TWI433961B - 材質安定性和加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Description

材質安定性和加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法
本發明係關於頗適用於諸如汽車、電器等產業領域中所使用構件的材質安定性和加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。
近年，就從地球環境保護的觀點，汽車的燃油效率提升已成重要課題。隨此，有利用車體材料的高強度化而達薄板化，俾使車體本身變輕量化的動向正活躍中。
然而，鋼板的高強度化會導致軋延性降低，即成形加工性降低。因而，現況期待兼具高強度與高加工性的材料開發。
再者，當高強度鋼板施行諸如汽車零件之類複雜形狀的成形加工時，在突出部位與拉伸凸緣部位會有發生斷裂、頸縮情形的較大問題。因而，亦需求能克服斷裂與頸縮發生問題的兼顧高軋延性與高擴孔性之高強度鋼板。
再者，隨鋼板的高強度化、薄板化，形狀凍結性將會明顯降低。為因應此現象，便有廣泛採行在沖壓成形時，預先預測脫模後的形狀變化，經預估形狀變化量而設計模具，但若鋼板的拉伸強度(TS)有變化，該等偏移一定預估量的情況會變大，導致發生形狀不良情形，經沖壓成形後，再就一個一個形狀施行板金加工等修正事宜便屬不可或缺，導致量產效率明顯降低。所以，要求鋼板的TS變動盡可能地變小。
針對高強度鋼板的成形性提升，截至目前為止有開發出肥粒鐵-麻田散鐵雙相鋼(Dual-Phase鋼)、或殘留沃斯田鐵之變態誘發塑性(Transformation Induced Plasticity)的TRIP鋼等各種複合組織型高強度熔融鍍鋅鋼板。
例如、專利文獻1有提案藉由規定化學成分，並規定殘留沃斯田鐵及麻田散鐵的體積率、以及其製造方法，而獲得軋延性優異的鋼板。又，專利文獻2有提案藉由規定化學成分，更規定其特殊製造方法，而獲得軋延性優異的鋼板。專利文獻3有提案藉由規定化學成分，並規定肥粒鐵與變韌肥粒鐵及殘留沃斯田鐵的體積率，而獲得軋延性優異的鋼板。又，專利文獻4有提案經改善板寬方向之拉伸變動的高強度冷軋鋼板之製造方法。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本專利特開2001-140022號公報
[專利文獻2]日本專利特開平04-026744號公報
[專利文獻3]日本專利特開2007-182625號公報
[專利文獻4]日本專利特開2000-212684號公報
然而，因為專利文獻1~3的主要目的在於提升高強度薄鋼板的軋延性，因而相關擴孔性並未考慮在內。專利文獻4雖針對板寬方向的總伸長率EL之變動有所敘述，但相關因成分組成與製造條件所造成的材質變動則未考慮在內。因而，本發明便以兼具可高軋延性與高擴孔性，且材質安定性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板開發為課題。
本發明係有鑑於該等實情而完成，目的在於提供具有達540MPa以上的拉伸強度TS、且材質安定性與加工性(高軋延性與高擴孔性)均優異的高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。
本發明者等為能獲得具有達540MPa以上之拉伸強度TS、且材質安定性與加工性(高軋延性與高擴孔性)均優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，經深入鑽研，發現下述事項。
利用Si的積極添加，便可利用肥粒鐵的加工硬化能力提升俾而提升軋延性、及利用肥粒鐵的固溶強化而確保強度、以及利用與第二相間之硬度差緩和而提升擴孔性。又，利用變韌肥粒鐵與珠粒鐵的活用，可緩和軟質肥粒鐵與硬質麻田散鐵間之硬度差，俾可提升擴孔性。且，若最終組織中存在有較多的硬質麻田散鐵，在軟質肥粒鐵相的異相界面處便會出現較大的硬度差，導致擴孔性降低，因而藉由將最終會變態為麻田散鐵的未變態沃斯田鐵施行珠粒鐵化，而製造具有肥粒鐵、變韌肥粒鐵、珠粒鐵、少量麻田散鐵的組織，便可在維持高軋延性的情況下，提升擴孔性，更藉由適當地控制上述各相的面積率，便可確保材質安定性。
本發明係根據以上的發現而完成，主旨如下。
(1)一種材質安定性和加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，係成分組成為依質量%計，由含有：C：0.04%以上且0.13%以下、Si：0.7%以上且2.3%以下、Mn：0.8%以上且2.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.1%以下、N：0.008%以下，其餘為Fe及不可避免的雜質構成；其中，鋼組織係依面積率計，具有75%以上的肥粒鐵相、與1.0%以上的變韌肥粒鐵相、及1.0%以上且10.0%以下的珠粒鐵相，且，麻田散鐵相的面積率係1.0%以上且未滿5.0%、且滿足麻田散鐵面積率/(變韌肥粒鐵面積率+珠粒鐵面積率)≦0.6。
(2)如(1)所記載的材質安定性和加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，更進一步，成分組成係含有依質量%計，從Cr：0.05%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下、Ni：0.05%以上且1.0%以下、Cu：0.05%以上且1.0%以下中選擇至少1種的元素。
(3)如(1)或(2)所記載的材質安定性和加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，更進一步，成分組成係含有依質量%計，從Ti：0.01%以上且0.1%以下、Nb：0.01%以上且0.1%以下、B：0.0003%以上且0.0050%以下中選擇至少1種的元素。
(4)如(1)至(3)項中任一項所記載的材質安定性和加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，更進一步，成分組成係依質量%計，含有從Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下中選擇至少1種的元素。
(5)如(1)至(4)項中任一項所記載的材質安定性和加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，更進一步，成分組成係依質量%計，含有從Ta：0.001%以上且0.010%以下、Sn：0.002%以上且0.2%以下中選擇至少1種的元素。
(6)如(1)至(5)項中任一項所記載的材質安定性和加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，更進一步，成分組成係依質量%計，含有Sb：0.002%以上且0.2%以下。
(7)一種材質安定性和加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係將具有(1)~(6)項中任一項記載成分組成的鋼胚，施行熱軋、酸洗、或更進一步施行冷軋，然後，依5℃/s以上的平均加熱速度加熱至650℃以上的溫度域，再依750~900℃溫度域保持15~600s，經冷卻至450~550℃溫度域後，再依該450~550℃溫度域保持10~200s，接著再施行熔融鍍鋅。
(8)如(7)所記載的材質安定性和加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中，經施行熔融鍍鋅後，再於500~600℃溫度域中，依滿足下式的條件施行鍍鋅的合金化處理。
0.45≦exp[200/(400-T)]×ln(t)≦1.0
其中，
T：500~600℃溫度域中的平均保持溫度(℃)
t：500~600℃溫度域的保持時間(s)
exp(X)、ln(X)分別係指X的指數函數、自然對數。
另外，本說明書中，表示鋼成分的「%」全部均係「質量%」。又，本發明中，所謂「高強度熔融鍍鋅鋼板」係指拉伸強度TS達540MPa以上的熔融鍍鋅鋼板。
再者，本發明中，不管是否有施行合金化處理，均將利用熔融鍍鋅在鋼板上施行鋅之鍍敷的鋼板，統稱為「熔融鍍鋅鋼板」。即，本發明的「熔融鍍鋅鋼板」係涵蓋未施行合金化處理的熔融鍍鋅鋼板、與有施行合金化處理的合金化熔融鍍鋅鋼板等二者。
根據本發明，可獲得具有達540MPa以上的拉伸強度TS，且因為屬於高軋延性與高擴孔性因而加工性優異，且材質安定性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板。藉由將本發明的高強度熔融鍍鋅鋼板使用為例如汽車構造構件，便可藉由車體輕量化而達燃油效率改善，產業上的利用價值非常大。
以下，針對本發明的詳細內容進行說明。
一般已知軟質肥粒鐵與硬質麻田散鐵的雙相構造，雖可確保軋延性，但因為肥粒鐵與麻田散鐵的硬度差較大，因而無法獲得充分的擴孔性。在此本發明者更進一步針對變韌肥粒鐵與珠粒鐵的活用進行探討，著眼於具有肥粒鐵與變韌肥粒鐵與珠粒鐵及麻田散鐵(包括含部分殘留沃斯田鐵者)，屬於複合組織的特性提升可能性進行詳細探討。
結果，在肥粒鐵的固溶強化與肥粒鐵的加工硬化能力提升之目的下，藉由積極添加Si，而製成肥粒鐵與變韌肥粒鐵與珠粒鐵及少量麻田散鐵的複合組織，俾減少異相間的硬度差，更將複合組織的面積分率予以適當化，便可兼顧高軋延性與高擴孔性、以及確保材質安定性。
以上係完成本發明的技術特徵。而，本發明特徵在於：成分組成係依質量%計，含有：C：0.04%以上且0.13%以下、Si：0.7%以上且2.3%以下、Mn：0.8%以上且2.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.1%以下、N：0.008%以下，其餘為Fe及不可避免的雜質構成；其中，鋼組織係依面積率計，具有：75%以上的肥粒鐵相、與1.0%以上的變韌肥粒鐵相、及1.0%以上且10.0%以下的珠粒鐵相，而麻田散鐵相的面積率係1.0%以上且未滿5.0%，且滿足麻田散鐵面積率/(變韌肥粒鐵面積率+珠粒鐵面積率)≦0.6。
(1)首先，針對成分組成進行說明。
C：0.04%以上且0.13%以下
C係沃斯田鐵生成元素，屬於鋼強化不可或缺的元素。若C量未滿0.04%，便較難確保所需的強度。反之，若C量超過0.13%的過剩添加，則熔接部及熱影響部的硬化明顯，導致熔接部的機械特性劣化，因而造成點熔接性、電弧熔接性等降低。所以，C設為0.04%以上且0.13%以下。
Si：0.7%以上且2.3%以下
Si係肥粒鐵生成元素，且亦屬於對固溶強化具有效的元素。而，為能利用肥粒鐵相的加工硬化能力提升俾確保良好的軋延性，必需添加達0.7%以上。且，為能確保所需變韌肥粒鐵相的面積率、確保良好的擴孔性，必需添加達0.7%以上。然而，若Si添加過剩，便會因發生諸如紅色鐵銹等而導致表面性狀劣化、引發鍍敷附著‧密接性劣化。故，Si係設為0.7%以上且2.3%以下。較佳係1.2%以上且1.8%以下。
Mn：0.8%以上且2.0%以下
Mn係鋼強化的有效元素。且屬於使沃斯田鐵安定化的元素，對第二相的分率調整屬於必要元素。因而，Mn必需添加達0.8%以上。反之，若超過2.0%的過剩添加，第二相中的麻田散鐵面積率會增加，導致較難確保材質安定性。又，近年因為Mn的合金成本高漲，因而亦關聯於成本提升的要因。故，Mn係設為0.8%以上且2.0%以下。較佳係1.0%以上且1.8%以下。
P：0.1%以下
P係鋼強化的有效元素，若超過0.1%的過剩添加，便會因晶界偏析而引發脆化，導致耐衝擊性劣化。又，若超過0.1%，則會使合金化速度大幅延遲。故，P係設為0.1%以下。
S：0.01%以下
S會成為諸如MnS等夾雜物，導致成為耐衝擊性劣化、沿熔接部金屬流出現斷裂的肇因，因而最好盡量降低，就從製造成本的觀點，S係設為0.01%以下。
Al：0.1%以下
Al係若超過0.1%，便會生成粗大的Al2 O3 ，導致材質劣化。又，當Al係為鋼的脫氧而添加時，若未滿0.01%則Mn與Si等粗大氧化物會多數分散於鋼中，導致材質劣化，因而最好將添加量設定在0.01%以上。故，Al量係設為0.1%以下、較佳係設為0.01~0.1%。
N：0.008%以下
N係會使鋼的抗老化性出現最嚴重劣化的元素，越少越好，若超過0.008%，抗老化性的劣化趨於明顯。故，N設為0.008%以下。
其餘為Fe及不可避免的雜質。其中，除該等元素之外，尚可視需要添加從以下元素中選擇至少1種。
從Cr：0.05%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下、Ni：0.05%以上且1.0%以下、Cu：0.05%以上且1.0%以下中選擇至少1種因為Cr、V、Mo係具有使強度與軋延性均衡提升的作用，因而可視需要添加。此項效果係依Cr：0.05%以上、V：0.005%以上、Mo：0.005%以上才能獲得。然而，若分別超過Cr：1.0%、V：0.5%、Mo：0.5%的過剩添加，則第二相的分率便會變為過大，會有強度明顯上升等的顧慮。又，亦會成為成本提升的肇因。所以，當添加該等元素時，其量分別設為Cr：1.0%以下、V：0.5%以下、Mo：0.5%以下。
Ni、Cu係鋼強化的有效元素，若在本發明所規定範圍內亦無妨使用於鋼的強化。又，具有藉由促進內部氧化而提升鍍敷密接性的作用。為能獲得該等效果分別必需達0.05%以上。另一方面，若Ni、Cu均添加超過1.0%，便會使鋼板的加工性降低。又，亦會成為成本提升的肇因。所以，當添加Ni、Cu的情況，其添加量分別設為0.05%以上且1.0%以下。
從Ti：0.01%以上且0.1%以下、Nb：0.01%以上且0.1%以下、B：0.0003%以上且0.0050%以下中選擇至少1種Ti、Nb係對鋼的析出強化具有效，此項效果分別係依0.01%以上才能獲得，若在本發明所規定範圍內亦無妨使用於鋼的強化。但是，若分別超過0.1%，則加工性及形狀凍結性會降低。又，亦會成為成本提升的肇因。所以，當添加Ti、Nb時，其添加量係就Ti設為0.01%以上且0.1%以下，就Nb設為0.01%以上且0.1%以下。
B係具有抑制從沃斯田鐵晶界的肥粒鐵生成/成長之作用，因而視需要可添加。此項效果係達0.0003%以上才能獲得。但是，若超過0.0050%，則加工性會降低。且亦會成為成本提升的肇因。故，當添加B時，便設為0.0003%以上且0.0050%以下。
從Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下中選擇至少1種
Ca及REM係屬於為將硫化物的形狀予以球狀化，俾改善硫化物對擴孔性造成不良影響的有效元素。為能獲得此項效果分別必需達0.001%以上。然而，過剩的添加會引發夾雜物等的增加，而引發表面及內部缺陷等。所以，當添加Ca、REM的情況，其添加量分別設為0.001%以上且0.005%以下。
從Ta：0.001~0.010%、Sn：0.002~0.2%中選擇至少1種Ta係與Ti、Nb同樣的，會形成合金碳化物、合金氮碳化物，不僅對高強度化具貢獻，且藉由其中一部分固溶於Nb碳化物、Nb氮碳化物中，而形成諸如(Nb,Ta)(C,N)之類的複合析出物，明顯抑制析出物的粗大化，判斷具有能使利用析出強化而對強度的貢獻呈安定化之效果。因而，當添加Ta的情況，其含有量最好設為0.001%以上。但是，當過剩添加時，不僅上述析出物安定化效果已達飽和，且合金成本亦會提高，因而當添加Ta的情況，其含有量最好設為0.010%以下。
Sn係就從抑制鋼板表面的氮化、氧化、或抑制因氧化所造成距鋼板表層數10μm區域的脫碳情形之觀點，係可添加。藉由抑制此種氮化、氧化，便可防止鋼板表面的麻田散鐵生成量減少，俾使疲勞特性與抗老化性獲改善。就從抑制氮化、氧化的觀點，當添加Sn的情況，其含有量最好設為0.002%以上，若超過0.2%則會導致韌性降低，因而最好將其含有量設在0.2%以下。
Sb：0.002~0.2%
Sb亦是與Sn同樣的，就從抑制鋼板表面的氮化、氧化、或抑制因氧化所造成距鋼板表層數10μm區域的脫碳情形之觀點，係可添加。藉由抑制此種氮化、氧化，便可防止鋼板表面的麻田散鐵生成量減少，俾使疲勞特性與抗老化性獲改善。就從抑制氮化、氧化的觀點，當添加Sb的情況，其含有量最好設為0.002%以上，若超過0.2%則會導致韌性降低，因而最好將其含有量設在0.2%以下
(2)其次，針對鋼組織進行說明。
肥粒鐵相的面積率：75%以上
為能確保達75%以上的良好軋延性，肥粒鐵相依面積率必需達75%以上。
變韌肥粒鐵相之面積率：1.0%以上
為能確保良好的擴孔性，即為能緩和軟質肥粒鐵與硬質麻田散鐵間之硬度差，變韌肥粒鐵相的面積率必需達1.0%以上。
珠粒鐵相之面積率：1.0%以上且10.0%以下
為能確保良好的擴孔性，珠粒鐵相的面積率係設為1.0%以上。為能確保所需的強度-軋延性均衡，珠粒鐵相的面積率係設在10.0%以下。
麻田散鐵相之面積率：1.0%以上且未滿5.0%
為能確保所需的強度-軋延性均衡，麻田散鐵相的面積率係設為1.0%以上。為能確保良好的材質安定性，對拉伸特性(TS、EL)會造成大幅影響的麻田散鐵相之面積率，必需未滿5.0%。
麻田散鐵面積率/(變韌肥粒鐵面積率+珠粒鐵面積率)≦0.6
為能確保良好的材質安定性，第二相的相構造，必需降低成為材質變動要因的麻田散鐵量，並利用麻田散鐵增加軟質變韌肥粒鐵與珠粒鐵的量，即必需滿足麻田散鐵面積率/(變韌肥粒鐵面積率+珠粒鐵面積率)≦0.6。
另外，除肥粒鐵、變韌肥粒鐵、珠粒鐵、麻田散鐵之外，尚有會生成殘留沃斯田鐵、回火麻田散鐵、碳化鐵體等碳化物的情況，但若滿足上述肥粒鐵、變韌肥粒鐵、珠粒鐵、麻田散鐵的面積率，便可達成本發明目的。
再者，本發明中所謂「肥粒鐵、變韌肥粒鐵、珠粒鐵、麻田散鐵的面積率」，係指在觀察面積中所佔的各相面積比例。
本發明的高強度熔融鍍鋅鋼板係將具有上述成分組成與上述鋼組織的鋼板當作底層鋼板，並在其上面設有利用熔融鍍鋅形成的鍍敷皮膜、或經施行熔融鍍鋅後合金化處理的鍍敷皮膜。
(3)其次，針對製造條件進行說明。
本發明的高強度熔融鍍鋅鋼板係將具有適合上述成分組成範圍之成分組成的鋼胚，施行熱軋、酸洗、或更施行冷軋，然後，依5℃/s以上的平均加熱速度加熱至650℃以上的溫度域，並依750~900℃溫度域保持15~600s，再冷卻至450~550℃溫度域，並於該450~550℃溫度域中保持10~200s，接著再施行熔融鍍鋅便可製得。
當製造經施行合金化處理的高強度熔融鍍鋅鋼板時，在經熔融鍍鋅後，於500~600℃溫度域中，依滿足下式的條件施行鍍鋅的合金化處理。
0.45≦exp[200/(400-T)]×ln(t)≦1.0
其中，
T：500~600℃溫度域中的平均保持溫度(℃)
t：500~600℃溫度域的保持時間(s)
exp(X)、ln(X)分別係指X的指數函數、自然對數。
以下，進行詳細說明。
將具有上述成分組成的鋼，利用公知方法施行熔製後，經分塊或連續鑄造而形成扁胚，再施行熱軋便形成熱軋板。當施行熱軋時，最好將扁胚加熱至1100~1300℃，並將最終完工溫度設為850℃以上且施行熱軋，並依400~650℃進行鋼帶的捲取。當捲取溫度超過650℃時，熱軋板中的碳化物會呈粗大化，因為此種已粗大化的碳化物在退火時的均熱中並未完全熔解，因而會有無法獲得必要強度的情況。然後，依公知方法施行酸洗處理。或者在施行酸洗後，更進一步施行冷軋。當施行冷軋時，雖就條件並沒有特別限定的必要，但最好依30%以上的冷軋軋縮率施行冷軋。若冷軋軋縮率偏低，便未促進肥粒鐵的再結晶，導致會有未再結晶肥粒鐵的殘存，造成軋延性與擴孔性降低的情況。
對經酸洗的熱軋板或經冷軋的鋼板，施行以下的退火之後，經冷卻後便進行熔融鍍鋅。
依5℃/s以上的平均加熱速度加熱至650℃以上的溫度域
當截至650℃以上溫度域的平均加熱速度係未滿5℃/s時，在退火中並未能生成細微且均勻分散的沃斯田鐵相，導致最終組織的麻田散鐵面積率會增加，而較難確保良好的擴孔性。又，必需較通常更長的爐，導致因龐大的能量消耗而引發成本增加與生產效率惡化。加熱爐較佳係使用DFF(Direct Fired Furnace，直火式加熱爐)。理由係藉由利用DFF施行急速加熱，使形成內部氧化層，便可防止Si、Mn等的氧化物朝鋼板最表層呈濃化，俾可確保良好的鍍敷性。
750~900℃溫度域中的15~600s保持
在750~900℃溫度域中，具體係在沃斯田鐵單相域、或沃斯田鐵與肥粒鐵的雙相域中，施行保持15~600s的退火。若退火溫度未滿750℃、保持時間未滿15s，鋼板中的硬質碳化鐵體便不會充分熔解，導致擴孔性降低，且無法獲得所需的麻田散鐵面積率，因而造成軋延性降低。反之，若退火溫度超過900℃，沃斯田鐵粒的成長明顯，在經冷卻後的保持中所生成之因變韌鐵變態形成的變韌肥粒鐵確保趨於困難，造成擴孔性降低，且因為麻田散鐵面積率/(變韌肥粒鐵面積率+珠粒鐵面積率)會超過0.6，因而無法獲得良好的材質安定性。又，若保持時間超過600s，則沃斯田鐵會呈粗大化，導致所需強度確保趨於困難，且會有因龐大的能量消耗而引發成本提高的情況。
450~550℃溫度域中的10~200s保持
經施行上述退火後，冷卻至450~550℃溫度域，再於該450~550℃溫度域中保持10~200s。若保持溫度超過550℃、或保持時間未滿10s，則不會促進變韌鐵變態，導致變韌肥粒鐵的面積率未滿1.0%，造成無法獲得所需的擴孔性。又，若保持溫度未滿450℃、或保持時間超過200s，則第二相的大半部分會成為因變韌鐵變態的促進而生成的固溶碳量較多之沃斯田鐵與變韌肥粒鐵，造成無獲得所需1.0%以上的珠粒鐵面積率，且硬質麻田散鐵相的面積率會成為5.0%以上，導致無法獲得良好的擴孔性與材質安定性。
然後，使鋼板浸入於普通浴溫的鍍浴中而施行熔融鍍鋅，再利用氣刷法等調整鍍敷附著量，藉由施行冷卻，便獲得未將鍍敷層合金化的熔融鍍鋅鋼板。
在製造施行合金化處理的熔融鍍鋅鋼板時，經施行熔融鍍鋅後，更進一步在500~600℃溫度域中，依滿足下式的條件施行鍍鋅的合金化處理。
0.45≦exp[200/(400-T)]×ln(t)≦1.0
其中，
T：500~600℃溫度域中的平均保持溫度(℃)
t：500~600℃溫度域的保持時間(s)
exp(X)、ln(X)分別係指X的指數函數、自然對數。
若exp[200/(400-T)]×ln(t)未滿0.45，則經合金化處理後的鋼組織中會存在較多的麻田散鐵，導致上述硬質麻田散鐵鄰接於軟質肥粒鐵，造成異相間出現較大的硬度差，致使擴孔性降低。又，因為麻田散鐵面積率/(變韌肥粒鐵面積率+珠粒鐵面積率)超過0.6，因而會損及材質安定性。又，熔融鍍鋅層的附著性會變差。
若exp[200/(400-T)]×ln(t)超過1.0，則未變態沃斯田鐵幾乎均會變態為碳化鐵體或珠粒鐵，結果導致無法獲得所需的強度與軋延性均衡。
在未滿500℃的溫度域中，不會促進鍍敷層的合金化，導致較難獲得合金化熔融鍍鋅鋼板。又，在超過600℃的溫度域中，第二相幾乎均會成為珠粒鐵，導致無法獲得所需的麻田散鐵面積率，造成強度與軋延性的均衡降低。相關鍍敷層的合金化，在500~600℃的溫度域中，若屬於滿足上述exp[200/(400-T)]×ln(t)條件的本發明範圍，便可毫無問題地實施。
另外，本發明之製造方法的一連串熱處理中，若在上述溫度範圍內，則保持溫度並無必要為一定，且即便冷卻速度在冷卻中有出現變化的情況，若在所規定範圍內便不會損及本發明主旨。又，若連熱經歷(heat history)亦能滿足，則鋼板依任何設備施行熱處理均無妨。除此之外，在熱處理後為施行形狀矯正，而對本發明鋼板施行調質軋延之事，亦涵蓋於本發明範圍內。另外，本發明係假設鋼素材經由通常的製鋼、鑄造、熱軋等各步驟而進行製造之情況，但亦可例如利用薄板鑄造等並省略部分或全部熱軋步驟而進行製造的情況。
圖1、圖2所示係相關後述實施例屬於本發明例鋼A的No.15、16、17(表2、表5)、與屬於比較例鋼H的No.18、19、20(表2、表5)，整理TS、EL、與退火溫度(T1 )間之關係圖。由圖1、圖2得知，本發明例鋼A係因退火溫度的變化而衍生之TS、EL變動較小，相對於此，比較例鋼H係TS、EL變動較大。
再者，圖3、圖4所示係後述實施例屬於本發明例鋼A的No.21、22、23(表2、表5)、與屬於比較例鋼H的No.24、25、26(表2、表5)，整理TS、EL、與退火後的冷卻平均保持溫度(T2 )間之關係圖。由圖3、圖4得知，本發明例鋼A係隨平均保持溫度的變化而衍生之TS、EL變動較小，相對於此，比較例鋼H係TS、EL變動較大。
[實施例]
將由具有表1所示成分組成、其餘為Fe及不可避免的雜質所構成之鋼，利用轉爐進行熔製，並利用連續鑄造法形成扁胚。將所獲得扁胚加熱至1200℃後，再依870~920℃的完工溫度施行熱軋直到板厚3.2mm為止，再依520℃進行捲取。接著，將所獲得熱軋板施行酸洗，其中一部分形成保持酸洗狀態的熱軋鋼板，而其中一部分則更進一步施行冷軋，而製造冷軋鋼板。接著，將依上述所獲得熱軋鋼板(酸洗後)及冷軋鋼板，利用連續熔融鍍鋅生產線，依表2~表4所示製造條件施行退火處理，並施行熔融鍍鋅處理，更施行鍍敷層的合金化處理，便獲得熔融鍍鋅鋼板。鍍敷附著量係每單面為30~50g/m2 。一部分製作成經施行熔融鍍鋅處理後，並未施行合金化處理的熔融鍍鋅鋼板。
針對所獲得熔融鍍鋅鋼板，就肥粒鐵、變韌肥粒鐵、珠粒鐵、及麻田散鐵相的面積率，係朝鋼板的軋延方向將平行板厚剖面施行研磨後，再依3%Nital施行腐蝕，然後使用SEM(掃描式電子顯微鏡)依2000倍的倍率觀察10視野，並使用Media Cybernetics公司的Image-Pro進行求取。此時，因為麻田散鐵與殘留沃斯田鐵的區分較為困難，因而對所獲得熔融鍍鋅鋼板依200℃施行2小時的回火處理，然後，朝鋼板的軋延方向依照上述方法觀察平行板厚剖面的組織，並將依上述方法所求得回火麻田散鐵相的面積率視為「麻田散鐵相的面積率」。又，殘留沃斯田鐵相的體積率係將鋼板研磨至板厚方向的1/4面，再利用該板厚1/4面的繞射X射線強度進行求取。入射X射線係使用CoKα射線，並針對殘留沃斯田鐵相的{111}、{200}、{220}、{311}面、與肥粒鐵相的{110}、{200}、{211}面之尖峰積分強度全部組合，求取強度比，並將該等的平均值視為「殘留沃斯田鐵相的體積率」。
再者，拉伸試驗係使用依拉伸方向與鋼板的軋延方向成直角方向方式採取樣品之JIS5號試驗片，並根據JIS Z 2241實施，測定TS(拉伸強度)、EL(總伸長率)。另外，本發明中，將TS×EL≧19000MPa‧%的情況判定為軋延性良好。
材質安定性係利用(1)針對除退火溫度T1 以外的條件其餘均相同，僅退火溫度T1 不同的鋼板，調查TS、EL的變動量，再從該TS、EL的變動量，求取退火溫度變化每20℃的變動量(ΔTS、ΔEL)，以及(2)針對除直到冷卻後鍍浴浸漬為止的平均保持溫度T2 以外之條件其餘均相同，僅直到冷卻後鍍浴浸漬為止的平均保持溫度T2 不同之鋼板，調查TS、EL的變動量，再從該TS、EL的變動量，求取直到冷卻後鍍浴浸漬為止的平均保持溫度變化每20℃的變動量(ΔTS、ΔEL)，且依各溫度變化每20℃的TS變動量(ΔTS)、EL變動量(ΔEL)進行評估。
再者，針對依上述所獲得熔融鍍鋅鋼板，測定擴孔性(拉伸凸緣性)。擴孔性(拉伸凸緣性)係根據日本鋼鐵聯盟規格JFST1001實施。將所獲得各鋼板切斷為100mm×100mm後，針對板厚2.0mm以上係依間隙12%±1%、而板厚未滿2.0mm係依間隙12%±2%，衝孔直徑10mm孔之後，再使用內徑75mm的模具，在依皺摺壓住力9ton進行按押的狀態下，將60°圓錐衝頭壓入孔中，測定龜裂發生極限的孔直徑，從下式求取極限擴孔率λ(%)，並從該極限擴孔率的數值進行拉伸凸緣性評估。
極限擴孔率λ(%)={(Df -D0 )/D0 }×100
其中，Df 係龜裂發生時的孔徑(mm)，D0 係初期孔徑(mm)。
另外，本發明中，將λ≧70(%)的情況判定屬良好。
依以上所獲得的結果，如表5~表7所示。
本發明例的高強度熔融鍍鋅鋼板均屬於TS達540MPa以上，λ達70%以上的擴孔性優異，且TS×EL≧19000MPa‧%，強度與軋延性的均衡高，得知屬於加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板。且，ΔTS、ΔEL值亦較小，得知屬於材質安定性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板。另一方面，比較例係軋延性、擴孔性任一以上較差，材質安定性不佳。
(產業上之可利用性)
本發明的高強度熔融鍍鋅鋼板係具有540MPa以上的拉伸強度TS，並具有高軋延性與高擴孔性，且材質安定性亦優異。藉由本發明的高強度熔融鍍鋅鋼板使用於例如汽車構造構件，便可藉由車體輕量化達燃油效率改善，產業上的利用價值非常大。
圖1為退火溫度(T1 )與TS間之關係圖。
圖2為退火溫度(T1 )與EL間之關係圖。
圖3為冷卻平均保持溫度(T2 )與TS間之關係圖。
圖4為冷卻平均保持溫度(T2 )與EL間之關係圖。

Claims (7)

  1. 一種材質安定性和加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於，成分組成係依質量%計由含有C：0.04%以上且0.13%以下、Si：0.7%以上且2.3%以下、Mn：0.8%以上且2.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.1%以下、N：0.008%以下，其餘為Fe及不可避免的雜質所構成；鋼組織依面積率計係具有75%以上的肥粒鐵相、1.0%以上的變韌肥粒鐵相、及1.0%以上且10.0%以下的珠粒鐵相，且，麻田散鐵相的面積率係1.0%以上且未滿5.0%、且滿足麻田散鐵面積率/(變韌肥粒鐵面積率+珠粒鐵面積率)≦0.6。
  2. 如申請專利範圍第1項之材質安定性和加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計進一步含有從Cr：0.05%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下、Ni：0.05%以上且1.0%以下、Cu：0.05%以上且1.0%以下中選擇之至少1種的元素。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之材質安定性和加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計進一步含有從Ti：0.01%以上且0.1%以下、Nb：0.01%以上且0.1%以下、B：0.0003%以上且0.0050%以下中選擇之至少1種的元素。
  4. 如申請專利範圍第1或2項之材質安定性和加工性優異 之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計進一步含有從Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下中選擇之至少1種的元素。
  5. 如申請專利範圍第1或2項之材質安定性和加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計進一步含有從Ta：0.001%以上且0.010%以下、Sn：0.002%以上且0.2%以下中選擇之至少1種的元素。
  6. 如申請專利範圍第1或2項之材質安定性和加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，成分組成係依質量%計進一步含有Sb：0.002%以上且0.2%以下。
  7. 一種材質安定性和加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵係將具有申請專利範圍第1至6項中任一項之成分組成的鋼胚，施行熱軋、酸洗、或更進一步施行冷軋，然後，依5℃/s以上的平均加熱速度加熱至650℃以上的溫度域，再依750~900℃之溫度域保持15~600s，經冷卻至450~550℃之溫度域後，再依該450~550℃之溫度域保持10~200s，接著施行熔融鍍鋅後，於500~600℃之溫度域中，依滿足下式的條件施行鍍鋅的合金化處理，藉此製造上述高強度熔融鍍鋅鋼板；該高強度熔融鍍鋅鋼板之鋼組織依面積率計係具有75%以上的肥粒鐵相、1.0%以上的變韌肥粒鐵相、及1.0%以上且10.0%以下的珠粒鐵相，且，麻田散鐵相的面積率係1.0%以上且未滿5.0%、且滿足麻田散鐵 面積率/(變韌肥粒鐵面積率+珠粒鐵面積率)≦0.6；0.45≦exp[200/(400-T)]×ln(t)≦1.0其中，T：500~600℃之溫度域中的平均保持溫度(℃)t：500~600℃之溫度域的保持時間(s)exp(X)、ln(X)分別係指X的指數函數、自然對數。
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