TWI494448B - High-strength steel sheets, high-strength zinc-plated steel sheets, and the like, which are excellent in formability (1) - Google Patents

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TWI494448B
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Hiroyuki Kawata
Naoki Maruyama
Akinobu Murasato
Akinobu Minami
Masafumi Azuma
Takuya Kuwayama
Shigeru Yonemura
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Description

成形性優異之高強度鋼板、高強度鋅鍍敷鋼板及其等之製造方法(一) 技術領域
本發明係有關於成形性優異之高強度鋼板、高強度鋅鍍敷鋼板及其等之製造方法。
 背景技術
近年來，對汽車等所使用之鋼板的高強度化之需求正在提高，以提升碰撞安全性等為目的，亦逐漸使用極限抗拉強度為900MPa以上之高強度鋼板。該高強度鋼板係與軟鋼板同樣地藉由壓機加工大量且廉價地成形，作為構件使用。
然而，近年來，隨著高強度鋼板急速地高強度化，特別於極限抗拉強度為900MPa以上之高強度鋼板中，成形性不足，產生拉伸凸緣加工中具代表性的局部變形相關之加工變得困難的問題。又，於鋼材作用高速之拉力時，有破壞模式容易由延性破壞變成脆性破壞的問題。
以往，作為強化鋼材之技術的一例，眾所周知的係細微地析出Cu後硬化之高強度鋼材。專利文獻1中，揭示了一種Cu析出硬化型高強度鋼材，係以預定之質量%範圍含有C、Si、P、S、Al、N、Cu，並包含Mn：0.1~3.0%、Cr：0.1~3.0%中1種或2種，且(Mn+Cr)/Cu為0.2以上，剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物構成，平均肥粒鐵結晶粒徑為3μm以上、肥粒鐵面積率為60%以上者。
又，作為兼具成形性與擴孔性之高強度鋼板的一例，專利文獻2中，揭示了一種以預定之質量%含有C、Si、Cu、Mn，並且，適當地含有Al、Ni、Mo、Cr、V、B、Ti、Nb、Ca、Mg中之至少1種以上，且肥粒鐵相的硬度Hv為150以上、240以下，鋼組織中之殘留沃斯田鐵的體積率為2~20%，抗拉強度顯示600~800MPa之成形性及擴孔性優異的高強度鋼板。
專利文獻3中，作為疲勞特性優異之加工用高強度冷軋鋼板的一例，揭示了一種包含C：0.05~0.30%、Cu：0.2~2.0%、B：2~20ppm之顯微組織係以體積率計5%以上、25%以下的殘留沃斯田鐵、及肥粒鐵、變韌鐵所構成之鋼板，肥粒鐵相下之Cu的存在狀態係單獨以Cu所構成之粒子的大小為2nm以下之固溶狀態及/或析出狀態的疲勞特性優異之加工用高強度冷軋鋼板。
專利文獻4中，作為疲勞特性優異之複合組織高強度冷軋鋼板的一例，揭示了一種疲勞特性優異之複合組織高強度冷軋鋼板，係包含C：0.03~0.20%、Cu：0.2~2.0%、B：2~20ppm的肥粒鐵-麻田散鐵複合組織鋼板，肥粒鐵相下之Cu的存在狀態係單獨以Cu所構成之粒子的大小為2nm以下之固溶狀態及/或析出狀態。
專利文獻5中，作為耐延遲破斷特性優異之超高強度鋼板的一例，揭示了一種以重量%計，包含C：0.08~0.30、Si：小於1.0、Mn：1.5~3.0、S：0.010以下、P：0.03~0.15、Cu：0.10~1.00、及Ni：0.10~4.00，剩餘部分係 由鐵及不可避免的不純物構成，並以體積率計，包含40%以上之麻田散鐵、回火麻田散鐵或變韌鐵組織的任1種以上，強度為1180MPa以上之超高強度鋼板。
專利文獻6中，作為壓機成形性與耐蝕性優異之高強度鋼板的一例，揭示了一種滿足C：0.08~0.20%、Si：0.8~2.0%、Mn：0.7~2.5%、P：0.02~0.15%、S：0.010%以下、Al：0.01~0.10%、Cu：0.05~1.0%、Ni：1.0%以下之要件，且剩餘部分係鐵及不可避免的不純物，下述式「0.4≦(10P+Si)/(10C+Mn+Cu+0.5Ni)≦1.6」[式中之元素符號記號係顯示分別之含量(%)]之關係的鋼板，且該鋼板之殘留沃斯田鐵為3~10%，抗拉強度顯示610~760MPa的壓機成形性及耐蝕性之高強度鋼板。
專利文獻7中，作為高張力薄鋼板之一例，揭示了一種薄鋼板係滿足C：0.05~0.3%，Si：2%以下，Mn：0.05~4.0%，P：0.1%以下，S：0.1%以下，Cu：0.1~2%且Si(%)/5以上，Al：0.1~2%，N：0.01%以下，Ni：Cu(%)/3以上(Cu為0.5%以下時亦可不包含)，並且「Si(%)+Al(%)≧0.5」，「Mn(%)+Ni(%)≧0.5」的成分組成，且具有含有以體積率計5%以上之殘留沃斯田鐵的組織，抗拉強度顯示650~800MPa之高張力鋼板。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利特開2004-100018號公報
專利文獻2：日本專利特開2001-355044號公報
專利文獻3：日本專利特開平11-279690號公報
專利文獻4：日本專利特開平11-199973號公報
專利文獻5：日本專利特開平08-311601號公報
專利文獻6：日本專利特開平08-199288號公報
專利文獻7：日本專利特開平05-271857號公報
 發明概要
以往之高強度鋼板藉於施行熱軋、酸洗及冷軋後，以預定條件下施行連續退火，並於鋼板組織中析出預定比例的預定之結晶質相，以期兼具高強度與高加工性。
然而，添加元素之含有率低的低合金鋼中，退火處理時之相變態的進行變得快速，故可析出預定比例之預定的結晶質相之作業範圍的幅度變窄，結果，高強度鋼板之材質不穩定，品質不均。
又，以往之抗拉強度900MPa以上的高強度鋼板之加工性不充分，正期望提升拉伸凸緣性等，提升加工性。
本發明係考量到如此之情事而作成者，係以提供於抗拉強度900MPa以上之高強度鋼板中，可提升拉伸凸緣性進而提升局部變形能，且可提升於作用有高速之抗拉時的拉力之高強度鋼板及其製造方法作為課題。
本發明人等致力地檢討於高強度鋼板中，可兼具提升拉伸凸緣性、及提升高速之抗拉產生作用時的拉力之 鋼板組織、製造方法。結果，發現藉於鋼板中有效率地析出Cu，可提升拉伸凸緣性、及提升高速之抗拉產生作用時的拉力。並且，發現為形成如此之組織，只要於鋼板之退火中賦與鋼板應變即可。
本發明係依據前述之觀察所得知識，更加進行檢討後所得之結果，其要旨係如以下所述。
(1)一種成形性優異之高強度鋼板，係以質量%計，含有：C：0.075~0.300%、Si：0.30~2.50%、Mn：1.30~3.50%、P：0.001~0.030%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.005~1.500%、Cu：0.15~2.00%、N：0.0001~0.0100%、及O：0.0001~0.0100%，並含有作為選擇元素之Ti：0.005~0.150%、Nb：0.005~0.150%、B：0.0001~0.0100%、Cr：0.01~2.00%、Ni：0.01~2.00%、Mo：0.01~1.00%、W：0.01~1.00%、V：0.005~0.150%、及Ca、Ce、Mg、REM之1種或2種以上：合計0.0001~0.50%，且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成的鋼板；前述鋼板組織包含肥粒鐵相與麻田散鐵相；與bcc鐵為非整合之Cu粒子的比例係相對於Cu粒子整體為15%以上：肥粒鐵相中之Cu粒子密度係1.0×1018 個/m3 以上；肥粒鐵相中之Cu粒子的平均粒徑係2.0nm以上。
(2)如前述(1)之成形性優異之高強度鋼板，其中前述高強度鋼板之1/8厚度~3/8厚度的範圍之組織，以體積分率計，具有：肥粒鐵相：10~75%、變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相：50%以下、回火麻田散鐵相：50%以下、新生麻田 散鐵相：15%以下、及殘留沃斯田鐵相：20%以下。
(3)一種成形性優異之高強度鋅鍍敷鋼板，係於前述(1)或(2)之高強度鋼板的表面形成有鋅鍍敷層而成者。
(4)一種成形性優異之高強度鋼板的製造方法，係將具有以質量%計，含有C：0.075~0.300%、Si：0.30~2.50%、Mn：1.30~3.50%、P：0.001~0.030%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.005~1.500%、Cu：0.15~2.00%、N：0.0001~0.0100%、及O：0.0001~0.0100%，並含有作為選擇元素之：Ti：0.005~0.150%、Nb：0.005~0.150%、B：0.0001~0.0100%、Cr：0.01~2.00%、Ni：0.01~2.00%、Mo：0.01~1.00%、W：0.01~1.00%、V：0.005~0.150%、及Ca、Ce、Mg、REM之1種或2種以上：合計0.0001~0.50%，且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成的扁鋼胚，進行下述步驟：熱軋步驟，於直接冷卻或先冷卻後，加熱至1050℃以上，並以800℃與Ar3變態點中較高者之溫度作為下限來施行軋延，再以500~700℃捲取；及退火步驟，將550~700℃下的平均加熱速度以1.0~10.0℃/秒，將經捲取之鋼板加熱至最高加熱溫度740~1000℃為止，之後，將最高加熱溫度~700℃間之平均冷卻速度以1.0~10.0℃/秒冷卻，且，於最高加熱溫度~700℃之間賦與鋼板應變，再將700℃~Bs點或至500℃為止之冷卻速度以5.0~200.0℃/秒冷卻。
(5)如前述(5)之成形性優異之高強度鋼板的製造方法，其係於前述熱軋步驟後、前述退火步驟前，具有酸洗經捲取之鋼板，之後，以軋縮率35~75%的軋縮率施行 軋延之冷軋步驟。
(6)如前述(4)或(5)之成形性優異之高強度鋼板的製造方法，其中前述退火步驟中之對鋼板賦與應變，係藉由於鋼板施加5~50MPa的張力，並於最外周之拉伸應變量為0.0007~0.0910的範圍內施行1次以上之彎曲加工來進行。
(7)如前述(6)之成形性優異之高強度鋼板的製造方法，其中前述彎曲加工係藉由將鋼板壓附至輥徑800mm以下之輥上來施行。
(8)一種成形性優異之高強度鋅鍍敷鋼板的製造方法，其特徵在於，其係於以前述(4)~(7)之任一者的高強度鋼板之製造方法製造高強度鋼板後，施行鋅電鍍。
(9)一種成形性優異之高強度鋅鍍敷鋼板的製造方法，其特徵在於，其係於前述(4)~(8)之任一者的高強度鋼板之製造方法中，於冷卻至Bs點或500℃為止後，施行熱浸鍍鋅。
(10)如前述(9)之成形性優異之高強度鋅鍍敷鋼板的製造方法，其係於施行前述熱浸鍍鋅後，以470~650℃之溫度施行合金化處理。
依據本發明，可提供一種可確保極限抗拉強度900MPa以上之高強度，且拉伸凸緣性等成形性優異、高速抗拉特性優異之高強度鋼板。又，可提供一種可確保極限抗拉強度900MPa以上之高強度，且拉伸凸緣性等成形性優 異、高速抗拉特性優異之高強度鋅鍍敷鋼板。
 用以實施發明之形態
首先，說明本發明之高強度鋼板的組織。本發明之高強度鋼板的組織只要可確保極限抗拉強度900MPa以上之強度即可，並未特別限定。
例如，可為具代表性之由麻田散鐵單相組織、麻田散鐵及變韌鐵所構成之複相組織、由肥粒鐵及麻田散鐵所構成之複相組織、由肥粒鐵、變韌鐵及殘留沃斯田鐵所構成之複相組織等，單獨或複合地包含肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵之組織的任一者。抑或，亦可為於該等組織中含有波來鐵組織的組織。
高強度鋼板之組織所含的肥粒鐵相亦可為經析出強化之肥粒鐵、加工狀態之未再結晶肥粒鐵、或差排之一部分經回復的肥粒鐵之任一者。
本發明之高強度鋼板的鋼板組織，於以板厚之1/4作為中心的1/8~3/8厚度之範圍內，以體積分率計，具有肥粒鐵相：10~75%、變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相：50%以下、回火麻田散鐵相：50%以下、新生麻田散鐵相：15%以下、殘留沃斯田鐵相：20%以下為佳。於高強度鋼板係具有如此之鋼板組織者時，將成為具有更優異之成形性的高強度鋼板。
此處，之所以使用1/8~3/8厚度之範圍的組織，係因為可視為以該範圍之組織代表鋼板全體的組織，若 1/8~3/8厚度之範圍內係如前述的鋼板組織，即可判斷鋼板全體係如前述之組織。
說明鋼板之組織可含有的各相。
[肥粒鐵相]
肥粒鐵相係有效提升延性之組織，於鋼板組織中以體積分率計，以含有10~75%為佳。肥粒鐵相之體積分率，由延性之觀點來看，以含有15%以上較佳，以含有20%以上更佳。因肥粒鐵相係軟質的組織，為充分地提高鋼板之抗拉強度，以使鋼板組織所含的肥粒鐵相之體積分率為65%以下較佳，以50%以下更佳。
[變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相]
變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相係強度與延性之均衡優異之組織，於鋼板組織中以體積分率計，以含有10~50%為佳。又，變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相係具有軟質之肥粒鐵與硬質之麻田散鐵相、回火麻田散鐵相及殘留沃斯田鐵相的中間強度之顯微組織，由拉伸凸緣性之觀點來看，以含有15%以上較佳，以含有20%以上更佳。因於變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相的體積分率變高時，降伏應力變高，故由形狀凍結性之觀點來看，變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相的體積分率以50%以下為佳。
[回火麻田散鐵相]
回火麻田散鐵相係使抗拉強度大幅提升的組織。由抗拉強度之觀點來看，回火麻田散鐵相之體積分率以10%以上為佳。因於鋼板組織所含之回火麻田散鐵相的體積分率 變高時，降伏應力變高，故由形狀凍結性之觀點來看，回火麻田散鐵相的體積分率以50%以下為佳。
[新生麻田散鐵相]
新生麻田散鐵相可大幅地提升抗拉強度。另一方面，因有成為破壞之起點而使拉伸凸緣性劣化的情形，故以體積分率計，以15%以下為佳。為提高拉伸凸緣性，以將新生麻田散鐵相的體積分率設為10%以下較佳，以5%以下更佳。
[殘留沃斯田鐵相]
殘留沃斯田鐵相可大幅地提升強度及延性。另一方面，因有成為破壞之起點而使拉伸凸緣性劣化的情形，故以體積分率計，以20%以下為佳。為提高拉伸凸緣性，以將殘留沃斯田鐵相的體積分率設為15%以下較佳。為得到提升提升強度及延性之效果，殘留沃斯田鐵相的體積分率以3%以上為佳，更佳者係5%以上。
[其他]
本發明之高強度鋼板的鋼板組織中，亦可含有波來鐵及/或粗大之雪明碳鐵等前述以外的組織。但，於高強度鋼板的鋼板組織中，波來鐵及/或粗大之雪明碳鐵變多時，彎曲性將劣化。因此，鋼板組織所含的波來鐵及/或粗大之雪明碳鐵的體積分率，以合計10%以下為佳，以5%以下較佳。
本發明之高強度鋼板的鋼板組織所含之各組織的體積分率，可藉由例如以下所示之方法測定。
殘留沃斯田鐵相的體積分率，係以平行於鋼板板 面且1/4厚度之面作為觀察面，進行X射線解析，算出面積分率，將該值作為體積分率。
本發明之高強度鋼板的鋼板組織所含之肥粒鐵相、變韌肥粒鐵相、變韌鐵相、回火麻田散鐵相及新生麻田散鐵相的體積分率，係以平行於鋼板之軋延方向的板厚截面作為觀察面，擷取試料，研磨觀察面，並以硝太蝕劑蝕刻，再以場致發射掃描電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察以板厚之1/4作為中心的1/8厚度~3/8厚度的範圍，測定面積分率，將該值作為體積分率。
接著，說明本發明之高強度鋼板的顯微組織。
本發明之高強度鋼板的顯微組織中，必須係Cu粒子之密度≧1.0×1018 個/m3 、Cu粒子之平均粒徑2.0nm以上、Cu粒子與周圍之bcc鐵之間為非整合的Cu粒子佔全Cu粒子中15%以上。
bcc鐵係結晶結構為體心立方格子之肥粒鐵、變韌鐵及變韌肥粒鐵的總稱。若Cu粒子與bcc鐵整合的話，將大幅提升強度。未與bcc鐵為整合之Cu粒子將阻礙bcc鐵中之差排下部組織的發達，隨之，大應變變形時的差排之累積變得不易產生，抑制空孔之產生，結果，提升拉伸凸緣成形性。
Cu粒子之密度以5.0×1018 個/m3 以上為佳，以1.0×1019 個/m3 以上更佳。
細小之Cu粒子因容易與bcc鐵維持整合性，對拉 伸凸緣性之助益小，故將Cu粒子之平均粒徑的下限設為2.0nm以上。Cu粒子之平均粒徑以4.0nm以上較佳，更佳者係6.0nm以上。
與bcc鐵為非整合之Cu粒子的個數小於15%時，拉伸凸緣性之提升變得不充分。因此，Cu粒子之個數必須為15%以上，以25%以上為佳，更佳者係35%以上。
可如以下地進行Cu粒子平均粒徑、整合性及密度之評價。
由鋼板之1/4厚度切出試樣，使用高解析穿透式電子顯微鏡(HRTEM：High Resolution Transmission Electron Microscopy)進行觀察。於經藉由電子能量損失譜儀(EELS：Electron Energy-Loss Spectroscopy)確認組成之Cu粒子中，調查粒徑及與bcc鐵有無整合性。粒子之尺寸係20個以上粒子之粒徑的平均。又，求出經觀察之粒子的個數中所占之與bcc鐵為非整合之析出物的比例。
對應於平均粒子徑，Cu粒子密度係以2種方法測定。於平均粒徑小於3nm時，使用3維原子探針(3D-AP：3 Dimensional Atom Probe)，由鋼板之1/4厚度切出試樣，進行試驗。進行試驗至得到20個以上之Cu粒子、或測定體積大於50000nm3 ，以測定體積除粒子個數而得到。另一方面，於平均粒徑為3nm以上時，於10000nm2 ~1μm2 之視野中測定Cu粒子的個數，並藉由會聚束電子繞射(CBED：Convergent-Beam Electron Diffraction)測定試驗片觀察部之膜厚，與觀察面積相乘，求得觀察體積，並藉以觀察體積 除Cu粒子之個數，求出Cu粒子密度。
Cu粒子之組成、粒子徑、整合性之測定方法並非受前述方法所限定者。亦可使用例如，場發射穿透電子顯微鏡(FE-TEM：Field-Emission Transmission Electron Microscopy)等進行觀察。
接著，說明本發明之高強度鋼板的成分組成。另，以下說明中之「%」係表示「質量%」。
C：0.075~0.300%
C係用以提高高強度鋼板之強度而含有。於C之含量大於0.300%時，熔接性不充分。由熔接性之觀點來看，C之含量以0.250%以下為佳，以0.220%以下較佳。於C之含量小於0.075%時，強度下降，無法確保900MPa以上的極限抗拉強度。為提高強度，C之含量以0.090%以上為佳，以0.100%以上較佳。
Si：0.30~2.50%
Si係用以抑制鋼板中之鐵系碳化物的生成，提高強度與成形性所需之元素。於Si之含量大於2.50%時，鋼板脆化，延性劣化。由延性之觀點來看，Si之含量以2.20%以下為佳，以2.00%以下較佳。另一方面，於Si之含量小於0.30%時，退火步驟中粗大之鐵系碳化物大量地生成，強度及成形性劣化。由該觀點來看，Si之下限值以0.50%以上為佳，以0.70%以上較佳。
Mn：1.30~3.50%
Mn係用以提高鋼板之強度而添加。於Mn之含量大於 3.50%時，將於鋼板之板厚中央部產生粗大之Mn濃化部，容易產生脆化，而容易造成經鑄造之扁鋼胚破裂等問題。又，於Mn之含量大於3.50%時，熔接性亦劣化。因此，Mn之含量需為3.50%以下。由熔接性之觀點來看，Mn之含量以3.20%以下為佳，以3.00%以下較佳。另一方面，於Mn之含量小於1.30%時，因退火後之冷卻中大量地形成軟質之組織，而不易確保900MPa以上的極限抗拉強度，故Mn之含量需為1.30%以上。為提高強度，Mn之含量以1.50%以上為佳，以1.70%以上較佳。
P：0.001~0.030%
P有朝鋼板之板厚中央部偏析的傾向，使熔接部脆化。於P之含量大於0.030%時，因熔接部大幅地脆化，故將P之含量限制為0.030%以下。P之含量的下限不需特別限定即可發揮本發明之效果。但，於P之含量小於0.001%時，因製造成本大幅地增加，故以0.001%作為下限值。
S：0.0001~0.0100%
S將對熔接性、鑄造時及熱軋時之製造性造成不良影響。因此，將S之含量的上限值設為0.0100%以下。S因與Mn結合將形成粗大之MnS，使延性或拉伸凸緣性下降，故以0.0050%以下為佳，以0.0025%以下較佳。S之含量的下限不需特別限定即可發揮本發明之效果。但，因S之含量小於0.0001%時，製造成本大幅地增加，故以0.0001%作為下限值。
Al：0.005~1.500%
Al可抑制鐵系碳化物之生成，並提高鋼板的強度及成形性。於Al之含量大於1.500%時，因熔接性惡化，故Al之含量的上限係1.500%。由熔接性之觀點來看，Al之含量以1.200%以下為佳，以0.900%以下較佳。Al亦係有效作為脫氧材之元素，但Al之含量小於0.005%時，未能充分地得到作為脫氧材的效果，故Al之含量的下限係0.005%以上。為充分地得到脫氧之效果，Al量以0.010%以上為佳。
N：0.0001~0.0100%
N將形成粗大之氮化物，使延性及拉伸凸緣性劣化，故需抑制其含量。於N之含量大於0.0100%時，因該傾向變得顯著，故將N含量設為0.0100%以下。又，N將成為熔接時產生氣孔之原因，故其含量少為佳。N之含量的下限不需特別限定即可發揮本發明之效果。但，於N之含量小於0.0001%時，因製造成本大幅地增加，故以0.0001%作為下限值。
O：0.0001~0.0100%
O將形成氧化物，使延性及拉伸凸緣性劣化，故需抑制其含量。於O之含量大於0.0100%時，因拉伸凸緣性之劣化變得顯著，故將O含量設為0.0100%以下。O之含量以0.0080%以下為佳，以0.0060%以下更佳。O之含量的下限不需特別限定即可發揮本發明之效果。但，於O之含量小於0.0001%時，因製造成本大幅地增加，故以0.0001%作為下限。
Cu：0.15~2.00%
Cu係本發明中重要的元素。Cu係作為細微之粒子存在於鋼中。相對於周邊之bcc相係整合或半整合的Cu粒子，將特別地提高鋼板之強度。相對於周邊之bcc鐵係非整合之Cu粒子，特別藉由抑制鋼板內部中差排下部組織的發達，提高成形性。於本發明中，為充分地得到Cu粒子之效果，Cu之含量需設為0.15%以上。Cu之含量以0.30%以上為佳，以0.40%以上更佳。另一方面，於Cu之含量大於2.00%時，因熔接性將受損，故將Cu之含量設為2.00%以下。由熔接性之觀點來看，Cu之含量以1.80%以下為佳，以1.50%以下更佳。
於本發明之高強度鋼板中，更亦可視需要，含有以下所示的元素。
Ni：0.01~2.00%
Ni因可抑制起因於高溫域中添加Cu所產生的脆化，故亦可以提升生產性為目的，積極地添加。為得該效果，Ni之含量需為0.01%以上，以0.05%以上為佳，以0.10%以上更佳。於Ni之含量大於2.00%時，因熔接性將受損，故將Ni之含量設為2.00%以下。
Ti：0.005~0.150%
Ti係藉由強化析出物、利用抑制肥粒鐵結晶粒之成長的強化細粒及經由抑制再結晶之差排強化，幫助提升鋼板之強度的元素。於Ti之含量大於0.150%時，因碳氮化物之析出變多，成形性劣化，故將Ti之含量設為0.150%以下。由成形性之觀點來看，Ti之含量以0.100%以下較佳，以0.070%以下更佳。為充分地得到利用Ti之強度提升效果， Ti之含量需設為0.005%以上。為得到鋼板之高強度化，Ti之含量以0.010%以上較佳，以0.015%以上更佳。
Nb：0.005~0.150%
Nb係藉由強化析出物、利用抑制肥粒鐵結晶粒之成長的強化細粒及經由抑制再結晶之差排強化，幫助提升鋼板之強度的元素。於Nb之含量大於0.150%時，因碳氮化物之析出變多，成形性劣化，故將Nb之含量設為0.150%以下。由成形性之觀點來看，Nb之含量以0.100%以下較佳，以0.060%以下更佳。為充分地得到利用Nb之強度提升效果，Nb之含量需為0.005%以上。為得到鋼板之高強度化，Nb之含量以0.010%以上較佳，以0.015%以上更佳。
V：0.005~0.150%
V係藉由強化析出物、利用抑制肥粒鐵結晶粒之成長的強化細粒及經由抑制再結晶之差排強化，幫助提升鋼板之強度的元素。於V之含量大於0.150%時，因碳氮化物之析出變多，成形性劣化，故將V之含量設為0.150%以下。為充分地得到利用V之強度提升效果，V之含量需設為0.005%以上。
B：0.0001~0.0100%
B係有效抑制高溫下之相變態，達到高強度化的元素，亦可添加取代C及/或Mn之一部分。於B之含量大於0.0100%時，因加熱下之加工性受損，生產性下降，故將B之含量設為0.0100%以下。由生產性之觀點來看，B之含量以0.0050%以下較佳，以0.0030%以下更佳。為充分地得到利用B之高 強度化，B之含量需設為0.0001%以上。為得到高強度化，B之含量以0.0003%以上較佳，以0.0005%以上更佳。
Mo：0.01~1.00%
Mo係有效抑制高溫下之相變態，達到高強度化的元素，亦可添加取代C及/或Mn之一部分。於Mo之含量大於1.00%時，因加熱下之加工性受損，生產性下降，故將Mo之含量設為1.00%以下。為充分地得到利用Mo之高強度化，Mo之含量需設為0.01%以上。
[0071]W：0.01~1.00%
W係有效抑制高溫下之相變態，達到高強度化的元素，亦可添加取代C及/或Mn之一部分。於W之含量大於1.00%時，因加熱下之加工性受損，生產性下降，故將W之含量設為1.00%以下。為充分地得到利用W之高強度化，W之含量需設為0.01%以上。
Cr：0.01~2.00%
Cr係有效抑制高溫下之相變態，達到高強度化的元素，亦可添加取代C及/或Mn之一部分。於Cr之含量大於2.00%時，因加熱下之加工性受損，生產性下降，故將Cr之含量設為2.00%以下。為充分地得到利用Cr之高強度化，Cr之含量需設為0.01%以上。
合計0.0001~0.5000%之Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM的1種或2種以上
Ca、Ce、Mg、REM係有效改善成形性之元素，可添加1種或2種以上。於選自Ca、Ce、Mg及REM之1種或2種以上 的含量之合計大於0.5000%時，因有損害延性之疑慮，故將各元素之含量的合計設為0.5000%以下。為充分地得到改善鋼板之成形性的效果，各元素之含量的合計需設為0.0001%以上。由成形性之觀點來看，各元素之含量的合計以0.0005%以上較佳，以0.0010%以上更佳。
REM係Rare Earth Metal(稀土金屬)之簡稱，指屬於鑭系列的元素。於本發明中，REM或Ce大多以稀土金屬合金添加，亦有複合地含有La或Ce以外之鑭系列的元素之情形。不可避免的不純物方面，即使包含該等La或Ce以外之鑭系列的元素，仍可發揮本發明之效果。又，即使添加有金屬La或Ce，仍可發揮本發明之效果。
以上，說明本發明之成分組成，但若為不損及本發明鋼板之特性的範圍，例如起因於原料之不純物，亦可含有必須之添加元素以外的元素。
本發明之高強度鋼板亦可為於表面形成有鋅鍍敷層或經合金化之鋅鍍敷層的高強度鋅鍍敷鋼板。藉於高強度鋼板之表面形成鋅鍍敷層，成為具有優異之耐蝕性的鋼板。又，藉於高強度鋼板之表面形成經合金化的鋅鍍敷層，成為具有優異之耐蝕性、塗料之密著性優異之鋼板。
接著，於以下說明本發明之高強度鋼板的製造方法。
為製造本發明之高強度鋼板，首先，鑄造具有上述成分組成之扁鋼胚。用以熱軋之扁鋼胚可使用經以連續鑄造扁鋼胚或薄扁鋼胚鑄造機等製造者。本發明之高強度 鋼板的製造方法，宜使用如鑄造後立刻進行熱軋之連續鑄造-直接軋延(CC-DR)的製程。
熱軋步驟中之扁鋼胚加熱溫度需為1050℃以上。於扁鋼胚加熱溫度低時，最後軋延溫度將低於Ar3 點。結果，因成為肥粒鐵及沃斯田鐵的二相域軋延，故熱軋板組織變成不均質之混粒組織，即使經過冷軋及退火步驟仍無法消除不均質之組織，延性或彎曲性劣化。又，於最後軋延溫度下降時，軋延負載增加，有軋延變得困難、導致軋延後之鋼板的形狀不佳之疑慮。扁鋼胚加熱溫度之上限並未特別限定，雖可發揮本發明效果，但加熱溫度過於高溫時，於經濟面上不佳，故扁鋼胚加熱溫度之上限以1350℃以下為佳。
Ar3 點可藉由下述式計算。
Ar3 (℃)=901-325×C+33×Si-92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)+52×Al
於上式中，C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Mo、Al係各元素之含量(質量%)。
熱軋之最後軋延溫度係將800℃或Ar3 點之較高者作為下限，以1000℃作為上限。於最後軋延溫度小於800℃時，最後軋延時之軋延負載變高，有軋延變得困難、導致軋延後所得之熱軋鋼板的形狀不良之疑慮。於最後軋延溫度小於Ar3 點時，有熱軋成為肥粒鐵相及沃斯田鐵相之二相域軋延，熱軋鋼板的組織變成不均質之混粒組織的情形。
最後軋延溫度之上限並未特別限定，雖發揮本發 明之效果，但於最後軋延溫度過於高溫時，為確保該溫度，需使扁鋼胚加熱溫度為過度高溫。因此，最後軋延溫度之上限溫度以1000℃以下為佳。
軋延後之鋼板係於500~700℃下捲取。於大於700℃之溫度下捲取鋼板時，形成於鋼板表面的氧化物之厚度過厚，酸洗性劣化。為提高酸洗性，捲取溫度以680℃以下為佳，以660℃以下較佳。於捲取溫度小於500℃時，熱軋鋼板之強度過高，冷軋變得困難。由減輕冷軋之負載的觀點來看，捲取溫度以550℃以上為佳，以600℃以上較佳。
捲取後之鋼板以冷卻速度25℃/小時以下進行冷卻為佳。這是因為可促進Cu的析出。
於經如此製造之熱軋鋼板施行酸洗處理。藉由酸洗，可去除鋼板表面之氧化物，由提升最終製品之冷軋高強度鋼板的化學轉化性、熔融鋅或合金化熱浸鍍鋅鋼板用之冷軋鋼板的熔融鍍敷性之點來看係為重要。酸洗可為僅一次之處理，亦可分成數次進行處理。
酸洗後之鋼板亦可直接進行退火步驟，但藉以軋縮率35~75%施行冷軋，可得板厚精度高且具有優異之形狀的鋼板。於軋縮率小於35%時，不易保持形狀平坦，因最終製品之延性變差，故將軋縮率設為35%以上。於軋縮率大於75%時，冷軋負載變得過大，冷軋變得困難。由此，將軋縮率之上限設為75%。軋延道次之次數、各道次之軋縮率並未特別規定，即可發揮本發明的效果。
接著，對所得之熱軋鋼板或冷軋鋼板施行退火處 理。
首先，將550~700℃下之平均加熱速度以1.0~10.0℃/秒，且以2.0~5.0℃/秒為佳，加熱至最高加熱溫度為止。最高加熱溫度設為740~1000℃。藉由該處理，將先前之熱軋步驟中生成的Cu析出物之結晶結構作為fcc(面心立方晶格)。此時作為fcc之Cu析出物的一部分於加熱步驟中熔存在沃斯田鐵及/或肥粒鐵中，於之後的冷卻步驟中亦可保持fcc結構，故可活用作為與bcc鐵為非整合之Cu析出物。
於最高加熱溫度小於740℃時，鋼板中熔存有粗大之鐵系碳化物，因作為破壞之起點作用，故成形性顯著地劣化。為減少熔存之鐵系碳化物，最高加熱溫度以760℃以上為佳。於最高加熱溫度大於1000℃時，因Cu粒子於加熱中熔解，與bcc鐵為非整合之Cu粒子變少，故拉伸凸緣性劣化。因殘留大量的與bcc鐵為非整合之Cu粒子，故最高加熱溫度以970℃以下為佳，以950℃以下較佳。
然後，將最高加熱溫度~700℃間之平均冷卻速度以1.0~10.0℃/秒進行冷卻，並且，於最高加熱溫度~700℃之溫度域中，賦與鋼板應變。賦與應變之方法，可使用例如，施加5~50MPa之張力，並於最外周的拉伸應變量為0.0007以上、0.0910以下之範圍內，施行1次以上的彎曲加工之方法。藉此，可促進相對於周邊之bcc相為整合或半整合之Cu析出物的核生成。經施行彎曲加工之鋼板亦可回彎。
施加於鋼板之張力小於5MPa時，有未能充分地 促進Cu粒子之析出的情形。為促進Cu粒子之析出，更加提高成形性，以使張力為10MPa以上較佳，為15MPa以上更佳。於張力大於50MPa時，鋼板有可能會塑性變形，而有無法保持形狀的可能。
應變量小於0.0007時，核生成未充分地進行，成形性容易劣化。由成形性之觀點來看，應變量以0.0010以上為佳。於應變量大於0.0910時，因未能保持形狀，故應變量以0.0910以下為佳。為保持鋼板之形狀，應變量以0.0500以下較佳，以0.0250以下更佳。
鋼板之厚度以0.6mm以上、10.0mm以下為佳。於厚度小於0.6mm時，有未能保持鋼板之形狀的情形。於厚度大於10.0mm時，控制鋼板內部之溫度將變得困難。
彎曲加工可藉由例如，施加張力並壓附至輥的方式施行。為得充分之應變量，輥之直徑以800mm以下為佳。又，於使用直徑小於50mm之輥時，因設備之保守成本變大，故輥之直徑以50mm以上為佳。
之後，以冷卻速度5.0~200.0℃/秒冷卻到700℃~Bs點(變韌鐵變態開始溫度)或至500℃為止。於低於Bs點之溫度中，因開始生成變韌鐵或變韌肥粒鐵，故即使冷卻速度變慢亦可。即使為高於Bs點之溫度，因於500℃以下肥粒鐵幾未成長，故冷卻速度變慢亦可。Bs點可以下述之式計算。
Bs(℃)=820-290C/(1-VF)-37Si-90Mn-65Cr-50Ni+70Al
於上式中，VF係肥粒鐵之體積分率，C、Mn、Cr、Ni、Al、Si係分別之元素的添加量(質量%)。
另外，因於高強度鋼板之製造中直接測定肥粒鐵相的體積分率係為困難，故於本發明中，將通過連續退火線前之冷軋鋼板切成小塊，並將該小塊以與經通過連續退火線時相同的溫度經歷退火，測定小塊之肥粒鐵的體積變化，將使用該結果算出之數值作為肥粒鐵的體積分率VF。該測定，於以相同條件製造鋼板時，以使用最初之1次測定結果即可，不需每次測定。於大幅地變更製造條件時，重新進行測定。當然，亦可實際觀察經製造之鋼板的顯微組織，反饋至下次以後之製造。
退火後之鋼板於250~500℃中滯留60~1000秒，生成硬質組織後冷卻至室溫為止。冷卻至室溫後，亦可施行0.05~3.00%之冷軋，以矯正形狀。
亦可對退火後之鋼板施行電鍍，作為鍍敷鋼板。又，由最高加熱溫度冷卻至室溫為止之間，例如，亦可於冷卻至500℃為止後或停留處理後等，浸漬於鋅鍍敷浴，作為熱浸鍍鋅鋼板。於將鋼板浸漬於鋅鍍敷浴後，亦可以470~650℃之範圍內施行合金化處理。此外，亦可形成由包含P氧化物及/或P之複合氧化物所構成的皮膜。
實施例
鑄造具有表1、表2所示之A~AL之化學成分(組成)的扁鋼胚，於鑄造後立刻以表3~表5所示之條件施行熱軋、冷卻、捲取、酸洗。實驗例4、9、14、19、25、29、87、 90係為熱軋鋼板的情形，其他之實驗例係酸洗後，利用表3~表6記載之條件施行冷軋。之後，以表7~表10所示之條件施行退火，作成實驗例1~114的鋼板。
另外，實驗例102係超過Cu量之上限的例，因熱軋後進行之熔接性試驗的結果差，故中斷之後的試驗。
於加熱步驟中，以表7~表10記載之平均加熱速度，將550~700℃之間加熱至表7~表10記載之最高加熱溫度為止。
之後，於由最高加熱溫度至700℃為止之第1冷卻步驟中，係以表7~表10記載的平均冷卻速度冷卻。於由最高加熱溫度至700℃之溫度域中，一面賦與表7~表10記載之張力，於實驗例1~20中，使用半徑600mm之輥，施行最大拉伸應變量為0.0020的彎曲加工6次。同樣地，於實驗例21~39中，使用半徑450mm之輥，施行最大拉伸應變量為0.0055的彎曲加工2次，於實驗例41~75中，使用半徑730mm之輥，施行最大拉伸應變量為0.0010的彎曲加工7次，於實驗例76~114中，使用半徑500mm之輥，施行最大拉伸應變量為0.0040的彎曲加工5次。於施行彎曲加工時的鋼板之板厚，於實驗例1~20中係1.2mm、實驗例21~39中係2.5mm、實驗例41~75中係0.7mm、實驗例76~114中係2.0mm。
於由700℃至500℃或Bs點為止之第2冷卻步驟中，以表7~表10記載之平均冷卻速度冷卻，之後更冷卻至250~500℃之範圍為止，於僅停留表7~表10記載之時間後，冷卻至室溫。
冷卻至室溫為止後，於實驗例6~20、70~114中施行0.15%之冷軋，於實驗例22中施行1.50%之冷軋，於實驗例28中施行1.00%之冷軋，於實驗例31~54中施行0.25%之冷軋。
實驗例29，33，43，60、69係於退火步驟後進行 電鍍處理，作成鋅鍍敷鋼板(EG)之例。
實驗例13、54、57、63、75、78係於第2冷卻步驟中冷卻至500℃或Bs點為止後至停留於250~500℃之範圍為止之間，浸漬於鋅鍍敷浴，作成熱浸鍍鋅鋼板(GI)之例。
實驗例18、21、81、84係停留於250~500℃之範圍後浸漬於鋅鍍敷浴後立刻冷卻至室溫為止，作成熱浸鍍鋅鋼板(GI)之例。
實驗例3、8、14、25、93、96係於第2冷卻步驟中冷卻至500℃或Bs點為止後，至停留於250~500℃之範圍為止之間浸漬鋅鍍敷浴，並以記載之溫度施行合金化處理，作成合金化熱浸鍍鋅鋼板(GA)之例。
實驗例38、48、51、66、72、87、90係停留於250~500℃之範圍後浸漬於鋅鍍敷浴，並以記載之溫度施行合金化處理，作成合金化熱浸鍍鋅鋼板(GA)之例。實驗例38及72係更於鍍敷層之表面賦與有由P系複合氧化物所構成的皮膜之例。
表11~表14係測定實驗例1~114之由鋼板1/8厚度至3/8厚度之範圍中的顯微組織之分率的結果。顯微組織分率中，殘留沃斯田鐵(殘留γ)量係藉由X射線繞射測定，其他，係切出平行於軋延方向之板厚截面，以硝太蝕劑蝕刻經研磨成鏡面的截面，並使用場致發射掃描電子顯微鏡(FE-SEM：field emission scanning electron microscope)觀察求得。
表15~表18係Cu析出物之觀察結果。
關於由鋼板之1/4厚度切出之試樣，使用高解析穿透式電子顯微鏡(HRTEM)進行Cu析出物的觀察。於經藉由電子能量損失譜儀(EELS)確認組成之Cu粒子中，調查有無粒徑與bcc鐵之整合性。粒子之尺寸係25個粒子之粒徑的平均。又，求出與bcc鐵為非整合之析出物佔經觀察的粒子之個數的比例。
此次之實驗例中，因無析出物之平均尺寸為3nm以下的試驗片，故作為於平均粒徑為3nm以上之情形下，於10000nm2 ~1μm2 之視野中測定Cu粒子的個數，並藉由會聚束電子繞射(CBED)測定試驗片觀察部之膜厚，與觀察面積相乘，求得觀察體積，並藉以觀察體積除Cu粒子之個數，求出Cu粒子密度。
表19~表22係實驗例1~114之鋼板的特性評價結果。由實驗例1~114之鋼板擷取以JIS Z 2201為基準的抗拉試驗片，並以JIS Z 2241為基準進行抗拉試驗，測定降伏強度(YS)、抗拉強度(TS)、總伸長(EL)、擴孔率(λ)。
實驗例5係熱軋之結束溫度低的例，因為顯微組織經單向伸長之不均質者，故延性、拉伸凸緣性差。
實驗例10係捲取後之冷卻速度高，熱軋步驟中之Cu粒子的析出不充分，與bcc鐵為非整合之Cu粒子的比例少，拉伸凸緣性差。
實驗例15係加熱速度大，Cu粒子之成長不充分，與bcc鐵為非整合之Cu粒子的比例少，拉伸凸緣性差。
實驗例20係退火步驟中之最高加熱溫度低的例，因包含多數成為破壞起點之粗大的鐵系碳化物，故延性、拉伸凸緣性差。
實驗例23係退火步驟中之最高加熱溫度高的例，因Cu粒子於加熱中一度固溶，與bcc鐵為非整合之Cu粒子少，故拉伸凸緣性差。
實驗例30係第1冷卻步驟之平均冷卻速度高的例，因Cu粒子之析出不充分，且軟質組織之成長不充分，故延性及拉伸凸緣性差。
實驗例34係第1冷卻步驟之平均冷卻速度低的例，生成粗大之鐵系碳化物，拉伸凸緣性差。
實驗例35係無第1冷卻步驟中之張力的例，Cu之析出不充分，拉伸凸緣性差。
實驗例39係第2冷卻步驟中之冷卻速度低，生成粗大的鐵系碳化物，拉伸凸緣性差。
實驗例40係未施行第1冷卻步驟中之彎曲加工的例，Cu之析出不充分，拉伸凸緣性差。
實驗例44係250~500℃下之停留時間長，過剩地生成鐵系碳化物，拉伸凸緣性差。
實驗例45係250~500℃下之停留時間短，過剩地生成麻田散鐵，拉伸凸緣性差。
實驗例97~100係成分組成超出預定範圍之例，均未得到充分之特性。
實驗例101係低於Cu量之下限的例，Cu粒子密度低，拉伸凸緣性差。

Claims (10)

  1. 一種成形性優異之高強度鋼板，其特徵在於，其係以質量%計，含有：C：0.075~0.300%、Si：0.30~2.50%、Mn：1.30~3.50%、P：0.001~0.030%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.005~1.500%、Cu：0.15~2.00%、N：0.0001~0.0100%、及O：0.0001~0.0100%，並含有作為選擇元素之：Ti：0.005~0.150%、Nb：0.005~0.150%、B：0.0001~0.0100%、Cr：0.01~2.00%、Ni：0.01~2.00%、Mo：0.01~1.00%、W：0.01~1.00%、V：0.005~0.150%、及Ca、Ce、Mg、REM之1種或2種以上：合計0.0001~0.50%，且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成的 鋼板；前述鋼板組織包含肥粒鐵相與麻田散鐵相；與bcc鐵為非整合之Cu粒子的比例係相對於Cu粒子整體為15%以上；肥粒鐵相中之Cu粒子密度係1.0×1018 個/m3 以上；肥粒鐵相中之Cu粒子的平均粒徑係2.0nm以上。
  2. 如申請專利範圍第1項之成形性優異之高強度鋼板，其中前述高強度鋼板之1/8厚度~3/8厚度的範圍之組織，以體積分率計，具有：肥粒鐵相：10~75%、變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相：50%以下、回火麻田散鐵相：50%以下、新生麻田散鐵相：15%以下、及殘留沃斯田鐵相：20%以下。
  3. 一種成形性優異之高強度鋅鍍敷鋼板，係於如申請專利範圍第1或2項之任1項的高強度鋼板之表面形成有鋅鍍敷層而成者。
  4. 一種成形性優異之高強度鋼板的製造方法，其特徵在於，其係將具有以質量%計，含有：C：0.075~0.300%、Si：0.30~2.50%、Mn：1.30~3.50%、P：0.001~0.030%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.005~1.500%、Cu：0.15~2.00%、 N：0.0001~0.0100%、及O：0.0001~0.0100%，並含有作為選擇元素之：Ti：0.005~0.150%、Nb：0.005~0.150%、B：0.0001~0.0100%、Cr：0.01~2.00%、Ni：0.01~2.00%、Mo：0.01~1.00%、W：0.01~1.00%、V：0.005~0.150%、及Ca、Ce、Mg、REM之1種或2種以上：合計0.0001~0.50%，且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成的扁鋼胚，進行下述步驟：熱軋步驟，於直接冷卻或先冷卻後，加熱至1050℃以上，並以800℃與Ar3變態點中較高者之溫度作為下限來施行軋延，再以500~700℃捲取；及退火步驟，將550~700℃下的平均加熱速度以1.0~10.0℃/秒，將經捲取之鋼板加熱至最高加熱溫度740~1000℃為止，之後，將最高加熱溫度~700℃間之平均冷卻速度以1.0~10.0℃/秒冷卻，且，於最高加熱溫度~700℃之間賦與鋼板應變，再將700℃~Bs點或至500℃為止之冷卻速度以5.0~200.0℃/秒冷卻。
  5. 如申請專利範圍第4項之成形性優異之高強度鋼板的造方法，其係於前述熱軋步驟後、前述退火步驟前，具有酸洗經捲取之鋼板，之後，以軋縮率35~75%的軋縮率施行軋延之冷軋步驟。
  6. 如申請專利範圍第4或5項之成形性優異之高強度鋼板的製造方法，其中前述退火步驟中之對鋼板賦與應變，係藉由於鋼板施加5~50MPa的張力，並於最外周之拉伸應變量為0.0007~0.0910的範圍內施行1次以上之彎曲加工來進行。
  7. 如申請專利範圍第6項之成形性優異之高強度鋼板的製造方法，其中前述彎曲加工係藉由將鋼板壓附至輥徑800mm以下之輥上來施行。
  8. 一種成形性優異之高強度鋅鍍敷鋼板的製造方法，其特徵在於，其係在以申請專利範圍第4或5項之高強度鋼板的製造方法製造高強度鋼板後，施行鋅電鍍。
  9. 一種成形性優異之高強度鋅鍍敷鋼板的製造方法，其特徵在於，其係於申請專利範圍第4或5項之高強度鋼板的製造方法中，於冷卻至Bs點或500℃為止後，施行熱浸鍍鋅。
  10. 如申請專利範圍第9項之成形性優異之高強度鋅鍍敷鋼板的製造方法，其係於施行前述熱浸鍍鋅後，以470~650℃之溫度施行合金化處理。
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