TW201030159A - High-strength cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having excellent formability and method for manufacturing the same - Google Patents

Description

201030159 六、發明說明： 【發明所屬之技術領域】 本發明係關於主要適合汽車之構造構件的成形性優異之 高強度冷軋鋼板與高強度烙融鍵鋅鋼板，尤其是具有 1180MPa以上之拉伸強度TS，且擴孔性與彎曲性等成形性 優異之高強度冷軋鋼板及高強度烙融鑛鋅鋼板以及該等之 製造方法。 【先前技術】 近年來，為了確保衝撞時乘客之安全性與利用車體輕量化 而進行燃料費改善等目的，TS在780MPa以上且板厚薄的 高強度鋼板對於汽車構造構件之應用係積極進展。尤其，最 近具有1180MPa等級以上之TS的強度極高之高強度鋼板之 應用亦被探討。 然而，一般而言，鋼板之高強度化會帶來鋼板之擴孔性或 彎曲性等之降低，因此，兼具高強度與優異成形性之高強度 冷軋鋼板與額外再被賦予耐蝕性之高強度熔融鍍鋅鋼板係 受到期盼。 對於此種期望’例如於專利文獻1中提案有一種TS在 800MPa以上之成形性及鍍敷密著性優異之高強度合金化熔 融鍍鋅鋼板，其係於以質量％計含有C : 0.04〜、Si : 0.4〜2.0%、Μη : 1.5〜3.0%、B : 0.0005〜0.005%、01 %、 4N<Ti$〇.〇5%、NbS〇.l%，殘餘部分為以及不彳避免之雜 098140512 4 201030159 質所構成之鋼板表層上，具有合金化鍍鋅層，而合金化鍍辞 層中之Fe%為5〜25%，且鋼板之組織為肥粒鐵相與麻田散 鐵相之混合組織。專利文獻2中提案有一種成形性良好的高 強度合金化熔融鍍鋅鋼板，其係於以質量％計含有c : 0.05〜0.15%、Si: 0.3〜1.5%、Μη : 1.5〜2.8%、P : 0.03%以下、 S : 0.02%以下、Α1 : 0.005〜0.5%、Ν : 0.0060%以下，殘餘 部分為Fe及不可避免之雜質所構成，並進一步滿足 ❹ （Mn%)/(C%)2 15且（Si%)/(C%)24,肥粒鐵相中以體積率計 含有3〜20%之麻田散鐵相與殘留沃斯田鐵相。專利文獻3 中提案有一種擴孔性優異之低降伏比的高強度冷軋鋼板與 高強度鍍敷鋼板，其係以質量％計含有C : 0.04〜0.14%、Si : 0.4〜2.2%、Μη : 1.2〜2.4%、P : 0.02%以下、S : 0.01%以下、 Α1 : 0.002〜0.5%、Ti : 0.005〜0.1%、Ν : 0.006%以下，進一步滿 足(Ti%)/(S%)25,殘餘部分為Fe及不可避免之雜質所構成， φ 麻田散鐵相與殘留沃斯田鐵相之體積率的合計為6%以上， 且當將麻田散鐵相、殘留沃斯田鐵相及變韌鐵相之硬質相組 織的體積率定為α%時， a S 50000x{(Ti%)/48+(Nb%)/93+(Mo%)/96+(V°/〇)/51}。專利 文獻4中提案有一種成形時之鍍敷密著性及延性優異之高 強度熔融鍍鋅鋼板，其係於以質量％計含有C: 0.001〜0.3%、 Si : 0.01 〜2.5%、Mn : 0.01-3%、A1 : 0.001 〜4%，殘餘部分 由Fe及不可避免之雜質所構成之鋼板的表面，具有以質量 098140512 5 201030159 %計含有A1 : 0.001〜0.5%、Μη : 0.001〜2% ’而殘餘部分為 Ζη及不玎避免之雜質所構成的鍍敷層之熔融鍍鋅鋼板；鋼 之Si含有率：X質量％、鋼之Μη含有率：Υ質量％、鋼之 Α1含有率：Ζ質量％、鍍敷層之Α1含有率：Α質量％、鍍 敷層之Μη含有率：B質量％係滿足0^3-(X+Y/10+Z/3)-12.5χ(Α-Β);鋼板之微組織係：以體積率計為70〜97%的肥 粒鐵主相及其平均粒徑在2〇em以下，第2相係由以體積 率計為3〜30%之沃斯田鐵相及/或麻田散鐵相所構成，第2 相之平均粒徑為10 Aim以下。 [專利文獻] (專利文獻1)曰本專利特開平9-13147號公報 (專利文獻2)曰本專利特開平11-279691號公報 (專利文獻3)日本專利特開2002-69574號公報 (專利文獻4)曰本專利特開2003-55751號公報 [非專利文獻] (非專利文獻1)曰本金屬學會會報「Materia」，第4卷， 第 4 號(2〇〇7)ρ·251-258 【發明内容】 (發明所欲解決之問題） 然而，專利文獻1〜4所記載之高強度冷軋鋼板或高強度熔 融錄鋅鋼板，若欲獲得ll80MPa以上之TS，則並不一定可 獲得優異之擴孔性與彎曲性等成形性。 098140512 6 201030159 本發明之目的在於提供具有U8〇MPa以上之Ts，且擴孔 性與彎曲性等成形性優異之高強度冷軋鋼板、高強度熔融鑛 辞鋼板以及該等之製造方法。 (解決問題之手段） 本發明人等針對具有1180MPa以上之Ts，且擴孔性與彎 曲性優異之高強度冷軋鋼板與高強度熔融鍍鋅鋼板進行深 入檢討，發現以下事項。 〇 〇在將成分組成最佳化以滿足特定關係之前提下，藉由作 成含有肥粒鐵相與麻田散鐵相，麻田散鐵相佔組織整體之面 積率為30%以上，（麻田散鐵相所佔之面積）/(肥粒鐵相所 佔之面積）係超過0.45且未滿15，麻田散鐵相之平均粒徑 為2/ζιη以上之微組織，可達成118〇MPa以上之Ts及優異 之擴孔性與弯曲性。 ϋ)此種微組織係以5°C/s以上之平均加熱速度加熱至Aci ❿變態點以上之溫度區域後’加熱至視成分組成所決定之特定 溫度區域，接著在Ah變態點以下之溫度區域中均熱 30〜500s ’以3〜30°C/s之平均冷卻速度冷卻至6〇〇ΐ以下之 溫度區域的條件進行退火，或在相同條件下實施至均熱為 止，然後以3〜30°C/s之平均冷卻速度冷卻至6〇(rc以下之溫 度區域的條件進行退火後，進行熔融鍍鋅處理而可獲得。 本發明係根據此種發現而完成者，提供一種成形性優異之 高強度冷軋鋼板，其特徵為，所具有之成分組成係以質量％ 098140512 ^ 201030159 計含有 C : 0.05〜0.3%、Si : 0.5〜2.5%、Μη : 1.5〜3.5%、P : 0.001 〜0.05%、S : 0.0001 〜〇.01%、A1 : 0.001 〜〇·1%、N : 0.0005〜0.01%、0:1.5%以下（包含〇%)，滿足下述式（1) 及式（2)，而殘餘部分為Fe及不可避免之雜質所構成；且 所具有之微組織係含有肥粒鐵相與麻田散鐵相，上述麻田散 鐵相佔組織整體之面積率為30%以上，（上述麻田散鐵相所 佔之面積）/(上述肥粒鐵相所佔之面積）係超過0.45且未 滿1.5 ’上述麻田散鐵相之平均粒徑為以上。 [C]1/2x([Mn]+0.6x[Cr])^l-〇.i2x[Si] ...(1) 550-350xC*-40x[Mn]-20x[Cr]+30x[Al]^340 ...(2) 其中 ’ C*=[C]/(1.3x[C]+0.4x[Mn]+0.45x[Cr]-0.75)，[Μ]表 示元素Μ之含有量（質量％)，（^含有量為〇%時，[Cr]=〇。 本發明之高強度冷軋鋼板中，（麻田散鐵相之硬度）/(肥 粒鐵相之硬度）較佳為2.5以下。或者，粒徑為1 m以下 之麻田散鐵相佔麻田散鐵相整體之面積率較佳為3〇〇/0以下。 又，本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板中，較佳係以質量％計 使Cr為0.01〜1.5%。較佳係以質量％計含有Ti : 0.0005〜0.1%、B : 0.0003〜〇.〇〇3〇/0之中的至少J種元素。較 佳係以質量％s十含有Nb : 0.0005〜0.05%。較佳係以質量％計 含有Ca . 0.001〜0.005%。較佳係以質量％計選自M〇 : 0.01 〜1.0%、Νι : 〇·〇1 〜2.0%、Cu : 〇.〇1 〜2.0% 中之至少 1 種 元素。其中，在含有Mo、Ni、Cu之情況，必須取代上述式 098140512 8 201030159 (2)而滿足下述式（3)。 550-35〇xC*-4〇x[Mn]-2〇x[Cr]+3〇x[Al]-l〇x[Mo]_17x[Ni]_ l〇x[Cu]^340... (3) 其中，C*=[C]/(1.3x[C]+0.4x[Mn]+0.45x[Cr]-0.75) ’ [μ]表 示元素Μ之含有量（質量％)，Cr含有量為〇%時，[Cr]=〇。 本發明之高強度冷軋鋼板係例如將具有上述成分組成之 鋼板，以5°C/s以上之平均加熱速度加熱至Aci變態點以上 ❹之溫度區域後，以未滿5°C/s之平均加熱速度加熱至（Ac3 變態點-T1XT2) °C以上之溫度區域，接著在Ac3變態點以 下之溫度區域中均熱30〜500s，以3〜30°C/s之平均冷卻速度 冷卻至600°C以下之冷卻停止溫度，以此條件進行退火而製 造。 其中，Tl=160+19x[Si]—42x[Cr]， T2=(K26+0,03x[Si]+〇.〇7x[Cr]，[M]表示元素 Μ 之含有量（質 ❹量％ ) ’ Cr含有量為〇%時，[Cr]=〇。 本發明之高強度冷軋鋼板之製造方法中，亦可在退火後、 冷卻至室溫之前’於3〇〇〜500°c之溫度區域中熱處理 20〜150s 〇 本發明亦提供一種成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其 特徵為’所具有之成分組成係以質量％計含有C : 0.05-0.3%' Si： 0.5-2.5%-Μη： 1.5~3.5%'Ρ： 0.001-0.05% ' S : 0.0001 〜〇·〇ι〇/0、A1 : 〇.〇〇1〜〇.1%、ν : 0.0005〜0.01〇/〇、 098140512 9 201030159

Cr : 1.5%以下（包含0%)，滿足上述式（1)及式（2)，而 殘餘部分為Fe及不可避免之雜質所構成；且所具有之微組 織係含有肥粒鐵相與麻田散鐵相，上述麻田散鐵相佔組織整 體之面積率為30%以上，（上述麻田散鐵相所佔之面積）/ (上述肥粒鐵相所佔之面積）係超過0.45且未滿1.5 ’上述 麻田散鐵相之平均粒徑為2/z m以上。 本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板中，（麻田散鐵相之硬度）/ (肥粒鐵相之硬度）較佳為2.5以下。粒徑為以下之 麻田散鐵相佔麻田散鐵相整體之面積率較佳為30%以下。 又，本發明之高強度熔融鍍辞鋼板中，較佳係以質量％計 使Cr為〇.〇1〜I·5。/。。較佳係以質量％計含有Ti : 0.0005〜0.1%、B : 0.0003〜0.003%之中的至少1種元素。較 佳係以質量％計含有Nb: 0.0005〜0.05%。較佳係以質量％計 含有Ca :0.001〜〇.〇〇5°/0。較佳係以質量％計選自m0: 0.01 〜1.0%、Ni : 0.01 〜2.0%、Cu : 0.01 〜2.0%中之至少 i 種 兀素。其中，在含有Mo、Ni、Cu之情況，必須取代上述式 (2)而滿足上述式（3)。 本發明之高強度熔融H鋅鋼板中，亦可錢鋅為合金化# 鋅。 又 本發明之面強度熔融鑛鋅鋼板，係例如將具有上 成的鋼板，以5^以上之平均加熱速度加熱至、變^ 以上之温錢域後，叫滿之料加熱迷度加^ 098140512 201030159 (Ac;變態點-TlxT2) °C以上之溫度區域，接著在Ac3變態 點以下之溫度區域中均熱30〜500s’以3~3(TC/s之平均冷卻 速度冷卻至600°C以下之冷卻停止溫度，以此條件進行退火 後’利用熔融鍍辞處理方法而製造。其甲，T1與T2之定義 係如上所述。 本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法中，於退火後、 熔融鍍鋅處理前，可於300〜50(TC之溫度區域中熱處理 ❹ 20〜150s。亦可於熔融鍍鋅處理後，於45〇〜6〇〇。〇之溫度區 域中進行鏡鋅之合金化處理。 (發明效果） 根據本發明’可製造具有118〇MPa以上之TS，且擴孔性 與彎曲性等之成形性優異的高強度冷軋鋼板與高強度溶融 鑛鋅鋼板。藉由將本發明之高強度冷軋鋼板與高強度熔融鑛 鋅鋼板應用於汽車構造構件，可尋求更高的乘客安全性之確 Φ 保與大幅的車體輕量化所帶來的燃料費改善。 【實施方式】 以下詳細說明本發明。另外，表示成分元素含有量之 「/〇」’在無特別標註之情況下係表示「質量。乂」。 1)成分組成 C ： 0.05-0.3% C係將鋼強化時之重要元素，其具有高固溶強化能 ，且當 利用麻田散鐵相所帶來之組織強化時，係調整其面積率與硬 098140512 11 201030159 度所不可或缺之元素。若C量未滿0.05%，則難以獲得必要 的面積率之麻田散鐵相，且麻田散鐵相不會硬質化，因此無 法獲得充分之強度。另一方面，若c量超過〇 3%，則熔接 性劣化，且麻田散鐵相明顯硬化而導致成形性（尤其是擴孔 性與彎曲性）之降低。因此，c量定為〇〇5〜〇3%。

Si ： 0.5-2.5%

Si係本發明中極為重要之元素’當退火時會促進肥粒鐵 變態’且將固溶C從肥粒鐵相排出至沃斯田鐵相而將肥粒 鐵相清淨化’歧性提高，同時，在為了钱纽斯田鐵相 而難以予以急速冷卻之連續退火生產線或熔㈣鋅生產線 中進行退火讀況’亦會生絲讀軸，崎複合組織化 容易進行。尤其，在其冷卻過程中，利用固溶c往沃斯田 鐵相之排出㈣簡田鐵相安定化，並抑制絲鐵相或變勤 鐵相之生成，以促進麻田散鐵相之生成。又固溶於肥粒鐵 相之S!可促進加I硬化*提升職，並且改善應力集中之 部位的應力料性，而提升擴孔性與彎曲性。此外，Si可 將肥粒鐵相㈣ϋ，容強化，降低肥粒鐵相與麻田散鐵相之硬 度差抑制其界面之龜裂的生成而改善局部變形能力，對擴 孔性與f雜之提升有幫助。為了獲得此種效果，必須將

Si量疋為0.5%以上。另一方面，若&量超過2 ，則變 態點之上升顯著’不僅阻礙生產安定性，亦會使異常組織發 達’降低成形性。因此，Si量係定為〇.5〜2.5%。 098140512 201030159 Μη : 1.5〜3.5% 仏對於防止鋼之熱跪化以及確保強㈣為有效，且可 提升淬火性’使複合組織化容易進行。此外，於退火時使 第2相之比例增加，減少未變態沃斯田鐵相中之c量，並 使退火時之冷卻過程或您融鑛鋅處理後之冷卻過程所生 成之麻田散鐵相之自身回火容易發生，降低最終組織中的 麻田散鐵相之硬度，抑制局部變形，對於擴孔性盘弯曲性 之提升有很大的幫助。為了獲得此種 双果，Μη量必須為 l5%以上。另-方面’*Μη量超過35%，則偏析層之 生成顯著’導致成形性之劣化。因此，Μη量係定為 1 _5〜3.5%。 Ρ : 0.001 〜0.05% 參 Ρ係可視所需強度而添加之元素。又，對於為了促進肥粒 鐵變態而進行之複合組織化亦為有效元素。為了獲得此種效 果，1>量必須為。.嶋以上。另—方面心量超過〇〇5%， 則會導致熔接性之劣化，且在將_進行合金化處理之情 況，會使合金化速度降低，損害鍍鋅之品質。因此，ρ量^ 定為 0.001 〜0.05%。 ’、 S ： 0.0001-0.01% s係偏析至晶界，於崎熱加I時使鋼脆化，並且以硫化 物之形態存在而降低局部變形能力，因此其量必 /貝馬0.01% 1下，較佳為0.003%以下，更佳為〇〇〇1%以下。然而，戽 098140512 13 201030159 限於生產技術，s量必須在00001%以上。因此，s量定為 0.0001〜0.01 % ’較佳為〇.〇〇〇〗〜0 003%，更佳為〇⑻⑴〜〇 。 A1 ： 0.001-0.1% A1係使肥粒鐵相生成而提升強度_延性平衡之有效元素。 為了獲得此種效果，A1量必須為〇.〇〇1%以上。另一方面， 若A1量超過0.1%，則會導致表面性狀之劣化。因此，A1 量係定為0.001〜0.1%。 N : 0.0005〜0.01% N係使鋼之耐時效性劣化的元素。尤其，若N量超過 0.01%，則耐時效性之劣化顯著。其量越少越好，但因受限 於生產技術，N量必須為0.0005%以上。因此，N量係定為 0.0005〜0.01%。

Cr : 1.5%以下（包含〇%) 若Cr量超過1.5%，則會使第2相之比例變得過大，或生 成過量的Cr碳化物，導致延性之降低。因此，&量係定為 1.5%以下。又，Cr可減少未變態沃斯田鐵相中之c量，在 退火時之冷卻過程或熔融鍍鋅處理後之冷卻過程中使麻田 散鐵相之自身回火容祕生，降低最終組射之細散鐵相 之硬度，抑制局部變形並提升擴孔性與彎曲性，或藉由固溶 於碳化物中而使碳化物之生成變得容易’於短時間内進行^ 身回火處理或在冷卻過程中使沃斯田鐵相容易變態為^ 散鐵相，而以充分的比例生成麻田散鐵相，因此其量較佳為 098140512 14 201030159 0.01%以上。 式（1): [C]1/2x([Mn]+0.6x[Cr])gl-0.12x[Si] 為了獲得1180MPa以上之TS，必須以適當量添加對組織 強化、固溶強化為有效之合金元素。又，為了達成充分之強 度並獲得優異的成形性，必須適當抑制肥粒鐵相與麻田散鐵 相之面積率’同時調整各相之形態。為此，C、Mn、cr、Si 之含有量之間必須滿足式（1)之關係。 ❹ 圖1 係表示[C]1/2x([Mn]+〇.6x[Cr])-(l-〇.l2x[Si])與強度 _ 延性平衡TSxEl(El:伸長量）以及後述之擴孔率λ之關係。 其係將0皿11、(^、8丨添加量進行各種變化所得之板厚16111111 的冷軋鋼板，以HTC/s之平均速度加熱至75(rc，接著以i C/s之加熱速度加熱至（Α(；3變態點_1〇)它之溫度，並在此 情況下均熱120s，以平均冷卻速度15t>c/s冷卻至525它後， 於含有0.13%之A1的475。(：之鍍辞浴中浸潰3s，以525°c進 ©行合金化處理’製倾融鱗鋼板，測定此熔祕鋅鋼板之 TS X E1以及；I ’求出該等特性值與鋼之成分式 [C] ^[MnJ+OjxCCrD-d—om剛之關係。由該圖可 知’在滿足上述式（1)之條件下，TSxE1以及λ可大幅提 高。成形性之所以有如此_之提升，可認為在滿足式 ⑴之條件下，麻田散鐵相可適度發生自相火，提升局 部變形能力。 式（2) · 550-35〇xC*~4〇x[Mn]—2〇x[Cr]+3〇x[A1]^34〇， 098140512 15 201030159 其中，C*=[C]/(1.3x[C]+0.4x[Mn]+0.45x[Cr]〜〇75) 為了獲得具有1180MPa以上之TS的鋼板且具有優異之擴 孔性與彎曲性，在適當㈣妹齡與細散鐵相之面積率 之前提下，進一步降低麻田散鐵相之硬度係為有效。為了尋 求退火時之冷卻過程或熔融鍍鋅處理後之冷卻過程中麻田 散鐵相之硬度的降低，必須減少未變態沃斯田鐵相中之C 量，使Ms點上升而產生自身回火。Ms點若上 匚 散之高溫區域’則在冷卻過程中會與麻田散鐵變態一起發生 自身回火。式（2) +，C*係本發明人等由各種實驗結果所

求出之經驗式’其大致表示退火時冷卻過程中未變態沃斯田 鐵相中之C量。將C*帶入表示Ms點之式中之€項所得之 式（2)左邊的值為340以上之情況，於退火時之冷卻過程 或熔融鍍鋅處理後之冷卻過程中，容易發生麻田散鐵相之自

身回火’麻田散鐵相之硬度降低，因而使局部變形受到抑 制’可提升擴孔性與彎曲性。 殘餘部分為Fe及不可避免之雜質，但因以下理由，較佳 係含有Ti : 0.0005〜〇.i〇/0、b : 0 0003〜〇 〇〇3%之中的至少1 種元素’或 Nb : 0.0005〜0.05%，或選自 Mo : 0.01〜1.0%、 Ni : 0.01〜2.0%、Cu : 〇 〇1〜2 〇%中之至少1種元素，或Ca : 〇·〇〇1〜0·005%。唯，當含有M〇、Ni、Cu之情況，因與式（2) 之情況同樣之理由，必須取代式（2)而滿足上述式（3)。

Ti : 0.0005〜〇·ι%、b : 〇_〇〇〇3〜0.003% 098140512 16 201030159

Ti係與C、S、N形成析出物，對強度及韌性之提升有效。 又’同時含有Ti與β之情況’為了使Ν以TiN之形式析出， BN之析出受到抑制，可有效地表現出以下所說明之B的效 果。為了獲得此種效果，Ti量必須在0.0005%以上。另一方 面，Ti量若超過〇.1%，則析出強化會過度作用，導致延性 之降低。因此，Ti量係定為0.0005〜0.1%。 B係藉由與Cr共存而幫助上述之Cr的效果，亦即使退火 ❹時第2相之比例增加，並且降低沃斯田鐵相之安定度，使退 火時之冷卻過程或溶融鐘鋅處理後之冷卻過程中麻田散鐵 變態進行’進而使自身回火容易進行。為了獲得此種效果， B量必須為〇._3%以上。另-α，Β量若超過議3%， 則會導致延性之降低°因此’ B量係U G._3〜0.003%。 Nb ： 0.0005-0.05% ❹

Nb係藉由析出強化而將鋼強化，因此可視所需強度添 加。為了獲得此種效果，Nb量必須添加〇〇〇〇5%以上。仙 量若超過0.05% ’則析出強化過度作 、厌作用，導致延性之降低。 因此’ Nb量係定為0.0005〜〇 〇5%。 M〇 :〇 G1〜1G%、Ni:⑽〜2低、CU :謂〜鳩 M〇、Ni、Cu不僅扮演作為固溶強化元素之角色，於退火 時之冷卻過程中’可將沃斯田鐵相 鐵相女疋化，使複合組織化容 易進行。為了獲得此種效果，M番

MQ量' Ni量、Cu量係分別 為0.01 %以上。另一方面，甚M 々Mo量超過10%'Ni量超過 098140512 17 201030159 2.0%、Cu量超過2·0%，則鍍敷性、成形性、點溶接性會、 化。因此，Μο量係定為0.01〜1.〇〇/0、见量係定為〇 〇1 劣 Cu量係定為0.01〜2.0%。

Ca : 0.001 〜0.005%

Ca係使S以CaS形式析出，具有抑制助長龜裂之發。

傳播的Mns之生成’提升擴孔性與彎曲性之效果。 S 、了獲 Ο 得此種效果，Ca量必須為0.001〇/〇以上。另—方面，〇 量超過0.005% ’則其效果飽和。因此，ca量係— 0.001 〜0.005%。 2)微組織 麻田散鐵相之面積率：30%以上 微組織中，從強度-延性平衡之觀點而言，係含有肥粒鐵 相與麻田散鐵相。為了達成1180MPa以上之強度，麻田散 鐵相佔組織整體之面積率必須為30%以上。另外，麻田散鐵 相係包含未經回火之麻田散鐵相與經回火之麻田散鐵相之 ❹ 任一者或一者。此時，回火麻田散鐵相較佳係為總麻田散鐵 相之20%以上。 在此所稱之未經回火之麻田散鐵相，係具有與變態前之沃 斯田鐵相相同之化學組成’且具有使C過飽和固溶之體心 立方構造的組織’係為具有薄晶（lath )、包囊（packet)、 塊狀（block)專微視構造的尚錯位密度（dislocation density) 之硬質相。回火麻田散鐵相’係指過飽和之固溶C以碳化 098140512 18 201030159 物形式從麻田散鐵相析出，且維持母相之微視構造的錯位密 度高的肥粒鐵相。又’回火麻田散鐵相並無必要特別由用以 獲得其之熱履歷（例如淬火-回火或自身回火等）來區分。 (麻田散鐵相所佔之面積)/(肥粒鐵相所佔之面積）：超過0.45 且未滿1.5 若（麻田散鐵相所佔之面積)/(肥粒鐵相所佔之面積）超過 0.45，則局部變形能力提高，雖可以提升擴孔性與彎曲性， ❿但若為1.5以上，則肥粒鐵相之面積率降低，延性會大幅降 低。因此，（麻田散鐵相所佔之面積）/ (肥粒鐵相所佔之面 積）必須定為趄過0.45且未滿1.5。 麻田散鐵相之平均粒徑：2//in以上 m 若麻田散鐵相之粒徑變得細小’則會成為局部龜裂產生的 起點，容易降低局部變形能力，因此其平均粒徑必須為 田 以上。同樣的理由，粒徑在_以下之麻田散鐵相佔麻 ❷散鐵相整體之面積率較佳為30%以下。 又，若麻田散鐵相與錄鐵相之界㈣應力#中變得顯 ¥，則容易成為局部龜裂產生的起點，因此(麻田散鐵相之 硬度）/(肥粒鐵相之硬度）較佳係定為25以下。 另外，除了肥粒鐵相與麻田散鐵相以外，含有殘留沃斯田 鐵相、珠粒鐵相、變韌鐵相並不會損及本發明之效果。 在此，肥粒鐵相及麻田散鐵相之面積率係指，各相面積在 觀察視野面積中所佔的比例。此種各相之面積率或麻田散鐵 098140512 19 201030159 相之粒徑或平均粒徑，係將平行於鋼板輥軋方向之板厚剖面 研磨後，以3%硝太蝕劑（nital)予以腐蝕，利用SEM (掃 瞄式電子顯微鏡）以2000倍之倍率觀察1〇視野，使用市售 之影像處理軟體（例如Media Cybernetics公司之Image-Pro ) 求出。亦即，藉由SEM所拍攝之微組織相片，鑑定肥粒鐵 相與麻田散鐵相，對各相進行數位化處理，求出各相之面積 率。藉此，可求出麻田散鐵相之面積相對於肥粒鐵相之面積 的比例。又，麻田散鐵相係導出各個的圓相當直徑，將該等 予以平均，可求出麻田散鐵相之平均粒徑。又，僅取麻田散 鐵相中粒徑為1/zm以下者，測定其面積，藉此可求出粒徑 l#m以下之麻田散鐵相佔麻田散鐵相整體之面積率。 (麻田散鐵相之硬度)/(肥粒鐵相之硬度）可利用非專利文 獻1所記载之奈米壓痕(nan〇incjentation)法，對各相以至少 10個結晶粒進行硬度測定，算出各相之平均硬度而求出。 未經回火之麻田散鐵相與回火麻田散鐵相之判別可利用 硝太蝕劑腐蝕後之表面形態來進行。亦即，未經回火之麻田 散鐵相係呈現平滑的表面，而回火麻田散鐵相可於結晶粒内 觀察到腐蝕所造成之構造（凹凸）。_利用此方法，可以結晶 粒單位來鑑定未經回纟之麻田散鐵相與回火麻田散鐵相，利 用與上述同樣之方法，可求出各相之面積率以及回火麻田散 鐵相佔麻田散鐵相整體之面積率。 3)製造條件 098140512 20 201030159 本發明之高強度冷軋鋼板係如上述，可例如將具有上述成 分組成之鋼板，以5°C/s以上之平均加熱速度加熱至aCi變 態點以上之溫度區域後，以未滿5°C/s之平均加熱速度加熱 至（Acs變態點-TlxT2) 〇C以上之溫度區域，接著在Ac3 變態點以下之溫度區域中均熱30〜500s，以3〜30°C /s之平均 冷卻速度冷卻至600°C以下之冷卻停止溫度，以此條件進行 退火而製造。 Φ 又’本發明之高強度熔融鑛鋅鋼板係如上述，可例如將具 有上述成分組成之鋼板以5°C/S以上之平均加熱速度加熱至 Ac!變態點以上之溫度區域後，以未滿5〇c/s之平均加熱速 度加熱至（Aw變態點—TlxT2) °C以上之溫度區域，接著 在Ac3變態點以下之溫度區域中均熱3〇〜5〇〇s，以3〜30°C /s 之平均冷卻速度冷卻至600。(：以下之冷卻停止溫度，以此條 件進行退火後進行熔融鍍鋅處理而製造。 _ 如此，本發明之高強度冷軋鋼板之製造方法與高強度熔融 鍍鋅鋼板之製造方法中，從退火時之加熱、均熱到冷卻為止 係用完全相同之條件進行。相異之處僅在於退火後有無進行 鍍敷處理。 退火時之加熱條件1 以5°C/s以上之平均加熱速度加熱至變態點以上之溫度 區域 藉由以5°C/s以上之平均加熱速度加熱至Aci變態點以上 098140512 21 201030159 之溫度區域，可抑制回復或再結晶肥粒鐵相之生成，並使沃 斯田鐵變態發生，因此可增加、、 /天斯田鐵相之比例，最終可 易獲得麻田散鐵相之既定面穑盡η + '

丰，同時可使肥粒鐵相與麻田 散鐵相均勻分散，故可碟保必I 的強度，同時提升擴孔性盘 彎曲性。當至ACl變態點為止 一 之平均加熱速度未滿5t/S之 情況，回復、再結晶之進行顯益 订顯著’難以獲得面積率在30〇/〇 以上且相對於肥粒鐵相之面穑 償比超過0.45之麻田散鐵相之 面積。 ◎ 退火時之加熱條件2 以未滿5 C/s之平均加妖诚电上 ’’’、又加熱至（Ac3變態點-Τ1χΤ2) °C以上之溫度區域 為了達成既定之麻田散鐵相 又面積率與粒徑，從加熱至均 熱中，必^輯喝成長為適當的大小。⑽，當高溫 區域下之平均加熱速度大之愔 ^ P ^ 月也，由於沃斯田鐵相微細地分 ❹ 散，故無法成長為一個個的法 ^ 斯田鐵相，即便最終組織中之 麻田散鐵相成為既定之面籍逢 , 平’仍會變得微細。尤其若將 (Ac3變態點~ΤΐχΤ2)。(：以上 之尚溫區域之平均加熱速度 設定在5C/s以上’會使得麻 田散鐵相之平均粒徑低於2// m，且使lem以下之麻田散 狀織相之面積率增加。在此，T1 與T2之定義係如前述。Tl斑 、2係與Si和Cr之含有量有 關。T1與T2係本發明人等尬 等從實驗結果所獲得之經驗式。T1 表示肥粒鐵相與沃斯田鐵相妓 ，、存之溫度範圍。T2表示均熱 098140512 22 201030159 時之沃斯田鐵相之比例相對於之後一連串之步驟中足以發 生自身回火之溫度範圍的2相共存溫度範圍的比。 退火時之均熱條件··在Acs變態點以下之溫度區域中均熱 30〜500s 藉由在均熱時提高沃斯田鐵相之比例，可使沃斯田鐵相中 之C量降低，Ms點上升，在退火時之冷卻過程或熔融鍍辞 處理後之冷卻過程中可獲得自身回火效果，並且即使因回火

而造成麻田散鐵相之硬度降低，仍可達成充分的強度，可獲 得1180MPa以上之TS與優異之擴孔性及彎曲性。然而，當 均熱溫度超過Ac;變態點之情況，肥粒鐵相之生成變得不充 分’延性降低。又，當均熱時間未滿3〇s之情況，由於加熱 時所生成之肥粒鐵相不會充分進行沃斯田鐵變態，故無法獲 得必要之沃斯田鐵相的量。另—方面，當均熱時間超過職 之情況，效果產生飽和，且會阻礙生產性。 均熱後’〶強度冷軋鋼板之情況與高強魏_辞鋼板之 情況的條件不同，因此分開說明。 3 · 1)南強度冷乳鋼板之情況 退火時之冷卻條件 ws之平均冷卻速度從均, 溫度冷卻至600。(：以下之冷卻停业溫声 . 均熱後，必須以3〜3(TC/S之平均A知、± 卻至60Gt：以下之冷卻停止1 1 V又從均熱溫度;i 丨拎止恤度，其原因在於，若 速度未滿3°C/s ’則於冷卻#會 —飞 <叮船粒鐵變態，使得C之 098140512 23 201030159 r，b=變態沃斯田鐵相中進行’無法獲得自身回火效 :導:擴孔性與彎曲性之降低，若平均冷卻速度超過3〇 顯g抑社效果鮮，且—般生產設備_ =現^條件。將冷卻停止溫歧於6啊以下之原因在 =超㈣(TC，則冷卻中之肥粒鐵相的生成顯著，難以 2田摘相之面積率與麻讀鐵相之面積相對於肥粒 鐵相之面積的既定比。 >2)高強度熔融鍍鋅鋼板之情況 時之冷卻條件：以3賓c/s之平均冷卻速度從均熱 姐度冷部至60代以下之冷卻停止溫度 = '後3〜3〇 C/S之平均冷卻速度從均熱溫度冷 p 0GC以下之冷卻停止溫度，其仙在於，若平均冷卻 ，度未滿3 C/S ’則於冷卻巾會進行肥粒賴態，使得c之 要農化^未㈣沃斯明相中進行，無法獲得自身回火效 果，導致擴孔性與弯曲性之降低，若平均冷卻速度超過3〇 則肥粒賴態抑制之效果飽和，且—般生產設備難以 現此種條件。又，將冷卻停止溫度定於的叱以下之原因 在於，右超過60(TC ’則冷卻中之肥粒鐵相的生成顯著，難 以獲得麻田散鐵相之面積率與麻田散鐵相之面積相對於肥 粒鐵相之面積的既定比。 退火後，係以通常之條件進行熔融鑛鋅處理，但在此之前 進仃下述之熱處理為佳。又，下述之熱處理於製造本發明 098140512 Ο 24 201030159 之高強度冷軋鋼板之方法中，亦玎於退火後冷卻至室溫為止 之前進行。 退火後之熱處理條件：於300〜500°C之溫度區域中進行 20〜150s 退火後’藉由在300〜500 〇C之溫度區域中熱處理 20〜150s，可更為有效地表現出自身回火所帶來的麻田散鐵 相之硬度降低的效果，更進一步改善擴孔性與彎曲性。當熱 ❹處理溫度未滿300。(：之情況或熱處理時間未滿20s之情況， 此種效果小。另一方面，當熱處理溫度超過5〇〇°C之情況或 熱處理時間超過15〇s之情況，麻田散鐵相之硬度的降低顯 者’無法獲得118〇MPa以上之TS。 又，於製造熔融鍍鋅鋼板之情況，不管於退火後是否進行 上述熱處理，可在450〜6〇〇。(：之溫度區域中對鍍鋅進行合金 化處理。藉由在450〜6〇(TC之溫度區域中進行合金化處理， ©鍍層中之Fe濃度成為8〜12%，可提升鑛層之密著性與塗裝 後之耐触。若未滿45(rc，則合金化無法充分進行，導致 犧牲防韻作用之降低或滑動性之降低，而若超過6⑼。。，則 合金化過度進行’使得粉碎性降低。此外，珠粒鐵相或_ 鐵相等大1生成，無法獲得高強度化或擴孔性之提升。 其他之製造料_件並鱗職定，但較鶴以下述條 件進行。 月之问強度冷軋鋼板與高強度溶融锻鋅鋼板所使用 098140512 25 201030159 之退火前的鋼板’係將具有上述成分組成之鋼胚進行熱札 後’冷軋至·之板料製造。又，由生產性之觀點而令， 南強度冷軋鋼板較佳係以連續退火生產線製造，又，高強度 溶融锻鋅鋼板較佳係可將炫融錄鋅前熱處理、烙融績、鍍 辞之。金化處理等進行一連串處理之連續溶融鑛辞生產線 所製造。 為了防止巨觀的偏析，鋼崎佳係以連續鑄造法製造，俱 亦可利用造塊法、薄鋼胚縳造法而製造。將鋼胚進行熱札〇 時，係對鋼胚進行再加熱，但為了防止輥軋負重之增加，加 熱溫度較佳係定為出代以上。又，為了防止鏞皮損失 (scale l〇ss)之增加與燃料原單位之增加，加熱溫度之上限 較佳為1300°C。 熱軋係由粗軋與精軋所進行，為了防止冷軋、退火後之成 形性之降低’精軋較佳係以Μ變態點以上之精札溫度進 行。又’為了防止結晶粒之粗大化所造成之組織不均句或錄 皮缺陷之發生，精軋溫度較佳係定為95(rc以下。 從鏽皮缺陷之防止與良好形狀性的確保之觀點而言，熱軋 後之鋼板較佳係以500〜650。(：之捲取溫度進行捲取。 捲取後之鋼板以酸洗等而除去鏽皮後，為了有效率地生成 多邊形肥粒鐵相，較佳係以軋縮率4〇%以上進行冷軋。 熔融鍍辞中較佳使用含有〇 1〇〜〇 2〇%之A1量的鍍鋅浴。 又，鍍敷後，為了調整鍍層之表觀量，可進行修邊 098140512 26 201030159 (whipping ) ° [實施例1] e φ 利用轉爐熔製表1所示之成分組成的鋼 No.Α〜Ρ，以連續 鑄造法製成她。將該等鋼胚加熱至謂t後，以㈣〜似 °C之精軋溫度進行熱軋，以之捲取溫度捲取。接著， 進行酸洗後，以軋縮率5G%冷乳至表2所示之板厚，利用連 續退火生產線’以表2所示之退火條件進行退火，製作冷乳 鋼板No.l〜24。然後，對所得之冷軋鋼板以上述方法求出肥 粒鐵相之面鮮、以細散鐵相與未經回火之麻田散鐵相 之口 4麻田賴相之面積率、麻田散軸之面積相對於肥粒 鐵相之面積的比例、細散鐵相之平均粒徑、回火麻田散鐵 相佔麻讀鐵相整體之面積率、粒徑在丨_以下之麻田散 鐵相佔麻田散鐵相整體之面積率、麻田散鐵相與肥粒鐵相之 硬度比。X，在輥軋方向之直角方向取JIS 5號之拉伸試驗 片’以JIS Z 2241為其進，I、，m 马土準以20mm/min之十字頭速度 (crosshead speed)進行拉伸試驗，測定Ts及全伸長扭。 此外，取100mmxl00mm之試驗片，以JFSTi〇〇i (鐵連規 格）為基準’進行3次擴孔試驗’求取平均之擴孔率λ (%)， 評估擴孔性。另外’於輥軋方向之直角方向取寬施⑽長 120mm之長條狀試驗片’使端部平滑化至表面粗度Ry為 1.6〜6.3S後’利用V方塊（V-block)法以9〇。之弯曲角度進 行彎曲試驗，求出不發生龜裂或頸縮之最小彎曲半徑，作為 098140512 27 201030159 極限彎曲半徑。 結果示於表3。本發明例之冷軋鋼板之TS均在1180MPa 以上，擴孔率λ均在30%以上，極限彎曲半徑相對於板厚之 比未滿2.0，具有優異之擴孔性與彎曲性，且TSxElg 18000MPa · %，強度-延性平衡高，可知為成形性優異之高 強度冷軋鋼板。 098140512 28 鬥Id

敏 f e 卜 s 卜 卜 oo 00 〇〇 卜 v〇 g s t> oo s oo S § ί 歲/~\ 3® P 00 § VO S8 00 卜 »-H cn 00 i2 oo 卜 S8 o 卜 00 oo <N ss VO oo r-H v〇 00 跋 魈P 翱w <s s VO Ό s v〇 卜 V〇 v〇 ON s § 00 00 s VO fn m VO v〇 T—^ rn cn § 汔 Ο Jii 〇 m cn o ο 约 Ο 沄 o o o o m· o 〇 T-H rn §§ *—H ? t—H 等 τΉ s t—M vn i Η s r*H s rH s s S3 r-H ss • 1-H 2 1 I JO m 00 Pi m 努 m v〇 ro 21 ml S3 cn g T—< a y-^ Pi 00 m rn m OO o cs o ^o ci 完 ο t—H cn rs 〇 夺 ο s o 8 1—H r5 o § O f < «£) 〇 吝 o 00 i-H <D s o § o oo S3 C5 〇 v〇 00 o S3 Ο SI o §1 1 s o r*H OO 訖 o m oo o T—^ oo o oo »-H »-H ri f-H δ ι—1 r-H 1 8 »-H II 1 s cS v〇 oo o ra oo o ♦I I 令 1 Ti:0.019 'B:0.0011 1 § o 05 〇 O § ^ O ?· Ti:0.023、B:0.0010 Ca:0.0019 1 Ti:0.055 ' B:0.0028 Nb:0.078 1 Ή:0·039、B:0.0012 Nb:0.042 'Mo:0.19 O % 1 1 1 Γι:0.019、Β: 0.0012 Nb: 0.031 T-*< CD M / LO 〇 ΰ o v〇 m o 8 T-^ s o 艺 o <N Vi 〇 R Ο o o 〇 o 31 o 8 〇 8 〇 8 〇 Ζ 00 1 d On § 〇 VO 1 o I o 8 〇 I o δ Ο 1 o i 〇. o 8 o 00 i o I o 00 1 o 1 o <N a 〇 o Q o 00 o | g o | v〇 1 t-H s o | r^j _ p jn o »—H s o 8 o 00 p g CO _ o 8 o § o i o T-H 8 〇 8 C> § ο 8 o 1 o 8 o i o _ o 8 o 1 o § o 8 〇 Ρη g o S 2 〇 00 8 o m o s o ο cn s o | s o 00 o i o | | oo o s o 1 s r4 ^O m H fN T-H s rn ν〇 ci rn 汔 r4 a (N SI r4 <N (NJ m in ^q (N i-H 卜 r4 r-H 夺 s o σ\ 1 »〇 v〇 s 1—^ u *—m O 8 o' 荔 〇 tN 〇 s o r-H Ο s o Ό 〇 (N o r—4 2 O ο m S p < CQ U Q m ϋ ffi t—( 1-¾ hJ s O 6Z nsHS60 201030159 [表2] 冷軋 鋼板 No. 鋼 No. 板厚 (mm) 退火條件 熱處理 備註 加熱1 加熱2 均熱 冷卻 平均 速度 rc/s) 溫度 (°C) 平均 速度 (°C/s) 溫度 CC) 時.間 ⑻ 平均 速度 (°C/s) 停止 溫度 CC) 溫度 (°C) 時間 ⑻ 1 A 1.2 15 750 2 825 120 15 525 — — 發明例 2 1.2 3 750 2 825 120 15 525 — — 比較例 3 1.2 15 750 2 760 120 15 525 — — 比較例 4 1.2 15 750 2 825 10 15 525 — — 比較例 5 1.2 15 750 2 825 120 2 525 — — 比較例 6 1.2 15 750 2 825 120 15 600 — — 比較例 7 B 1.6 15 750 2 820 90 10 525 — — 發明例 8 1.6 15 650 2 820 90 10 525 —— — 比較例 9 1.6 15 750 1〇 820 90 10 525 — — 比較例 10 1.6 15 750 2 920 90 10 525 — — 比較例 11 C 1.6 10 750 1 825 120 10 525 450 120 發明例 12 D 1.2 15 750 2 780 150 15 525 — — 發明例 13 E 1.6 10 750 1 825 120 10 525 — — 發明例 14 F 2.3 8 750 1 800 90 6 525 — — 發明例 15 G 1.6 10 750 1 800 120 10 525 — — 比較例 16 H 1.6 10 750 1 800 90 10 525 — — 比較例 17 I 1.2 15 750 2 700 120 15 525 — — 比較例 18 J 1.2 15 750 2 750 90 15 525 — — 比較例 19 K 1.6 10 750 1 780 150 10 525 — — 比較例 20 L 2.3 8 750 1 800 120 6 525 450 120 比較例 21 M 1.2 15 750 2 800 90 15 525 — — 比較例 22 N 1.2 15 750 2 800 150 15 525 — — 發明例 23 0 1.6 10 750 1 825 150 10 525 — — 發明例 24 P 1.6 10 750 1 825 150 10 525 450 120 發明例 30 098140512 9 5 1X o s 1X 20 $ f#磁玉 f#馨玉 ?着 ίί-ΰ ss

Ni僉 ii£ f^srlB^ si iJJl ii^ i- 军^命 ss? #»醛奧 8Ό

S.CN

Ioi Γ(Ν

l(N

S(N 90 Ι·(Ν ττ ττ 6Ό 8Ό 00Ό s ττ ττ

ln<N

I<N ιτ 00.0 8d 6.0 6Ό ε·ι (％) γ 寸rn

SI 01 π 01

LZ 卜寸 οι

CSI οι οοε 寸寸 0寸 8寸 寸一

SI ιι >οε 9ε S寸

Li ε寸 (％ · I) I3XS1 (Ni

6SSI

9SST—I

OO80SI

9600CSI 8rns oo寸 £61

S96I

06CSH £寸1

卜 S<N

SIiN szfs —61 orns 88s Οοοε9ι

Bel 8Π81 os卜 ει

16SI

9S6I 18361 §61 (％) ω 0.91 0.91 s.u

8·卜I

9.SI 21 00.81

rCNI

9CSI—I

S7,I s Z/81

9_5I 0·寸一 orjl 80l 6ΌΙ oo.sl 0·ιι

In.el 9·91 9_sl

ζ·5>—I o

(es) SI 寸寸11 mi <ΝιεΙ 63

SOU 卜811

I

18U

SI

6 寸CNI

6£寸I 13 £3 s 寸csl 寸s

OISI 6ΙΠ 8寸11

OS 63 I§ 9ε<Νι

Is (_) £寸.3 ιηΙ.ε 09. ε 86Η οε.寸 6ε.ε

86· I ε寸·ε οοΓε

SOT 寸(Ν·(Ν οε<Ν 寸 5(n

(Ne<N 9寸寸 εε.寸 寸寸，寸

(NrCN ^•co 00Ϊ·寸 Ιε<Ν

iNl.CN

Lz-τ (％) 资無VBlAIWi xt日7/1趔4

9CN 81 οοε tN寸 卜寸 9寸 001

LZ ττ

l(N rnz 91 o寸 81

SI

6tN a 81 ττ it; *is 8 齋禁vss -^0 69 81 0(Ν 寸

SI CN00

SI ει 96 寸8 89

6L 88 ο 0卜

II

SI Z8 06

IL (日7y) 勃4^牛 w 9(n 6.1 oo.l ε·ι 8Ί

寸<N 9·(ν 5·Ι 3Ί ο.ε L-τ 8<n 寸.e

Ll ε·ι 9«n ο·ε L-τ 寸· ε

S(N ι·ε s-ε L‘z

您ed /««PM 卜9Ό i § 00·ι ε「0 (Νε.ο zlnd 6ε·0 690 9卜.e i 卜9.0 ^.0 εε.ι i 寸6·Ι 6卜d 98·ϊ § 卜一.ε

9SI 19Ό

I 3卜d

(％) PM 0寸

Vi

Ll

OS

SCN os 寸ε 8<ν I寸 6卜

In寸 0寸 <N寸 r-ς 9寸 99 寸寸 >n9 9卜 19 οοε <s寸 耍黎耜田璲^ cn

CN IT) ^n

S oo v〇 in m jo σ> m s l〇 l〇 cm i 凝 u o

CN c〇 »n 卜 oo s ^-11 201030159 [實施例2] 利用轉爐熔製表4所示之成分組成的鋼No.A〜P，以連續 鑄造法製成鋼胚。將該等鋼胚加熱至1200°C後，以850〜920 °C之精軋溫度進行熱軋，以600°C之捲取溫度捲取。接著， 進行酸洗後，以軋縮率50%冷軋至表5所示之板厚，利用連 續熔融錢鋅生產線，以表5所示之退火條件進行退火後，對 於一部分之鋼板以400eC施以表5所示之時間的熱處理後， 浸潰於含有0.13%之A1的475°C之鍍鋅浴中3s，形成附著 量45g/m2之鍍鋅’以表5所示之溫度進行合金化處理，製 作鑛鋅鋼板No. 1〜26。另外’如表5所示，一部分之锻鋅鋼 板係未進行合金化處理。然後，對於所得之鍍鋅鋼板進行與 實施例1同樣之調查。 結果示於表6。本發明例之鍍鋅鋼板之Ts均在118〇Μρ& 以上，擴孔率λ均在30。/。以上，極限彎曲半徑相對於板厚之 比均未滿2.0，具有優異之擴孔性與彎曲性，且 18000MPa·%，強度延性平衡高，可知為成形性優異之高 強度熔融鍍鋅鋼板。 098140512 32 201030159 知變態點 -Τ1χΤ2 CC) I Os Ό 卜 os r^ R 00 p 卜 v〇 卜 i s s 卜 ο oo g 變態點 CC) VO (N 00 (N 00 r«H CO 00 σ\ oo 〇\ CN OO iN 00 Qi OO 714 V〇 00 卜 00 ON OO ο cn 00 m 00 S 00 變態點 CC) S VO S oo VO Os oo v〇 v〇 Ό v〇 Ό v〇 oo to VO OS !S v〇 00 VO 1—H 3 v〇 0.30 0.34 L〇.37 0.36 0.34 0.33 t 0.32 0.29 0.30 0.26 032 0.46 0.31 0.30 0.30 0.31 1 pH SS 1—Η oo m 00 S oo »™H v〇 1—H s 1· ^ P r~H CN OO oo 式(2) 之έ邊 m cn r- ro m CO m CO rn SI VO 00 m §1 m SI ΓΟ m 00 in m P； 0.29 0.18 0.15 0.31 0.31 0.14 0.40 0.09 0.92 0.30 0.91 0.12 0.16 0.24 | 0.18 0.29 式⑴ 之右邊 0.82 0.79 0.84 0.85 0.76 0.86 0.83 0.90 0.85 0.99 0.84 0.83 0.80 0.86 0.84 oq 式⑴ 之έ邊 1.04 0.84 1.14 1.19 1.10 1.10 1.04 0.82 1.06 0.86 0.78 1.47 1.45 0,94 0.90 0.82 成分組成(質量％) 1 Γχ:0.021 >B:0. 0019 1 ! Nb:0.021 Ti:0.019、B: 0.0012 Ni:0.31 'Cu:0.22 Ti:0.025、B:0. 0010 Ca :0.0022 1 Ti:0.060'B:0.0032 Nb: 0.081 1 Ti:0.042、B: 0.0011 Nb:0.042 'Mo:0.20 Ni:0,21 1 1 1 Ti:0.026、B: 0.0017 Nb:0.042 Ni:0.12、Mo:0.13 ΰ 0.01 0.37 1—t 0.91 0.35 0.52 1___ 0.21 0.01 0.01 0.01 0.30 2.30 0.01 0.00 0.00 0.00 0.0051 0.0035 1 0.0039 0.0024 0.0036 0.0044 0.0035 0.0032 0.0039 0.0028 0.0037 0.0045 1 0.0032 0.0031 0.0032 0.0025 0.011 0.019 0.022 0.015 0.024 0.016 0.020 0.022 0.024 0.018 0.017 0.015 0.022 0.035 0.029 0.018 Χ/1 0.0021 0.0015 0.0025 0.0012 0.0010 0.0014 0.0021 0.0009 0.0023 0.0021 0.0017 0.0016 0.0009 0.0007 0.0013 0.0011 Oh 0.013 0.011 0.010 0.009 0.014 0.012 0.015 0.023 0,025 0.016 0.019 0.002 0.023 0.016 0.026 0.014 1 2.68 2.46 2.52 1.95 2.36 1 2.98 2.23 3.33 1.64 2.47 1.42 2.26 3.72 2.73 2.91 2.46 1.46 1.75 1.37 Os (N 2.01 1.18 0.85 1.26 0.11 1.36 r-H 1.67 1.18 1.32 OO U 0.151 0.097 1 0.132 0.226 | 0.184 0.112 0.195 0.060 0.411 0.122 0.236 0.163 0.152 0.118 0.095 0.111 €妾 C PQ U Q m 〇 HH o εε nsH°°60 201030159 [表5] 鍍辞 鋼板 No. 鋼 No. 板厚 (mm) 退火條件 熱處理 時間 (S) 合金化 處理溫 度 CC) 備註 加熱1 加熱2 均熱 冷卻 平均 速度 (°C/s) 溫度 CC) 平均 速度 (°C/s) 溫度 ΓΟ 時間 ⑻ 平均 速度 (°C/s) 停止 溫度 CC) 1 A 1.6 10 750 1 825 120 15 525 — 525 發明例 2 1.6 3 750 1 825 120 15 525 一 525 比較例 3 1.6 10 750 1 760 120 15 525 — 525 比較例 4 1.6 10 750 1 825 10 15 525 — 525 比較例 5 1.6 10 750 1 825 120 2 525 — 525 比較例 6 1.6 10 750 1 825 120 15 600 — 525 比較例 7 B 1.2 15 750 2 850 90 10 525 — 525 發明例 8 1.2 15 650 2 850 90 10 525 — 525 比較例 9 1.2 15 750 10 850 90 10 525 — 525 比較例 10 1.2 15 750 2 920 90 10 525 — 525 比較例 11 1.2 15 750 2 850 90 10 525 — 625 比較你$ 12 C 1.6 10 750 1 825 120 15 525 50 525 發明例 13 1.6 10 750 1 780 120 15 525 50 525 發明例 14 D 2.3 8 750 1 780 150 6 525 — — 發明例 15 E 1.6 10 750 1 825 120 10 525 — 525 發明例 16 F 1.2 15 750 2 800 90 15 525 — 525 發明例 17 G 1.6 10 750 1 800 120 15 525 — 525 比較例 18 H 1.2 15 750 2 800 90 15 525 — 525 比較例 19 I 1.6 10 750 1 700 120 10 525 — 525 比較例 20 J 1.2 15 750 2 750 90 10 525 — 525 比較例 21 K 2.3 8 750 1 780 150 6 525 — 525 比較例 22 L 1.6 10 750 1 800 120 15 525 50 — 比較例 23 M 1.2 15 750 2 800 90 15 525 — 525 比較例 24 N 1.2 15 750 2 800 120 15 525 — 525 發明例 25 〇 1.6 10 750 1 825 120 10 525 — 525 發明例 26 P 1.6 10 750 1 825 120 10 525 50 525 發明例> 34 098140512 201030159 參 $ 电» Isl埤

(％) Y (％ · I) — (％) w

is) SH (塗) 玉^赘 2 跻您«swi-K-rsTyt^# 铢樂fiw •^回 (mro 勃窠贫^- s (％) 铢您« s ί ^5ΤΒΦ 军鎵玉 ¥w ί#5:Βφn fl^lgl^ 军渾命ss 军磁玉 ϊ^ W^M f4馨省 ss 90 9ε scnzo(n 卜.91

SI 寸ετ

LZ u uz 寸9Ό 6ε ε·Ι 纠 HM NMT^~ N NM NM NMw N NM NM MH IT HM MH WM NM NMΎΪ NΎΪ SI N則 IE 1^, NTfΤΓ N 1^, N N N N ΤΓ s寸 M l-l MM ~§r N ΤΓ 9i 80961 6S£6I olc-419 寸一 SH 寸— Hs KltNIsl 1001卜寸寸I T§1 —Qlcsl ItNIsoICNI 寸卜061 9 卜 661 8icni§ S 卜 οει ItNIsl 8E99I SAelooll IgsltNI 0gg9I 581 £08 寸一 Q1S181 S<NI寸卜一 rsi lool.sl Z.91 8-11 8ΊΙ ε·9Ι ool.n ΙΟΙ 寸·II ICNII.el Γ9Ι IOOI.9I ltNI-ει 6.9ΐ e.9l sd8·ε1^—(I Γ寸一 ε·卜一 Z-Ll I.sl Ι·9Ι ε·ιι 寸·91 rsi 09Π Is SI 63 寸5 SHI 31 05 Ql^lI lnl§ SI o寸π s寸寸一 ζιοοιΙΐ 一寸π 9寸01 OS OIOOIII §1 6IOOIII 9601 9寸11 05 9£II 寸s 6ΓΖ 9Q.Z nm %Li 93 99·ε 6Ι·Ζ 卜寸·寸 0「寸 IS·寸 9rltsl s μη ιοο[£·ζ IltNIT ST 80<ni 6ΓΕ Ig-ε 98.1 001寸·ε 9Γ寸 loolQ.e 〇卜·Ifni oolre 寸ItN N N ΤΓ NM N ΤΓ IF N N N N N 1^, 1^, ΤΓ MIF N ΤΓ srn r-l 81 ¢6 N MM N ΤΓ

0 N N 1^1 N

61 M

Z8 N 9lrj NM w N MH NM HM HMΤΓ N HM ΤΓ w w NM HMw N 1^. MHwww ΤΓ 690 寸9Ό 寸SO 驾 ItNIz/o 簡 I 8ΓΙ i 69.0 Z,寸.0 § 理 ΎϋΤ 卜9Ό Tw cslsolΙΓϋ ΙΓϋ Ζ6Ό I寸Ό 1F3"

I寸 1^, N 1^,ΤΓ N 1^, N NIF N N M NIF N~^u 則 N N N N l-l N IT

6l«r> N 1^, N 1^, N N 1^. N N N Isl N 1^, N N N N l-l MM N N N N 寸 9i<n N N N M N N N N MMΤΓ N M "5Γ ZIS60 201030159 【圖式簡單說明】 圖 1 為[C]1/2x([Mn]+0.6x[Cr])-(l-0.12x[Si])與 TSxEl 及 λ之關係圖。 098140512 36

Claims (1)

1. 201030159 七、申請專利範圍： 1.種成开> 性優異之尚強度冷軋鋼板，其特徵為，所具有 之成分組成係以質量％計含有c : 0.05〜0.3%、Si: 0.5〜2.5〇/。、 Μη ： 1.5~3.5〇/〇 > P ： 〇.〇〇l~〇.〇5〇/〇 . S ： 0.0〇〇l^〇.〇i〇/0 . A1 : 0.001 〜0.1〇/〇、N : 〇 〇〇〇5〜〇 〇1%、Cr: i 5%以下（包含 〇%)， 滿足下述式（1)及式（2)，而殘餘部分為Fe及不可避免之 雜質所構成；且所具有之微組織係含有肥粒鐵相與麻田散鐵 ❹相，上述麻田散鐵相佔組織整體之面積率為3〇%以上，（上 述麻田散鐵相所佔之面積）/ (上述肥粒鐵相所佔之面積） 係超過0.45且未滿L5’上述麻田散鐵相之平均粒徑為 以上； 1/2 [C] x([Mn]+〇.6x[Cr])^l-0.12x[Si] ...(1) 550-350xC*-40x[Mn]-20x[Cr]+30x[Al]g340 …(2) 其中，C*=[C]/(1.3x[C]+0.4x[Mn]+0.45x[Cr]-0.75)，[M]表 攀示元素Μ之含有量（質量％)，Cr含有量為〇%時，[处。。 2·如申請專利範圍第i項之成形性優異之高強度冷札鋼 板，其中，（麻田散鐵相之硬度）/(肥粒鐵相之硬度）為25 以下。 3. 如申請專利範圍第1或2項之成形性優異之高強度冷軋 鋼板，其中，粒徑為lem以下之麻田散鐵相佔麻田散鐵相 整體之面積率為30%以下。 4. 如申凊專利範圍第1至3項中任一項之成形性優異之高 098140512 37 201030159 強度冷軋鋼板，其中’以質量％計，Cr為O.wy 5%。 5. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之成形性優異之高 強度冷軋鋼板’其中，進一步以質量。/〇計含有Ti : 0.0005〜0.1%、B : 0.0003〜0.003%之中的至少i種元素。 6. 如申請專利範圍第1至5項中任一項之成形性優異之高 強度冷軋鋼板’其中，進一步以質量％計含有: 0.0005-0.05%。 7. 如申請專利範圍第1至6項中任一項之成形性優異之高 強度冷軋鋼板，其中，進一步以質量％計含有選自M〇: 0.01 〜1.0%、Ni : 0.01 〜2.0%、Cu : 0.01 〜2·〇〇/0中之至少 i 種 元素，且取代上述式（2)而滿足下述式（3); 550 - 35〇xC* - 4〇x_] — 2〇x[Cr]+3〇x[Al] - ΐοχρ^] — 17χ[Μ] _ l〇x[Cu]^340... (3) 其中，C*=[C]/(1.3x[C]+0.4x[Mn]+0.45x[Cr]〜〇75)，[M]表 示元素M之含有量（質量％)，Cr含有量為0%時，[Cr]=〇。 8. 如申請專利範圍第1至7項中任一項之成形性優異之高 強度冷乳鋼板，其中，進一步以質量％計含有ca: 0.001 〜0.005%。 9. 一種成形性優異之高強度熔融鍍辞鋼板，其特徵為，所 具有之成分組成係以質量％計含有C : 0.05〜0.3%、Si : 0.5〜2.5%、Mn:1.5~3.5%、P:0.001〜0.05%、S:0.0001〜0.01%、 A1 : 0.001 〜0.1%、N : 0.0005〜0.01%、Cr : 1.5%以下（包含 098140512 38 201030159 〇%)，滿足下述式〇)及式（2)，而殘餘部分為Fe及不可 避免之雜質所構成；且所具有之微組織係含有肥粒鐵相與麻 田散鐵相，上述麻田散鐵相佔組織整體之面積率為3〇%以 上，（上述麻田散鐵相所佔之面積）/(上述肥粒鐵相所佔之 面積）係超過0.45且未滿L5，上述麻田散鐵相之平均粒徑 為2 /z m以上； [C]1/2x([Mn]+〇.6x[Cr])^ l_〇.l2x[Si] ...(1) ❹ 550-350xC*-40x[Mn]-20x[Cr]+30x[Al]>340 ...(2) 其中，C*=[C]/(1.3：<[C]+〇.4x[Mn]十0.45x[Cr] —〇.75)，[M]表 示元素Μ之含有量（質量％)，Cr含有量為〇0/。時，[&]=〇。 10. 如申請專利範圍第9項之成形性優異之高強度溶融鍵 辞鋼板，其中’（麻田散鐵相之硬度）/(肥粒鐵相之硬度） 為2.5以下。 11. 如申請專利範圍第9或1〇項之成形性優異之高強度熔 #融鑛鋅鋼板，其巾，粒徑為1/zm以下之麻田散鐵相佔麻田 散鐵相整體之面積率為3〇%以下。 12. 如申請專利範圍第9至11項中任一項之成形性優異之 高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，以質量％計，Cr為〇別〜丨5%。 13·如申請專利範圍第9至12項中任一項之成形性優異之 高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，進一步以質量％計含有Ti : 0.0005〜0.1%、b : 0.0003〜0.003%之中的至少1種元素。 14.如申請專利範圍第9至13項中任一項之成形性優異之 098140512 39 201030159 高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，進一步以質量％計含有Nb : 0.0005〜0.05%。 15. 如申請專利範圍第9至14項中任一項之成形性優異之 高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，進一步以質量％計含有選自 Mo : 0.01〜1.0%、Ni : 0.01 〜2.0%、Cu : 0.01 〜2.0%中之至少 1種元素，且取代上述式（2)而滿足下述式（3); 550 — 35〇xC* — 4〇x[Mn]-2〇x[Cr]+3〇x[Al]-l〇x[Mo]-17x[Ni]-l〇x[Cu]^340 ... (3) 其中，C*=[C]/(1.3x[C]+0.4x[Mn]+0.45x[Cr]-0.75)，[Μ]表 示元素Μ之含有量（質量％)，Cr含有量為0%時，[Cr]=0。 16. 如申請專利範圍第9至15項中任一項之成形性優異之 高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，進一步以質量％計含有Ca : 0.001 〜0.005%。 17. 如申請專利範圍第9至16項中任一項之成形性優異之 高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅係為合金化鍍鋅。 18. —種成形性優異之高強度冷軋鋼板之製造方法，其特 徵為，將具有申請專利範圍第1及4至8項中任一項之成分 組成的鋼板，以5°C/s以上之平均加熱速度加熱至Ac!變態 點以上之溫度區域後，以未滿5°C/s之平均加熱速度加熱至 (Ac3變態點-Τ1χΤ2) °C以上之溫度區域，接著在Ac3變 態點以下之溫度區域中均熱30〜500s，以3〜30°C/s之平均冷 卻速度冷卻至600°C以下之冷卻停止溫度，以此條件進行退 098140512 40 201030159 火；其中，Tl=160+19x[Si]-42x[Cr]，T2=0 26+0.〇3x[Si]+0.07x[Cr]， [Μ]表示元素Μ之含有量（質量％)，&含有量為〇%時， [Cr]=〇 〇 19. 如申請專利範圍第18頊之成形性優異之高強度冷軋鋼 板之製造方法，其中，於退火後’在冷卻至室溫之前，於 300〜50(TC之溫度區域中熱處理20〜150s。 20. —種成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法， ©其特徵為，將具有申請專利範圍第9及12至16項中任一項 之成分組成的鋼板，以5°C/s以上之平均加熱速度加熱至 ACl變態點以上之溫度區域後’以未滿5°C/s之平均加熱速 度加熱至（Ac；3變態點-TlxT2) °C以上之溫度區域，接著 在Ac3變態點以下之溫度區域中均熱30〜5〇〇s，以3〜3(rc/s 之平均冷卻速度冷卻至60(TC以下之冷卻停止溫度，以此冷 卻條件進行退火後，進行熔融鍍鋅處理； 其中 ’ Tl=160+19x[Si]-42x[Cr]，T2=0.26+〇.〇3x[si]+〇〇7X[cr]， 錢[Μ]表示元素Μ之含有量（質量％) ’ Cr含有量為〇%時，[(>>〇。 21.如申請專利_第20項之成形性優異之高強度炫融鍛 辞鋼板之製造方法’其中，於退火後’在熔融鑛鋅處理之前^ •在300〜500°C之溫度區域中熱處理20〜i5〇s。 22.如申請專利範圍第20或21項之成形性優異之高強声 熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中’於熔融錢辞處理後’: 450〜600°C之溫度區域中進行鍍鋅之合金化處理。 098140512 41