TWI445829B - 熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 - Google Patents

Description

熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 發明領域

本發明之一實施態樣係有關於一種成形性優異之熔融鍍鋅高強度鋼板及其製造方法。熔融鍍鋅高強度鋼板中亦包含合金化熔融鍍鋅高強度鋼板。

本案申請係基於2010年12月17日於日本所提出申請之專利申請案2010-281690號主張優先權，並於此引用其內容。

發明背景

為了使車體之輕量化及衝撞安全性同時成立，使用鋼板之強度上升(高張力化)為最有效的方法之一。最近，代表Euro-N-CAP的衝撞安全性的相關規定又更加嚴格。為了因應該規定而有補強構件追加等之必要，所以會無法避免車體重量之增加。此種車體重量之增加會造成燃料消耗率變差。因而，又更需要擴大適用可保持零件強度且輕量化的超高強度材。另一方面，為了盡量使零件輕量化，零件的形狀不斷演進複雜。所以，鋼板需要進一步提升成形加工性。尤其，高強度薄鋼板多適用在側梁等以彎曲成形為主體之部位。因此，就高強度薄鋼板之成形性而言，評估彎曲性、或顯示局部延性之指標的擴孔性相當重要。此外，該等構件亦須具有防鏽性，因此常對使用之高強度鋼板施行熔融鍍鋅或合金化熔融鍍鋅。

但，一般而言，眾知當鋼板強度一旦上升，彎曲性或擴孔性等成形加工性便會劣化。

在習知技術例如專利文獻1、2、3中，有提議一種擴孔性佳的鋼板。

由於高強度鋼板中，合金化元素之含量多且該等會在板厚中心部增濃，因此高強度鋼板具有擴孔性差之特徵。但，尚未有先前技術言及鋼板表層部與鋼板中心部之硬度差。又，由於尺寸大的MnS在成形時會成為破壞的起始點，因此推斷MnS之析出狀態將會影響成形性。但，尚未有先前技術言及MnS之析出狀態。

先前技術文獻 專利文獻

專利文獻1：日本國特開2005-256141號公報

專利文獻2：日本國特開2006-274317號公報

專利文獻3：日本國特開2008-240123號公報

本發明之一實施態樣之課題在於提供一種可解決如前述習知技術之問題點、為高強度且成形性佳的熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。

本發明人等就具有良好成形性的熔融鍍鋅高強度鋼板進行了精闢研討。

其結果發現可工業性地製造一種熔融鍍鋅高強度鋼板，該熔融鍍鋅高強度鋼板在高強度鋼板中為相較之下降伏應力較低的DP(Dual Phase：雙相位)鋼，並且，就成為熔融鍍鋅鋼板之基材的鋼板而言，可藉由將該鋼板成分之Si與Al之合計含量控制在特定範圍內、及藉由控制該鋼板之硬度分布，而確保高於目前實際的成形性。

上述鋼板為了不使延遲破壞或二次加工脆性等問題產生，無法避免地含有5%體積左右的殘留沃斯田鐵，除此以外，以實質上不包含殘留沃斯田鐵之DP鋼為宜。

又，在鋼板表層部及鋼板中心部分，控制上述鋼板中之麻田散鐵的硬度與MnS之析出狀態相當重要。

本發明之上述態樣可適用在具有590MPa至1500MPa的拉伸強度之熔融鍍鋅高強度鋼板，又以可對980MPa左右的熔融鍍鋅高強度鋼板發揮顯著的效果。

本發明之主旨如下。

(1)本發明之一實施態樣之熔融鍍鋅鋼板具備鋼板及配置在前述鋼板上之熔融鍍鋅層，前述鋼板之成分以質量%計含有下述元素：C：0.05~0.13%、Si：0.2~0.8%、Mn：1.5~3.1%、P：0.001~0.06%、S：0.001~0.01%、N：0.0005~0.01%、及Al：0.1~0.7%，剩餘部分係由Fe及無法避免之雜質所構成，且前述Si及前述Al以質量%表示之含量滿足下述式A，又，前述鋼板之金屬組織含有肥粒鐵及麻田散鐵，當板厚方向1/8~2/8之區域的鋼板表層部中每0.1mm² 之MnS個數設為n₁ 、前述鋼板表層部之前述MnS之平均圓等效徑長設為d₁ μm、及前述鋼板表層部之前述麻田散鐵的硬度設為H₁ GPa，且板厚方向3/8~5/8之區域的鋼板中心部中每0.1mm² 之MnS個數設為n₂ 、前述鋼板中心部之前述MnS之平均圓等效徑長設為d₂ μm、及前述鋼板中心部之前述麻田散鐵的硬度設為H₂ GPa時，滿足下述式B，

0.5<Si+Al<1.0　…(式A)

{(n₂ )^2/3 ×d₂ }/{(n₁ )^2/3 ×d₁ }×ln(H₂ /H₁ )<0.3　…(式B)

(2)在上述(1)記載之熔融鍍鋅鋼板中，前述鋼板之成分以質量%計更含有下述元素中至少一種：B：0.0005~0.002%、Mo：0.01~0.5%、Cr：0.01~0.5%、V：0.001~0.1%、Ti：0.001~0.1%、Nb：0.001~0.05%、Ca：0.0005~0.005%、及Rare Earth Metal(稀土金屬)：0.0005~0.005%。

(3)在上述(2)記載之熔融鍍鋅鋼板中，前述鋼板為冷軋鋼板亦可。

(4)在上述(1)記載之熔融鍍鋅鋼板中，前述鋼板為冷軋鋼板亦可。

(5)在上述(1)~(4)中任一項記載之熔融鍍鋅鋼板之製造方法中，當熱最後軋延之合計軋台數設為n段、且ri%設為第i軋台之軋縮率時，前述熱最後軋延滿足下述式C：

(r₁ +r₂ +r₃ )/(r_n-2 +r_n-1 +r_n )>1.6　…(式C)

依據本發明之上述態樣之熔融鍍鋅鋼板及其製造方法，就成為熔融鍍鋅鋼板基材的鋼板而言，可藉由將該鋼板成分Si與Al之合計含量控制在特定範圍內、又控制該鋼板中之麻田散鐵的硬度及MnS之析出狀態，來提供高強度且成形性優異的熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。

圖式簡單說明

第1圖係顯示鋼板中之Al及Si之含量、與成形性或鍍敷性等鋼板特性之關係圖。

第2圖係顯示式B左邊之值、與評估鋼板之強度及成形性之λ×TS之值的關係圖，式B左邊顯示鋼板表層部及鋼板中心部之麻田散鐵的硬度及MnS之析出狀態。

第3圖係顯示式C左邊之值、與評估鋼板之強度及成形性之λ×TS之值的關係圖，式C左邊顯示熱最後軋延之開始時及結束時之軋縮率的控制狀態。

第4圖係顯示式B左邊之值與式C左邊之值的關係圖，式B左邊顯示鋼板表層部及鋼板中心部之麻田散鐵的硬度及MnS之析出狀態，式C左邊則顯示熱最後軋延之開始時及結束時之軋縮率的控制狀態。

用以實施發明之形態

本發明之實施形態之熔融鍍鋅鋼板具備成為基材之鋼板、及配置在該鋼板上的熔融鍍鋅層。在此，熔融鍍鋅中亦包含合金化熔融鍍鋅。

首先，說明上述成為基材之鋼板的基本成分之相關數值限定範圍及其限定理由。在此，記載之%為質量%。

C：0.05~0.13%

C(碳)係用以確保強度及麻田散鐵穩定化的必要元素。

C含量小於0.05%時，將無法滿足強度且無法形成麻田散鐵。又，C含量若超過0.13%，則麻田散鐵的硬度會過高，而使與軟質相之硬度差過度增大造成擴孔性降低，又亦會招致熔接性之劣化。

因此，C含量係設在0.05~0.13%，理想為0.06~0.1%。

Si：0.2~0.8%

Si(矽)係用以確保強度及確保延性而添加之元素。

Si含量超過0.8%時，會使化學轉化處理性與熔融鍍鋅性劣化。因此，Si含量係設在0.8%以下。此外，在重視熔融鍍鋅性的情況下則以0.6%以下的Si含量為佳。又，藉由Si與Al之複合添加可提升擴孔性，但在Si含量低於0.2%時該效果無法顯著顯現。因此，Si含量之下限係設為0.2%。

Mn：1.5~3.1%

Mn(錳)係可確保強度，除此以外還可使碳化物之生成遲緩且使肥粒鐵穩定化之元素。

Mn含量低於1.5%時，將無法滿足強度又會使肥粒鐵之形成不夠充分而造成延性劣化。又，Mn含量一旦超過3.1%，則淬火性會高於需求以上而使產品品質無法穩定，又延性亦不足。

因此，Mn含量係設在1.5~3.1%，理想為1.8~2.8%。

P：0.001~0.06%

P(磷)係作為提高鋼板強度之元素，可視需求添加。但，添加量一多，會往粒界偏析而使局部延性劣化，又熔接性亦會劣化。

因此，P含量之上限值為0.06%。又，將P含量之下限設為0.001%之原因在於：若低於該值將會影響到製鋼步驟中的成本提高。理想為0.003%~0.03%。

Al：0.1~0.7%

Al(鋁)係促進肥粒鐵之生成、且可對延性之提升有效作用之元素。又，Al(鋁)係即便多量添加，亦不會使化學轉化處理性或熔融鍍鋅性劣化之元素。

為了藉由Si與Al之複合添加使擴孔性提升，需將Al含量設在0.1%以上。但，由於添加量一增加便會增加氧化鋁等夾雜物而使加工性劣化，因此Al含量之上限為0.7%。理想為0.15%~0.6%。

上述基本成分以外，上述鋼板還可含有B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ca、稀土金屬(REM)中至少一種作為選擇成分。以下將說明選擇成分之數值限定範圍及其限定理由。在此，記載之%為質量%。

B：0.0005~0.002%

B(硼)亦可用以確保淬火性、且用以藉由BN之形成而使有效Al增大而添加。又，藉由提高DP鋼之肥粒鐵分率，雖可確保良好的延伸率，但可能使金屬組織變成層狀組織而降低局部延性。藉由B之添加，可防止該現象發生。

B含量低於0.0005%時將無法發揮該效果。B含量超過0.002%時則無法發現符合添加量之效果。

Mo：0.01~0.5%

Cr：0.01~0.5%

Mo(鉬)及Cr(鉻)亦可用以確保強度及淬火性而添加。

Mo及Cr之含量低於0.01%時將無法發揮其效果。Mo及Cr之含量超過0.5%時則會抑制DP鋼中之肥粒鐵生成使延性劣化，又亦會使化學轉化處理性或熔融鍍鋅性劣化。

V：0.001~0.1%

Ti：0.001~0.1%

V(釩)及Ti(鈦)亦可用以確保強度而添加。

V及Ti之含量低於0.001%時將無法發揮該效果。V及Ti之含量超過0.1%時則會使熔接性等劣化。

Nb：0.001~0.05%

Nb(鈮)亦可用以確保強度而添加。

Nb含量低於0.001%時將無法發揮該效果。Nb含量超過0.05%時則該效果飽和。

Ca：0.0005~0.005%；

REM：0.0005~0.005%

Ca(鈣)及REM亦可以改善夾雜物控制、及擴孔性之目的而添加。

Ca及REM之含量低於0.0005%時將無法發揮其效果。Ca及REM之含量超過0.005%時則該效果飽和。

上述成分以外，上述鋼板還含有無法避免之雜質。在此，無法避免之雜質表示金屬廢料等副原料、或從鍍敷步驟中無法避免地混入之S、N、Mg、Pb、Sb、Sn、Cd、Ni、Cu等元素。

例如，即便在0.01%以下之範圍內含有Sn等，亦不會損害本發明之效果。但，為了使S及N充分發揮本發明之效果，如下述加以限制為宜。在此，記載之%為質量%。

S：0.001~0.01%

S(硫)係藉由生成MnS而使局部延性及熔接性劣化之元素，為不宜存於鋼中之元素。

因此，將S含量之上限限制在0.01%。又，不必要地進行S之減低將會使製鋼步驟中之成本增大，因此將S含量之下限設在0.001%。理想為0.002%~0.005%。

N：0.0005~0.01%

N(氮)為無法避免而含有之元素，亦為若含有過多量，不僅會使時效性劣化且使AlN析出量變多而減少Al添加之效果的元素。

因此，將N含量之上限限制在0.01%以下。又，不必要地進行N之減低將會使製鋼步驟中之成本增大，因此將N含量之下限設在0.0005%以上。理想為0.001~0.005%。

接下來，說明Si與Al之合計含量的相關數值限定範圍。

為了提高鋼板強度，僅進行固溶強化或析出強化有所不足，一般而言多亦利用變態強化。此外，藉由控制為DP組織，可藉由軟質的肥粒鐵相而獲得高延伸率，又可藉由硬質的麻田散鐵相而確保強度。

但，眾知，DP鋼中若軟質相與硬質相之硬度差異過大，會使擴孔性劣化。為了改善該現象，雖有進行將麻田散鐵回火使硬度降低等處理，仍不夠充分。尤其，在需要有980MPa以上之拉伸強度的DP鋼中，可能會因回火而使強度不足之情況。

爰此，經由發明人等精闢檢討之結果發現：當Si及Al以質量%表示之合計含量滿足下述式A時，可獲得高強度且具有良好擴孔性之鋼板。

0.5<Si+Al<1.0　…(式A)

強度及成形性之評估係使用擴孔率：λ(%)與拉伸強度：TS(MPa)之積即λ×TS之值。該值通常在40000%MPa左右。當該λ×TS之值在60000%MPa以上時，可判斷鋼板為高強度且成形性良好。第1圖中顯示Al及Si以質量%表示之含量、與成形性及鍍敷性等鋼板特性之關係。圖中，將λ×TS之值在60000%MPa以上之鋼板以「○」表示，且將小於60000%MPa之鋼板以「×」表示，又，將熔融鍍鋅性劣等之鋼板以「△」表示。又，將以上述式A顯示之範圍以箭頭「A」表示。如該圖中顯示，以質量%表示之Si+Al之值若在0.5%以下，λ×TS之值會不足，若在1.0%以上則熔融鍍鋅性會惡化。如此一來，以質量%表示之Si+Al之值必須超過0.5%且小於1.0%。理想係將以質量%表示之Si+Al之值設為超過0.6%且低於1.0%。

接下來，說明本發明之實施形態中成為熔融鍍鋅鋼板之基材的鋼板之金屬組織。

上述鋼板之金屬組織中主要含有肥粒鐵及麻田散鐵。因為該組織內容為可在強度與延性間獲得良好平衡的鋼板。在此之肥粒鐵中含有多邊形肥粒鐵及變韌肥粒鐵，麻田散鐵中則含有藉由一般的淬火而獲得之麻田散鐵，亦含有以600℃以下的溫度進行回火之麻田散鐵。即便將以600℃以下的溫度進行回火之鋼板作為熔融鍍鋅鋼板之基材使用，本發明之效果亦不變。

肥粒鐵分率及麻田散鐵分率係因應鋼板強度而控制。當TS在500~800MPa的範圍內時，以肥粒鐵分率在50~90面積%且麻田散鐵分率在10~40面積%為宜。當TS在800~1100MPa的範圍內時，以肥粒鐵分率在20~60面積%且麻田散鐵分率在30~60面積%為宜。當TS超過1100MPa時，以肥粒鐵分率在30面積%以下且麻田散鐵分率在40面積%以上為宜。

上述鋼板包含變韌鐵作為肥粒鐵及麻田散鐵以外之組織。其變韌鐵分率在10~40面積%為宜。又，一旦組織中殘存有沃斯田鐵，便會使2次加工脆性與延遲破壞特性惡化。因此，在上述鋼板中除無法避免地存有5體積%左右的殘留沃斯田鐵以外，以實質上不含有殘留沃斯田鐵為宜。

為了使上述鋼板為高強度且具有充分的擴孔性(成形性)，其金屬組織必須滿足下述式B。

{(n₂ )^2/3 ×d₂ }/{(n₁ )^2/3 ×d₁ }×ln(H₂ /H₁ )<0.3　…(式B)

在此，將板厚方向1/8~2/8區域之鋼板表層部中每0.1mm² 之MnS個數設為n₁ ，將上述MnS之平均圓等效徑長設為d₁ (μm)，且將上述鋼板表層部之麻田散鐵的硬度設為H₁ (GPa)。同樣地，將板厚方向3/8~5/8區域之鋼板中心部中每0.1mm² 之MnS個數設為n₂ ，將上述MnS之平均圓等效徑長設為d₂ (μm)，且將上述鋼板中心部之麻田散鐵的硬度設為H₂ (GPa)。

上述式B之左邊小於0.3乃質性表示鋼板表層部與鋼板中心部中之MnS個數之差變小、MnS之平均圓等效徑長差變小、及麻田散鐵硬度之差變小。一般而言，當鋼板中心部之MnS個數、MnS之平均圓等效徑長、且麻田散鐵硬度之值皆大於鋼板表層部之該等值時，表示上述式B之左邊在0.3以上。

如第2圖顯示，式B左邊之值與λ×TS之值有相關。式B左邊之值小於0.3時，λ×TS之值在60000%MPa以上。如此一來，為了使上述鋼板為高強度且具有良好的成形性，式B左邊之值必須小於0.3。又，在一般的條件中，式B的預定下限為0.01。

鋼板中之麻田散鐵的硬度及MnS之析出狀態可藉由後述之製造方法而加以控制。又，為了較精密地控制鋼板中之麻田散鐵的硬度及MnS之析出狀態，上述鋼板以熱軋延後亦施行冷軋延之冷軋鋼板為宜。

再加上，由於延伸率(EL)與TS之積即EL×TS之值若在16000%MPa以上即可進一步提升成形性，故為理想。

如上述，就成為熔融鍍鋅鋼板之基材的鋼板而言，可藉由控制鋼板之成分及金屬組織而獲得高強度且成形性優異的熔融鍍鋅高強度鋼板。

接下來，說明本發明之實施形態之熔融鍍鋅鋼板之製造方法。

製造方法可為一般進行之熱軋鋼板、冷軋鋼板、及鍍敷鋼板之步驟。

鑄造步驟係鑄造滿足上述基本成分、選擇成分、及無法避免之雜質之熔融鋼來製造鋼材。鑄造方法未有特別限定，使用真空鑄造法或連續鑄造法等即可。

熱軋延步驟係將上述鋼材加熱來進行熱軋延。為了防止對肥粒鐵粒過度施加應變使加工性降低，熱軋延中之最後軋延宜以Ar₃ (冷卻時肥粒鐵變態開始之溫度)以上之溫度進行。又，由於過度高溫會使退火後之再結晶粒徑不必要地過度粗大，因此，宜以940℃以下的溫度進行熱軋延中之最後軋延。

在熱軋延之最後軋延中，當各軋台中之軋縮率滿足下述式C時，可獲得高λ×TS之值。

(r₁ +r₂ +r₃ )/(r_n-2 +r_n-1 +r_n )>1.6　…(式C)

在此，將熱最後軋延之合計軋台數設為n段，且將ri%設為第i軋台之軋縮率。

如第3圖顯示，式C左邊之值與λ×TS之值有相關。當式C左邊之值超過1.6時，λ×TS之值在60000%MPa以上。因此，式C左邊之值超過1.6為宜。此推定是因為只要最後軋延開始時之被加工材溫度夠高、且在該階段中為高軋縮率，即可使結晶粒均勻化之緣故。另一方面，由於最後軋延結束時之被加工材溫度會變低，因此，在該階段中之軋縮率一高，便會提高對被加工材的負荷而引起形狀之紊亂。再加上，由於在該階段中被加工材內部係呈不均勻的溫度分布，因此加工的不均勻會增大且使材質特性亦劣化。

為了確實獲得高強度且良好的成形性，只要滿足(r₁ +r₂ +r₃ )/(r_n-2 +r_n-1 +r_n )>1.9即可。又，滿足(r₁ +r₂ +r₃ )/(r_n-2 +r_n-1 +r_n )>2.0更佳。另一方面，因設備能力之限制，(r₁ +r₂ +r₃ )/(r_n-2 +r_n-1 +r_n )之值的上限為3.0。

而，如第4圖顯示，式B左邊之值與式C左邊之值有相關。圖中，係將λ×TS之值在60000%MPa以上之鋼板以「○」表示，且將小於60000%MPa之鋼板以「×」表示。式B與式C皆各別滿足條件時，λ×TS之值在60000%MPa以上。亦即，當使用滿足上述成分之鋼材、且滿足上述式C中顯示之軋延條件時，鋼板之金屬組織會滿足式B，其結果會使λ×TS之值在60000%MPa以上。

此外，只要鋼板之EL×TS之值在16000%MPa以上，其熔融鍍鋅鋼板即可適用在要求嚴苛加工性的汽車用構件等，故較理想。

熱軋延後之鋼板的捲取溫度愈是高溫，愈可促進再結晶及粒成長，進而可期望加工性之提升。但，愈是高溫，愈會生成鏽皮而使酸洗性降低，而且，會因肥粒鐵與波來鐵生成為層狀而使C偏析不均。故而，將捲取溫度設在650℃以下。另一方面，捲取溫度一旦變得過度低溫便會使鋼板硬化而使冷軋延時之負荷增高。所以，將捲取溫度設在400℃以上。又，視需求，亦可以上述捲取溫度，將熱軋延後之鋼板保持在1小時以上且24小時以下之範圍內。藉由上述時間之保持，可適當地控制熱軋延鋼板之金屬組織。

研削步驟可視需求將上述熱軋延步驟後之鋼板進行表面研削，以除去鏽皮。研削方法並未有特別限定，可使用例如鋼絲刷輥(wire brush roll)、研磨粒帶、或噴珠除銹等。

酸洗步驟係將上述熱軋延步驟後或研削步驟後的鋼板進行酸洗。酸洗方法並未有特別限定，可為使用硫酸或硝酸等常法之酸洗方法。

冷軋延步驟係將上述酸洗步驟後的鋼板進行冷軋延。冷軋延方法並未有特別限定。在冷軋延中，軋縮率一低便難以進行鋼板之形狀矯正，因此宜將下限值設為30%。又，若以超過70%的軋縮率來進行軋延，會在鋼板之邊緣部形成裂痕產生及形狀之紊亂，因此宜將上限值設為70%。

經由上述之熱軋延步驟及冷軋延步驟所製造的冷軋鋼板，較可精密地控制鋼板中之麻田散鐵的硬度及MnS之析出狀態。因此，適合作為熔融鍍鋅鋼板之基材使用。

退火步驟係以Ac1(加熱時沃斯田鐵開始生成之溫度)以上且Ac3(加熱時完成從肥粒鐵變態至沃斯田鐵之溫度)+100℃以下的溫度，將冷軋延步驟後之鋼板進行退火。當低於Ac1之溫度時，組識會不均勻。另一方面，當超過Ac3+100℃之溫度時則會因沃斯田鐵之粗大化而抑制肥粒鐵生成並使延伸率特性劣化。又，從經濟觀點看來，退火溫度在900℃以下為宜。又，在退火步驟中，為了使層狀組織消失，必須保持30秒鐘以上。但，若保持超過30分鐘，效果會飽和而使生產性亦降低。因此，保持時間係設在30秒鐘以上且在30分鐘以下。

冷卻步驟係將在退火步驟中加熱到上述溫度範圍內之鋼板進行冷卻。冷卻結束溫度係設在600℃以下的溫度。一旦超過600℃，沃斯田鐵容易殘留、且易產生2次加工性或延遲破壞之問題。又，亦可視需求以上述冷卻結束溫度，在10秒鐘以上且1000秒鐘以下之範圍內，保持退火步驟後之鋼板。藉由上述時間之保持，可適當控制退火步驟後之鋼板的金屬組織。

又，視需求，以擴孔性及脆性之改善為目的，以600℃以下的溫度對冷卻步驟後之鋼板進行回火處理亦可。即便進行該回火處理，本發明之效果亦不變。

鍍敷步驟係對冷卻步驟後或回火處理後之鋼板施行熔融鍍鋅。熔融鍍鋅方法並未有特別限定。又，視需求亦可進行合金化處理作為合金化熔融鍍鋅。

實施例1

以真空熔解爐鑄造具有表1中所示之成分組成之鋼。表1中，以下線標示之數值表示在本發明範圍外。將該鋼材加熱至1200℃來進行熱軋延。以880℃的溫度進行熱軋延之最後軋延。又，在該熱最後軋延中，有控制各軋台中之軋縮率。將熱最後軋延結束後之軋延鋼板冷卻至500℃並以其溫度保持1小時，藉以進行熱軋之捲取熱處理。藉由研削及酸洗，將所獲得之熱軋鋼板除去表面鏽皮。爾後，對該鋼板進行冷軋延。使用連續退火模擬器將冷軋延後之鋼板以800℃的溫度進行60秒鐘之退火後，冷卻至400~600℃的溫度範圍內，再以其溫度保持10~600秒鐘。對該鋼板進行熔融鍍鋅，並將一部分的鋼板視需求進行合金化處理後，冷卻至室溫。

使用上述所製造之熔融鍍鋅鋼板來進行拉伸試驗與擴孔試驗。當擴孔率λ(%)×拉伸強度TS(MPa)之積在60000%MPa以上時，判斷為高強度且成形性良好。拉伸試驗係藉由JIS5號試驗片進行試驗。擴孔試驗係藉由將前端角度60°之圓錐衝頭壓入設置在試驗片上之初始孔直徑d₀ ：10(mm)的打洞孔內藉以擴張打洞孔而進行。然後，測定當生成於打洞孔圓周的龜裂貫通試驗片之板厚方向之時間點下的孔直徑d(mm)，藉由下述式D來求算擴孔率λ。

λ=[(d-d₀ )/d₀ ]×100(%)…(式D)

在此，d₀ =10mm。

以光學顯微鏡觀察上述所製造之熔融鍍鋅鋼板之金屬組織。觀察面係以使與熔融鍍鋅鋼板之軋延方向呈正交之板寬方向為觀察面的方式而沿著板厚方向進行平面切斷的切斷面。肥粒鐵係藉由硝太蝕劑蝕刻法(natal etching)而顯現，麻田散鐵則係藉由勒培拉劑蝕刻法(Le Pera etching)而顯現。從顯示於上述切斷面之鋼板與熔融鍍鋅層之界面至鋼板側觀察鋼板板厚1/4的位置，以求算肥粒鐵及麻田散鐵之面積分率。殘留沃斯田鐵係將熔融鍍鋅鋼板表面平行研磨至鋼板板厚1/4之深度為止後，以X光繞射裝置測定研磨面，藉以求算體積分率。

鍍鋅性係使用熔融鍍鋅模擬器在與上述同樣的退火條件下對已施行退火之軋延鋼板進行熔融鍍鋅，並以目測的方式確認鍍敷之接著狀況而評估。將鍍敷表面之90面積% 以上且鍍鋅有均勻接著之情況評估為「Good」，並將鍍敷表面中缺陷超過10面積%的情況評估為「Bad」。該等結果係顯示於表2。

MnS的析出狀態之觀察係使用Fe-SEM(Field Emission-Scanning Electron Microscope：場致發射掃描電子顯微鏡)進行。觀察係從上述顯示於切斷面之鋼板與熔融鍍鋅層之界面往鋼板側，在鋼板板厚方向1/8~2/8之鋼板表層部及鋼板板厚方向3/8~5/8之鋼板中心部進行。觀察倍率為1000倍，並以0.12mm×0.09mm=0.01mm² 之面積作為1觀察視野。合計觀察10視野並計測MnS個數。在此，由於係將0.01mm² 之面積合計觀察10視野並計測合計個數，因此MnS個數係作為每0.1mm² 的個數表示。MnS之圓等效徑長(μm)係以組裝在Fe-SEM中之圖像解析軟體，計算上述10視野中之圓等效直徑並求算10視野中之平均值而作為平均圓等效徑長(μm)。

麻田散鐵的硬度係使用奈米壓痕機來進行測定。在存於上述鋼板表層部與上述鋼板中心部之麻田散鐵之粒內，以100μm之間隔測定合計30點，以求算平均值。該等結果係顯示於表3。表3中，以下線標示之數值表示在本發明之範圍外。

如表1~表3中顯示，實施例之No.1~18及20~27為熔融鍍鋅性優異、高強度、且具有充分的擴孔性(成形性)之熔融鍍鋅鋼板。

另一方面，比較例之No.28~45係排除在本發明之範圍以外的熔融鍍鋅鋼板。

比較例28與29中，由於C含量在本發明之範圍外，因此λ×TS之值小於60000%MPa。

比較例30中，由於Si含量在本發明之範圍外、且以質量%表示之Si+Al之值亦在本發明之範圍外，因此λ×TS之值小於60000%MPa且鍍鋅性差。

比較例31中，由於Si含量與Mn含量在本發明之範圍外、且以質量%表示之Si+Al之值亦在本發明之範圍外，因此λ×TS之值小於60000%MPa且鍍鋅性差。

比較例32中，由於Mn含量在本發明之範圍外，因此λ×TS之值小於60000%MPa。

比較例33中，由於P含量在本發明之範圍外，因此λ×TS之值小於60000%MPa。

比較例34中，由於S含量在本發明之範圍外，因此λ×TS之值小於60000%MPa。

比較例35中，由於N含量在本發明之範圍外，因此λ×TS之值小於60000%MPa。

比較例36中，由於Al含量在本發明之範圍外，因此λ×TS之值小於60000%MPa。

比較例37~41中，以質量%表示之Si+Al之值在本發明之範圍外，且λ×TS之值小於60000%MPa。

比較例42~45中，由於未滿足式B與式C，因此λ×TS之值小於60000%MPa。

產業上之可利用性

依據本發明之上述態樣的熔融鍍鋅鋼板及其製造方法，就成為熔融鍍鋅鋼板之基材的鋼板而言，可藉由將該鋼板之成分之Si與Al的合計含量控制在特定範圍內且控制該鋼板中之麻田散鐵的硬度與MnS之析出狀態，而提供一種高強度且成形性優異的熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。

第1圖係顯示鋼板中之Al及Si之含量、與成形性或鍍敷性等鋼板特性之關係圖。

第2圖係顯示式B左邊之值、與評估鋼板之強度及成形性之λ×TS之值的關係圖，式B左邊顯示鋼板表層部及鋼板中心部之麻田散鐵的硬度及MnS之析出狀態。

第3圖係顯示式C左邊之值、與評估鋼板之強度及成形性之λ×TS之值的關係圖，式C左邊顯示熱最後軋延之開始時及結束時之軋縮率的控制狀態。

第4圖係顯示式B左邊之值與式C左邊之值的關係圖，式B左邊顯示鋼板表層部及鋼板中心部之麻田散鐵的硬度及MnS之析出狀態，式C左邊則顯示熱最後軋延之開始時及結束時之軋縮率的控制狀態。

Claims (5)

1. 一種熔融鍍鋅鋼板，係具備鋼板及配置在前述鋼板上之熔融鍍鋅層者，其特徵在於：前述鋼板之成分以質量%計含有下述元素：C：0.05~0.13%、Si：0.2~0.8%、Mn：1.5~3.1%、P：0.001~0.06%、S：0.001~0.01%、N：0.0005~0.01%、及Al：0.1~0.7%，剩餘部分係由Fe及無法避免之雜質所構成，且前述Si及前述Al以質量%計之含量滿足下述式A，又，前述鋼板之金屬組織含有肥粒鐵及麻田散鐵，又，當板厚方向1/8~2/8之區域的鋼板表層部中每0.1mm² 之MnS個數設為n₁ 、前述鋼板表層部之前述MnS之平均圓等效徑長設為d₁ μm、及前述鋼板表層部之前述麻田散鐵的硬度設為H₁ GPa，且板厚方向3/8~5/8之區域的鋼板中心部中每0.1mm² 之MnS個數設為n₂ 、前述鋼板中心部之前述MnS之平均圓等效徑長設為d₂ μm、及前述鋼板中心部之前述麻田散鐵的硬度設為H₂ GPa時，滿足下述式B，0.5<Si+Al<1.0…(式A){(n₂ )^2/3 ×d₂ }/{(n₁ )^2/3 ×d₁ }×ln(H₂ /H₁ )<0.3　…(式B)。
2. 如申請專利範圍第1項之熔融鍍鋅鋼板，其中前述鋼板之成分以質量%計更含有下述元素中至少一種：B：0.0005~0.002%、Mo：0.01~0.5%、Cr：0.01~0.5%、V：0.001~0.1%、Ti：0.001~0.1%、Nb：0.001~0.05%、Ca：0.0005~0.005%、及Rare Earth Metal(稀土金屬)：0.0005~0.005%。
3. 如申請專利範圍第2項之熔融鍍鋅鋼板，其中前述鋼板為冷軋鋼板。
4. 如申請專利範圍第1項之熔融鍍鋅鋼板，其中前述鋼板為冷軋鋼板。
5. 一種熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係製造如申請專利範圍第1至4項中任一項之熔融鍍鋅鋼板者，其特徵在於：當熱最後軋延之合計軋台數設為n段、且ri%設為第i軋台之軋縮率時，前述熱最後軋延滿足下述式C：(r₁ +r₂ +r₃ )/(r_n-2 +r_n-1 +r_n )>1.6　…(式C)。