TWI502080B - 加工性優異之高強度鋼板及其製造方法 - Google Patents

加工性優異之高強度鋼板及其製造方法 Download PDF

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Yoshiyasu Kawasaki
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Shinjiro Kaneko
Yasunobu Nagataki
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Description

加工性優異之高強度鋼板及其製造方法
本發明係關於一種適合作為汽車、電氣等產業領域中使用之構件的加工性優異之高強度鋼板及其製造方法。
近年來，就保護地球環境之觀點而言，汽車之耗油量增加成為重要課題。因此，欲藉由車體材料之高強度化而實現薄壁化、使車體本身輕量化之動向變得活躍。然而，現狀為由於鋼板之高強度化會導致加工性之降低，故而業界期待開發兼具高強度與高加工性之材料。例如於專利文獻1中，藉由使用高Mn鋼來實施肥粒鐵與沃斯田鐵之2相區中之熱處理，可獲得較高之強度-延展性平衡。又，於專利文獻2中，利用高Mn鋼進行熱軋後，將組織製成包含變韌鐵或麻田散鐵之組織，並利用退火與回火而形成微細之殘留沃斯田鐵，進而製成包含回火變韌鐵或回火麻田散鐵之組織，藉此改善局部延展性。然而，於專利文獻1中，未對由向未變態沃斯田鐵中增加Mn濃度而提昇加工性進行研究，有改善加工性之餘地。又，於專利文獻2中，由於係大量包含於高溫下回火之變韌鐵或麻田散鐵之組織，故而難以確保強度，又，為了改善局部延展性而限制殘留沃斯田鐵量，總伸長率亦不充分。
[先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本專利特開平1-259120號公報
專利文獻2：日本專利特開2003-138345號公報
本發明係著眼於如上所述之問題而完成者，其目的在於提供一種具有980 MPa以上之TS(Tensile Strength，拉伸強度)、24000 MPa．%以上之TS(拉伸強度)×EL(Elongation，總伸長率)的高強度鋼板及其製造方法。
本發明者等人為了達成上述課題，製造加工性優異之高強度鋼板，而就鋼板之成分組成及製造方法之觀點反覆進行努力研究，結果發現如下內容。
即，可知：適當地調整合金元素之成分組成，並於熱軋後，於Ar1 變態點~Ar1 變態點+(Ar3 變態點-Ar1 變態點)/2下捲取，或進而於Ar1 變態點~Ar1 變態點+(Ar3 變態點-Ar1 變態點)/2之溫度區域下保持5小時以上後，冷卻至200℃以下，繼而，加熱至Ac1 變態點-200℃~Ac1 變態點之溫度區域，保持30分鐘以上並進行酸洗，然後以20%以上之軋縮率實施冷軋，其後，於Ac1 變態點~Ac1 變態點+(Ac3 變態點-Ac1 變態點)/2之溫度區域下保持30秒以上後，或進而冷卻至200℃以下，加熱至Ac1 變態點~Ac1 變態點+(Ac3 變態點 -Ac1 變態點)/2之溫度區域並保持10秒以上，或者進而實施熔融鍍鋅處理，或進而於470~600℃之溫度區域下實施鍍鋅之合金化處理，藉此可製造具有980 MPa以上之TS、24000 MPa．%以上之TS×EL的加工性優異之高強度鋼板。
本發明係基於以上之見解而成者，其主旨係如下所述。
(1)一種加工性優異之高強度鋼板之製造方法，其特徵在於：將成分組成以質量%計含有C：0.03%以上且0.35%以下、Si：0.5%以上且3.0%以下、Mn：3.5%以上且10.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、N：0.008%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質的鋼坯進行熱軋後，於Ar1 變態點~Ar1 變態點+(Ar3 變態點-Ar1 變態點)/2下捲取，冷卻至200℃以下，然後加熱至Ac1 變態點-200℃~Ac1 變態點之溫度區域並保持30分鐘以上，其後進行酸洗，並以20%以上之軋縮率實施冷軋後，加熱至Ac1 變態點~Ac1 變態點+(Ac3 變態點-Ac1 變態點)/2之溫度區域並保持30秒以上。
(2)一種加工性優異之高強度鋼板之製造方法，其特徵在於：將成分組成以質量%計含有C：0.03%以上且0.35%以下、Si：0.5%以上且3.0%以下、Mn：3.5%以上且10.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、N：0.008%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質的鋼坯進行熱軋後，於Ar1 變態點~Ar1 變態點+(Ar3 變態點-Ar1 變態點)/2下捲取，並於Ar1 變態點~Ar1 變態點+(Ar3 變態點-Ar1 變態點)/2之溫 度區域下保持5小時以上，然後冷卻至200℃以下，繼而，加熱至Ac1 變態點-200℃~Ac1 變態點之溫度區域並保持30分鐘以上，其後進行酸洗，並以20%以上之軋縮率實施冷軋後，加熱至Ac1 變態點~Ac1 變態點+(Ac3 變態點-Ac1 變態點)/2之溫度區域並保持30秒以上。
(3)一種加工性優異之高強度鋼板之製造方法，其特徵在於：將成分組成以質量%計含有C：0.03%以上且0.35%以下、Si：0.5%以上且3.0%以下、Mn：3.5%以上且10.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、N：0.008%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質的鋼坯進行熱軋後，於Ar1 變態點~Ar1 變態點+(Ar3 變態點-Ar1 變態點)/2下捲取，或進而於Ar1 變態點~Ar1 變態點+(Ar3 變態點-Ar1 變態點)/2之溫度區域下保持5小時以上後，冷卻至200℃以下，繼而，加熱至Ac1 變態點-200℃~Ac1 變態點之溫度區域並保持30分鐘以上，然後進行酸洗，並以20%以上之軋縮率實施冷軋，其後，加熱至Ac1 變態點~Ac1 變態點+(Ac3 變態點-Ac1 變態點)/2之溫度區域並保持30秒以上後，冷卻至200℃以下，進而，加熱至Ac1 變態點~Ac1 變態點+(Ac3 變態點-Ac1 變態點)/2之溫度區域並保持10秒以上。
(4)一種加工性優異之高強度鋼板之製造方法，其特徵在於：其於利用如上述(1)至(3)中任一項之方法製造高強度鋼板後，實施熔融鍍鋅處理。
(5)如上述(4)之加工性優異之高強度鋼板之製造方法，其中於實施上述熔融鍍鋅處理後，於470~600℃之溫度區域下實施鍍鋅之合金化處理。
(6)如上述(1)至(5)中任一項之加工性優異之高強度鋼板之製造方法，其中作為成分組成，以質量%計進而含有Al：0.01%以上且2.5%以下。
(7)如上述(1)至(6)中任一項之加工性優異之高強度鋼板之製造方法，其中作為成分組成，以質量%計進而含有選自Cr：0.05%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下、Ni：0.05%以上且1.0%以下、Cu：0.05%以上且1.0%以下中之至少一種元素。
(8)如上述(1)至(7)中任一項之加工性優異之高強度鋼板之製造方法，其中作為成分組成，以質量%計進而含有選自Ti：0.01%以上且0.1%以下、Nb：0.01%以上且0.1%以下、B：0.0003%以上且0.0050%以下中之至少一種元素。
(9)如上述(1)至(8)中任一項之加工性優異之高強度鋼板之製造方法，其中作為成分組成，以質量%計進而含有選自Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM(Rare Earth Metals，稀土金屬)：0.001%以上且0.005%以下中之至少一種元素。
(10)如上述(1)至(9)中任一項之加工性優異之高強度鋼板之製造方法，其中作為成分組成，以質量%計進而含有Mg：0.0005%以上且0.0100%以下。
(11)如上述(1)至(10)中任一項之加工性優異之高強度鋼板之製造方法，其中作為成分組成，以質量%計進而含有Ta：0.0010%以上且0.1000%以下。
(12)如上述(1)至(11)中任一項之加工性優異之高強度鋼板之製造方法，其中作為成分組成，以質量%計進而含有Sn：0.0020%以上且0.2000%以下及/或Sb：0.0020%以上且0.2000%以下。
(13)一種加工性優異之高強度鋼板，其特徵在於：成分組成以質量%計含有C：0.03%以上且0.35%以下、Si：0.5%以上且3.0%以下、Mn：3.5%以上且10.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、N：0.008%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質，鋼組織具有以面積率計30.0%以上之肥粒鐵，上述肥粒鐵中之Mn量(質量%)除以鋼板中之Mn量(質量%)而得之值為0.80以下，且具有以體積率計10.0%以上之殘留沃斯田鐵，上述殘留沃斯田鐵中之Mn量為6.0質量%以上，進而，殘留沃斯田鐵之平均結晶粒徑為2.0 μm以下。
(14)如上述(13)之加工性優異之高強度鋼板，其中鋼組織進而具有以面積率計3.0%以下之變韌鐵，且殘留沃斯田鐵之縱橫比為2.0以下。
(15)如上述(13)或(14)之加工性優異之高強度鋼板，其中作為成分組成，以質量%計進而含有Al：0.01%以上且2.5% 以下。
(16)如上述(13)至(15)中任一項之加工性優異之高強度鋼板，其中作為成分組成，以質量%計進而含有選自Cr：0.05%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下、Ni：0.05%以上且1.0%以下、Cu：0.05%以上且1.0%以下中之至少一種元素。
(17)如上述(13)至(16)中任一項之加工性優異之高強度鋼板，其中作為成分組成，以質量%計進而含有選自Ti：0.01%以上且0.1%以下、Nb：0.01%以上且0.1%以下、B：0.0003%以上且0.0050%以下中之至少一種元素。
(18)如上述(13)至(17)中任一項之加工性優異之高強度鋼板，其中作為成分組成，以質量%計進而含有選自Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下中之至少一種元素。
(19)如上述(13)至(18)中任一項之加工性優異之高強度鋼板，其中作為成分組成，以質量%計進而含有Mg：0.0005%以上且0.0100%以下。
(20)如上述(13)至(19)中任一項之加工性優異之高強度鋼板，其中作為成分組成，以質量%計進而含有Ta：0.0010%以上且0.1000%以下。
(21)如上述(13)至(20)中任一項之加工性優異之高強度鋼板，其中作為成分組成，以質量%計進而含有Sn：0.0020% 以上且0.2000%以下及/或Sb：0.0020%以上且0.2000%以下。
再者，於本說明書中，表示鋼之成分之%均為質量%。又，於本發明中，所謂「高強度鋼板」，係指拉伸強度TS為980 MPa以上之鋼板。尤其是於以薄鋼板為對象之情形時，板厚並無特別規定，通常為0.7~3.6 mm左右。
根據本發明，可獲得具有980 MPa以上之TS、24000 MPa．%以上之TS×EL的加工性優異之高強度鋼板。藉由將本發明之高強度鋼板應用於例如汽車構造構件，可實現由車體輕量化所產生之耗油量改善，且產業上之利用價值非常大。
以下，具體地說明本發明。
1)於本發明中，對鋼之成分組成與將鋼組織限定於上述範圍內之原因進行說明。
C：0.03%以上且0.35%以下
C係生成麻田散鐵等低溫變態相而提昇TS所必需之元素。又，係對使沃斯田鐵穩定化而生成殘留沃斯田鐵，提昇鋼之加工性有效的元素。若C量未達0.03%，則難以確保所需之TS。另一方面，若超過0.35%而過剩地添加C，則由於焊接部及熱影響部之硬化較明顯，焊接部之機械特性降低，故而點焊性、弧焊性等劣化。就此種觀點而言，將C量設為0.03%以上且0.35%以下。較佳為0.05%以上且0.20% 以下。
Si：0.5%以上且3.0%以下
Si係藉由固溶強化而提昇鋼之TS之元素。又，由於生成殘留沃斯田鐵，進而，提昇肥粒鐵之加工硬化能力，故而對確保良好之加工性有效。由於若Si量未達0.5%，則其添加效果不足，故而將下限設為0.5%。然而，超過3.0%之Si之過剩添加不但會引起鋼之脆化，並且會引起由產生紅鏽等所導致之表面性狀之劣化。因此，將Si設為0.5%以上且3.0%以下。較佳為0.7%以上且2.0%以下。
Mn：3.5%以上且10.0%以下
Mn係生成麻田散鐵等低溫變態相，又，藉由固溶強化而提昇鋼之TS的元素。又，其促進殘留沃斯田鐵之生成。此種作用可於Mn量為3.5%以上時見到。其中，Mn量超過10.0%之過剩添加難以確保所需之肥粒鐵量，進而，容易生成ε麻田散鐵，且加工性明顯降低。就此種觀點而言，將Mn量設為3.5%以上且10.0%以下。較佳為3.8%以上且7.0%以下。
P：0.1%以下
P係對鋼之強化有效之元素，但若超過0.1%而過剩地添加，則因晶界偏析而引起脆化，使耐衝擊性劣化。因此，將P設為0.1%以下。
S：0.01%以下
由於S會成為MnS等中介物而導致擴孔性或耐衝擊性之劣化或焊接部沿金屬流之破裂，故而含量越儘可能低越佳，就製造成本之方面而言，將S設為0.01%以下。
N：0.008%以下
N係使鋼之耐時效性最嚴重地劣化之元素，越少越佳，若超過0.008%，則耐時效性之劣化變明顯。因此，將N設為0.008%以下。
剩餘部分為Fe及不可避免之雜質，可視需要而適當地含有一種以上之如下之元素。
Al：0.01%以上且2.5%以下
Al係對抑制碳化物之生成，並生成殘留沃斯田鐵有效之元素。又，作為脫氧劑而發揮作用，係對鋼之潔淨度有效之元素，較佳為於脫氧步驟中進行添加。由於若Al量未達0.01%，則其添加效果不足，故而將下限設為0.01%。然而，超過2.5%之大量之添加會提高連續鑄造時之鋼片破裂產生之危險性，降低製造性。就此種觀點而言，將Al量設為0.01%以上且2.5%以下。較佳為0.2%以上且1.5%以下。
選自Cr：0.05%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下、Ni：0.05%以上且1.0%以下、Cu：0.05%以上且1.0%以下中之至少一種
由於Cr、V、Mo具有提昇強度與延展性之平衡之作用，故而可視需要添加。其效果可於Cr：0.05%以上、V：0.005% 以上、Mo：0.005%以上時獲得。然而，若分別使Cr超過1.0%、使V超過0.5%、使Mo超過0.5%而過剩地添加，則第二相之分率變得過大，而產生伴隨明顯之強度上升而降低延展性等之擔憂。又，亦成為成本上升之主要原因。因此，於添加該等元素之情形時，將其量分別設為Cr：0.05%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下。
Ni、Cu係對鋼之強化有效之元素，只要為本發明所規定之範圍內，則亦可用於鋼之強化。為了獲得該效果，必需分別為0.05%以上。另一方面，若Ni、Cu均超過1.0%而添加，則會降低鋼板之延展性。又，亦成為成本上升之主要原因。因此，於添加Ni、Cu之情形時，將其添加量分別設為0.05%以上且1.0%以下。
選自Ti：0.01%以上且0.1%以下、Nb：0.01%以上且0.1%以下、B：0.0003%以上且0.0050%以下中之至少一種
Ti、Nb對鋼之析出強化有效，其效果可於分別為0.01%以上時獲得。然而，若分別超過0.1%，則延展性及形狀凍結性降低。又，亦成為成本上升之主要原因。因此，於添加Ti、Nb之情形時，關於其添加量，將Ti設為0.01%以上且0.1%以下，將Nb設為0.01%以上且0.1%以下。
由於B具有抑制來自沃斯田鐵晶界之肥粒鐵之生成、成長之作用，故而可視需要添加。其效果可於0.0003%以上時 獲得。然而，若超過0.0050%，則加工性降低。又，亦成為成本上升之主要原因。因此，於添加B之情形時，將其設為0.0003%以上且0.0050%以下。
選自Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下中之至少一種
Ca及REM係對使硫化物之形狀球狀化而改善硫化物對於擴孔性之不良影響有效的元素。為了獲得該效果，必需分別設為0.001%以上。然而，分別超過0.005%之過剩添加會引起中介物等之增加，引起表面及內部缺陷等。因此，於添加Ca、REM之情形時，將其添加量分別設為0.001%以上且0.005%以下。
Mg：0.0005%以上且0.0100%以下
Mg係用於脫氧之元素，且係與Ca及REM同樣地對使硫化物之形狀球狀化而改善硫化物對於擴孔性或局部延展性之不良影響有效的元素。為了獲得該效果，必需為0.0005%以上。然而，若超過0.0100%而過剩地添加，則會引起中介物等之增加，引起表面及內部缺陷等。因此，於添加Mg之情形時，將其含量設為0.0005%以上且0.0100%以下。
Ta：0.0010%以上且0.1000%以下
Ta與Ti或Nb同樣地生成合金碳化物或合金碳氮化物而有助於高強度化。並且，認為其具有如下效果：藉由一部分固溶於Nb碳化物或Nb碳氮化物中，生成(Nb,Ta)(C,N)之類 的複合析出物，而明顯地抑制析出物之粗大化，使由析出強化而產生之對強度之幫助穩定化。因此，較佳為含有Ta。此處，上述析出物穩定化之效果可藉由將Ta之含量設為0.0010%以上而獲得。另一方面，即便過剩地添加Ta，析出物穩定化效果亦會飽和，且合金成本亦增加。因此，於添加Ta之情形時，將其含量設為0.0010%以上且0.1000%以下之範圍內。
Sn：0.0020%以上且0.2000%以下、及/或Sb：0.0020%以上且0.2000%以下
Sn及Sb較佳為以如下含量含有選自該等元素中之至少一種。即，就抑制因鋼板表面之氮化或氧化而產生之鋼板表層之數十μm左右之區域之脫碳的觀點而言，視需要添加Sn及/或Sb。藉由分別添加0.0020%以上之Sn或Sb，可抑制此種氮化或氧化，防止麻田散鐵之生成量於鋼板表面減少，改善疲勞特性或耐時效性。另一方面，關於該等任一種之元素，若超過0.2000%而過剩地添加，則會導致韌性之降低。因此，於添加Sn及/或Sb之情形時，將其含量分別設為0.0020%以上且0.2000%以下之範圍內。
肥粒鐵之面積率：30.0%以上
若肥粒鐵之面積率未達30.0%，則難以確保良好之延展性。因此，將肥粒鐵之面積率設為30.0%以上。由於若肥粒鐵之面積率變得過高，則有難以確保所需之強度之可能性， 故而較佳為設為80.0%以下。再者，肥粒鐵之面積率可藉由如下方式求出：研磨平行於鋼板之軋壓方向之板厚剖面(L剖面)後，以3%硝酸浸蝕液進行腐蝕，對板厚1/4位置(自鋼板表面於深度方向上相當於板厚之1/4之位置)使用掃描型電子顯微鏡(SEM，Scanning Electron Microscope)以3000倍之倍率觀察10個視野，並使用所獲得之組織影像，利用Media Cybernetics公司之Image-Pro(影像分析軟體)，算出10個視野部分之肥粒鐵之面積率，並對該等值進行平均。又，於上述組織影像中，肥粒鐵呈現灰色之組織。
肥粒鐵中之Mn量(質量%)除以鋼板中之Mn量(質量%)而得之值：0.80以下
若肥粒鐵中之Mn量(質量%)超過鋼板中之Mn量(質量%)之0.80，則肥粒鐵之晶粒本身之延展性降低，難以確保目標之鋼板之延展性。因此，將肥粒鐵中之Mn量(質量%)設為鋼板中之Mn量(質量%)之0.80以下。由於若肥粒鐵中之Mn量(質量%)除以鋼板中的Mn量(質量%)而得之值變得過小，則有難以確保肥粒鐵之晶粒本身之強度之可能性，故而較佳為設為0.20以上。
再者，肥粒鐵中之Mn量可使用場發射型電子探針顯微分析儀(Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer)，將Mn於板厚1/4位置上之軋壓方向剖面之各相中之分佈狀態定量化，並根據30個肥粒鐵粒之Mn量分析結果之平均值而求 出。鋼板中之Mn量可藉由發射光譜分析法(QV分析)而求出。
殘留沃斯田鐵之體積率：10.0%以上
殘留沃斯田鐵對延展性之提昇有效地發揮作用，若其體積率未達10.0%，則無法獲得目標之延展性。又，有深拉伸性降低之虞。因此，將殘留沃斯田鐵之體積率設為10.0%以上。殘留沃斯田鐵之體積率之上限並無特別規定，於本成分範圍內，上限成為40.0%。
再者，殘留沃斯田鐵之體積率可將鋼板研磨至板厚方向之1/4面，並藉由該板厚1/4面之X射線繞射強度而求出。入射X射線係使用MoKα射線，可對殘留沃斯田鐵相之{111}、{200}、{220}、{311}面與肥粒鐵之{110}、{200}、{211}面之波峰之積分強度之所有組合求出強度比，並根據該等之平均值求出。
殘留沃斯田鐵中之Mn量：6.0質量%以上
本發明之特徵在於：有效地利用Mn之沃斯田鐵之穩定化效果以確保10.0%以上之殘留沃斯田鐵之體積率。即，藉由增加沃斯田鐵中之Mn量，可確保穩定之殘留沃斯田鐵，且大幅提昇延展性與深拉伸性。為了獲得該效果，將殘留沃斯田鐵中之Mn量設為6.0質量%以上。若殘留沃斯田鐵中之Mn量變得過高，則殘留沃斯田鐵過度地穩定化，而有於拉伸試驗之變形後亦殘留沃斯田鐵之可能性，即，由於殘留沃 斯田鐵變態為麻田散鐵之TRIP(Transformation Induced Plasticity，變態誘發塑性)效果之表現減小，有無法確保充分之延展性之可能性，故而較佳為將其設為11.0質量%以下。
再者，殘留沃斯田鐵中之Mn量可使用場發射型電子探針顯微分析儀(Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer)，將Mn於板厚1/4位置上之軋壓方向剖面之各相中之分佈狀態定量化，並根據30個殘留沃斯田鐵粒之Mn量分析結果之平均值而求出。
殘留沃斯田鐵之平均結晶粒徑：2.0 μm以下
若殘留沃斯田鐵之平均結晶粒徑超過2.0 μm，則亦會降低殘留沃斯田鐵之穩定性，難以確保目標之延展性。又，亦就確保深拉伸性之觀點而言不利。又，有於彎曲試驗時或疲勞試驗時，無法抑制鋼板中之龜裂之傳播，難以確保良好之彎曲性或疲勞特性的擔憂。因此，將殘留沃斯田鐵之平均結晶粒徑設為2.0 μm以下。由於若殘留沃斯田鐵之平均結晶粒徑未達0.1 μm，則由TRIP效果所產生之加工硬化率之上升效果減小，有無法確保充分之延展性之可能性，故而較佳為設為0.1 μm以上。再者，殘留沃斯田鐵之平均結晶粒徑可藉由TEM(Transmission Electron Microscope，穿透型電子顯微鏡)觀察20個殘留沃斯田鐵，使用上述之Image-Pro，求出各自之面積，算出投影面積直徑，並將該等值進行平均 而求出。
變韌鐵之面積率：3.0%以下
本發明之特徵在於：不利用變韌鐵變態而可確保所需之穩定之殘留沃斯田鐵之體積率。又，與肥粒鐵相比，相對位錯密度較高。因此，變韌鐵本身之延展性較低，若變韌鐵之面積率超過3.0%，則有難以確保目標之鋼板之延展性之虞。因此，較佳為將變韌鐵之面積率設為3.0%以下。變韌鐵之面積率亦可為0.0%。
又，所謂此處所指之變韌鐵之面積率，係指變韌肥粒鐵(藉由變韌鐵變態而生成之位錯密度相對較高之肥粒鐵)佔觀察面積之面積比例。
殘留沃斯田鐵之縱橫比：2.0以下
若殘留沃斯田鐵之縱橫比超過2.0，則於彎曲試驗時或疲勞試驗時，龜裂於沿肥粒鐵之晶界存在之伸長之殘留沃斯田鐵(硬質相)與肥粒鐵(軟質相)之異相界面上發展，無法抑制鋼板中之龜裂之傳播，難以確保良好之彎曲性或疲勞特性。因此，將殘留沃斯田鐵之縱橫比設為2.0以下。
又，所謂此處所指之殘留沃斯田鐵之縱橫比，係指殘留沃斯田鐵之晶粒之長軸長除以短軸長而得之值。
再者，變韌鐵之面積率及殘留沃斯田鐵之縱橫比(長軸長/短軸長)可以如下方式求出：研磨平行於鋼板之軋壓方向之板厚剖面(L剖面)後，以3%硝酸浸蝕液進行腐蝕，對板厚 1/4位置(自鋼板表面於深度方向上相當於板厚之1/4之位置)使用SEM以3000倍之倍率觀察10個視野，使用所獲得之組織影像，利用Media Cybernetics公司之Image-Pro，分別算出10個視野部分之變韌鐵之面積率及殘留沃斯田鐵之縱橫比(長軸長/短軸長)，並將各自之10視野部分之值進行平均。
又，於本發明之微組織中，即便於肥粒鐵與變韌鐵及殘留沃斯田鐵以外之剩餘部分組織中含有麻田散鐵、回火麻田散鐵、波來鐵、雪明碳鐵等碳化物之一種以上，亦不會損及本發明之效果。然而，為了確保良好之延展性，波來鐵之面積率較佳為5%以下。
2)繼而，對製造條件進行說明。
<鑄造條件>
熔化具有上述成分組成之鋼而製成鋼坯。為了防止成分之巨觀偏析，較佳為藉由連續鑄造法製造鋼坯，亦可藉由造塊法、薄鋼坯鑄造法製造。又，除了於製造鋼坯後，暫時冷卻至室溫，其後再次加熱的先前方法以外，亦可順利地應用未冷卻至室溫而於溫片之狀態下裝入加熱爐中，或於稍微進行保熱後直接進行軋壓的直送軋壓、直接軋壓等節能製程。
<熱軋條件>
將鋼坯熱軋並捲取。若鋼坯加熱溫度未達1100℃，則會產生如下問題：難以使碳化物充分固溶，因軋壓負重之增大 而增大熱軋時產生故障之危險等。因此，鋼坯加熱溫度較佳為1100℃以上。又，就伴隨氧化量之增加，鏽損(scale loss)增大等而言，較理想為將鋼坯加熱溫度設為1300℃以下。再者，於鋼坯溫度降低之情形時，就防止熱軋時之故障等觀點而言，亦可有效地使用加熱片條之所謂片條加熱器。若精軋溫度未達Ar3 變態點，則存在材料特性產生異向性，導致加工性降低之情況。因此，較理想為將精軋溫度設為Ar3 變態點以上。
捲取溫度：Ar1 變態點~Ar1 變態點+(Ar3 變態點-Ar1 變態點)/2
於本發明中，熱軋後之捲取溫度極其重要。藉由於上述捲取溫度下捲取熱軋板，從而於沃斯田鐵中增加Mn濃度，可於冷軋後之熱處理時獲得充分之沃斯田鐵中之Mn濃度增加量，並可確保穩定之殘留沃斯田鐵，提昇加工性。若捲取溫度未達Ar1 變態點、或於超過Ar1 變態點+(Ar3 變態點-Ar1 變態點)/2之溫度，則未於沃斯田鐵中增加Mn之濃度，於冷軋後之熱處理時，沃斯田鐵中之Mn濃度增加量較少，難以確保良好之加工性。
於Ar1 變態點~Ar1 變態點+(Ar3 變態點-Ar1 變態點)/2之溫度區域下保持5小時以上
藉由於Ar1 變態點~Ar1 變態點+(Ar3 變態點-Ar1 變態點)/2之溫度區域下保持5小時以上，可於沃斯田鐵中進一步增加 Mn濃度，於冷軋後之熱處理時，沃斯田鐵中之Mn濃度增加量增大，可確保更穩定之殘留沃斯田鐵，且進一步提昇加工性。因此，較佳為於上述溫度下進行捲取後，於上述溫度區域下保持5小時以上。又，因熱軋板之晶粒之粗大化，冷軋後之退火板之強度降低，故而保持時間較佳為12小時以下。
再者，於本發明中之熱軋步驟中，為了減輕熱軋時之軋壓負重，亦可將精軋之一部分或全部設為潤滑軋壓。就鋼板形狀之均勻化、材質之均勻化之觀點而言，亦較有效為進行潤滑軋壓。再者，較佳為將潤滑軋壓時之摩擦係數設為0.25~0.10之範圍。又，較佳為採用將前後相繼之片條彼此接合而連續地進行精軋的連續軋壓步驟。就熱軋之操作穩定性之觀點而言，亦較理想為應用連續軋壓步驟。
於冷卻至200℃以下後，加熱至Ac1 變態點-200℃~Ac1 變態點之溫度區域並保持30分鐘以上
以上述Ar1 變態點~Ar1 變態點+(Ar3 變態點-Ar1 變態點)/2捲取後，或以上述溫度捲取，然後進而於上述Ar1 變態點~Ar1 變態點+(Ar3 變態點-Ar1 變態點)/2之溫度區域下保持5小時以上後，冷卻至200℃以下。藉由冷卻至200℃以下，可生成麻田散鐵或變韌鐵等硬質之低溫變態相。冷卻時之冷卻方法、冷卻速度並無特別規定。
若將藉由冷卻至200℃以下而生成之麻田散鐵或變韌鐵 等硬質之低溫變態相於Ac1 變態點-200℃~Ac1 變態點之溫度區域下保持30分鐘以上，則藉由變態為回火麻田散鐵及回火變韌鐵而析出雪明碳鐵等碳化物，於冷軋後之熱處理時，生成C濃度較高之微細之沃斯田鐵而提昇加工性。又，亦具有使熱軋板軟質化而減輕其後之冷軋之負載的效果。若為於未達Ac1 變態點-200℃或超過Ac1 變態點之溫度下之保持、或未達30分鐘之保持，則難以獲得上述效果。若保持時間超過750分鐘，則晶粒過度粗大化，最終無法獲得所需之殘留沃斯田鐵之平均結晶粒徑，有使延展性降低之可能性，又，有深拉伸性降低之虞。又，有引起因巨大之能量消耗而導致之成本增加之可能性。因此，較佳為將保持時間設為750分鐘以下。
將鋼板保持為Ac1 變態點-200℃~Ac1 變態點之溫度區域30分鐘以上後，進行冷卻、酸洗。冷卻時之冷卻方法、冷卻速度並無特別規定。酸洗可為常法。
冷軋之軋縮率：20%以上
於酸洗後，進行冷軋。於本發明中，熱軋後之冷軋之軋縮率極其重要。藉由以20%以上之軋縮率實施冷軋，而於其後之熱處理時促進肥粒鐵之再結晶，生成微細且具有良好之延展性之再結晶肥粒鐵，並提昇加工性。又，藉由微細地生成肥粒鐵，而微細地生成沃斯田鐵，獲得更穩定之殘留沃斯田鐵，且TS×EL上升。
<冷軋後之熱處理條件>
於Ac1 變態點~Ac1 變態點+(Ac3 變態點-Ac1 變態點)/2之溫度區域下保持30秒以上(熱處理1)
若於沃斯田鐵與肥粒鐵之2相區域中實施熱處理(退火處理)，則於沃斯田鐵中增加Mn濃度，沃斯田鐵中之Mn濃度成為鋼之平均組成以上之濃度。若熱處理溫度未達Ac1 變態點，則幾乎未生成沃斯田鐵，無法於退火後獲得所需之殘留沃斯田鐵，加工性降低。又，若熱處理溫度超過Ac1 變態點+(Ac3 變態點-Ac1 變態點)/2，則熱處理時之沃斯田鐵中之Mn之濃度增加變得不充分，無法確保穩定之殘留沃斯田鐵，加工性降低。又，若保持時間未達30秒，則熱處理時之沃斯田鐵中之Mn之濃度增加變得不充分，無法確保穩定之殘留沃斯田鐵，加工性降低。又，較多地殘存未再結晶組織，加工性降低。因此，將熱處理條件設為於Ac1 變態點~Ac1 變態點+(Ac3 變態點-Ac1 變態點)/2之溫度區域下保持30秒以上。若保持時間超過360分鐘，則熱處理中之肥粒鐵與沃斯田鐵之結晶粒徑過度地粗大化，無法獲得所需之殘留沃斯田鐵之平均結晶粒徑，有延展性降低之可能性。又，有深拉伸性降低之虞。又，有引起由巨大之能量消耗所導致之成本增加之可能性。因此，較佳為將保持時間設為360分鐘以下。
再者，熱處理方法亦可為連續退火或分批退火中之任一退 火方法。又，於上述熱處理後，冷卻至室溫，但其冷卻方法及冷卻速度並無特別規定，可為分批退火中之爐內冷卻、空氣冷卻及連續退火中之噴氣冷卻、噴霧冷卻、水浴冷卻等中之任一冷卻。
又，亦可於上述熱處理後，冷卻至200℃以下，進而進行以下之熱處理。
於Ac1 變態點~Ac1 變態點+(Ac3 變態點-Ac1 變態點)/2之溫度區域下保持10秒以上(熱處理2)
進而，藉由於上述條件下實施熱處理而而增加Mn於沃斯田鐵中之濃度，可確保更穩定之殘留沃斯田鐵，並進一步提昇加工性。若熱處理溫度未達Ac1 變態點或超過Ac1 變態點+(Ac3 變態點-Ac1 變態點)/2，又，保持溫度未達10秒，則無法獲得上述效果。於上述熱處理後，冷卻至室溫，其冷卻方法及冷卻速度並無規定。若保持時間超過180分鐘，則熱處理中之肥粒鐵與沃斯田鐵之結晶粒徑過度地粗大化，無法獲得所需之殘留沃斯田鐵之平均結晶粒徑，有延展性降低之可能性。又，就深拉伸性之方面而言亦欠佳。又，有引起由巨大之能量消耗所導致之成本增加之可能性。因此，較佳為將保持時間設為180分鐘以下。
<熔融鍍鋅處理>
於實施熔融鍍鋅處理時，將實施了上述熱處理1或熱處理2之鋼板浸漬於440~500℃之鍍鋅浴中，實施熔融鍍鋅處 理，其後，藉由進行氣體擦拭等而調整鍍敷附著量。熔融鍍鋅較佳為使用Al量為0.08~0.18質量%之鍍鋅浴。
<鍍鋅之合金化處理>
於實施鍍鋅之合金化處理時，在熔融鍍鋅處理後，於470~600℃之溫度區域下實施鍍鋅之合金化處理。若為未達470℃之溫度，則不會促進鍍敷層之合金化，難以獲得合金化熔融鍍鋅鋼板。若於超過600℃之溫度下進行合金化處理，則產生殘留沃斯田鐵之分解，加工性降低。因此，於進行鍍鋅之合金化處理時，設為於470~600℃之溫度區域下實施鍍鋅之合金化處理。
可對未實施鍍鋅處理之冷軋鋼板及實施熔融鍍鋅處理、合金化熔融鍍鋅處理後之鋼板以形狀矯正或表面粗糙度之調整等為目的而進行調質軋壓。又，亦可實施樹脂或油脂塗佈等各種塗裝處理。
[實施例]
利用轉爐熔化具有表1所示之成分組成、且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質的鋼，並藉由連續鑄造法製成鋼坯。將所獲得之鋼坯加熱至1250℃，於精軋溫度870℃下熱軋至板厚為4.0 mm而進行捲取，捲取後冷卻至200℃以下，或捲取後於該捲取溫度下保持特定時間後冷卻至200℃以下，其後進行熱處理(熱軋板熱處理)，之後供至酸洗、冷軋、熱處理，進而，將一部分供至熔融鍍鋅處理、或進而供至鍍 鋅之合金化處理。將熔融鍍鋅浴溫設為460℃。將鍍鋅量調整為每單面45 g/m2 (雙面鍍敷)，合金化處理係以皮膜中Fe濃度成為9~12質量%之方式加以調整。將製造條件示於表2中。對所獲得之鋼板之拉伸特性進行調查，將其結果示於表3A、表3B中。
使用以下之式求出Ar1 變態點、Ar3 變態點、Ac1 變態點、Ac3 變態點。
Ar1 變態點(℃) =730-102×(%C)+29×(%Si)-40×(%Mn)-18×(%Ni)-28×(%Cu)-20×(%Cr)-18×(%Mo)
Ar3 變態點(℃)=900-326×(%C)+40×(%Si)-40×(%Mn)-36×(%Ni)-21×(%Cu)-25×(%Cr)-30×(%Mo)
Ac1 變態點(℃)=751-16×(%C)+11×(%Si)-28×(%Mn)-5.5×(%Cu)-16×(%Ni)+13×(%Cr)+3.4×(%Mo)
Ac3 變態點(℃)=910-203√(%C)+45×(%Si)-30×(%Mn)-20×(%Cu)-15×(%Ni)+11×(%Cr)+32×(%Mo)+104×(%V)+400×(%Ti)+200×(%Al)
此處，(%C)、(%Si)、(%Mn)、(%Ni)、(%Cu)、(%Cr)、(%Mo)、(%V)、(%Ti)、(%Al)為各元素之含量(質量%)。
拉伸試驗係使用以拉伸方向與鋼板之軋壓方向呈直角方向之方式選取樣品的JIS5號試驗片，依據JIS Z 2241(2011年)而進行，並測定TS(拉伸強度)、EL(總伸長率)。再者，於本發明中，將TS≧980 MPa、TS×EL≧24000 MPa．%之情形判定為加工性良好。
彎曲試驗係基於JIS Z 2248(1996年)之V形塊法實施測定。對彎曲部外側藉由立體顯微鏡判定龜裂之有無，將產未生龜裂之最小之彎曲半徑設為極限彎曲半徑R。再者，於本發明中，將90°V彎曲下之極限彎曲R/t≦1.5(t：鋼板之板厚)之情形判定為彎曲性良好。
關於r值，從冷軋退火板上自L方向(軋壓方向)、D方向(與軋壓方向成45°之方向)及C方向(與軋壓方向成90°之方向)分別切割JIS Z 2201(1998年)之5號試驗片，依據JIS Z 2254(2008年)之規定而求出各自之rL 、rD 、rC ，並藉由下式(1)算出r值。
深拉伸成形試驗係藉由圓筒拉伸試驗而進行，根據極限拉伸比(LDR，Limit Drawing Ratio)評價深拉伸性。關於圓筒深拉伸試驗條件，於試驗中使用直徑33 mm之圓筒打孔機，板厚3.8 mm材料使用模具直徑為44.4 mm之模具，板 厚2.4 mm材料使用模具直徑為40.2 mm之模具，板厚為1.6 mm材料使用模具直徑為37.8 mm之模具，板厚為1.4 mm之材料使用模具直徑為37.2 mm之模具。試驗係於壓皺力為1 ton、成形速度為1 mm/秒之條件下進行。由於表面之滑動狀態根據鍍敷狀態等而變化，故而為了不使表面之滑動狀態影響試驗，而將聚乙烯片材置於樣品與模具間而於高潤滑條件下進行試驗。使毛坯直徑以1 mm間距產生變化，將未斷裂而完全拉伸之最大毛坯直徑D與打孔直徑d之比(D/d)設為LDR。再者，於本發明中，將LDR≧2.12之情形判定為深拉伸性良好。
平面彎曲疲勞試驗係依據JIS Z 2275(1978年)，於交變(應力比-1)、頻率20 Hz之條件下進行。於交變平面彎曲疲勞試驗中，測定直至107 循環為止未發現斷裂之應力，將該應力設為疲勞極限強度。又，算出疲勞極限強度除以拉伸強度TS而得出之值(耐久比)。再者，於本發明中，將疲勞極限強度≧400 MPa、耐久比≧0.40之情形判定為疲勞特性良好。
本發明例之高強度鋼板均為980 MPa以上之TS、24000 MPa．%以上之TS×EL，可獲得加工性優異之高強度鋼板。進而，彎曲性亦良好，亦可確保良好之深拉伸性，且疲勞特性亦優異。另一方面，於比較例中，TS、TS×EL之至少一特性較差。
(產業上之可利用性)
根據本發明，可製造具有980 MPa以上之TS、24000 MPa．%以上之TS×EL的加工性優異之高強度鋼板。藉由將本發明之高強度鋼板例如應用於汽車構造構件，可實現由車體輕量化所產生之耗油量改善，且產業上之利用價值非常大。

Claims (9)

  1. 一種加工性優異之高強度鋼板之製造方法，其特徵在於，將成分組成以質量%計含有C：0.03%以上且0.35%以下、Si：0.5%以上且3.0%以下、Mn：3.5%以上且10.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、N：0.008%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質，如此所成的鋼坯進行熱軋後，於Ar1 變態點~Ar1 變態點+(Ar3 變態點-Ar1 變態點)/2下捲取，冷卻至200℃以下，然後加熱至Ac1 變態點-200℃~Ac1 變態點之溫度區域並保持30分鐘以上，其後進行酸洗，並以20%以上之軋縮率實施冷軋後，加熱至Ac1 變態點~Ac1 變態點+(Ac3 變態點-Ac1 變態點)/2之溫度區域並保持30秒以上。
  2. 一種加工性優異之高強度鋼板之製造方法，其特徵在於，將成分組成以質量%計含有C：0.03%以上且0.35%以下、Si：0.5%以上且3.0%以下、Mn：3.5%以上且10.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、N：0.008%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質，如此所成的鋼坯進行熱軋後，於Ar1 變態點~Ar1 變態點+(Ar3 變態點-Ar1 變態點)/2下捲取，並於Ar1 變態點~Ar1 變態點+(Ar3 變態點-Ar1 變態點)/2之溫度區域下保持5小時以上，然後冷卻至200℃以下，繼而，加熱至Ac1 變態點-200℃~Ac1 變態點之溫度區域並保持30分鐘以上，其後進行酸洗，並以20%以上之軋 縮率實施冷軋後，加熱至Ac1 變態點~Ac1 變態點+(Ac3 變態點-Ac1 變態點)/2之溫度區域並保持30秒以上。
  3. 一種加工性優異之高強度鋼板之製造方法，其特徵在於，將成分組成以質量%計含有C：0.03%以上且0.35%以下、Si：0.5%以上且3.0%以下、Mn：3.5%以上且10.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、N：0.008%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質，如此所成的鋼坯進行熱軋後，於Ar1 變態點~Ar1 變態點+(Ar3 變態點-Ar1 變態點)/2下捲取，或進而於Ar1 變態點~Ar1 變態點+(Ar3 變態點-Ar1 變態點)/2之溫度區域下保持5小時以上後，冷卻至200℃以下，繼而，加熱至Ac1 變態點-200℃~Ac1 變態點之溫度區域並保持30分鐘以上，然後進行酸洗，並以20%以上之軋縮率實施冷軋，其後，加熱至Ac1 變態點~Ac1 變態點+(Ac3 變態點-Ac1 變態點)/2之溫度區域並保持30秒以上後，冷卻至200℃以下，進而，加熱至Ac1 變態點~Ac1 變態點+(Ac3 變態點-Ac1 變態點)/2之溫度區域並保持10秒以上。
  4. 一種加工性優異之高強度鋼板之製造方法，其特徵在於，其於利用申請專利範圍第1至3項中任一項之方法製造高強度鋼板後，實施熔融鍍鋅處理。
  5. 如申請專利範圍第4項之加工性優異之高強度鋼板之製造方法，其中，於實施上述熔融鍍鋅處理後，於470~600℃ 之溫度區域下實施鍍鋅之合金化處理。
  6. 如申請專利範圍第1至5項中任一項之加工性優異之高強度鋼板之製造方法，其中，作為成分組成，含有選自下述A群~G群中之至少任一者：A群：以質量%計，Al：0.01%以上且2.5%以下；B群：以質量%計，選自Cr：0.05%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下、Ni：0.05%以上且1.0%以下、Cu：0.05%以上且1.0%以下中之至少一種元素；C群：以質量%計，選自Ti：0.01%以上且0.1%以下、Nb：0.01%以上且0.1%以下、B：0.0003%以上且0.0050%以下中之至少一種元素；D群：以質量%計，選自Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下中之至少一種元素；E群：以質量%計，Mg：0.0005%以上且0.0100%以下；F群：以質量%計，Ta：0.0010%以上且0.1000%以下；G群：以質量%計，Sn：0.0020%以上且0.2000%以下及/或Sb：0.0020%以上且0.2000%以下。
  7. 一種加工性優異之高強度鋼板，其特徵在於，成分組成以質量%計含有C：0.03%以上且0.35%以下、Si：0.5%以上且3.0%以下、Mn：3.5%以上且10.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、N：0.008%以下，且剩餘部分包含Fe及不 可避免之雜質，鋼組織具有以面積率計30.0%以上之肥粒鐵，上述肥粒鐵中之Mn量(質量%)除以鋼板中之Mn量(質量%)而得之值為0.80以下，且具有以體積率計10.0%以上之殘留沃斯田鐵，上述殘留沃斯田鐵中之Mn量為6.0質量%以上，進而，殘留沃斯田鐵之平均結晶粒徑為2.0μm以下。
  8. 如申請專利範圍第7項之加工性優異之高強度鋼板，其中，鋼組織進而具有以面積率計3.0%以下之變韌鐵，且殘留沃斯田鐵之縱橫比(aspect ratio)為2.0以下。
  9. 如申請專利範圍第7或8項之加工性優異之高強度鋼板，其中，作為成分組成，含有選自下述A群~G群中之至少任一者：A群：以質量%計，Al：0.01%以上且2.5%以下；B群：以質量%計，選自Cr：0.05%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下、Ni：0.05%以上且1.0%以下、Cu：0.05%以上且1.0%以下中之至少一種元素；C群：以質量%計，選自Ti：0.01%以上且0.1%以下、Nb：0.01%以上且0.1%以下、B：0.0003%以上且0.0050%以下中之至少一種元素；D群：以質量%計，選自Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下中之至少一種元素； E群：以質量%計，Mg：0.0005%以上且0.0100%以下；F群：以質量%計，Ta：0.0010%以上且0.1000%以下；G群：以質量%計，Sn：0.0020%以上且0.2000%以下及/或Sb：0.0020%以上且0.2000%以下。
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