本發明之實施例。

表1表示供試鋼之化學成分組成，表2表示製造條件。將表1所示化學成分組成之鋼於真空熔解爐中進行熔製、鑄造而作成鋼胚。將其再加熱至1150~1290℃之溫度範圍後，實施粗軋，作成厚約27mm之粗棒。接著，依870~980℃之溫度範圍進行熱精軋至厚4mm，立即藉水噴霧冷卻至450~650℃之溫度範圍，於該溫度之加熱爐保持1小時並進行捲繞相當處理而作成熱軋板。將該熱軋板之銹皮藉酸洗予以去除後，依軋壓率80%進行冷軋而作成厚0.8mm之冷軋板。將如此所得之冷軋板，依表2所示之溫度條件進行退火加熱、一次冷卻、二次冷卻及中間保持後，浸漬於460℃之熔融鋅鍍浴中，一部分依平均冷卻速度10℃/s進行冷卻作為鍍鋅鋼板，其他則進一步依510℃實施20秒之合金化處理，作成合金化熔融鍍鋅鋼板，其後，針對各個鋼板實施伸長率0.5%之調質軋壓。

由如此所得之鍍覆鋼板，於長度方向上採取JIS5號拉伸試驗片，根據JISZ2241(1998年)藉拉伸試驗評價機械特性(TS、YPEl、U.El、El)。又，進行微組織之體積分率測定。進而進行鍍鋅外觀評價。

再者，亦評價所得鋼板之伸長凸緣性。伸長凸緣性係藉由根據了日本鋼鐵連盟規格JFST1001(1996年)規定的擴孔試驗進行評價。亦即，由退火板採取100mm×100mm正方尺寸的試驗片，使用衝頭徑10mm、模具徑10.2mm(間隙12.5%)之衝孔工具製作衝孔後，使用頂角60度之圓錐衝頭依形成衝孔時所發生之毛邊朝外側的方式進行擴孔加工，由破裂貫通板厚時之d₀ ：初期孔徑(mm)、d：破裂發生時之孔徑(mm)求取擴孔率λ(%)={(d-d₀ )/d₀ }×100。

微組織之體積分率之測定係如下述般實施。對鋼板之L剖面(平行於軋壓方向之垂直剖面)研磨後藉硝太蝕液使其腐蝕，藉掃描型電子顯微鏡拍攝10個視野之倍率3000之組織照片，於所得之組織照片上重疊具有700個交點的格子線(其係形成1.5μm等間隔之縱向25條平行線，以及與該縱向25條線形成直角、1μm等間隔之橫向28條平行線而作成，由每1個為1.5μm×1μm之尺寸的長方形所構成的格子群)，藉由計測於所有格子點中與第二相重疊之格子點的比例，而測定第二相的面積率。如此所得之L剖面之面積率係顯示與由鋼板之平行於壓軋直角方向的垂直剖面所求得之面積率約相同的值，故判斷並無面積率之異向性，於此，將上述L剖面之面積率作為第二相之體積率。

組織照片中，肥粒鐵為暗色對比的區域，將肥粒鐵中依層片狀觀察到碳化物的區域作為波來鐵，將肥粒鐵中依點列狀觀察到碳化物的區域作為變韌鐵，將其以外之具有較肥粒鐵明亮之對比的區域作為麻田散鐵或殘留沃斯田鐵。測定確認為波來鐵、變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵之區域的體積率，將合計了其等之體積率作為第二相體積分率。肥粒鐵之體積分率係100-第二相體積分率。

殘留沃斯田鐵之體積率係藉下述方法求取。

鍍鋅之外觀評價，係將未有未鍍覆、合金化不均、其他損失表面品質之缺陷等之外觀不良，確保了作為汽車外板之適當表面品質的情形判定為○，將尤其未有色調不均等並具有優越外觀的情形判定為◎，將確認到一部分缺陷的情形判定為△，將確認到許多表面缺陷的情形判定為╳。

將此等結果示於表3。

由表3可知，滿足了本發明範圍內之成分組成及製造條件的本發明例的鍍覆鋼板，係TS為440MPa以上且未滿590MPa，U.El為24%以上，均顯示滿足本發明範圍之值。再者，具有TS×U.El為12000MPa‧%以上、TS×El為19000MPa‧%以上的優越特性。又，鍍覆外觀均良好。

再者，可知滿足本發明成分及製造條件之範圍的鋼，除了上述特性以外，伸長凸緣性(λ)亦為良好之80%以上。其理由尚未明確，但可認為由於在退火時使C朝沃斯田鐵濃縮之過程中，Al被吐出至周圍之肥粒鐵，故肥粒鐵被部分性地固熔強化，而使相鄰接之麻田散鐵或殘留沃斯田鐵與肥粒鐵的硬度差緩和所致。

相對於此，使用Mn_eq +1.3[%Al]未滿2.8之鋼A、B、E及K所製造之處理編號1、2、5、6、36的鋼板，係波來鐵及變韌鐵體積分率較高而U.El未滿24%。又，使用Mn_eq 超過2.0之鋼O與Q所製造之處理編號43、44、46的鋼板，係TS為590MPa以上的高強度，故儘管TS×U.El較高，U.El仍未滿24%。使用C低於適當範圍之鋼P所製造之處理編號45的鋼板，因殘留沃斯田鐵較少故U.El未滿24%。使用Cr脫離適當範圍之鋼S、T所製造之處理編號48、49的鋼板係U.El未滿24%。使用Si較高之鋼R所製造之處理編號47的鋼板，雖然均勻伸長優越，但發生未鍍覆而損及外觀品質。又，上述鋼P因N較高，故於處理編號45之鋼板的製造過程中於鋼胚觀察到毛狀物，其殘存為表面缺陷而使外觀品質劣化。

即使是成分為本發明範圍內的供試鋼中，製造條件脫離的鋼板係如下述般任一特性劣化。鋼胚加熱溫度高於規定之處理編號16，係於表層上具有部分殘存二次銹皮的部分，表面品質降低。又，處理編號16及處理編號33係一次冷卻停止溫度未滿臨界一次冷卻溫度T_crit ，處理編號14係一次冷卻速度未滿5℃/s，任一者均脫離適當之製造條件，故所得鋼板之第二相中的波來鐵分率增加，而殘留沃斯田鐵體積分率減少，U.El未滿24%，進而發生YPEl。中間保持溫度未滿410℃之處理編號28之鋼板、及中間保持超過180秒之處理編號25之鋼板，亦U.El未滿24%。又，退火溫度為750℃以下之處理編號15的鋼板，亦U.El較低，並發生YPEl。捲繞溫度為500℃以下之處理編號13的鋼板，係殘留沃斯田鐵之穩定度不足，U.El未達24%。處理編號51係因捲繞溫度低，故麻田散鐵分率低，均勻伸長較低且發生YPEl。處理編號52因中間保持溫度下的保持時間過長，故不存在麻田散鐵，發生YPEl。

(產業上之可利用性)

本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板可使用於汽車或家電等產業領域，尤其是可應用於要求強度與加工性及外觀品質的部位。

圖1為表示鋼之Mn當量與TS間之關係，以及調查連續冷卻時之波來鐵有無生成之結果的圖。

圖2為表示調查了鋼之Mn當量與Al含量變化時之均勻伸長的結果的圖。

圖3為表示Cr含量對於均勻伸長(U.El)、拉伸強度(TS)及殘留沃斯田鐵、麻田散鐵、波來鐵及變韌鐵之含量所造成之影響的圖。

圖4為表示殘留沃斯田鐵體積分率與波來鐵及變韌鐵體積分率之差對均勻伸長(U.El)所造成之影響的圖。

圖5為表示麻田散鐵體積分率與波來鐵及變韌鐵體積分率之差對降伏伸長(YPEl)所造成之影響的圖。

圖6為表示將Mn當量(Mn_eq )不同之鋼板，依各種冷卻速度進行連續冷卻時，調查發生波來鐵生成之溫度的結果的圖。

圖7為表示一次冷卻停止溫度對均勻伸長(U.El)所造成之影響的圖。

Claims

一種均勻伸長和鍍覆性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵為，於鋼板之表面具有熔融鍍鋅層，拉伸強度為440MPa以上且未滿590MPa，均勻伸長為24%以上；該鋼板係以質量%計含有C：0.06%以上且0.20%以下、Si：未滿0.50%、Mn：0.5%以上且未滿2.0%、P：0.05%以下、S：0.02%以下、Al：0.60%以上且2.00%以下、N：未滿0.004%、Cr：0.10%以上且0.40%以下、B：0.003%以下(包含0%)，以下所示之Mn_eq 滿足0.8≦Mn_eq ≦2.0且Mn_eq +1.3[%Al]≧2.8，剩餘部為由鐵及不可避免之雜質所構成，鋼組織係以肥粒鐵作為母相，第二相體積分率為15%以下，具有體積分率3%以上之麻田散鐵與體積分率3%以上之殘留沃斯田鐵作為第二相，波來鐵及變韌鐵之合計體積分率為麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之體積分率以下；Mn_eq =[%Mn]+1.3[%Cr]+4[%P]+150[%B]其中，[%Mn]、[%Cr]、[%P]、[%B]均指作為鋼之化學成分的Mn、Cr、P、B的質量%；另外，上述[%Al]意指作為鋼之化學成分之Al的質量%。
如申請專利範圍第1項之均勻伸長和鍍覆性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，Si：未滿0.05%。
如申請專利範圍第1或2項之均勻伸長和鍍覆性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，除了上述成分以外，以質量% 計含有Ti：0.02%以下、V：0.02%以下、Ni：0.2%以下、Cu：未滿0.1%、Nb：0.02%以下、Mo：未滿0.1%、Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下、Ca及REM：0.01%以下之中的至少1種以上。
如申請專利範圍第1或2項之均勻伸長和鍍覆性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，拉伸強度×伸長平衡為19000MPa‧%以上，拉伸強度×均勻伸長平衡為12000MPa‧%以上。
如申請專利範圍第3項之均勻伸長和鍍覆性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，拉伸強度×伸長平衡為19000MPa‧%以上，拉伸強度×均勻伸長平衡為12000MPa‧%以上。
一種均勻伸長和鍍覆性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵為，將具有申請專利範圍第1至3項中任一項記載之成分組成的鋼胚，藉1100℃以上且1250℃以下加熱後進行熱軋，將所得之熱軋板依捲繞溫度超過500℃進行捲繞後，實施酸洗後進行冷軋，接著，昇溫至750℃以上且950℃以下之溫度並保持20秒以上且200秒以下後，依平均冷卻速度5℃/s以上且40℃/s以下，一次冷卻至以下式所示之臨界一次冷卻溫度T_crit 以上之一次冷卻停止溫度後，由此依平均冷卻溫度15℃/s以上，進行二次冷卻至410℃以上且500℃以下的中間保持溫度區域，於該溫度區域保持10秒以上且180秒以下後，浸漬於熔融鍍鋅浴中進行熔融鍍鋅，或於熔融鍍鋅後進一步實施鍍覆之合金化處理；T_crit =870-2.5(66×Mn_eq +CR)其中，Mn_eq =[%Mn]+1.3[%Cr]+4[%P]+150[%B]；[%Mn]、[%Cr]、[%P]、[%B]均指作為鋼之化學成分的Mn、Cr、P、B的質量%；又，CR係指一次冷卻時之平均冷卻速度(℃/s)。