TWI452144B - 加工性及耐疲勞特性優異之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Description

加工性及耐疲勞特性優異之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板及其製造方法
本發明係關於汽車之產業領域所使用之構件用之加工性及耐疲勞特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。
近年來，由保護地球環境的觀點而言，汽車燃料費提高係成為重要問題。因此，經由車體材料的高強度化而圖謀薄身化、並且欲將車體本身輕盈化的舉動活躍。但是，鋼板的高強度化導致延性降低，即加工性降低，故期望開發出兼具高強度和高加工性的材料。
更且，最近亦附帶對於提高汽車耐蝕性的要求變高，進行許多施加熔融鍍鋅之高張力鋼板的開發。
對於此種要求，直到目前已開發利用肥粒鐵、麻田散鐵二相鋼(DP鋼)和殘留沃斯田鐵之變態誘發塑性的TRIP鋼等之各種複合組織型高強度熔融鍍鋅鋼板。
例如，專利文獻1中提案經由添加大量Si，確保殘留沃斯田鐵且達成高延性之加工性優異的合金化熔融鍍鋅鋼板。
但是，該等DP鋼和TRIP鋼雖然延伸特性優異，但具有擴孔性差的問題。擴孔性係表示加工孔穴部擴張形成凸緣時之加工性(延伸凸緣性)的指標，與延伸特性同時為高強度鋼板所要求的重要特性。
作為延伸凸緣性優異之熔融鍍鋅鋼板的製造方法，於專利文獻2中揭示在退火均熱後，到達熔融鍍鋅浴為止之間，強力冷卻至Ms點以下並將生成的麻田散鐵再加熱回火，提高作為麻田散鐵之擴孔性的技術。但是，雖然將麻田散鐵回火作成麻田散鐵可提高擴孔性，但具有EL低的問題。
更且，作為加壓成形之構件的性能，亦有要求耐疲勞特性的部位，因此必須提高素材的耐疲勞特性。
如此，對於高強度熔融鍍鋅鋼板要求優異的延伸特性、擴孔性及耐疲勞特性，但習知的熔融鍍鋅鋼並無以高水準兼具全部特性者。
[先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本專利特開平11-279691號公報
專利文獻2：日本專利特開平6-93340號公報
本發明係著眼於如上述之問題點而完成者，其目的在於提供延性、擴孔性及耐疲勞特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。
本發明者等人為了達成上述課題，製造延性、擴孔性及耐疲勞特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，由鋼板之組成及微細組織的觀點重複致力研究。其結果，得知經由適切調整合金元素，將熱軋板作成變韌鐵與麻田散鐵作為主體的組織，並將此熱軋板作為素材予以冷軋後，於進行退火的過程中進行8℃/s以上的急速加熱，則可在最終組織中使適量的麻田散鐵均勻微細分散，有效提高擴孔性及耐疲勞特性。更且，施行鍍敷後，經由以540~600℃之溫度區域進行鍍敷合金化處理，則判知生成適量的波來鐵，並且以麻田散鐵抑制擴孔性的降低。
本發明係根據上述發現所構成者。
即，本發明為
(1)　一種加工性及耐疲勞特性優異之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，其特徵為以質量%計之C：0.05~0.3%、Si：0.5~2.5%、Mn：1.0~3.5%、P：0.003~0.100%、S：0.02%以下、Al：0.010~0.1%且殘餘部分為鐵及不可避免雜質所成之組成之鋼所構成，且，鋼板組織以面積率含有肥粒鐵50%以上、麻田散鐵5~35%、波來鐵2~15%，且麻田散鐵的平均結晶粒徑為3μm以下，接近之麻田散鐵間的平均距離為5μm以下。
(2)　如(1)中記載之加工性及耐疲勞特性優異之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，其中，上述(1)中記載之鋼板組織，進一步含有以面積率計之變韌鐵5~20%及/或殘留沃斯田鐵2~15%。
(3)　如(1)或(2)中記載之加工性及耐疲勞特性優異之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，其中，上述(1)或(2)中記載之鋼，進一步含有以質量%計之Cr：0.005~2.00%、Mo：0.005~2.00%、V：0.005~2.00%、Ni：0.005~2.00%、Cu：0.005~2.0%中選出1種或2種以上之元素。
(4)　如(1)至(3)中任一項記載之加工性及耐疲勞特性優異之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，其中，上述(1)至(3)中記載之鋼，進一步含有以質量%計之Ti：0.01~0.20%、Nb：0.01~0.20%中選出1種或2種之元素。
(5)　如(1)至(4)中任一項記載之加工性及耐疲勞特性優異之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，其中，上述(1)至(4)中記載之鋼，進一步含有以質量%計之B：0.0002~0.005%。
(6)　如(1)至(5)中任一項記載之加工性及耐疲勞特性優異之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，其中，上述(1)至(5)中記載之鋼，進一步含有以質量%計之Ca：0.001~0.005%、REM：0.001~0.005%中選出1種或2種之元素。
(7)　一種加工性及耐疲勞特性優異之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵為對具有上述(1)至(6)中任一項記載成分之扁胚施行熱軋，作成具有變韌鐵和麻田散鐵之合計面積率為80%以上之組織的熱軋板後，對施行冷軋製造的冷軋鋼板施行連續退火時，於500℃~A1 變態點中的平均加熱速度以8℃/s以上且加熱至750~900℃為止保持10秒以上之後，使750℃至530℃為止之平均冷卻速度以3℃/s以上冷卻至300~530℃之溫度區域後，施行鍍鋅，再以540~600℃之溫度區域進行5~60秒之鍍敷合金化處理。
(8)　一種加工性及耐疲勞特性優異之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵為對具有上述(1)至(6)中任一項記載成分之扁胚施行熱軋，作成具有變韌鐵和麻田散鐵之合計面積率為80%以上之組織的熱軋板後，對施行冷軋製造的冷軋鋼板施行連續退火時，於500℃~A1 變態點中的平均加熱速度以8℃/s以上且加熱至750~900℃為止並保持10秒以上之後，使750℃至530℃為止之平均冷卻速度以3℃/s以上冷卻至300~530℃之溫度區域後，於300~530℃之溫度區域保持20~900秒後，施行鍍鋅，再以540~600℃之溫度區域進行5~60秒之鍍敷合金化處理。
(9)　一種加工性及耐疲勞特性優異之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵為對具有上述(1)至(6)中任一項記載成分之扁胚，將加工軋製溫度以A3 變態點以上熱軋終了後，接著以50℃/s以上之平均冷卻速度予以冷卻，並以300℃以上且550℃以下之溫度捲取施行熱軋步驟作成熱軋板後，對施行冷軋製造的冷軋鋼板施行連續退火時，於500℃~A1 變態點中的平均加熱速度以8℃/s以上且加熱至750~900℃為止並保持10秒以上之後，使750℃至530℃為止之平均冷卻速度以3℃/s以上冷卻至300~530℃之溫度區域後，施行鍍鋅，再以540~600℃之溫度區域進行5~60秒之鍍敷合金化處理。
(10)　一種加工性及耐疲勞特性優異之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵為對具有上述(1)至(6)中任一項記載成分之扁胚，將加工軋製溫度以A3 變態點以上熱軋終了後，接著以50℃/s以上之平均冷卻速度予以冷卻，並以300℃以上且550℃以下之溫度捲取施行熱軋步驟作成熱軋板後，對施行冷軋製造的冷軋鋼板施行連續退火時，施500℃~A1 變態點中的平均加熱速度以8℃/s以上且加熱至750~900℃為止並保持10秒以上之後，使750℃至530℃為止之平均冷卻速度以3℃/s以上冷卻至300~530℃之溫度區域後，於300~530℃之溫度區域保持20~900秒後，施行鍍鋅，再以540~600℃之溫度區域進行5~60秒之鍍敷合金化處理。
若根據本發明，則可取得加工性及耐疲勞特性優異之熔融鍍鋅鋼板，使汽車的輕盈化和提高衝撞安全性可兩相成立，達到大為有助於汽車車體高性能化的優異效果。
以下，具體說明本發明。
首先，說明關於本發明中將鋼的成分組成限定於上述範圍的理由。另外，關於成分之「%」表示，只要無特別指明係意指質量%者。
C：0.05~0.3%
C係生成麻田散鐵等之低溫變態相且使鋼板強度上升之同時，將組織複合化以提高TS-EL平衡的必要元素。C量未滿0.05%，則即使圖謀製造條件的最適化，亦難以確保5%以上的麻田散鐵，且強度及TS×EL降低。另一方面，C量若超過0.3%，則熔接部及熱影響部的硬化顯著，且熔接部的機械特性惡化。由此種觀點而言，將C量定為0.05~0.3%之範圍。較佳為0.08~0.14%。
Si：0.5~2.5%
Si係強化鋼的有效元素，特別經由固熔強化而有效作用將肥粒鐵的強化。複合組織鋼的疲勞龜裂由軟質的肥粒鐵發生，故添加Si使肥粒鐵強化，可有效抑制疲勞龜裂的發生。又，Si係生成肥粒鐵的元素，使肥粒鐵與第2相的複合組織化變得容易。此處，Si量未滿0.5%，則缺乏此添加效果，故將下限定為0.5%。但，過剩添加使延性和表面性狀、熔接性惡化，故將Si定為含有2.5%以下。較佳為0.7~2.0%。
Mn：1.0~3.5%
Mn係強化鋼的有效元素，促進低溫變態相的生成。此種作用在Mn含量為1.0%以上察見。但，Mn若過量添加超過3.5%，則因低溫變態相的過度增加和固熔強化，造成肥粒鐵的延性顯著惡化且成形性降低。因此，將Mn量定為1.0~3.5%。較佳為1.5%~3.0%。
P：0.003~0.100%
P係強化鋼的有效元素，此效果在0.003%以上取得。但是，若過量添加超過0.100%，則因粒界偏析而引起脆化，耐衝擊性惡化。因此，將P量定為0.003%~0.100%。
S：0.02%以下
S係成為MnS等之中介物，因成為耐衝擊特性惡化和熔接部沿著金屬流動裂開的原因，故極低者為佳，由製造費用方面而言定為0.02%以下。
Al：0.010~0.1%
Al以脫氧劑型式作用，對鋼的清淨度為有效的元素，以脫氧步驟添加為佳。此處，Al量若未滿0.010%，則缺乏此添加效果，故將下限定為0.010%。但是，過量添加Al則因製鋼時扁胚品質的惡化，連帶造成表面品質的惡化。因此，將Al添加量上限定為0.1%。
本發明中之高強度熔融鍍鋅鋼板，以上述之成分組成作為基本成分，殘餘部分係由鐵及不可避免雜質所構成，但根據所需之特性，可適當含有下列所述之成分。
由Cr：0.005~2.00%、Mn：0.005~2.00%、V：0.005~2.00%、Ni：0.005~2.0%、Cu：0.005~2.0%中選出1種或2種以上
Cr、Mo、V、Ni、Cu有效作用於促進低溫變態相之生成並且強化鋼。此效果在含有0.005%以上之至少1種Cr、Mo、V、Ni、Cu而取得。但是，Cr、Mo、V、Ni、Cu各個成分若超過2.00%則此效果飽和，並成為費用上升的要因。因此，將Cr、Mo、V、Ni、Cu量分別定為0.005~2.00%。由Ti：0.01~0.20%、Nb：0.01~0.20%中選出1種或2種
Ti、Nb形成碳氮化物，經由析出強化鋼而具有高強度化的作用。此種效果分別在0.01%以上察見。另一方面，Ti、Nb即使分別含有超過0.20%，亦過度高強度化，且延性降低。因此，Ti、Nb分別定為0.01~0.20%。
B：0.0002~0.005%
B具有抑制由沃斯田鐵粒界生成肥粒鐵且使強度上升的作用。此效果在0.0002%以上取得。但是，B量若超過0.005%則此效果飽和，並成為費用上升的要因。因此，將B量定為0.0002~0.005%。
由Ca：0.001~0.005%、REM：0.001~0.005%中選出1種或2種
Ca、REM均經由控制硫化物型態而具有改善加工性的效果，視需要可含有0.001%以上之1種或2種Ca、REM。但是過量添加則對清淨度有造成不良影響之虞，故分別定為0.005%以下。
其次說明鋼組織。
《最終組織》 肥粒鐵之面積率：50%以上
肥粒鐵面積率未滿50%，則TS與EL的平衡降低，故定為50%以上。
麻田散鐵之面積率：5~35%
麻田散鐵相係有效作用於鋼的高強度化。又，經由與肥粒鐵的複合組織化，使屈服比降低且變形時的加工硬化率上升，於提高TS×EL上亦有效作用。更且，由於麻田散鐵成為疲勞龜裂進展的障礙壁，故對提高疲勞特性上亦有效作用。面積率未滿5%則缺乏上述效果，若超過35%過量存在，則如下述即使與2~15%之波來鐵共存，亦使延伸度、擴孔性顯著降低。因此，麻田散鐵相的面積率定為5~35%。
波來鐵之面積率：2~15%
波來鐵具有抑制麻田散鐵造成擴孔性降低的效果。麻田散鐵相對於肥粒鐵係非常硬，且經由此硬度差大而降低擴孔性。但是，經由使波來鐵與麻田散鐵共存，則可抑制麻田散鐵造成的擴孔性降低。關於抑制麻田散鐵造成擴孔性降低的詳細不明，但認為存在具有肥粒鐵與麻田散鐵中間硬度的波來鐵相，則可緩和此硬度差。面積率未滿2%則缺乏上述效果，若存在超過15%則TS×EL降低。因此，波來鐵的面積率定為2~15%。
本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板，以上述之組織構成作為基本組織，且根據所需之特性，可適當含有下列所述之組織。
變韌鐵之面積率：5~20%
變韌鐵與麻田散鐵相同有效作用於鋼的高強度化和提高疲勞特性。面積率未滿5%則缺乏上述效果，若超過20%過量存在，則TS×EL降低。因此，變韌鐵相的面積率定為5~20%。
殘留沃斯田鐵之面積率：2~15%
殘留沃斯田鐵不僅有助於鋼的強化，且經由TRIP效果有效作用於提高TS×EL。此種效果在面積率為2%以上取得。又，殘留沃斯田鐵的面積率若超過15%，則延伸凸緣性及耐疲勞特性顯著降低。因此，殘留沃斯田鐵的面積率定為2%以上且15%以下。
麻田散鐵的平均結晶粒徑：3μm以下、接近之麻田散鐵間的平均距離：5μm以下
經由使麻田散鐵均勻微細分散，則可提高擴孔性及耐疲勞特性。麻田散鐵的平均結晶粒徑為3μm以下及接近之麻田散鐵間的平均距離為5μm以下，則此效果顯著。因此，麻田散鐵的平均結晶粒徑定為3μm以下、接近之麻田散鐵間的平均距離定為5μm以下。
其次說明關於製造條件。
將調整至上述成分組成的鋼以轉爐等熔製，並以連續鑄造法等作成扁胚。對此鋼素材施行熱軋作成熱軋鋼板後，再施行冷軋作成冷軋鋼板並且施行連續退火，其後，施行熔融鍍鋅、鍍敷合金化處理。
《熱軋條件》 加工軋製溫度：A3 變態點以上、平均冷卻速度：50℃/s以上
熱軋之加工軋製終了溫度未滿A3 點或平均冷卻速度未滿50℃/s，則在軋製中或冷卻中過度生成肥粒鐵，難使熱軋板組織之變韌鐵與麻田散鐵的合計面積率為80%以上。因此，加工軋製溫度定為A3 變態點以上、平均冷卻速度定為50℃/s以上。
捲取溫度：300℃以上且550℃以下
捲取溫度若超過550℃，則捲取後生成肥粒鐵和波來鐵，難使熱軋板組織之變韌鐵與麻田散鐵的合計面積率為80%以上。又，捲取溫度未滿300℃，則熱軋板的形狀惡化，熱軋板的強度過度上升且冷軋困難。因此，捲取溫度定為300℃以上且550℃以下。
《熱軋板組織》 變韌鐵與麻田散鐵的合計面積率：80%以上
對熱軋板施行冷軋‧退火時，經由在A1 變態點以上加熱則生成沃斯田鐵。特別由熱軋板組織中之變韌鐵和麻田散鐵等之位置而言，優先生成沃斯田鐵，且使熱軋板的組織作成麻田散鐵和變韌鐵主體的組織，均勻微細生成沃斯田鐵。退火時生成的沃斯田鐵，經由其後的冷卻而變成麻田散鐵等的低溫變態相，使熱軋板組織作成變韌鐵與麻田散鐵的合計面積率為80%以上的組織，最終鋼板組織之麻田散鐵的平均結晶粒徑為3μm以下、接近之麻田散鐵間的平均距離為5μm以下。因此，熱軋板之變韌鐵與麻田散鐵的合計面積率為80%以上。
《連續退火條件》 500℃~A1 變態點中的平均加熱速度：8℃/s以上
本發明鋼中之再結晶溫度區域500℃至A1 變態點中的平均加熱速度為8℃/s以上，抑制加熱升溫時的再結晶，有效作用於A1 變態點以上生成之沃田鐵的微細化、進而有效作用於退火冷卻後之麻田散鐵的微細化。平均加熱速度未滿8℃/s，則加熱升溫時引起α的再結晶，α中導入的變形被開放且無法達成充分的微細化。因此，500℃~A1 變態點中的平均加熱速度定為8℃/s以上。
加熱條件：於750℃~900℃保持10秒以上
加熱溫度未滿750℃或保持時間未滿10秒，則退火時生成的沃斯田鐵不充分，退火冷卻後無法確保充分份量的低溫變態相。又，加熱溫度若超過900℃，則最終組織中難以確保50%以上的肥粒鐵。保持時間的上限並無特別限定，保持600秒以上除了效果飽和，加上帶來費用上升，故保持時間未滿600秒為佳。
750℃至530℃為止之平均冷卻速度：3℃/s以上
750℃至530℃為止之平均冷卻速度未滿3℃/s，則過度生成波來鐵，且TS×EL降低。因此，750℃至530℃之平均冷卻速度定為3℃/s以上。冷卻速度的上限並無特別規定，冷卻速度若過為快速，則鋼板形狀惡化，難以控制冷卻到達溫度，故較佳為200℃/s以下。
冷卻停止溫度：300~530℃
冷卻停止溫度未滿300℃，則沃斯田鐵變態成麻田散鐵，其後即使再加熱亦無法取得波來鐵。又，冷卻停止溫度若超過530℃，則過度生成波來鐵，且TS×EI降低。
冷卻停止後的保持條件：於300~530℃之溫度區域20~900秒
於300~530℃之溫度區域保持以進行變韌鐵變態。又，隨著變韌鐵變態而引起對於未變態沃斯田鐵的C濃化，可確保殘留沃斯田鐵。因此，作成含有變韌鐵及/或殘留沃斯田鐵之組織的情況，冷卻後，於300~530℃之溫度區域進行保持20~900秒。保持溫度未滿300℃，或者保持時間未滿20秒，則變韌鐵及殘留沃斯田鐵的生成不夠充分，若保持溫度超過530℃，且保持時間超過900秒，則過度進行波來鐵變態及變韌鐵變態，無法確保所欲量的麻田散鐵。因此，冷卻後之保持定為300~530℃之溫度區域以20~900秒之範圍。
施行上述退火後，施行熔融鍍鋅、鍍敷合金化處理。
鍍敷合金化處理條件：於540~600℃以5~60秒
合金化溫度未滿540℃或合金化時間未滿5秒，則幾乎完全不引起波來鐵變態且無法取得2%以上的波來鐵。又，若合金化溫度超過600℃、或合金化時間超過60秒，則過度生成波來鐵，且TS×EL降低。因此，合金化處理條件定為540~600℃以5~60秒。
浸入鍍敷槽時的板溫若低於430℃，則附著至鋼板的鋅有凝固的可能性，故上述急冷停止溫度及急冷停止後的保持溫度低於鍍敷浴溫時，在鋼板放入鍍敷槽前進行加熱處理為佳。鍍敷處理後，視需要當然亦可進行用以調整目付量的擦拭。
另外，對熔融鍍鋅處理後之鋼板(鍍敷合金化處理後之鋼板)，為了矯正形狀、調整表面粗度等亦可進行調質軋製。又，即使施行樹脂或油脂塗敷、各種塗敷等處理，亦無任何不適。
其他之製造方法並無特別限定，以下示出適當之一例。
鑄造條件：
使用之鋼扁胚，為了防止成分的巨大偏析，以連續鑄造法製造為佳，但亦可以造塊法、薄扁胚鑄造法進行製造。又，除了製造鋼扁胚後，暫時冷卻至室溫，其後再度加熱的習知法以外，未冷卻至室溫，直接以溫片插入加熱爐、或者進行稍微保熱後立即軋製之直接傳送軋製‧直接軋製等之節省能量步驟亦無問題可應用。
熱軋條件： 扁胚加熱溫度：1100℃以上
扁胚加熱溫度以低溫加熱係為能量的，為佳，加熱溫度未滿1100℃，則碳化物未充分固熔，或者因軋製荷重增大而產生熱軋時發生麻煩之危險等問題。另外，由於隨著氧化重量的增加使標度流失增大，期望扁胚加熱溫度為1300℃以下。另外，即使降低扁胚加熱溫度亦可防止熱軋時之麻煩的觀點而言，亦可將片材棒加熱，活用所謂之片材棒加熱器亦可。
另外，本發明之熱軋步驟中，為了減低熱軋時之軋製荷重，亦可將一部分或全部的加工軋製作成潤滑軋製。所謂進行潤滑軋製，由鋼板形狀之均勻化、材質之均勻化的觀點而言亦有效。另外，潤滑軋製時的摩擦係數為0.25~0.10之範圍為佳。又，將相前後之片材棒彼此接合，且連續進行加工軋製的連續軋製步驟為佳。所謂應用連續軋製步驟，由熱軋之作業安定性的觀點而言亦佳。
其次，施行冷軋時，較佳經由酸洗除去熱軋鋼板表面的氧化銹皮後，供於冷軋以作成指定板厚的冷軋鋼板。此處酸洗條件和冷軋條件並無特別限制，若依據常法即可，冷軋的軋縮率定為40%以上為佳。
[實施例]
將具有表1所示之成分組成，殘餘部分為Fe及不可避免雜質所構成的鋼以轉爐熔製，並以連續鑄造法作成鑄片。所得之鑄片以表2所示之條件熱軋至皮厚2.8mm為止。其次，酸洗後，以板厚1.4mm予以冷軋製造冷軋鋼板並且供於退火。
其次，對該等冷軋鋼板，以連續熔融鍍鋅流線，以表2所示之條件進行退火，並以460℃施行熔融鍍鋅後，進行合金化處理，並以平均冷卻速度10℃/s予以冷卻。鍍敷附著量為每單面以35~45g/m2 。
對於所得鋼板之剖面微細組織、拉伸特性及擴孔性進行調查，其結果示於表3。鋼板之剖面微細組織以3% Nital溶液(3%硝酸+乙醇)將組織現出，並以掃描型電子顯微鏡觀察深度方向板厚1/4位置，使用攝影之組織照片，進行影像解析處理，將肥粒鐵相的面積率予以定量化。(另外，影像解析處理可使用市售的影像處理軟體)麻田散鐵面積率、波來鐵面積率、變韌鐵面積率係根據組織的粗細度，攝影1000~5000倍之適切倍率的SEM照片，並以影像處理軟體予以定量化。
麻田散鐵之平均粒徑係使用掃描型電子顯微鏡以5000倍觀察視野之麻田散鐵面積，除以麻田散鐵個數，求出平均面積，並以其1/2倍視為平均粒徑。又，接近之麻田散鐵間的平均距離如下決定。首先，由任選之麻田散鐵中之再任選的1點，求出到達周圍存在之另一麻田散鐵的最接近粒界為止之距離，並以其中最矩距離之3點平均值視為此麻田散鐵的接近距離。同樣對於合計15個麻田散鐵求出接近距離，將15點平均值視為接近之麻田散鐵間的平均距離。
殘留沃斯田鐵之面積率係將鋼板研磨至板厚方向的1/4面為止，並以此板厚1/4面的繞射X射線強度求出。入射X射線使用Cok α射線，並且對於殘留沃斯田鐵相之{111}、{200}、{220}、{311}面與肥粒鐵相之{110}、{200}、{211}面之波峰積分強度之全部組合求出強度比，將其平均值視為殘留沃斯田鐵的面積率。
拉伸特性係使用拉伸方向與鋼板的軋製方向為垂直方向般採取樣品的JIS 5號試驗片，進行根據JISZ 2241的拉伸試驗，測定拉伸強度(TS)、延伸度(EL)，並求出以強度與延伸度之積(TS×EL)表示的強度-延性平衡值。
延伸凸緣性係根據日本鐵鋼連盟規格JFST 1001進行擴孔試驗，並以擴孔率(λ)評估。
耐疲勞特性係根據平面彎曲疲勞試驗法求出疲勞限度(FL)，並且以疲勞限度(FL)與拉伸強度(TS)之比之耐久比(FL/TS)予以評估。
疲勞試驗之試驗片形狀係對應力負荷部分加以30.4mm的R，且使用最小寬度為20mm者。以懸臂樑加以負荷，並以周波數20Hz、應力比-1進行，將重複數超過106 的應力視為疲勞限度(FL)。
本發明例之鋼板顯示出TS×EL為20000MPa‧%以上、λ為40%以上、耐久比為0.48以上之優異之強度‧延性平衡、延伸凸緣性及耐疲勞特性。相對地，超出本發明範圍之比較例鋼板、TS×EL為未滿20000MP‧%及(或)λ為未滿40%及(或)耐久比為未滿0.48，無法取得本發明例鋼板般之優異的強度‧延性平衡、延伸凸緣性及耐疲勞特性。
(產業上之可利用性)
若根據本發明則可取得加工性及耐疲勞特性優異的熔融鍍鋅鋼板，使汽車之輕盈化與提高衝撞安全性可兩相成立，且大有助於汽車車體的高性能化。

Claims (7)

  1. 一種加工性及耐疲勞特性優異之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，其特徵為，係以質量%計之C：0.05~0.3%、Si：0.5~2.5%、Mn：1.0~3.5%、P：0.003~0.100%、S：0.02%以下、Al：0.010~0.1%且殘餘部分為鐵及不可避免雜質所成之組成之鋼所構成，且，鋼板組織以面積率計含有肥粒鐵50%以上、麻田散鐵5~35%、波來鐵2~15%，麻田散鐵的平均結晶粒徑為3μm以下，接近之麻田散鐵間的平均距離為5μm以下。
  2. 如申請專利範圍第1項之加工性及耐疲勞特性優異之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，其中，鋼板組織係進一步含有以面積率計之變韌鐵5~20%及/或殘留沃斯田鐵2~15%。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之加工性及耐疲勞特性優異之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，其中，鋼係進一步含有由下述A~D群選擇之至少一群之元素；A：以質量%計之Cr：0.005~2.00%、Mo：0.005~2.00%、V：0.005~2.00%、Ni：0.005~2.00%、Cu：0.005~2.00%中選出之1種或2種以上之元素；B：以質量%計之Ti：0.01~0.20%、Nb：0.01~0.20%中選出之1種或2種之元素；C：以質量%計之B：0.0002~0.005%；D：以質量%計之Ca：0.001~0.005%、REM：0.001~0.005% 中選出之1種或2種之元素。
  4. 一種加工性及耐疲勞特性優異之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵為對具有申請專利範圍第1至3項中任一項記載成分之扁胚施行熱軋，作成具有變韌鐵和麻田散鐵之合計面積率為80%以上之組織的熱軋板後，對施行冷軋而製造的冷軋鋼板施行連續退火時，將500℃~A1 變態點的平均加熱速度以8℃/s以上且加熱至750~900℃為止並保持10秒以上之後，使750℃至530℃為止之平均冷卻速度以3℃/s以上冷卻至300~530℃之溫度區域後，施行鍍鋅，再以540~600℃之溫度區域進行5~60秒之鍍敷合金化處理。
  5. 一種加工性及耐疲勞特性優異之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵為對具有申請專利範圍第1至3項中任一項記載成分之扁胚施行熱軋，作成具有變韌鐵和麻田散鐵之合計面積率為80%以上之組織的熱軋板後，對施行冷軋而製造的冷軋鋼板施行連續退火時，將500℃~A1 變態點的平均加熱速度以8℃/s以上且加熱至750~900℃為止並保持10秒以上之後，使750℃至530℃為止之平均冷卻速度以3℃/s以上冷卻至300~530℃之溫度區域，於300~530℃之溫度區域保持20~900秒後，施行鍍鋅，再以540~600℃之溫度區域進行5~60秒之鍍敷合金化處理。
  6. 一種加工性及耐疲勞特性優異之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵為對具有申請專利範圍第1至3 項中任一項記載成分之扁胚，使加工軋製溫度為A3 變態點以上進行熱軋終了後，接著以50℃/s以上之平均冷卻速度予以冷卻，並以300℃以上且550℃以下之溫度捲取而施行熱軋步驟並作成熱軋板後，對施行冷軋而製造的冷軋鋼板施行連續退火時，將500℃~A1 變態點的平均加熱速度以8℃/s以上且加熱至750~900℃為止並保持10秒以上之後，使750℃至530℃為止之平均冷卻速度以3℃/s以上冷卻至300~530℃之溫度區域後，施行鍍鋅，再以540~600℃之溫度區域進行5~60秒之鍍敷合金化處理。
  7. 一種加工性及耐疲勞特性優異之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵為對具有申請專利範圍第1至3項中任一項記載成分之扁胚，使加工軋製溫度為A3 變態點以上進行熱軋終了後，接著以50℃/s以上之平均冷卻速度予以冷卻，並以300℃以上且550℃以下之溫度捲取而施行熱軋步驟並作成熱軋板後，對施行冷軋而製造的冷軋鋼板施行連續退火時，將500℃~A1 變態點的平均加熱速度以8℃/s以上且加熱至750~900℃為止並保持10秒以上之後，使750℃至530℃為止之平均冷卻速度以3℃/s以上冷卻至300~530℃之溫度區域，於300~530℃之溫度區域保持20~900秒後，施行鍍鋅，再以540~600℃之溫度區域進行5~60秒之鍍敷合金化處理。
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