TWI506146B - 熔接性優異之高強度冷軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

Description

熔接性優異之高強度冷軋鋼板及其製造方法

本發明係關於適用於諸如鐵路車輛、汽車、船舶等構造體所使用，兼具加工性與熔接性的高強度冷軋鋼板，特別係拉伸強度TS達440MPa以上的高強度冷軋鋼板及其製造方法。

隨製鋼製程中的脫氣技術進步，將鋼中的C量減少至0.0030質量%以下的極低碳鋼，已能相對廉價地大量製造，在其中添加諸如Ti、Nb等氮碳化物形成元素而賦予優異加工性，成為所謂IF(Interstitial Free)鋼式冷軋鋼板，廣泛使用於諸如汽車零件、電氣機器零件等方面。所以，有開發出各種IF鋼式冷軋鋼板，例如在專利文獻1與專利文獻2中，便有提案於經添加Ti、Nb的IF鋼中，更進一步添加B，俾提升耐二次加工脆性，且加工性極優異的冷軋鋼板。此外，在專利文獻3中有揭示：在經添加Ti、Nb的IF鋼中，更進一步添加Ni，而獲得賦予優異硬焊性(brazed welding)的深拉抽加工用薄鋼板。

另一方面，近年在汽車用鋼板中，就從車體的輕量化、碰撞安全性的觀點，要求高強度化，且在步驟縮短化、削減模具數量等目的下，有使用將板厚與特性不同的2片以上鋼板施行熔接而一體化的拼焊材(tailored blank material)。所以，強烈渴求兼具優異加工性與熔接性的高強度鋼板，特別係TS達440MPa以上的高強度冷軋鋼板。

相關加工性，雖渴望如上述的IF鋼式冷軋鋼板，但相關使用IF鋼式冷軋鋼板的拼焊材熔接性，卻幾乎尚未被探討。相關拼焊材的熔接性，在專利文獻4中有提案：就將板厚不同的鋼板，利用設備費廉價、可高速熔接，且利用未使用熔接材料的電漿熔接進行拼焊材製造的方法，將板厚較厚側的鋼板C量設為達0.1質量%以上，並將Si量設為達0.8質量%以上，俾防止所謂「焊道隆起」(humping bead)的熔接缺陷發生之方法。

[先行技術文獻]

專利文獻1：日本專利特開昭61-246344號公報

專利文獻2：日本專利特開平1-149943號公報

專利文獻3：日本專利特開平2-232342號公報

專利文獻4：日本專利特開2003-94170號公報

然而，專利文獻4所記載的拼焊材之製造方法，必需將至少其中一鋼板的C量設為達0.1質量%以上、或將Si量設為達0.8質量%以上，會有導致拼焊材的加工性明顯變差的問題。

再者，電漿電弧熔接係若熔接速度變快速，便容易形成焊道隆起，因而有熔接速度較難高速化，即較難改善生產性的問題。針對此問題，本發明課題便在於藉由改善鋼板，俾達成熔接高速化。

即，本發明目的在於提供：即使依高速施行電漿熔接仍不會發生焊道隆起情形，且不會導致拼焊材的加工性劣化，TS達440MPa以上的熔接性優異之高強度冷軋鋼板及其製造方法。

本發明者等針對即使施行電漿熔接之高速化仍不會發生焊道隆起情形，且不會導致拼焊材的加工性劣化，TS達440MPa以上的高強度冷軋鋼板之加工性與熔接性進行深入鑽研，結果發現下述事項。

i)藉由在IF鋼中添加Cu，便可抑制高速電漿熔接時發生焊道隆起情形，更將鋼中O量規定於適當範圍內，便可更加防止高速電漿熔接時發生焊道隆起情形。

ii)藉由將C量設定在0.005質量%以下，並添加Ti而形成IF鋼，且形成肥粒鐵單相的組織，則即使形成拼焊材仍可獲得優異的加工性。

本發明係根據以上發現而完成，所提供TS達440MPa以上且熔接性優異之高強度冷軋鋼板的特徵在於，具有依質量%計含C：0.0005~0.005%、Si：0.1~1.0%、Mn：1~2.5%、P：0.01~0.2%、S：0.015%以下、sol.Al：0.05%以下、N：0.007%以下、Ti：0.01~0.1%、B：0.0005~0.0020%、Cu：0.05~0.5%、Ni：0.03~0.5%，其餘部分則由Fe與不可避免的雜質所構成之組成，且具有由肥粒鐵單相所構成的組織。

本發明的高強度冷軋鋼板較佳係更進一步依質量%計含有0：0.0025~0.0080%或Se：0.0005~0.01%及Te：0.0005~0.01%中之至少1種。

本發明的高強度冷軋鋼板係藉由將具有如上述組成的鋼坯施行熱軋後，依680℃以下之捲繞溫度施行捲繞，經酸洗後，依軋延率40%以上施行冷軋，接著依700~850℃之溫度範圍施行再結晶退火的方法便可進行製造。

藉由本發明，可製造即使施行電漿熔接高速化，仍不會發生焊道隆起情形，且不會導致拼焊材的加工性劣化，且TS達440MPa以上的熔接性優異之高強度冷軋鋼板。此外，因為本發明的高強度冷軋鋼板具備有優異加工性，因而不僅適用於汽車零件，就連電氣機器零件等亦頗適用。

以下，針對本發明的詳細內容進行說明。另外，表示成分元素量的「%」在無特別聲明的前提下，係指「質量%」。

1)組成 C：0.0005~0.005%

若C量未滿0.0005%，在製鋼階段中的脫碳精煉負荷便會提高，亦會導致真空脫氣等成本增加。反之，若C量超過0.005%，則會導致加工性劣化。所以，C量係設為0.0005~0.005%。較佳係將C量設為0.003%以下。

Si：0.1~1.0%

Si係屬於鋼高強度化的有效元素。為能獲得此項效果，必需將Si量設定達0.1%以上。然而，若Si量超過1.0%，便會導致肥粒鐵脆化，而損及強度-延性均衡。所以，將Si量設定為0.1~1.0%。較佳將Si量設定在0.7%以下。

Mn：1~2.5%

Mn係屬於鋼高強度化的有效元素。為能獲得此項效果，必需將Mn量設定達1%以上。然而，若Mn量超過2.5%，則會有助長鋼坯中的中心偏析，或導致最終製品的加工性劣化等問題。所以，將Mn量設定為1~2.5%。另外，就從防止因FeS生成而造成熱脆性的觀點，在使Mn與鋼中的固熔S相鍵結而形成MnS之目的下，當將Mn量設為[Mn]，將S量設為[S]時，較佳係滿足([Mn]/55)/([S]/32)＞100。

P：0.01~0.2%

P係屬於鋼高強度化的有效元素。為能獲得此項效果，必需將P量設定達0.01%以上。然而，若P量超過0.2%，不僅會有HAZ部出現晶界破壞的顧慮，以及導致母材、熔接部的低溫韌性劣化等情況發生，亦會因晶界偏析導致耐衝擊性劣化。所以，將P量設定為0.01~0.2%。

S：0.015%以下

若S量超過0.015%，便如同P，會導致母材、熔接部的低溫韌性劣化。所以，將S量設定在0.015%以下，越少越好。另外，如上述，較佳滿足([Mn]/55)/([S]/32)＞100。

sol.Al：0.05%以下

Al通常係在製鋼階段中利用為脫氧元素，本發明中為將氧控制於特定範圍內，便將sol.Al量設定於0.05%以下。若sol.Al量超過0.05%，則Al₂ O₃ 會變多，除會導致加工性劣化之外，尚亦會導致介質成為熔接龜裂起點等情況發生，因而最好避免。所以，將sol.Al量設定在0.05%以下。

N：0.007%以下

若N量超過0.007%，便會導致加工性與抗老化性劣化。所以，將N量設定在0.007%以下，越少越好。

Ti：0.01~0.1%

Ti係將與C或N形成析出物俾提升加工性與抗老化性。為能獲得此項效果，必需將Ti量設定達0.01%以上。然而，若Ti量超過0.1%，則會導致合金成本增加。所以，將Ti量設定為0.01~0.1%。另外，為能有效地發揮下述B的效果，將Ti量設為[Ti]、將N量設為[N]時，較佳係滿足[N]-(14/48)[Ti]≦0。

B：0.0005~0.0020%

B係若依固熔狀態存在，便可提升耐二次加工脆性。為能獲得此項效果，必需將B量設定達0.0005%以上。然而，若B量超過0.0020%，便會助長熔接龜裂。所以，將B量設為0.0005~0.0020%。

Cu：0.05~0.5%

Cu係在不致使加工性惡化的情況下達高強度化，且防止高速電漿熔接時發生焊道隆起情形的有效元素。特別係在與後述範圍內的鋼中O共存下，將提高效果。為能獲得此項效果，必需將Cu量設定達0.05%以上。

然而，若Cu量超過0.5%，則此項效果已達飽和，且會導致表面性狀明顯惡化。所以，將Cu量設定為0.05~0.5%。另外，就在與Cu及O共存下能防止於高速電漿熔接時發生焊道隆起情形的理由，雖尚未明確，但可認為在熔接時呈熔融鋼的黏性已適當化，而改善熔鋼流動性的緣故所致。

Ni：0.03~0.5%

若Cu含有量設為如上述，表面性狀便容易惡化。在防止此情況之目的下，必需添加0.03%以上的Ni。然而，若Ni量超過0.5%，則此項效果已達飽和。所以，將Ni量設為0.03~0.5%。另外，將Ni量設為[Ni]、將Cu量設為[Cu]時，較佳係滿足0.25×[Cu]≦[Ni]≦0.75×[Cu]。

其餘部分係Fe及不可避免的雜質，更依下述理由，較佳含有O：0.0025~0.0080%、Se：0.0005~0.01%及Te：0.0005~0.01%中至少1種。

O：0.0025~0.0080%

依如上述，在與Cu共存下可更進一步抑制高速電漿熔接時發生焊道隆起情形。理由係判斷藉由在與Cu共存下，可能是使熔接時的熔鋼黏性‧表面張力更適當化的緣故所致。為能獲得此項效果，必需將鋼中0量設定達0.0025%以上。更佳係設定達0.0040%以上。然而，若該量超過0.0080%，則除此項效果已達飽和之外，連續鑄造鋼坯亦會出現大量的吹孔，導致鋼坯表面的處置成本增加、或因介質增加導致鋼板加工性劣化等不良影響。

Se：0.0005~0.01%、Te：0.0005~0.01%

Se、Te係如同O，藉由在與Cu的共存下，便可將熔接時的熔鋼黏性‧表面張力適當化，俾防止高速電漿熔接時發生焊道隆起情形。為能獲得此項效果，Se與Te量均必需設定達0.0005%以上。然而，若Se、Te量超過0.01%，則此項效果已達飽和。

2)組織

就從加工性的觀點，必需設為肥粒鐵單相的組織。其中，所謂「肥粒鐵單相」係可為多邊形肥粒鐵相(polygonal ferrite phase)、變韌體肥粒鐵相(bainitic ferrite phase)中任一者，亦可為二者混合存在。另外，為能確保440MPa的TS，且防止熔接部發生極端軟化情形，較佳係肥粒鐵相的平均粒徑在50μm以下。

3)製造條件

本發明的高強度冷軋鋼板係藉由將具有如上述組成的鋼坯施行熱軋後，依680℃以下的捲繞溫度施行捲繞，經酸洗後，依軋延率40%以上施行冷軋，接著，依700~850℃之溫度範圍施行再結晶退火的方法便可進行製造。

熱軋後的捲繞溫度：680℃以下

若捲繞溫度超過680℃，便容易生成諸如Fe或Ti等與P的化合物，會阻礙在爾後冷軋-退火時對深拉抽加工性較佳的{111}集合組織發達。所以，捲繞溫度設定在680℃以下。更佳650℃以下。

冷軋的軋延率：40%以上

就從加工性的觀點，軋延率係設為40%以上。就從成形性、特別係深拉抽性提升的觀點，軋延率較佳設為達50%以上。

再結晶退火溫度：700~850℃

為進行再結晶，必需將退火溫度設為達700℃以上，但若超過850℃，則肥粒鐵粒會粗大化，導致強度降低、表面性狀惡化。所以，再結晶退火溫度設定為700~850℃。就從充分進行再結晶的觀點，較佳係在750℃以上的溫度區域中保持30秒以上。

其他的製造條件係可適用通常的方法。即，利用轉爐或電爐進行鋼的熔製，再施行連續鑄造而形成鋼坯。且，在將鋼坯施行熱軋時，亦可採行下述方法：經加熱後施行軋延的方法、未施行加熱而直接軋延的方法、施行短時間加熱處理後再施行軋延的方法等。熱軋係只要依照常法，依Ar₃ 變態點以上的精軋溫度施行軋延便可。再結晶退火係可採行諸如：箱退火法、連續退火法等任一種。經退火後，可施行以諸如表面粗度調整、板形狀平坦化等為目的之表皮輥軋。此外，爾後亦可施行諸如化成處理、鍍敷處理等表面處理。

[實施例1]

將含有表1所示Cu、O、Se之基本組成C：0.002%、Si：0.2%、Mn：1.8%、P：0.05%、S：0.005%、sol.Al：0.02%、N：0.003%、Ti：0.04%及B：0.0010%的鋼No. 1~7，利用真空熔解法施行熔製，依1200℃施行1hr加熱後，施行粗軋而製得板厚35mm的板片。將該板片依1250℃施行1hr加熱後，再依7軋道且最終軋延入口側溫度為900℃的方式施行精軋，再施行相當於依580℃施行1hr捲繞的熱處理，便形成板厚4mm的熱軋板。對該熱軋板利用酸洗而將銹皮除去，依軋延率60%施行冷軋，便獲得板厚1.6mm的冷軋板，使用鹽浴，依830℃施行180sec加熱後，再進行依10℃/sec冷卻速度施行冷卻的再結晶退火，接著，施行為將鋼板表面上所附著鹽類除去的酸洗之後，施行伸張率0.5%的表皮輥軋。

然後，對同一組成的鋼板間，在將熔接電流：60A、電漿用Ar氣體流量：0.6L/min、遮蔽用Ar氣體流量：10L/min、噴嘴徑：2.0mmΦ、噴嘴-試料間距離：3mm的條件設為一定，但將熔接速度在0.2~1.4m/min範圍內進行改變的情況下，施行電漿熔接，並調查焊道隆起發生的有(×)無(○)。

結果如表1所示。

得知習知電漿熔接中，能在未發生焊道隆起的情況下施行熔接的限界速度係0.2~0.4m/min左右，相對於此，本發明含有Cu的試料(鋼No.3)，即使設為1m/min的高速熔接速度，甚至更含有O或Se的試料(鋼No.4~7)，即使設為達1m/min以上的高速熔接速度，仍均不會發生焊道隆起，屬於高速電漿熔接性優異。

[實施例2]

將表2所示成分組成的鋼No.A~F施行熔製，利用連續鑄造形成鋼坯後，依1200℃施行加熱後，再依900℃精軋溫度施行精軋，依580℃之捲繞溫度施行捲繞，便形成板厚6mm與4mm的熱軋板。將該熱軋板施行酸洗後，再依軋延率60%施行冷軋，而形成板厚2.4mm與1.6mm的冷軋板，依退火溫度830℃施行連續退火，再施行伸張率0.5%的表皮輥軋。

然後，對同一組成的鋼板間，搭配表3所示板厚組合，並依熔接電流：60A、電漿用Ar氣體流量：0.6L/min、遮蔽用Ar氣體流量：10L/min、噴嘴徑：2.0mmΦ、噴嘴一試料間距離：3mm、熔接速度：1m/min的條件施行電漿熔接，且調查焊道隆起發生的有(×)無(○)。此外，針對所獲得鋼板的軋延方向之直角方向TS、總伸長率El及平均r值，係使用JIS 5號試驗片施行調查。

結果如表3所示。得知具有本發明例成分組成的鋼板，可獲得達440MPa以上的TS，且加工性亦優異，在高速電漿熔接時亦不會發生焊道隆起情形。

Claims (3)

1. 一種拉伸強度達440MPa以上且熔接性優異之高強度冷軋鋼板，其特徵在於，具有依質量%計含C：0.0005~0.005%、Si：0.1~1.0%、Mn：1~2.5%、P：0.01~0.2%、S：0.015%以下、Sol.Al：0.05%以下、N：0.007%以下、Ti：0.01~0.1%、B：0.0005~0.0020%、Cu：0.05~0.5%、Ni：0.03~0.5%、O：0.0025~0.0080%，其餘部分則由Fe與不可避免的雜質所構成之組成，且具有由肥粒鐵單相所構成的組織。
2. 如申請專利範圍第1項之拉伸強度達440MPa以上且熔接性優異之高強度冷軋鋼板，其中，更進一步具有依質量%計含Se：0.0005~0.01%及Te：0.0005~0.01%中之至少1種的組成。
3. 一種拉伸強度達440MPa以上且熔接性優異之高強度冷軋鋼板之製造方法，係將具有申請專利範圍第1或2項之高強度冷軋鋼板之組成的鋼坯施行熱軋後，依680℃以下之捲繞溫度施行捲繞，經酸洗後，依軋延率40%以上施行冷軋，接著，再依700~850℃之溫度範圍施行再結晶退火。