TWI445830B - 成形性及耐衝擊性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 - Google Patents

成形性及耐衝擊性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 Download PDF

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Description

成形性及耐衝擊性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板及其製 造方法
本發明是有關於適合於汽車用零件等的原材料的兼具優良的成形性與耐衝擊性的高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。
就保護地球環境的觀點而言應減少CO2排放量，維持汽車車身的強度並實現其輕量化，而改善汽車的油耗，這些在汽車業界一直為重要的課題。為了維持汽車車身的強度並實現其輕量化，較為有效的是藉由成為汽車零件用原材料的鋼板的高強度化，而使鋼板厚度變薄。
另一方面，以鋼板為原材料的汽車零件大多藉由壓製加工或去毛刺加工等而成形。因此，可用作汽車零件用原材料的高強度鋼板除了具有所需的強度外，亦要求具有優良的成形性、即伸長率及延伸凸緣性(Stretch-flangeability)。
而且，在汽車零件用原材料中，最應受到重視的特性之一可列舉耐衝擊性。在汽車碰撞時，由鋼板形成的汽車的各部位所受到的應變速度到達至103/s左右。因此，例如支柱、構件、保險桿等汽車零件必須應用高強度鋼板來確保汽車的碰撞安全性，上述高強度鋼板在汽車行進中萬一發生碰撞時對確保乘員的安全具有充分的耐衝擊性、即在碰撞時承受如上所述般高應變速度時亦發揮出優良的碰撞能量吸收能力的耐衝擊性。
根據以上理由，特別是在汽車業界，對不僅具有強度、而且具有伸長率及延伸凸緣性等成形性、還兼具耐衝擊性的高強度鋼板的開發期望較高，直至目前，進行了大量的研究開發，並提出了各種技術。
例如，專利文獻1中提出以下技術，對包含鐵氧體與麻田散鐵的雙相(Dual Phase，DP)鋼板，調整鐵氧體及麻田散鐵各自的平均粒徑以及體積率，藉此而提高應變速度為103/s時的降伏應力，並提高耐衝擊性。但是，原本降伏強度較低的DP鋼板表現出較高的衝擊吸收能力的原因是，藉由壓製加工等而導入相對較大的加工應變，接著在塗裝燒成步驟中產生應變時效而降伏應力大幅上升。因此，在彎曲加工等加工量較小的部位(零件)，由於所導入的加工應變較小，因此可見到以下問題：不太能期待塗裝燒成步驟後的降伏應力上升效果，未必發揮出充分的碰撞能量吸收能力。
另外，DP鋼板的特徵是：在10%~30%的高應變域中表現出優良的碰撞能量吸收能力，在低應變域中發揮不出充分的碰撞能量吸收能力。因此，DP鋼板適合於全面碰撞的部位(零件)等藉由某種程度變形而吸收碰撞能量的部位(零件)，但是應用於側面碰撞的部位(零件)等即就保護乘員的觀點而言未伴有較大變形而於較小的應變區域必需高碰撞能量吸收能力的部位(零件)時，耐衝擊性不充分。
另外，專利文獻2提出以下技術，對利用殘留沃斯田 鐵的變態誘發塑性(Transformation Induced Plasticity，TRIP)的TRIP鋼板調整變韌鐵量，藉此而使燒成硬化量增大，而提高碰撞能量吸收能力。但是，與DP鋼板同樣，TRIP鋼板亦可見到以下問題：於彎曲加工等加工量較小的部位(零件)，未必發揮出充分的碰撞能量吸收能力，並且，不適合在較小的應變區域必需高碰撞能量吸收能力的部位(零件)。
相對於該些先前技術，專利文獻3中提出以下技術：對於冷軋鋼板，將鋼板組織作為鐵氧體主體，調整包含麻田散鐵、變韌鐵及殘留沃斯田鐵中1種或2種以上的低溫變態相的體積率、平均結晶粒徑、以及此低溫變態相間的平均距離，藉此提高鋼板的耐衝擊性。
但是，專利文獻3中所提出的技術中，耐衝擊性以外的鋼板特性不充分。此技術中，由於採用鐵氧體作為主體的鋼板組織，因此鋼板的拉伸強度(TS)小於1200MPa，無法獲得充分的強度。另外，此技術中，並未對鋼板的延伸凸緣性進行研究，難說是具有充分的成形性。
另外，汽車零件大多在嚴峻的腐蝕環境下使用，近來廣泛使用高強度且耐蝕性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板作為汽車零件用原材料。而且，現今在汽車零件用原材料中，一直推進進一步高強度化，並研究拉伸強度：1200MPa以上的鋼板的應用。
對於此種要求，例如專利文獻4中提出以下技術：將鋼板組織以回火麻田散鐵作為主體，並調整麻田散鐵、變 韌鐵及殘留沃斯田鐵的面積率，藉此進行高強度化，並且提高伸長率及延伸凸緣性。並且，若採用此技術，則可獲得拉伸強度(TS)為1200MPa以上的高強度且加工性優良的熔融鍍鋅鋼板。
但是，專利文獻4中所提出的技術中，並未對鋼板的耐衝擊性進行研究。因此，若採用此技術，則雖然可獲得具有高強度且優良的加工性的熔融鍍鋅鋼板，但其耐衝擊性說不上充分，特別是對於在較小的應變區域的碰撞能量吸收能力，仍可見到改善的餘地。
[先前技術文獻]
[專利文獻]
[專利文獻1]日本專利特開平9-111396號公報
[專利文獻2]日本專利特開2001-011565號公報
[專利文獻3]日本專利特開2008-231480號公報
[專利文獻4]日本專利特開2009-209450號公報
如以上所述，關於高強度熔融鍍鋅鋼板，在先前技術中存在以下問題：無法獲得具有拉伸強度(TS)為1200MPa以上的強度，並且成形性(伸長率及延伸凸緣性)、及耐衝擊性均優良的鋼板，特別是並未對耐衝擊性進行充分的研究。就在汽車業界中最應受到重視的事項的確保乘員安全的觀點而言，為了將上述拉伸強度為1200MPa以上的鋼板應用於要求碰撞能量吸收能力的汽車零件，不可或缺的是改善耐碰撞性。
本發明有利地解決了上述先前技術所存在的問題，其目的是提供除了具有適合作為汽車零件用原材料的拉伸強度(TS)為1200MPa以上、且擴孔率(λ)為50%以上的成形性(伸長率及延伸凸緣性)外，還兼具耐衝擊性的高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。
為了解決上述課題，本發明者等人除了高強度熔融鍍鋅鋼板的強度與成形性(伸長率及延伸凸緣性)外，還對耐衝擊性所涉及的各種要因進行銳意研究。其結果獲得如下的發現。
1)使鋼組成中含有特別是硼(B)、並適當調整鈦(Ti)含量與氮(N)含量的比率，而且將鋼組織設定為回火麻田散鐵主體，將殘留沃斯田鐵設定為所需的面積率、或進而將鐵氧體及麻田散鐵設定為所需的面積率，藉此可同時實現高強度化與成形性(伸長率及延伸凸緣性)提高，並且藉由使上述回火麻田散鐵微細化(平均粒徑為5μm以下)，而飛躍性地提高鋼板的耐衝擊性。
2)在由具有上述1)的鋼組成的鋼原材料製造高強度熔融鍍鋅鋼板時，在實施將精軋溫度設定為A3變態點以上的熱軋後，以30℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至捲取溫度，於300℃以上550℃以下的捲取溫度捲取製成熱軋板，對於此熱軋板或對此熱軋板實施冷軋而得的冷軋板，以5℃/s以上的平均加熱速度將500℃以上A1變態點以下的溫度範圍加熱至(A3變態點-20℃)以上(A3變態點+80℃) 以下的退火溫度並均熱保持，冷卻後實施再加熱並均熱保持的所需的熱處理，然後實施熔融鍍鋅處理，藉此獲得具有上述1)的鋼組織的高強度熔融鍍鋅鋼板。
另外，本發明中，雖然對於藉由回火麻田散鐵的微細化而提高耐衝擊性的理由未必明確，但是推測，藉由減小回火麻田散鐵的粒徑，而在汽車的碰撞時等所產生的鋼板的動態變形時，龜裂的傳播路徑增大，而分散碰撞能量，藉此可吸收更大的碰撞能量。
另外，對於藉由上述製造條件而將回火麻田散鐵微細化的理由未必明確，但推測如下。即，藉由於300℃以上550℃以下的捲取溫度捲取而製成熱軋板，而退火處理前的鋼組織成為位錯密度較高的變韌鐵或麻田散鐵，沃斯田鐵的核生成點增加。接著，藉由以5℃/s以上的平均加熱速度將500℃以上A1變態點以下的溫度範圍加熱至退火溫度，而使藉由來自上述位錯密度較高的變韌鐵或麻田散鐵的逆變態生成的沃斯田鐵變為極微細。此極微細的沃斯田鐵在退火溫度保持後急劇冷卻至低溫範圍，藉此沃斯田鐵的一部分變態為極微細的麻田散鐵，其餘成為未變態沃斯田鐵。接著，藉由加熱保持於所需的再加熱溫度，而將上述麻田散鐵回火而成為回火麻田散鐵，但由於麻田散鐵為極微細，因此推測藉由回火而得的回火麻田散鐵亦極微細。
本發明是根據上述發現而完成，其要旨如下所述。
(1)一種成形性及耐衝擊性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板，其在基板表面具有熔融鍍鋅層，且其特徵在於，上述 基板具有：以質量%計含有碳(C)：0.05%以上0.5%以下、矽(Si)：0.01%以上2.5%以下、錳(Mn)：0.5%以上3.5%以下、磷(P)：0.003%以上0.100%以下、硫(S)：0.02%以下、鋁(Al)：0.010%以上0.5%以下、B：0.0002%以上0.005%以下、Ti：0.05%以下，且滿足Ti>4N，其餘部分包含鐵(Fe)及不可避免的雜質的組成；含有以面積率計為60%以上95%以下的回火麻田散鐵；及以面積率計為5%以上20%以下的殘留沃斯田鐵，且上述回火麻田散鐵的平均粒徑為5μm以下的組織。
(2)如(1)所述之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中上述組織還包含以面積率計為10%以下(包括0%)的鐵氧體及/或以面積率計為10%以下(包括0%)的麻田散鐵。
(3)如(1)或(2)所述之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中除了上述組成外，以質量%計還含有鉻(Cr)：0.005%以上2.00%以下、鉬(Mo)：0.005%以上2.00%以下、釩(V)：0.005%以上2.00%以下、鎳(Ni)：0.005%以上2.00%以下、銅(Cu)：0.005%以上2.00%以下中的1種或2種以上。
(4)如(1)至(3)中任一項所述之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中除了上述組成外，以質量%計還含有釹(Nb)：0.01%以上0.20%以下。
(5)如(1)至(4)中任一項所述之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中除了上述組成外，以質量%計還含有鈣(Ca)： 0.001%以上0.005%以下、稀土金屬(Rare Earth Metals，REM)：0.001%以上0.005%以下的1種或2種。
(6)如(1)至(5)中任一項所述之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中上述熔融鍍鋅層為合金化熔融鍍鋅層。
(7)一種成形性及耐衝擊性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於：對鋼坯實施將精軋溫度設定為A3變態點以上的熱軋，上述鋼坯具有以質量%計含有C：0.05%以上0.5%以下、Si：0.01%以上2.5%以下、Mn：0.5%以上3.5%以下、P：0.003%以上0.100%以下、S：0.02%以下、Al：0.010%以上0.5%以下、B：0.0002%以上0.005%以下、Ti：0.05%以下，且滿足Ti>4N，其餘部分包含Fe及不可避免的雜質的組成，精軋結束後，接著以30℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至捲取溫度，於300℃以上550℃以下的捲取溫度捲取製成熱軋板後，將此熱軋板以5℃/s以上的平均加熱速度，將500℃以上A1變態點以下的溫度範圍加熱至(A3變態點-20℃)以上(A3變態點+80℃)以下的退火溫度，於此退火溫度保持10秒以上後，以30℃/s以上的平均冷卻速度自750℃冷卻至100℃以上350℃以下的溫度範圍，接著實施再加熱至300℃以上600℃以下的溫度，並於此溫度保持10秒以上600秒以下的熱處理後，實施熔融鍍鋅處理或進一步實施合金化處理。
(8)一種成形性及耐衝擊性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於：對鋼坯實施將精軋溫度設定為A3變態點以上的熱軋，上述鋼坯具有以質量%計含有 C：0.05%以上0.5%以下、Si：0.01%以上2.5%以下、Mn：0.5%以上3.5%以下、P：0.003%以上0.100%以下、S：0.02%以下、Al：0.010%以上0.5%以下、B：0.0002%以上0.005%以下、Ti：0.05%以下，且滿足Ti>4N，其餘部分包含Fe及不可避免的雜質的組成，在精軋結束後，接著以30℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至捲取溫度，於300℃以上550℃以下的捲取溫度捲取製成熱軋板後，將此熱軋板進行酸洗後，對此熱軋板實施冷軋而製成冷軋板，將此冷軋板以5℃/s以上的平均加熱速度將500℃以上A1變態點以下的溫度範圍加熱至(A3變態點-20℃)以上(A3變態點+80℃)以下的退火溫度，於此退火溫度保持10秒以上後，以30℃/s以上的平均冷卻速度自750℃冷卻至100℃以上350℃以下的溫度範圍，實施再加熱至300℃以上600℃以下的溫度，並於此溫度保持10秒以上600秒以下的熱處理後，實施熔融鍍鋅處理或進一步實施合金化處理。
(9)如(7)或(8)所述之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其中除了上述組成外，以質量%計還含有Cr：0.005%以上2.00%以下、Mo：0.005%以上2.00%以下、V：0.005%以上2.00%以下、Ni：0.005%以上2.00%以下、Cu：0.005%以上2.00%以下中的1種或2種以上。
(10)如(7)至(9)中任一項所述之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其中除了上述組成外，以質量%計還含有Nb：0.01%以上0.20%以下。
(11)如(7)至(10)中任一項所述之高強度熔融鍍 鋅鋼板的製造方法，其中除了上述組成外，以質量%計還含有Ca：0.001%以上0.005%以下、REM：0.001%以上0.005%以下的1種或2種。
根據本發明，可獲得適合作為汽車零件用原材料的拉伸強度(TS)為1200MPa以上、且兼具成形性(伸長率及延伸凸緣性)與耐衝擊性的高強度熔融鍍鋅鋼板，而發揮產業上特別的效果。
以下，對本發明進行詳細地說明。本發明鋼板為在基板表面具有熔融鍍鋅層的熔融鍍鋅鋼板。
首先，對成為本發明鋼板的基板的鋼板組織的限定理由進行說明。
成為本發明的高強度熔融鍍鋅鋼板的基板的鋼板具有以下組織：包含以面積率計為60%以上95%以下的回火麻田散鐵、以面積率計為5%以上20%以下的殘留沃斯田鐵，或者還包含以面積率計為10%以下(包括0%)的鐵氧體及/或以面積率計為10%以下(包括0%的)的麻田散鐵，且上述回火麻田散鐵的平均粒徑為5μm以下。
回火麻田散鐵：以面積率計為60%以上95%以下
本發明中，為了確保鋼板的強度及成形性、特別是延伸凸緣性，而必須形成回火麻田散鐵。若回火麻田散鐵以面積率計小於60%，則難以同時實現1200MPa以上的拉伸強度(TS)與50%以上的擴孔率(λ)。另一方面，若回 火麻田散鐵以面積率計超過95%，則總伸長率(EL)明顯降低，而無法獲得充分的成形性。因此，回火麻田散鐵的面積率設定為60%以上95%以下。另外，較佳為60%以上90%以下、更佳為70%以上90%以下。
殘留沃斯田鐵：以面積率計為5%以上20%以下
本發明中，為了確保鋼板的成形性，而必須形成殘留沃斯田鐵。殘留沃斯田鐵對提高總伸長率(EL)較為有效，為了充分表現此效果，必須將殘留沃斯田鐵設定為以面積率計為5%以上。另一方面，若殘留沃斯田鐵以面積率計超過20%，則擴孔率(λ)明顯降低，且延伸凸緣性劣化。因此，殘留沃斯田鐵的面積率設定為5%以上20%以下。另外，較佳為10%以上18%以下。
另外，本發明中，較佳為將鋼板(基板)組織設定為回火麻田散鐵與殘留沃斯田鐵的2相組織，在含有鐵氧體及/或麻田散鐵時，必須限定於以下所示的範圍。
鐵氧體：以面積率計為10%以下(包括0%)
若鐵氧體以面積率計超過10%，則難以同時實現1200MPa以上的拉伸強度(TS)與50%以上的擴孔率(λ)。因此，鐵氧體的面積率設定為10%以下(包括0%)。
麻田散鐵：以面積率計為10%以下(包括0%)
若麻田散鐵以面積率計超過10%，則擴孔率(λ)明顯降低，且延伸凸緣性劣化。因此，麻田散鐵的面積率設定為10%以下(包括0%)。
另外，本發明中，回火麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、鐵 氧體及麻田散鐵只要滿足上述各面積率，則亦可包含其他的相(例如變韌鐵、波來鐵)。但是就強度的觀點而言，其他的相以合計面積率計較佳為設定為15%以下。
回火麻田散鐵的平均粒徑：5μm以下
本發明中，為了確保耐衝擊性，極為重要的是將回火麻田散鐵微細化。如上所述推測，若減小回火麻田散鐵的粒徑，則在汽車碰撞時等所產生的鋼板的動態變形時，龜裂的傳播路徑增大，而分散碰撞能量，從而可吸收更大的碰撞能量。若回火麻田散鐵的平均粒徑超過5μm，則如上所述無法充分獲得耐衝擊性的提高效果，因此本發明中將回火麻田散鐵的平均粒徑設定為5μm以下。另外，較佳為3μm以下。
此處，本發明中，回火麻田散鐵的面積率、鐵氧體的面積率、麻田散鐵的面積率及其他的相的面積率，是指對成為基板的鋼板進行組織觀察時，各相的面積佔觀察面積的比例，是將鋼板的板厚剖面研磨後，藉由3%硝酸浸蝕液腐蝕，藉由SEM(掃描型電子顯微鏡)以1500倍的倍率觀察板厚1/4位置，使用Media Cybernetics公司製造的Image-Pro，藉由圖像處理而求出的值。
另外，本發明中，所謂殘留沃斯田鐵的面積率，是將鋼板研磨至板厚1/4位置後，對藉由化學研磨再研磨0.1mm的面，藉由X射線繞射裝置使用鉬(Mo)的Kα線，測定fcc鐵(沃斯田鐵)的(200)面、(220)面、(311)面、與bcc鐵(鐵氧體)的(200)面、(211)面、(220)面的 積分反射強度，將根據來自fcc鐵(沃斯田鐵)各面的積分反射強度相對於來自bcc鐵(鐵氧體)各面的積分反射強度的強度比求出的沃斯田鐵的比例作為殘留沃斯田鐵的面積率。
另外，本發明中，回火麻田散鐵的平均粒徑是藉由SEM(掃描型電子顯微鏡)以1500倍的倍率觀察與鋼板的軋延方向平行的剖面，將視野內所存在的回火麻田散鐵的面積的合計除以此視野內所存在的回火麻田散鐵結晶粒的個數，藉此求出回火麻田散鐵結晶粒的平均面積，將其平方根作為平均粒徑(相當於正方形的一邊(近似正方形))。
接著，對本發明鋼板(基板)的成分組成的限定理由進行說明。另外，表示以下的成分組成的%只要無特別限定，是指質量%。
C：0.05%以上0.5%以下
C是為了生成回火麻田散鐵等低溫變態相、提高拉伸強度(TS)而必須的元素。若C含量小於0.05%，則難於確保以面積率計為60%以上的回火麻田散鐵。另一方面，若C含量超過0.5%，則總伸長率(EL)或點溶接性劣化。因此，C含量設定為0.05%以上0.5%以下。較佳為0.1%以上0.3%以下。
Si：0.01%以上2.5%以下
Si是對將鋼固溶強化而提高拉伸強度(TS)-總伸長率(EL)平衡較為有效的元素，另外是對生成殘留沃斯田 鐵亦有效的元素。為了獲得該些效果，必須將Si含量設定為0.01%以上。另一方面，若Si含量超過2.5%，則會導致總伸長率(EL)降低、或表面性狀、溶接性劣化。因此，Si含量設定為0.01%以上2.5%以下。較佳為0.7%以上2.0%以下。
Mn：0.5%以上3.5%以下
Mn是為了將鋼強化而有效的元素，另外亦是在後述的熱軋後的冷卻過程及自退火溫度起的冷卻過程中，促進生成麻田散鐵等低溫變態相的元素。為了獲得該些效果，必須將Mn含量設定為0.5%以上。
另一方面，若Mn含量超過3.5%，則總伸長率(EL)明顯降低，成形性劣化。因此，Mn含量設定為0.5%以上3.5%以下。較佳為1.5%以上3.0%以下。
P：0.003%以上0.100%以下
P是為了將鋼強化而有效的元素，為了獲得此種效果，必須將P含量設定為0.003%以上。另一方面，若P含量超過0.100%，則藉由晶界偏析而使鋼的耐衝擊性劣化。因此，P含量設定為0.003%以上0.100%以下。
S：0.02%以下
S是以MnS等夾雜物的形態存在，使耐衝擊性或溶接性劣化的有害的元素。因此，本發明中較佳為極力降低S，考慮到製造成本方面，S含量設定為0.02%以下。
Al：0.010%以上0.5%以下
Al是發揮脫酸劑的作用的元素，較佳為在製鋼脫酸步 驟中添加。為了獲得該些效果，必須將Al含量設定為0.010%以上。另一方面，若Al含量超過0.5%，則在採用連續鑄造法時，連續鑄造時的坯破壞的危險性提高。因此，Al含量設定為0.010%以上0.5%以下。較佳為0.02%以上0.05%以下。
B：0.0002%以上0.005%以下
B是在後述的熱軋後的冷卻過程及自退火溫度起的冷卻過程中，對抑制由沃斯田鐵晶界生成鐵氧體，並生成低溫變態相較為有效的元素。為了獲得此種效果，必須將B含量設定為0.0002%以上。另一方面，若B含量超過0.005%，則其效果飽和，無法獲得成本上平衡的效果。
因此，B含量設定為0.0002%以上0.005%以下。較佳為0.0005%以上0.003%以下。
Ti：0.05%以下、且Ti>4N
Ti是為了形成Ti氮化物將鋼中的N固定而有效活用具有上述效果的B而必須的元素。B以固溶狀態發揮上述效果，易與鋼中的N結合而以BN的形態析出，析出狀態的B喪失上述效果。因此，本發明中，藉由含有與N的親和性強於B的Ti，而於高溫範圍將N固定，而抑制BN析出。
為了獲得此種效果，必須使Ti含量多於4×N含量(質量%)。另一方面，過量含有Ti，抑制BN析出的效果亦會達到飽和，而且總伸長率(EL)會降低。因此，Ti含量設定為0.05%以下且Ti>4N。
以上為本發明的基本組成，除了基本組成外，還可含有Cr：0.005%以上2.00%以下、Mo：0.005%以上2.00%以下、V：0.005%以上2.00%以下、Ni：0.005%以上2.00%以下、Cu：0.005%以上2.00%以下中的1種或2種以上。
Cr、Mo、V、Ni及Cu均為在後述熱軋後的冷卻過程及自退火溫度起的冷卻過程中，對生成麻田散鐵等低溫變態相有效的元素。為了獲得此種效果，較佳為含有各含量為0.005%以上的選自Cr、Mo、V、Ni及Cu的至少1種元素。另一方面，若該些元素各含量超過2.00%，則上述效果達到飽和，而無法獲得成本上平衡的效果。因此，較佳為Cr、Mo、V、Ni及Cu各含量設定為0.005%以上2.00%以下。
另外，本發明中，除了上述基本組成外，還可含有Nb：0.01%以上0.20%以下。
Nb是為了形成碳氮化物、藉由析出強化實現鋼的高強度化而有效的元素。為了獲得此種效果，較佳為將Nb含量設定為0.01%以上。另一方面，若Nb含量超過0.20%，則可能不但高強度化的效果達到飽和，而且總伸長率(EL)會降低。因此，較佳為Nb含量設定為0.01%以上0.20%以下。
另外，本發明中，除了上述基本組成外，還可含有Ca：0.001%以上0.005%以下、REM：0.001%以上0.005%以下的1種或2種。
Ca及REM均為對硫化物的形態控制較為有效的元 素，且是為了改善鋼板的成形性而有效的元素。為了獲得此種效果，較佳為含有各含量為0.001%以上的選自Ca、REM的至少1種以上元素。另一方面，若該些元素各含量超過0.005%，則可能對鋼的潔淨度造成不良影響。因此，較佳為Ca、REM各含量設定為0.001%以上0.005%以下。
本發明的鋼板中，上述以外的成分為Fe及不可避免的雜質。
接著，對本發明鋼板的製造方法進行說明。
本發明的高強度熔融鍍鋅鋼板例如藉由以下方式製造：對具有上述組成的鋼坯實施將精軋溫度設定為A3變態點以上的熱軋，精軋結束後，接著以30℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至捲取溫度，於300℃以上550℃以下的捲取溫度捲取製成熱軋板後，將此熱軋板以5℃/s以上的平均加熱速度將500℃以上A1變態點以下的溫度範圍加熱至(A3變態點-20℃)以上(A3變態點+80℃)以下的退火溫度，於此退火溫度保持10秒以上後，以30℃/s以上的平均冷卻速度自750℃冷卻至100℃以上350℃以下的溫度範圍，接著實施再加熱至300℃以上600℃以下的溫度，並於此溫度保持10秒以上600秒以下的熱處理後，實施熔融鍍鋅處理或進一步實施合金化處理。
另外，上述中，將捲取後的熱軋板酸洗後，對此熱軋板實施冷軋而製成冷軋板，對此冷軋板實施上述熱處理後，可實施熔融鍍鋅處理，或進一步實施合金化處理。
本發明中，鋼的溶製方法並無特別限定，可採用轉爐、 電爐等公知的溶製方法。另外，溶製後就抑制微偏析的觀點而言，較佳為藉由連續鑄造法製成鋼坯，亦可藉由造塊-分塊軋延法、薄坯連鑄法等公知的鑄造方法製成坯。另外，鑄造後將鋼坯熱軋時，可將鋼坯暫時冷卻至室溫後藉由加熱爐再加熱進行軋延，亦可不將鑄造後的鋼坯冷卻至室溫而裝入至加熱爐加熱後進行軋延。另外，在鑄造後的鋼坯保持特定溫度以上的溫度時，亦可應用進行稍微的保熱後直接輸送軋延的節能製程。另外，在將鋼坯藉由加熱爐加熱(或再加熱)時，為了使碳化物溶解，並且抑制熱軋時的軋延負荷的增大，較佳為將鋼坯的加熱溫度設定為1100℃以上。另一方面，為了抑制氧化皮損失的增大，較佳為將鋼坯的加熱溫度設定為1300℃以下。
對如上所述而得的鋼坯實施粗軋及精軋，但本發明中對粗軋條件無須特別限定。另外，在實施精軋時，就抑制在鋼坯的加熱溫度較低時所擔心的軋延時的困擾的觀點而言，可加熱粗軋後的粗棒。而且亦可應用所謂的連續軋延製程，即，將粗棒彼此接合，連續地進行精軋。
本發明中，必須將後述的退火處理前的熱軋板(或冷軋板)的組織設定為位錯密度較高的變韌鐵或麻田散鐵。因此，按如下方式規定精軋溫度、精軋後繼的冷卻條件、以及捲取溫度。
精軋溫度：A3變態點以上
若精軋溫度小於A3變態點，則軋延中生成鐵氧體，在後述的退火處理時，將熱軋板(或冷軋板)加熱至退火溫 度的步驟中所生成的沃斯田鐵粗大化。其結果無法將最終所得的熔融鍍鋅鋼板的基板組織製成微細的回火麻田散鐵組織，從而鋼板的耐衝擊性降低。另外，在精軋時，有時會使熱軋板的各向異性增大，使冷軋、退火後的成形性降低，為了消除此問題，較為有效的是將精軋溫度設定為A3變態點以上。因此，精軋溫度設定為A3變態點以上。
另外，為了實現軋延負荷的降低化或熱軋板的形狀、材質的均勻化，較佳為藉由精軋的全部通道或一部分通道進行摩擦係數為0.10~0.25的潤滑軋延。
直至捲取溫度為止的平均冷卻速度：30℃/s以上
精軋結束後，若直至捲取溫度為止的平均冷卻速度小於30℃/s，則在冷卻中生成鐵氧體，在後述退火處理時，將熱軋板(或冷軋板)加熱至退火溫度的步驟中所生成的沃斯田鐵粗大化。其結果無法將最終所得的熔融鍍鋅鋼板的基板組織製成微細的回火麻田散鐵組織，鋼板的耐衝擊性降低。因此，直至捲取溫度為止的平均冷卻速度設定為30℃/s以上。
捲取溫度：300℃以上550℃以下
若捲取溫度超過550℃，則生成粗大的鐵氧體及波來鐵，在後述的退火處理時，將熱軋板(或冷軋板)加熱至退火溫度的步驟中所生成的沃斯田鐵粗大化。其結果無法將最終所得的熔融鍍鋅鋼板的基板組織製成微細的回火麻田散鐵組織，鋼板的耐衝擊性降低。另一方面，若捲取溫度小於300℃，則熱軋板的形狀惡化。因此，捲取溫度設 定為300℃以上550℃以下。較佳為400℃以上530℃以下。
藉由經過以上步驟，可獲得具有位錯密度較高的變韌鐵或麻田散鐵組織、即含有大量沃斯田鐵的核生成點的組織的熱軋板。並且，在本發明中，對此熱軋板依據以下條件加熱至退火溫度，並於退火溫度下均熱保持，藉此形成微細的沃斯田鐵。
500℃以上A1變態點以下的溫度範圍的平均加熱速度：5℃/s以上
將作為本發明鋼的再結晶溫度範圍的500℃以上A1變態點以下的溫度範圍以平均加熱速度5℃/s以上進行加熱，藉此抑制加熱升溫時的再結晶，並實現於A1變態點以上所生成的沃斯田鐵的微細化。若上述平均加熱速度小於5℃/s，則加熱升溫時會生成鐵氧體的再結晶，導入至鋼板(熱軋板)的應變(位錯)會被釋放，因而沃斯田鐵的微細化不充分。因此，500℃以上A1變態點以下的溫度範圍的平均加熱速度設定為5℃/s以上。
退火溫度：(A3變態點-20℃)以上(A3變態點+80℃)以下
若退火溫度小於(A3變態點-20℃)，則沃斯田鐵的生成不充分，而無法獲得本發明所需的鋼板組織。另一方面，若退火溫度超過(A3變態點+80℃)，則沃斯田鐵粗大化，而無法獲得本發明所需的鋼板組織。因此，退火溫度設定為(A3變態點-20℃)以上(A3變態點+80℃)以下。
退火溫度下的保持時間(均熱時間)：10秒以上
若退火溫度下的保持時間(均熱時間)小於10秒，則沃斯田鐵的生成不充分，而無法獲得本發明所需的鋼板組織。因此，退火溫度下的保持時間(均熱時間)設定為10秒以上。
並且，在本發明中，退火溫度下的均熱保持後，藉由以下條件進行冷卻，而使微細的沃斯田鐵的一部分發生麻田散鐵變態，而製成包含微細的未變態沃斯田鐵與微細的麻田散鐵的組織。
自750℃起的平均冷卻速度：30℃/s以上
若自750℃起的平均冷卻速度小於30℃/s，則冷卻中生成大量的鐵氧體，而無法獲得本發明所需的鋼板組織。因此，自750℃起的平均冷卻速度設定為30℃/s以上。較佳為50℃/s以上。
冷卻停止溫度：100℃以上350℃以下
藉由以上述平均冷卻速度冷卻至100℃以上350℃以下的溫度範圍，而可獲得包含微細的未變態沃斯田鐵與微細的麻田散鐵的組織。若上述平均冷卻速度下的冷卻停止溫度超過350℃，則麻田散鐵變態不充分。另一方面，若上述平均冷卻速度下的冷卻停止溫度小於100℃，則未變態沃斯田鐵明顯減少。因此，上述平均冷卻速度下的冷卻停止溫度設定為100℃以上350℃以下。較佳為200℃以上300℃以下。
本發明中，接著再加熱至以下溫度並保持，然後實施熔融鍍鋅處理或進一步實施合金化處理。均熱保持時、熔 融鍍鋅處理時、或進一步合金化處理時，微細的麻田散鐵變態為回火麻田散鐵，微細的未變態沃斯田鐵的一部分變態為變韌鐵或波來鐵，然後，冷卻至室溫時，未變態沃斯田鐵一直以沃斯田鐵的形態殘留或變態為麻田散鐵。並且，本發明中，由於再加熱前的麻田散鐵較為微細，因此藉由回火而得的回火麻田散鐵亦微細，進而可獲得平均粒徑為5μm以下的回火麻田散鐵。
再加熱溫度：300℃以上600℃以下
藉由將再加熱溫度設定為300℃以上600℃以下、並於此溫度下保持10秒以上，而將微細的麻田散鐵回火而成為回火麻田散鐵。此處，由於麻田散鐵較為微細，因此藉由回火而得的回火麻田散鐵亦微細，而可獲得平均粒徑為5μm以下的回火麻田散鐵。另外，未變態沃斯田鐵進行C濃化而以殘留沃斯田鐵的形態穩定化，但亦有一部分未變態沃斯田鐵變態為麻田散鐵的情況。若再加熱溫度小於300℃，則回火麻田散鐵的生成不充分，而且殘留沃斯田鐵的穩定性亦不充分，因此無法獲得具有以面積率計為60%以上的回火麻田散鐵與以面積率計為5%以上的殘留沃斯田鐵的鋼板(基板)組織。另一方面，若再加熱溫度超過600℃，則未變態沃斯田鐵容易變態為波來鐵，而無法獲得本發明所需的組織。因此，再加熱溫度設定為300℃以上600℃以下。較佳為350℃以上500℃以下。
再加熱溫度下的保持時間：10秒以上600秒以下
若再加熱溫度下的保持時間小於10秒，則不但回火麻 田散鐵的生成不充分，而且殘留沃斯田鐵的穩定性亦不充分，因此無法獲得具有以面積率計為60%以上的回火麻田散鐵與以面積率計為5%以上的殘留沃斯田鐵的鋼板(基板)組織。另一方面，若再加熱溫度下的保持時間超過600秒，則未變態沃斯田鐵容易變態為變韌鐵或波來鐵，而無法獲得本發明所需的組織。因此，再加熱溫度下的保持時間設定為10秒以上600秒以下。較佳為20秒以上300秒以下。
熔融鍍鋅處理較佳為，將上述所得的鋼板浸漬於440℃以上500℃以下的鍍鋅浴中，然後，藉由氣體擦拭等調整鍍敷附著量而進行。另外較佳為，將鍍鋅合金化時，然後再於450℃以上600℃以下的溫度範圍保持1秒以上30秒以下而實施合金化處理。鍍鋅浴在未進行合金化處理時，較佳為使用Al含量為0.12%以上0.22%以下的鍍鋅浴。另一方面，在進行合金化處理時，較佳為使用鍍鋅浴的Al含量為0.08%以上0.18%以下的鍍鋅浴。
以上所述中，對在熱軋板實施上述熱處理後，實施熔融鍍鋅處理的情況進行了說明，但本發明中，將熱軋板酸洗後，實施冷軋而製成冷軋板，對冷軋板實施上述熱處理後，可實施熔融鍍鋅處理，或進一步實施合金化處理。另外，在實施冷軋時，冷軋條件並無特別限定，較佳為將冷軋率設定為40%以上。另外，為了降低冷軋時的軋延負荷，可對捲取後的熱軋板實施熱軋板退火。
另外，對實施熔融鍍鋅處理後的或進一步實施合金化 處理後的鋼板，可實施為了矯正形狀或調整表面粗糙度等的調質軋延。另外，可實施樹脂塗佈或油脂塗佈等各種塗裝處理。
[實例]
藉由轉爐溶製表1所示的組成的鋼，進行連續鑄造而製成鋼坯。將該些鋼坯加熱至1200℃後，進行粗軋，實施設定為表2、表3所示的精軋溫度的精軋，接著，以平均冷卻速度30℃/s冷卻至捲取溫度，以表2、表3所示的捲取溫度進行捲取，製成板厚為2.3mm的熱軋板，並對此熱軋板實施熱處理。另外，對於一部分鋼坯，製成板厚為3.0mm的熱軋板後，將此熱軋板酸洗並實施冷軋，製成板厚為1.4mm的冷軋板，並對此冷軋板實施熱處理。熱處理條件如表2、表3所示，均藉由連續熔融鍍鋅線來進行。將熱處理後的鋼板(基板)浸漬於460℃的Al含量為0.15質量%的鍍鋅浴中，形成附著量(每單面)為35g/m2~45g/m2的熔融鍍鋅層而製成熔融鍍鋅鋼板。另外，對於一部分鋼板，形成熔融鍍鋅層後，於520℃進行合金化處理，接著以10℃/s的冷卻速度進行冷卻而製成合金化熔融鍍鋅鋼板。
在表中，附加有底線的數字表示在本申請發明的範圍之外。
自以上所得的鍍敷鋼板(No.1~No.36)採集試驗片，依據上述方法，求出回火麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、鐵氧體、麻田散鐵的各面積率、以及回火麻田散鐵的平均粒徑。另外，求出上述面積率時的圖像處理是使用市售的圖像處理軟體(Media Cybernetics公司製造的Image-Pro)來進行。
另外，依據以下試驗方法，求出拉伸強度、總伸長率、擴孔率(延伸凸緣性)及碰撞能量吸收能力(耐衝擊性)。
〈拉伸試驗〉
自鍍敷鋼板(No.1~No.36)在相對於軋延方向而為直角方向採集JIS 5號拉伸試驗片(JIS Z2201)，進行依據應變速度為10-3/s的JIS Z 2241的規定的拉伸試驗，測定拉伸強度(TS)、總伸長率(EL)。
〈擴孔試驗〉
自鍍敷鋼板(No.1~No.36)採集150mm×150mm的試驗片，依據日本鐵鋼連盟(股)標準擴孔試驗方法(JFST1001-1996)，對每個鍍敷鋼板進行3次擴孔試驗，根據3次的試驗結果求出平均的擴孔率λ(%)，並評價延伸凸緣性。
〈衝擊拉伸試驗〉
自鍍敷鋼板(No.1~No.36)採集相對於軋延方向而將直角方向作為拉伸試驗方向的平行部的寬度為5mm、長度為7mm的試驗片，使用應用Hopkinson棒法的衝擊拉伸試驗機以應變速度為2000/s進行拉伸試驗，求出應變量為5%為止的吸收能量(AE)並評價碰撞能量吸收能力(耐 衝擊性)(參照社團法人日本鐵鋼協會「鐵與鋼」vol.83(1997)No.11、p.748-753)。另外，上述吸收能量(AE)是藉由將應力-真應變曲線於應變量為0%~5%的範圍內積分而求出。將以上評價結果示於表4及表5。
[表5]
比較例中，拉伸強度(TS)、總伸長率(EL)、擴孔率(λ)、以應變速度為2000/s進行拉伸試驗時的應變量為5%為止的吸收能量(AE)的任一種均無法獲得充分的特性。相對於此，本發明例中任一例均具有拉伸強度TS為1200MPa以上的高強度、以及總伸長率EL為12%以上、擴孔率λ為50%以上的優良的成形性。並且，本發明例中任一例除了具有所需的強度及成形性外，以應變速度為2000/s進行拉伸試驗時的應變量為5%為止的吸收能量(AE)與靜態拉伸強度(TS)之比(AE/TS)為0.050以上，而表現出優良的耐衝擊性。

Claims (7)

  1. 一種成形性及耐衝擊性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板，其在基板表面具有熔融鍍鋅層，且其特徵在於，上述基板具有：以質量%計含有C：0.05%以上0.5%以下、Si：0.01%以上2.5%以下、Mn：0.5%以上3.5%以下、P：0.003%以上0.100%以下、S：0.02%以下、Al：0.010%以上0.5%以下、B：0.0002%以上0.005%以下、Ti：0.05%以下，且滿足Ti>4N，以及其餘部分包含Fe及不可避免的雜質的組成；以面積率計為60%以上95%以下的回火麻田散鐵；以及以面積率計為5%以上20%以下的殘留沃斯田鐵，且上述回火麻田散鐵的平均粒徑為5μm以下的組織。
  2. 如申請專利範圍第1項所述之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中上述組織還包含以面積率計為10%以下(包括0%)的鐵氧體及/或以面積率計為10%以下(包括0%)的麻田散鐵。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項所述之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中除了上述組成外，還含有選自由(A)、(B)與(C)所組成之族群中的至少一種，(A)以質量%計，Cr：0.005%以上2.00%以下、Mo：0.005%以上2.00%以下、V：0.005%以上2.00%以下、Ni：0.005%以上2.00%以下、Cu：0.005%以上2.00%以下中的 1種或2種以上；(B)以質量%計，Nb：0.01%以上0.20%以下；(C)以質量%計，Ca：0.001%以上0.005%以下、REM：0.001%以上0.005%以下的1種或2種。
  4. 如申請專利範圍第1項或第2項所述之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中上述熔融鍍鋅層為合金化熔融鍍鋅層。
  5. 一種成形性及耐衝擊性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於：對鋼坯實施將精軋溫度設定為A3變態點以上的熱軋，上述鋼坯具有以質量%計含有C：0.05%以上0.5%以下、Si：0.01%以上2.5%以下、Mn：0.5%以上3.5%以下、P：0.003%以上0.100%以下、S：0.02%以下、Al：0.010%以上0.5%以下、B：0.0002%以上0.005%以下、Ti：0.05%以下，且滿足Ti>4N，其餘部分包含Fe及不可避免的雜質的組成，精軋結束後，接著以30℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至捲取溫度，於300℃以上550℃以下的捲取溫度捲取製成熱軋板後，將此熱軋板以5℃/s以上的平均加熱速度，將500℃以上A1變態點以下的溫度範圍加熱至(A3變態點-20℃)以上(A3變態點+80℃)以下的退火溫度，於此退火溫度保持10秒以上後，以30℃/s以上的平均冷卻速度自750℃冷卻至100℃以上350℃以下的溫度範圍， 接著實施再加熱達到300℃以上600℃以下的溫度，並於此溫度保持10秒以上600秒以下的熱處理後，實施熔融鍍鋅處理或進一步實施合金化處理。
  6. 一種成形性及耐衝擊性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於：對鋼坯實施將精軋溫度設定為A3變態點以上的熱軋，上述鋼坯具有以質量%計含有C：0.05%以上0.5%以下、Si：0.01%以上2.5%以下、Mn：0.5%以上3.5%以下、P：0.003%以上0.100%以下、S：0.02%以下、Al：0.010%以上0.5%以下、B：0.0002%以上0.005%以下、Ti：0.05%以下，且滿足Ti>4N，其餘部分包含Fe及不可避免的雜質的組成，精軋結束後，接著以30℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至捲取溫度，於300℃以上550℃以下的捲取溫度捲取製成熱軋板後，將此熱軋板酸洗後，對此熱軋板實施冷軋並製成冷軋板，將此冷軋板以5℃/s以上的平均加熱速度，將500℃以上A1變態點以下的溫度範圍加熱至(A3變態點-20℃)以上(A3變態點+80℃)以下的退火溫度，於此退火溫度保持10秒以上後，以30℃/s以上的平均冷卻速度自750℃冷卻至100℃以上350℃以下的溫度範圍，實施再加熱達到300℃以上600℃以下的溫度，並於此 溫度保持10秒以上600秒以下的熱處理後，實施熔融鍍鋅處理或進一步實施合金化處理。
  7. 如申請專利範圍第5項或第6項所述之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其中除了上述組成外，還含有選自由(A)、(B)與(C)所組成之族群中的至少一種，(A)以質量%計，Cr：0.005%以上2.00%以下、Mo：0.005%以上2.00%以下、V：0.005%以上2.00%以下、Ni：0.005%以上2.00%以下、Cu：0.005%以上2.00%以下中的1種或2種以上；(B)以質量%計，Nb：0.01%以上0.20%以下；C：以質量%計，Ca：0.001%以上0.005%以下、REM：0.001%以上0.005%以下的1種或2種。
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