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TWI464296B - 加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 - Google Patents

加工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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TWI464296B
TWI464296B TW098103369A TW98103369A TWI464296B TW I464296 B TWI464296 B TW I464296B TW 098103369 A TW098103369 A TW 098103369A TW 98103369 A TW98103369 A TW 98103369A TW I464296 B TWI464296 B TW I464296B
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TW098103369A
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Tatsuya Nakagaito
Saiji Matsuoka
Yoshitsugu Suzuki
Yuki Toji
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Jfe Steel Corp
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Description

加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法
本發明係關於汽車、電氣等產業中所使用之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，尤其是關於拉伸強度TS為1200MPa以上、伸長率El為13%以上、且拉伸凸緣成形性(stretch flange formabitity)之指標的擴孔率為50%以上之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。
近年來，基於地球環保之考量，汽車之燃料費上漲成為重要課題。因此，屬於汽車材料之鋼板的高強度化及薄化、車體之輕量化的趨勢變得蓬勃。然而，通常，鋼板之高強度化會導致鋼板延展性之降低、亦即加工性之降低，故兼具高強度與高加工性、且耐蝕性亦優異之熔融鍍鋅鋼板備受期盼。
針對此期盼，迄今，已開發出由肥粒鐵與麻田散鐵所構成之DP鋼(雙相(Dual Phase)鋼)與利用殘留沃斯田鐵之變態誘發塑性之TRIP(Transformation Induced Plasticity)鋼等之複合組織型之高強度熔融鍍鋅鋼板。例如，於專利文獻1中提出有一種加工性良好之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，係含有以質量%計為C：0.05～0.15%、Si：0.3～1.5%、Mn：1.5～2.8%、P：0.03%以下、S：0.02%以下、Al：0.005～0.5%、N：0.0060%以下，其餘為Fe及不可避免之雜質，進而滿足(Mn%)/(C%)≧15且(Si%)/(C%)≧4，於肥粒鐵中含有體積率為3～20%之麻田散鐵與殘留沃斯田鐵。然而，此種DP鋼與TRIP鋼由於含有軟質之肥粒鐵，故有為了達到TS為980MPa以上之高強度化必須含有大量之合金元素，或於高強度化時肥粒鐵與第2相之硬度差增大而使擴孔加工等所必須之拉伸凸緣成形性變差的問題。
因此，作為拉伸凸緣成形性優異之高強度鋼板，於專利文獻2中提出有一種擴孔性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，係含有以質量%計為C：0.01～0.20%、Si：1.5%以下、Mn：0.01～3%、P：0.0010～0.1%、S：0.0010～0.05%、Al：0.005～4%，並含有Mo：0.01～5.0%、Nb：0.001～1.0%之1種或2種，其餘由Fe及不可避免之雜質所構成，組織為以面積率70%以上含有變韌鐵(bainite)或變韌鐵性肥粒鐵。
專利文獻1：日本專利特開平11-279691號公報
專利文獻2：日本專利特開2003-193190號公報
然而，以專利文獻2中所記載之高延性高強度冷軋鋼板並無法得到充分的延伸特性。
如上述般，現狀仍處於未能得到具有充分延伸特性與優異拉伸凸緣成形性之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板。
本發明之目的在於提供一種TS為1200MPa以上、El為13%以上、且擴孔率為50%以上之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法為目的。
本發明者等針對TS為1200MPa以上、El為13%以上、且擴孔率為50%以上之高強度熔融鍍鋅鋼板進行刻意研究，結果發現下述事實：
i)於成分組成之適當化之外，作成為含有藉由組織觀察所求出之面積率為0～10%之肥粒鐵、0～10%之麻田散鐵、60～95%之回火麻田散鐵、與藉由X射線繞射法求出之比例為5～20%之殘留沃斯田鐵的微組織亦屬有效。
ii)此種微組織可藉由下述得到：於退火時，於(Ac3 變態點-50℃)～Ac3 變態點之溫度區域以2℃/秒以下之平均加熱速度加熱，於Ac3 變態點以上之溫度區域保持10秒以上後，以20℃/秒以上之平均冷卻速度於(Ms點-100℃)～(Ms點-200℃)之溫度區域冷卻，再加熱使其於300～600℃之溫度區域保持1～600秒。
本發明係基於上述之發現而形成者，提供一種加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其具有下述成分組成：以質量%計含有C：0.05～0.5%、Si：0.01～2.5%、Mn：0.5～3.5%、P：0.003～0.100%、S：0.02%以下、A1：0.010～0.5%，其餘為Fe及不可避免之雜質；且具有下述微組織：含有藉由組織觀察所求出之面積率為0～10%之肥粒鐵(ferrite)、0～10%之麻田散鐵(martensite)、60～95%之回火麻田散鐵、與藉由X射線繞射法求出之比例為5～20%之殘留沃斯田鐵(austenite)。
本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板中，較佳係進而以質量%計含有選自Cr：0.005～2.00%、Mo：0.005～2.00%、V：0.005～2.00%、Ni：0.005～2.00%、Cu：0.005～2.00%之至少1種元素。更佳係進而以質量%計含有選自Ti：0.01～0.20%、Nb：0.01～0.20%之至少1種元素，或B：0.0002～0.005%，或選自Ca：0.001～0.005%、REM：0.001～0.005%之至少1種元素。
本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板亦可將鍍鋅層設為合金化鍍鋅層。
本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板可藉由例如下述方法製造，其係對具有上述成分組成之鋼胚(slab)施行熱軋、冷軋作成為冷軋鋼板，對該冷軋鋼板於(Ac3 變態點-50℃)～Ac3 變態點之溫度區域以2℃/秒以下之平均加熱速度進行加熱，於Ac3 變態點以上之溫度區域保持10秒以上使其均熱後，以20℃/秒以上之平均冷卻速度於(Ms點-100℃)～(Ms點-200℃)之溫度區域進行冷卻，以進行再加熱使其於300～600℃之溫度區域保持1～600秒之條件施行退火後，再施行熔融鍍鋅。
本發明之製造方法中，亦可於熔融鍍鋅之後，再施行鍍鋅層之合金化處理。
藉由本發明，可製造TS為1200MPa以上、El為13%以上、且擴孔率為50%以上之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板。藉由將本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板應用於汽車車體，則可促進汽車之輕量化，並可期耐蝕性之提高。
以下，針對本發明之詳細內容進行說明。又，表示成分元素的含有量之「%」在未特別說明下係指「質量%」。
1)成分組成
C：0.05～0.5%
C為用以生成麻田散鐵與回火麻田散鐵等之第2相以提高TS所必須的元素。C量若未滿0.05%，則難以將回火麻田散鐵之面積率確保為60%以上。另一方面，C量若超過0.5%，則El與點熔接性變差。因而，將C量定為0.05～0.5%，較佳0.1～0.3%。
Si：0.01～2.5%
Si為使鋼固熔強化以提高TS-El均衡性，或用以生成殘留沃斯田鐵之有效元素。為了得到此等效果，Si量必須定為0.01%以上。另一方面，Si量若超過2.5%，則會導致El降低或表面性狀、熔接性之劣化。因而，Si量定為0.01～2.5%，較佳0.7～2.0%。
Mn：0.5～3.5%
Mn對鋼之強化有效用，為促進麻田散鐵等之第2相的生成之元素。為了得到此等效果，Mn量必須為0.5%以上。另一方面，Mn量若超過3.5%，El會顯著劣化，加工性降低。因而，Mn量定為0.5～3.5%，以1.5～3.0%為佳。
P：0.003～0.100%
P為對鋼的強化有效之元素。為了得到此效果，P量必須為0.003%以上。另一方面，P量若超過0.100%，則因粒界偏析而使鋼脆化，致使耐衝擊性劣化。因而，P量定為0.003～0.100%。
S：0.02%以下
S係以MnS等介存物之形態存在，由於會使耐衝擊性與熔接性劣化，故其量須儘量降低為佳。然而，由製造成本面而言，將S量定為0.02%以下。
Al：0.010～0.5%
Al為生成肥粒鐵、提高TS-El均衡性之有效元素。為了得到此等效果，Al量必須為0.010%以上。另一方面，Al量若超過0.5%，於連續鑄造時鋼胚破裂之危險性增高。因而，Al量定為0.010～0.5%。
其餘為Fe及不可避免之雜質，惟基於下述之理由，以含有Cr：0.005～2.00%、Mo：0.005～2.00%、V：0.005～2.00%、Ni：0.005～2.00%、Cu：0.005～2.00%、Ti：0.01～0.20%、Nb：0.01～0.20%、B：0.0002～0.005%、Ca：0.001～0.005%、REM：0.001～0.005%中之至少1種為佳。
Cr、Mo、V、Ni、Cu：分別為0.005～2.00%
Cr、Mo、V、Ni、Cu於麻田散鐵等之第2相之生成方面為有效之元素。為了得到此效果，選自Cr、Mo、V、Ni、Cu之至少1種元素之含有量必須為0.005%。另一方面，Cr、Mo、V、Ni、Cu之分別之含有量若超過2.00%，其效果達到飽和，導致成本增加。因而，Cr、Mo、V、Ni、Cu之含有量定為0.005～2.00%。
Ti、Nb：分別為0.01～0.20%
Ti、Nb為用以形成碳氮化物，藉由析出強化而使鋼高強度化之有效元素。為了得到此等效果，選自Ti、Nb之至少1種元素之含有量必須為0.01%以上。另一方面，Ti、Nb分別之含有量若超過0.20%，則高強度化之效果達飽和，El降低。因而，Ti、Nb之含有量分別定為0.01～0.20%。
B：0.0002～0.005%
B為可抑制自沃斯田鐵粒界生成肥粒鐵以生成第2相之有效元素。為了得到此效果，B量必須為0.0002%以上。另一方面，B量若超過0.005%，則其效果達飽和而導致成本增加。因而，B量定為0.0002～0.005%。
Ca、REM分別為0.001～0.005%
Ca、REM皆為藉由硫化物之形態控制以改善加工性之有效的元素。為了得到此效果，選自Ca、REM之至少1種元素之含有量必須為0.001%以上。另一方面，Ca、REM分別之含有量若超過0.005%，則有影響鋼清淨度之虞。因而，Ca、REM之含有量分別定為0.001～0.005%。
2)微組織
肥粒鐵之面積率：0～10%
肥粒鐵之面積率若超過10%，則難以兼顧TS為1200MPa以上與擴孔率為50%以上。因而，肥粒鐵之面積率定為0～10%。
麻田散鐵之面積率：0～10%
麻田散鐵之面積率若超過10%，則擴孔率顯著地降低。因而，麻田散鐵之面積率定為0～10%。
回火麻田散鐵之面積率：60～95%
回火麻田散鐵之面積率若未滿60%，則難以兼顧TS為1200MPa以上與擴孔率為50%以上。另一方面，其面積率若超過95%，則El顯著降低。因而，回火麻田散鐵之面積率定為60～95%。
殘留沃斯田鐵之比例：5～20%
殘留沃斯田鐵對於El之提高有效。為了得到此效果，殘留沃斯田鐵之比例必須為5%以上。然而，其比例若超過20%，則擴孔率顯著降低。因而，殘留沃斯田鐵之比例定為5～20%。
又，作為肥粒鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵、殘留沃斯田鐵以外的相，亦有含有波來鐵(pearlite)之情況，惟只要滿足上述微組織之條件，即可達成本發明之目的。
此處，所謂「肥粒鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵之面積率」，係於觀察面積中所佔之各相的面積之比例，肥粒鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵之面積率，係於對鋼板之板厚截面研磨後，以3%硝太蝕液(nital)腐蝕，對板厚1/4之位置以SEM(掃描電子顯微鏡)於1500倍之倍率觀察，使用市售之影像處理軟體求出。又，殘留沃斯田鐵之比例，係於對鋼板研磨至板厚1/4之位置後，藉由化學研磨再研磨0.1mm，對此研磨面以X射線繞射裝置使用Mo之Kα射線測定fcc鐵之(200)、(220)、(311)面與bcc鐵之(200)、(211)、(220)面之積分強度，由此等求出殘留沃斯田鐵之比例。
3)製造條件
本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造，可藉由下述方法進行：例如，對具有上述成分組成之鋼胚進行熱軋、冷軋製作成為冷軋鋼板，對該冷軋鋼板於(Ac3 變態點-50℃)～Ac3 變態點之溫度區域以2℃/秒以下之平均加熱速度加熱，於Ac3 變態點以上之溫度區域保持10秒以上使其均熱後，以20℃/秒以上之平均冷卻速度於(Ms點-100℃)～(Ms點-200℃)之溫度區域予以冷卻，以再加熱使其於300～600℃之溫度區域保持1～600秒之條件施行退火後，再施行熔融鍍鋅之方法。
退火時之加熱條件：於(Ac3 變態點-50℃)～Ac3 變態點之溫度區域以2℃/秒以下之平均加熱速度加熱
(Ac3 變態點-50℃)～Ac3 變態點之溫度區域之平均加熱速度若超過2℃/秒，則均熱時沃斯田鐵粒徑顯著地變微細，故於冷卻中促進肥粒鐵之生成而無法得到本發明之微組織。因而，於(Ac3 變態點-50℃)～Ac3 變態點之溫度區域必須以2℃/秒以下之平均加熱速度進行加熱。
退火時之均熱條件：於Ac3 變態點以上之溫度區域保持10秒以上之均熱
若均熱溫度未滿Ac3 變態點或保持時間未滿10秒，沃斯田鐵之生成不充分，以致無法得到本發明之微組織。因而，於Ac3 變態點以上之溫度區域必須保持10秒以上進行均熱。又，均熱溫度之上限與保持時間之上限並無特別規定，惟即使於950℃以上之溫度區域或600秒以上之保持時間進行均熱，由於效果已達飽和、導致成本增加，故較佳係定為均熱溫度未滿950℃，保持時間未滿600秒。
退火時之冷卻條件：以平均冷卻速度20℃/秒以上於自均熱溫度至(Ms點-100℃)～(Ms點-200℃)間的溫度區域進行冷卻
自均熱溫度至(Ms點-100℃)～(Ms點-200℃)間的溫度區域之平均冷卻速度若未滿20℃/秒，則於冷卻中生成肥粒鐵，無法得到本發明之微組織。因而，必須以平均冷卻速度20℃/秒以上冷卻。平均冷卻速度之上限並無特別規定，但由於避免導致鋼板形狀變差、或冷卻到達溫度、亦即(Ms點-100℃)～(Ms點-200℃)的溫度控制變得困難，故較佳係定為200℃/秒以下。
冷卻到達溫度係用於得到本發明微組織之最重要的條件之一。若冷卻至冷卻到達溫度，則沃斯田鐵之一部分會變態為麻田散鐵，於其後之再加熱時與鍍敷處理時，麻田散鐵會轉變為回火麻田散鐵、未變態之沃斯田鐵會轉變為殘留沃斯田鐵或麻田散鐵或變韌鐵。此時，冷卻到達溫度若超過(Ms點-100℃)，則麻田散鐵變態不充分，若未滿(Ms點-200℃)，則未變態之沃斯田鐵顯著地減少，而無法得到本發明之微組織。因而，冷卻到達溫度必須為(Ms點-100℃)～(Ms點-200℃)之溫度區域。
此處，所謂Ms點，係指沃斯田鐵開始變態為麻田散鐵之溫度，可由冷卻時之鋼的線膨脹係數求出。
退火時之再加熱條件：再加熱使其於300～600℃之溫度區域保持1～600秒
於冷卻至冷卻到達溫度後，再加熱以使於300～600℃之溫度區域保持1秒以上，則冷卻時生成之麻田散鐵會回火，成為回火麻田散鐵，又，未變態沃斯田鐵發生C濃化，使殘留沃斯田鐵安定化或一部分變態為麻田散鐵。再加熱溫度若未滿300℃，則麻田散鐵之回火或作為殘留沃斯田鐵之安定化不充分；若超過600℃，則未變態沃斯田鐵容易變態為波來鐵，而無法得到本發明之微組織。因而，再加熱溫度定為300~600℃之溫度區域。
又，保持時間若未滿1秒，麻田散鐵之回火不充分，又，若超過600秒，則未變態沃斯田鐵會容易變態為變韌鐵，而無法得到本發明之微組織。因而，保持時間定為1～600秒。
作為其他製造方法之條件並無特別限定，以使用下述條件進行為佳。
鋼胚係為了防止微偏析，較佳為用連續鑄造法進行製造，可藉由造塊法、薄鋼胚鑄造法予以製造。對鋼胚進行熱軋時，可使鋼胚先冷卻至室溫，然後進行再加熱而進行熱軋；亦可於不使鋼胚冷卻至室溫而放入加熱爐中進行熱軋。或者亦可使用於稍微進行保熱後立即進行熱軋之省能源製程。於對鋼胚加熱之情況，為了防止碳化物之熔解、或軋製荷重之增大，以加熱至1100℃以上為佳。又，為了防止銹皮損失(scale loss)之增大，鋼胚之加熱溫度以定為1300℃以下為佳。
於對鋼胚進行熱軋時，係由即使使鋼胚之加熱溫度較低亦可防止軋製問題的觀點而言，亦可對粗軋後之粗棒加熱。又，可使用將粗棒彼此接合，再連續進行完工精軋之所謂連續軋製製程。由於完工精軋可提高異向性，而有冷軋-退火後之加工性降低之情形，故較佳係在Ac3 變態點以上之完工處理溫度進行。又，為了使軋製荷重減低或使形狀、材質均一化，較佳係在完工精軋之全程或部分過程中，進行摩擦係數為0.10～0.25之潤滑軋製。
熱軋後之鋼板，係由溫度控制與脫碳防止的觀點而言，較佳為於450～700℃之捲繞溫度進行捲繞。
捲繞後之鋼板，藉由酸洗等去除銹皮後，較佳係以壓下率40%以上進行冷軋，於上述條件下進行退火，再施行熔融鍍鋅。又，為了減低冷軋時之軋製負荷，亦可對捲繞後之鋼板施行熱軋板退火。
熔融鍍鋅係於不對鍍鋅層進行合金化之情況，可將其浸漬於含有Al量0.12～0.22%之440～500℃之鍍浴中，或於對鍍鋅層進行合金化之情況，可將其浸漬於含有Al量0.08～0.18%之440～500℃之鍍浴中，然後，藉由氣體沖吹(gas wipping)等以調整附著量。於對鍍鋅層進行合金化之情況，係於其後再於450～600℃下保持1～30秒以施行合金化處理。
施行熔融鍍鋅後之鋼板、或進一步施行鍍鋅層之合金化處理後之鋼板，可對其進行以矯正形狀與調整表面粗度等為目的之調質軋製。又，亦可施以樹脂或油脂塗覆等之各種塗裝處理。
(實施例)
以轉爐熔製表1所示之成分組成的鋼A～P，以連續鑄造法作成鋼胚後，於完工溫度900℃進行熱軋至板厚3.0mm，軋製後以10℃/秒之冷卻速度冷卻，於600℃之捲繞溫度進行捲繞。然後，酸洗後，進行冷軋至板厚1.2mm，藉由連續熔融鍍鋅生產線以表2、3所示之退火條件退火後，浸漬於460℃之鍍浴中，形成附著量35～45g/m2 之鍍層，於520℃進行合金化處理，以冷卻速度10℃/秒予以冷卻，製作成鍍敷鋼板1～30。又，如表2、3所示般，於部分之鍍敷鋼板並未進行合金化處理。然後，對得到之鍍敷鋼板，以上述方法測定肥粒鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵之面積率及殘留沃斯田鐵之比例。再於與軋製方向為直角方向上採取JIS 5號拉伸試驗片，依據JIS Z 2241進行拉伸試驗。再採取150mm×150mm之試驗片，依據JFST 1001(鋼鐵公會規格)進行擴孔試驗3次，求出平均擴孔率(%)。進行拉伸凸緣成形性之評估。
將結果示於表4、5。可知本發明例之鋼板任一者皆TS為1200MPa以上、El為13%以上，且擴孔率為50%以上，加工性優異。

Claims (12)

  1. 一種加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其具有下述成分組成：以質量%計含有C：0.05~0.3%、Si：0.01~2.5%、Mn：1.5~3.5%、P：0.003~0.100%、S：0.02%以下、Al：0.010~0.5%，其餘為Fe及不可避免之雜質；且具有下述微組織：含有藉由組織觀察所求出之面積率為0~10%之肥粒鐵(ferrite)、0~10%之麻田散鐵(martensite)、60~95%之回火麻田散鐵、與藉由X射線繞射法求出之比例為5~20%之殘留沃斯田鐵(austenite)；拉伸強度為1200MPa以上，且擴孔率為50%以上。
  2. 如申請專利範圍第1項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其進而以質量%計含有選自Cr：0.005~2.00%、Mo：0.005~2.00%、V：0.005~2.00%、Ni：0.005~2.00%、Cu：0.005~2.00%之至少1種元素。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其進而以質量%計含有選自Ti：0.01~0.20%、Nb：0.01~0.20%之至少1種元素。
  4. 如申請專利範圍第1或2項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其進而以質量%計含有B：0.0002~0.005%。
  5. 如申請專利範圍第3項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其進而以質量%計含有B：0.0002~0.005%。
  6. 如申請專利範圍第1或2項之加工性優異之高強度熔融 鍍鋅鋼板，其進而以質量%計含有選自Ca：0.001~0.005%、REM：0.001~0.005%之至少1種元素。
  7. 如申請專利範圍第3項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其進而以質量%計含有選自Ca：0.001~0.005%、REM：0.001~0.005%之至少1種元素。
  8. 如申請專利範圍第4項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其進而以質量%計含有選自Ca：0.001~0.005%、REM：0.001~0.005%之至少1種元素。
  9. 如申請專利範圍第5項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其進而以質量%計含有選自Ca：0.001~0.005%、REM：0.001~0.005%之至少1種元素。
  10. 如申請專利範圍第1或2項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅層為合金化鍍鋅層。
  11. 一種加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係對具有申請專利範圍第1至9項中任一項所記載之成分組成之鋼胚(slab)施行熱軋、冷軋而作成為冷軋鋼板，對該冷軋鋼板於(低於Ac3 變態點50℃)~Ac3 變態點之溫度區域以2℃/秒以下之平均加熱速度加熱，於Ac3 變態點以上之溫度區域保持10秒以上使其均熱後，以20℃/秒以上之平均冷卻速度於(低於Ms點100℃)~(低於Ms點200℃)之溫度區域進行冷卻，以於300~600℃之溫度區域保持1~600秒而進行再加熱之條件施行退火後，再施行熔融鍍鋅。
  12. 如申請專利範圍第11項之加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其係於施行熔融鍍鋅之後，再施行鍍鋅層之合金化處理。
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