抗拉强度为1180MPa以上的强度-弯曲性平衡优异的熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板

摘要

本发明的熔融镀锌钢板，满足规定的化学成分组成，固溶有0.2质量％以上的Zn的区域，从镀层与钢板的界面起沿基体深度方向存在5μm以上，从镀层与钢板的界面起沿基体深度方向15μm的钢板表层部的维氏硬度，是基体中央部的80％以下，并且，除去钢板的马氏体和贝氏体以外的组织以面积率计为5％以下。

说明书

技术领域

本发明涉及用于汽车零件等的具备虽然高强度但加工性却优异这样 的特性的熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板，更详细地说，是涉及在加 工性之中弯曲性也特别优异，抗拉强度为1180MPa以上的强度-弯曲性 平衡优异的熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板。

背景技术

近年来，用于汽车零件等的熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板，主 要以基于车辆轻量化带来的油耗降低为目的而进行开发，但同时，也要求 有高强度，用于加工成形状复杂的骨架零件的优异的冲压成形性。

因此，期望提供一种抗拉强度(TS)在1180MPa以上，并且，弯曲 性(极限弯曲半径/板厚：R/t)为1.5以下，此外，弯曲性为1.0以下这样 强度-弯曲性平衡优异的熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板。

面对这样的状况，虽然基于各种成分设计和组织控制的想法，提出有 很多改善了弯曲性的熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板，但是现状是， 具备除了抗拉强度以外，弯曲性也同时满足上述期望水平的这种特性的钢 板，还没有能够确实地实现。

例如，作为专利文献1，提出有一种高强度熔融镀锌钢板，其是使距 钢板的表面至10μm的深度的钢板表层部，作为以体积分率计含有高于 70％的铁素体相的组织而使之软质化，在抗拉强度980MPa以上的钢板中， 在由V块法进行的弯曲试验中，能够确保弯曲性(极限弯曲半径/板厚： R/t)0.3以下。但是，因为在内部组织中大量含有软质的铁素体，所以抗 拉强度无法达到1100MPa，虽然能够确保优异的弯曲性，但是抗拉强度达 不到1180MPa以上。另外，在专利文献1所述的发明中，不存在使Zn在 钢板表层部固溶而提高成形性这样的技术思想。

【现有技术文献】

【专利文献】

专利文献1：日本国特开2012-12703号公报

发明内容

本发明正是要解决上述现有的问题而形成，其课题在于，提供这样一 种强度-弯曲性平衡优异的熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板，其抗拉 强度为1180MPa以上，并且，由V块法进行的弯曲试验中的弯曲性(极 限弯曲半径/板厚：R/t)为1.5以下。

本发明的抗拉强度为1180MPa以上的强度-弯曲性平衡优异的熔融 镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，具有如下成分组成：以质 量％计，含有C：0.05～0.30％，Si：0.05～3.0％，Mn：0.1～5.0％，以及 来自镀层的固溶Zn，余量由铁和不可避免的杂质构成，0.2质量％以上的 Zn固溶的区域，从镀层与钢板的界面起沿基体深度方向存在5μm以上， 从镀层与钢板的界面起沿基体深度方向15μm的钢板表层部的维氏硬度， 是钢板中央部的维氏硬度的80％以下，并且，构成所述钢板的金属组织之 中，除了马氏体和贝氏体以外的组织，以面积率计为5％以下。

另外，本发明的熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板，优选以质量％ 计，还含有Mo：0.05～1.0％，Cr：0.05～1.0％，Cu：0.05～1.0％，Ni：0.05～ 1.0％，B：0.0002～0.0050％中的一种或两种以上。

另外，本发明的熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板，优选以质量％ 计，还含有Nb：0.01～0.3％，Ti：0.01～0.3％，V：0.01～0.3％中的一种 或两种以上。

另外，本发明的熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板，优选以质量％ 计，还含有Ca：0.0005～0.01％，Mg：0.0005～0.01％，REM：0.0005～0.01％ 中的一种或两种以上。

另外，本发明的熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板，优选从镀层与 钢板的界面起沿基体深度方向至15μm为止的钢板表层部存在的马氏体的 平均晶粒直径为3μm以下。

根据本发明，通过在钢板表层部使Zn固溶，并且使钢板表层部软质 化，再使构成钢板的金属组织成为以马氏体和贝氏体为主的组织，从而能 够得到抗拉强度为1180MPa以上，并且，由V块法进行弯曲试验的弯曲 性(极限弯曲半径/板厚：R/t)为1.5以下这样的强度-弯曲性平衡优异的 熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板。

具体实施方式

本发明者们为了得到具备尽管抗拉强度(TS)为1180MPa以上，但 是由V块法进行弯曲试验的弯曲性(极限弯曲半径/板厚：R/t)在1.5以 下这样的机械的特性的，强度-弯曲性平衡优异的熔融镀锌钢板或合金化 熔融镀锌钢板而进行了锐意研究。

其结果能够得出如下结论：(1)在钢板表层部使作为熔融镀锌层的成 分的Zn固溶，能够提高变形集中的钢板表层部的成形性，使弯曲性提升。 (2)基体为未相变奥氏体时，与基体为其以外的相的情况相比较而言， Zn从熔融镀锌层向基体的固溶速度要大得多。(3)使钢板表层部的维氏 硬度为钢板中央部的维氏硬度的80％以下，能够改善弯曲性。

本发明者们以上面说明的这样的认知为基础而完成了本发明。本发明 的要件为具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.05～0.30％、Si：0.05～ 3.0％、Mn：0.1～5.0％，余量由铁和不可避免的杂质构成，从镀层与钢板 的界面起沿基体深度方向具有5μm以上的厚度的钢板表层部，固溶有0.2 质量％以上的Zn，并且从镀层与钢板的界面起沿基体深度方向15μm的位 置的钢板表层部的维氏硬度是钢板中央部的维氏硬度的80％以下，并且， 构成所述钢板的金属组织之中，除了马氏体和贝氏体以外的组织以面积率 计为5％以下，规定这些各构成要件的理由如下述所示。

(从镀层与钢板的界面起沿基体深度方向5μm以上的钢板表层部固 溶有0.2质量％以上的Zn)

钢板的表层部是在弯曲变形时，变形集中并容易发生断裂的部位，通 过提高这一部位的成形性，能够使弯曲性大幅提高。本发明者们发现，使 Zn在钢板中固溶，能够提高加工硬化能力，提高钢板的成形性。该加工 硬化能力的上升，通过固溶0.2质量％以上的Zn而体现。该0.2质量％以 上的Zn固溶而加工硬化能力上升的区域，在低于5μm的厚度时，对于提 高钢板的弯曲性来说不充分。还有，所述钢板表层部固溶有质量4.5％以上 的Zn时，生成与Fe的化合物，弯曲性劣化，因此Zn的固溶量优选为4.5 质量％以下。另外，作为从镀层与钢板的界面起沿基体深度方向5μm以上 的钢板表层部，在此要件中没有规定钢板表层部的具体的厚度，但实际从 镀层固溶0.2质量％以上的Zn的厚度，上限为基体深度方向上200μm左 右。

(从镀层与钢板的界面起沿基体深度方向15μm的钢板表层部的维氏 硬度，为基体中央部的维氏硬度的80％以下)

若未相变奥氏体中固溶有Zn，则贝氏体相变被促进，因此，能够只 在有来自熔融镀锌层的Zn固溶的钢板表层部，生成比钢板中央部软质的 相。该形成于钢板表层部的软质相富于成形性，因此能够使钢材的弯曲性 提高。具体来说，使从镀层与钢板的界面起沿基体深度方向15μm的钢板 表层部的维氏硬度为钢板中央部的维氏硬度的80％以下，能够达成所述这 样的效果。

(构成钢板的金属组织之中，除了马氏体和贝氏体以外的组织以面积 率计为5％以下)

钢板中，为了具备抗拉强度(TS)为1180MPa以上这样的特性，需 要构成该钢板的金属组织中含有马氏体。另一方面，如果余量是贝氏体以 外的软质的相，则在与马氏体的硬度差异大的弯曲试验时，相界面发生断 裂，因此不能取得充分的弯曲性。另外，有抗拉强度不足的情况。因此， 作为要件是，除去马氏体和贝氏体以外的组织，以面积率计为5％以下。

本发明的钢板，优选还满足以下的要件。

(从镀层与钢板的界面起至基体深度方向15μm的钢板表层部存在的 马氏体的平均晶粒直径为3μm以下)

若在钢板表层部存在粗大的马氏体，则在弯曲变形时，在粗大的马氏 体的周边发生微小的龟裂，其结果是使弯曲性劣化。因此，优选减少马氏 体的平均晶粒直径。该马氏体的平均晶粒直径为3μm以下，能够提高弯曲 性。

(化学成分组成)

接下来，对于本发明的钢板的化学成分组成进行说明。本发明的钢板， 即使先前说明的关于金属组织等的要件适当，如果化学成分(元素)的含 量未处于适当范围内，则仍不能起到所述的作用效果。因此，本发明的钢 板中，各个化学成分的含量处于以下说明的范围内也同为要件。还有，下 述的化学成分的含量(％)全部表示质量％。

C：0.05～0.30％

C是对钢板的强度产生重大影响的重要的元素。其含量低于0.05％时， 不能确保抗拉强度在1180MPa以上。另外，C的含量越多，淬火性越提高， 镀浴浸渍时的未相变奥氏体分率越增加，因此能够在钢板表层部使大量的 Zn固溶。其结果是，钢板的成形性提高，能够提高弯曲性。优选的C的 含量为0.1％以上。另一方面，若C的含量高于0.30％，则不能确保焊接性， 因此C的含量以0.30％为上限。

Si：0.05～3.0％

Si具有抑制在钢板制造过程中生成的碳化物粒子的粗大化的作用，有 助于弯曲性的提高，并且作为固溶强化元素，也是有助于钢板的屈服强度 的上升的有用的元素。另外，若高于3.0％，则钢板的焊接性显著降低，因 此Si的含量为0.05～3.0％。优选为2.5％以下。

Mn：0.1～5.0％

Mn与Si同样，具有抑制回火时的渗碳体的粗大化的作用，有助于弯 曲性的提高，并且作为固溶强化元素，也是有助于钢板的屈服强度的上升 的有用的元素。另外，通过提高淬火性，与C同样能够使表面形成软质的 层，能够提高弯曲性。Mn的含量低于0.1％时，这些作用无法得到充分地 发挥。另一方面，若Mn的含量高于5.0％，则引起铸造性的劣化。因此， Mn含量为0.1～5.0％。优选为0.5～3.5％，更优选为1.2～2.2％。

以上是本发明中规定的必须的含有元素，余量是铁和不可避免的杂 质。作为不可避免的杂质，能够例示P、S、N、Al等。另外，在不损害本 发明的作用的范围内，能够添加以下的允许成分。

Mo：0.05～1.0％、Cr：0.05～1.0％、Cu：0.05～1.0％、Ni：0.05～1.0％、 B：0.0002～0.0050％中的一种或两种以上

这些元素提高淬火性，提高镀浴浸渍时的未相变奥氏体分率，从而能 够使钢板表层部固溶大量的Zn，提高钢材的成形性。各元素为低于上述 的各下限值的含量时，均不能有效地发挥它们的作用，另一方面，若高于 各上限值，则其作用饱和。

Nb：0.01～0.3％、Ti：0.01～0.3％、V：0.01～0.3％中的一种或两种以 上

这些元素不会使成形性劣化，而对于改善强度是有用的元素。各元素 在低于0.01％的添加时，均无法有效地发挥上述这样的作用，另一方面， 若添加量过多，则由于粗大的碳化物生成而使成形性劣化。

Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％、REM：0.0005～0.01％中 的一种或两种以上

这些元素使夹杂物微细化，减少断裂的起点，从而对提高成形性是有 用的元素。各元素在低于0.0005％的添加时，均无法有效地发挥上述的这 样的作用，另一方面，各元素在高于0.01％的添加时，反之均会使夹杂物 粗大化，成形性降低。

(制造条件)

为了制造满足上述要件的本发明的钢板，优选满足以下的制造要件而 制造钢板。

制造本发明的钢板时的特征在于，板坯的热轧、冷轧后的热处理。因 此，关于热轧、直至冷轧的制造方法，能够采用历来公知的制造方法。以 下，对于制造上的特征进行说明。

■将钢板加热至Ac3点+50℃以上且930℃以下后，保持30s以上且 1200s以下

提高镀浴浸渍时的钢板的未相变奥氏体分率，在用于制造本发明的在 表层部使Zn固溶的钢板上是重要的要件。为了提高未相变奥氏体分率， 需要在退火时使奥氏体生成。另外，为了使镀浴浸渍时的组织为未相变奥 氏体，有效的是使奥氏体粒径粗大化，抑制冷却时的相变。此外，为了提 高钢板的强度，需要使最终组织为马氏体和贝氏体，需要通过退火成为奥 氏体单相。因此退火加热温度为Ac3点+50℃以上。

还有，Ac3点能够根据钢板的化学成分，使用レスリ一著，“铁钢材 料科学”，幸田成靖訳，丸善株式会社，1985年，p.273所述的下式(1) 求得。

Ac3(℃)＝910-203√[C]-15.2[Ni]+44.7[Si]+104[V]+ 31.5[Mo]-(30[Mn]+11[Cr]+20[Cu]-700[P]-400[Al] -400[Ti])…(1)

在此，上式(1)中的[元素符号]表示各元素的含量(质量％)。

另外，退火加热温度高于930℃时，奥氏体粒径过度粗大化，弯曲性 劣化。因此退火加热温度的范围在Ac3点+50℃以上且930℃以下。还有， 在Ac3点+50℃以上且930℃以下保持的时间低于30s时，奥氏体相变未 充分地进行，因此无法充分取得未相变奥氏体分率，另外，因为铁素体残 存在最终组织中，所以抗拉强度不足。高于1200s时，热处理成本增大， 生产率显著恶化。因此，保持时间为30s以上且1200s以下。

■450℃以上至550℃以下以15℃/s以上的平均冷却速度急冷

在冷却的工序中，重要的是使退火时生成的奥氏体，不会在冷却中相 变为铁素体、贝氏体和马氏体，而是成为未相变奥氏体。如果使冷却停止 温度为450℃以上，则能够抑制马氏体相变。另外，冷却停止温度高于550℃ 时，镀覆处理后的表面性状恶化。另一方面，冷却速度低于15℃/s时，因 为在冷却中铁素体相变或贝氏体相变进行，所以不但招致抗拉强度的降 低，而且未相变奥氏体显著减少。另外，铁素体生成时，弯曲变形时在马 氏体/铁素体界面发生断裂，弯曲性劣化。优选的冷却速度为30℃/s以上。

■在急冷结束之后30s以内浸渍到熔融镀锌浴

冷却停止后，若长时间保持，则因为贝氏体相变或马氏体相变进行， 所以镀浴浸渍时的未相变奥氏体减少。因此需要在急冷结束之后30s以浸 渍到内熔融镀锌浴中。优选在15s以内，更优选在10s以内。

■在530℃以上且570℃以下进行10s以上、60s以下的合金化处理

在制造本发明的钢板时，不一定需要合金化处理，但以上述的条件进 行合金化处理，能够进一步提高弯曲性。在本发明中，在钢钣表层部使 Zn固溶，由此促进钢板表层部的贝氏体相变，提高弯曲性。一般来说， 合金化处理在450℃以上、600℃以下以60s以下的时间进行，但尤其在 530℃以上、570℃以下进行10s以上的保持，能够在固溶有Zn的钢板表 层部使贝氏体相变大幅进行，结果是能够达成马氏体的微细化。合金化处 理温度低于530℃时，扩散速度不充分，另一方面，若高于570℃，则相 变的驱动力不足，因此在所述温度范围外，在Zn固溶的钢板表层部，贝 氏体相变也未充分进行，马氏体无法微细化。处理时间低于10s时，钢板 表层部的贝氏体相变有使马氏体充分微细化，若高于60s，则钢板内部， 贝氏体相变也过度进行，抗拉强度降低。

■以10℃/s以上且30℃/s以下的平均冷却速度冷却至室温

若平均冷却速度低于10℃/s，则软质的贝氏体或铁素体过度生成，不 能满足抗拉强度1180MPa以上。另外，若平均冷却速度高于30℃/s，则固 溶有Zn的钢板表层部也过度地生成马氏体，不能使钢板表层部充分地软 质化。

【实施例】

以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施 例限制，在能够符合本发明的宗旨的范围内也可以适宜加以变更实施，这 些均包含在本发明的技术范围内。

熔炼具有表1所示的A～K的各成分组成的钢，制作厚120mm的钢 锭，使用该钢锭进行热轧，成为厚2.8mm。对其进行酸洗后，冷轧至厚 1.4mm作为供试材，以表2所示的各条件对供试材实施热处理和镀覆处理。

使用所得到的各钢板(供试材)，通过测量，求得从镀层与钢板的界 面起沿基体深度方向5μm以上的钢板表层部的Zn的固溶量(钢板的Zn 的固溶量)、从镀层与钢板的界面起沿基体深度方向15μm的钢板表层部与 钢板中央部的各自的维氏硬度(ビツカ一ス硬さ)、马氏体+贝氏体与其 他的相的各自的面积率(各相的面积率)、从镀层与钢板的界面起至基体 深度方向15μm的钢板表层部存在的马氏体的平均晶粒直径(钢板表层部 的马氏体的平均晶粒直径)。另外，对于抗拉强度(TS)、极限弯曲半径(R) 也进行测量。关于这些测量方法如以下所示。

(钢板的Zn的固溶量)

首先，对于作为供试材的各钢板进行镜面研磨。接着，利用EPMA(电 子探针X射线显微分析仪)，分别测量从镀层与钢板的界面起沿基体深度 方向5μm的钢板表层部的Zn的固溶量、钢板中央部(板厚中央部)的Zn 的固溶量各10个点，求得平均值。还有，作为参照数据使用纯Zn。由从 镀层与钢板的界面起沿基体深度方向5μm的钢板表层部的Zn的固溶量的 平均值中，减去基体中央部(板厚中央部)的Zn的固溶量的平均值所得 的值，判定为从镀层与钢板的界面起沿基体深度方向5μm以上的钢板表层 部的Zn的固溶量。

(维氏硬度)

首先，对于作为供试材的各钢板进行镜面研磨，利用载荷25g(试验 力：0.245N)的维氏硬度试验机，在从镀层与钢板的界面起沿基体深度方 向15μm的钢板表层部、和钢板中央部(板厚1/2部)的各部位，进行5 点测量而计算平均值，求得所述各部位的维氏硬度。

(各相的面积率)

关于各相的面积率，对于作为供试材的各钢板进行镜面研磨，用3％ 硝酸乙醇腐蚀液腐蚀其表面而使金属组织显现后，用光学显微镜观察板厚 1/2部的组织，在所观察的发白的区域之内，板条状部分定义为马氏体或 贝氏体，多边的部分定义为铁素体，看上去茶褐色的区域定义为马氏体。 还有，残留奥氏体也有作为与马氏体的混成组织而存在的可能性，在本发 明中，考虑到生成的残留奥氏体极少，可认为对特性没有影响，因此不进 行与马氏体的区分。由这些结果，求得马氏体+贝氏体的面积率，其他的 相的面积率。

(钢板表层部的马氏体的平均晶粒直径)

关于从镀层与钢板的界面至基体深度方向15μm为止的钢板表层部存 在的马氏体的平均晶粒直径，以如下方式计算：对于作为供试材的各钢板 进行镜面研磨，用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀其表面，使金属组织显现后，在镀 层与钢板的界面至基体深度方向15μm为止的钢板表层部，就大致 40μm×15μm区域的1个视野，观察倍率2000倍的扫描型電子显微镜 (SEM)像，观察到灰色的部分定义为马氏体，以JISG0551所述的 方法，测量马氏体的结晶粒度，根据粒度号计算平均晶粒直径。

(抗拉强度)

使用作为供试材的各钢板，与轧制方向成直角的方向作为长轴，制作 JISZ2201所述的5号试验片，遵循JISZ2241进行测量，求得抗 拉强度(TS)。

(极限弯曲半径)

使用作为供试材的各钢板，在与轧制方向成直角的方向作为长度，制 作宽30mm×长35mm的试验片，以依据JISZ2248的V块法进行弯曲 试验，使这时的弯曲半径在0～5mm之间进行各种变化，求得材料未断裂 而能够进行弯曲加工的最小的弯曲半径，以其作为极限弯曲半径(R)。在 本实施例中，根据所得到极限弯曲半径(R)与钢板的板厚(t)计算R/t。

测量结果显示在表3中。在本实施例中，抗拉强度(TS)为1180MPa 以上，并且，根据极限弯曲半径(R)与钢板的板厚(t)求得的R/t为1.5 以下的是○，判定为合格，抗拉强度(TS)为1180MPa以上，并且，由 极限弯曲半径(R)与钢板的板厚(t)求得的R/t为1.0以下的为◎，判 定为合格，判定为强度-弯曲性平衡优异的熔融镀锌钢板或合金化熔融镀 锌钢板。另一方面，抗拉强度(TS)低于1180MPa，和/或根据极限弯曲 半径(R)与钢板的板厚(t)求得到R/t高于1.5的是×，判定为不合格。 还有，表1～3的各项目附加下划线的，表示不满足本发明的要件、推荐 的制造条件、特性等。

【表1】

【表2】

【表3】

关于No.1～3、12～21，是全部满足本发明的要件的发明例，能够得 到以下这样的结果，即，抗拉强度(TS)为1180MPa以上，且根据极限 弯曲半径(R)与钢板的板厚(t)求得的R/t在1.5以下，为○；或者抗 拉强度(TS)为1180MPa以上，且根据极限弯曲半径(R)与钢板的板厚 (t)求得的R/t为1.0以下，为◎。可以说其全部是强度-弯曲性平衡优 异的熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板。

其中，关于No.3、15、19、21，从镀层与钢板的界面至基体深度方向 15μm为止的钢板表层部存在的马氏体的平均晶粒直径还满足3μm以下这 样的要件，能够得到抗拉强度(TS)在1180MPa以上，且根据极限弯曲 半径(R)与钢板的板厚(t)求得的R/t在1.0以下，是◎这样特别优异 的结果。

相对于此，No.4～11是不满足本发明的要件之中任意一个要件的比较 例，抗拉强度(TS)低于1180MPa，和/或根据极限弯曲半径(R)与钢板 的板厚(t)求得的R/t高于1.5，是×这样的结果。

详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但不脱离本发明的精神和 范围能够加以各种变更和修改，这对于本领域技术人员来说显而易见。

本申请基于2013年5月8日申请的日本专利申请(专利申请2013- 098500)，2014年3月5日申请的日本专利申请(专利申请2014-043020)， 其内容在此作为参照而援引。

【产业上的可利用性】

本发明的熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板，强度-弯曲性平衡优 异的，对于汽车零件等有用。