TWI643961B - Cold rolled steel sheet and hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet - Google Patents

Abstract

本發明的冷軋鋼板，是拉伸強度980MPa以上的冷軋鋼板，其具有既定的化學組成分，金相顯微組織以面積%計，肥粒鐵：1~29%，殘留沃斯田鐵：5~20%，麻田散鐵：低於10%，波來鐵：低於5%，其餘部分：變韌鐵或回火麻田散鐵、變韌鐵及回火麻田散鐵，肥粒鐵與當量圓半徑1μm以上的麻田散鐵或殘留沃斯田鐵接觸的界面長度的總和是每1000μm²為100μm以下。這種冷軋鋼板具有優異的加工性與低溫韌性，尤其是在導入塑性應變後的低溫韌性很優異。

Description

冷軋鋼板以及熔融鍍鋅冷軋鋼板

本發明是關於冷軋鋼板以及熔融鍍鋅冷軋鋼板。

近年來，基於地球溫暖化對策之限制溫室效果氣體排出量的觀點，乃要求提昇汽車的燃油效率。但是，為了車體的輕量化與確保撞擊安全性，乃更加擴大高強度鋼板的應用。近來，對於拉伸強度980MPa以上的超高強度鋼板的需求不斷升高。在車體當中特別需要防鏽性的部位，則是被要求採用在表面實施了熔融鍍鋅的超高強度熔融鍍鋅鋼板。

供製作汽車零件用的鋼板，不僅是強度，也被要求具備：沖壓成形性和焊接性等，以及在進行成形為零件時所要求的各種施工性。具體而言，基於沖壓成形性的觀點，鋼板大多是被要求具有：優異的延伸率(拉伸試驗時的總延伸率：E1)與凸緣延伸性(擴孔率：λ)。

一般而言，隨著鋼板的高強度化，難以將總延伸率：E1與擴孔率：λ之兩者都確保在高水準，但是已經知道有利用殘留沃斯田鐵的變態所引發的塑性而可兼具 高強度化與加工性的TRIP鋼板(Transformation Induced Plasticity)。

另一方面，如果考慮將高強度鋼板應用於寒冷地帶所使用的汽車的話，必須要求高強度鋼板在低溫環境下不會發生脆性破壞。尤其是考慮將高強度鋼板應用在汽車用零件的話，更必須要求其具備：因沖壓加工而被導入塑性應變之後的低溫韌性。但是，一般大家都知道TRIP鋼板的低溫韌性很差。

專利文獻1~3所揭示的技術，是關於：將金屬組織成分之百分率控制在既定的範圍，來改善延伸率與擴孔率之高強度TRIP鋼板的技術。

專利文獻4以及專利文獻5所揭示的技術，是關於：除了將金相顯微組織成分的百分率控制在既定的範圍之外，也將利用EBSD法所求出的結晶粒之IQ(Image Qualty)值的分布控制在既定的範圍，來改善低溫韌性之高強度TRIP鋼板的技術。

專利文獻6所揭示的技術，是關於：將金相顯微組織選定為含有MA與殘留沃斯田鐵之回火麻田散鐵主體的組織，並且藉由增大MA以及殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵接觸的比例，或者增大MA以及殘留沃斯田鐵存在於回火麻田散鐵的粒內的比例，來改善擴孔性之高強度TRIP鋼的技術。

專利文獻7所揭示的技術，是關於：提昇DP(Dual Phase)鋼板的韌性的技術。專利文獻8以及專利文 獻9所揭示的技術，是關於：除了將金相顯微組織之成分的百分率控制在既定的範圍之外，也將殘留沃斯田鐵的疊層缺陷密度控制在既定的範圍，來改善低溫韌性之高強度鋼板的技術。

〔先前技術文獻〕 〔專利文獻〕

〔專利文獻1〕國際公開第2013/151238號

〔專利文獻2〕日本特開2006-104532號公報

〔專利文獻3〕日本特開2007-262494號公報

〔專利文獻4〕日本特開2015-086468號公報

〔專利文獻5〕日本特開2015-200006號公報

〔專利文獻6〕日本特開2014-34716號公報

〔專利文獻7〕日本特開2011-132602號公報

〔專利文獻8〕日本特開2015-025208號公報

〔專利文獻9〕日本特開2014-133944號公報

專利文獻1~3的技術，並未考慮到低溫韌性。專利文獻4的技術，肥粒鐵之組織百分率是50%以上，因此難以確保980MPa等級以上的強度。專利文獻5的技術，並未考慮到作為汽車用鋼板所需的加工後的低溫韌性。專利文獻6的技術，並未考慮到低溫韌性。專利文獻7的鋼 板，因為幾乎不含殘留沃斯田鐵，所以延性不夠充分。專利文獻8以及專利文獻9的技術，則是並未考慮到高強度鋼板的重要加工性之一的擴孔性。

本發明是有鑒於習知技術的現狀，針對於高強度冷軋鋼板與高強度熔融鍍鋅冷軋鋼板，以提高其加工性與低溫韌性，尤其是以提高塑性應變導入後的低溫韌性作為技術課題，提供可以解決這種技術課題的高強度冷軋鋼板以及高強度熔融鍍鋅冷軋鋼板(以下，也將「冷間輥軋鋼板」稱為「冷軋鋼板」)作為本發明之目的。

本發明人等，在檢討用以解決上述課題的技術方案時，乃針對於除了具有高強度之外，還可確保加工性與低溫韌性的金相顯微組織，努力地加以檢討。

其結果，找到了一種創見，就是：想要確保目標強度、延伸率、擴孔率、以及低溫韌性的話，金相顯微組織必須同時符合下列的(i)~(v)的條件。

(i)肥粒鐵：1~29面積%

(ii)殘留沃斯田鐵：5~20面積%

(iii)麻田散鐵：低於10面積%

(iv)波來鐵：低於5面積%

(v)變韌鐵或回火麻田散鐵，變韌鐵及回火麻田散鐵：其餘部分

此外，也找到另一種創見，就是：得知了在 金相顯微組織之中，最軟質組織的肥粒鐵與最硬質組織的麻田散鐵或殘留沃斯田鐵的界面，就是發生破壞的起點，因此，將兩種組織接觸的界面的長度控制在既定的值以下，具體而言，予以控制在可符合下列的(vi)的條件的話，可更為提昇加工後的低溫韌性。

(vi)肥粒鐵與當量圓半徑1μm以上的麻田散鐵或殘留沃斯田鐵接觸的界面的長度之總和是每1000μm²為100μm以下。

第1圖所顯示的是針對於各種具有σMA的鋼板施加5%的預先應變之後，進行夏氏衝擊試驗來測定vTrs所獲得的結果。此外，在本說明書中，是將肥粒鐵與當量圓半徑1μm以上的麻田散鐵或殘留沃斯田鐵接觸的界面的長度的總和，稱為σMA。

如第1圖所示，係有σMA愈小的話，施加5%預先應變後的vTrs愈下降之傾向，尤其是σMA為100μm以下的情況下，vTrs將會大幅地減少。此處，係將σMA對於加工後的低溫韌性造成影響的機轉，認為是基於下列的因素。當對於鋼板實施加工的話，應變將會集中在金相顯微組織中的最軟質的組織即肥粒鐵與最硬質的組織即麻田散鐵或殘留沃斯田鐵的界面上，產生微小的界面剝離或龜裂。這種界面剝離或龜裂，將成為脆性破壞的起點。因此，被認為是：這種界面愈少的話，換言之，σMA愈小的話，加工後的低溫韌性愈優異。

本發明是根據上述的創見而開發完成的，本 發明的要旨如下。

(1)一種拉伸強度為980MPa以上的冷軋鋼板，其化學組成分，以質量%計，C：0.10~0.30%、Si：0.50~2.50%、Mn：1.50~3.50%、Al：0.001~1.00%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、N：0.01%以下、O：0.01%以下、Cr：0~1.00%、Mo：0~1.00%、Sn：0~1.00%、Cu：0~1.00%、Ni：0~1.00%、B：0~0.005%、Ti：0~0.30%、V：0~0.50%、Nb：0~0.10%、W：0~0.50%、Ca：0~0.010%、Mg：0~0.010%、 Sb：0~0.200%、Zr：0~0.010%、Bi：0~0.010%、REM：0~0.100%、其餘部分：Fe以及雜質；其金相顯微組織，以面積%計，肥粒鐵：1~29%、殘留沃斯田鐵：5~20%、麻田散鐵：低於10%、波來鐵：低於5%、其餘部分：變韌鐵或回火麻田散鐵、變韌鐵及回火麻田散鐵，肥粒鐵與當量圓半徑1μm以上的麻田散鐵或殘留沃斯田鐵接觸的界面的長度總和是每1000μm²為100μm以下。

(2)如上述(1)所述的冷軋鋼板或熔融鍍鋅冷軋鋼板，其中，前述鋼板的板厚度是0.5~3.2mm。

(3)一種熔融鍍鋅冷軋鋼板，其係在上述(1)或(2)所述的冷軋鋼板的表面具有熔融鍍鋅層。

(4)一種熔融鍍鋅冷軋鋼板，其係在上述(1)或(2)所述的冷軋鋼板的表面具有合金化熔融鍍鋅層。

根據本發明，係可提供：加工性與低溫韌性 皆優異，尤其是塑性應變導入後的低溫韌性很優異的高強度冷軋鋼板與高強度熔融鍍鋅冷軋鋼板。

第1圖是顯示施加5%的預先應變後的vTrs與σMA的關係的圖。

第2圖是顯示數式(1)的左邊數值與σMA的關係之調查結果的圖。

第3圖是顯示胚料加熱模式之例子的圖。

第4圖是顯示三次冷卻速度與殘留γ中的C濃度(Cγ)之關係的圖。

以下，將依序說明本發明的鋼板以及本發明的鍍鋅鋼板及其製造方法。

首先，說明限定本發明的鋼板的化學組成分之理由。以下的說明中，與化學組成分相關的「%」，係指「質量%」之意。

化學組成分 C：0.10~0.30%

C是用來確保鋼板強度之必須元素。想要獲得充分的高強度，必須將C的含量設定在0.10%以上。更好是0.13% 以上、0.15%以上、0.17%以上或0.18%以上。另一方面，含量過剩的話，將會導致加工性和焊接性變差，因此將C含量設定在0.30%以下。如果想要抑制沖壓成形性和焊接性的變差的話，係將C含量設定在0.27%以下、0.25%以下、0.23%或0.21%以下為宜。

Si：0.50~2.50%

Si可抑制鐵碳化物的生成，是對於提高強度與成形性有助益的元素。想要獲得這種效果，Si含量必須設定在0.50%以上。想要抑制鐵系碳化物析出的話，是將Si含量設定在0.65%以上、0.80%以上、0.90%以上、1.00%以上、1.10%以上或1.20%以上更好。另一方面，Si含量過剩的話，所鑄造出來的胚料會有裂隙，使鋼板產生脆化，因此將Si含量設定在2.50%以下。此外，Si在退火工序中，將會在鋼板表面形成氧化物而會阻礙化成處理性和鍍覆層的密著性，因此係將Si含量設定在2.25%以下、2.00%以下、1.85%以下、1.70%以下或1.60%以下為宜。設定在1.50%以下更好。

Mn：1.50~3.50%

Mn可提高鋼板的淬火硬化性，是對於提高強度有助益的元素。Mn含量低於1.50%的話，鋼板的淬火硬化性不足，在退火後的冷卻中，將會析出大量的肥粒鐵，難以確保所需的強度。因此，將Mn含量設定在1.50%以上。更好 是設定在1.80%以上、2.00%以上、2.20%以上或2.30%以上。另一方面，Mn含量過剩的話，Mn的偏析變得明顯，將會導致加工性和韌性變差，因此，將Mn含量設定在3.50%以下。基於確保焊接性的觀點考量，將Mn含量設定在3.00%以下為宜。設定在2.80%以下、2.70%以下、2.60%以下或2.50%以下更好。

Al：0.001~1.00%

Al是脫氧元素。想要獲得該效果的話，必須將Al含量設定在0.001%以上。更好是設定在0.005%以上、0.010%以上或0.015%以上。另一方面，Al含量過剩的話，除了添加Al的效果趨於飽和而導致經濟性變差之外，鋼的變態溫度會上昇，使得熱軋時的負荷增大，因此將Al含量設定在1.00%以下。更好是設定在0.50%以下、0.20%以下、0.10%以下、0.060%以下或0.040%以下。

P：0.05%以下

P是可利用固溶強化而對於提高強度有助益的元素。P含量若高於0.05%的話，焊接性以及韌性將會變差，因此將P含量設定在0.05%以下。更好是設定在0.02%以下或0.015%以下。P含量的下限並無特別限制的必要，其下限是0%。然而，如果想要將P含量減低到低於0.001%的話，製造成本將會大幅上昇，因此，亦可將0.001%當作其含量下限。

S：0.01%以下

S是雜質元素，是會形成MnS而妨礙加工性和焊接性的元素。因此，將S含量設定在0.01%以下。優選是在0.005%以下或0.003%以下、更優是在0.002%以下。S含量的下限無特別限制的必要，其下限是0%。但是欲將S含量減少到低於0.0005%的話，製造成本將會大幅上昇，因此亦可將下限設定在0.0005%。

N：0.01%以下

N是雜質元素，是會形成粗大的氮化物而妨礙加工性和韌性的元素。因此，將N含量設定在0.01%以下。優選是0.007%以下、0.005%以下或0.004%以下。N含量的下限無特別限制的必要，其下限是0%。但是欲將N含量減少到低於0.0005%的話，製造成本將會大幅上昇，因此亦可將下限設定在0.0005%。

O：0.01%以下

O是雜質元素，是會形成粗大的氧化物而妨礙撓曲性和擴孔性的元素。因此，將O含量設定在0.01%以下。優選是0.005%以下或0.003%以下。O含量的下限無特別限制的必要，其下限是0%。但是欲將O含量減少到低於0.0001%的話，製造成本將會大幅上昇，因此亦可將下限設定在0.0001%。

本發明的鋼板亦可配合需求而又含有下列的各元素。

Cr：0~1.00%

Mo：0~1.00%

Sn：0~1.00%

Cu：0~1.00%

Ni：0~1.00%

B：0~0.005%

Cr、Mo、Sn、Cu、Ni以及B都是對於提昇鋼板強度有助益的元素，因此，亦可又含有這些元素的一種以上。但是，這些元素的含量過剩的話，其添加效果將會趨於飽和，經濟性變差，因此Cr、Mo、Sn、Cu以及Ni的含量上限都是設在1.00%，B含量的上限設在0.0050%。更好的上限，Cr、Mo、Ni、Sn、Cu以及Ni都是設在0.60%、0.40%、0.20%、0.10%或0.050%，B含量更好的上限，是設在0.0020%或0.0030%。為了充分獲得上述的效果，亦可將Cr、Mo、Sn、Cu以及Ni含量的下限設在0.001%，將B含量的下限設在0.0001%。更好的下限，Cr、Mo、Sn、Cu以及Ni都是設在0.010%或0.020%，B是設在0.0005%或0.0010%。然而，獲得上述的效果並不是絕對必須的。因此，Cr、Mo、Sn、Cu以及Ni的含量下限無特別限制的必要，這些元素的下限是0%。

Ti：0~0.30%

V：0~0.50%

Nb：0~0.10%

W：0~0.50%

Ti、V、Nb以及W是會形成碳化物，而對於提昇鋼板強度有助益的元素，因此亦可又含有這些元素的一種以上。但是，這些元素的含量過剩的話，其添加效果將會趨於飽和，經濟性變差，因此將Ti含量上限設在0.30%、將V含量上限設在0.50%、將Nb含量上限設在0.10%、將W含量上限設在0.50%。Ti的更好上限是0.15%或0.05%。V的更好上限是0.30%或0.08%。Nb的更好上限是0.05%或0.02%。W的更好上限是0.25%或0.05%。為了要充分獲得上述效果，Ti、V、Nb以及W含量的下限都是設在0.001%或0.005%為宜。更好的下限，每一種元素都是0.010%。然而，獲得上述的效果並不是絕對必須的。因此，Ti、V、Nb以及W含量的下限無特別限制的必要，這些元素的下限是0%。

Ca：0~0.010%、Mg：0~0.010%、Sb：0~0.200%、Zr：0~0.010%、Bi：0~0.010%、REM：0~0.100%、 Ca、Mg、Sb、Zr以及REM是可將夾雜物予以細微分散化，而對於提昇加工性有助益的元素，Bi係可減輕Mn、Si之類的置換型合金元素的微觀偏析，而對於提昇加工性有助益的元素。因此，亦可又含有這些元素的一種以上。但是，這些元素的含量過剩的話，延性將會變差，因此將Ca以及Mg的含量上限設在0.010%、將Sb的含量上限設在0.200%、將Zr以及Bi的含量上限設在0.010%、將REM的含量上限設在0.100%。更好的上限，Ca以及Mg是設在0.005%或0.003%、Sb是設在0.150%或0.05%、Zr以及Bi是設在0.005%或0.002%、REM是設在0.050%或0.004%。為了要充分獲得上述的效果，將Ca以及Mg的含量下限設在0.0001%、將Sb以及Zr的含量下限設在0.001%或0.005%、將Bi以及REM的含量下限設在0.0001%或0.005%為宜。更好的下限，Ca以及Mg是0.0010%、Sb以及Zr是0.008%、Bi以及REM是0.0008%。然而，獲得上述的效果並不是絕對必須的。因此，Ca、Mg、Sb、Zr以及REM的含量下限並無特別限制的必要，這些元素的下限是0%。此外，REM是Sc、Y以及鑭系元素之合計17種元素的總稱，REM的含量係指：上述元素的合計量。

本發明的鋼板的化學組成分，除了上述元素之外，其餘部分是Fe以及雜質，但是在不影響本發明的鋼板之特性的範圍內，亦可含有從鋼原料中以及在製鋼過程中，或者在製鋼過程中無法避免地混入的元素。

其次，說明限定本發明的鋼板的金相顯微組 織之理由。在以下的說明中，與金相顯微組織相關的「%」係指：「面積%」之意。

金相顯微組織

肥粒鐵：1~29%

殘留沃斯田鐵：5~20%

麻田散鐵：低於10%

波來鐵：低於5%

其餘部分：變韌鐵或回火麻田散鐵、變韌鐵以及回火麻田散鐵

在本發明的鋼板中，係藉由形成上述金相顯微組織，來確保所需的機械特性。

肥粒鐵是用來確保充分的延伸率之有效的組織，因此乃將肥粒鐵量設定在1%以上。優選的下限是3%、5%、7%或9%。更優選的下限是10%、11%、12%或13%。另一方面，肥粒鐵量過剩的話，將變得難以確保充分的強度，因此將肥粒鐵量設在29%以下。優選的上限是27%、25%、22%或20%。更優選的上限是19%或18%。

殘留沃斯田鐵也是用來確保充分的延伸率之有效的組織，因此乃將殘留沃斯田鐵量設定在5%以上。優選的下限是7%、8%或9%。更優選的下限是10%或11%。另一方面，殘留沃斯田鐵量過剩的話，將變得難以確保充分的強度，因此將殘留沃斯田鐵量設在20%以下。優選的上限是設在17%、16%、15%或14%。

麻田散鐵以及波來鐵之各自的含量過剩的話，將無法確保充分的擴孔性以及低溫韌性，因此將麻田散鐵量設為低於10%，將波來鐵量設為低於5%。麻田散鐵量的優選的上限是8%、6%、5%或4%，波來鐵量的優選的上限是3%、2%或1%。更優選的上限是低於1%。這些組織的量的下限無特別制定的必要，是0%。但是，在本發明的鋼板中，大多是有某種程度的麻田散鐵存在其中，因此亦可因應必要來將麻田散鐵量的下限設在1%、2%、3%或4%。波來鐵量是0%為宜，但是亦可將其下限設在0.5%或1%。

金相顯微組織的其餘部分是變韌鐵或回火麻田散鐵、變韌鐵以及回火麻田散鐵。其餘部分組織的上限是94%、下限是高於36%。其下限亦可設在40%、50%、55%、60%、65%或70%，其上限亦可設在90%、86%、82%、78%或74%。尤其是回火麻田散鐵量是設在65%以下或60%以下為宜，回火麻田散鐵量是設在30%以上或40%以上為宜。

此處，將說明計算出本發明的鋼板的金相顯微組織的面積%之方法。先裁切出鋼板之輥軋方向的剖面，利用硝酸腐蝕液進行腐蝕而使其呈現出金相顯微組織，將位於鋼板1/4厚度位置的組織，利用掃描型電子顯微鏡(倍率：5000倍、5個觀察視野)進行拍攝，再從所拍攝到的金相顯微組織照片，利用計點法來計算出面積率(面積%)。

將未呈現出下部組織且輝度較低的領域視為肥粒鐵，並且將未呈現出下部組織且輝度較高的領域視為麻田散鐵或殘留沃斯田鐵，來計算出面積率。將呈現出下部組織的領域視為回火麻田散鐵或變韌鐵，來計算出面積率。

殘留沃斯田鐵的面積率，是以鋼板之1/4厚度的面當作觀察面，實施X射線繞射，將從bcc與fcc的峰值面積比所計算出來的數值視為面積率。麻田散鐵的面積率，則是從被當成麻田散鐵或殘留沃斯田鐵計算出來的面積率減去利用X射線繞射而得的殘留沃斯田鐵的面積率，而求出來的。

利用X射線繞射所獲得的組織百分率，原本是體積率(體積%)。然而，金相顯微組織的面積率(面積%)係大致與體積率(體積%)相等，因此將上述之利用X射線繞射所測定到的殘留沃斯田鐵的百分率，援用視為殘留沃斯田鐵的面積率。

變韌鐵與回火麻田散鐵，係可藉由觀察組織內部所含有的雪明鐵的位置與變種，來進行區別。回火麻田散鐵係由：麻田散鐵細網、生成於麻田散鐵細網內部的雪明鐵所構成的。此時，麻田散鐵細網以及雪明鐵的結晶方位關係，是有兩種類以上存在，因此，構成回火麻田散鐵的雪明鐵是具有多種變種。

變韌鐵，被分類為：上部變韌鐵與下部變韌鐵。上部變韌鐵係由：細網狀的變韌肥粒鐵、與生成在細 網界面的雪明鐵所構成的，因此，可很容易與回火麻田散鐵作區別。下部變韌鐵係由：細網狀的變韌肥粒鐵、與生成在細網內部的雪明鐵所構成。此時，變韌肥粒鐵以及雪明鐵的結晶方位關係，係與回火麻田散鐵不同，只有單一種類，構成下部變韌鐵的雪明鐵是具有同一種變種。因此，下部變韌鐵與回火麻田散鐵，係可依據雪明鐵的變種來作區別。

肥粒鐵與當量圓半徑1μm以上的麻田散鐵或殘留沃斯田鐵之接觸界面的長度總和：每1000μm²為100μm以下。

麻田散鐵或殘留沃斯田鐵，其當量圓半徑太大的話，將會阻礙加工性以及韌性。尤其是當量圓半徑1μm以上的麻田散鐵或殘留沃斯田鐵與軟質組織的肥粒鐵接觸的話，將會使得加工性以及韌性變差。因此，必須對於肥粒鐵與當量圓半徑1μm以上的麻田散鐵或殘留沃斯田鐵接觸的界面長度的總和加以管理。

界面長度的總和，可利用下述的方法求得。

首先，針對於拍攝到的金相顯微組織照片，進行區別：(1)肥粒鐵、(2)麻田散鐵或殘留沃斯田鐵、以及(3)其他組織之三種領域。此處所稱的「(3)其他組織」係如前所述，係在金相顯微組織照片中，呈現出下部組織的領域，是相當於：變韌鐵或回火麻田散鐵、變韌鐵及回火麻田散鐵。

其次，使用市售的圖像解析用軟體，分別求 出麻田散鐵或殘留沃斯田鐵的面積，並且換算成當量圓半徑。針對於當量圓半徑1μm以上的所有的麻田散鐵或殘留沃斯田鐵，描繪出其與肥粒鐵之間的境界線，計算出長度。然後，求出其長度的總和，再算出1000(μm²)/測定視野面積(μm²)的數值。

此時所採用的圖像解析用軟體，只要是能夠執行上述操作的軟體即可，並未特別指定，係可採用例如：image-pro plus ver.6.1(Media Cybernetics公司出品的軟體)。

為了確保所需的加工性與韌性，乃將肥粒鐵與當量圓半徑1μm以上的麻田散鐵或殘留沃斯田鐵接觸的界面長度的總和，設定成：每1000μm²為100μm以下。基於更為改善韌性的觀點考量，上述界面的長度的總和是設定在80μm以下、70μm以下或60μm以下為宜。更好是50μm以下或40μm以下。

其次，說明本發明的鋼板之合宜的機械特性。

拉伸強度：980MPa以上

總延伸率：10%以上

擴孔率：30%以上

5%預先應變後的vTrs：-10℃以下

為了確保作為汽車用鋼板所需的強度，本發明鋼板的拉伸強度是在980MPa以上為宜。拉伸強度的上限並無特 別制定的必要，亦可選定為1250MPa、1200MPa或1150MPa。作為汽車用鋼板，為了確保可利用沖壓加工等來成形出各種形狀的加工性，總延伸率是在10%以上、擴孔率是在30%以上為宜。此外，為了確保作為寒冷地區使用的汽車用鋼板所需的低溫韌性，5%預先應變後的vTrs是-10℃以下為宜。更好是-30℃以下。

本發明鋼板的厚度雖然也有低於0.5mm或高於3.2mm的例子，但主要是0.5~3.2mm。

本發明的鍍鋅鋼板，是在本發明鋼板的表面具有熔融鍍鋅層之冷軋鋼板、或具有合金化熔融鍍鋅層之冷軋鋼板。藉由在鋼板表面有熔融鍍鋅層的存在，可更提昇耐腐蝕性。在鋼板表面利用合金化處理而存在著：將Fe滲入熔融鍍鋅層中的合金化熔融鍍鋅層，藉此，可確保優異的焊接性以及塗裝性。

本發明的鍍鋅鋼板中，基於改善塗裝性和焊接性之目的，亦可在熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層之上，又實施上層鍍覆處理。此外，本發明的鋼板中，亦可在熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層之上，實施各種的處理，例如：鍍鉻處理、磷酸鹽處理、提昇潤滑性處理、提昇焊接性處理等。

其次，說明適合於本發明的鋼板之製造方法。

在製造本發明的鋼板時，用來處理本發明的鋼板的化學組成分的鑄片之下列(A)~(C)的工序很重 要。本發明人等係根據以往的研究而確認出：只要能夠符合下列的條件，即可獲得本發明的金相顯微組織等。

(A)依據(A1)~(A4)的條件之熱軋工序

熱軋工序是依照下列的條件來進行的。

(A1)是進行符合數式(1)的條件之胚料加熱

此處，

T：溫度(℃)

R：氣體常數；8.314J/mol

ts(T)：胚料在溫度T的滯留時間(sec)

SRT：胚料加熱溫度(℃)

WC：鋼中C含量(質量%)

WMn：鋼中Mn含量(質量%)

數式(1)的左邊，是用來表示：胚料加熱時所引起的Mn濃度不均質化的程度之數式。數式(1)左邊的分子，是用來表示：胚料加熱時滯留在α+γ雙相領域中之從α相分配到γ相的Mn量的項目，這個數值愈大的話，胚料中的Mn濃度分布愈不均質化。另一方面，數式(1) 左邊的分母，是對應於：胚料加熱時滯留在γ單相領域中之在γ相中擴散的Mn原子的距離的項目，這個數值愈大的話，胚料中的Mn濃度分布愈均質化。換言之，胚料在α+γ的雙相領域(溫度為Ac₁以上且Ac₃以下)的滯留時間愈長的話，從α相分配到γ相的Mn量愈大。另一方面，胚料在γ單相溫度領域(Ac₃以上)的滯留時間愈長的話，Mn濃度分布愈均質化。

數式(1)的左邊數值愈大的話，愈容易在鋼中形成局部性的Mn濃度偏高之Mn濃化領域。並且在Mn濃化領域的周圍形成Mn稀薄領域。這些現象是經過熱軋、冷軋而延續到最終退火工序為止。因為Mn稀薄領域的淬火硬化性較低，因此在最終退火工序中，肥粒鐵容易優先地進行變態。另一方面，鄰靠著Mn稀薄領域而存在的Mn濃化領域，因為淬火硬化性較高，因此在最終退火工序中，不易產生肥粒鐵變態以及變韌鐵變態，而容易變態成麻田散鐵。因此，Mn濃度不均質化的話，容易形成肥粒鐵與麻田散鐵相鄰，肥粒鐵與麻田散鐵或殘留沃斯田鐵接觸的界面長度的總和，亦即σMA將會增大。

第2圖是顯示數式(1)的左邊數值與σMA的關係的調查結果的圖。數式(1)的左邊數值愈大的話，σMA愈增大，尤其是數式(1)的左邊數值在剛超過1.0的地方，σMA將會急遽地增大。基於以上所述的理由，為了要使鋼中的Mn濃度分布充分地均質化，必須選定出胚料加熱條件來使得數式(1)的左邊數值落在1.0以下。此 外，Ac₁以及Ac₃是根據下列的經驗式而計算出來的。此處的元素記號是表示：元素量(質量%)之意。

Ac₁=723-10.7Mn-16.9Ni+29.1Si+16.9Cr

Ac₃=910-203．√C-15.2Ni+44.7Si+104V+ 31.5Mo-30Mn-11Cr-20Cu+700P+400Al+400Ti

此外，在上述數式中的各元素記號，係表示：各自的含量(質量%)之意。

此處，將胚料加熱模式的例子顯示於第3圖。第3圖中的(a)是表示：後述的表2中的No.1(發明例，數式(1)的左邊數值為0.52<1.0)的胚料加熱模式；第3圖中的(b)是表示：後述的表2中的No.2(比較例，數式(1)的左邊數值為1.25>1.0)的胚料加熱模式。可以看出：胚料加熱模式(a)與胚料加熱模式(b)係有顯著的不同。此外，胚料加熱溫度是1200℃以上且1300℃以下為宜。

(A2)在1050℃以上且1150℃以下時的總軋縮率：60%以上

粗輥軋是在1050℃以上且1150℃以下的溫度、總軋縮率：60%以上的條件下進行。如果在1050℃以上且1150℃以下時的總軋縮率低於60%的話，輥軋中的再結晶不夠充分，熱軋鋼板的組織會有趨於不均質化的虞慮，因此，將上述總軋縮率設在60%以上。

(A3)從1050℃以下起迄精製輥軋的最終過板(精製最終過板)之前的總軋縮率：70~95%

精製最終過板的軋縮率：10~25%

精製最終過板的溫度：880~970℃

從1050℃以下起迄精製最終過板之前的總軋縮率低於70%的話，在精製最終過板的軋縮率低於10%的情況下，或者精製最終過板的溫度高於970℃的情況下，熱軋鋼板組織將變得粗大化，因而最終製品鋼板的組織也會變得粗大化而導致加工性變差。因此，乃將從1050℃以下起迄精製最終過板之前的總軋縮率設定為70%以上，將精製最終過板的軋縮率設定為10%以上，將精製最終過板的溫度(入口側溫度)設定為970℃以下。

另一方面，如果從1050℃以下起迄精製最終過板之前的總軋縮率高於95%的話，在精製最終過板的軋縮率高於25%的情況下，或者精製最終過板的溫度低於880℃的情況下，熱軋鋼板的集合組織更為發達，最終製品鋼板中的異方性趨於明顯。因此，乃將從1050℃以下起迄精製最終過板之前的總軋縮率設定為95%以下，將精製最終過板的軋縮率設定為25%以下，將精製最終過板的溫度(入口側溫度)設定為880℃以上。

(A4)捲取溫度：430~650℃

如果捲取溫度低於430℃的話，熱軋鋼板的強度變得過大，將會損及冷間輥軋性，因此將捲取溫度設定在430℃以 上。另一方面，若捲取溫度高於650℃的話，Mn將會濃化於熱軋鋼板中的雪明鐵，Mn濃度分布變得不均質，而且酸洗性變差，因此乃將捲取溫度設定在650℃以下。

此外，熱軋鋼板的酸洗，只要依循一般常用的方法施行即可。此外，為了對熱軋鋼板的形狀進行矯正以及提昇酸洗性，亦可實施表皮光軋。

(B)軋縮率：30%以上且80%以下的冷軋工序

在最終退火工序中，必須將沃斯田鐵粒徑予以細微化，因此將軋縮率設定在30%以上。另一方面，如果軋縮率高於80%的話，輥軋加重變得過大，將會增大輥軋機的負荷，因此將軋縮率設定在80%以下。

(C)經由(C1)~(C5)工序的連續退火工序 (C1)加熱溫度：Ac₃-30℃以上且900℃以下

加熱時間(保持時間)：30秒以上且450秒以下

如果加熱溫度低於Ac₃-30℃的話，沃斯田鐵化未能充分地進行，因此將加熱溫度設定在Ac₃-30℃以上。另一方面，如果加熱溫度超過900℃的話，沃斯田鐵粒徑變得粗大化，韌性和化成處理性變差，而且會產生使退火設備損壞之虞，因此將加熱溫度設定在900℃以下。

如果加熱時間低於30秒的話，沃斯田鐵化未能充分地進行，因此將加熱時間設定在30秒以上。另一方面，如果加熱時間高於500秒的話，生產性將會變差，因 此將加熱時間設定在450秒以下。

(C2)一次冷卻

冷卻速度：5.0℃/秒以下，一次冷卻結束溫度：620~720℃

為了要將肥粒鐵的百分率以及波來鐵的百分率控制在所需的範圍內，在上述加熱後，進行一次冷卻，緊接著又進行二次冷卻(如後詳述)。如果一次冷卻中的冷卻速度高於5.0℃/秒，或者一次冷卻結束溫度高於720℃的話，無法獲得所需的肥粒鐵百分率，因此將冷卻速度設定為5.0℃/秒以下，將一次冷卻結束溫度設定在720℃以下。另一方面，如果一次冷卻結束溫度低於620℃的話，無法獲得所需的肥粒鐵的百分率，因此將一次冷卻結束溫度設定在620℃以上。

(C3)二次冷卻

冷卻速度：20℃/秒以上

二次冷卻結束溫度：280~350℃

一次冷卻後的二次冷卻的條件是如上所述。如果二次冷卻速度低於20℃/秒的話，無法獲得所需的肥粒鐵的百分率以及波來鐵的百分率。如果二次冷卻結束溫度低於280℃的話，未變態的沃斯田鐵的百分率將會明顯減少，因此殘留沃斯田鐵的百分率將會低於所需的值。如果二次冷卻結束溫度高於350℃的話，在其後的三次冷卻工序中，變韌鐵變態未能充分進行，因此將二次冷卻結束溫度 設定在350℃以下。此外，二次冷卻開始的溫度是與一次冷卻結束的溫度相同。

(C4)低溫加熱

(低溫)加熱溫度：390~430℃

(低溫)加熱時間(保持時間)：10秒以下

二次冷卻後隨即進行低溫加熱。如果加熱溫度低於390℃或者加熱溫度高於430℃的話，在其後的三次冷卻時，變韌鐵變態未能充分進行，沃斯田鐵的穩定度將會變差。雖然沒有特別限定加熱速度的必要，但是基於生產效率的觀點考量，還是以1℃/秒以上的速度進行加熱為宜。將低溫加熱時間設定在10秒以下。

(C5)三次冷卻

三次冷卻結束溫度：280~350℃

冷卻速度：0.15~1.5℃/秒

為了沃斯田鐵的穩定化(沃斯田鐵等溫淬火)，在低溫加熱後隨即實施三次冷卻。通常，沃斯田鐵等溫淬火處理，是保持在一定的溫度進行的，但亦可不保持等溫而是藉由慢速冷卻，來更為提高沃斯田鐵的穩定度。三次冷卻結束溫度是設在280~330℃。此外，三次冷卻開始的溫度是與低溫加熱時的加熱溫度相同。

利用慢速冷卻的方式所達成的沃斯田鐵的穩定性，是比利用等溫保持的方式所達成的沃斯田鐵的穩定 性更好，其詳細的機轉雖然尚未解明，但是如果採用等溫保持方式的話，未變態沃斯田鐵中的C濃度，是在到達等溫保持溫度中的T₀組成(沃斯田鐵相(FCC構造)與肥粒鐵相(BCC構造)的自由能量趨於相等，而變韌鐵變態的驅動力變成0的時候之沃斯田鐵中的C濃度)的時點，停止進行變韌鐵變態。另一方面，如果是採用慢速冷卻的方式的話，T₀組成是隨著慢速冷卻的溫度下降而逐漸變大，因此，未變態沃斯田鐵的C濃度是高於等溫保持的方式的C濃度。其結果，被認為是：可更提高未變態沃斯田鐵的穩定性。

第4圖是顯示出三次冷卻速度與殘留γ中的C濃度(Cγ)的關係。如第4圖所示，在三次冷卻速度為0.15~1.5℃/s的範圍內，Cγ是極大化。

在上述連續退火之後，亦可實施調質輥軋，來進行鋼板的矯平，或者調整表面粗糙度。這種情況下，為了避免延性變差，延伸率是設在2%以下為宜。

其次，說明本發明的鍍鋅鋼板的製造方法。

本發明的鍍鋅鋼板，是在上述的(A)~(C)工序之後，又具備下列的(D)或(E)的工序。

(D)在經過上述(A)~(C)工序而製造的本發明的鋼板表面形成熔融鍍鋅層的鍍覆工序

(E)在經過上述(A)~(C)工序而製造的本發明的鋼板表面形成熔融鍍鋅層之後，實施合金化處理而形成合金化熔融鍍鋅層的合金化工序

以下，針對於各工序進行說明。

(D)鍍覆工序

將本發明的鋼板浸漬在熔融鍍鋅槽內，在鋼板表面形成熔融鍍鋅層。熔融鍍鋅層的形成，亦可在上述的連續退火後，連續地進行。熔融鍍鋅槽，雖然是以鋅為主體的鍍鋅槽，但是亦可為以鋅合金為主體的鍍鋅槽。鍍鋅槽的溫度是450~470℃為宜。

(E)合金化工序

對於形成在鋼板表面上的熔融鍍鋅層實施合金化處理，而形成合金化熔融鍍鋅層。合金化處理的條件，並未特別地限定為特定的條件，亦可採用先加熱到480~600℃，並在這個溫度中保持2~100秒鐘的處理條件。

〔實施例〕

其次，將說明本發明的實施例，但是實施例所揭示的條件，是為了用來確認本發明的可實施性以及效果而採用的其中一種條件例而已，本發明並不限定為只有這一種條件例。本發明只要是在不脫離本發明的要旨，並且可達成本發明之目的的範圍內，係可採用各種不同的條件。

(實施例)

先鑄造出具有如表1所示的化學組成分之胚料，利用如表2以及表3所示的條件進行熱軋而作成熱軋鋼板。對於這種熱軋鋼板進行酸洗，以如表2以及表3所示的軋縮率進行冷軋而作成冷軋鋼板。對於這種冷軋鋼板，以如表2以及表3所示的條件進行熱處理。

此處，表中的各記號所代表的意思如下所述。

SRT：胚料加熱溫度

R1：1050~1150℃的總軋縮率

R2：1050℃以下~精製最終過板前的總軋縮率

R3：精製最終過板的軋縮率

FT：精製最終過板的入口側溫度

CT：捲取溫度

此處，表中的各記號所代表的意思如下所述。

T1：加熱溫度

t1：加熱時間

CR1：一次冷卻速度

T2：一次冷卻結束溫度(二次冷卻開始溫度)

CR2：二次冷卻速度

T3：二次冷卻結束溫度

HR：昇溫速度

T4：低溫加熱溫度

t2：低溫加熱時間

CR3：三次冷卻速度

T5：三次冷卻結束溫度

CR：冷軋鋼板

GI：熔融鍍鋅鋼板

GA：合金化熔融鍍鋅鋼板

從熱處理後的冷軋鋼板身上之與輥軋方向形成直角的方向截取日本工業規格JIS Z2241的5號拉伸試驗片，來進行拉伸試驗，測定了拉伸強度(TS)、降伏強度(YS)、總延伸率(EL)。又，依照日本工業規格JIS Z2256來進行擴孔試驗，測定了擴孔率(λ)。

其次，針對於熱處理後的冷軋鋼板，實施延伸率為5%的冷軋，來對於鋼板施加應變(預先應變加工)之後，製作成夏氏衝擊試驗片，求出脆性-延性遷移溫度(vTrs)，評比其加工後的低溫韌性。夏氏衝擊試驗片，是將複數片鋼板重疊以螺栓鎖緊在一起，並且確認了鋼板之間沒有間隙之後，製作成具有深度為2mm的帶有V形凹槽的試驗片。重疊的鋼板的片數，係以將鋼板重疊後的試驗片厚度最接近10mm的方式來設定鋼板的片數。例如：如果板厚是1.2mm的話，就將8片鋼板重疊，使試驗片的厚度設成9.6mm。鋼板重疊型的夏氏衝擊試驗片，是將板寬度方向視為長邊。此外，雖然是不要將試驗片重 疊，而是以單一片鋼板的試驗片來進行夏氏衝擊試驗的話，比較簡便，但是，將鋼板重疊在一起來進行衝擊試驗的試驗條件更為嚴格，因此將試驗片重疊在一起。

試驗溫度是設定在-120℃~+20℃，以每20℃的間隔進行測定，將脆性破面率達到50%的溫度當作遷移溫度(vTrs)。上述以外的條件，則是依照日本工業規格JIS Z 2242的規定。此外，也針對於施加預先應變前的低溫韌性(vTrs)進行評比，來作為參考值。

將評比結果標示於表4。

此處，表中的各記號所代表的意思如下所述。

Vα：肥粒鐵的面積率

VP：波來鐵的面積率

VM：麻田散鐵的面積率

Vγ：殘留沃斯田鐵的面積率

其餘部分：變韌鐵或回火麻田散鐵、變韌鐵及回火麻田散鐵的面積率

σMA：肥粒鐵與當量圓半徑1μm以上的麻田散鐵或殘 留沃斯田鐵接觸的界面長度的總和(μm/1000μm²)

YS：降伏強度

TS：拉伸強度

E1：總延伸率

λ：擴孔率

vTrs：遷移溫度

如果是化學組成分以及製造條件都落在本發明的範圍內的例子的話，組織百分率都是落在本發明的範圍內，因此具有980MPa以上的拉伸強度、10%以上的延伸率、30%以上的擴孔率、施加5%預先應變後的vTrs是-10℃以下。另一方面，如果是化學組成分以及製造條件的其中一方或兩者都落在本發明的範圍外的例子的話，拉伸強度、延伸率、擴孔率、施加5%預先應變後的vTrs的其中有一項，並未達到所需值。

〔產業上的可利用性〕

如前所述，根據本發明，係可提供：加工性與低溫韌性優異，尤其是塑性應變導入後的低溫韌性優異的高強度冷軋鋼板與高強度熔融鍍鋅冷軋鋼板。因此，本發明在鋼板製造產業以及鋼板利用產業中具有很高的可利用性。

Claims (4)

1. 一種冷軋鋼板，是拉伸強度為980MPa以上的冷軋鋼板，其化學組成分以質量%計，C：0.10~0.30%、Si：0.50~2.50%、Mn：1.50~3.50%、Al：0.001~1.00%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、N：0.01%以下、O：0.01%以下、Cr：0~1.00%、Mo：0~1.00%、Sn：0~1.00%、Cu：0~1.00%、Ni：0~1.00%、B：0~0.005%、Ti：0~0.30%、V：0~0.50%、Nb：0~0.10%、W：0~0.50%、Ca：0~0.010%、 Mg：0~0.010%、Sb：0~0.200%、Zr：0~0.010%、Bi：0~0.010%、REM：0~0.100%、其餘部分：Fe以及雜質；其金相顯微組織以面積%計，肥粒鐵：1~29%、殘留沃斯田鐵：5~20%、麻田散鐵：低於10%、波來鐵：低於5%、其餘部分：變韌鐵或回火麻田散鐵、變韌鐵及回火麻田散鐵；肥粒鐵與當量圓半徑1μm以上的麻田散鐵或殘留沃斯田鐵接觸的界面的長度總和是每1000μm²為100μm以下。
2. 如申請專利範圍第1項所述的冷軋鋼板，其中，前述鋼板的板厚度是0.5~3.2mm。
3. 一種熔融鍍鋅冷軋鋼板，是在如申請專利範圍第1項或第2項所述的冷軋鋼板的表面，具有熔融鍍鋅層。
4. 一種熔融鍍鋅冷軋鋼板，是在如申請專利範圍第1項或第2項所述的冷軋鋼板的表面，具有合金化熔融鍍鋅層。