TWI502081B - Molten galvanized steel sheet and method of manufacturing the same - Google Patents

Description

熔融鍍鋅鋼板及其製造方法

本發明係關於加工性優異並具有高降伏比的高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法，特別係頗適用為諸如汽車等的構造零件之構件用高強度薄鋼板。另外，所謂「降伏比(YR)」係表示降伏應力(YS)對拉伸強度(TS)的比值，依YR=YS/TS表示。

近年，因環保意識高漲，因而CO₂ 排放量規範趨於嚴苛化，在汽車領域中，利用車體的輕量化俾達燃油效率提升成為重大課題。因而，藉由導引汽車零件適用高強度熔融鍍鋅鋼板而朝薄板化演進，並朝TS達590MPa以上的鋼板適用進展。

汽車的構造用構件與補強用構件所使用的高強度熔融鍍鋅鋼板係要求拉伸凸緣性與延展性優異。特別係具有複雜形狀的零件成形時，不僅要求伸展與拉伸凸緣性(擴孔性)之類的特性任一者優異，而是要求二者均優異。

再者，從製造熔融鍍鋅鋼板之後起截至實際對該鍍敷鋼板施行沖壓成形為止，會有需要一段時間的情況，不致因該經過期間中的老化而導致伸展劣化之事便屬重要。又，要求碰撞吸收能量特性較大的特性，而就為提升碰撞吸收能量特性 而言，提高降伏比便屬有效，即便低變形量，仍可效率佳地吸收碰撞能量。

此處，就為能獲得590MPa以上拉伸強度而強化鋼板而言，利用屬於母相的肥粒鐵之硬化、或者諸如麻田散鐵或殘留沃斯田鐵的硬質相之方法係屬有效。其中，肥粒鐵的硬化係採取依添加諸如Nb等碳化物生成元素的析出強化型之高強度鋼板，因為若要確保既定強度只需少量的必要合金元素便可，因而可廉價製造。

例如專利文獻1有揭示：藉由Nb添加而析出強化的590MPa以上、且沖壓成形後耐二次加工脆性優異的熔融鍍鋅鋼板之製造方法；專利文獻2有揭示：利用Nb與Ti添加而析出強化的降伏比超過0.70且未滿0.92、拉伸凸緣成形性與碰撞吸收能量特性均優異之高強度冷軋鋼板及其製造方法。又，專利文獻3有揭示：利用Nb與Ti添加而析出強化，鋼板組織含有再結晶肥粒鐵、未再結晶肥粒鐵及波來鐵，且具有590MPa以上高降伏比的高強度冷軋鋼板。

另一方面，就利用諸如麻田散鐵或殘留沃斯田鐵的硬質相之方法，例如專利文獻4有揭示：構成主相為肥粒鐵、第2相為麻田散鐵相，且麻田散鐵相最大粒徑在2μm以下、面積率達5%以上，拉伸凸緣性與耐碰撞特性均優異的高強度鋼板。又，專利文獻5有揭示：經控制麻田散鐵與殘留沃斯田鐵之體積分率、且加工性佳的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板 及其製造方法。

[先前技術文獻]

[專利文獻]

專利文獻1：日本專利第3873638號公報

專利文獻2：日本專利特開2008-174776號公報

專利文獻3：日本專利特開2008-156680號公報

專利文獻4：日本專利第3887235號公報

專利文獻5：日本專利第3527092號公報

然而，專利文獻1所記載技術，針對在保證上述構造用構件與補強用構件等用途所要求加工性時，會有延展性嫌不足情形。

再者，專利文獻2所記載技術，因為鋼板中的Al含有量未滿0.010%，因而無法充分施行鋼的脫氧、與N的析出固定，較難量產健全的鋼，此外亦因為含有O而分散著氧化物，因而會有材質(特別係局部延展性)變動較大的問題。

專利文獻3所記載技術，雖使未再結晶肥粒鐵呈均勻分散而抑制延展性降低，但卻無法獲得充分滿足成形性的延展性。又，活用麻田散鐵的專利文獻4所記載技術，相關延展性完全均無考慮在內。又，相關活用麻田散鐵與殘留沃斯田鐵的專利文獻5所記載技術，降伏比未滿70%，且相關擴孔 性均完全無考慮在內。

相關此種具有高降伏比的高強度熔融鍍鋅鋼板，較難提升延展性與擴孔性二者均要求的加工性。

緣是，本發明目的係為解決上述習知技術問題，而提供加工性(即延展性與擴孔性)優異、並具有高降伏比的高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。

發明者等針對為解決上述問題而經深入鑽研，結果得知除使用Nb的析出強化之外，尚利用就鋼板微觀組織的肥粒鐵平均粒徑與體積分率、麻田散鐵的平均粒徑與體積分率、及波來鐵的體積分率進行控制，便可獲得具有達70%以上之高降伏比、且加工性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板。習知若在鋼板的微觀組織中存在有麻田散鐵，就加工性而言雖伸展獲提升，但擴孔性卻會降低，且判斷YR會降低。但是，本發明者等發現藉由控制著麻田散鐵的體積分率與結晶粒徑，且活用利用Si添加產生的肥粒鐵固溶強化、利用Nb添加所產生的析出強化與結晶粒細微化，便可在不致使YR降低情況下，提升伸展與擴孔性，且能防止因老化而造成伸展劣化。

具體而言，藉由就本發明的鋼成分，添加對高降伏比與高強度具較高有效析出強化效果的Nb：0.010~0.100%，且將鋼板的微觀組織控制呈：平均結晶粒徑15μm以下的肥粒鐵依體積分率計達90%以上、平均結晶粒徑3.0μm以下的麻 田散鐵依體積分率計為0.5以上且未滿5.0%、且波來鐵依體積分率計為5.0%以下的範圍，便可獲得高強度且加工性優異的高降伏比熔融鍍鋅鋼板，遂完成本發明。

即，本發明主旨構成係如下述。

(1)一種熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於：化學成分依質量%計，含有：C：0.05~0.15%、Si：0.10~0.90%、Mn：1.0~1.9%、P：0.005~0.10%、S：0.0050%以下、Al：0.01~0.10%、N：0.0050%以下、及Nb：0.010~0.100%，其餘則由Fe與不可避免的雜質構成；微觀組織係平均結晶粒徑15μm以下的肥粒鐵依體積分率計含有90%以上、平均結晶粒徑3.0μm以下的麻田散鐵依體積分率計含有0.5%以上且未滿5.0%、且波來鐵依體積分率計含有5.0%以下，其餘則由低溫生成相構成的複合組織，且降伏比達70%以上、拉伸強度達590MPa以上。

(2)如上述(1)所記載的熔融鍍鋅鋼板，其中，含有平均粒徑0.10μm以下的Nb系析出物。

(3)如上述(1)或(2)所記載的熔融鍍鋅鋼板，其中，取代Fe成分其中一部分，更進一步依質量%計，含有Ti：0.10%以下。

(4)如上述(1)至(3)中任一項所記載的熔融鍍鋅鋼板，其中，上述微觀組織中，結晶粒徑5μm以下的肥粒鐵體積分率，除以鋼板微觀組織內所有肥粒鐵的體積分率後之值，係 滿足0.25以上。

(5)如上述(1)至(4)中任一項所記載的熔融鍍鋅鋼板，其中，取代Fe成分其中一部分，更進一步依質量%計，含有從V：0.10%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、Cu：0.50%以下、Ni：0.50%以下、及B：0.0030%以下之中選擇一種以上。

(6)如上述(1)至(5)中任一項所記載的熔融鍍鋅鋼板，其中，取代Fe成分其中一部分，更進一步依質量%計，含有從Ca：0.001~0.005%及REM：0.001~0.005%之中選擇一種以上。

(7)如上述(1)至(6)項中任一項所記載的合金化熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅係合金化鍍鋅。

(8)一種熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵在於：將含有上述(1)、(3)、(5)及(6)項中任一項所記載化學成分的鋼胚，依熱軋開始溫度：1150~1270℃、精軋結束溫度：830~950℃的條件施行熱軋，經冷卻後，再依450~650℃溫度範圍內的捲取溫度施行捲取，經酸洗後，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730~880℃溫度域保持15~600s，接著依3~30℃/s平均冷卻速度冷卻至600℃以下的溫度域，然後施行熔融鍍鋅處理，再冷卻至室溫。

(9)一種熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵在於：將具有 上述(1)、(3)、(5)及(6)中任一項所記載化學成分的鋼胚，依熱軋開始溫度：1150~1270℃、精軋結束溫度：830~950℃的條件施行熱軋，經冷卻後，再依450~650℃溫度範圍內的捲取溫度施行捲取，經酸洗後，依5℃/s以上的平均加熱速度加熱至650℃以上的溫度域，再依730~880℃溫度域保持15~600s，接著依3~30℃/s平均冷卻速度冷卻至600℃以下的溫度域，然後施行熔融鍍鋅處理，再冷卻至室溫。

(10)如上述(8)或(9)所記載的熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中，經施行熔融鍍鋅處理後，再依450~600℃溫度域施行鍍鋅的合金化處理。

根據本發明，藉由控制鋼板的成分組成及微觀組織，便可安定地獲得拉伸強度達590MPa以上、降伏比達70%以上、總伸長率達26.5%以上、及擴孔率達60%以上，且伸展特性與拉伸凸緣性均優異、同時不會有因老化而造成伸展特性劣化、具有高降伏比的高強度熔融鍍鋅鋼板。

以下，針對本發明進行具體說明。

首先，針對本發明高強度熔融鍍鋅鋼板的各化學成分含有量之限定理由進行說明。以下中就化學成分的「%」表示，在無特別聲明之前提下係指「質量%」。

C：0.05~0.15%

碳(C)係屬於鋼板的高強度化具有效元素，特別係會與諸如Nb之類的碳化物形成元素，形成細微合金碳化物或合金氮碳化物，而對鋼板的強化具貢獻。又，屬於本發明中為形成麻田散鐵與波來鐵的必要元素，對高強度化具貢獻。為能獲得該等效果，必需添加0.05%以上。另一方面，若C含有量超過0.15%，便會導致點熔接性降低，因而C含有量的上限設為0.15%。另外，就從確保更良好熔接性的觀點，C含有量較佳係設為0.12%以下。

Si：0.10~0.90%

矽(Si)係屬於對高強度化具貢獻的元素，因為具高加工硬化能力，因而對強度上升的延展性降低較少，屬於對強度-延展性均衡的提升亦具貢獻之元素。又，利用肥粒鐵相的固溶強化，而具有抑制從肥粒鐵、與麻田散鐵或波來鐵的界面處形成孔隙之效果，為能獲得此項效果，Si含有量必需設為0.10%以上。特別係當更加重視強度-延展性均衡提升的情況，較佳係將Si含有量設為0.20%以上。另一方面，若Si含有量超過0.90%，便會導致熔融鍍鋅性劣化趨於明顯，因而將Si含有量設為0.90%以下、更佳係設為未滿0.70%。

Mn：1.0~1.9%

錳(Mn)係屬於利用固溶強化及生成第2相而對高強度化具貢獻的元素。為能獲得此項效果，Mn含有量必需設為1.0%以上。另一方面，若Mn含有量較多於1.9%，因為麻 田散鐵或波來鐵的體積率會變為過剩，因而將含有量設為1.9%以下。

P：0.005~0.10%

磷(P)係屬於利用固溶強化而對高強度化具貢獻的元素，為能獲得此項效果，P的含有量必需設為0.005%以上。又，若P含有量超過0.10%，便會由朝晶界的偏析趨於明顯導致晶界脆化、或出現熔接性降低，因而P的含有量設為0.10%以下。較佳係0.05%以下。

S：0.0050%以下

當硫(S)的含有量偏多時，會生成較多的諸如MnS等硫化物，導致諸如拉伸凸緣性所代表的局部伸展降低，因而含有量上限設為0.0050%。另外，相關S含有量的下限值並無必要特別的限定，但因為S極少化會導致製鋼成本上升，因而只要降低至0.0005%以上的範圍便可。

Al：0.01~0.10%

鋁(Al)係屬於脫氧所必要的元素，為能獲得此項效果必需含有達0.01%以上，但即便含有超過0.10%，因為效果已達飽和，因而設為0.10%以下。較佳係0.05%以下。

N：0.0050%以下

氮(N)係與C同樣地均會和Nb形成化合物，而成為合金氮化物或合金氮碳化物，對高強度化具貢獻。但是，因為氮化物在較高溫下比較容易生成，因而容易成為粗大，相較於 碳化物之下，對強度的貢獻呈相對性小。又，固溶於鋼板中的N會對老化後的伸展劣化造成影響。因而，為高強度化及抑制老化後的伸展劣化，採取降低N含有量並生成較多合金碳化物係屬較為有利。就從此種觀點，N的含有量係設為0.0050%以下、較佳係0.0040%以下。

Nb：0.010~0.100%

鈮(Nb)會與C或N形成化合物而成為碳化物或氮碳化物，更對結晶粒細微化具有效果，對高降伏比與高強度化具貢獻。為能獲得此項效果，Nb含有量必需設為0.010%以上。較佳係設為0.020%以上。但是，若Nb含有量超過0.100%，便會導致成形性明顯降低，因而Nb含有量的上限值設為0.100%以下。較佳係0.080%以下、更佳係未滿0.050%。

本發明中，除上述基本成分之外，視需要亦可在既定範圍內添加以下所示任意成分。

Ti：0.10%以下

鈦(Ti)係與Nb同樣地會形成細微的氮碳化物，對結晶粒細微化亦具有效果，對強度上升具有貢獻，因而屬於視需要能含有的元素，但若Ti含有量較多於0.10%，會導致成形性明顯降低，因而Ti含有量係設為0.10%以下、較佳係0.05%以下。另外，當在發揮強度上升效果之前提下使含有Ti時，較佳係使含有0.005%以上。

V：0.10%以下

釩(V)亦是與Nb同樣地會形成細微的氮碳化物，對結晶粒細微化亦具有效果，對強度上升具有貢獻，因而屬於視需要能含有的元素，即便V含有量較多於0.10%，但超過0.10%份量的強度上升效果偏小，更會導致合金成本增加。所以，V含有量設為0.10%以下。另外，當在發揮強度上升效果之前提下使含有V時，較佳係使含有0.005%以上。

Cr：0.50%以下

鉻(Cr)係屬於使淬火性提升，且藉由生成第2相而對高強度化具貢獻的元素，乃屬於視需要可添加的元素，為能發揮此項效果，Cr含有量較佳係設為0.10%以上。另一方面，即便Cr含有量較多於0.50%，仍不會出現效果提升，因而Cr含有量設為0.50%以下。

Mo：0.50%以下

鉬(Mo)係、屬於使淬火性提升，且藉由生成第2相而對高強度化具貢獻的元素，乃屬於視需要可添加的元素，為能發揮此項效果，Mo含有量較佳係設為0.05%以上。另一方面，即便Mo含有量較多於0.50%，仍不會出現效果提升，因而Mo含有量設為0.50%以下。

Cu：0.50%以下

銅(Cu)係除固溶強化之外，尚會利用提升淬火性而生成第2相，對高強度化具貢獻的元素，乃屬於視需要可添加的元素。為能發揮此項效果，Cu含有量較佳係設為0.05%以上。 另一方面，即便Cu含有量較多於0.50%，仍不會出現效果提升，甚且容易發生因Cu所引發的表面缺陷，所以Cu含有量設為0.50%以下。

Ni：0.50%以下

鎳(Ni)亦是與Cu同樣的，除固溶強化之外，尚會利用提升淬火性而生成第2相，對高強度化具貢獻，且若與Cu均有添加，便具有抑制因Cu所引發表面缺陷的效果，因而視需要可添加。為能發揮此項效果，Ni含有量較佳係設為0.05%以上。另一方面，即便Ni含有量較多於0.50%，仍不會出現效果提升，所以Ni含有量設為0.50%以下。

B：0.0030%以下

B係屬於使淬火性提升，且藉由生成第2相而對高強度化具貢獻的元素，視需要可添加。為能發揮此項效果較佳係含有0.0005%以上。另一方面，即便含有超過0.0030%，但效果已達飽和，因而含有量設為0.0030%以下。

從Ca：0.001~0.005%、REM：0.001~0.005%中選擇1種以上

Ca與REM係屬於將硫化物的形狀形成球狀化，俾改善因硫化物對擴孔性造成不良影響具貢獻的元素，視需要可添加。為能發揮該等效果，分別較佳含有0.001%以上。另一方面，即便超過0.005%，但效果已達飽和，因而含有量設為0.005%以下。

除上述化學成分之外，其餘係由Fe及不可避免的雜質構成。

另外，不可避免的雜質係可例如Sb、Sn、Co等，該等含有量的容許範圍係Sb：0.01%以下、Sn：0.1%以下、Zn：0.01%以下、Co：0.1%以下。又，本發明係即便依通常的鋼組成範圍內含有Ta、Mg、Zr，仍不失其效果。

其次，針對本發明熔融鍍鋅鋼板的微觀組織進行詳細說明。

即，微觀組織的重點在於：平均結晶粒徑15μm以下的肥粒鐵依體積分率計含有90%以上、平均結晶粒徑3.0μm以下的麻田散鐵依體積分率計含有0.5%以上未滿5.0%、且波來鐵依體積分率計含有5.0%以下，其餘則由低溫生成相構成的複合組織。此處所謂「體積分率」係指相對於鋼板組織全體的體積分率計，以下亦同。

首先，若肥粒鐵的體積分率未滿90%，則第1相的肥粒鐵變少，而硬質的第2相較多存在，因而結果多處發生與軟質肥粒鐵間之硬度差造大的地方，導致擴孔性降低。所以，肥粒鐵的體積分率設為90%以上。較佳係92%以上。又，若肥粒鐵的平均粒徑超過15μm，則在擴孔時的打穿端面容易形成孔隙，導致無法獲得良好擴孔性。所以，肥粒鐵的平均結晶粒徑設為15μm以下。特別係若結晶粒徑5μm以下的肥粒鐵體積分率，除以全部肥粒鐵的體積分率後之值在0.25 以上，則可抑制在擴孔試驗時孔隙彼此間沿結晶粒相連結情形，所以結晶粒徑5μm以下的肥粒鐵體積分率，除以鋼板微觀組織內的所有肥粒鐵體積分率後之值，較佳係設為0.25以上。

另外，此處所謂「肥粒鐵」係涵蓋再結晶肥粒鐵與未再結晶肥粒鐵在內的所有肥粒鐵。

其次，若麻田散鐵的體積分率未滿0.5%，則對強度影響的效果較少，會因老化而導致伸展特性劣化，因而麻田散鐵的體積分率設為0.5%以上。另一方面，若麻田散鐵的體積分率達5.0%以上，因為硬質麻田散鐵會在周圍的肥粒鐵發生可動差排，因而對導致降伏比降低，且會造成擴孔性降低。因而，麻田散鐵的體積分率設為未滿5.0%、較佳係3.5%以下。又，若麻田散鐵的平均粒徑超過3.0μm，則擴孔時在打穿端面所生成的孔隙面積會變大，因而在擴孔試驗中容易導致孔隙彼此間相連結，造成無法獲得良好擴孔性。所以，麻田散鐵的平均結晶粒徑設為3.0μm以下。

再者，若波來鐵的體積分率超過5.0%超，則在肥粒鐵與波來鐵的界面處會明顯發生孔隙，且孔隙容易相連結，因而就從加工性的觀點，波來鐵的體積分率設為5.0%以下。又，波來鐵的體積分率下限並無特別的限定，若有波來鐵存在便會提高降伏比，同時對高強度化亦具有效果，所以波來鐵的體積分率較佳係0.5%以上。

亦可含有除上述肥粒鐵、麻田散鐵及波來鐵以外的組織。此情況的其餘組織，係可從變韌鐵、殘留沃斯田鐵及球狀雪明碳鐵等選擇的低溫生成相1種，或者亦可為組合2種以上的混合組織。該除肥粒鐵、麻田散鐵及波來鐵以外的其餘組織，就從成形性的觀點，較佳係依體積分率計合計未滿5.0%。所以，當然上述其餘組織亦可為0體積%。

以上的微觀組織係在滿足上述成分組成範圍之前提下，依照以下所示製造條件進行製造便可獲得。

再者，本發明的熔融鍍鋅鋼板較佳係含有平均粒徑0.10μm以下的Nb系析出物。理由係藉由將Nb系析出物的平均粒徑設為0.10μm以下，Nb系析出物周圍的應變便可有效地作用為差排移動的阻力，便對鋼的強化具貢獻之緣故所致。

再者，熔融鍍鋅層較佳係在鋼板表面上，具有每單面的鍍敷附著量為20~120g/m² 之鍍鋅層。理由係若未滿20g/m² ，會有較難確保耐蝕性的情況。另一方面，若超過120g/m² ，則會有耐鍍敷剝離性劣化的情況。

其次，針對本發明熔融鍍鋅鋼板之製造方法進行說明。

本發明的熔融鍍鋅鋼板係藉由將具有符合上述成分組成範圍之成分組成的鋼胚，依熱軋開始溫度：1150~1270℃、精軋結束溫度：830~950℃的條件施行熱軋，經冷卻後，再依450~650℃溫度範圍內的捲取溫度施行捲取，經酸洗後， 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730~880℃溫度域保持15~600s，後依3~30℃/s平均冷卻速度冷卻至600℃以下的溫度域並施行退火後，經施行熔融鍍鋅處理，再冷卻至室溫的方法便可進行製造。

另外，上述製造步驟係鍍敷的底層鋼板設為冷軋鋼板之情況，但鍍敷的底層鋼板亦可設為經上述熱軋後再經施行酸洗過的鋼板。此時，經酸洗後，依5℃/s以上的平均加熱速度加熱至650℃以上的溫度域，再依730~880℃溫度域保持15~600s，依3~30℃/s的平均冷卻速度冷卻至600℃以下的溫度域，經退火後，施行熔融鍍鋅處理，再冷卻至室溫之事，係與使用冷軋板的情況相同。

本發明具有高降伏比的熔融鍍鋅鋼板之製造方法，經施行熔融鍍鋅處理後，亦可依450~600℃溫度域施行鍍鋅的合金化處理。

再者，熱軋步驟較佳係在鑄造鋼胚後，並沒有施行再加熱，而是依1150~1270℃開始施行熱軋，或者經再加熱至1150~1270℃後才開始施行熱軋。所使用的鋼胚較佳係依能能防止成分之巨觀偏析的連續鑄造法進行製造，但亦可依照錠塊鑄造法、薄胚鑄造法進行製造。熱軋步驟的較佳條件首先係依1150~1270℃的熱軋開始溫度對鋼胚施行熱軋。本發明中，除經製造鋼胚後，暫時先冷卻至室溫，然後施行再加 熱的習知法之外，其他諸如：未施行冷卻，而是直接依溫片狀態裝入加熱爐中、或者經施行保熱後馬上施行軋延、或經鑄造後便直接施行軋延的直接進料軋製/直接軋製等省能源製程，亦均毫無問題地可適用。

以下，針對每個製造步驟進行詳細說明。

[熱軋步驟]

‧熱軋開始溫度：1150~1270℃

若熱軋開始溫度較低於1150℃，則軋延負荷會增加，導致生產性降低，因而非屬較佳；又，即便較高於1270℃，僅造成加熱成本徒增而已，因而最好設為1150~1270℃。

‧精軋結束溫度：830~950℃

熱軋係藉由鋼板內的組織均勻化、降低材質的非等向性，而為提升退火後的伸展及擴孔性，必需在沃斯田鐵單相域便結束，所以精軋結束溫度設為830℃以上。另一方面，若精軋結束溫度超過950℃，便會有熱軋組織變粗大、退火後的特性降低之顧慮。所以，將精軋結束溫度設為830~950℃。相關精軋後的冷卻條件並無特別的限定，最好依15℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至捲取溫度。

‧捲取溫度：450~650℃

若捲取溫度較高於650℃，在熱軋後的冷卻過程中所生成諸如合金碳化物等析出物會明顯粗大化，導致經退火後的強度降低，因而捲取溫度的上限設為650℃。較佳係600℃以 下。另一方面，若捲取溫度較低於450℃，會過剩生成硬質的變韌鐵與麻田散鐵，導致冷軋負荷增加而阻礙生產性，因而捲取溫度的下限設為450℃。

[酸洗步驟]

經熱軋步驟後，最好實施酸洗步驟，俾將熱軋板表層的銹皮予以除去。該酸洗步驟並無特別的限定，只要依照常法實施便可。

[冷軋步驟]

視需要對經酸洗後的熱軋板，施行軋延呈既定板厚冷軋板的冷軋。施行冷軋時，無必要就條件特別的限定，最好依30%以上的軋縮率施行冷軋。理由係若該軋縮率偏低，便不會促進肥粒鐵的再結晶，導致未再結晶肥粒鐵過剩殘存，會有致使延展性與擴孔性降低的情況。

[退火]

對經熱軋‧酸洗後、或經冷軋後的鋼板施行退火。‧退火時的加熱條件：依5℃/s以上的平均加熱速度施行加熱至650℃以上的溫度域

若所加熱的溫度域未滿650℃、或平均加熱速度未滿5℃/s時，在退火中不會生成細微且均勻分散的沃斯田鐵相，在最終組織中會形成第2相局部性集中存在的組織，較難確保良好的擴孔性。又，若平均加熱速度未滿5℃/s時，需要較通常更長的爐，因龐大的能量消耗，而衍生成本增加與生產效 率惡化。

‧退火時的均熱條件：依730~880℃溫度域保持15~600s

本發明中，依730~880℃溫度域(具體係沃斯田鐵單相域、或沃斯田鐵相與肥粒鐵相的雙相域)施行15~600s退火(保持)。若退火溫度未滿730℃時、或保持(退火)時間未滿15s時，肥粒鐵的再結晶不會充分進行，導致過剩的未再結晶肥粒鐵存在於鋼板組織中，致使成形性劣化。另一方面，若退火溫度超過880℃時，析出物會粗大化，導致強度降低。又，若保持時間超過600s，則肥粒鐵會粗大化，導致擴孔性劣化，因而均熱時間設為600s以下、較佳係450s以下。

‧退火時的冷卻條件：依3~30℃/s的平均冷卻速度冷卻至600℃以下的溫度域

上述均熱後，必需從均熱溫度起依3~30℃/s的平均冷卻速度，冷卻至600℃以下的溫度域(冷卻停止溫度)。若平均冷卻速度未滿3℃/s，在冷卻中會進行肥粒鐵變態，導致麻田散鐵的體積分率減少，因而較難確保強度。另一方面，若平均冷卻速度超過30℃/s，則會過剩生成麻田散鐵，且在設備上亦較難實現此速度。又，若冷卻停止溫度超過600℃，便會過剩生成波來鐵，因而無法獲得鋼板微觀組織的既定體積分率，因而會導致延展性與擴孔性降低。

另外，若上述平均冷卻速度係600℃以下，截至熔融鋅鍍浴溫度為止的區域中之冷卻速度呈均勻，且在該溫度區域中 維持3~30℃/s的平均冷卻速度便可。

[熔融鍍鋅處理]

經退火後便施行熔融鍍鋅。在鍍浴中浸漬的鋼板溫度較佳係設為(熔融鋅鍍浴溫度-40)℃~(熔融鋅鍍浴溫度+50)℃。若在鍍浴中浸漬的鋼板溫度較低於(熔融鋅鍍浴溫度-40)℃，當鋼板浸漬於鍍浴中之時，會有熔融鋅其中一部分出現凝固，導致鍍敷外觀劣化的情況，因而下限設定為(熔融鋅鍍浴溫度-40)℃。又，若在鍍浴中浸漬的鋼板溫度超過(熔融鋅鍍浴溫度+50)℃，為提高鍍浴的溫度會導致量產性出現問題。

再者，經鍍敷後，可依450~600℃溫度域對鍍鋅施行合金化處理。藉由依450~600℃溫度域施行合金化處理，鍍敷中的Fe濃度便成為7~15%，鍍敷的密接性與塗裝後的耐蝕性均獲提升。若未滿450℃，合金化不會充分進行，導致犧牲防蝕作用降低與滑動性降低；若較高於600℃的溫度，合金化的進行明顯，粉化性降低。

其他的製造方法條件並無特別的限定，就從生產性的觀點，上述諸如退火、熔融鍍鋅、鍍鋅的合金化處理等一連串處理，最好利用連續熔融鍍鋅生產線(CGL)執行。又，、熔融鍍鋅最好使用含Al量0.10~0.20%的鋅鍍浴。經鍍敷後，為調整鍍敷的表觀量可施行擦拭。

[實施例]

以下，針對本發明的實施例進行說明。惟，本發明並不因 下述實施例而有所受限制，亦可追加符合本發明主旨範疇內的適當變更實施，該等均涵蓋於本發明的技術範疇內。

熔製表1所示化學組成的鋼並鑄造，而製得230mm厚的鋼胚，相關熱軋開始溫度、精軋結束溫度(FDT)係設為如表2所示條件並施行熱軋，經熱軋結束後，施行冷卻而形成板厚：3.2mm的熱軋鋼板後，依表2所示捲取溫度(CT)施行捲取。接著，對所獲得熱軋板施行酸洗後，依照表2所示條件施行冷軋便製得冷軋鋼板。將依此所獲得冷軋鋼板在連續熔融鍍鋅生產線上，依照表2所示製造條件施行退火處理，經施行熔融鍍鋅處理後，更依表2所示溫度施行合金化處理，便獲得合金化熔融鍍鋅鋼板。另外，相關其中一部分的鋼板，在未施行冷軋情況下，將熱軋板使用為鍍敷的底層鋼板。更如表2所示，相關其中一部分的鋼板未施行鍍敷的合金化處理。

此處，鍍敷處理係設定為：鋅鍍浴溫度：460℃、鋅鍍浴Al濃度：0.14質量%(有施行合金化處理的情況時)、0.18質量%(未施行合金化處理的情況)、每單面的鍍敷附著量45g/m² (雙面鍍敷)。

從所製得鍍敷鋼板依軋延直角方向成為長邊方向(拉伸方向)的方式，採取JIS 5號拉伸試驗片，並利用拉伸試驗(JIS Z2241(1998))測定降伏強度(YS)、拉伸強度(TS)、總伸長率(EL)、降伏比(YR)。若EL達26.5%以上便評為具良好伸展 的鋼板，若YR達70%以上便評為具高降伏比的鋼板。又，依照老化進行的評價，在70℃下放置10日後，利用拉伸試驗測定EL，計算出與放置前的製造後鋼板間之EL差(△EL)，當△EL≦1.0%時便判斷屬即便老化後的EL劣化仍較少。此處所謂「在70℃下放置10日」係根據Hundy的報告(Metallurgia、vol.52、p.203(1956))，相當於在38℃下放置6個月狀態的老化。

相關擴孔性係根據日本鋼鐵聯盟規格(JFS T1001(1996))，依間隙12.5%打穿10mmφ孔，再依翻面成為模頭側的方式安裝於試驗機上，然後依60°圓錐衝頭施行成形並測定擴孔率(λ)。將具有λ(%)達60%以上者評為具有良好拉伸凸緣性的鋼板。

鋼板的微觀組織係使用3%Nital試劑(3%硝酸+乙醇)，朝平行於鋼板軋延方向的垂直截面(板厚1/4深度位置)施行腐蝕，利用500~1000倍光學顯微鏡、及1000~10000倍電子顯微鏡(掃描式及穿透式)進行觀察，使用拍攝的組織相片，將肥粒鐵的體積分率與平均結晶粒徑、麻田散鐵的體積分率與平均結晶粒徑、波來鐵的體積分率予以定量化。施行各12視野的觀察，利用格子點法(point-counting method)(根據ASTM E562-83(1988))，測定面積率，並將該面積率設為體積分率。

此處，肥粒鐵係對比稍黑的區域，波來鐵係層狀組織，由 板狀肥粒鐵與雪明碳鐵呈交錯排列的組織。麻田散鐵係賦予白對比者。又，相關其餘的低溫生成相，在上述光學顯微鏡及電子顯微鏡(掃描式或穿透式)的觀察中，波來鐵與變韌鐵係可鑑別。波來鐵係層狀組織，由板狀肥粒鐵與雪明碳鐵呈交錯排列的組織，變韌鐵係含有相較於多邊形肥粒鐵之下差排密度較高的板狀變韌肥粒鐵、與雪明碳鐵之組織。又，相關殘留沃斯田鐵之有無，在從表層研磨至剛好板厚1/4厚度份的面，將Mo的Kα線當作線源，依加速電壓50keV，利用X射線繞射法(裝置：Rigaku公司製RINT2200)測定鐵的肥粒鐵之{200}面、{211}面、{220}面、以及沃斯田鐵之{200}面、{220}面、{311}面的X射線繞射線積分強度，並使用該等測定值，從「X射線繞射手冊」(2000年)理學電機股份有限公司、p.26、62-64所記載的計算式求取殘留沃斯田鐵的體積分率，當體積分率達1%以上時，便判斷為有殘留沃斯田鐵，當體積分率未滿1%時便判斷為沒有殘留沃斯田鐵。

再者，Nb系析出物(碳化物)的平均粒徑測定方法，係將從所獲得鋼板製作的薄膜，利用穿透式電子顯微鏡(TEM)觀察10視野(相片放大倍率：500000倍)，並求取所析出的碳化物平均粒徑。各個碳化物的粒徑係當碳化物為球狀形狀的情況，便將直徑視為粒徑，又若碳化物為橢圓形的情況，便測定碳化物的長軸a與、長軸正交方向的短軸b，且將長軸a與短軸b的乘積a×b之平方根視為粒徑。將由10視野 所觀察到的各個碳化物粒徑予以加計，再除以碳化物個數的值，視為「碳化物的平均粒徑」。

所測定的鋼板微觀組織、與拉伸特性及擴孔性，如表3所示。由表3所示結果得知，滿足本發明要件的發明例均係平均結晶粒徑15μm以下的肥粒鐵體積分率達90%以上，且平均結晶粒徑3.0μm以下的麻田散鐵體積分率為0.5%以上且未滿5.0%，且波來鐵依體積分率計在5.0%以下，結果可獲得能確保590MPa以上的拉伸強度與70%以上的降伏比，且26.5%以上的總伸長率、60%以上的擴孔率及老化後的總伸長率劣化較少之良好加工性。

Claims (13)

1. 一種熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於：化學成分依質量%計，含有：C：0.05~0.15%、Si：0.10~0.90%、Mn：1.0~1.9%、P：0.005~0.10%、S：0.0050%以下、Al：0.01~0.10%、N：0.0050%以下、及Nb：0.010~0.100%，其餘則由Fe與不可避免的雜質構成；微觀組織係平均結晶粒徑15μm以下的肥粒鐵依體積分率計含有90%以上、平均結晶粒徑3.0μm以下的麻田散鐵依體積分率計含有0.5%以上且未滿5.0%、且波來鐵依體積分率計含有5.0%以下，其餘為由低溫生成相構成的複合組織，且降伏比達70%以上、拉伸強度達590MPa以上。
2. 如申請專利範圍第1項之熔融鍍鋅鋼板，其中，含有平均粒徑0.10μm以下的Nb系析出物。
3. 如申請專利範圍第1項之熔融鍍鋅鋼板，其中，取代Fe成分其中一部分，更進一步依質量%計，含有Ti：0.10%以下。
4. 如申請專利範圍第1至3項中任一項之熔融鍍鋅鋼板，其中，上述微觀組織中，結晶粒徑5μm以下的肥粒鐵體積分率，除以鋼板微觀組織內所有肥粒鐵的體積分率後之值，係滿足0.25以上。
5. 如申請專利範圍第1至3項中任一項之熔融鍍鋅鋼板，其中，取代Fe成分其中一部分，更進一步依質量%計，含 有從V：0.10%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、Cu：0.50%以下、Ni：0.50%以下、B：0.0030%以下、Ca：0.001~0.005%及REM：0.001~0.005%之中選擇的一種以上。
6. 如申請專利範圍第4項之熔融鍍鋅鋼板，其中，取代Fe成分其中一部分，更進一步依質量%計，含有從V：0.10%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、Cu：0.50%以下、Ni：0.50%以下、B：0.0030%以下、Ca：0.001~0.005%及REM：0.001~0.005%之中選擇的一種以上。
7. 如申請專利範圍第1至3項中任一項之熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅係合金化鍍鋅。
8. 如申請專利範圍第4項之熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅係合金化鍍鋅。
9. 如申請專利範圍第5項之熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅係合金化鍍鋅。
10. 如申請專利範圍第6項之熔融鍍鋅鋼板，其中，鍍鋅係合金化鍍鋅。
11. 一種熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵在於：將含有申請專利範圍第1、3及5項中任一項之化學成分的鋼胚，依熱軋開始溫度：1150~1270℃、精軋結束溫度：830~950℃的條件施行熱軋，經冷卻後，再依450~620℃溫度範圍內的捲取溫度施行捲取，經酸洗後，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 730~880℃溫度域保持15~600s，接著依3~30℃/s平均冷卻速度冷卻至600℃以下的溫度域，然後施行熔融鍍鋅處理，再冷卻至室溫。
12. 一種熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵在於：將具有申請專利範圍第1、3及5項中任一項之化學成分的鋼胚，依熱軋開始溫度：1150~1270℃、精軋結束溫度：830~950℃的條件施行熱軋，經冷卻後，再依450~620℃溫度範圍內的捲取溫度施行捲取，經酸洗後，依5℃/s以上的平均加熱速度加熱至650℃以上的溫度域，再依730~880℃溫度域保持15~600s，接著依3~30℃/s平均冷卻速度冷卻至600℃以下的溫度域，然後施行熔融鍍鋅處理，再冷卻至室溫。
13. 如申請專利範圍第11或12項之熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中，經施行熔融鍍鋅處理後，再依450~600℃溫度域施行鍍鋅的合金化處理。