板寬方向的中央部與端部的強度差小，彎曲加工性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合 ...的制作方法
【專利摘要】提供一種改善高強度熔融鍍鋅鋼板的彎曲加工性，并且減少了板寬方向的中央部與端部的強度差的高強度熔融鍍鋅鋼板及其制造方法。上述鋼板，是在含有C、Mn、P、S、Al、滿足下式(1)的量的Ti、B和N，根據(jù)需要含有Si，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的基體鋼板的表面具有熔融鍍鋅層的熔融鍍鋅鋼板，所述基體鋼板的金屬組織具有馬氏體、貝氏體和鐵素體，相對于所述金屬組織全體的比率滿足所述馬氏體為50面積％以上，所述貝氏體為15～50面積％，所述鐵素體為5面積％以下。0.005×[Mn]+0.02×[B]1/2+0.025≤[Ti]≤0.15...(1)
【專利說明】板寬方向的中央部與端部的強度差小，彎曲加工性優(yōu)異的 高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板、及其制 造方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及高強度熔融鍍鋅鋼板和高強度合金化熔融鍍鋅鋼板、及其制造方法。

【背景技術(shù)】
[0002] 高強度鋼板在汽車、運輸機、家電制品、建材等廣范用途中被使用。例如，在汽車和 運輸機等中，為了實現(xiàn)低油耗化，期望使用高強度鋼板使汽車等輕量化。另外，對于汽車等 還要求碰撞安全性，對于柱等結(jié)構(gòu)部件和保險杠、防撞梁等增強部件也要求進一步的高強 度化。
[0003] 在這樣的高強度鋼板之中，對于要求有防銹性的構(gòu)件而言，使用的是在基體鋼板 的表面形成有熔融鍍鋅層的高強度熔融鍍鋅鋼板（以下，僅稱為GI鋼板。），或?qū)τ贕I鋼 板實施了合金化處理的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板（以下，僅稱為GA鋼板。）。
[0004] 但是，若使上述鋼板高強度化，則有在進行彎曲加工時容易發(fā)生裂紋，彎曲加工性 劣化這樣的問題。
[0005] 因此要求不使鋼板的彎曲加工性而進行高強度化。
[0006] 不使GI鋼板的彎曲加工性劣化而提高強度的技術(shù)在專利文獻1?3中公開。但 是這些文獻所公開示的GI鋼板的金屬組織均大量含有鐵素體，因此得不到期望的強度。
[0007] 本發(fā)明人在專利文獻4中提出一種彎曲加工性優(yōu)異的抗拉強度為llOOMPa以上的 超高強度鋼板。該超高強度鋼板的特征在于，含有Si為0. 5?2. 5%，鋼板的金屬組織，具 有馬氏體、作為軟質(zhì)相的貝氏體鐵素體和多邊鐵素體。
[0008] 現(xiàn)有技術(shù)文獻
[0009] 專利文獻
[0010] 專利文獻1 :日本特開2010-275628號公報
[0011] 專利文獻2 :日本特開2008-280608號公報
[0012] 專利文獻3 :日本特開2009-149937號公報
[0013] 專利文獻4 :日本特開2011-225975號公報
[0014] 發(fā)明所要解決的課題
[0015] 上述GI鋼板通常是對冷軋鋼板實施均熱處理后，經(jīng)過冷卻之后實施熔融鍍鋅而 制造的，GA鋼板是對GI鋼板實施合金化處理而制造的。不過，在GI鋼板和GA鋼板的板寬 方向的中央部與端部，抗拉強度會發(fā)生偏差，有時強度差變大。但是在上述專利文獻1?4 中，對于板寬方向的中央部與端部的強度差未予考慮。


【發(fā)明內(nèi)容】

[0016] 本發(fā)明是著眼于上述這樣的情況而完成的，其目的在于，提供一種改善高強度熔 融鍍鋅鋼板（GI鋼板）和高強度合金化熔融鍍鋅鋼板（GA鋼板）的彎曲加工性，并且減少了 板寬方向的中央部與端部的強度差的高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板、 及其制造方法。
[0017] 用于解決課題的手段
[0018] 能夠解決上述課題的本發(fā)明的高強度熔融鍍鋅鋼板（GI鋼板），是在滿足C: 0.05?0.25% (代表質(zhì)量％。以下、涉及成分均相同。）、Si :0.5%以下、Mn :2. 0?4%、 P :0· 1%以下、S :0· 05%以下、A1 :0· 01?0· 1%、滿足下式⑴的量的Ti、B :0· 0003? 0. 005%、和N :0. 01%以下，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的基體鋼板的表面具有熔融 鍍鋅層的熔融鍍鋅鋼板，在如下方面具有要點：所述基體鋼板的金屬組織具有馬氏體、貝氏 體和鐵素體，相對于所述金屬組織全體的比率滿足所述馬氏體為50面積％以上，所述貝氏 體為15?50面積％，所述鐵素體為5面積％以下。在下式（1)中，□表示各元素的含量 (質(zhì)量％ )。
[0019] 0. 005 X [Μη]+0. 02 X [B]1/2+0. 025 ^ [Ti] ^ 0. 15. . . (1)
[0020] 所述基體鋼板，作為其它元素，也可以還含有如下：
[0021] (a)Cr :1%以下（不含0% )和Mo :1%以下（不含0% )的至少一種；
[0022] (b)Nb :0· 2%以下（不含0% )和V :0· 2%以下（不含0% )的至少一種；
[0023] (c)Cu :1%以下（不含0% )和Ni :1%以下（不含0% )的至少一種。
[0024] 在本發(fā)明中還包含使用上述高強度熔融鍍鋅鋼板得到的高強度合金化熔融鍍鋅 鋼板。
[0025] 本發(fā)明的上述高強度熔融鍍鋅鋼板能夠通過如下方式制造：對于滿足上述成分組 成的冷軋鋼板（基體鋼板），以Ac 3點以上的溫度進行均熱處理后，以：TC /秒以上的平均冷 卻速度冷卻至500°C以下且380°C以上的冷卻停止溫度之后保持15秒以上，實施熔融鍍鋅。
[0026] 本發(fā)明的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板能夠通過在實施了上述熔融鍍鋅之后，進行 合金化處理而制造。
[0027] 發(fā)明效果
[0028] 根據(jù)本發(fā)明，使構(gòu)成高強度熔融鍍鋅鋼板或高強度合金化熔融鍍鋅鋼板的基體鋼 板的金屬組織成為具有馬氏體和貝氏體的混合組織，并且減少了鐵索體，因此能夠改善彎 曲加工性。另外，在上述基體鋼板的成分組成之中，因為基于Μη量和B量適當(dāng)?shù)卣{(diào)整Ti含 量，所以能夠減少板寬方向的中央部與端部的強度差。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0029] 圖1是用于說明本發(fā)明的制造條件的示意圖。
[0030] 圖2是表示實施例中求得的[Ti]_Z值與強度差率的關(guān)系的標(biāo)繪圖。

【具體實施方式】
[0031] 本發(fā)明人如上述專利文獻4所提出的那樣，認為彎曲加工時的裂紋由于應(yīng)力在軟 質(zhì)相（鐵素體）與硬質(zhì)相（馬氏體）的界面集中而發(fā)生。因此為了抑制裂紋的發(fā)生，需要 減少軟質(zhì)相與硬質(zhì)相的硬度差。為此，在本發(fā)明中，使金屬組織成為將軟質(zhì)的鐵素體抑制在 5%以下的馬氏體和貝氏體的混合組織，在成分組成之中，將C量抑制在0. 25%以下，從而 降低馬氏體的硬度。
[0032] 但是，若為了改善彎曲加工性而使金屬組織以上述方式實質(zhì)上成為馬氏體與貝氏 體的混合組織，則在實施熔融鍍鋅處理前進行的均熱處理后的冷卻過程中，冷卻停止時在 板寬方向?qū)Π鍦禺a(chǎn)生差，從而貝氏體相變速度在板寬方向不同，板寬方向的中央部與端部 發(fā)生強度差。
[0033] 因此，本發(fā)明人為了減少該強度差而進一步反復(fù)研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，利用貝氏體 相變放熱即可。即，在均熱處理后的冷卻過程中，如果在冷卻停止后的低溫保持初期，在端 部利用貝氏體相變放熱而使板溫上升，則能夠抑制低溫保持后半時的貝氏體相變。為了利 用這樣的貝氏體相變放熱，需要使貝氏體相對于金屬組織全體的比率為15面積％以上。另 夕卜，為了促進低溫保持初期的貝氏體相變，積極地添加 Ti來實現(xiàn)奧氏體的微細化。不過，若 大量含有貝氏體相變抑制效果高的Μη和B，則低溫保持初期的貝氏體相變會受到抑制，因 此在本發(fā)明中，需要基于Μη量和Β量適當(dāng)?shù)卦O(shè)定Ti量的下限值。
[0034] 以下，使用GI鋼板作為代表例，具體地進行說明。本發(fā)明的GI鋼板是在基體鋼板 (代表實施熔融鍍鋅前的鋼板）的表面具有熔融鍍鋅層的鋼板。但是，本發(fā)明不限定為GI 鋼板，也包含GA鋼板。
[0035] 上述基體鋼板的金屬組織的特征在于，具有馬氏體、貝氏體和鐵素體，相對于金屬 組織全體的比率滿足馬氏體為50面積％以上，貝氏體為15?50面積％，鐵素體為5面積％ 以下。即，使作為硬質(zhì)相的馬氏體為主體，使硬度比鐵素體相對高的貝氏體為第2相，由此 減少馬氏體與第2相的硬度差，改善彎曲加工性。另外，在本發(fā)明中，如后所述，通過將基體 鋼板中含有的C量抑制在0.25%以下，從而降低馬氏體的硬度，盡可能地縮小與貝氏體的 硬度差。
[0036] 上述馬氏體是用于提高GI鋼板的抗拉強度所需要的組織。若馬氏體相對于金屬 組織全體而低于50面積％，則不能確保強度。因此，馬氏體為50面積％以上，優(yōu)選為60面 積％以上，更優(yōu)選為70面積％以上。為了確保后述的貝氏體的生成量，馬氏體的上限為85 面積％即可。還有，若馬氏體變多，則延伸率劣化，強度、延伸率平衡有變差的傾向。因此， 馬氏體更優(yōu)選為80面積％以下。
[0037] 上述貝氏體相比鐵素體為硬質(zhì)，因此通過使第2相為貝氏體，能夠縮小與馬氏體 的硬度差，能夠提高彎曲加工性。為了確保貝氏體相變帶來的放熱量，抑制板寬方向的端部 的貝氏體相變，貝氏體相對于金屬組織全體為15面積％以上，優(yōu)選為20面積％以上，更優(yōu) 選為25面積％以上。為了確保上述的馬氏體的生成量，上限為50面積％以下。還有，若貝 氏體變多，則難以確保強度，因此，優(yōu)選貝氏體為45面積％以下，更優(yōu)選為40面積％以下。
[0038] 本發(fā)明的全部組織可以只由上述的馬氏體和貝氏體的構(gòu)成，但在不損害本發(fā)明的 作用的范圍內(nèi)也可以含有鐵素體。但是，鐵素體相對于金屬組織全體需要抑制在5面積％ 以下。鐵素體優(yōu)選為4面積％以下，更優(yōu)選為3面積％以下，最優(yōu)選為0面積％。
[0039] 上述馬氏體、貝氏體和鐵素體的面積率是在構(gòu)成GI鋼板或GA鋼板的基體鋼板的 板寬方向的中央部的面積率，滿足上述范圍即可。具體來說，在相對于上述基體鋼板的板寬 方向垂直的截面中，從t/4位置（t為板厚）切下試樣，進行硝酸乙醇腐蝕液腐蝕，對于截面 的任意的位置的測定區(qū)域（約20 μ mX約20 μ m)進行掃描型電子顯微鏡（SEM)觀察（觀 察倍率1500倍），計算面積率即可。
[0040] 上述基體鋼板的特征在于，含有Μη為2. 0?4%，B為0. 0003?0. 005%，并且含 有滿足下式（1)的量的Ti。在下式（1)中，□表示各元素的含量（質(zhì)量％ )。
[0041] 0. 005 X [Μη]+0. 02 X [B]1/2+0. 025 ^ [Ti] ^ 0. 15. . . (1)
[0042] Ti如上述這樣，是使奧氏體微細化，在板寬方向的端部促進低溫保持初期的貝氏 體相變，使貝氏體相變放熱產(chǎn)生，而抑制低溫保持后半時的貝氏體相變的元素。為了發(fā)揮這 樣的作用，在本發(fā)明中，基于作為貝氏體相變抑制元素的Μη量和B量設(shè)定Ti量。
[0043] 其中，Μη抑制鐵素體和貝氏體的生成，促進馬氏體的生成，是對于提高強度有效發(fā) 揮作用的元素。另外，Μη是提高淬火性的元素。因此Μη為2.0%以上，優(yōu)選為2.2%以上， 更優(yōu)選為2. 4%以上。但是，若過剩地含有Μη，則鍍敷性變差。另外，若過剩地含有而Μη偏 析，則強度降低。此外，Μη助長Ρ的晶界偏析，是引起晶界脆化的元素。因此Μη為4%以 下，優(yōu)選為3. 5%以下，更優(yōu)選為3.0%以下。
[0044] 另夕卜，Β與Μη同樣，抑制鐵素體和貝氏體的生成，促進馬氏體的生成，是對于提高 強度有效發(fā)揮作用的元素。另外，Β是提高淬火性的元素。因此需要使Β含有0.0003%以 上，優(yōu)選為〇. 0005%以上，更優(yōu)選為0. 001 %以上。但是，若過剩地含有，則硼化物析出而彎 曲加工性劣化，或熱加工性劣化。因此Β為0. 005%以下，優(yōu)選為0. 0045 %以下，更優(yōu)選為 0. 0040% 以下。
[0045] 為了發(fā)揮上述的Ti添加帶來的貝氏體相變促進作用，需要使Ti含有基于基體鋼 板所含的Μη量與B量而確定的上述式（1)的左邊值（0. 005 X [Μη]+0. 02 X [Β] 1/2+0. 025 ;以 下，稱為Ζ值。）以上。式（1)的左邊值（Ζ值）是本發(fā)明人反復(fù)實驗而發(fā)現(xiàn)的，各系數(shù)表示 對貝氏體相變的抑制施加影響的貢獻率。但是，若過剩地含有Ti，則TiC等的微細碳化物析 出，彎曲加工性劣化。因此Ti為0. 15%以下，優(yōu)選為0. 1%以下，更優(yōu)選為0.09%以下。
[0046] 上述基體鋼板是作為合金元素含有上述Μη、B、Ti的鋼板，其它成分組成需要滿足 C :0· 05 ?0· 25%、Si :0· 5% 以下、P :0· 1% 以下、S :0· 05% 以下、A1 :0· 01 ?0· 1%和 N : 0.01%以下。確定該范圍的理由如下。
[0047] C使淬火性提高，另外是為了使馬氏體硬質(zhì)化而確保基體鋼板的強度所不能缺少 的元素。因此C為0.05%以上，優(yōu)選為0. 10%以上，更優(yōu)選為0. 13%以上。但是，若C超過 0. 25 %，則馬氏體過于硬質(zhì)化，與貝氏體和鐵素體的硬度差變大，因此彎曲加工性劣化。因 此C為0. 25%以下，優(yōu)選為0. 20%以下，更優(yōu)選為0. 18%以下。
[0048] Si作為固溶強化元素發(fā)揮作用，使基體鋼板強化，在提高強度上發(fā)揮作用。但是， 因為Si是促進鐵素體的生成的元素，所以若過剩地含有，則鐵素體大量生成，與馬氏體和 貝氏體的硬度差變大，彎曲加工性反而劣化。另外，若過剩地含有Si，則鍍敷性變差。因此 Si為0.5%以下，優(yōu)選為0.4%以下，更優(yōu)選為0.3%以下。Si也可以為0% (S卩，低于檢測 界限）。
[0049] P作為固溶強化元素發(fā)揮作用，使基體鋼板強化，在提高強度上發(fā)揮作用。但是，若 過剩地含有，則使焊接性、彎曲加工性、韌性劣化，因此優(yōu)選盡可能減少P。因此P為〇. 1 % 以下，優(yōu)選為0. 03%以下，更優(yōu)選為0. 015%以下。
[0050] S在基體鋼板中形成硫化物系夾雜物（例如，MnS等），該夾雜物為裂紋的起點，成 為使彎曲加工性劣化的原因。因此S為0. 05%以下，優(yōu)選為0. 01 %以下，更優(yōu)選為0. 008% 以下。
[0051] A1是作為脫氧劑發(fā)揮作用的元素。因此A1為0.01%以上，優(yōu)選為0.02%以上，更 優(yōu)選為0.030 %以上。但是，若過剩地含有A1，則含A1夾雜物（例如，氧化鋁等氧化物等） 增加，成為使韌性和彎曲加工性劣化的原因。因此，A1為0. 1%以下，優(yōu)選為0.08%以下， 更優(yōu)選為0.05%以下。
[0052] N是不可避免地含有的元素，若過剩地含有，則使彎曲加工性劣化。另外，與鋼中 的B結(jié)合而使BN析出，阻礙B帶來的淬火性提高作用，因此優(yōu)選盡可能減少N。因此N為 0. 01 %以下，優(yōu)選為0. 008%以下，更優(yōu)選為0. 005%以下。
[0053] 上述基體鋼板的基本成分組成如上所述，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)。
[0054] 上述基體鋼板還可以含有以下（a)?（c)所示的合金元素作為其它元素。
[0055] [(a)Cr :1%以下（不含0% )和Mo :1%以下（不含0% )的至少一種]
[0056] Cr和Mo均使淬火性提高，是作用于提高基體鋼板的強度的元素。Cr和Mo可以單 獨添加，也可以并用。
[0057] 特別是Cr抑制滲碳體的生成和生長，是對于改善彎曲加工性也發(fā)揮作用的元素。 為了有效地發(fā)揮這樣的作用，優(yōu)選使Cr含有0. 01 %以上，更優(yōu)選為0. 03%以上，進一步優(yōu) 選為0. 05%以上。但是，若過剩地含有Cr，則鍍敷性變差。另外，若過剩地含有Cr，則Cr碳 化物大量生成，彎曲加工性劣化。因此Cr優(yōu)選為1 %以下，更優(yōu)選為0.8%以下，進一步優(yōu) 選為0. 7%以下，特別優(yōu)選為0. 4%以下。
[0058] 為了有效地發(fā)揮Mo添加帶來的強度提高作用，優(yōu)選使Mo含有0. 01 %以上，更優(yōu)選 為0. 03%以上，進一步優(yōu)選為0. 05%以上。但是，即使過剩地含有Mo,添加效果也飽和且成 本升高。因此Mo優(yōu)選為1 %以下，更優(yōu)選為0.5%以下，進一步優(yōu)選為0.3%以下。
[0059] [(b)Nb :0· 2%以下（不含0% )和V :0· 2%以下（不含0% )的至少一種]
[0060] Nb和V均使金屬組織微細化，是對于提高基體鋼板的彎曲加工性起作用的元素。 為了有效地發(fā)揮這樣的作用，優(yōu)選使Nb含有0. 01 %以上，更優(yōu)選為0. 02%以上，進一步優(yōu) 選為0. 03%以上。優(yōu)選使V含有0. 01 %以上，更優(yōu)選為0. 02%以上，進一步優(yōu)選為0. 03% 以上。但是，若過剩地含有Nb和V，則微細碳化物大量析出，彎曲加工性劣化。因此，Nb優(yōu) 選為0.2%以下，更優(yōu)選為0. 15%以下，進一步優(yōu)選為0. 1 %以下。V優(yōu)選為0.2%以下，更 優(yōu)選為0. 15%以下，進一步優(yōu)選為0. 1 %以下。Nb和V可以單獨添加，也可以并用。
[0061] [(c)Cu :1%以下（不含0% )和Ni :1%以下（不含0% )的至少一種]
[0062] Cu和Ni均是在基體鋼板的強度提高上發(fā)揮作用的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的 作用，優(yōu)選使Cu含有0.01 %以上，更優(yōu)選為0.05 %以上，進一步優(yōu)選為0. 1 %以上。優(yōu)選 使Ni含有0. 01 %以上，更優(yōu)選為0. 05 %以上，進一步優(yōu)選為0. 1 %以上。但是，若過剩地含 有Cu和Ni，則熱加工性劣化。因此Cu優(yōu)選為1 %以下，更優(yōu)選為0. 8%以下，進一步優(yōu)選為 0.5%以下。Ni優(yōu)選為1%以下，更優(yōu)選為0.8%以下，進一步優(yōu)選為0.5%以下。Cu和Ni 可以單獨添加，也可以并用。
[0063] 以上，使用本發(fā)明的GI鋼板作為代表例進行了說明。
[0064] 上述GI鋼板的熔融鍍鋅層也可以進行合金化，在本發(fā)明中，也包括對于上述GI鋼 板實施合金化處理而得到的GA鋼板。
[0065] 接下來，對于本發(fā)明的GI鋼板和GA鋼板的制造方法進行說明。
[0066] 為了使構(gòu)成GI鋼板和GA鋼板的基體鋼板的金屬組織以馬氏體為主體，并生成規(guī) 定量的貝氏體，抑制鐵素體的生成，重要的是適當(dāng)?shù)乜刂凭鶡釛l件和均熱后的冷卻條件。 即，對于滿足上述成分組成的冷軋鋼板，以Ac3點以上的奧氏體單相域的溫度進行均熱處 理，由此抑制鐵素體的生成，并且促進馬氏體的生成。均熱處理后，以:TC /秒以上的平均冷 卻速度冷卻至500°C以下且380°C以上的冷卻停止溫度之后保持15秒以上，由此使馬氏體 和貝氏體生成即可。
[0067] 首先，對于本發(fā)明的GI鋼板的制造方法具體地進行說明。
[0068] 準(zhǔn)備具有上述成分組成的熱軋鋼板。熱軋可以遵循常規(guī)方法進行，但為了確保終 軋溫度，另外防止奧氏體晶粒的粗大化，優(yōu)選加熱溫度為1150?1300°C左右。終軋優(yōu)選以 不形成阻礙加工性的集合組織的方式，使終軋溫度為850?950°C而進行，并進行卷取。 [0069] 熱軋后，根據(jù)需要遵循常規(guī)方法酸洗后，進行冷軋而制造冷軋鋼板（基體鋼板）即 可。冷軋鋼板的板寬為例如500mm以上，根據(jù)本發(fā)明，即使板寬為500mm以上，也能夠降低 板寬方向的中央部與端部的強度差。
[0070] 冷軋后，如圖1所示，加熱保持在Ac3點以上的溫度而進行均熱處理，由此能夠抑 制鐵素體的生成，促進馬氏體的生成。若均熱處理溫度低于Ac3點，則鐵素體大量生成，馬 氏體的生成受到抑制，不能提高強度。因此，均熱處理溫度為Ac 3點以上，優(yōu)選為Ac3點+10°C 以上。但是，雖然均熱處理溫度的上限沒有特別限定，但若超過Ac3A+70°C，則奧氏體晶 粒粗大化，彎曲加工性劣化。因此均熱處理溫度優(yōu)選為Ac 3點+70°C以下，更優(yōu)選為Ac3點 +60°C以下。
[0071] 還有，Ac3點（加熱時鐵素體相變結(jié)束溫度）依據(jù)下式（i)計算。式中□表示各 元素的含量（質(zhì)量％ )，對于未含有的元素，代入〇質(zhì)量％計算即可。該式記載于"萊斯利 鐵鋼材料學(xué)"（丸善株式會社發(fā)行，WilliamC. Leslie著，P273)。
[0072] Ac3(°C ) = 910-203 X [C]1/2-15. 2X [Ni]+44. 7X [Si]+104X [V]+31. 5X [Mo]+13. IX [ff]-{30X [Mn]+llX [Cr]+20X [Cu]-700X [P]-400X [A1J-120X [As]-400 X [Ti]}... (i)
[0073] 均熱處理時的保持時間沒有特別限定，例如為10?100秒左右（特別是10?80 秒左右）即可。
[0074] 均熱處理后，如圖1所示，以3°C /秒以上的平均冷卻速度冷卻至500°C以下且 380°C以上的冷卻停止溫度，從生成使馬氏體。
[0075] 從均熱處理溫度冷卻至冷卻停止溫度時的平均冷卻速度低于3°C /秒時，冷卻過 程中，鐵素體和貝氏體過剩地生成，彎曲加工性劣化。因此平均冷卻速度為:TC /秒以上，優(yōu) 選為4°C /秒以上。平均冷卻速度的上限沒有特別規(guī)定，但若考慮基體鋼板溫度的易控制程 度和設(shè)備成本，則可以為l〇〇°C /秒左右。優(yōu)選為50°C /秒以下，更優(yōu)選為10°C /秒以下。
[0076] 若冷卻停止溫度超過500°C或低于380°C，則不能降低基體鋼板的板寬方向的中 央部與端部的強度差。因此，冷卻停止溫度為500°C以下，優(yōu)選為490°C以下，更優(yōu)選為 480°C以下，為380°C以上，優(yōu)選為400°C以上，更優(yōu)選為420°C以上。
[0077] 對于上述冷卻停止溫度而言，遵循常規(guī)方法，以基體鋼板的板寬方向的中心位置 的溫度進行管理即可。
[0078] 冷卻停止后，遵循常規(guī)方法實施熔融鍍鋅而制造 GI鋼板即可，在冷卻停止后、實 施熔融鍍鋅前，保持15秒以上。由此，能夠使板寬方向的中央部與端部的貝氏體相變結(jié)束， 使中央部與端部的金屬組織大致均勻。若冷卻停止后的保持時間短于15秒，則貝氏體相變 不充分，不能確保需要的貝氏體量。因此冷卻停止后的保持時間為15秒以上，優(yōu)選為25秒 以上，更優(yōu)選為35秒以上。冷卻停止后的保持時間的上限沒有特別規(guī)定，但若考慮生產(chǎn)率 和使用的熔融鍍生產(chǎn)線長度等，則可以為1000秒左右。
[0079] 在此，冷卻停止后的保持優(yōu)選為380°C以上且500°C以下，并且以冷卻停止溫度 ±60°C左右進行。即，上述保持不需要一定以冷卻停止溫度進行，只要在380°C以上且 500°C以下，且冷卻停止溫度±60°C的溫度范圍內(nèi)就被允許。
[0080] 熔融鍍鋅優(yōu)選使鍍敷浴溫度為例如400?500°C (更優(yōu)選為440?470°C )。
[0081] 鍍敷浴的組成沒有特別限定，使用公知的熔融鍍鋅浴即可。
[0082] 熔融鍍鋅后遵循常規(guī)方法進行冷卻，從而能夠得到期望組織的GI鋼板。具體來 說，在熔融鍍鋅后，以平均冷卻速度rc /秒以上冷卻至常溫即可，使基體鋼板中的奧氏體 相變成馬氏體，能夠得到馬氏體主體的金屬組織。平均冷卻速度低于1 °c /秒時，馬氏體難 以生成，有可能生成珠光體和中間階段相變組織。平均冷卻速度優(yōu)選為5°C/秒以上。平均 冷卻速度的上限沒有特別規(guī)定，但若考慮基體鋼板溫度的易控制程度和設(shè)備成本，則可以 為50°C /秒左右。優(yōu)選為40°C /秒以下，更優(yōu)選為30°C /秒以下。
[0083] 接下來，對于本發(fā)明的GA鋼板的制造方法具體地進行說明。
[0084] GA鋼板能夠通過對上述GI鋼板實施常規(guī)方法的合金化處理進行制造。即，對于合 金化處理而言，如圖1所示，在以上述條件進行熔融鍍鋅后，例如以500?600°C左右（特別 是530?580°C左右），保持5?30秒（特別是10?25秒左右）保持來進行即可。
[0085] 上述合金化處理使用例如加熱爐、直焰或紅外線加熱爐等進行即可。加熱手段也 沒有特別限定，可以采用例如氣體加熱、電感加熱器加熱（高頻感應(yīng)加熱裝置進行的加熱） 等慣用的手段。
[0086] 合金化處理后遵循常規(guī)方法進行冷卻，由此能夠得到期望組織的GA鋼板。具體來 說，合金化處理后，以rc /秒以上的平均冷卻速度冷卻至常溫即可，能夠得到馬氏體主體 的金屬組織。
[0087] 本發(fā)明的GI鋼板和GA鋼板由于該鋼板的板寬方向的中央部與端部的強度差小， 而且彎曲加工性優(yōu)異，因此能夠適用為汽車用的鋼板。特別是能夠在汽車用強度部件，例 如，以前部和后部的大梁、沖撞盒等碰撞部件為首，在中心柱加強筋等柱類、車頂縱梁加強 筋、側(cè)梁、底梁，踏板部等車體構(gòu)成部件中使用。
[0088] 對于上述GI鋼板或上述GA鋼板，也可以進行各種涂裝和涂裝襯底處理（例如，磷 酸鹽處理等化成處理）、有機皮膜處理（例如，層疊薄膜等有機皮膜的形成）等。
[0089] 涂料可以使用公知的樹脂，例如環(huán)氧樹脂、氟樹脂、有機硅丙烯酸樹脂、聚氨酯樹 月旨、丙烯酸樹脂、聚酯樹脂、酚醛樹脂、醇酸樹脂、密胺樹脂等。從耐腐蝕性的觀點出發(fā)，優(yōu)選 使用環(huán)氧樹脂、氟樹脂、有機硅丙烯酸樹脂。也可以將硬化劑與所述樹脂一起使用。另外， 涂料也可以含有公知的添加劑，例如著色用顏料、耦聯(lián)劑、流平劑、敏化劑、抗氧化劑、紫外 線穩(wěn)定劑、阻燃劑等。
[0090] 在本發(fā)明中，涂料形態(tài)沒有特別限定，可以使用所有形態(tài)的涂料，例如溶劑系涂 料、水系涂料、水分散型涂料、粉體涂料、電泳涂料等。
[0091] 另外，涂裝方法也沒有特別限定，可以使用浸漬法、輥涂法、噴霧法、幕式淋涂法、 電泳涂裝法等。
[0092] 被覆層（鍍層、有機皮膜、化成處理皮膜、涂膜等）的厚度根據(jù)用途適宜設(shè)定即可。
[0093] 以下，列舉實施例更具體地說明本發(fā)明，但本發(fā)明當(dāng)然不受下述實施例限制，在能 夠符合前、后述的主旨的范圍內(nèi)，當(dāng)然也可以適當(dāng)加以變更而實施，這些均包含在本發(fā)明的 技術(shù)范圍內(nèi)。
[0094] 本申請基于2012年3月27日所申請的日本專利申請第2012-72543號主張優(yōu)先 權(quán)的利益。2012年3月27日申請的日本專利申請第2012-72543號的說明書的全部內(nèi)容， 在本申請中用于參考而援引。
[0095] 實施例
[0096] 將下述表1所示的成分組成（余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)）的板坯加熱至 1250°C,使終乳溫度為900°C而進行熱乳后,使卷取溫度為620°C進行卷取，制造熱乳鋼板。
[0097] 將所得到的熱軋鋼板進行酸洗之后冷軋，從而制造冷軋鋼板（基體鋼板）。冷軋鋼 板的板寬方向的長度為500mm。
[0098] 各板坯的成分組成和基于上述式⑴計算的Ac3點的溫度顯于下述表1、表2中。
[0099] 另外，基于板坯所含的B量和Μη量和上述式（1)算出的上述式（1)的左邊的值 (0. 005 X [Μη] +0. 02 X [Β] 1/2+0. 025)，將該值作為Ζ值示于下述表1中。
[0100] 另外，計算從板坯所含的Ti量中減去上述Ζ值的值（[Ti]-Z值），示于下述表1、 表2中。
[0101] 利用連續(xù)熔融鍍鋅生產(chǎn)線，將所得到的冷軋鋼板加熱到下述表2所示的均熱溫 度，在該溫度中保持50秒而進行均熱處理后，以下述表2所示的平均冷卻速度冷卻至下述 表2所示的冷卻停止溫度，在該溫度中以下述表2所示的低溫保持時間（秒）保持之后，實 施烙融鍍鋅而制造烙融鍍鋅鋼板（GI鋼板。No. 20?22),或在烙融鍍鋅后，再加熱而進行 合金化處理，制造合金化熔融鍍鋅鋼板（GA鋼板。No. 1?19, No. 23?31)。
[0102] 在本發(fā)明的實施例中以冷卻停止溫度進行低溫保持，確認到若以380?500°C，且 是冷卻停止溫度±60°C的范圍，則能夠得到同樣的結(jié)果。
[0103] GI鋼板是冷卻至上述冷卻停止溫度后，浸漬于460°C的熔融鍍鋅浴中并實施熔融 鍍鋅后，冷卻至室溫而制造的。
[0104] GA鋼板是在實施了上述熔融鍍鋅之后，加熱至550°C，在該溫度下保持20秒鐘而 進行合金化處理之后，冷卻至室溫而制造。
[0105] 下述表2中示出鍍敷的種類（GI或GA)。
[0106] 按以下順序觀察所得到的GI鋼板或GA鋼板（以下，僅稱為鋼板。）的金屬組織， 測定馬氏體、貝氏體和鐵素體的分率。
[0107] 《金屬組織的觀察》
[0108] 對于構(gòu)成GI鋼板或GA鋼板的基體鋼板的金屬組織而言，在板寬方向的中心位置， 露出相對于板寬方向垂直的截面，對此截面進行研磨，再進行電解研磨后，使之進行硝酸乙 醇腐蝕液腐蝕，然后對該面進行SEM觀察。觀察位置為t/4位置（t為板厚），對于利用SEM 拍攝的金屬組織照進行圖像分析，分別測定馬氏體、貝氏體和鐵素體的面積率。
[0109] 觀察倍率為4000倍，觀察區(qū)域為20 μ mX 20 μ m，對3個視野進行觀察并計算平均 值。計算結(jié)果示于下述表2中。
[0110] 接下來，研究所得到的GI鋼板或GA鋼板的機械的特性和彎曲加工性。
[0111] 《機械的特性》
[0112] 以鋼板的軋制方向（L方向）與試驗片的縱長方向平行的方式提取JIS13號B試 驗片，遵循JIS Z2241測定抗拉強度（TS)。試驗片的提取位置是相對于鋼板的寬度方向，在 中心位置（距鋼板的寬度方向的端面250mm位置）和距鋼板的寬度方向的端面50mm位置 的2處。測定結(jié)果示于下述表2中。在下述表2中，所謂"中央部"表示使用從距鋼板的寬 度方向的端面50mm位置提取的試驗片的結(jié)果，所謂"端部"表示使用從離開距鋼板的寬度 方向的端面50_的位置提取的試驗片的結(jié)果。
[0113] 在發(fā)明中，鋼板的中央部和端部的雙方的強度為980MPa以上時，評價為"高強 度"，當(dāng)作合格。
[0114] 另外，鋼板的中央部的強度與端部的強度的差基于下式（ii)計算的強度差的比 例（稱為強度差率）進行了評價。計算出的強度差率示于下述表2中。
[0115] 強度差率（％) = [(中央部的強度-端部的強度）/中央部的強度]X100... (ii)
[0116] 《彎曲加工性》
[0117] 鋼板的彎曲加工性基于彎曲試驗的結(jié)果進行了評價。
[0118] 彎曲試驗使用的試驗片是按照與鋼板的軋制方向垂直方向和試驗片的縱長方向 平行的方式，從鋼板切出的20mmX70mm的試驗片，使彎曲棱線為鋼板的軋制方向而進行 90° V彎曲試驗。使彎曲半徑R適當(dāng)變化而實施試驗，求得試驗片能夠不發(fā)生裂紋而進行 彎曲加工的最小彎曲半徑R^。
[0119] 最小彎曲半徑Rmin為3.0Xt(t是板厚）以下時，評價為彎曲加工性優(yōu)異（合格）， 超過3. 0 X t (t是板厚）時，評價為彎曲加工性差（不合格），評價結(jié)果示于下述表2中。
[0120] 由下述表1、表2可以進行如下分析。No. 1、2、4、6?10、12、20、21、23、30、31是滿 足本發(fā)明所規(guī)定的要件的例子，鋼板的中央部與端部的強度差率小，彎曲加工性也良好。
[0121] 另一方面，No. 3、5、11、13?19、22、24?29均是不滿足本發(fā)明所規(guī)定的要件的例 子，鋼板的中央部與端部的強度差率變大，或者彎曲加工性變差。即，No. 3、5、13,是Ti量 相對于基體鋼板所含的Μη量和B量過少的例子，No. 11和No. 19是不含Ti的例子，均使得 [Ti]_Z值低于0。因此鋼板的中央部與端部的強度差率超過5%而變大。其中，No. 5的Si 量還過多，因此鐵素體過剩地生成，不能確保馬氏體的生成量。因此No. 5彎曲加工性也劣 化。
[0122] No. 14是Μη量過少的例子，鐵素體過剩地生成，因此彎曲加工性劣化。No. 15是不 含B的例子，鐵素體過剩地生成，因此彎曲加工性劣化。
[0123] No. 16是均熱溫度過低的例子，鐵素體過剩地生成，因此彎曲加工性劣化。
[0124] No. 17和No. 27是冷卻停止溫度過低的例子，貝氏體過剩地生成，不能確保馬氏體 的生成量，因此鋼板的中央部與端部的強度差率變大。No. 18和No. 28是冷卻停止溫度過高 的例子，不能確保貝氏體的生成量，因此鋼板的中央部與端部的強度差率變大。
[0125] No. 22是C量過剩的例子，強度過高而彎曲加工性劣化。強度變高的原因被認為 是由于馬氏體過度硬質(zhì)化，馬氏體和貝氏體的硬度差變得過大的結(jié)果是認為彎曲加工性劣 化。
[0126] No. 24和No. 26是均熱處理后的平均冷卻速度過小的例子，鐵素體過剩地生成，不 能確保貝氏體的生成量。因此鋼板的中央部與端部的強度差率大，另外彎曲加工性也劣化。 No. 25是均熱溫度過低的例子，鐵素體過剩地生成，不能確保貝氏體的生成量，因此鋼板的 中央部與端部的強度差率變大，彎曲加工性劣化。
[0127] No. 29是冷卻停止后的低溫保持時間過短的例子，貝氏體相變時間短，不能確保貝 氏體生成量，因此鋼板的中央部與端部的強度差率變大。
[0128] 接下來，將表示[Ti]_Z值與強度差率（％)的關(guān)系的標(biāo)繪圖示于圖2中。需要說 明的是，在圖2中，下述表2所示的數(shù)據(jù)之中，制造條件[均熱溫度、平均冷卻速度、冷卻停 止溫度或低溫保持時間脫離本發(fā)明所規(guī)定的范圍的例子（具體而言是No. 16?18、24? 29)]沒有繪制。
[0129] 由圖2可知，[Ti]_Z值為0前后時，強度差率顯著變化，如果[Ti]_Z值為0以上， 則讀取到強度差率為5. 0%以下。
[0130] [表 1]
[0131]

【權(quán)利要求】
1. 一種板寬方向的中央部與端部的強度差小，彎曲加工性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼 板，是在基體鋼板的表面具有熔融鍍鋅層的熔融鍍鋅鋼板，以質(zhì)量％計滿足 C :0. 05 ?0. 25%、 Si :0. 5% 以下、 Μη :2· 0 ?4%、 Ρ :0. 1% 以下、 S :0. 05% 以下、 Α1 :0· 01 ?0· 1%、 滿足下式（1)的量的Ti、 8:0.0003 ?0.005%、和 N :0. 01% 以下， 余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 其中，所述基體鋼板的金屬組織具有馬氏體、貝氏體和鐵素體，相對于所述金屬組織全 體的比率滿足：所述馬氏體為50面積％以上,所述貝氏體為15?50面積％,所述鐵素體為 5面積％以下， 0. 005 X [Μη]+0. 02 X [B]1/2+0. 025 ^ [Ti] ^ 0. 15. . . (1) 式（1)中，□表示各元素以質(zhì)量％計的含量。
2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，所述基體鋼板以質(zhì)量％計還含 有Cr :1%以下且不含0 %和Mo :1%以下且不含0 %的至少一種作為其它元素。
3. 根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，所述基體鋼板以質(zhì)量％計還 含有Nb :0. 2%以下且不含0%和V :0. 2%以下且不含0%的至少一種作為其它元素。
4. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，所述基體鋼板以質(zhì)量％計還含 有Cu :1%以下且不含0 %和Ni :1%以下且不含0 %的至少一種作為其它元素。
5. -種板寬方向的中央部與端部的強度差小，彎曲加工性優(yōu)異的高強度合金化熔融鍍 鋅鋼板，其特征在于，是使用權(quán)利要求1所述的高強度熔融鍍鋅鋼板得到的。
6. -種板寬方向的中央部與端部的強度差小，彎曲加工性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板 的制造方法，其特征在于， 對于滿足權(quán)利要求1所述的成分組成的冷軋鋼板，以Ac3點以上的溫度進行均熱處理 后，以3°C /秒以上的平均冷卻速度冷卻至500°C以下且380°C以上的冷卻停止溫度之后保 持15秒以上，實施熔融鍍鋅。
7. -種板寬方向的中央部與端部的強度差小，彎曲加工性優(yōu)異的高強度合金化熔融鍍 鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在權(quán)利要求6中，在實施了所述熔融鍍鋅之后，進行合金 化處理。
【文檔編號】C22C38/60GK104204256SQ201380016272
【公開日】2014年12月10日 申請日期:2013年3月22日 優(yōu)先權(quán)日:2012年3月27日
【發(fā)明者】池田宗朗, 三浦正明 申請人:株式會社神戶制鋼所