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TWI450982B - 加工性、熔接性及疲勞特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 - Google Patents

加工性、熔接性及疲勞特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 Download PDF

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TWI450982B
TWI450982B TW099113451A TW99113451A TWI450982B TW I450982 B TWI450982 B TW I450982B TW 099113451 A TW099113451 A TW 099113451A TW 99113451 A TW99113451 A TW 99113451A TW I450982 B TWI450982 B TW I450982B
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TW
Taiwan
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hot
temperature
steel sheet
less
iron
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TW099113451A
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TW201102444A (en
Inventor
高木周作
長谷川浩平
Original Assignee
杰富意鋼鐵股份有限公司
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Publication date
Application filed by 杰富意鋼鐵股份有限公司 filed Critical 杰富意鋼鐵股份有限公司
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Description

加工性、熔接性及疲勞特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要求沖壓成形為複雜形狀的汽車零件等，加工性、熔接性及疲勞特性均優異，且拉伸強度(TS)為980MPa以上的高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。
另外，本發明的熔融鍍鋅鋼板係包括經鍍鋅後再施行合金化熱處理的所謂合金化熔融鍍鋅鋼板。
汽車零件等所使用的高強度熔融鍍鋅鋼板，係在其用途特徵上，除講求高強度之外，尚亦要求加工性優異。
最近，就從隨車體輕量化而要求燃油效率提升與碰撞安全性確保的觀點，汽車車體將講求高強度鋼板，並擴大適用。又，習知係屬輕加工主體，而對複雜形狀的適用亦開始進行檢討。
然而，一般隨鋼板的高強度化，會有加工性降低的傾向，因而使用高強度鋼板時的首要問題便有如沖壓成形時的龜裂。所以，要求因應零件形狀提升拉伸凸緣性等加工性。若達980MPa以上的高強度鋼，特別係利用撓曲成形施行加工的零件會增加，因而撓曲成形性亦屬重要。
再者，經成形後因為利用組裝步驟施行電阻點銲，因而除要求加工性之外，亦要求優異的熔接性。
再者，隨構件的薄壁化，亦會有必需要求平面撓曲疲勞特性達習知以上的部位。
因應上述的需求，例如專利文獻1~8有提案：藉由將鋼成分與組織的限定、熱軋條件及退火條件的最佳化等，而獲得高加工性且高強度熔融鍍鋅鋼板的方法。
[先行技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本專利特開2004-232011號公報
[專利文獻2]日本專利特開2002-256386號公報
[專利文獻3]日本專利特開2002-317245號公報
[專利文獻4]日本專利特開2005-105367號公報
[專利文獻5]日本專利第3263143號公報
[專利文獻6]日本專利第3596316號公報
[專利文獻7]日本專利特開2001-11538號公報
[專利文獻8]日本專利特開2006-63360號公報
上揭專利文獻中，專利文獻1雖有揭示相關C、Si含有量較多的TS 980MPa級鋼材，但相關拉伸凸緣性與撓曲性卻完全無任何蛛絲馬跡的思及。
再者，專利文獻2~4雖有相關活用Cr之鋼材的揭示，但仍然是相關拉伸凸緣性與撓曲性均完全無任何蛛絲馬跡的思及。
再者，專利文獻5~7雖有相關評估拉伸凸緣性指標之一的擴孔率λ之記載，但拉伸強度(TS)並未達980MPa。且，相關撓曲性與疲勞特性亦無記載。
專利文獻8雖有相關藉由Ti添加而改善撓曲性、及藉由肥粒鐵粒徑的細微化而凹痕疲勞特性提升的記載，但相關擴孔特性、熔接性、及平面撓曲疲勞特性卻無記載。凹痕疲勞特性係由供鎖栓鎖固與零件安裝用的衝壓孔所發生疲勞破壞的評估指標，相對於此，本發明目的之平面撓曲疲勞特性，係佔零件大部分的母材本身之疲勞特性評估指標。衝壓孔係在衝壓時有導入龜裂狀態下，對疲勞特性具有大貢獻，相對的，平滑部疲勞則就受母材組織與成分大幅影響之處，屬於完全不同的特性。
本發明係有鑑於上述現狀而完成，目的在於提案：具有TS≧980MPa的高拉伸強度，且加工性、熔接性及疲勞特性均優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，及其有利的製造方法。
緣是，發明者等為能解決上述問題，遂進行深入鑽研。
結果，獲得以下(1)~(6)的發現：
(1)就從加工性與熔接性的觀點，必需減少C、P、S量。
(2)為能達成良好的表面性狀，必需抑低Si量。
(3)相關隨C與P的減少而造成的強度降低，藉由活用Cr、Si、Mn，即便合金元素較少，仍可高強度化。
(4)藉由設為具有體積分率20~70%、且平均結晶粒徑5μm以下之肥粒鐵相的組織，便可提升加工性與熔接性。
(5)除(4)之外，藉由將變韌鐵及/或麻田散鐵的平均結晶粒徑設為5μm以下，便可獲得良好的撓曲特性。
(6)當執行(5)的組織控制時，Cr的大量添加會使疲勞特性劣化，而添加Si則會使疲勞特性提升。
本發明係以上述發現為基礎。
即，本發明為能解決上述問題，便採用以下的手段：
[1]一種加工性、熔接性及疲勞特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於，係依質量%計含有C：0.05%以上且未滿0.12%、Si：0.35%以上且未滿0.80%、Mn：2.0~3.5%、P：0.001~0.040%、S：0.0001~0.0050%、Al：0.005~0.1%、N：0.0001~0.0060%、Cr：0.01%~0.5%、Ti：0.010~0.080%、Nb：0.010~0.080%及B：0.0001~0.0030%，其餘為Fe及不可避免的雜質之組成所構成，並具有含有體積分率20~70%、且平均結晶粒徑5μm以下之肥粒鐵相的組織，拉伸強度為980MPa以上，更在鋼板表面上設有附著量(每單面)：20~150g/m2 的熔融鍍鋅層。
[2]一種加工性、熔接性及疲勞特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於，係依質量%計含有C：0.05%以上且未滿0.12%、Si：0.35%以上且未滿0.80%、Mn：2.0~3.5%、P：0.001~0.040%、S：0.0001~0.0050%、Al：0.005~0.1%、N：0.0001~0.0060%、Cr：0.01%~0.5%、Ti：0.010~0.080%、Nb：0.010~0.080%及B：0.0001~0.0030%，其餘為Fe及不可避免的雜質之組成所構成，並具有由：體積分率20~70%且平均結晶粒徑5μm以下的肥粒鐵相、以及殘留沃斯田鐵與珠粒鐵合計在5%以下且平均結晶粒徑5μm以下的變韌鐵及/或麻田散鐵所構成之組織，拉伸強度為980MPa以上，更在鋼板表面上設有附著量(每單面)：20~150g/m2 的熔融鍍鋅層。
[3]如[1]或[2]所記載的加工性、熔接性及疲勞特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鋼係更進一步依質量%計含有Mo：0.01~0.15%。
[4]如[1]~[3]中任一項所記載的加工性、熔接性及疲勞特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鋼係更進一步依質量%計含有Ca：0.0001~0.0050%及/或REM：0.0001~0.1%。
[5]如[1]~[4]中任一項所記載的加工性、熔接性及疲勞特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鋼係更進一步依質量%計含有Sb：0.0001~0.1%。
[6]一種加工性、熔接性及疲勞特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵在於：當將由[1]~[5]中任一項所記載組成構成的鋼胚，施行熱軋後，再捲取為鋼捲後，施行酸洗，接著施行冷軋後，再施行熔融鍍鋅而製造熔融鍍鋅鋼板時，熱軋係將鋼胚加熱溫度設為1150~1300℃、將熱精軋溫度設為850~950℃而施行熱軋之後，再將熱精軋溫度~(熱精軋溫度-100℃)的溫度域依平均冷卻速度：5~200℃/秒施行冷卻，並依400~650℃之溫度捲取為鋼捲，接著施行酸洗後，經冷軋後，再將200℃至中間溫度為止的1次平均升溫速度設為5~50℃/秒，並加熱至500~800℃的中間溫度，進一步將從該中間溫度起至退火溫度為止的2次平均升溫速度設為0.1~10℃/秒，並加熱至730~900℃的退火溫度，在該退火溫度域中保持10~500秒後，依1~30℃/秒的平均冷卻速度冷卻至450~550℃，接著施行熔融鍍鋅處理、或更進一步施行合金化處理。
根據本發明，可製造具有高強度，且加工性、熔接性及疲勞特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板。而，藉由本發明所獲得高強度熔融鍍鋅鋼板，可滿足作為汽車零件用時所要求的強度與加工性，頗適用為沖壓成形呈複雜形狀的汽車零件。
本發明中，所謂「加工性優異」係指滿足TS×El≧13000MPa‧%，且TS×λ≧20000MPa‧%、90°V撓曲下的極限撓曲半徑≦1.5t(t：板厚)；又所謂「熔接性優異」係指熔核徑(nugget diameter)：(mm)(t：鋼板板厚)以上才會出現母材斷裂情形；所謂「疲勞特性優異」係指滿足平面撓曲疲勞極限的耐久比(疲勞極限應力/TS)≧0.42；且所謂「高強度」係指拉伸強度(TS)為980MPa以上。
以下，針對本發明進行具體說明。
首先，針對本發明中，將鋼板與鋼胚的成分組成限定於上述範圍內的理由進行說明。另外，相關成分的「%」表示，在無特別聲明的前提下係指「質量%」。
C：0.05%以上且未滿0.12%
因為麻田散鐵相的強度有與C量成比例的傾向，因而C係在利用麻田散鐵相而將鋼強化上屬不可或缺的元素。為能獲得達980MPa以上的TS，必需0.05%以上的C，隨C量的增加，TS亦會增加。然而，若C量為0.12%以上，點熔接性便會明顯劣化，會有隨麻田散鐵相的增量而造成硬質化，且因較麻田散鐵相屬更硬質的殘留沃斯田鐵相生成，會有撓曲性等加工性明顯降低的傾向。因而，C量限定於0.05%以上且未滿0.12%範圍內。更佳係未滿0.105%。另一方面，就從安定地確保980MPa以上的TS之觀點，較佳C量係0.08%以上。
Si：0.35%以上且未滿0.80%
Si係使於利用固溶強化而對強度提升具貢獻的元素，且使平面撓曲疲勞特性與拉伸及熔接性提升，但此項效果係在0.35%以上才會顯現出。然而，藉由含有量為0.80%以上，在熱軋時會生成難剝離性的銹皮，導致使鋼板的表面性狀劣化，且使加工性與疲勞特性降低。且，在鋼板表面上會形成氧化物並濃化，亦會成為未鍍敷的原因。故，Si量限定於0.35%以上且未滿0.80%。較佳係0.35%以上且0.60%以下、更佳係0.50%以下。
Mn：2.0~3.5%
Mn係對強度提升具有效貢獻，此項效果係藉由含有2.0%以上才會出現。另一方面，若過度含有超過3.5%，則會因Mn的偏析等而引發部分性成為變態點不同的組織，結果肥粒鐵相與麻田散鐵相會成為依帶狀存在的不均勻組織，導致加工性降低。又，在鋼板表面形成氧化物並濃化，亦會成為未鍍敷的原因。故，Mn量限定於2.0%以上且3.5%以下。較佳為2.2%以上且2.8%以下。
P：0.001~0.040%
P係對強度提升具貢獻的元素，但另一方面卻亦是使熔接性劣化的元素，若P量超過0.040%，此種影響便會明顯出現。特別係當Cr添加超過0.5%時，必需將P降低至0.02%，若Cr添加在0.5%以下，則P便容許至0.040%。另一方面，過度的降低P會衍生製鋼步驟中的製造成本增加。故，P量限定於0.001%以上且0.040%以下範圍內。較佳係0.001%以上且0.025%以下、更佳係0.001%以上且0.015%以下。
S：0.0001~0.0050%
若S量增加會成為高溫紅熱脆性的原因，在製造步驟上會發生不良情況，且藉由形成夾雜物MnS，並在經冷軋後會依板狀夾雜物存在，因而特別會使材料的極限變形能力降低，且會使拉伸凸緣性等成形性降低。S量係至0.0050%均不會有問題出現。另一方面，過度降低會衍生製鋼步驟中的脫硫成本增加。故，S量係限定於0.0001%以上且0.0050%以下範圍內。較佳係0.0001%以上且0.003%以下。
Al：0.005~0.1%
Al係在製鋼步驟中屬有效的脫氧劑，且就將使局部軋延性降低的非金屬夾雜物在熔渣中分離的觀點，亦屬有用的元素。且，Al係在退火時，抑制會阻礙鍍敷性的表層之Mn、Si系氧化物形成，具有提升鍍敷表面外觀的效果。為能獲得此種效果，必需添加達0.005%以上。另一方面，若添加超過0.1%，則不僅會導致鋼成分成本增加，亦會使熔接性降低。故，Al量係限定於0.005~0.1%範圍內。較佳係0.01%以上且0.06%以下。
N：0.0001~0.0060%
組織強化鋼中，雖N對材料特性所造成的影響並未有如何的大，若在0.0060%以下便不會損及本發明的效果。另一方面，就從因肥粒鐵的潔淨化俾提升軋延性的觀點，N量係越少越好，但因為製鋼上的成本亦為隨之增加，因而下限設為0.0001%。即，N量設為0.0001%以上且0.0060%以下。
Cr：0.01~0.5%
Cr係對鋼的淬火強化具有效的元素，為能獲得此項效果，必需添加0.01%以上。又，Cr係對使沃斯田鐵的淬火性提升，以及使拉伸與撓曲特性提升具有效貢獻。然而，因為固溶強化能力較小，因而若大量添加，會使疲勞特性與熔接性劣化。若Cr量超過0.5%，則疲勞特性會劣化，且熔接性亦會降低。故，Cr量係限定於0.01~0.5%範圍內。更佳係0.3%以下。
Ti：0.010~0.080%
Ti係藉由在鋼中會與C或N形成細微碳化物或細微氮化物，而對熱軋板組織與退火後的鋼板組織之細粒化及析出強化賦予具有效的功用。為能獲得此項效果，必需達0.010%以上的Ti。然而，若Ti量超過0.080%，不僅此項效果已達飽和，且肥粒鐵中會過度生成析出物，導致肥粒鐵的軋延性降低。所以，Ti量係限定於0.010~0.080%範圍內。更佳係0.020~0.060%範圍內。
Nb：0.010~0.080%
Nb係屬於利用固溶強化或析出強化而使強度提升具貢獻的元素。又，透過藉由強化肥粒鐵，而降低與麻田散鐵相間之硬度差的效果，便對拉伸凸緣性的改善亦具有效的貢獻。且，對肥粒鐵粒、變韌鐵、及麻田散鐵粒徑的細微化具貢獻，使撓曲性獲改善。此種效果係Nb量達0.010%以上才能獲得。然而，若過度含有超過0.080%，熱軋板會硬質化，導致熱軋、冷軋時的軋延荷重增加。且，會使肥粒鐵的軋延性降低，造成加工性劣化。所以，Nb量係限定於0.010%以上且0.080%以下範圍內。另外，就從強度與加工性的觀點，Nb量較佳係設為0.030~0.070%。
B：0.0001~0.0030%
B係對淬火性提高、抑制在退火冷卻過程中所引發的肥粒鐵生成、以及獲得所需麻田散鐵量具貢獻。為能獲得此項效果，B量必需含有達0.0001%以上，但若超過0.0030%，則上述效果達飽和。故，B量係限定於0.0001~0.0030%範圍內。較佳係0.0005~0.0020%範圍內。
本發明鋼板係在獲得所需加工性、熔接性及疲勞特性的前提下，以上述成分組成為必需，其餘則為Fe及不可避免的雜質的組成構成，但視需要亦可適當含有以下元素。
Mo：0.01~0.15%
Mo係屬於對鋼淬火強化的有效元素，為能獲得此項效果，必需添加達0.01%以上。然而，若Mo量超過0.15%，則為能確保熔接性，便必需減少P，且亦會成為成本提升的要因。甚且亦會使疲勞特性劣化。故，Mo量係限定於0.01%以上且0.15%以下範圍內。更佳係0.01~0.05%範圍內。
Ca：0.0001~0.0050%、REM：0.0001~0.1%
Ca與REM係具有利用MnS等硫化物的形狀控制，而使軋延性與擴孔性提升的效果，但會有即便大量含有，此項效果達飽和的傾向。所以，當使含有Ca的情況，便設為0.0001%以上且0.0050%以下、較佳係0.0001%以上且0.0020%以下，而當使含有REM的情況，便設為0.0001%以上且0.1%以下、較佳係0.0005%以上且0.01%以下。
Sb：0.0001~0.1%
Sb係具有在不會使鍍敷性有太大變化的情況下，控制硫化物系夾雜物形態的作用，藉此具有藉由將鋼板表層的結晶施行篩粒，而改善成形性的作用。當使含有Sb的情況，便設為0.0001%以上且0.1%以下、較佳係0.0005%以上且0.01%以下。
V係具有利用碳化物的形成，而使肥粒鐵相強化的效果，但另一方面會使肥粒鐵相的軋延性降低。所以，V較佳係含有未滿0.05%，更佳係含有未滿0.005%。
另外，會形成析出物的Zr、Mg等之含有量，最好盡量減少，無必要積極的添加，較佳設為未滿0.0200%、更佳設為未滿0.0002%範圍。又，Cu係對熔接性會造成不良影響的元素，而Ni係會對鍍敷後的表面外觀造成不良影響的元素，所以，Cu、Ni分別較佳設為未滿0.4%、更佳係未滿0.04%範圍內。
其次，針對本發明屬重要要件之一的鋼組織限定範圍及限定理由進行說明。
肥粒鐵相的平均結晶粒徑：5μm以下
結晶粒的細微化係對鋼板的拉伸凸緣性與撓曲性提升具貢獻。本發明中，藉由將複合組織中的肥粒鐵相平均結晶粒徑限制於5μm以下，便可達成撓曲性的提升。
再者，若軟質區域與硬質區域粗糙地存在，加工便會呈不均勻，且成形性會劣化。就此點而言，若肥粒鐵相與麻田散鐵相呈均勻細微地存在，在加工時會使鋼板的變形呈均勻，因而肥粒鐵相的平均結晶粒徑係越小越好。為能抑制加工性劣化，較佳範圍係1~3.5μm。
肥粒鐵相的體積分率：20~70%
肥粒鐵相係屬於軟質相，對鋼板的軋延性具有貢獻，因而本發明的鋼板中，肥粒鐵相必需依體積分率計含有達20%以上。另一方面，若肥粒鐵相存在有超過70%，便會過度軟質化，導致強度的確保較為困難。所以，肥粒鐵相係依體積分率計，設為20%以上且70%以下、較佳係30%以上且60%以下範圍內。
平均結晶粒徑在5μm以下的變韌鐵及/或麻田散鐵
除肥粒鐵相以外，藉由將來自沃斯田鐵的低溫變態相，且未被回火的麻田散鐵相及/或變韌鐵相，設為5mm以下的平均結晶粒徑，便可使擴孔特性、撓曲性及疲勞特性更進一步提升。體積分率係30%以上且80%以下範圍內。該麻田散鐵相及/或變韌鐵相係屬於硬質相，具有利用變態組織強化而會使鋼板的強度增加之作用。又，利用硬質相的分散會抑制疲勞龜裂的傳播。然而，若麻田散鐵相及/或變韌鐵相的平均結晶粒徑超過5mm，該等效果便會不足。
另外，在此雖依慣例當作結晶粒徑，但實際上係將變態前的舊沃斯田鐵粒所對應區域視為一結晶粒並施行測定。
除上述肥粒鐵相、麻田散鐵相、變韌鐵相以外的其餘組織，可認為係殘留沃斯田鐵相、珠粒鐵相，若該等的合計量依體積分率計在5%以下，便不會損及本發明的效果。
其次，針對本發明高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法進行說明。
首先，從經調整為上述成分組成的溶鋼，利用連續鑄造法或造塊-分塊法製造鋼胚。接著，將所獲得鋼胚施行冷卻後，經再加熱後施行熱軋，或者在未施行鑄造後加熱處理情況下直接施行熱軋。將鋼胚加熱溫度設為1150~1300℃，為能將熱軋板形成均勻組織化，並使拉伸凸緣性等加工性提升，便將精軋溫度設為850~950℃，而為抑制由肥粒鐵相與珠粒鐵相等2相所構成帶狀組織的生成，俾使熱軋板呈均勻組織化，以及為提升拉伸凸緣性等加工性，便將熱精軋溫度~(熱精軋溫度-100℃)間的平均冷卻速度設為5~200℃/秒，而為提升表面性狀與冷軋性，便將捲取溫度設為400~650℃，待熱軋結束，經酸洗後，再利用冷軋而形成所需板厚。冷軋延率係為能利用肥粒鐵相的再結晶促進而提升軋延性，最好設為30%以上。此外，為求疲勞特性提升，以及為求熱軋時的銹皮除去，最好利用高壓水施行去銹。
接著，在熔融鍍鋅步驟中，為能對冷卻開始前的退火時之組織進行控制，俾使最終獲得的肥粒鐵分率與粒徑呈最佳化，便將200℃起至中間溫度的1次平均升溫速度設為5~50℃/秒，並將中間溫度設為500~800℃，且將從中間溫度起至退火溫度的2次平均升溫速度設為0.1~10℃/秒，並將退火溫度設為730~900℃，經在該溫度域中保持10~500秒後，再依1~30℃/秒的平均冷卻速度冷卻至冷卻停止溫度：450~550℃。
經冷卻後，接著將鋼板浸漬於熔融鋅浴中，經利用氣刷法等控制鍍鋅附著量之後，或者更進一步施行加熱而施行合金化處理後，再冷卻至室溫。
依此便可獲得本發明目的之高強度熔融鍍鋅鋼板，但亦可對經鍍敷後的鋼板施行表皮輥軋。
以下，針對製造條件的限定範圍與限定理由進行具體說明。
鋼胚加熱溫度：1150~1300℃
在鋼胚的加熱階段中所存在的析出物，於最終所獲得鋼板內會依粗大析出物形式存在，因為對強度並無具貢獻，因而必需使在鑄造時所析出的Ti、Nb系析出物再度溶解。在此，發現藉由1150℃以上的加熱便對強度具有貢獻。又，就從將鋼胚表層的氣泡、偏析等缺陷予以剝落(scale off)，俾減少鋼板表面的龜裂、凹凸，而達成平滑的鋼板表面之觀點，加熱至1150℃以上係屬有利。然而，若加熱溫度超過1300℃，會引發沃斯田鐵粒的粗大化，導致最終組織呈粗大化，造成拉伸凸緣性降低。所以，鋼胚加熱溫度係限定於1150℃以上且1300℃以下範圍內。
精軋溫度：850~950℃
藉由將熱精軋溫度設為達850℃以上，便可使加工性(軋延性、拉伸凸緣性)明顯提升。當精軋溫度未滿850℃時，經熱軋後，會成為結晶被拉伸過的加工組織。又，若在鑄片內，屬於沃斯田鐵安定化元素的Mn有出現偏析情形，該區域的Ar3 變態點會降低，截至低溫均為成為沃斯田鐵域。且，藉由變態溫度的降低，未再結晶溫度域與軋延結束溫度會成為相同的溫度域，結果判斷在熱軋中會有未再結晶的沃斯田鐵存在。依此若成為不均勻的組織，便會阻礙加工時的材料均勻變形，導致較難獲得優異的加工性。
另一方面，若精軋溫度超過950℃，氧化物(銹皮)的生成量會急激增加，會有原料生鐵-氧化物界面呈粗糙，經酸洗、冷軋後的表面品質呈劣化之傾向，又若經酸洗後在其中一部分有存在熱軋銹皮的殘餘等，便會對電阻點銲性與疲勞特性造成不良影響。且，會有結晶粒徑變為過度粗大，在加工時發生壓製物表面粗糙的情況。所以，精軋溫度設定為850~950℃、較佳係900℃~950℃。
精軋溫度~(精軋溫度-100℃)間的平均冷卻速度：5~200℃/秒
若在剛精軋後的高溫域[精軋溫度~(精軋溫度-100℃)]中，平均冷卻速度未滿5℃/秒，則經熱軋後，會有再結晶、晶粒成長，導致熱軋板組織呈粗大化，且會形成由肥粒鐵與珠粒鐵形成層狀的帶狀組織。若在退火前便成為帶狀組織，因為依發生成分濃度不均的狀態施行熱處理，因而在鍍敷步驟的熱處理時便較難達組織的細微均勻化，導致最終所獲得組織呈不均勻，造成拉伸凸緣性與撓曲性降低。因而，精軋溫度~(精軋溫度-100℃)的平均冷卻速度設為5℃/秒以上。另一方面，即便該溫度域的平均冷卻速度超過200℃/秒，仍會有效果達飽和的傾向，因而該溫度域的平均冷卻速度係設為5~200℃/秒範圍內。
捲取溫度：400~650℃
相關捲取溫度，若超過650℃，因為熱軋銹皮厚便會增加，經酸洗、冷軋後的表面會呈粗糙，表面有形成凹凸，且肥粒鐵粒徑會呈粗大化，因而會導致加工性降低及疲勞特性降低，且若經酸洗後有熱軋銹皮殘存，便會對電阻點銲性造成不良影響。另一方面，若捲取溫度未滿400℃，便會有熱軋板強度上升、冷軋時的軋延負荷增加、生產性降低的傾向。所以，捲取溫度設為400℃以上且650℃以下範圍內。
1次平均升溫速度(從200℃起至中間溫度)：5~50℃/秒、中間溫度：500~800℃、2次平均升溫速度(從中間溫度起至退火溫度)：0.1~10℃/秒
若1次平均升溫速度慢於5℃/秒，結晶粒便會粗大化，且拉伸凸緣性與撓曲性會降低。雖該1次平均升溫速度較快速亦無妨，但若超過50℃/秒便有達飽和的傾向。所以，1次平均升溫速度設為5~50℃/秒範圍內。較佳係10~50℃/秒。
再者，若中間溫度超過800℃，結晶粒徑便會呈粗大化，且拉伸凸緣性與撓曲性會降低。雖中間溫度較低亦無妨，但若未滿500℃則效果已達飽和，在與最終所獲得組織間的差異變少。所以，中間溫度設為500~800℃。
若2次平均升溫速度較快於10℃/秒時，沃斯田鐵的生成會變慢，最終所獲得的肥粒鐵相分率會變多，導致強度確保趨於困難。另一方面，若2次平均升溫速度較慢於0.1℃/秒時，結晶粒徑會呈粗大化，拉伸與撓曲性會降低。所以，2次平均升溫速度設為0.1~10℃/秒範圍內。另外，2次平均升溫速度的上限較佳係未滿10℃/秒。
退火溫度：730~900℃、在溫度域中的保持時間：10~500秒
若退火溫度較低於730℃時，因為在退火時並未充分生成沃斯田鐵，因而無法確保強度。另一方面，若退火溫度較高於900℃時，在加熱中沃斯田鐵會呈粗大化，在後續的冷卻過程中所生成的肥粒鐵相量會減少，導致拉伸降低，且最終所獲得結晶粒徑過度粗大化，會有擴孔率與撓曲性降低的傾向。所以，退火溫度設為730℃以上且900℃以下。
再者，若在該退火溫度域中的保持時間未滿10秒，則退火中的沃斯田鐵相生成不足，導致鋼板的強度確保較為困難。另一方面，因長時間退火，會有結晶粒成長而呈粗大化的傾向，若在上述退火溫度域中的保持時間超過500秒，則加熱退火中的沃斯田鐵相與肥粒鐵相之粒徑會呈粗大化，導致最終經熱處理後所獲得鋼板的組織呈粗大化，會有擴孔率降低的傾向。除此之外，沃斯田鐵粒的粗大化亦會成為經沖壓成形後的表皮粗糙原因，因而最好避免。且，因為在截至冷卻停止溫度為止的冷卻過程中之肥粒鐵相生成量亦會減少，因而會有拉伸亦降低的傾向。所以，為能兼顧達成更細微組織，以及降低退火前的組織影響，俾獲得均勻細微的組織，保持時間係設為10秒以上且500秒以下。較佳的保持時間係20秒以上且200秒以下。
截至冷卻停止溫度為止的平均冷卻速度：1~30℃/秒
該冷卻速度係針對控制軟質肥粒鐵相與硬質麻田散鐵相及/或變韌鐵相的存在比率，俾確保TS 980MPa級以上的強度與加工性之事，負有重要的功用。即若平均冷卻速度超過30℃/秒，因為冷卻中的肥粒鐵生成受抑制，且麻田散鐵相過度生成，因而TS 980MPa級的確保較為容易，但會導致成形性劣化與疲勞特性劣化。另一方面，若慢於1℃/秒，在冷卻過程中所生成的肥粒鐵相量會變多，且珠粒鐵亦會增加，導致無法確保TS。該平均冷卻速度的較佳範圍係5~20℃/秒。
另外，此情況下的冷卻較佳係採行氣體冷卻，但亦可使用爐冷、噴霧冷卻、輥冷卻、水冷等組合實施。
冷卻停止溫度：450~550℃
若冷卻停止溫度較高於550℃時，會從沃斯田鐵進行較麻田散鐵相更軟質的珠粒鐵變態或變韌鐵變態，導致TS 980MPa級的確保趨於困難。且，若生成硬質的殘留沃斯田鐵相，會造成拉伸凸緣性降低。另一方面，若冷卻停止溫度未滿450℃時，會因變韌鐵變態的進行而造成殘留沃斯田鐵增加，導致TS 980MPa級的確保趨於困難，且拉伸凸緣特性亦會劣化。
經上述冷卻停止後，施行一般的熔融鍍鋅處理便形成熔融鍍鋅。或者更進一步在上述熔融鍍鋅處理後，使用感應加熱裝置等施行再加熱的合金化處理，便形成合金化熔融鍍鋅鋼板。
熔融鍍鋅的附著量：每單面20~150g/m2
熔融鍍鋅的附著量必需設為每單面20~150g/m2 程度。理由係若該鍍敷附著量未滿20g/m2 ，耐蝕性的確保較為困難，另一方面，若超過150g/m2 ，則耐蝕效果達飽和，反而導致成本提升。
另外，經連續退火後，對最終所獲得熔融鍍鋅鋼板，在形狀矯正、表面粗度調整等目的下施行調質軋延亦無妨，但若過度施行表皮輥軋，便會過度導入應變，導致結晶粒被拉伸而成為軋延加工組織，造成軋延性降低，因而表皮輥軋的軋延率較佳設為0.1~1.5%左右。
[實施例1]
熔製成為表1所示成分組成的鋼，經形成鋼胚之後，再依表2所示各種條件施行熱軋、酸洗、軋延率：50%的冷軋、連續退火及鍍敷處理，便製得板厚1.4mm、且每單面鍍敷附著量45g/m2 的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板。
針對所獲得熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板，施行以下所示材料試驗，而調查材料特性。所獲得結果如表3所示。
另外，材料試驗及材料特性的評估法係如下。
(1)鋼板的組織
利用光學顯微鏡或掃描式電子顯微鏡(SEM)觀察軋延方向剖面且板厚：1/4面位置處而進行調查。肥粒鐵相的結晶粒徑係根據JIS Z 0552所規定方法測定結晶粒度，並換算為平均結晶粒徑。又，肥粒鐵相、珠粒鐵的體積分率係使用倍率：1000倍的剖面組織照片，依目視判定肥粒鐵及珠粒鐵而特定，並利用影像解析，求取在任意設定的100μm×100μm四方塊正方形區域內所存在的肥粒鐵相佔有面積，並將其視為肥粒鐵相及珠粒鐵的體積分率。
殘留沃斯田鐵量係針對將鋼板研削至板厚1/4位置之後，更利用化學研磨施行0.1mm研磨的面，利用X射線繞射裝置且使用Mo的Kα線，測定fcc鐵的(200)、(220)、(311)面、與bcc鐵的(200)、(211)、(220)面之積分強度，並從該等中求取殘留沃斯田鐵的分率，且視為殘留沃斯田鐵的分率。
變韌鐵與麻田散鐵的合計量係設為除肥粒鐵、沃斯田鐵、珠粒鐵以外的部分。
變韌鐵與麻田散鐵的平均粒徑係將該等連續的一個區域視為「晶粒」，並根據JIS Z 0552所規定方法施行結晶粒度的測定，且換算為平均結晶粒徑。
(2)拉伸特性
使用將軋延方向的90°方向設為長邊方向(拉伸方向)的JIS Z 2201所記載5號試驗片，根據JIS Z 2241施行拉伸試驗並評估。另外，拉伸特性的評估基準係當TS×El值達13000MPa‧%以上時便判為「良好」。
(3)擴孔率
根據日本鋼鐵聯盟規格JFST1001實施。衝壓出初期直徑d0 =10mm的孔，當使60°圓錐衝頭上升而施行孔的擴大時，在龜裂貫穿板厚時便停止衝頭的上升，測定龜裂貫穿後的衝壓孔徑d，且依下式：
擴孔率(%)=((d-d0 )/d0 )×100
計算出擴孔率。
該試驗係針對同一編號的鋼板實施3次，並求取擴孔率的平均值(λ)。另外，擴孔率的評估基準係將TS×λ值達20000MPa‧%以上判為「良好」。
(4)極限撓曲半徑
根據JIS Z2248的V型塊法施行測定。針對撓曲部外側依目視判定龜裂有無，並將無發生龜裂的最小撓曲半徑設為極限撓曲半徑。將90°V撓曲下的極限撓曲半徑≦1.5t(t：鋼板板厚)判為「良好」。
(5)電阻點銲性
首先，依以下的條件施行點熔接。設定為：電極：DR6 mm-40R、加壓力：4802N(490kgf)、初期加壓時間：30cycles/60Hz、通電時間：17cycles/60Hz、保持時間：1cycle/60Hz。試驗電流係針對同一編號的鋼板，在4.6~10.0kA間依0.2kA間距進行變化，且從10.0kA起至熔接為止係0.5kA間距產生變化。各試驗片係提供十字拉伸試驗、熔接部的熔核徑測定。電阻點銲接頭的十字拉伸試驗係根據JIS Z 3137實施。熔核徑係根據JIS Z 3139的記載依如下述實施。就經電阻點銲後的對稱圓狀柱塞頭(plug)，針對垂直於板表面的剖面，利用適當方法將通過熔接點之大致中心的剖面施行半厚度切割。經對切剖面施行研磨、腐蝕後，利用由光學顯微鏡觀察進行的剖面組織觀察，進行熔核徑的測定。在此，將經去除電暈耦合(corona bond)的熔融區域最大直徑設為「熔核徑」。熔核徑為4t1/2 (mm)(t：鋼板板厚)以上的熔接材進行十字拉伸試驗時，母材斷裂的情況便將熔接性視為「良好」。
(6)平面撓曲疲勞試驗
平面撓曲疲勞試驗係根據JIS Z 2275，依完全雙向振動(應力比-1)、頻率20Hz的條件實施。將耐久比≧0.42判為「疲勞特性良好」。
如表3所示，本發明實施例的發明例No.1、4、5、7、9、11、14、17、20、22、24、27及42~46，得知可獲得拉伸強度TS達980MPa以上，且同時滿足TS×El≧13000MPa‧%、TS×λ≧20000MPa‧%、90°V撓曲下的極限撓曲半徑≦1.5t(t：板厚，實施例中t=1.4mm，1.5t=2.1)、良好電阻點銲性(母材斷裂)、以及良好疲勞特性(耐久比≧0.42)的加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板。
相對於此，逾越本發明範圍外的比較例No.2、3、6、8、10、12、13、15、16、18、19、21、23、25、26、28~41，上述材料特性中任一項以上差。
其中，No.2、3、6、8、10、12、13、15、16、18、19、21、23、25、26及28係雖成分組成在本發明範圍內，但製造方法卻偏離本發明條件外。例如No.2與3分別係鋼胚的加熱溫度與精軋溫度逾越本發明範圍外，且肥粒鐵相的平均粒徑超過本發明範圍，因而雖TS超過980MPa，但TS×El、TS×λ、90°V撓曲下的極限撓曲半徑與疲勞特性均偏離良好範圍外。No.13與18分別係2次平均升溫速度、退火溫度逾越本發明範圍外，且肥粒鐵相的體積分率超過本發明上限，因而呈軟質化，TS低於980MPa，偏離良好範圍外。
再者，No.29~41係成分組成逾越本發明外。例如No.30、35及37分別係C、P、Al的含有量超過本發明範圍，熔接性偏離良好範圍外。No.32係Si含有量超過本發明範圍，疲勞特性(耐久比)偏離良好範圍外。
如表3所示，發明例可獲得同時滿足TS×El≧13000MPa‧%、TS×λ≧20000MPa‧%、90°V撓曲下的極限撓曲半徑≦1.5t(t：鋼板板厚)、良好電阻點銲性、以及良好疲勞特性的加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板。
(產業上之可利用性)
本發明的高強度熔融鍍鋅鋼板，因為不僅具有較高的拉伸強度，且加工性、熔接性及疲勞特性均優異，因而頗適用於諸如汽車零件、建築及家電領域等講求嚴格尺寸精度、加工性、及嚴苛應力負荷條件下的耐久性等用途。

Claims (4)

  1. 熔接性及疲勞特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於，係依質量%計含有C：0.05%以上且未滿0.12%、Si：0.35%以上且未滿0.80%、Mn：2.0~3.5%、P：0.001~0.040%、S：0.0001~0.0050%、Al：0.005~0.1%、N：0.0001~0.0060%、Cr：0.01%~0.5%、Ti：0.010~0.080%、Nb：0.010~0.080%及B：0.0001~0.0030%，其餘為Fe及不可避免的雜質之組成所構成，並具有含有體積分率20~70%、且平均結晶粒徑5μm以下之肥粒鐵相的組織，拉伸強度為980MPa以上，更在鋼板表面上設有附著量(每單面)：20~150g/m2 的熔融鍍鋅層，且以[疲勞極限應力/拉伸強度]表示之平面撓曲疲勞極限的耐久比為0.42以上。
  2. 熔接性及疲勞特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於，係依質量%計含有C：0.05%以上且未滿0.12%、Si：0.35%以上且未滿0.80%、Mn：2.0~3.5%、P：0.001~0.040%、S：0.0001~0.0050%、Al：0.005~0.1%、N：0.0001~0.0060%、Cr：0.01%~0.5%、Ti：0.010~0.080%、Nb：0.010~0.080%及B：0.0001~0.0030%，其餘為Fe及不可避免的雜質之組成所構成，並具有由：體積分率20~70%且平均結晶粒徑5μm以下的肥粒鐵相、以及殘留沃斯田鐵與珠粒鐵合計在5%以下且平均結晶粒徑5μm以下的變韌鐵及/或麻田散鐵所構成之組織，拉伸強度為980MPa以上，更在 鋼板表面上設有附著量(每單面)：20~150g/m2 的熔融鍍鋅層，且以[疲勞極限應力/拉伸強度]表示之平面撓曲疲勞極限的耐久比為0.42以上。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之加工性、熔接性及疲勞特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鋼係更進一步依質量%計含有選自下述A~C群中之至少一群；A：Mo：0.01~0.15%；B：Ca：0.0001~0.0050%及/或REM：0.0001~0.1%；C：Sb：0.0001~0.1%。
  4. 熔接性及疲勞特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵在於：當將由申請專利範圍第1至3項中任一項之組成構成的鋼胚，施行熱軋後，再捲取為鋼捲後，施行酸洗，接著施行冷軋後，再施行熔融鍍鋅而製造熔融鍍鋅鋼板時，熱軋係將鋼胚加熱溫度設為1150~1300℃、將熱精軋溫度設為850~950℃而施行熱軋之後，再將熱精軋溫度~(熱精軋溫度-100℃)的溫度域依平均冷卻速度：5~200℃/秒施行冷卻，並依400~650℃之溫度捲取為鋼捲，接著施行酸洗後，經冷軋後，再將200℃至中間溫度為止的1次平均升溫速度設為5~50℃/秒，並加熱至500~800℃的中間溫度，進一步將從該中間溫度起至退火溫度為止的2次平均升溫速度設為0.1~10℃/秒，並加熱至730~900℃的退火溫度，在該退火溫度域中保持10~500秒 後，依1~30℃/秒的平均冷卻速度冷卻至450~550℃，接著施行熔融鍍鋅處理、或更進一步施行合金化處理。
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