TWI751002B

TWI751002B - 高成形性熱浸鍍鋅鋼材及其製造方法

Info

Publication number: TWI751002B
Application number: TW110102185A
Authority: TW
Inventors: 蔣龍仁; 涂睿帆; 林傑山; 陳子明; 鍾思行; 黃俊源
Original assignee: 中國鋼鐵股份有限公司
Priority date: 2021-01-20
Filing date: 2021-01-20
Publication date: 2021-12-21
Also published as: TW202229579A

Abstract

本發明有關於一種高成形性熱浸鍍鋅鋼材及其製造方法。此熱浸鍍鋅鋼材之鋼胚包含低含量之碳與特定總含量之鈮、鈦及釩。藉由特定的盤捲溫度及低平均冷卻速度之冷卻處理，此製造方法可降低熱浸鍍鋅鋼材之時效硬化性，從而提升其成形性。

Description

高成形性熱浸鍍鋅鋼材及其製造方法

本發明係關於一種高成形性熱浸鍍鋅鋼材及其製造方法，且特別是有關於一種無時效硬化性之高成形性熱浸鍍鋅鋼材及其製造方法。

熱浸鍍鋅鋼材係經過熱浸鍍鋅處理後製得之鋼材，且其通常應用於高抗腐蝕性之鋼材，例如：汽車內外之板件。隨著存放時間增長，新鮮製得之鋼材逐漸硬化，並增大加工性阻抗，進而造成後續加工的困難，例如：模具的磨損及回彈。此硬化現象稱作時效硬化(Aging Hardenability)。

傳統上，藉由降低碳含量及增加鋼胚中可固定碳原子之合金元素的含量，以形成穩定的碳化物，並同時減少自由碳原子，而抑制鋼材發生時效硬化，從而提升鋼材的成形性。前述可固定碳原子之合金元素包含釩、鈮及鈦，且對於碳含量小於0.005重量百分比之鋼材而言，通常使用含量大於0.05重量百分比(基於鋼胚的重量為100重量百分比做計算)之鈦及鈮的合金。由於此些合金元素的價格昂貴，故增加生產成本。

此外，通常採用高溫完軋、高溫盤捲及高溫退火處理之製程條件，以完全析出碳化物，從而製得高成形性之鋼材。進一步，於煉鋼製程中，必須進行轉爐脫碳，以大幅地降低鋼材的碳含量，故增加製程的困難度，並且增加生產成本。

有鑑於此，亟需發展一種新的高成形性熱浸鍍鋅鋼材及其製造方法，以改善習知熱浸鍍鋅鋼材及其製造方法的上述缺點。

有鑑於上述之問題，本發明之一態樣是在提供一種高成形性熱浸鍍鋅鋼材之製造方法。此製造方法使用含有低碳含量及特定總含量的釩、鈮及鈦之鋼胚，且藉由特定盤捲溫度及低平均冷卻速度之冷卻處理，以降低熱浸鍍鋅鋼材之時效硬化性，從而提升其成形性。

本發明之另一態樣是在提供一種高成形性熱浸鍍鋅鋼材。此熱浸鍍鋅鋼材係利用前述之製造方法所製得，從而具備高成形性。

根據本發明之一態樣，提出一種高成形性熱浸鍍鋅鋼材之製造方法。此製造方法包含提供鋼胚，其中鋼胚包含0.001重量百分比至0.01重量百分比之碳、不大於0.1重量百分比之矽、不大於1.5重量百分比之錳、不大於0.15重量百分比之磷、不大於0.01重量百分比之硫、不大於0.003重量百分比之氮、0.03重量百分比至0.1重量百分比之鋁、不大於0.002重量百分比之硼、餘量的鐵及不可避免的雜質。鋼胚含有總含量為等於或大於0.005重量百分比且小於0.04重量百分比之釩、鈮及鈦。接著，對鋼胚進行再加熱處理，再對再加熱後之鋼胚進行熱軋處理，以獲得熱軋鋼材，其中熱軋處理之完軋溫度係不小於Ar3溫度。然後，對熱軋鋼材進行盤捲處理，其中盤捲處理之盤捲溫度為650℃至750℃。於盤捲處理後，進行冷軋處理，以獲得冷軋鋼材。於冷軋處理後，對冷軋鋼材進行連續退火處理，其中連續退火處理之退火溫度為750℃至920℃。再對退火後之冷軋鋼材進行冷卻處理，其中冷卻處理之平均冷卻速度為不大於10℃/sec。在冷卻處理後，對冷卻後之冷軋鋼材進行熱浸鍍鋅處理，以獲得高成形性熱浸鍍鋅鋼材。此高成形性熱浸鍍鋅鋼材之時效應力增加量為小於7MPa。

依據本發明之一實施例，再加熱處理之再加熱溫度為不小於1100℃。

依據本發明之另一實施例，冷卻處理包含將退火後之冷軋鋼材冷卻到430℃至530℃。

依據本發明之又一實施例，熱浸鍍鋅處理之浸鍍溫度為450℃至480℃。

依據本發明之再一實施例，於進行熱浸鍍鋅處理後，高成形性熱浸鍍鋅鋼材之製造方法選擇性包含鍍鋅後冷卻處理，以冷卻鍍鋅後之冷軋鋼材到150℃至250℃。

依據本發明之再一實施例，於進行熱浸鍍鋅處理後，高成形性熱浸鍍鋅鋼材之製造方法選擇性包含調質軋延處理，且調質軋延處理之軋延率為0.3%至2.7%。

依據本發明之再一實施例，於進行調質軋延處理後，高成形性熱浸鍍鋅鋼材之製造方法選擇性包含調質後冷卻處理，以冷卻調質後之冷軋鋼材至室溫。

依據本發明之再一實施例，冷軋處理之裁減率為55%至95%。

本發明之另一態樣係提供一種高成形性熱浸鍍鋅鋼材。此高成形性熱浸鍍鋅鋼材利用前述之高成形性熱浸鍍鋅鋼材之製造方法所製得。

依據本發明之一實施例，高成形性熱浸鍍鋅鋼材之伸長率為不小於34%。

應用本發明之高成形性熱浸鍍鋅鋼材之製造方法，其中使用低碳含量及特定總含量的釩、鈮及鈦之鋼胚，且藉由特定盤捲溫度及低平均冷卻速度之冷卻處理，以降低熱浸鍍鋅鋼材之時效硬化性，從而提升其成形性。

以下仔細討論本發明實施例之製造和使用。然而，可以理解的是，實施例提供許多可應用的發明概念，其可實施於各式各樣的特定內容中。所討論之特定實施例僅供說明，並非用以限定本發明之範圍。

本發明之高成形性熱浸鍍鋅鋼材的製造方法係適用於0.001重量百分比至0.01重量百分比之低碳含量的鋼材，其碳含量範圍較傳統之IF鋼材(Interstitial-Free Steel Material)的碳含量範圍(小於0.005重量百分比)更寬廣，故可提升煉鋼製程的操作性。

詳述之，傳統之製造方法係藉由煉鋼製程將碳含量降至最低，以盡量降低鋼材中之自由碳的含量。藉此避免自由碳進入金相的差排中，而增加鋼材的時效硬化性，故傳統之製造方法存在長煉鋼時間及高耗能之缺點。然而，本發明之高成形性熱浸鍍鋅鋼材的製造方法可藉由下述之製程條件(即特定盤捲溫度及低平均冷卻速度之條件)來降低鋼材的時效硬化性，並提升其成形性。故相較於傳統之製造方法，本發明之製造方法不需要嚴格控制，且不須刻意減低碳含量，從而具備更寬的煉鋼製程之操作性。

此外，鋼材含有總含量為等於或大於0.005重量百分比且小於0.04重量百分比之釩、鈮及鈦，且其係遠小於傳統的熱浸鍍鋅鋼材所含有之鈦及鈮的總含量(如前所述，大於0.05重量百分比)，故此製造方法不需使用高量的可固定碳原子之合金元素，即可抑制鋼材之時效硬化性，並提升其成形性。因此，此製造方法可節省合金元素之使用成本，從而兼具低成本及寬操作性之優點。

進一步，此製造方法包含提供特定組成之鋼胚，並對此鋼胚進行再加熱、熱軋、盤捲、冷軋、連續退火、冷卻及熱浸鍍鋅之處理，其中藉由特定盤捲溫度(650℃至750℃)及低平均冷卻速度(不大於10℃/sec，其小於傳統之15℃/sec的平均冷卻速度)之冷卻處理，以降低熱浸鍍鋅鋼材的時效硬化性，從而提升其成形性。

本發明所稱之成形性係以鋼材的伸長率進行評估，當鋼材之伸長率等於或大於34%時，此鋼材具有優異的成形性。此外，本發明所稱之時效硬化性係以時效應力增加量進行評估，當其值小於7MPa時，則表示鋼材不具有時效硬化性。

請參閱圖1，其係繪示根據本發明之一實施例的高成形性熱浸鍍鋅鋼材製造方法的流程圖。於高成形性熱浸鍍鋅鋼材之製造方法100中，先提供鋼胚，如操作110所示。此鋼胚包含0.001重量百分比至0.01重量百分比之碳、不大於0.1重量百分比之矽、不大於1.5重量百分比之錳、不大於0.15重量百分比之磷、不大於0.01重量百分比之硫、不大於0.003重量百分比之氮、0.03重量百分比至0.1重量百分比之鋁、不大於0.002重量百分比之硼、餘量的鐵，以及不可避免的雜質，其中鋼胚含有總含量為等於或大於0.005重量百分比且小於0.04重量百分比之釩、鈮及鈦。此處，本發明所稱之不可避免的雜質係指於煉鋼過程中無法分離出的雜質。

碳(C)為強化元素，且影響碳化物析出及變韌鐵相或麻田散鐵相之含量與分佈情況。當碳含量大於0.01重量百分比時，過多之碳元素超出鈮、鈦或釩等合金元素所能固化的含量，而易於金相組織產生雪明碳鐵相及更多的固溶碳，進而促進鋼材之時效硬化，因此降低其成形性。於煉鋼過程中，過低之碳含量(降至小於0.001重量百分比)將耗費許多能源及時間。在一些較佳的實施例中，碳含量可為0.002重量百分比至0.01重量百分比。

矽(Si)為固溶強化元素，且可促進生成肥粒鐵相，而抑制生成雪明碳鐵相。當矽含量為大於0.1重量百分比時，不利於雪明碳鐵相的生成，但會增加肥粒鐵相的強度，故降低其成形性。在一些較佳的實施例中，矽含量可為0.01重量百分比至0.1重量百分比。

錳(Mn)為固溶強化元素，且促進變韌鐵相或麻田散鐵相生成，而用以提高鋼材之強度。在一些較佳的實施例中，錳含量可為0.25重量百分比至0.8重量百分比。當錳含量大於1.5重量百分比時，將增加變韌鐵相或麻田散鐵相的含量，而降低鋼材的成形性。

磷(P)屬於鋼材中的不純物。在一些較佳的實施例中，磷含量可為0.01重量百分比至0.07重量百分比。當磷含量大於0.15重量百分比時，磷元素容易偏析至晶界，而造成晶界脆化，故降低鋼材的成形性。

硫(S)亦屬於鋼材中的不純物。當硫含量大於0.01重量百分比時，硫將與錳等元素結合，而形成硫化錳等脆性介在物，故降低鋼材的成形性。

氮(N)可與鈦形成氮化鈦(TiN)介在物。在一些較佳的實施例中，氮含量可為0.0005重量百分比至0.003重量百分比。當氮含量大於0.003重量百分比時，過多之氮容易粗化氮化鈦介在物，而降低鋼材的成形性。

鋁(Al)可於煉鋼時進行脫氧。當鋁含量小於0.03重量百分比時，將導致脫氧不足。當鋁含量大於0.1重量百分比時，鋼材的成形性變差。

硼(B)為有效提升鋼材的淬火性的元素。在一些較佳的實施例中，硼含量可為不大於0.001重量百分比。當硼含量大於0.002重量百分比時，抑制肥粒鐵相生成，故鋼材的成形性變差。

鈮(Nb)、鈦(Ti)及釩(V)為析出強化元素，且可與碳形成碳化物，以固定碳。當鈮、鈦及釩之總含量小於0.005重量百分比時，過少的前述元素難以固定碳原子。當其總含量等於或大於0.04重量百分比時，可促進碳化物析出，而提高鋼材的成形性，但是增加鋼材製造成本。

於前述之操作110後，對鋼胚進行再加熱處理，如操作120所示。此再加熱處理係提高鋼胚的溫度，以固溶鋼胚的合金元素，進而生成沃斯田鐵相。

在一些實施例中，再加熱處理之再加熱溫度(Slab Reheating Temperature，SRT)不小於1100℃，且較佳為不小於1200℃。當再加熱溫度為不小於1100℃時，鋼材內鈮、鈦及釩合金的碳化物回溶較完整，可於後續熱軋、冷軋、退火製造過程中有效捕捉碳原子，而使鋼材不具時效硬化性，故提升其成形性。

於操作120後，對再加熱後之鋼胚進行熱軋處理，如操作130所示。熱軋處理係於沃斯田鐵相的階段中完成熱軋延，以獲得完軋鋼材。此熱軋處理之完軋溫度(Finishing Temperature，FT)為不小於Ar3溫度。前述之Ar3溫度係於冷卻過程中沃斯田鐵相變態成肥粒鐵相的起始溫度。

當完軋溫度小於Ar3時，導致熱軋延未完全於沃斯田鐵相的階段中完成，而於鋼材之金相組織產生粗大的晶粒與不均勻之金相組織，故降低鋼材的成形性。

在一些實施例中，熱軋處理之軋延率可為不小於99%。此外，在一些具體例中，熱軋處理的軋延道次無特定限制，惟以達到前述之軋延率或產品精密度要求為必要的目的。

於操作130後，對熱軋鋼材進行盤捲處理，如操作140所示。在一些實施例中，盤捲處理之盤捲溫度(Coiling Temperature，CT)為650℃至750℃，且較佳為680℃至750℃。當盤捲溫度小於650℃時，過低的溫度無法提供足夠的能量，而使鈮、鈦及釩等元素無法固定碳及氮，故增加鋼材的時效硬化性。當盤捲溫度大於750℃時，過高的溫度易軟化鋼材質地，而使所形成之鋼捲扁塌，並過度粗化金相組織。

於操作140後，對盤捲處理後之鋼材進行冷軋處理，以獲得冷軋鋼材，如操作150所示。冷軋處理係對前述之熱軋鋼材進一步進行更精密的軋延，以更細化組織，且賦予鋼材韌性。在一些實施例中，冷軋處理之裁減率為55%至95%，且較佳為65%至90%。在一些具體例中，冷軋處理的軋延道次不限，而以達到前述之裁減率為必要的目的。當裁減率為55%至95%時，鋼材於退火時可進行有效再結晶，而具備良好的成形性。

於操作150後，對冷軋鋼材進行連續退火處理，如操作160所示。此連續退火處理係助於碳化物析出及再次析出，以使其盡量完全析出，從而抑制鋼材之時效硬化性。

在一些實施例中，退火處理之退火溫度為750℃至920℃，且較佳為760℃至910℃。當退火溫度小於750℃時，過低之退火溫度難以提供固定碳原子所需的能量，故增加鋼材的時效硬化性並降低其成形性。當退火溫度大於920℃時，金相組織容易過度粗化，而使鋼材延伸率變差，故降低其成形性。

在一些實施例中，於連續退火處理中，先加熱鋼材至退火溫度。於連續退火處理時，少數於冷軋處理已被固定化的碳原子(即形成碳化物之碳原子)可能再被固溶，且其於後續的冷卻處理將再被固定化(即再形成碳化物)。

在一些實施例中，連續退火處理之退火時間可為30秒至125秒，且較佳為40秒至125秒。當退火時間為30秒至125秒時，足夠的退火時間可使軋延組織有效再結晶，以消除軋延應變，故提升鋼材的成形性。

於操作160後，對退火後之冷軋鋼材進行冷卻處理，如操作170所示。在一些實施例中，冷卻處理之平均冷卻速度為不大於10℃/sec，且較佳為小於或等於7℃/sec。當平均冷卻速度大於10℃/sec時，過快之平均冷卻速度不利於碳化物的再析出，而提升鋼材的時效硬化性，並降低其成形性。

在另一些實施例中，連續退火處理後之冷卻處理可對固溶的碳原子再次提供固定化的機會，以使鈮、鈦及釩等固化合金元素固定被固溶之碳原子，以形成碳化物，故降低鋼材之時效硬化性，並提升其成形性。

在一些具體例中，前述之冷卻處理可使用多階段的冷卻方式，例如緩冷與急冷之任意組合。此多階段的冷卻方式以達到前述本案之不大於10℃/sec的平均冷卻速度為必要的目的。

在一些實施例中，冷卻處理係將鋼材冷卻到430℃至530℃，且較佳地可冷卻到460℃至500℃。當冷卻至430℃至530℃時，此溫度可穩定碳化物，而減少固溶的碳原子，故降低鋼材之時效硬化性，並提升其成形性。

於操作170後，對冷卻後之冷軋鋼材進行熱浸鍍鋅處理，以獲得高成形性熱浸鍍鋅鋼材，如操作180所示。熱浸鍍鋅處理係在鋼材的表面披覆一層鋅金屬鍍層，以提升鋼材的耐蝕性。申言之，依照熱浸鍍處理之過程分類，所形成的鍍層可分成熱浸鍍鋅(Galvanizing，GI)鍍層及熱浸鍍鋅合金化(Galvannealed，GA)鍍層。

在一些實施例中，熱浸鍍鋅處理之浸鍍溫度為450℃至480℃，且較佳為460℃至470℃。當浸鍍溫度為450℃至480℃時，鋅金屬鍍層可均勻地被鍍於鋼材表面，而可提升鋼材的耐蝕性，且碳化物於此階段持續析出，而降低固溶碳原子濃度，故提升鋼材的成形性。

在一些具體例中，於熱浸鍍鋅後，可將鋼材冷卻到150℃至250℃(即鍍鋅後冷卻處理)，且較佳可冷卻到175℃至225℃。於前述溫度範圍下，鋼材仍具有可軋延性，而利於後續調質軋延處理。

請再參閱圖1，在一些實施例中，於進行熱浸鍍鋅處理(即操作180)後，高成形性熱浸鍍鋅鋼材之製造方法100可選擇性包含調質軋延處理。此調質軋延處理可整平鋼材，並產生可移動的差排，以抑制鋼材之時效硬化性。在一些具體例中，於鍍鋅後冷卻處理後，進行調質軋延處理。

在一些實施例中，調質軋延處理之軋延率為0.3%至2.7%，且較佳可為0.5%至2.5%。當軋延率為0.3%至2.7%時，此軋延率可產生適度的差排，以降低鋼材之時效硬化現象，故提升其成形性。

在一些實施例中，於進行調質軋延處理後，高成形性熱浸鍍鋅鋼材之製造方法100可選擇性包含調質後冷卻處理。此調質後冷卻處理包含冷卻調質後之冷軋鋼材至室溫。

此外，本發明亦提供一種高成形性熱浸鍍鋅鋼材。此熱浸鍍鋅鋼材係利用前述之製造方法所製得。在一些實施例中，高成形性熱浸鍍鋅鋼材之時效應力增加量為小於7MPa，且較佳可小於5MPa。當時效應力增加量為不小於7MPa時，所製得之熱浸鍍鋅鋼材具有時效硬化性，而不具良好的成形性。

在一些實施例中，高成形性熱浸鍍鋅鋼材之伸長率為不小於34%，且較佳可大於35%。當伸長率不小於34%時，所製得之熱浸鍍鋅鋼材具有良好之成形性。

在一些實施例中，高成形性熱浸鍍鋅鋼材之降伏強度為小於340MPa，且較佳可小於260MPa。當降伏強度小於340MPa時，所製得之熱浸鍍鋅鋼材具有良好之成形性。

以下利用實施例以說明本發明之應用，然其並非用以限定本發明，任何熟習此技藝者，在不脫離本發明之精神和範圍內，當可作各種之更動與潤飾。

鋼材之製造

實施例1

實施例1的鋼材係先提供鋼胚，其組成分如下表1所示。以1200℃的溫度再加熱前述之鋼胚，再進行熱軋處理，其中完軋的溫度為920℃(比Ar3溫度高15℃)。接著，冷卻到700℃至750℃，進行盤捲，以製得熱軋鋼材。然後，進行冷軋，其裁減率為65%至90%，以製得冷軋鋼材。對冷軋鋼材進行連續退火，其中退火溫度為780℃至900℃，退火時間為35秒至120秒。

接著，使用氣冷或輥冷的方式，以5℃/sec的平均冷卻速度將退火後之鋼材冷卻到460℃至500℃。然後，於460℃至470℃的鋅液中進行熱浸鍍鋅。鍍鋅後，進行冷卻，且在冷卻到200℃後，以0.5%至2.5%的軋延率進行調質軋延。最後，冷卻至室溫，以製得實施例1之鋼材。所製得之鋼材以下述之評價方式進行試驗，且其結果詳列於表1。

實施例2至3及比較例1至2

實施例2至3及比較例1至2皆以與實施例1相同的方法進行製造。不同的是，實施例2至3及比較例1至2係改變鋼胚組成及製程條件，其具體條件與評價結果如表1所示。

評價方式

1.時效硬化性試驗

時效硬化性試驗係採用加速時效評估方式，其中在對鋼材實施2%(以原本長度做為100%)的預拉伸變形後，於170℃下，經恆溫20分鐘，以進行時效處理。在時效處理前，量測鋼材的預變形應力，並在時效處理後，量測鋼材的降伏應力。將時效處理後的降伏應力扣除時效處理前的預變形應力，以獲得二者之差值，此差值為時效應力增加量(亦稱烘烤硬化性)，且其單位為MPa。申言之，以時效應力增加量評估鋼材的時效硬化性，其中當時效應力增加量小於7MPa時，則表示鋼材不具有時效硬化性。

2.伸長率試驗

伸長率(Elongation)試驗係依據標準方法CNS 2112，G2014進行測試，且其單位為%。申言之，使用伸長率評估鋼材的成形性。當鋼材之伸長率不小於34%時，則表示鋼材具有良好的成形性。

3.降伏強度試驗

降伏強度(Yield strength)試驗係依據標準方法CNS 2112，G2014進行測試，且其單位為MPa。

表1

	實施例	比較例
1	2	3	1	2
鋼胚組成 (重量百分比)	碳	0.001〜0.01	0.002〜0.003	0.07
矽	0.01	0.08	0.1
錳	0.25	0.65	0.75	1.1	0.52
磷	0.014	0.045	0.06	0.07	0.018
硫	0.004	0.007	0.005
氮	0.0018	0.0018	0.0017	0.003	0.003
鋁	0.034	0.036	0.041	0.05	0.05
硼	0.0001	0.0001	0.0005	0.0002	0
釩、鈮及鈦之總含量	0.01〜0.03	0.04〜0.06	0
製程條件	再加熱處理	再加熱溫度(℃)	1200	1250
熱軋處理	完軋溫度(℃)	920	920
盤捲處理	盤捲溫度(℃)	700〜750	600	890
冷軋處理	裁減率(%)	65〜90	70〜80	53
連續退火處理	退火溫度(℃)	780〜900	800	755
退火時間(秒)	35〜120	40
冷卻處理	平均冷卻速度 (℃/sec)	5	10	大於10
冷卻後之溫度(℃)	460〜500	480
熱浸鍍鋅處理	浸鍍溫度(℃)	460〜470	460
鍍鋅後冷卻處理	冷卻後之溫度(℃)	200	200
調質軋延處理	軋延率(%)	0.5〜2.5	1.5
評價方式	時效應力增加量(MPa)	＜5	＜5	＜5	＜5	36
伸長率(%)	40	38	34	38	33
降伏強度(MPa)	190	231	257	258	309

請參閱表1，實施例1至3係使用含有低碳含量及特定總含量的釩、鈮及鈦之鋼胚，並藉由特定的盤捲溫度及低平均冷卻速度之冷卻處理，以抑制熱浸鍍鋅鋼材的時效硬化性，從而提升其成形性。前述之特定的盤捲溫度及低平均冷卻速度皆可使固溶的碳原子及自由態的碳原子被固定，而非僅使經固定之碳化物不再固溶。因此，實施例1至3之製造方法不需要嚴格控制鋼胚的碳含量，而可降低製程的困難度並增寬其操作性。

雖然比較例1之製造方法亦可製得高成形性熱浸鍍鋅鋼材，但是存在較高成本及較窄操作性之缺點。申言之，比較例1之製造方法係使用高含量之可固定碳原子的合金元素(即釩、鈮及鈦)來固定碳原子，以形成穩定的碳化物。藉此，抑制鋼材發生時效硬化，從而提升其成形性。

進一步，比較例1採用低溫盤捲及高平均冷卻速度之冷卻處理，可細化組織提升降伏強度，但是碳原子熱擴散的時間及能量不足，而增加時效硬化的風險，因此，比較例1的製造方法對於鋼胚的碳含量之要求更高，即碳含量必須控制在0.002至0.003重量百分比之範圍內。為了符合前述之範圍的碳含量，煉鋼製程必須進行多次的轉爐脫碳，故增加製程的困難度，並且提高生產成本。由此可知，相較於比較例1之製造方法，本發明之製造方法具備較低成本及較寬操作性之優點。

另外，相較於比較例2之鋼材，實施例1至3之鋼材所使用之鋼胚含有較低的碳含量，且額外添加釩、鈮及鈦之合金元素。進一步，實施例1至3之鋼材使用特定的盤捲溫度與較低平均冷卻速度之冷卻處理的製程條件，而降低鋼材時效硬化性且提升其成形性。因此，實施例1至3之鋼材具有較低的時效應力增加量及較高的伸長率，從而具有較佳的成形性。

相對地，比較例2之鋼材使用較高的碳含量之鋼胚，而容易產生自由態的碳原子(即未被固定之碳原子)，且此鋼胚未額外添加釩、鈮及鈦之合金元素，故沒有此些合金元素可固定碳原子。再者，比較例2之鋼材使用較高盤捲溫度與較高平均冷卻速度之冷卻處理的製程條件，此盤捲溫度及平均冷卻速度無法提供足夠的能量，以固定自由態的碳原子，從而促進鋼材時效硬化性且降低其成形性。由此可知，低碳含量且添加特定總含量之釩、鈮及鈦的鋼胚，並搭配特定的盤捲溫度與低平均冷卻速度之冷卻處理的製程條件可降低鋼材時效硬化性且提升其成形性。

綜上所述，本發明之高成形性熱浸鍍鋅鋼材之製造方法係使用含有低碳含量及特定總含量的釩、鈮及鈦之鋼胚，並藉由特定的盤捲溫度及低平均冷卻速度之冷卻處理，以降低熱浸鍍鋅鋼材的時效硬化性，從而提升其成形性。

雖然本發明已以實施方式揭露如上，然其並非用以限定本發明，在本發明所屬技術領域中任何具有通常知識者，在不脫離本發明之精神和範圍內，當可作各種之更動與潤飾，因此本發明之保護範圍當視後附之申請專利範圍所界定者為準。

100:方法 110,120,130,140,150,160,170,180:操作

為了對本發明之實施例及其優點有更完整之理解，現請參照以下之說明並配合相應之圖式。必須強調的是，各種特徵並非依比例描繪且僅係為了圖解目的。相關圖式內容說明如下：圖1係繪示根據本發明之一實施例的高成形性熱浸鍍鋅鋼材製造方法的流程圖。

100:方法

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Claims

一種高成形性熱浸鍍鋅鋼材之製造方法，包含：提供一鋼胚，其中該鋼胚包含：0.001重量百分比至0.01重量百分比之碳；不大於0.1重量百分比之矽；不大於1.5重量百分比之錳；不大於0.15重量百分比之磷；不大於0.01重量百分比之硫；不大於0.003重量百分比之氮；0.03重量百分比至0.1重量百分比之鋁；不大於0.002重量百分比之硼；餘量的鐵；以及不可避免的雜質；其中該鋼胚含有總含量為等於或大於0.005重量百分比且小於0.04重量百分比之釩、鈮及鈦；對該鋼胚進行一再加熱處理；對再加熱後之該鋼胚進行一熱軋處理，以獲得一熱軋鋼材，其中該熱軋處理之一完軋溫度係不小於Ar3溫度；對該熱軋鋼材進行一盤捲處理，其中該盤捲處理之一盤捲溫度為650℃至750℃；進行該盤捲處理後，進行一冷軋處理，以獲得一冷軋鋼材；對該冷軋鋼材進行一連續退火處理，其中該連續退火處理之一退火溫度為750℃至920℃；對退火後之該冷軋鋼材進行一冷卻處理，其中該冷卻處理之一平均冷卻速度為不大於10℃/sec；以及對冷卻後之該冷軋鋼材依序進行一熱浸鍍鋅處理、一鍍鋅後冷卻處理及一調質軋延處理，以獲得該高成形性熱浸鍍鋅鋼材，其中冷卻鍍鋅後之該冷軋鋼材到150℃至250℃，且該調質軋延處理之一軋延率為0.3%至2.7%；其中該高成形性熱浸鍍鋅鋼材之一時效應力增加量為小於7MPa。
如請求項1所述之高成形性熱浸鍍鋅鋼材之製造方法，其中該再加熱處理之一再加熱溫度為不小於1100℃。
如請求項1所述之高成形性熱浸鍍鋅鋼材之製造方法，其中該冷卻處理包含將退火後之該冷軋鋼材冷卻到430℃至530℃。
如請求項1所述之高成形性熱浸鍍鋅鋼材之製造方法，其中該熱浸鍍鋅處理之一浸鍍溫度為450℃至480℃。
如請求項1所述之高成形性熱浸鍍鋅鋼材之製造方法，其中於進行該調質軋延處理後，該高成形性熱浸鍍鋅鋼材之製造方法更包含一調質後冷卻處理，以冷卻調質後之該冷軋鋼材至室溫。
如請求項1所述之高成形性熱浸鍍鋅鋼材之製造方法，其中該冷軋處理之一裁減率為55%至95%。
一種高成形性熱浸鍍鋅鋼材，利用如請求項1至6之任一項所述之高成形性熱浸鍍鋅鋼材之製造方法所製得。
如請求項7所述之高成形性熱浸鍍鋅鋼材，其中該高成形性熱浸鍍鋅鋼材之一伸長率為不小於34%。