TWI542708B - 成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板 - Google Patents

Description

成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板

本發明主要係關於適合於汽車構造構件之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法，尤其是具有780MPa以上之拉伸強度TS，且擴孔性或彎曲性等延展性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。

近年來，係以確保衝撞時之乘客安全性或改善車體輕量化所導致之燃油費用為目的，而積極發展適合使用在汽車構造構件方面之TS為780MPa以上之板厚較薄的高強度鋼板。尤其最近亦在檢討具有980MPa級、1180MPa級之TS的強度極高鋼板之應用。

然而，鋼板的高強度化一般係會導致鋼板之延伸或擴孔性或彎曲性等降低，而使成形性下降，故現狀係期望可兼具高強度與優異成形性，且耐蝕性亦優良之熔融鍍鋅鋼板。

因應此要求，而有提案諸如專利文獻1：以質量%計，於含有C：0.04~0.1%、Si：0.4~2.0%、Mn：1.5~3.0%、B：0.0005~0.005%、P≦0.1%、4N<Ti≦0.05%、Nb≦0.1%，而其餘部分則由鐵及不可避免的雜質所構成之鋼板表層上具有合金化鍍鋅層，合金化熔融鍍鋅層中之 Fe%為5~25%，且鋼板組織係肥粒鐵相與麻田散鐵相之混合組織之TS為800MPa以上之成形性及鍍敷密著性優異的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。

提案有專利文獻2：以質量%計，含有C：0.05~0.15%、Si：0.3~1.5%、Mn：1.5~2.8%、P：0.03%以下、S：0.02%以下、Al：0.005~0.5%、N：0.0060%以下，而其餘部分則由鐵及不可避免的雜質所構成，並進一步滿足(Mn%)/(C%)≧15且(Si%)/(C%)≧4，又，以體積率計，含有肥粒鐵相中之3~20%之麻田散鐵相與殘留沃斯田鐵相之成形性良好的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。

提案有專利文獻3：以質量%計，含有C：0.04~0.14%、Si：0.4~2.2%、Mn：1.2~2.4%、P：0.02%以下、S：0.01%以下、Al：0.002~0.5%、Ti：0.005~0.1%、N：0.006%以下，並進一步滿足(Ti%)/(S%)≧5，而其餘部分則由鐵及不可避免的雜質所構成，麻田散鐵相與殘留沃斯田鐵相之體積率總計為6%以上，且麻田散鐵相、殘留沃斯田鐵相及變韌鐵相之硬質相組織之體積率設為α%時，α≦50000×{(Ti%)/48+(Nb%)/93+(Mo%)/96+(V%)/51}之擴孔性優異之低降伏比高強度鍍敷鋼板。

提案有專利文獻4：係以質量%計，於含有C：0.001~0.3%、Si：0.01~2.5%、Mn：0.01~3%、Al：0.001~4%，而其餘部分則由鐵及不可避免的雜質所構成之鋼板表面上，具有以質量%計含有Al：0.001~0.5%、Mn：0.001~2%，而其餘部分則由Zn及不可避免的雜質所構成之鍍敷層之熔融鍍鋅鋼板，又，係當鋼之Si含有率：X質量%、 鋼之Mn含有率：Y質量%、鋼之Al含有率：Z質量%、鍍敷層之Al含有率：A質量%、鍍敷層之Mn含有率：B質量%時，滿足0≦3-(X+Y/10+Z/3)-12.5×(A-B)，鋼板之微組織係以體積率計為70~97%之肥粒鐵主相與其平均粒徑為20μm以下，第2相係以體積率計為由3~30%之沃斯田鐵相及/或麻田散鐵相所構成，第2相之平均粒徑為10μm以下的成形時之鍍敷密著性及延伸性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板。

專利文獻1：日本專利特開平9-13147號公報

專利文獻2：日本專利特開平11-279691號公報

專利文獻3：日本專利特開2002-69574號公報

專利文獻4：日本專利特開2003-55751號公報

然而，關於專利文獻1~4所記載之高強度熔融鍍鋅鋼板，其係未必可以獲得優異之擴孔性或彎曲性。

本發明係鑒於上述情事，其目的在於提供具有780MPa以上之TS，且擴孔性或彎曲性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。

本發明者等係重複仔細檢討應可獲得具有780MPa以上之TS，且擴孔性或彎曲性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，而有下述發現。

i)將成分組成最佳化，以面積率計，含有30%以上之肥粒鐵相與30%以上且70%以下之麻田散鐵相，並做成：於麻田散鐵相中，回火麻田散鐵相相對於總麻田散鐵相之比例為20%以上，並且，粒徑1μm以下之麻田散鐵相相對於總麻田散鐵相之比例為10%以下之微組織； 藉以可達成780MPa以上之TS及優越的擴孔性或彎曲性。

ii)此類微組織係於退火時，以5℃/s以上之平均加熱速度加熱至Ac1變態點以上之溫度區域，在因化學組成所限定之特定溫度區域下，進行30~500s均熱，以3~30℃/s之平均冷卻速度冷卻至550℃以下之溫度區域為止，其後，藉由施以熔融鍍鋅而可得到。

本發明係根據上述發現而完成者，其主旨係如下所述。

[1]一種成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵為，成分組成係以質量%計而含有C：0.05~0.15%、Si：0.8~2.5%、Mn：1.5~3.0%、P：0.001~0.05%、S：0.0001~0.01%、Al：0.001~0.1%、N：0.0005~0.01%、Cr：0.1~1.0%、Ti：0.0005~0.1%、B：0.0003~0.003%，其餘部分則由鐵及不可避免的雜質所構成；組織係以面積率計而具有30%以上之肥粒鐵相與30%以上且70%以下之麻田散鐵相，並具有：於上述麻田散鐵相中，回火麻田散鐵相相對於總麻田散鐵相之比例為20%以上，並且，粒徑1μm以下之麻田散鐵相相對於總麻田散鐵相之比例為10%以下之微組織。

[2]如[1]之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，上述肥粒鐵相之平均粒徑為3μm以上。

[3]如[1]或[2]之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，上述麻田散鐵相之平均粒徑為2μm以上。

[4]如[1]至[3]中之任一成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係以質量%計而進一步含有Nb：0.0005~0.05%。

[5]如[1]至[4]中之任一成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分 組成係以質量%計而進一步含有從Mo：0.01~1.0%、Ni：0.01~2.0%、Cu：0.01~2.0%中所選出之至少一種元素。

[6]如[1]至[5]中之任一成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係以質量%計而進一步含有Ca：0.001~0.005%。

[7]如[1]至[6]中之任一成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅為合金化鍍鋅。

[8]一種成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵為，將具有上述[1]、[4]~[6]中之任一所載成分組成之鋼板，以5℃/s以上之平均加熱速度加熱至Ac1變態點以上之溫度區域，於(Ac₃-T1×T2)℃以上且Ac3變態點以下之溫度區域下均熱30~500s，並以3~30℃/s之平均冷卻速度冷卻至550℃以下之溫度區域，接著，施以熔融鍍鋅，並以30℃/s以下之平均冷卻速度進行冷卻；又，上述T1及T2係由下述式(1)及式(2)所表示：T1=120+22.5(%Si)-40(%Cr)......式(1) T2=0.3+0.075(%Cr)......式(2)其中，式中，(%M)係鋼中元素M之含有量(質量%)。

[9]如[8]之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中，在均熱、冷卻後，施以熔融鍍鋅前，於300~500℃之溫度區域下進行20~150s的熱處理。

[10]如[8]或[9]之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中，在施以熔融鍍鋅後、冷卻前，於450~600℃之溫度區域下進行鍍鋅之合金化處理。

另外，於本說明書中，表示鋼成分之%係均為質量%。又，在本發明中，所謂「高強度熔融鍍鋅鋼板」係指拉伸強度TS為780MPa以上之熔融鍍鋅鋼板。

根據本發明，則可得到具有780MPa以上之TS，且擴孔性或彎曲性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板。藉由將本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板適當使用在汽車構造構件方面，則可謀求：進一步確保乘客之安全性或大幅度改善車體輕量化所導致之燃油費用。

以下，詳細說明本發明。

1)成分組成

C：0.05~0.15%

C係用以強化鋼之重要元素，具有高固熔強化能力，且於利用麻田散鐵相之組織強化之際，為用以調整其面積率或硬度所不可或缺之元素。若C量未滿0.05%，則難以獲得所必要面積率之麻田散鐵相，且因為麻田散鐵相沒有進行硬質化，故而無法得到充分的強度。另一方面，當C量超過0.15%，則熔接性惡化，且因偏析層之形成導致成形性下降。因此，C量係設為0.05%以上且0.15%以下。

Si：0.8~2.5%

Si係本發明中之極為重要的元素。在退火-冷卻過程中，可促進肥粒鐵進行變態，且從肥粒鐵相至沃斯田鐵相排出固熔C而將肥粒鐵相 予以清淨化，可使延展性提升。同時，為了使沃斯田鐵相穩定化，即便在難以急冷之熔融鍍鋅生產線上，亦生成麻田散鐵相，而容易使之複合組織化。特別是在其冷卻過程中，利用沃斯田鐵相的穩定化，而抑制波來鐵相或變韌鐵相之生成，並促進麻田散鐵相之生成。又，已固熔於肥粒鐵相之Si係可促進加工硬化，提高延伸性，同時可改善應變集中部位的應變轉移性，使彎曲性提升。此外，Si係將肥粒鐵相固熔強化而降低肥粒鐵相與麻田散鐵相之硬度差，並抑制於其界面處之龜裂生成，改善局部變形能，而對擴孔性或彎曲性之提升有所貢獻。為了獲得如上所述效果，則Si量必須設為0.8%以上。另一方面，當Si量超過2.5%時，則變態點明顯上升，不僅會妨礙生產穩定性，還會異常組織發達，使成形性下降。因此，將Si量設為0.8%以上且2.5%以下。

Mn：1.5~3.0%

Mn係有效於鋼之熱軋脆化防止及強度確保。又，可使淬火性提升，且容易做成複合組織化。為了獲得如上所述效果，係有必要將Mn量設為1.5%以上。另一方面，當Mn量超過3.0%，則會導致成形性惡化。因此，將Mn量設為1.5%以上且3.0%以下。

P：0.001~0.05%

P係有固熔強化之作用，為因應所期望之強度而可以添加之元素。又，屬於可促進肥粒鐵變態而對複合組織化亦有效之元素。為了獲得如上所述效果，係有必要將P量設為0.001%以上。另一方面，當P量超過0.05%，則會導致熔接性惡化，同時在將鍍鋅進行合金化處理時， 使合金化速度降低，而損及鍍鋅品質。因此，將P量設為0.001%以上且0.05%以下。

S：0.0001~0.01%

S係偏析於粒界而使鋼在熱軋加工時脆化，同時作為硫化物存在而使局部變形能降低。因此，其量係必須設定為0.01%以下(較佳為0.003%以下，更佳為0.001%以下)。然而，因為有生產技術上的限制，故而S量有必要設定為0.0001%以上。因此，S量設在0.0001%以上且0.01%以下(較佳為0.0001%以上且0.003%以下，更佳為0.0001%以上且0.001%以下)。

Al：0.001~0.1%

Al係在使肥粒鐵生成，而使強度與延展性之平衡提升方面為有效之元素。為了獲得如上所述效果，係有必要將Al量設為0.001%以上。另一方面，當Al量超過0.1%，則會導致表面性狀惡化。因此，將Al量設為0.001%以上且0.1%以下。

N：0.0005~0.01%

N係使鋼之耐時效性惡化之元素。尤其是N量超過0.01%時，耐時效性之惡化變得更明顯。其量係越少越好，由於有生產技術上的限制，故N量係有必要設為0.0005%以上。因此，將N量設為0.0005%以上且0.01%以下。

Cr：0.1~1.0%

Cr係相同於Si，於本發明中係極為重要之元素。可使淬火時之第2相分率增加，使未變態之沃斯田鐵中之C量減少，在熔融鍍鋅處理 後之冷卻過程中，容易產生自我回火，減低最終組織中之麻田散鐵相之硬度，抑制局部變形，而對於擴孔性或彎曲性之提升有相當大的作用。此外，Cr係因固熔於碳化物而容易升成碳化物，可使自我回火在極短時間內進行。同時，Cr係具有在冷卻過程中抑制波來鐵或變韌鐵之生成的作用，容易從沃斯田鐵變態至麻田散鐵，其後，能以充分分率產生自我回火之麻田散鐵。為了獲得上述效果，有將Cr添加量設為0.1%以上之必要。另一方面，當Cr量超過1.0%，則第2相分率變得過大，而會過度產生Cr碳化物，導致延展性之降低。因此，將Cr量設為0.1%以上且1.0%以下。

Ti：0.0005~0.1%

Ti係與C、S、N形成析出物而有效貢獻於強度及韌性之提升。又，在已經添加B之情形下，因為使N以TiN形式析出，故可抑制BN的析出，而有效顯現下述B之效果。為了獲得如此效果，係有將Ti量設定為0.0005%以上之必要。另一方面，當Ti量超過0.1%，則析出強化過度作用，導致延展性之降低。因此，將Ti量設為0.0005%以上且0.1%以下。

B：0.0003~0.003%

B係透過與Cr共存而具有可助長上述Cr效果之作用，亦即，在退火時，可增大第2相之分率，同時使沃斯田鐵相之穩定度降低，於熔融鍍鋅後之冷卻過程中，麻田散鐵進行變態，接著，容易進行自我回火。為了獲得如此效果，係有將B量設定為0.0003%以上之必要。另一方面，當B量超過0.003%，則會導致延展性下降。因此，將B量 設為0.0003%以上且0.003%以下。

其餘部分係為鐵及不可避免的雜質。然而，除了該等成分元素，可因應必要性而添加以下合金元素。

Nb：0.0005~0.05%

Nb係具有增加鋼板強度之效果，為了確保所期望之強度而可視需要進行添加。藉由添加適當量，則因為於熔融鍍鋅生產線之退火時，可將利用逆變態所生成之沃斯田鐵細微化，在其後之退火~冷卻過程後，將鋼組織進行細微化而提升強度。又，於熱軋時或熔融鍍鋅生產線之退火~冷卻過程中，可形成細微之Nb析出物而提升強度。若Nb未滿0.0005%，則其效果不彰，若超過0.05%，則組織過度細微化，而無法獲得後述之較佳組織。因此，將Nb含有量設為0.0005%以上且0.05%以下。

Mo：0.01~1.0%、Ni：0.01~2.0%、Cu：0.01~2.0%之任意1種以上

Mo、Ni、Cu係不僅具有做為固熔強化元素之作用，在退火時之冷卻過程中，亦可將沃斯田鐵穩定化，而輕易進行複合組織化。為了獲得如此效果，係有將Mo量、Ni量、Cu量分別設為0.01%以上之必要。另一方面，若Mo量超過1.0%、Ni量超過2.0%、Cu量超過2.0%，則鍍敷性、成形性、點熔接性惡化。因此，在含有的情形下，將Mo量設為0.01%以上且1.0%以下，將Ni量設為0.01%以上且2.0%以下，將Cu量設為0.01%以上且2.0%以下。

Ca：0.001~0.005%

Ca係使S以CaS形式析出，可抑制助長龜裂之發生或傳播之MnS 的生成，具有使擴孔性或彎曲性提升之效果。為了獲得如此效果，係有將Ca量設定在0.001%以上之必要。另一方面，若Ca量超過0.005%，則其效果飽和。因此，於含有時，將Ca量設為0.001%以上且0.005%以下。

2)微組織

肥粒鐵相之面積率：30%以上

本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板係在富含延展性之軟質肥粒鐵相中，含有使主要硬質麻田散鐵相分散之複合組織。另外，為了確保充分的延展性，係有以面積率計之30%以上之肥粒鐵相的必要。

麻田散鐵相之面積率：30%以上且70%以下

為了達成所期望之TS，係有將包含回火麻田散鐵之麻田散鐵相含有適當分率之必要。要確保780MPa以上之TS，係有必要將包含回火麻田散鐵之麻田散鐵相之面積率設在30%以上。另一方面，於麻田散鐵相之分率過高的情形下，延展性會降低。於含有超過70%面積率時，無法得到充分的延展性。因此，(總)麻田散鐵之面積率係設定為30%以上且70%以下。

總麻田散鐵相中之回火麻田散鐵相之比例：20%以上

回火麻田散鐵相係相較於未回火之麻田散鐵相，屬於軟質，透過減低肥粒鐵相與麻田散鐵相之硬度差，則可提升局部變形能，使擴孔性或彎曲性提升。為了充分顯現此效果，回火麻田散鐵相相對於總麻田散鐵相之比例係以面積率計，必要為20%以上。

總麻田散鐵相中之粒徑1μm以下之麻田散鐵相的比例：10%以下

粒徑1μm以下之細微麻田散鐵係容易變成局部龜裂之發生起點，由於使局部變形能降低，而對擴孔性或彎曲性有不良的影響。故而，粒徑1μm以下之麻田散鐵相相對於總麻田散鐵相之比例係以面積率計，必要為10%以下。

肥粒鐵相之平均粒徑：3μm以上(較佳條件)

麻田散鐵相因為是沿著肥粒鐵粒界來分佈，故在肥粒鐵粒徑細微的情形下，麻田散鐵相之分佈容易變密，造成容易傳播龜裂，即使是控制上述已回火之麻田散鐵之分率，還是會有對擴孔性或彎曲性有不良影響之情形。因此，為了要抑制這個狀況，較佳的是肥粒鐵相之平均粒徑在3μm以上。

麻田散鐵相之平均粒徑：2μm以上(較佳條件)

如上述般，即便是控制相對於總麻田散鐵之粒徑為1μm以下之麻田散鐵相的比例或回火麻田散鐵之分率，於麻田散鐵相之平均粒徑未滿2μm之細微情形下，係容易變成局部龜裂之發生起點，因為使局部變形能降低，故而有相對於擴孔性或彎曲性不良影響之情形。因此，在抑制此方面上，麻田散鐵相之平均粒徑係以2μm以上為佳。

另外，作為本發明之組織，除了肥粒鐵相與麻田散鐵相之外，在不損及本發明之效果的範圍內，亦可以於總計面積率為20%以下之範圍中含有殘留沃斯田鐵相、波來鐵相、變韌鐵相。

此外，本發明中之所謂肥粒鐵相與麻田散鐵相之面積率，係指各相佔觀察面積之面積比例。又，所謂回火麻田散鐵相、粒徑1μm以下之麻田散鐵相的面積率，係指回火麻田散鐵相、粒徑1μm以下之麻田 散鐵相佔麻田散鐵相面積之個別面積比例。另外，上述各面積率或肥粒鐵相及麻田散鐵相之平均粒徑係於將平行板厚剖面在鋼板壓延方向上研磨後，利用硝酸侵蝕液(NITAL)進行腐蝕，再採用SEM(掃描電子顯微鏡)，因應組織大小而以1000~5000倍左右之倍率進行10處視野觀察，並使用市售影像處理軟體來求得。

3)製造條件

本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板係可以透過下述方法而製造：將具有上述成分組成之鋼板以5℃/s以上之平均加熱速度加熱至Ac1變態點以上之溫度區域，於(Ac₃-T1×T2)℃以上且Ac3變態點以下之溫度區域中均熱30~500s，再利用3~30℃/s之平均冷卻溫度冷卻至550℃以下之溫度區域為止，其次，施以熔融鍍鋅，以30℃/s以下之平均冷卻溫度進行冷卻。以下，進行詳細說明。

退火之加熱條件：藉由以5℃/s以上之平均加熱速度加熱至Ac1變態點以上之溫度區域，而抑制加熱中之回復、再結晶肥粒鐵相之生成，在均熱時，因為可以將肥粒鐵相或沃斯田鐵相予以均勻分散，故在最終組織中，可提升擴孔性或彎曲性。

退火之均熱條件：於(Ac₃-T1×T2)℃以上且Ac₃變態點以下之溫度區域中均熱30~500s，其中，上述T1及T2係下述式(1)及式(2)所示者。

T1=120+22.5(%Si)-40(%Cr).........式(1)

T2=0.3+0.075(%Cr).........式(2)

其中，式中，(%M)係表示鋼中元素M之含有量(質量%)。

藉由在均熱時提高沃斯田鐵分率，則沃斯田鐵中之C濃度減少， Ms點上升，可獲得在熔融鍍鋅處理後之冷卻過程中之自我回火效果。又，透過回火，則即便麻田散鐵硬度下降，亦可達成充分強度，可得到充分強度與良好局部延展性。為了實現此情形，除適當控制化學組成之外，亦有必要將利用添加Si量與Cr量所決定之T1、T2而表示之(Ac₃-T1×T2)℃以上且Ac₃變態點以下之溫度區域做成均熱溫度。於此，T1、T2係發明者利用各種實驗結果所求得之經驗式，而T1係表示肥粒鐵與沃斯田鐵共存之溫度範圍者，T2係表示均熱中之沃斯田鐵分率於接下來的一連串步驟中產生自我回火充分之溫度範圍相對於2相共存溫度範圍之比率。在均熱溫度低於(Ac₃-T1×T2)℃之情形下，沃斯田鐵分率不充分而無法產生自我回火，除擴孔性或彎曲性不會提升之外，強度亦降低。於均熱溫度超過Ac₃變態點之情形下，肥粒鐵生成不充分而延展性不足。

又，均熱時間係設定在30以上且500s以下。在均熱時間未滿30s之情形下，加熱中所生成之肥粒鐵至沃斯田鐵的逆變態不充分，而無法得到必要之沃斯田鐵分率。於均熱時間超過500s之情形下，除效果飽和之外，亦會妨礙生產性。

退火時之冷卻條件：以3~30℃/s之平均冷卻溫度從均熱溫度冷卻均熱至550℃以下之溫度區域為止，冷卻均熱後係從均熱溫度冷卻至550℃以下之溫度區域(冷卻停止溫度)為止，有必要以3~30℃/s之平均冷卻溫度進行冷卻。當平均冷卻溫度未滿3℃/s時，冷卻中肥粒鐵變態進行，對未變態沃斯田鐵中之C濃度增加，而無法獲得自我回火效果，導致擴孔性或彎曲性降低。在平均冷卻溫度超過30℃/s時，肥粒鐵變 態抑制之效果飽和，同時在一般性生產設備方面，係難以實現此情形。

又，於冷卻停止溫度超過550℃時，因肥粒鐵或波來鐵之生成而造成麻田散鐵分率顯著降低，因為未滿30%，故而不能獲得780MPa以上之TS。

退火後，係以一般條件進行熔融鍍鋅。

另外，在均熱、冷卻後且施行熔融鍍鋅前，較佳的是在300~500℃之溫度區域下進行20~150s之熱處理。

均熱、冷卻後之熱處理：300~500℃之溫度區域下進行20~150s

於退火後，藉由在300~500℃之溫度區域下進行20~150s之熱處理，則可更有效顯現因自我回火所造成之麻田散鐵相之軟質化，並可謀求擴孔性或彎曲性更進一步的改善。在熱處理溫度未滿300℃之情形或熱處理時間未滿20s之情形下，則效果較小。另一方面，於熱處理溫度超過500℃之情形或熱處理時間超過150s之情形下，麻田散鐵相之硬度降低明顯，無法得到780MPa以上之TS。

又，退火後係無論是否進行上述熱處理，均可在450~600℃之溫度區域下將鍍鋅進行合金化處理。透過於450~600℃之溫度區域下進行合金化處理，則鍍敷中之Fe濃度變成8~12%，可提升鍍敷之密接性或塗裝後之耐蝕性。若未滿450℃，則合金化未能充分進行，導致犧牲防蝕作用之降低或滑動性之降低，當超過600℃，則合金化過度進行，或使粉末性降低，或波來鐵相或變韌鐵相等大量生成而無法謀求高強度化或擴孔性之提升。

上述以外之製造方法的條件係無特別限定，係以下述條件進行為 佳。

本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板中所使用之鍍鋅前的鋼板，係將具有上述成分組成之鋼胚進行熱軋，並冷軋至所期望板厚為止而製造。又，從生產性之觀點而言，上述退火、熔融鍍鋅前熱處理、熔融鍍鋅、將熔融鍍鋅予以合金化處理等一連串處理係以在連續熔融鍍鋅生產線上進行為佳。

鋼胚係為了防止微偏析，而以連續鑄造法進行製造為佳，也可以透過造塊法、薄鋼胚鑄造法予以製造。在將鋼胚進行熱軋時，鋼胚係被再加熱，而為了防止壓延負重增加，故較佳的是加熱溫度為1150℃以上。又，為了防止積垢損失增加或燃料原單位之增加，較佳的是加熱溫度上限設為1300℃。

熱軋係藉由粗壓延與完成壓延而進行，完成壓延係為了防止冷軋/退火後之成形性下降，較佳的是在Ar₃變態點以上之完成溫度下進行。

又，為了防止因結晶粒之粗大化所造成之組織不均勻或積垢缺陷之發生，較佳的是完成溫度設為950℃以下。

熱軋後之鋼板係從積垢缺陷之防止或良好成形性之確保的觀點而言，較佳的是於500~650℃之捲取溫度下進行捲取。

捲取後之鋼板係在利用酸洗等去除積垢後，為使多角肥粒鐵(polygonal ferrite)相有效生成，較佳的是以壓下率40%以上進行冷軋。

關於熔融鍍鋅，較佳的是採用包含Al量0.10~0.20%之鍍鋅浴。又，鍍敷後，為了調整鍍敷之目測量，可進行擦拭處理。

[實施例]

將表1所示成分組成之鋼No.A~K利用轉爐予以熔製，並利用連續鑄造法做成鋼胚。將所得鋼胚加熱至1200℃後，於850~920℃之完成溫度下進行熱軋，並在600℃之捲取溫度下進行捲取。其次，酸洗後，以壓下率50%冷軋至表2所示板厚，藉由連續熔融鍍鋅生產線，以表2所示退火條件進行退火後，針對局部，在400℃下，施以表2所示時間之鍍敷前熱處理後，於包含0.13%之Al之475℃的鍍鋅浴中浸漬3s，形成附著量45g/m²之鍍鋅，在表2所示溫度下進行合金化處理，製得熔融鍍鋅鋼板No.1~20。

另外，如表2所示般，關於一部分之熔融鍍鋅鋼板，並未進行鍍敷前熱處理或合金化處理。

針對以上所得到之熔融鍍鋅鋼板，測量肥粒鐵相、麻田散鐵相、回火麻田散鐵相、粒徑1μm以下之麻田散鐵相的個別面積率及肥粒鐵相、麻田散鐵相之平均粒徑。

另外，關於測量方法，微組織係在鋼板壓延方向上針對平行板厚剖面，利用掃描型電子顯微鏡(SEM)將因硝酸侵蝕液所造成之腐蝕出現組織擴大5000倍，並鑑定肥粒鐵相、麻田散鐵相、回火麻田散鐵相。藉由影像解析軟體(Image-Pro：Cybernetics公司製)將其解析而求取各相之面積率，並計算出回火麻田散鐵相相對於總麻田散鐵相之比例。又，導出肥粒鐵相、麻田散鐵相之各結晶粒之佔有面積，根據各相進行平均化，取得其平方根，設定為各相之平均結晶粒徑。更進一步抽出粒徑1μm以下之麻田散鐵相，而導出面積率，計算出相對於其總麻田散鐵相之比例。

又，在壓延方向與直角方向上採取JIS 5號拉伸試驗片，根據JIS Z 2241，以20mm/min之十字速度進行拉伸試驗，測量TS及全伸展El。此外，採取100mm×100mm之試驗片，根據JFST 1001(鐵連規格)，進行擴孔試驗3次，求取平均擴孔率λ(%)，並評估擴孔性。再來，在壓延方向與直角方向上採取寬度30mm×長度120mm之短冊狀試驗片，將端部平滑成使表面粗度Ry為1.6~6.3S之後，藉由壓彎法以180°之彎曲角度進行彎曲試驗，將不產生龜裂或剖面收縮之最小彎曲半徑當作為臨限彎曲半徑而求得。

將以上所獲得之結果示於表3。

本發明例之熔融鍍鋅鋼板係TS均在780MPa以上，擴孔率λ在40%以上，臨限彎曲半徑在1.0mm以下，具有優異之擴孔性與彎曲性，又，TS×El≧18000MPa‧%而強度與延展性之平衡高，可知道屬於成形性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板。

Claims (7)

1. 一種成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵為，成分組成係以質量%計而含有C：0.05~0.15%、Si：0.8~2.5%、Mn：1.5~3.0%、P：0.001~0.05%、S：0.0001~0.01%、Al：0.001~0.1%、N：0.0005~0.01%、Cr：0.1~1.0%、Ti：0.0005~0.1%、B：0.0003~0.003%，其餘部分則由鐵及不可避免的雜質所構成；組織係以面積率計而具有30%以上之肥粒鐵相與30%以上且70%以下之麻田散鐵相，並具有下述微組織：於上述麻田散鐵相中，回火麻田散鐵相相對於總麻田散鐵相之比例為20%以上，並且，粒徑1μm以下之麻田散鐵相相對於總麻田散鐵相之比例為10%以下。
2. 如申請專利範圍第1項之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，上述肥粒鐵相之平均粒徑為3μm以上。
3. 如申請專利範圍第1或2項之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，上述麻田散鐵相之平均粒徑為2μm以上。
4. 如申請專利範圍第1或2項之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係以質量%計而進一步含有Nb：0.0005~0.05%。
5. 如申請專利範圍第1或2項之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係以質量%計而進一步含有從Mo：0.01~1.0%、Ni：0.01~2.0%、Cu：0.01~2.0%中所選出之至少一種元素。
6. 如申請專利範圍第1或2項之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係以質量%計而進一步含有Ca：0.001~0.005%。
7. 如申請專利範圍第1或2項之成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板， 其中，鍍鋅為合金化鍍鋅。