TW201706422A

TW201706422A - 高強度冷軋鋼板、高強度熱浸鍍鋅鋼板及高強度合金化熱浸鍍鋅鋼板

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Publication number: TW201706422A
Application number: TW105120791A
Authority: TW
Inventors: Takafumi Yokoyama; Hiroyuki Kawata; Riki Okamoto
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2015-06-30
Filing date: 2016-06-30
Publication date: 2017-02-16
Also published as: BR112017027412A2; BR112017027412B1; US10724114B2; US20180202016A1; EP3318652A4; EP3318652B1; TWI609089B; KR102046546B1; WO2017002883A1; CN107709598B; JP6108046B1; KR20180019743A; JPWO2017002883A1; EP3318652A1; MX2017016794A; CN107709598A

Abstract

一種高強度冷軋鋼板，其化學組成，以質量%計為C：0.050~0.40%、Si：0.01~3.0%、Mn：1.0~5.0%、sol.Al：0.001~1.0%、Ti：0.005~0.20%、B：0.0005~0.010%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、O：0.1%以下、N：0.01%以下、Cr：0~1.0%、Mo：0~1.0%、Ni：0~1.0%、Cu：0~1.0%、Sn：0~0.50%、Nb：0~0.20%、V：0~0.50%、W：0~0.50%、Ca：0~0.01%、Mg：0~0.01%、Bi：0~0.01%、Sb：0~0.10%、Zr：0~0.01%、REM：0~0.01%、其餘部分：Fe及雜質，且滿足[sol.Bs/B≦0.50]及[sol.Bq/B>0.50](惟，B：鋼中的B量，sol.Bs：表層部的固溶B量，sol.Bq：內部的固溶B量)。

Description

高強度冷軋鋼板、高強度熱浸鍍鋅鋼板及高強度合金化熱浸鍍鋅鋼板

本發明係有關於高強度冷軋鋼板、高強度熱浸鍍鋅鋼板及高強度合金化熱浸鍍鋅鋼板。

近年來，基於伴隨地球暖化對策之溫室效應氣體排出量規制的觀點，以提升汽車的油耗為目的，而要求車體的輕量化。加之，由於需確保碰撞安全性，高強度鋼板的應用面擴大。特別是，近來，拉伸強度980MPa以上，較佳為1180MPa以上之超高強度鋼板的需求大增。又，在車體中要求防銹性的部位需要表面實施過熱浸鍍鋅的超高強度熱浸鍍鋅鋼板。

作為使用此種高強度鋼板來形成汽車之車輛或構件的方法，可舉出沖壓加工等的彎曲加工。一般而言，彎曲性有鋼板的強度愈高愈惡化的傾向。因此，對高強度鋼板實施彎曲加工時，有在變形部之鋼板內部發生龜裂(裂痕)的問題。

作為支配高強度鋼板之彎曲性的因子，已知(a) 頸縮的發生難度、(b)在鋼板內部的破裂(空洞)的發生難度為重要者。一般認為這是因為延展性較低的鋼板，在彎曲加工中會發生頸縮，局部發生變形，而導致彎曲性劣化。

在鋼板的彎曲加工中，在彎曲外周表層部沿圓周方向會發生較大的拉伸變形，而且在彎曲內周表層部會發生較大的壓縮變形。因此，超高強度鋼板的彎曲性，不僅會大幅影響鋼板內部的鋼組織，也會大幅影響鋼板表層部的鋼組織。具體而言，已知藉由將鋼板表層部作成軟質層，可緩和彎曲加工時在鋼板表面發生之變形的局部化，而能夠改善彎曲性。應用此技術來改善超高強度鋼板之彎曲性的發明係揭露於以下之專利文獻1~4。

專利文獻1中揭露一種與拉伸強度為1180MPa以上的熱浸鍍鋅鋼板或者合金化熱浸鍍鋅鋼板有關之技術，其係藉由使Zn固溶於鋼板表層部，並且使鋼板表層部軟質化，進而將構成鋼板的金屬組織作成以麻田散鐵及變韌鐵為主的組織來改善彎曲性。

專利文獻2及3中揭露一種與超高強度冷軋鋼板有關之技術，其係藉由將連續退火中的環境控制成氧化環境，使脫碳層形成於鋼板表層，而分別作出表層之以肥粒鐵為主體的軟質層、內層之以麻田散鐵與變韌鐵為主體的硬質層，來改善彎曲性。

專利文獻4中揭露一種與高強度冷軋鋼板有關之技術，其係藉由將鋼板加熱後，對表面噴水將表層部冷卻，其後從鋼板表層至內部均勻地冷卻，使表層部與鋼板內部的冷卻模式發生變化，而分別作出表層之以肥粒鐵為主體的軟質層、內層之以低溫變態相為主體的硬質層，來改善彎曲性。

[先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本特開2014-237887號公報

[專利文獻2]日本特開平10-130782號公報

[專利文獻3]日本特開平5-195149號公報

[專利文獻4]日本特開2005-273002號公報

[非專利文獻]

[非專利文獻1]鐵與鋼，vol.74(1988), p.2353

如上述，迄此，為了改善彎曲性，係致力於控制鋼板表層及鋼板內層其各自的硬度及組織。

然而，在專利文獻1所記載之技術中，為了使Zn固溶於鋼板表層部，而需使退火時的加熱溫度達Ac₃點+50℃以上之高溫。如此會加速連續退火爐的爐體損傷，因而不佳。

又，在專利文獻2及3所記載之技術中，為了脫碳而將退火中的環境調成氧化環境，而於鋼板表層形成Mn、Si等的合金元素的內部氧化層。惟有因此內部氧化層的存在，使疲勞強度大幅降低的情形，而尚有改善的空間。

再者，在專利文獻4所記載之技術中，由於必須對鋼片表面噴水，而有不易應用於熱浸鍍鋅線路中之熱處理的問題。

如此，對於高強度鋼板，已藉由各種的手法進行以提升彎曲性為目的之研究、開發。然而，可提升彎曲性且同時可維持強度的技術仍未確立，甚至考量到高強度熱浸鍍鋅鋼板的彎曲性時，在習知技術中，其之研究仍不充分。

本發明係解決上述之問題點，以提供一種彎曲性優良的高強度冷軋鋼板、高強度熱浸鍍鋅鋼板、及高強度合金化熱浸鍍鋅鋼板為目的。

本發明係為了解決上述課題而完成者，茲以下述之高強度冷軋鋼板、高強度熱浸鍍鋅鋼板、及高強度合金化熱浸鍍鋅鋼板為其要旨。

(1)一種高強度冷軋鋼板，其化學組成，以質量%計為C：0.050~0.40%、Si：0.01~3.0%、Mn：1.0~5.0%、 sol.Al：0.001~1.0%、Ti：0.005~0.20%、B：0.0005~0.010%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、O：0.1%以下、N：0.01%以下、Cr：0~1.0%、Mo：0~1.0%、Ni：0~1.0%、Cu：0~1.0%、Sn：0~0.50%、Nb：0~0.20%、V：0~0.50%、W：0~0.50%、Ca：0~0.01%、Mg：0~0.01%、Bi：0~0.01%、Sb：0~0.10%、Zr：0~0.01%、REM：0~0.01%、其餘部分：Fe及雜質，且滿足下述(i)式及(ii)式： sol.Bs/B≦0.50．．．(i)

sol.Bq/B>0.50．．．(ii)

惟，上述式中的各記號之意義如下：

B：鋼板中所含之B含量(質量%)

sol.Bs：在從鋼板的表面至30μm深度之範圍以固溶狀態存在的B含量(質量%)

sol.Bq：在鋼板之1/4厚度位置以固溶狀態存在的B含量(質量%)。

(2)如上述(1)之高強度冷軋鋼板，其係含有選自：前述化學組成以質量%計為Cr：0.001~1.0%、Mo：0.001~1.0%、Ni：0.001~1.0%、Cu：0.001~1.0%、及、Sn：0.001~0.50%的1種以上。

(3)如上述(1)或(2)之高強度冷軋鋼板，其係含有選自：前述化學組成以質量%計為Nb：0.001~0.20%、V：0.001~0.50%、及、W：0.001~0.50%的1種以上。

(4)如上述(1)至(3)中任一項之高強度冷軋鋼板，其係含有選自：前述化學組成以質量%計為Ca：0.0001~0.01%、Mg：0.0001~0.01%、 Bi：0.0001~0.01%、Sb：0.0001~0.10%、Zr：0.0001~0.01%、及、REM：0.0001~0.01%的1種以上。

(5)如上述(1)至(4)中任一項之高強度冷軋鋼板，其中從前述鋼板的表面至30μm深度之範圍的鋼組織，以面積%計為多邊形肥粒鐵：10~95%、其餘部分：選自麻田散鐵、變韌鐵及殘留沃斯田鐵的1種以上，而且，回火麻田散鐵在前述麻田散鐵全體中所占的比例為50%以上，前述鋼板之1/4厚度位置處的鋼組織，以面積%計為多邊形肥粒鐵：60%以下、其餘部分：選自麻田散鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵的1種以上，而且，回火麻田散鐵在前述麻田散鐵全體中所占的比例為50%以上。

(6)如上述(5)之高強度冷軋鋼板，其中從前述鋼板的表面至30μm深度之範圍的鋼組織，以面積%計為多邊形肥粒鐵：30~95%，前述鋼板之1/4厚度位置處的鋼組織，以面積%計為多邊形肥粒鐵：10~60%。

(7)如上述(5)之高強度冷軋鋼板，其中從前述鋼板的表面至30μm深度之範圍的鋼組織，以面積%計為多邊形肥粒鐵：10~80%，前述鋼板之1/4厚度位置處的鋼組織，以面積%計為多邊形肥粒鐵：20%以下、麻田散鐵：50%以上、變韌鐵：40%以下、殘留沃斯田鐵：20%以下。

(8)如上述(6)之高強度冷軋鋼板，其拉伸強度為980MPa以上，且板厚t與最小彎曲半徑R的比R/t為2.5以下。

(9)如上述(7)之高強度冷軋鋼板，其拉伸強度為1180MPa以上，且板厚t與最小彎曲半徑R的比R/t為3.5以下。

(10)一種高強度熱浸鍍鋅鋼板，其係在如上述(1)至(9)中任一項之高強度冷軋鋼板的表面具有熱浸鍍鋅層。

(11)一種高強度合金化熱浸鍍鋅鋼板，其係在如上述(1)至(9)中任一項之高強度冷軋鋼板的表面具有合金化熱浸鍍鋅層。

根據本發明，可獲得彎曲性優良的高強度冷軋鋼板、高強度熱浸鍍鋅鋼板、高強度合金化熱浸鍍鋅鋼板。

第1圖為用以說明除銹步驟中的噴嘴與鋼板之位置關係的圖。

本案發明人等為了獲得彎曲性優良的高強度冷軋鋼板而致力進行研究。其結果發現，藉由使屬淬火性元素之B的存在狀態，在鋼板表層部主要形成析出狀態，在另一方面的鋼板內部主要形成固溶狀態，可在不降低鋼板的強度下改善彎曲性。

具體而言，吾人發現藉由使以固溶狀態存在的B量與鋼中全B量的比率，在從鋼板表面至30μm深度之範圍(在以下的說明中亦稱「表層部」)成為0.50以下，而且在鋼板之1/4厚度位置(在以下的說明中亦稱「內部」)使該比率超過0.50，可達強度的劣化抑制及彎曲性的改善。

進而，吾人發現，為了將B的存在狀態控制成滿足上述之條件，使剛熱軋線圈捲繞後之銹皮厚度處在規定的範圍內，並調整熱軋線圈捲繞後的冷卻條件係屬有效。

本發明係基於上述之見解而作出者。以下，就本發明之各要件詳細加以說明。

(A)化學組成

各元素的限定理由係如下述。此外，在以下的說明中針對含量的「%」係指「質量%」。

C：0.050~0.40%

C(碳)係為了達到鋼板的高強度化而不可或缺的元素。另一方面，若使其過量含有，則會使彎曲性、沖壓成形性及熔接性劣化。從而，C含量係設為0.050~0.40%。基於提高強度觀點，C含量較佳設為0.080%以上。又，基於抑制沖壓成形性及熔接性之劣化的觀點，C含量較佳設為0.25%以下。

Si：0.01~3.0%

Si(矽)為固溶強化元素，係對鋼板的高強度化屬有效的元素。另一方面，若使其過量含有，不僅會使鋼板的化成處理性及與熱浸鍍鋅的浸潤性顯著劣化，也會使彎曲性劣化。從而，Si含量係設為0.01%~3.0%。基於提高強度觀點，Si含量較佳設為0.10%以上，更佳設為0.20%以上。又，基於抑制化成處理性及與熱浸鍍鋅的浸潤性之劣化的觀點，Si含量較佳設為2.0%以下，更佳設為1.50%以下。

Mn：1.0~5.0%

Mn(錳)為強力之沃斯田鐵穩定化元素，係對鋼板的淬火性提升屬有效的元素。另一方面，若使其過量含有，則會使彎曲性、熔接性及低溫靭性劣化。從而，Mn含量較佳設為1.0~5.0%。基於提升淬火性之觀點，Mn含量較佳設為1.5%以上。又，基於抑制熔接性及低溫強靭性之劣化的觀點，Mn含量較佳設為3.0%以下。

sol.Al：0.001~1.0%

Al(鋁)，為達鋼的脫酸係至少使其含有0.001%。然而，使其過量含有，效果仍會達飽和，不僅導致成本上昇，還會使鋼的變態溫度上昇而使熱軋時的負荷增大。因此，sol.Al含量係設為1.0%以下。sol.Al含量較佳設為0.005%以上，較佳設為0.5%以下。

Ti：0.005~0.20%

Ti(鈦)藉由在鋼中以TiN形式固定N，可抑制作為淬火性降低因子之BN的形成。又，可縮小加熱時的沃斯田鐵粒徑而提升韌性。另一方面，若使其過量含有，則鋼板的延性會降低。因此，Ti含量係設為0.005~0.20%。Ti含量較佳設為0.010%以上，較佳設為0.050%以下。

B：0.0005~0.010%

B(硼)係藉由在鋼板的加熱時偏析於沃斯田鐵粒界、或肥粒鐵/沃斯田鐵粒界，使粒界達穩定來提高鋼的淬火性，故為本發明中不可或缺的元素。另一方面，若使其過量含有，由於形成硼化物，結果損及鋼的淬火性。因此，B含量係設為0.0005~0.010%。B含量較佳設為0.0010%以上，較佳設為0.0050%以下。

P：0.1%以下

P(磷)為固溶強化元素，係對鋼板的高強度化屬有效的元素，但使其過量含有則會使熔接性及韌性劣化。因此，P含量係設為0.1%以下。P含量更佳設為0.05%以下。惟，要極力降低P含量，會提高脫P成本，因此，基於經濟性觀點較佳將下限設為0.001%。

S：0.01%以下

S(硫)為以雜質形式所含有的元素，在鋼中會形成MnS而使韌性及擴孔性劣化。因此，作為韌性及擴孔性之劣化不顯著的範圍，係將S含量設為0.01%以下。S含量較佳設為0.005%以下，更佳設為0.002%以下。惟，要極力降低S含量，會提高脫硫成本，因此，基於經濟性觀點較佳將下限設為0.0005%。

O：0.1%以下

O(氧)係以雜質形式所含有的元素，其含量若超過0.1%則會在鋼中形成粗大的氧化物而使彎曲性及擴孔性劣化。因此，O含量係設為0.1%以下。O含量較佳設為 0.01%以下，更佳為0.005%以下。惟，基於製造成本觀點較佳將下限設為0.0001%。

N：0.01%以下

N(氮)係以雜質形式所含有的元素，其含量若超過0.01%則會在鋼中形成粗大的氮化物而使彎曲性及擴孔性劣化。因此，N含量係設為0.01%以下。N含量較佳設為0.005%以下。惟，要極力降低N含量，會提高脫N成本，因此，基於經濟性觀點較佳將下限設為0.0005%。

本發明之高強度鋼板中，除上述之元素外，亦可進一步使其含有下述所示量之選自Cr、Mo、Ni、Cu、Sn、Nb、V、W、Ca、Mg、Bi、Sb、Zr及REM的1種以上之元素。

Cr：0~1.0%

Mo：0~1.0%

Ni：0~1.0%

Cu：0~1.0%

Sn：0~0.50%

由於Cr(鉻)、Mo(鉬)、Ni(鎳)、Cu(銅)、Sn(錫)皆為對鋼板的高強度化屬有效的元素，故可視需求含有之。惟，過度含有此等元素時則效果會達飽和，導致成本的增大。因此，將Cr、Mo、Ni及Cu的含量均設為1.0%以下，將Sn含量設為0.50%以下。Cr、Mo、Ni及Cu的含量較佳為均設為0.60%以下，Sn含量較佳設為0.30%以下。

為獲得上述之效果，較佳含有0.001%以上之選自Cr、Mo、Ni、Cu及Sn的1種以上，更佳含有0.05%以上。

Nb：0~0.20%

V：0~0.50%

W：0~0.50%

Nb(鈮)、V(釩)及W(鎢)為碳化物形成元素，由於是對鋼板的高強度化屬有效的元素，故可視需求含有之。惟，過量含有之，效果亦會達飽和，而使成本上昇。因此，將Nb含量設為0.20%以下，將V及W的含量均設為0.50%以下。Nb含量較佳設為0.10%以下，V及W的含量較佳為均設為0.30%以下。

為獲得上述之效果，較佳含有0.001%以上之選自Nb、V及W的1種以上，更佳含有0.005%以上。

Ca：0~0.01%

Mg：0~0.01%

Bi：0~0.01%

Sb：0~0.10%

Zr：0~0.01%

REM：0~0.01%

Ca(鈣)、Mg(鎂)、Sb(銻)、Zr(鋯)、REM(稀土元素)為有助於鋼中夾雜物之微細分散化的元素，Bi(鉍)為減輕鋼中的Mn、Si等取代型合金元素之微觀偏析的元素。此等元素由於各有助於鋼板的彎曲性提升，故可視需求含有之。惟，過量含有時，會引起延性的劣化。因此，將Ca、Mg、Bi、Zr及REM的含量均設為0.01%以下，將Sb含量設為0.10%以下。Ca、Mg、Bi、Zr及REM的含量較佳均設為0.006%以下，Sb含量較佳設為0.080%以下。

為獲得上述之效果，較佳含有0.0001%以上之選自Ca、Mg、Bi、Sb、Zr及REM的1種以上，更佳含有0.0010%以上。

此處，於本發明中，REM係指Sc、Y及鑭系元素的合計17元素，前述REM的含量係指此等元素的合計含量。此外，鑭系元素在工業上係以密鈰合金的形式添加。

在本發明之鋼板的化學組成中，其餘部分為Fe及雜質。

此處所稱「雜質」，係指在工業上製造鋼板之際，因礦石、廢料等的原料、製造步驟之各種因素而混入的成分，且在不對本發明造成不良影響的範圍內可容許者。

(B)B的存在狀態

如上述，於本發明中，為了在不降低鋼板的強度下改善彎曲性，則需將屬淬火性元素之B的存在狀態控制成滿足下述(i)式及(ii)式。

sol.Bs/B≦0.50．．．(i)

sol.Bq/B>0.50．．．(ii)

惟，上述式中的各記號之意義如下：

B：鋼板中所含之B含量(質量%)

sol.Bq：在鋼板之1/4厚度位置以固溶狀態存在的B含量(質量%)

在鋼板表層部，重要的是使B主要以析出狀態存在。sol.Bs/B的值若超過0.50，則表層部的淬火性會過度上昇，因而無法確保彎曲性。sol.Bs/B的值較佳設為0.30以下，更佳設為0.20以下。

另一方面，在鋼板內部，重要的是使B主要以固溶狀態存在。sol.Bq/B的值若為0.50以下，由於鋼板內部的淬火性會降低，而無法確保所需之強度。sol.Bq/B的值較佳設為0.65以上，更佳設為0.80以上。

此外，sol.Bs及sol.Bq的值係透過分別在規定的位置，藉由電解萃取殘渣法測定鋼中的硼化物的質量而算出以析出物形式消耗的B量後，由鋼中所含之B含量減去其值而求得。

具體而言，對於在從鋼板的表面至30μm深度之範圍以硼化物形式存在的B的含量，係在未研磨鋼板表面下，進行電解萃取至30μm深度來測定之。又，對於在鋼板之1/4厚度位置以硼化物形式存在的B的含量，係將鋼板以機械式研磨至1/4厚度位置後，進行電解萃取至30μm深度來測定之。此外，對於採萃取殘渣法之析出B量的定量法係採用非專利文獻1所揭露之手法。

(C)鋼組織

就本發明之鋼板的鋼組織加以說明。此外，在以下的說明中「%」係指「面積%」。

就本發明之鋼板的鋼組織而言不特別設限，而為了兼具強度與彎曲性，較佳調整鋼板之表層部及內部其各自的鋼組織。具體而言，較佳的是在從鋼板的表面至30μm深度之範圍，使多邊形肥粒鐵的面積率成為10~95%，並使其餘部分為選自麻田散鐵、變韌鐵及殘留沃斯田鐵的1種以上，而且，在鋼板之1/4厚度位置，使多邊形肥粒鐵的面積率成為60%以下，並使其餘部分為選自麻田散鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵的1種以上。

前述之麻田散鐵係包含淬火狀態之麻田散鐵及施加過回火之回火麻田散鐵。與回火麻田散鐵相比，淬火狀態之麻田散鐵較脆，因此在施予彎曲加工等的塑性變形之際容易成為破壞的起點。因此，為確保所期望的彎曲性，在鋼板的表層部及內部各處，較佳使回火麻田散鐵在麻田散鐵全體中所占的比例成為50%以上，更佳為70%以上。

又，若重視彎曲性時，更佳的是在鋼板的表層部，使多邊形肥粒鐵的面積率成為30~95%，同時在鋼板的內部，使多邊形肥粒鐵的面積率成為10~60%。鋼板的表層部之多邊形肥粒鐵的面積率更佳為50~90%，再更佳為70~90%。又，鋼板內部之多邊形肥粒鐵的面積率更佳為20~40%。

另一方面，若重視強度時，更佳的是在鋼板的表層部，使多邊形肥粒鐵的面積率成為10~80%，同時在鋼板的內部，使多邊形肥粒鐵的面積率成為20%以下，使麻田散鐵的面積率成為50%以上，使變韌鐵的面積率成為40%以下，使殘留沃斯田鐵的面積率成為20%以下。鋼板的表層部之多邊形肥粒鐵的面積率更佳為30%以上，再更佳為50%以上。又，鋼板內部之多邊形肥粒鐵的面積率更佳為未達10%，再更佳為未達5%；麻田散鐵的面積率更佳為70%以上。

本發明中的鋼組織係根據以下所示方法測定。首先，切出鋼板的軋延方向斷面，藉由硝酸腐蝕液使鋼組織露出。其後，針對表面~30μm深度位置及1/4厚度位置，利用掃描型電子顯微鏡(倍率：5000倍、5視野)進行拍攝。然後，由所得組織照片，藉由標點計數法(point counting method)算出多邊形肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵的面積率。

又，就殘留沃斯田鐵的面積率，係藉由EBSP-OIM(Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)法算出具有FCC構造之區域的面積來求得。

(D)機械特性

諸如上述，本發明之鋼板係兼備高強度與優良的彎曲性。就機械特性而言不特別設限，若重視彎曲性時，較佳的是拉伸強度為980MPa以上，且板厚t與最小彎曲半徑R的比R/t為2.5以下。另一方面，若重視強度時，較佳的是拉伸強度為1180MPa以上，且板厚t與最小彎曲半徑R的比R/t為3.5以下。更重視強度時，拉伸強度更佳為1470MPa以上。

此外，最小彎曲半徑R係根據以彎曲試驗：JIS Z 2248所訂定的V槽塊法(V block method)來評估。具體而言，係沿軋延方向及與厚度方向垂直的方向(寬度方向)切出長條試片，改變彎曲半徑進行90°V彎曲，以未發生破裂之最小的彎曲半徑作為最小彎曲半徑。

(E)鍍層

此外，以上敘述之本發明之高強度冷軋鋼板亦可於鋼板表面具有熱浸鍍鋅層。藉由對鋼板表面賦予熱浸鍍鋅層，可提升耐蝕性。

又，熱浸鍍鋅層亦可經過合金化。經合金化之熱浸鍍鋅層，因藉由合金化處理使熱浸鍍鋅層中摻入有Fe，故可獲得優良的熔接性及塗裝性。

又，在熱浸鍍鋅層上，以改善塗裝性及熔接性為目的，亦可實施上層鍍敷。又，就本發明之高強度冷軋鋼板，在熱浸鍍鋅層上，亦可實施各種的處理，例如鉻酸鹽處理、磷酸鹽處理、潤滑性提升處理、熔接性提升處理等。

(F)製造方法

就本發明之高強度冷軋鋼板的製造條件而言不特別限制，可透過採用包含以下所示步驟的方法來製造。

(a)熱軋步驟 (a-1)鋼胚加熱步驟

首先，將鋼胚加熱至1150℃以上的溫度。在最終製品板中，為了使充分之sol.Bq/B的值達規定之範圍，且為了促進硼化物的溶解而較佳使鋼胚加熱溫度達1150℃以上。此外，使用之鋼胚，基於製造性觀點較佳以連續鑄造法鑄造，惟亦可採造塊法、薄鋼胚鑄造法。又，鑄造之鋼胚可暫時冷卻至室溫，也可不冷卻至室溫而直接送入加熱爐中。

(a-2)粗軋步驟

其次，對經加熱之鋼胚，以在1050~1150℃之溫度範圍的總軋縮率為50%以上的方式進行軋延。在上述溫度範圍的總軋縮率若未達50%，則熱軋中的再結晶不充分，而有牽連至熱軋板組織的不均質化之虞。

(a-3)精軋步驟

將從1050℃以下的溫度至精軋步驟之最終道次(完工最終道次)前的總軋縮率設為60~95%，並將完工最終道次的軋縮率設為10~30%、完工最終道次的溫度設為850~1000℃。

從1050℃以下的溫度至完工最終道次前的總軋縮率超過95%時、完工最終道次的軋縮率超過30%時、或完工最終道次的溫度未達850℃時，會促進硼化物在熱軋中的析出。其結果，不易使最終製品板之sol.Bq/B的值達規定之範圍。另一方面，從1050℃以下的溫度至完工最終道次前的總軋縮率未達60%時、完工最終道次的軋縮率未達10%時、或完工最終道次的溫度超過1000℃時，則會導致熱軋板組織的粗大化，而有牽連至最終製品板組織的粗大化甚而加工性的劣化之虞。

(a-4)除銹步驟

在粗軋至精軋的步驟中，係對鋼板表面實施一次以上的除銹。此時，最終除銹溫度係設為950~1100℃。最終除銹溫度未達950℃時，會抑制除銹後銹皮的生長，因此，不易將後述之剛捲繞熱軋線圈後之鋼板的銹皮的平均厚度tsc控制於期望範圍。另一方面，最終除銹溫度超過1100℃時，在最終除銹後銹皮會過度生長，因此，在軋延中銹皮剝離，而有發生銹皮的嚙入所引起的外觀不良之虞。除銹的總次數不特別規定，為了抑制在軋延中剝離之銹皮的嚙入所引起的外觀不良，較佳實施二次以上。

作為其他會對tsc造成影響的作業條件，可舉出除銹水壓、最終除銹~捲繞的經過時間；又，如第1圖所示，噴嘴至鋼板的距離(D)、噴嘴與鋼板之板厚方向所夾的角度(θ)也可能成為重要的因素。tsc只要可控制於期望範圍，在本發明中對於上述條件則不特別規定，例如，設定除銹水壓：10~20MPa、最終除銹~捲繞的經過時間：15~40秒、噴嘴至鋼板的距離D：150~250mm、噴嘴與鋼板的板厚方向所夾的角度θ：5~10°，可得到所期望的tsc。

(a-5)冷卻步驟

自精軋步驟結束經過1秒以上後，以5℃/秒以上的平均冷卻速度冷卻至捲繞溫度400~700℃。精軋結束起至冷卻開始的時間若未達1秒，沃斯田鐵的再結晶不充分，使鋼板的各向異性變得更顯著，因而不佳。又，精軋結束起至捲繞溫度的平均冷卻速度若未達5℃/秒，則會促進高溫區域中的肥粒鐵變態，使熱軋板組織粗大化，因而不佳。

再者，捲繞溫度若超過700℃，會促進硼化物的析出，因此，在最終製品板中不易使sol.Bq/B的值成為規定之範圍。另一方面，捲繞溫度若未達400℃，則熱軋板強度會過度增大，因而有阻害其後的冷軋性之虞。

剛熱軋線圈捲繞後之銹皮的平均厚度tsc：3μm以上

為使sol.Bs/B的值成為規定之範圍，需僅在鋼板最表層部促進硼化合物的析出。為此，較佳使作為對鋼板表層部之氧的供給源的銹皮在剛捲繞後成為3μm以上。就銹皮的厚度之上限而言不特別設限，而tsc若超過15μm，則不易進行其後之酸洗，作業性惡化。因此，tsc較佳設為15μm以下。

此外，欲直接測定剛熱軋線圈捲繞後之鋼板的銹皮的平均厚度實際上極為困難。因此，係藉由使鋼板的化學組成及捲繞前的熱軋條件一致後，另外製作在捲繞後不會使銹皮充分生長的溫度，具體而言為300℃以下進行過捲繞的熱軋鋼板，並測定其銹皮厚度，來測定tsc。

10^-5<Do<10^-3．．．(iii)

熱軋線圈捲繞後，較佳予以冷卻以使其滿足上述(iii)式。Do為與氧原子在鋼中之擴散長度有關的值，係藉由對以捲繞後經過t秒後之熱軋線圈的溫度T(t)〔K〕規定的函數，從捲繞後0秒至tf進行時間積分來求得(參照下述(iv)式)。此外，(iv)式中的「tf」為熱軋線圈的溫度達到400℃前的經過時間。

上述(iii)式中，Do的值比左邊小的話，則氧原子的擴散不充分，因此在鋼板最表層部硼化合物無法充分析出，而不易使sol.Bs/B的值成為規定之範圍。另一方面，Do的值比右邊大的話，則氧原子的擴散會過度進行，因此，不僅在鋼板最表層部，在鋼板內部硼化合物也會析出，而不易使sol.Bq/B成為規定之範圍。此外，經過t秒後之熱軋線圈的溫度T(t)可從外部以Thermo Viewer測定，也可藉由將熱電偶***至熱軋線圈來測定。

(a-6)其他

亦可對冷卻後的熱軋線圈，視需求根據常用方法實施酸洗。又，為達熱軋線圈的形狀矯正及酸洗性提升，亦可進行平整軋壓。

(b)冷軋步驟冷軋率：20~80%

對上述之熱軋後的鋼板實施冷軋。為了在後述之最終退火步驟中使加熱中的沃斯田鐵粒徑變得更小，冷軋率係設為20%以上。另一方面，由於過度的輾壓會使軋延加載過大而導致冷軋機的負荷增大，因此設為80%以下。冷軋率較佳為30%以上，較佳為70%以下。

(c)退火步驟 (c-1)加熱步驟

其次，對上述之冷軋後的鋼板，藉由連續退火線路實施退火。此時，為了促進硼原子對肥粒鐵/沃斯田鐵界面、或沃斯田鐵界面的偏析，而提升鋼板的淬火性，係將650℃~Ac₃點的溫度範圍的平均加熱速度設為10℃/秒以下。另一方面，加熱速度過低的話則會阻害鋼板的製造性，因此設為0.1℃/秒以上。

此外，Ac₃點(℃)可依下述(v)式求得：Ac₃=910-203C^0.5-15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo-30Mn-11Cr-20Cu+700P+400Al+400Ti．．．(v)

惟，式中的各元素記號係表示鋼中所含之各元素的含量(質量%)，當含量為0時，係對式中代入0來進行計算。

(c-2)保持步驟

昇溫後，將鋼板在規定的最高加熱溫度下保持1秒以上。就保持時間的上限而言不特別設限。惟，保持時間過長的話則會阻害鋼板的製造性，因此較佳以1000秒作為保持時間的上限值。又，最高加熱溫度的上下限只要在可使沃斯田鐵化充分進行的範圍內適宜選擇即可。

若重視彎曲性時，最高加熱溫度較佳設為720℃以上，更佳設為760℃以上。惟，最高加熱溫度超過Ac₃點+30℃時，不易獲得所期望的多邊形肥粒鐵量。因此，最高加熱溫度較佳設為Ac₃點+30℃以下，更佳設為Ac₃點-10℃以下。

另一方面，若重視強度時，最高加熱溫度較佳設為Ac₃點-30℃以上，更佳設為Ac₃點以上。惟，最高加熱溫度過高的話則會導致加熱爐的損傷，因此以Ac₃點+100℃作為上限值。

較佳將鋼板在上述之最高加熱溫度下保持後，以二階段予以冷卻後，在規定的溫度下進行熱處理。亦即，在上述之保持步驟後，實施包含：從最高加熱溫度至第1冷卻停止溫度的第1冷卻步驟、從與上述第1冷卻停止溫度相等之第2冷卻開始溫度至第2冷卻停止溫度的第2冷卻步驟、及保持在規定之溫度區域的熱處理步驟之處理。以下就各步驟加以說明。

(c-3)第1冷卻步驟

首先，為了促進鋼板表層部中的肥粒鐵變態，而將鋼板從最高加熱溫度，以10℃/秒以下的平均冷卻速度冷卻至750℃以下的溫度(第1冷卻停止溫度)。平均冷卻速度較佳為5℃/秒以下。又，停止溫度較佳為700℃以下，更佳為650℃以下。

(c-4)第2冷卻步驟

緊接著上述第1冷卻後，將鋼板從與第1冷卻停止溫度相等之第2冷卻開始溫度冷卻至Ms點以下的溫度(第2冷卻停止溫度)。第2冷卻停止溫度若超過Ms點，則不易使回火麻田散鐵在全麻田散鐵中所占的比例成為50%以上，而有彎曲性劣化之虞。

又，若重視強度時，平均冷卻速度較佳設為10℃/秒以上。平均冷卻速度若未達10℃/秒，多邊形肥粒鐵的面積率會過大，而有強度降低之虞。平均冷卻速度的上限無需特別規定，但要實現超過300℃/秒的冷卻速度則需要特別的設備，因此較佳以300℃/秒為上限。

此外，Ms點(℃)可依下述(vi)式求得：Ms=550-361C-39Mn-35V-20Cr-17Ni-10Cu-5Mo+30Al．．．(vi)

(c-5)熱處理步驟

第2冷卻停止後，對鋼板實施在200~400℃的溫度區域保持10秒以上的熱處理。上述熱處理溫度未達200℃或上述保持時間未達10秒的話，則不易使回火麻田散鐵在全麻田散鐵中所占的比例成為50%以上，而有彎曲性劣化之虞。又，上述熱處理溫度超過400℃的話，則麻田散鐵被過度實施回火而不易確保強度。保持時間的上限不特別規定，基於生產性觀點較佳設為1000秒以下。

此外，對鋼板表面實施熱浸鍍鋅時，可使其通過上述連續退火線路後實施電鍍鍍鋅，亦可使其通過連續熱浸鍍鋅線路。就電鍍鍍鋅之條件，只要依循常用方法即可。另一方面，使其通過連續熱浸鍍鋅線路時，較佳在上述之第1冷卻步驟後，按照以下所示條件實施處理。

(c-6)鍍敷步驟

緊接著上述第1冷卻後，將鋼板從第1冷卻停止溫度冷卻至420~520℃的溫度(鍍敷前溫度)之後，浸漬於熱浸鍍鋅浴。

鍍敷前溫度若未達420℃，熱浸鍍鋅浴的逸熱會變大，而阻害生產性。另一方面，鍍敷前溫度若超過520℃，則會發生波來鐵變態，而不易獲得所期望的鋼組織。冷卻至鍍敷前溫度後到浸漬於熱浸鍍鋅浴前的時間不特別規定，基於生產性觀點較佳為100秒以下。

(c-7)合金化處理步驟

對熱浸鍍鋅層實施合金化處理時，合金化處理溫度係設為460~580℃之範圍。合金化處理溫度若未達460℃，合金化反應需耗費長時間，而阻害生產性。另一方面，合金化處理溫度若超過580℃，則會發生波來鐵變態，而不易獲得所期望的鋼組織。

(c-8)第2冷卻步驟

浸漬於熱浸鍍鋅浴後、或經合金化處理後，將鋼板冷卻至Ms點以下的溫度(第2冷卻停止溫度)。第2冷卻停止溫度若超過Ms點，則不易使回火麻田散鐵在全麻田散鐵中所占的比例成為50%以上，而有彎曲性劣化之虞。

又，若重視強度時，平均冷卻速度較佳設為10℃/秒以上。平均冷卻速度若未達10℃/秒，變韌鐵的面積率會過大，而有強度降低之虞。平均冷卻速度的上限無需特別規定，但要實現超過300℃/秒的冷卻速度則需要特別的設備，因此較佳以300℃/秒為上限。

(c-9)熱處理步驟

(d)其他

上述(c-5)或(c-9)之熱處理後，為達鋼板的平坦矯正、表面粗糙度的調整，亦可進行調質軋延。此時，為了避免延性的劣化，較佳將伸長率設為2%以下。

以下，根據實施例對本發明更具體地加以說明，惟本發明不限定於此等實施例。

[實施例1]

將具有表1所示化學組成的鋼在實驗室中進行熔製而鑄成鋼塊。其後，依表2所示條件實施熱軋，得到厚度為2.0~3.0mm的熱軋鋼板。此外，在精軋前進行除銹之際，係設定除銹水壓：15MPa、最終除銹~捲繞的經過時間：30秒、噴嘴至鋼板的距離D：200mm、噴嘴與鋼板之板厚方向所夾的角度θ：10°。

接著，實施酸洗後，進行表3所示之軋縮率的冷軋，得到厚度為1.0mm的冷軋鋼板。對所得冷軋鋼板，依表3所示條件實施退火處理。

<表2之項目>

SRT：鋼胚加熱溫度

R1：在1050~1150℃的總軋縮率

R2：1050℃以下~完工最終道次前的總軋縮率

R3：在完工最終道次的軋縮率

Td：最終除銹溫度

FT：完工最終道次的入側溫度

△t：精軋結束至冷卻開始前的時間

CR1：FT~CT間的平均冷卻速度

CT：捲繞溫度

tsc：剛捲繞後的銹皮厚度

Do：(iv)式計算值

<表3之項目>

HR：650℃~最高加熱溫度之溫度範圍的平均加熱速度

T1：最高加熱溫度

t：加熱保持時間

CR2：第1冷卻速度

T2：第2冷卻開始溫度

CR3：第2冷卻速度

T3：第2冷卻停止溫度

T4：熱處理溫度

t2：熱處理溫度下的保持時間

由所得冷軋鋼板的軋延方向及與厚度方向成直角的方向(寬度方向)採取JIS5號拉伸試片，依循JIS Z 2241進行拉伸試驗，測定拉伸強度(TS)、降伏強度(YS)及總伸長率(E1)。

另外，切出150mm×150mm的試片，進行日本鋼鐵聯盟規格之「JFS T 1001擴孔試驗方法」，測定擴孔率(λ)。再者，沿軋延方向及與厚度方向垂直的方向(寬度方向)切出長條試片，改變彎曲半徑進行JIS Z 2248所訂定之V彎曲試驗，求出未發生破裂的最小彎曲半徑R，並根據冷軋鋼板的板厚t與最小彎曲半徑R的比(R/t)評估彎曲性。

其後，根據以下所示方法測定鋼組織的面積率、以及sol.Bs/B及sol.Bq/B的值。

首先，切出鋼板的軋延方向斷面，藉由硝酸腐蝕液使鋼組織露出，其後，針對表面~30μm深度位置及1/4厚度位置，利用掃描型電子顯微鏡(倍率：5000倍、5視野)進行拍攝。然後，由所得組織照片，藉由標點計數法算出多邊形肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵的面積率。

此外，sol.Bs及sol.Bq的值係透過在鋼板的表層部及內部各處，藉由電解萃取殘渣法測定鋼中的硼化物的質量而算出以析出物形式消耗的B量後，由鋼中所含之B含量減去其值而求得。

具體而言，對於在鋼板的表層部以硼化物形式存在的B的含量，係在未研磨鋼板表面下，進行電解萃取至30μm深度來測定之。又，對於在鋼板的內部以硼化物形式存在的B的含量，係將鋼板以機械式研磨至1/4厚度位置後，進行電解萃取至30μm深度來測定之。此外，對於採萃取殘渣法之析出B量的定量法係採用非專利文獻1所揭露之手法。

將此等的結果示於表4及5。此外，於本實施例中係重視彎曲性，當拉伸強度為980MPa以上，且板厚t與最小彎曲半徑R的比R/t為2.5以下時係判斷為結果良好。

<表4之項目>

Vα：多邊形肥粒鐵的面積率

VB：變韌鐵的面積率

VM：麻田散鐵的面積率

VTM：回火麻田散鐵的面積率

Vγ：殘留沃斯田鐵的面積率

<表5之項目>

sol.Bs：表層部的固溶B量(mass ppm)

sol.Bq：內部的固溶B量(mass ppm)

YS：降伏強度

TS：拉伸強度

El：總伸長率

λ：擴孔率

R/t：最小彎曲半徑/板厚

在化學組成及B的存在狀態滿足規定的本發明例中，拉伸強度為980MPa以上，而且R/t的值為2.5以下，屬具有高強度與良好之彎曲性的結果。

另一方面，在化學組成及B的存在狀態之任一者或兩者偏離本發明之規定範圍的比較例中，結果無法獲得980MPa以上的拉伸強度或良好之彎曲性。

[實施例2]

將具有表1所示化學組成的鋼當中之鋼A及B在實驗室中進行熔製而鑄成鋼塊。其後，依表6所示條件實施熱軋，得到厚度為2.5mm的熱軋鋼板。此外，除銹步驟中的各種條件係與實施例1相同。其後，實施酸洗後，進行表7所示之軋縮率的冷軋，得到厚度為1.0mm的冷軋鋼板。對所得冷軋鋼板，依表7所示條件實施模擬連續熱浸鍍鋅線路的熱處理。

<表7之項目>

T5：鍍敷前溫度

T6：合金化處理溫度

對所得冷軋鋼板，根據與實施例1同樣的方法，進行拉伸強度(TS)、降伏強度(YS)、總伸長率(El)、擴孔率(λ)、板厚t與最小彎曲半徑R的比(R/t)、鋼組織的面積率、以及、sol.Bs/B及sol.Bq/B的值的測定。

將此等的結果示於表8及9。此外，於本實施例中亦重視彎曲性，當拉伸強度為980MPa以上，且板厚t與最小彎曲半徑R的比R/t為2.5以下時係判斷為結果良好。

[實施例3]

將具有表10所示化學組成的鋼在實驗室中進行熔製而鑄成鋼塊。其後，依表11所示條件實施熱軋，得到厚度為2.0~3.0mm的熱軋鋼板。此外，除銹步驟中的各種條件係與實施例1相同。接著，實施酸洗後，進行表12所示之軋縮率的冷軋，得到厚度為1.0mm的冷軋鋼板。對所得冷軋鋼板，依表12所示條件實施退火處理。

將此等的結果示於表13及14。此外，於本實施例中係重視強度，當拉伸強度為1180MPa以上，且板厚t與最小彎曲半徑R的比R/t為3.5以下時係判斷為結果良好。

在化學組成及B的存在狀態滿足規定的本發明例中，拉伸強度為1180MPa以上，而且R/t的值為3.5 以下，屬具有高強度與良好之彎曲性的結果。

另一方面，在化學組成及B的存在狀態之任一者或兩者偏離本發明之規定範圍的比較例中，結果無法獲得1180MPa以上的拉伸強度或良好之彎曲性。

[實施例4]

將具有表10所示化學組成的鋼當中之鋼A、B、C、D、F、I及J在實驗室中進行熔製而鑄成鋼塊。其後，依表15所示條件實施熱軋，得到厚度為2.0~3.0mm的熱軋鋼板。此外，除銹步驟中的各種條件係與實施例1相同。其後，實施酸洗後，進行表16所示之軋縮率的冷軋，得到厚度為1.0mm的冷軋鋼板。對所得冷軋鋼板，依表16所示條件實施模擬連續熱浸鍍鋅線路的熱處理。

將此等的結果示於表17及18。此外，於本實施例中亦重視強度，當拉伸強度為1180MPa以上，且板厚t與最小彎曲半徑R的比R/t為3.5以下時係判斷為結果良好。

在化學組成及B的存在狀態滿足規定的本發明例中，拉伸強度為1180MPa以上，而且R/t的值為3.5以下，屬具有高強度與良好之彎曲性的結果。

[產業上可利用性]

Claims

一種高強度冷軋鋼板，其化學組成，以質量%計為C：0.050~0.40%、Si：0.01~3.0%、Mn：1.0~5.0%、sol.Al：0.001~1.0%、Ti：0.005~0.20%、B：0.0005~0.010%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、O：0.1%以下、N：0.01%以下、Cr：0~1.0%、Mo：0~1.0%、Ni：0~1.0%、Cu：0~1.0%、Sn：0~0.50%、Nb：0~0.20%、V：0~0.50%、W：0~0.50%、Ca：0~0.01%、Mg：0~0.01%、Bi：0~0.01%、Sb：0~0.10%、 Zr：0~0.01%、REM：0~0.01%、其餘部分：Fe及雜質，且滿足下述(i)式及(ii)式：sol.Bs/B≦0.50．．．(i) sol.Bq/B>0.50．．．(ii)惟，上述式中的各記號之意義如下：B：鋼板中所含之B含量(質量%)sol.Bs：在從鋼板的表面至30μm深度之範圍以固溶狀態存在的B含量(質量%)sol.Bq：在鋼板之1/4厚度位置以固溶狀態存在的B含量(質量%)。
如請求項1之高強度冷軋鋼板，其係含有選自：前述化學組成以質量%計為Cr：0.001~1.0%、Mo：0.001~1.0%、Ni：0.001~1.0%、Cu：0.001~1.0%、及、Sn：0.001~0.50%的1種以上。
如請求項1或請求項2之高強度冷軋鋼板，其係含有選自：前述化學組成以質量%計為Nb：0.001~0.20%、V：0.001~0.50%、及、 W：0.001~0.50%的1種以上。
如請求項1至請求項3中任一項之高強度冷軋鋼板，其係含有選自：前述化學組成以質量%計為Ca：0.0001~0.01%、Mg：0.0001~0.01%、Bi：0.0001~0.01%、Sb：0.0001~0.10%、Zr：0.0001~0.01%、及、REM：0.0001~0.01%的1種以上。
如請求項1至請求項4中任一項之高強度冷軋鋼板，其中在從前述鋼板的表面至30μm深度之範圍的鋼組織，以面積%計為多邊形肥粒鐵：10~95%、其餘部分：選自麻田散鐵、變韌鐵及殘留沃斯田鐵的1種以上，而且，回火麻田散鐵在前述麻田散鐵全體中所占的比例為50%以上，在前述鋼板之1/4厚度位置的鋼組織，以面積%計為多邊形肥粒鐵：60%以下、其餘部分：選自麻田散鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵的1種以上，而且，回火麻田散鐵在前述麻田散鐵全體中所占的比例為50%以上。
如請求項5之高強度冷軋鋼板，其中在從前述鋼板的表面至30μm深度之範圍的鋼組織，以面積%計為多邊形肥粒鐵：30~95%，在前述鋼板之1/4厚度位置的鋼組織，以面積%計為多邊形肥粒鐵：10~60%。
如請求項5之高強度冷軋鋼板，其中在從前述鋼板的表面至30μm深度之範圍的鋼組織，以面積%計為多邊形肥粒鐵：10~80%，在前述鋼板之1/4厚度位置的鋼組織，以面積%計為多邊形肥粒鐵：20%以下、麻田散鐵：50%以上、變韌鐵：40%以下、殘留沃斯田鐵：20%以下。
如請求項6之高強度冷軋鋼板，其拉伸強度為980MPa以上，且板厚t與最小彎曲半徑R的比R/t為2.5以下。
如請求項7之高強度冷軋鋼板，其拉伸強度為1180MPa以上，且板厚t與最小彎曲半徑R的比R/t為3.5以下。
一種高強度熱浸鍍鋅鋼板，其係在如請求項1至請求項9中任一項之高強度冷軋鋼板的表面具有熱浸鍍鋅層。
一種高強度合金化熱浸鍍鋅鋼板，其係在如請求項1至請求項9中任一項之高強度冷軋鋼板的表面具有合金化熱浸鍍鋅層。