專利名稱：合金化熔融鍍鋅鋼板及其制造方法
技術(shù)領域：
本發(fā)明涉及合金化熔融鍍鋅鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
熔融鍍鋅鋼板例如在汽車、家電制品和建材等大范圍的用途中被使用。特別是通過對于熔融鍍鋅鋼板實施熱處理，而使熔融鍍鋅層和基材鋼板(熔融鍍鋅前的鋼板)合金化的合金化熔融鍍鋅鋼板，因為耐腐蝕性和點焊性優(yōu)異的，所以被作為汽車的原材廣泛使用。在汽車中，為了提高由自車體的輕量化實現(xiàn)的燃油效率提高和碰撞安全性，要求原材鋼板在高強度化下的薄壁化。但是，若使基材鋼板高強度化，則延展性變差，加工性劣化。因此，要求強度和延展性平衡良好的基材鋼板。為了既確保良好的強度延展性平衡，又進一步提高強度和延展性這兩種特性，已知是添加高濃度的Si和Mn。但是，因為Si和Mn是易氧化性元素，所以在進行熔融鍍鋅前的退火時被氧化，顯著阻礙鍍敷的潤濕性和合金化處理性這樣的問題發(fā)生。若潤濕性變差， 則基材鋼板的表面無法均勻附著鍍層而發(fā)生不鍍，另外，就算附著鍍層，也會出現(xiàn)表面起皺這樣被稱為“波紋”的花樣，外觀變差。發(fā)生這樣的鍍敷不良使得合金化不均容易發(fā)生，因此難以控制合金化處理條件，穩(wěn)定地制造變得困難。如此若發(fā)生鍍敷不良(不鍍部的發(fā)生和波紋花樣的發(fā)生)和合金化不均，則抗粉化性(powdering)劣化，因此在部件加工工序中鍍層從基材鋼板上剝離，也會發(fā)生表面外觀不良的問題。解決這樣的問題的技術(shù)，由專利文獻1 5公開。在專利文獻1中公開，由干蝕刻法除去通過鋅鍍液前的經(jīng)退火的基材鋼板的表層，由此可使基材鋼板和熔融鍍鋅的潤濕性良好。若潤濕性良好，則能夠防止鍍敷不良和合金化不均。在專利文獻2中公開，使含有Mn的高張力鋼板的表面附著含有S的銨鹽，之后實施熱處理，接著進行熔融鍍鋅處理。在專利文獻3中公開，通過控制熔融鍍鋅前后的熱過程，能夠改善使用了含高Si、高P鋼的合金化熔融鍍鋅鋼板的板寬方向的鍍敷粘附性，從而改善鍍敷不均的鍍敷性改善方法。在專利文獻4中公開，以具有無氧化爐型或直火爐型的加熱帶的連續(xù)退火爐進行退火后，通過酸洗除去Si、Mn、Al等表面稠化層的70%以上，之后實施熔融鍍鋅。在專利文獻5中公開，在被鍍鋼板的退火工序中，將鋼板添加元素和退火氣氛的成分的反應物形成于該鋼板表層。但是，在專利文獻1 4中，熔融鍍鋅之前進行干蝕刻，或使銨鹽附著，或控制熔融鍍鋅前后的熱過程，都需要控制酸洗條件，因此制造工序復雜。另一方面，如專利文獻5所示，若在基材鋼板的表面形成反應物，則反而會發(fā)生鍍敷不良和合金化不均?？墒呛辖鸹廴阱冧\鋼板比基材鋼板耐腐蝕性優(yōu)異。但是，耐腐蝕性提高效果多是借助熔融鍍鋅層的附著量，而使附著量增加也有限度。另外，為了進一步提高耐腐蝕性， 還進行的有合金化熔融鍍鋅層的表面的涂裝，和向合金化熔融鍍鋅層添加Al和Mg。但是若實施涂裝，則有發(fā)生缺陷的情況，造成高成本。另外，向合金化熔融鍍鋅層添加Al和Mg也無法避免高成本。另外，即使含有Al和Mg來提高合金化熔融鍍鋅層自身的耐腐蝕性，若該鍍層從基材鋼板表面剝離，則結(jié)局反而是耐腐蝕性顯著劣化。先行技術(shù)文獻
專利文獻
專利文獻1日本公開專利公報:6-88193
專利文獻2日本公開專利公報:2001--279410
專利文獻3日本公開專利公報:2003--328036
專利文獻4日本公開專利公報:2004--263271
專利文獻5日本公開專利公報:2005--20071
發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明鑒于這樣的狀況而做，其目的在于，提供一種抑制鍍敷不良和合金化不均的發(fā)生，表面外觀優(yōu)異的合金化熔融鍍鋅鋼板。另外，本發(fā)明的另一目的在于，提供一種這種合金化熔融鍍鋅鋼板的制造方法。能夠解決上述課題的本發(fā)明的合金化熔融鍍鋅鋼板，具有如下要旨熱軋如下鋼而得到基材鋼板，對基材鋼板實施熔融鍍鋅后，使鍍層合金化，該鋼含有C 0. 02 0. 25質(zhì)量％工1 0. 5 3質(zhì)量％、Mn :1 4質(zhì)量％、Cr :0. 03 1質(zhì)量％、A1 :1. 5質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％ )、P :0. 03質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％ )、S :0. 03質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％ )、 Ti 0. 003 1質(zhì)量％，以滿足下式(1)的方式含有Cu 0. 25 5. 0質(zhì)量％及Ni :0. 05 1.0質(zhì)量％，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。式⑴中，[]表示元素的含量(質(zhì)量％)。[Cu]/[Ni]彡 5…(1)上述合金化熔融鍍鋅鋼板的金屬組織為，(i)鐵素體和馬氏體的合計為70面積％以上，殘留奧氏體抑制在1面積％以下 (含0面積％)；或(ii)含有Si為1質(zhì)量％以上，上述合金化熔融鍍鋅鋼板的金屬組織含有3面積％ 以上的殘留奧氏體即可。(ii)的情況下，所述殘留奧氏體(以下記述為殘留Y。)的晶粒的平均軸比(長軸/短軸)優(yōu)選為5以上。上述合金化熔融鍍鋅鋼板，作為其他元素，優(yōu)選還含有如下(a)從V:1質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)、Nb:l質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)和 Mo:l質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)之中選出的1種以上的元素；(b)B :0. 1質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％ )；(c)Ca :0.005質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)和/或Mg :0. 01質(zhì)量％以下(不含0
質(zhì)量％ )。本發(fā)明的合金化熔融鍍鋅鋼板，能夠通過在熱軋滿足上述成分而得到的原材鋼板上，實施熔融鍍交上后，進行合金化處理來制造。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，因為對于平衡地含有Cu和Ni的原材鋼板實施合金化熔融鍍鋅處理， 因此能夠提供鍍敷不良和合金化不均的發(fā)生得到抑制，表面外觀良好的合金化熔融鍍鋅鋼板。
具體實施例方式本發(fā)明的特征部分是，通過對于平衡地含有Cu和Ni的原材鋼板實施合金化熔融鍍鋅處理，從而提供鍍敷不良和合金化不均的發(fā)生得到抑制，表面外觀優(yōu)異的合金化熔融鍍鋅鋼板(以下稱為GA鋼板)。本發(fā)明的GA鋼板，包括實質(zhì)上不含殘留γ的DP(雙相(Dual Phase)復合組織) 鋼板，和含有3面積％以上的殘留γ的TRIP (transformation induced plasticity 相變誘導塑性)鋼板兩方，各組織鋼板帶來的效果也得到有效地發(fā)揮。在本說明書中，將實施熔融鍍鋅之前的鋼板稱為基材鋼板，與熔融鍍鋅鋼板(GI鋼板)和GA鋼板加以區(qū)別。首先，對于達成本發(fā)明的原委進行說明。本發(fā)明者們在提高強度延展性平衡的目的下，為了防止大量含有Si和Mn等易氧化性元素的GA鋼板的鍍敷不良和合金化不均而進行研究。如前述，若基材鋼板為了提高強度和延展性而高濃度地含有Si和Mn，則在進行熔融鍍鋅前進行的退火工序中，Si和Mn選擇性地被氧化。如此形成的Si和Mn的氧化物向基材鋼板的表面擴散，形成氧化物層。該氧化物層成為發(fā)生鍍敷不良的原因。另外，對經(jīng)過熔融鍍鋅的鋼板實施熱處理而使熔融鋅鍍層合金化時，該氧化物層成為發(fā)生合金化不均的原因。特別是若Si在基材鋼板的表面稠化，則在基材鋼板的最表面形成薄的氧化物層，另外還發(fā)生晶界氧化，因此鍍敷附著性和合金化處理性顯著劣化。另一方面，雖然Mn也在基材鋼板的表面稠化，但因為Mn被氧化所形成的氧化物(MnO)的形狀為粒狀，所以在合金化處理時!^e向外擴散的阻障效應比Si形成的氧化物層弱。因此，如果Mn的添加量少，則對合金化速度的不良影響少。但是，為了添加Mn來提高強度和延展性，必須添加得比Si多， 因此在基材鋼板的表面形成大量的MnO。因此合金化舉動復雜化中，合金化處理條件的控制變得困難。因此本發(fā)明者們著眼于在基材鋼板的表面所形成的Si氧化物和Mn氧化物與熔融鋅鍍層的合金化的關系。于是，本發(fā)明者們認為，是不是如果抑制在基材鋼板的表面所形成的上述氧化物的生成，改善基材鋼板與熔融鋅的潤濕性，和基材鋼板與鋅的反應性，則能夠降低鍍敷不良和合金化不均，能夠得到良好的表面外觀。于是，作為抑制Si氧化物和Mn氧化物的生成，本發(fā)明者們著眼于Cu和Ni。其結(jié)果判明，在含有高濃度的Si和Mn的基材鋼板中，進一步平衡地含有Cu和Ni這兩方時，鍍敷不良降低。鍍敷不良之所以降低，被認為是由于Cu在基材鋼板的表面稠化，從而能夠在基材鋼板的表面抑制Si和Mn的氧化。這時使M與Cu —起含有，能夠提高Cu稠化層的熔點，因此能夠防止熱加工時發(fā)生瑕疵和裂紋。 而且還認為，因為Cu和Ni容易與熔融鋅鍍層中的Si反應，所以鍍敷附著性變得良好。艮口， 含有M的Cu稠化層不僅降低鍍敷不良，而且改善與熔融鍍鋅的潤顯性，因此可知合金化反應均勻地進行，也會降低不鍍部的發(fā)生和合金化不良。另外，如果使用含有Cu的基材鋼板，則也能夠使GA鋼板的耐腐蝕性提高。即，即使熔融鋅鍍層的一部分腐蝕，Cu (—部分是也M和Ti的協(xié)同效果)也會作用于Si的熔化和的熔化，使Si銹和狗銹的形態(tài)發(fā)生細微變化，因此銹層本身也帶來耐腐蝕性提高作用。即，即使ai鍍層腐蝕，因為生成致密的ai銹，所以仍能夠維持耐腐蝕性提高。另外，即使基材鋼板中的狗腐蝕，因為生成致密的!^e銹，所以仍能夠維持耐腐蝕性提高。由于這樣致密的Si銹和銹的生成，使得整體的耐腐蝕性提高作用得到維持，能夠?qū)崿F(xiàn)長壽命化。另外，因為Cu本身為貴金屬，所以Cu稠化層對于來自外部的腐蝕因素承擔著侵入阻擋層的工作，具有耐腐蝕性提高作用。為了形成這樣的Cu稠化層，本發(fā)明的GA鋼板，使Cu和Ni的含量的比([Cu]/[Ni]) 為5以上，如此含有Cu :0. 25 5.0質(zhì)量％及Ni :0. 05 1.0質(zhì)量％。Cu與Ni是固溶強化元素，除了使強度提高以外，還是對提高鍍敷附著性發(fā)揮作用的元素。特別是Cu，比狗更難以氧化，因此使之在基材鋼板的表面稠化，能夠使Si氧化物和Mn氧化物的形態(tài)變化，能夠防止鍍敷附著性的劣化。即，Cu在表面的晶界鄰域稠化，使Si氧化物和Mn氧化物的生成得到抑制，因此能夠降低鍍敷不良。另外，Si氧化物和Mn氧化物的生成被抑制，使基材鋼板與熔融鋅的潤濕性得到改善，能夠均勻地進行合金化反應，因此合金化不均的發(fā)生降低。另外，在本發(fā)明中之所以添加Cu和Ni雙方，是由于單獨添加Cu時，在鋼的熱軋工序中有在表面產(chǎn)生瑕疵和裂紋的情況。若只含有Cu的Cu稠化層被曝露在高溫下，則其一部分液相化，發(fā)生了液相的脆弱的基材鋼板的表面受到熱加工導致瑕疵和裂紋發(fā)生。因此， 為了防止表面的瑕疵和裂紋的發(fā)生，在本發(fā)明中一起含有Cu和Ni作為必須元素。通過含有Ni，能夠提高Cu稠化層的熔點，能夠防止熱加工時發(fā)生瑕疵和裂紋。為了發(fā)揮這樣的效果，需要含有Cu為0.25質(zhì)量％以上。Cu優(yōu)選為0.3質(zhì)量％以上，更優(yōu)選為0. 35質(zhì)量％以上。但是若過剩地含有Cu，則加工性劣化，因此Cu的上限為5. 0 質(zhì)量％。Cu優(yōu)選為4質(zhì)量％以下，更優(yōu)選為3質(zhì)量％以下。另一方面，Ni需要含有0.05質(zhì)量％以上。Ni優(yōu)選為0.06質(zhì)量％以上。但是若過剩地含有Ni，則加工性劣化，因此Ni的上限為1.0質(zhì)量％。Ni優(yōu)選為0.8質(zhì)量％以下，更優(yōu)選為0.6質(zhì)量％以下。本發(fā)明的GA鋼板，含有Cu和Ni作為必須元素，但更重要的是Cu和Ni的含量的比([Cu]/[Ni])要滿足下式(1)所示的關系。僅在上述范圍內(nèi)含有Cu和Ni，有不能改善GA 鋼板的外觀性的情況。通過添加Ni，Cu有一些稠化，但受到阻礙，因此如果Cu和Ni的含量的平衡差，則Cu稠化層的寬度和厚度變得不連續(xù)。若Cu稠化層不連續(xù)，則在Cu稠化層存在的地方和不存在的地方，鍍敷附著性和合金化速度有所差異，因此反而發(fā)生合金化不均。[Cu]/[Ni]彡 5... (1)[Cu]/[Ni]的值低于5時，Ni過剩，期望的Cu稠化層的形成受到阻礙，無法形成均勻的稠化層。因此，[Cu]/[Ni]的值為5以上，優(yōu)選為5. 5以上，更優(yōu)選為6以上。[Cu]/[Ni]的上限理論上為100，但若相對于Ni過剩地含有Cu，則成為裂紋發(fā)生的原因，造成高成本。因此[Cu]/[Ni]的值優(yōu)選為50以下。[Cu]/[Ni]的值更優(yōu)選為40以下，進一步優(yōu)選為30以下。上述Cu稠化層是指，由對于熔煉的鋼進行熱軋的工序形成，在基材鋼板的表面鄰域以數(shù)ym 數(shù)十μ m的厚度形成的層，并且，相對于板厚中央部的Cu濃度具有2倍以上的Cu濃度。該Cu稠化層具體來說，優(yōu)選在基材鋼板的表面鄰域以Iym以上的厚度連續(xù)形成。Cu稠化層的厚度更優(yōu)選為3μπι以上。還有，在基材鋼板的表面鄰域所形成的Cu稠化層，在向熔融鋅鍍液中浸漬時發(fā)生反應，一部分熔化，因此觀察GA鋼板的表面鄰域，厚度和形成狀態(tài)也會發(fā)生變化。另外，Cu稠化層帶來的上述效果，如后述，通過添加容易在晶界偏析的V、Nb、Mo、B等元素得到進一步發(fā)揮。
本發(fā)明的GA鋼板，如上述，最大的特征在于平衡地含有Cu和Ni。其次，對于Cu和Ni以外的基本成分，分實質(zhì)上不含殘留Y的DP鋼板和含有3面積％以上的殘留Y的TRIP鋼板進行說明。在本發(fā)明中使用的基材鋼板的金屬組織，根據(jù)有無殘留Y，而被分為(a)合計含有鐵素體和馬氏體70面積％，殘留γ為1面積％以下(含0面積％)的DP鋼板，和(b) 含有3面積％以上的殘留γ的TRIP鋼板。如果使用上述(a)的DP鋼板，則母相組織成為鐵素體和馬氏體的混合組織，因此能夠防止裂紋的發(fā)生。另一方面，如果使用上述(b)的TRIP鋼板，則因為含有3面積％以上的殘留Y，所以在馬氏體相變開始溫度(Ms點)以上的溫度下使之加工變形，在應力作用下殘留Y誘導相變?yōu)轳R氏體，從而能夠得到大的延伸率。還有，基材鋼板的金屬組織使用掃描型電子顯微鏡(SEM)觀察板厚的中央部并進行分析即可。觀察倍率為3000倍左右即可。還有，殘留Y的生成量如后述的實施例詳述的，使用具有EBSP檢測器的FE-SEM進行定量即可?！?a)鐵素體和馬氏體合計為70面積％以上，殘留γ抑制在1面積％以下(含0 面積％ )的DP鋼板》[C :0· 02 0. 25 質(zhì)量％ ]C是用于確保鋼板的強度的所需要的元素，另外也有助于使低溫相變生成物的生成量和生成形態(tài)發(fā)生變化，也對延伸率和延伸凸緣性產(chǎn)生影響。因此C需要含有0. 02質(zhì)量％以上。C優(yōu)選為0.04質(zhì)量％以上，更優(yōu)選為0.06質(zhì)量％以上。但是，若含有C超過
0.25質(zhì)量％，則焊接性降低，因此C為0. 25質(zhì)量％以下。DP鋼的情況下，C優(yōu)選為0. 2質(zhì)量％以下。C更優(yōu)選為0. 18%以下。[Si :0· 5 3 質(zhì)量％ ]Si置換型的固溶強化元素，通過使α層中的固溶C量減少，有助于使強度提高。 另外，若Si量多，則鐵素體分率增大，并且低溫相變生成相的貝氏體相變受到抑制，容易得到馬氏體，金屬組織成為鐵素體和馬氏體的復合組織。因此，Si是對于提高高強度鋼板的延伸率等的加工性也有作用的元素。為了發(fā)揮這樣的效果，需要使Si含有0. 5質(zhì)量％以上。 Si優(yōu)選為1質(zhì)量％以上，更優(yōu)選為1.2質(zhì)量％以上。但是，若過剩地含有Si，則如上述，即使適當?shù)睾蠧u和Ni，在基材鋼板的表面也會形成Si的氧化物，因此鍍敷的潤濕性劣化， 不能降低鍍敷不良和合金化不均。另外，若Si過剩，則在熱軋時在基材鋼板的表面形成氧化皮膜，氧化皮的除去和瑕疵的除去花費成本，在經(jīng)濟性上不利。另外，即使過剩含有Si，上述的強度提高效果也飽和，造成高成本。因此Si為3質(zhì)量％以下。Si優(yōu)選為2.5質(zhì)量％以下，更優(yōu)選為2質(zhì)量％以下。[Μη:1 4 質(zhì)量 ％]Mn是用于提高強度和延展性所需要的元素，需要含有1質(zhì)量％以上。Mn優(yōu)選為
1.3質(zhì)量％以上，更優(yōu)選為1. 5%以上。但是若Mn過剩，則與Si —樣，在基材鋼板的表面也會形成Mn的氧化物層，因此鍍敷的潤濕性劣化，不能降低鍍敷不良和合金化不均。另外，若 Mn過剩，則在熱軋時在基材鋼板的表面形成氧化皮膜，氧化皮的除去和瑕疵的除去花費成本，在經(jīng)濟性上不利。另外，即使過剩含有Mn，上述的強度提高效果也飽和，造成高成本。因此Mn為4質(zhì)量％以下。Mn優(yōu)選為3.5質(zhì)量％以下。在DP鋼板的情況下，特別推薦Mn為3質(zhì)量％以下。[Cr :0· 03 1 質(zhì)量％ ]Cr提高淬火性，是對于實現(xiàn)組織強化有效發(fā)揮作用的元素。即，Cr在奧氏體中使C 稠化，提高奧氏體的穩(wěn)定度而使馬氏體容易生成，使金屬組織強化。因此，Cr需要含有0.03 質(zhì)量％以上。Cr優(yōu)選為0. 1質(zhì)量％以上，更優(yōu)選為0. 15質(zhì)量％以上。但是，若Cr含有超過1質(zhì)量％，則上述效果也飽和，造成高成本，因此Cr的上限為1質(zhì)量％。Cr優(yōu)選為0. 8質(zhì)量％以下，更優(yōu)選為0. 6質(zhì)量％以下。[Al :1.5質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％ )]Al是具有耐腐蝕性提高作用和耐氫脆化特性提高作用的元素。之所以通過Al的添加，耐氫脆化特性提高，被認為是由于添加Al而耐腐蝕性提高，結(jié)果是在大氣腐蝕下發(fā)生的氫量降低。但是，若過剩含有Al，則氧化鋁等的夾雜物大量生成，加工性劣化。Al為 1.5質(zhì)量％以下。Al優(yōu)選為1質(zhì)量％以上下，更優(yōu)選為0.5質(zhì)量％以下，進一步優(yōu)選為0. 1 質(zhì)量％以下。還有，Al在煉鋼階段作為脫氧劑被添加，因此通常含有0. 01質(zhì)量％左右。[P :0.03質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％ )]P是用于得到高強度鋼板有效發(fā)揮作用的元素，但若過剩地含有，則容易發(fā)生鍍敷不均，另外熔融鍍鋅的合金化變得困難。因此P需要抑制在0.03質(zhì)量％以下。P量優(yōu)選為 0. 02質(zhì)量％以下，更優(yōu)選為0. 015質(zhì)量％以下。[S :0.03質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％ )]S是作為不可避免的雜質(zhì)混入的元素，若過剩含有，則成為在熱軋時發(fā)生熱裂紋的原因，此外還是顯著損害點焊性的元素。另外，若過剩含有S，則在鋼中生成的析出物的量過度增大，延伸率和延伸凸緣性劣化。因此，S需要抑制在0.03質(zhì)量％以下。S優(yōu)選為0.02 質(zhì)量％以下，更優(yōu)選為0. 01質(zhì)量％以下。[Ti :0· 003 1 質(zhì)量％ ]Ti固定鋼中的C而形成碳化物，是對于GA鋼板的高強度化有效發(fā)揮作用的元素。另外，Ti除了固定鋼中的C以外，還固定N形成氮化物，是在提高r值(蘭克福特值， Lankford value)而使加工性提高上也有作用的元素。另外，Ti與上述Cu和Ni復合添加， 在狗熔化時形成狗復合氧化物。該復合氧化物使鍍敷附著性提高。另外，Ti還是有助于在腐蝕發(fā)生時具有提高耐腐蝕性的作用的致密的鐵銹和鋅銹形成的元素。即，Ti是抑制 β -FeOOH的生成的惟一的元素，該β -FeOOH成為使氯化物環(huán)境中的耐腐蝕性劣化的原因， 這一抑制作用通過與具有使耐腐蝕性提高的α -FeOOH和促進非晶質(zhì)銹的生成的作用的Cu 和Ni的復合添加而得到進一步發(fā)揮。在本發(fā)明中，Ti需要含有0.003質(zhì)量％以上。Ti優(yōu)選為0. 0035質(zhì)量％以上，更優(yōu)選為0. 004質(zhì)量％以上。但是，若Ti被過剩地含有，則除了造成高成本以外，還會使加工性降低，因此上限為1質(zhì)量％。Ti優(yōu)選為0. 5質(zhì)量％以下，更優(yōu)選為0. 1質(zhì)量％以下。本發(fā)明的GA鋼板的余量成分是鐵和不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明的GA鋼板，在不損失本發(fā)明的效果的范圍內(nèi)，也可以含有V、Nb、Mo、B、Ca、 Mg等的選擇元素。含有這些選擇元素時的適當范圍如下。[從V:1質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)、Nb:1質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)和Mo 1質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)之中選出的1種以上的元素]
V、Nb、Mo均是使強度進一步提高的元素，這些元素能夠單獨添加或添加兩種以上。 特別是V和Nb固定鋼中的C而形成碳化物，是提高強度的元素。Mo是不損害鍍敷附著性， 在鋼中固溶而提高強度的元素。這樣的效果通過少量添加V、Nb、Mo便能夠得到發(fā)揮，但優(yōu)選任意一種元素含有0. 003質(zhì)量％以上。更優(yōu)選任意一種元素含有0. 01質(zhì)量％以上，進一步優(yōu)選任意一種元素含有0. 02質(zhì)量％以上。但是，若V、Nb、Mo被過剩地含有，則除了造成高成本以外，加工性也降低。因此上述元素的上限優(yōu)選為任意一種元素均為1質(zhì)量％。V、 Nb,Mo更優(yōu)選為0. 8質(zhì)量％以下，進一步優(yōu)選為0. 5質(zhì)量％以下。還有，V,Nb,Mo含有兩種以上時，優(yōu)選合計為1質(zhì)量％以下。[B :0· 以下(不含0質(zhì)量％ )]B(硼)是提高淬火性的元素，另外也是使焊接性提高的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，B優(yōu)選被含有0.0002質(zhì)量％以上。B更優(yōu)選為0.0003質(zhì)量％以上，進一步優(yōu)選為0. 0004質(zhì)量％以上。但是，B被過剩地含有，添加效果也會飽和，而且延展性降低，加工性變差。因此B優(yōu)選為0. 1質(zhì)量％以下。B更優(yōu)選為0.01質(zhì)量％以下，進一步優(yōu)選為0.001 質(zhì)量％以下。如前述，V、Nb、Mo、B抑制Si和Mn在基材鋼板的表面氧化，具有使鍍敷附著性提高的作用。此外，V、Nb、Mo、B在晶界偏析，有效地發(fā)揮著使鋅鍍層的合金化均勻進行的作用， 具有降低合金化不均和鍍敷不良的作用。[Ca :0.005質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)和/或Mg :0. 01質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)
量％)]Ca和Mg通過使鋼中的夾雜物的形態(tài)球狀化而提高延展性，具有提高加工性的作用。另外，Ca和Mg具有使鋼潔凈化的作用，因此若含有Ca和Mg，則熔融鋅鍍層的合金化容易均勻地進行。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，Ca和Mg分別優(yōu)選含有0.0005質(zhì)量％以上。 更優(yōu)選Ca和Mg分別為0. 001質(zhì)量％以上。但是，若過剩地含有Ca和Mg，則鋼中的夾雜物增加，因此延展性劣化，加工性降低。因此，Ca優(yōu)選為0. 005質(zhì)量％以下，更優(yōu)選為0. 003質(zhì)量％以下。Mg優(yōu)選為0. 01質(zhì)量％以下，更優(yōu)選為0. 005質(zhì)量％以下，進一步優(yōu)選為0. 003 質(zhì)量％以下。本發(fā)明的GA鋼板的成分組成如上所述，但在不損害本發(fā)明的效果的范圍內(nèi)，也可以還含有其他元素。滿足上述成分組成的本發(fā)明的GA鋼板，抗拉強度達到590 1470MPa級，強度和延展性的平衡良好。本發(fā)明使用的基材鋼板的金屬組織，母相組織為鐵素體和馬氏體的混合組織即可。所述母相組織，意思是相對于金屬組織整體，生成70%以上的組織。母相組織中所占的鐵素體和馬氏體的各分率，根據(jù)GA鋼板所要求的強度和延伸率的平衡決定即可，沒有特別限定。一般來說，若鐵素體分率高，則GA鋼板的強度降低，相反則是延伸率有提高的傾向。另一方面，若馬氏體分率變高，則GA鋼板的強度提高，但延伸率有降低的傾向。上述金屬組織中所占的鐵素體和馬氏體的分率，為了確保GA鋼板的延展性，鐵素體為5 90體積％，馬氏體為5 90體積％。還有，上述鐵素體可以是通常的鐵素體，也可以是位錯密度高的板狀的貝氏體鐵素體。即，本發(fā)明中使用的基材鋼板，以鐵素體和/或貝氏體鐵素體與馬氏體的混合組織為母相組織即可。另一方面，若殘留Y生成，則使GA鋼板變形時，該殘留Y變相為馬氏體而成為裂紋發(fā)生的起點。因此，殘留Y優(yōu)選為1面積％以下。為了制造鐵素體和馬氏體的混合組織為70面積％以上，將殘留Y抑制在1面積％以下的基材鋼板，例如對于滿足上述成分組成的板坯進行熱軋后再進行酸洗即可，也可以根據(jù)需要進行冷軋。對于所得到的熱軋鋼板或冷軋鋼板，在熔融鍍鋅線上等進行熔融鍍鋅，再實施合金化處理。以下，對于其制造條件進行具體說明。熱軋的條件例如優(yōu)選為，加熱溫度約為1100 1300°C，終軋溫度約為800 950°C，卷取溫度約在700以下。之所以使加熱溫度為大約1100 1300°C，是為了確保終軋溫度，并且防止奧氏體晶粒的粗大化。之所以使終軋溫度為大約800 950°C，是為了使阻礙加工性的集合組織不要形成。之所以使卷取溫度約在700以下，是因為若以超過這一溫度的高溫進行卷取，則在基材鋼板的表面生成的氧化皮變得過厚，所以酸洗性劣化。還有，在終軋后，為了抑制珠光體的生成，優(yōu)選將平均冷卻速度控制在大約30 120°C /秒的范圍。在熱軋后，為了提高基材鋼板的加工性，也可以根據(jù)需要進行冷軋。冷軋時的冷軋率優(yōu)選為30%以上。若冷軋率低于30%，則熱軋時必須將基材鋼板的厚度軋制至期望的制品厚度，因此生產(chǎn)率差。還有，在進行冷軋之前，對熱軋鋼板進行酸洗，除去表面生成的氧化皮即可。上述熱軋鋼板或冷軋鋼板，根據(jù)需要進行酸洗而使基材鋼板的表面潔凈化后，以連續(xù)式熔融鍍鋅線進行熱處理。為了確實地得到期望的組織，加熱至700°C以上為宜。熱處理的上限沒有特別規(guī)定，但如果是900°C則沒有任何問題。熱處理時的保持時間如果在10 秒以上，則充分被均熱，能夠得到期望的組織。熱處理后實施鍍鋅處理。根據(jù)管理容易度和與其后的合金化處理條件的關系，鍍液溫度優(yōu)選為大約400 500°C。鍍液溫度更優(yōu)選為大約440 480°C。在鍍液中的浸漬時間優(yōu)選為1 5秒。鍍液的組成沒有特別限定，但例如優(yōu)選為將有效Al溫度調(diào)整為0. 07 0. 13質(zhì)量％。還有，為了提高鍍敷附著性，推薦向鍍液浸漬之前的基材鋼板預先加熱至鍍液
溫度左右ο實施了熔融鍍鋅的鋼板，再實施合金化處理。合金化處理條件根據(jù)期望的特性決定即可。例如，合金化處理溫度為400 600°C左右，合金化處理時間為1 300秒左右即可。合金化處理使用加熱爐、直火和紅外線加熱爐等進行即可。加熱方法沒有特別限定，例如能夠采用氣體加熱或感應加熱器加熱(由高頻感應加熱裝置進行的加熱)等慣用的方式。還有，合金化處理優(yōu)選在熔融鍍鋅之后立即進行。《(b)含有3面積％以上殘留Y的TRIP鋼板》[C :0· 02 0. 25 質(zhì)量％ ]C是用于確保鋼板的強度的所需要的元素，另外也有助于使低溫相變生成物的生成量和生成形態(tài)發(fā)生變化，也對延伸率和延伸凸緣性產(chǎn)生影響。因此C需要含有0. 02質(zhì)量％以上。C優(yōu)選為0. 04質(zhì)量％以上，更優(yōu)選為0. 06質(zhì)量％以上。但是，若含有C超過0. 25 質(zhì)量％，則焊接性降低，因此C為0.25質(zhì)量％以下。C優(yōu)選為0.2質(zhì)量％以下。C更優(yōu)選為0. 18%以下。[Si :0· 5 3 質(zhì)量％ ]Si置換型的固溶強化元素，是通過使α層中的固溶C量減少，有助于使強度提高的元素。另外，若Si量多，則鐵素體分率增大，并且低溫相變生成相的貝氏體相變受到抑制。由此容易得到馬氏體，金屬組織成為鐵素體和馬氏體的復合組織，因此，Si是對于提高高強度鋼板的延伸率等的加工性也有作用的元素。為了發(fā)揮這樣的效果，需要使Si含有 0. 5質(zhì)量％以上。TRIP鋼板的情況下，特別推薦含有Si為質(zhì)量％以上。這是由于Si是對于抑制殘留Y分解而生成碳化物發(fā)揮作用的元素。Si優(yōu)選為1.2質(zhì)量％以上。但是，若過剩地含有Si，則如上述，即使適當?shù)睾蠧u和Ni，在基材鋼板的表面也會形成Si的氧化物， 因此鍍敷的潤濕性劣化，不能降低鍍敷不良和合金化不均。另外，若Si過剩，則在熱軋時在基材鋼板的表面形成氧化皮膜，氧化皮的除去和瑕疵的除去花費成本，在經(jīng)濟性上不利。另外，即使過剩含有Si，上述的強度提高效果也飽和，造成高成本。因此Si為3質(zhì)量％以下。 Si優(yōu)選為2. 5質(zhì)量％以下，更優(yōu)選為2質(zhì)量％以下。[Mn:l 4 質(zhì)量％]Mn是用于提高強度和延展性所需要的元素，含有1質(zhì)量％以上。Mn優(yōu)選為1. 3質(zhì)量％以上，更優(yōu)選為1. 5%以上。但是若Mn過剩，則與Si —樣，在基材鋼板的表面會形成 Mn的氧化物層，因此鍍敷的潤濕性劣化，不能降低鍍敷不良和合金化不均。另外，若Mn過剩，則在熱軋時在基材鋼板的表面形成氧化皮膜，氧化皮的除去和瑕疵的除去花費成本，在經(jīng)濟性上不利。另外，即使過剩含有Mn，上述的強度提高效果也飽和，造成高成本。因此Mn 為4質(zhì)量％以下。Mn優(yōu)選為3. 5質(zhì)量％以下，更優(yōu)選為3質(zhì)量％以下。[Cr :0· 03 1 質(zhì)量％ ]Cr提高淬火性，是對于實現(xiàn)組織強化有效發(fā)揮作用的元素，需要含有0. 03質(zhì)量％ 以上。Cr優(yōu)選為0. 1質(zhì)量％以上，更優(yōu)選為0. 15質(zhì)量％以上。但是，Cr含有超過1質(zhì)量％， 上述效果也飽和，造成高成本，因此Cr的上限為1質(zhì)量％。Cr優(yōu)選為0. 8質(zhì)量％以下，更優(yōu)選為0.6質(zhì)量％以下。[Al :1.5質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％ )]Al是具有耐腐蝕性提高作用和耐氫脆化特性提高作用的元素。之所以通過Al的添加，耐氫脆化特性提高，被認為是由于添加Al而耐腐蝕性提高，結(jié)果是在大氣腐蝕下發(fā)生的氫量降低。另外通過添加Al，板條狀的殘留γ的穩(wěn)定度增加，這被認為也有助于耐氫脆化特性的提高。但是，若過剩含有Al，則氧化鋁等的夾雜物大量生成，加工性劣化，因此 Al為1.5質(zhì)量％以下。Al優(yōu)選為1質(zhì)量％以上下，更優(yōu)選為0.5質(zhì)量％以下，進一步優(yōu)選為0. 1質(zhì)量％以下。還有，Al在煉鋼階段作為脫氧劑被添加，因此通常含有0. 01質(zhì)量％左右ο[P :0.03質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％ )]P是用于得到高強度鋼板有效發(fā)揮作用的元素，但若過剩地含有P，則容易發(fā)生鍍敷不均，另外熔融鍍鋅的合金化變得困難。因此P需要抑制在0.03質(zhì)量％以下。P量優(yōu)選為0. 02質(zhì)量％以下，更優(yōu)選為0. 015質(zhì)量％以下。[S :0.03質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％ )]S是作為不可避免的雜質(zhì)混入的元素，若過剩含有S，則成為在熱軋時發(fā)生熱裂紋的原因，此外還顯著損害點焊性。另外，若過剩含有S，則在鋼中生成的析出物的量過度增大，延伸率和延伸凸緣性劣化。因此，S需要抑制在0.03質(zhì)量％以下。S優(yōu)選為0.02質(zhì)量％ 以下，更優(yōu)選為0. 01質(zhì)量％以下。[Ti :0· 003 1 質(zhì)量％ ]Ti固定鋼中的C而形成碳化物，是對于GA鋼板的高強度化有效發(fā)揮作用的元素。另外，Ti除了固定鋼中的C以外，還固定N形成氮化物，是在提高r值(蘭克福特值， Lankford value)而使加工性提高上也有作用的元素。另外，Ti與上述Cu和Ni復合添加， 在狗熔化時形成狗復合氧化物，該復合氧化物使鍍敷附著性提高。另外，Ti還是有助于在腐蝕發(fā)生時具有提高耐腐蝕性的作用的致密的鐵銹和鋅銹形成的元素。即，Ti是抑制 β -FeOOH的生成的惟一的元素，該β -FeOOH成為使氯化物環(huán)境中的耐腐蝕性劣化的原因。 這一抑制作用通過與具有使耐腐蝕性提高的α -FeOOH和促進非晶質(zhì)銹的生成的作用的Cu 和Ni的復合添加而得到進一步發(fā)揮。在本發(fā)明中，Ti需要含有0.003質(zhì)量％以上。Ti優(yōu)選為0. 0035質(zhì)量％以上，更優(yōu)選為0. 004質(zhì)量％以上。但是，若Ti被過剩地含有，則除了造成高成本以外，還會使加工性降低，因此上限為1質(zhì)量％。Ti優(yōu)選為0. 5質(zhì)量％以下，更優(yōu)選為0. 1質(zhì)量％以下。本發(fā)明的GA鋼板的余量成分是鐵和不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明的GA鋼板，在不損失本發(fā)明的效果的范圍內(nèi)，也可以含有V、Nb、Mo、B、Ca、 Mg等的選擇元素。含有這些選擇元素時的適當范圍如下。[從V:1質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)、Nb:1質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)和Mo 1質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)之中選出的1種以上的元素]V、Nb、Mo均是使強度進一步提高的元素，這些元素能夠單獨添加或添加兩種以上。 特別是V和Nb固定鋼中的C而形成碳化物，是提高強度的元素。Mo是不損害鍍敷附著性， 在鋼中固溶而提高強度的元素。這樣的效果通過少量添加V、Nb、Mo便能夠得到發(fā)揮，但優(yōu)選任意一種元素含有0. 003質(zhì)量％以上。更優(yōu)選V、Nb、Mo任意一種元素含有0. 01質(zhì)量％ 以上，進一步優(yōu)選任意一種元素含有0. 02質(zhì)量％以上。但是，若V、Nb、Mo被過剩地含有， 則除了造成高成本以外，加工性也降低。因此V、Nb、Mo的上限均優(yōu)選為1質(zhì)量％。V、Nb、 Mo更優(yōu)選為0. 8質(zhì)量％以下，進一步優(yōu)選為0. 5質(zhì)量％以下。還有，V、Nb、Mo含有兩種以上時，優(yōu)選合計為1質(zhì)量％以下。[B :0· 以下(不含0質(zhì)量％ )]B(硼)是提高淬火性的元素，另外也是使焊接性提高的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，B優(yōu)選被含有0.0002質(zhì)量％以上。B更優(yōu)選為0.0003質(zhì)量％以上，進一步優(yōu)選為0. 0004質(zhì)量％以上。但是，B被過剩地含有，添加效果也會飽和，而且延展性降低，加工性變差。因此B優(yōu)選為0. 1質(zhì)量％以下。B更優(yōu)選為0.01質(zhì)量％以下，進一步優(yōu)選為0.001 質(zhì)量％以下。如前述，V、Nb、Mo、B抑制Si和Mn在基材鋼板的表面氧化，具有使鍍敷附著性提高的作用。此外，V、Nb、Mo、B在晶界偏析，有效地發(fā)揮著使鋅鍍層的合金化均勻進行的作用， 具有降低合金化不均和鍍敷不良的作用。[Ca :0.005質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)和/或Mg :0. 01質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)
量％)]
Ca和Mg通過使鋼中的夾雜物的形態(tài)球狀化而提高延展性，具有提高加工性的作用。另外，Ca和Mg具有使鋼潔凈化的作用，因此若含有Ca和Mg，則熔融鋅鍍層的合金化容易均勻地進行。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，Ca和Mg分別優(yōu)選含有0.0005質(zhì)量％以上。 更優(yōu)選Ca和Mg分別為0. 001質(zhì)量％以上。但是，若過剩地含有Ca和Mg，則鋼中的夾雜物增加，因此延展性劣化，加工性降低。因此，Ca優(yōu)選為0. 005質(zhì)量％以下，更優(yōu)選為0. 003質(zhì)量％以下。Mg優(yōu)選為0. 01質(zhì)量％以下，更優(yōu)選為0. 005質(zhì)量％以下，進一步優(yōu)選為0. 003 質(zhì)量％以下。本發(fā)明的GA鋼板的成分組成如上所述，但在不損害本發(fā)明的效果的范圍內(nèi)，也可以還含有其他元素。滿足上述成分組成的本發(fā)明的GA鋼板，抗拉強度達到590 1470MPa級，強度和延展性的平衡良好。本發(fā)明的GA鋼板，也可以是生成有3面積％以上的殘留γ的TRIP鋼板。由于含有殘留Y，加工性提高。另外，由于殘留Y在晶界存在，通過晶界狗與Si劇烈反應得到抑制，因此鍍敷不良和合金化不均的發(fā)生降低，鋼板的外觀變得良好。另外，由于分布有殘留 Y，在發(fā)生腐蝕時成為腐蝕起點的陽極點分散，因此發(fā)生腐蝕時在表面形成有微細的凹凸， 若觀觀上可見，則發(fā)生全面腐蝕。但是，由于微細的凹凸被均勻地形成于表面，由此不會局部性地腐蝕而發(fā)生穿孔的點蝕。特別是薄鋼板的情況下，因為發(fā)生點蝕而鋼板貫通在工業(yè)上會導致重大危險，所以相比發(fā)生點蝕而言，更希望均勻地全面腐蝕。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，優(yōu)選殘留Y相對于金屬組織整體含有3面積％以上。推薦該殘留Y盡可能微細的分散。上述殘留Y晶粒滿優(yōu)選在平均軸比(長軸/短軸)滿足為5以上的狀態(tài)分散。因為殘留Y存在于晶界，所以具有的效果是，抑制鋅和鐵通過晶界而發(fā)生劇烈反應，抑制構(gòu)成外觀不均的原因的反應，降低合金化不均和鍍敷不良。這樣的效果在殘留Y的體積率相同時，相比以粗大的晶粒存在的情況，微細分散的情況使反應更均勻地進行，因此效果得到
進一步發(fā)揮。殘留γ晶粒的平均軸比例如使用具有EBSP檢測器的FE-SEM觀察金屬組織即可。殘留Y以外的金屬組織主要是貝氏體鐵素體，也可以還含有貝氏體和/或馬氏體。殘留Υ以外的金屬組織，在金屬組織整體中所占的貝氏體鐵素體為70面積％以上即可。但是混合組織中所占的貝氏體鐵素體的分率，和貝氏體和/或馬氏體的各分率根據(jù)鋼板所要求的強度和延伸率的平衡決定即可，沒有特別限定。為了制造含有貝氏體鐵素體為70面積％以上，含有殘留Y為3面積％以上鋼板， 例如對于滿足上述成分組成的板坯進行熱軋后再進行酸洗，根據(jù)需要進行冷軋后，加熱至奧氏體單層域(使其溫度為以下“Tl”)并保持，以10°C/秒以上的平均冷卻速度，在300 600°C的溫度區(qū)域(使其溫度為以下“To”)保持30秒以上即可。還有，在熔融鍍鋅線等上進行熔融鍍鋅等時，在上述To的溫度區(qū)域進行熔融鍍鋅即可。以下，對于該制造條件進行具體說明。熱軋的條件例如優(yōu)選為，加熱溫度約為1100 1300°C，終軋溫度約為800 950°C，卷取溫度約在700以下。
之所以使加熱溫度為大約1100 1300°C，是為了確保終軋溫度，并且防止奧氏體晶粒的粗大化。之所以使終軋溫度為大約800 950°C，是為了使阻礙加工性的集合組織不要形成。之所以使卷取溫度約在700以下，是因為若以超過這一溫度的高溫進行卷取，則在基材鋼板的表面生成的氧化皮變得過厚，所以酸洗性劣化。還有，在終軋后，為了抑制珠光體的生成，優(yōu)選將平均冷卻速度控制在大約30 120°C /秒的范圍。在熱軋后，為了提高基材鋼板的加工性，也可以根據(jù)需要進行冷軋。冷軋時的冷軋率優(yōu)選為30%以上。若冷軋率低于30%，則熱軋時必須將基材鋼板的厚度軋制至期望的制品厚度，因此生產(chǎn)率差。還有，在進行冷軋之前，對熱軋鋼板進行酸洗，除去表面生成的氧化皮即可。接著，在連續(xù)式熔融鍍鋅線上，對于熱軋鋼板或冷軋鋼板進行以下的熱處理。艮口， 將鋼板加熱至奧氏體單層域(Tl)并保持，接著冷卻。Tl下的保持時間在能夠使鋼板的金屬組織奧氏體化的范圍內(nèi)設定即可，例如10秒以上。但是若保持時間過長，則生成率變差，因此保持時間優(yōu)選為1200秒以下。保持時間更優(yōu)選為600秒以下。以Tl保持鋼板后，使平均冷卻速度為10°C /秒以上，在300 600°C的溫度區(qū)域 (To)保持30秒以上即可。通過以To保持30秒鐘以上，能夠使奧氏體微細分散，能夠使期望的殘留Y生成。特別是為了使殘留Y微細，并且成為平均軸比大的板條狀，將保持溫度 To設定在低溫側(cè)即可。還有，若從Tl至To的冷卻速度小，則珠光體相變發(fā)生，因此從Tl至 To的冷卻速度以10°C /秒以上為宜。接著，經(jīng)熱處理的鋼板實施熔融鍍鋅處理和合金化處理。熔融鍍鋅處理在上述To的溫度區(qū)域進行即可。具體來說，根據(jù)管理容易度和與其后的合金化處理條件的關系，鍍液溫度優(yōu)選為大約400 500°C。鍍液溫度更優(yōu)選為大約 440 480°C。在鍍液中的浸漬時間優(yōu)選為1 5秒。鍍液的組成沒有特別限定，但例如優(yōu)選為將有效Al溫度調(diào)整為0. 07 0. 13質(zhì)量％。還有，為了提高鍍敷附著性，推薦向鍍液浸漬之前的基材鋼板預先加熱至鍍液溫度左右。實施了熔融鍍鋅的鋼板，再實施合金化處理。合金化處理可以是將熔融鍍鋅后的鋼板的溫度保持在上述To的溫度區(qū)域，在1 30秒以內(nèi)進行。合金化處理使用加熱爐、直火和紅外線加熱爐等進行即可。加熱方法沒也有特別限定，例如能夠采用氣體加熱或感應加熱器加熱(由高頻感應加熱裝置進行的加熱)等慣用的方式。合金化處理條件根據(jù)期望的特性決定即可。例如合金化處理溫度為450 550°C 左右，合金化處理時間為5 30秒左右即可。本發(fā)明的GA多板，能夠用于汽車用強度部件，例如以前部或后部側(cè)梁和碰撞吸能盒等碰撞部件為首的中柱加強件等的柱類，車頂縱梁加強件、側(cè)梁、底梁、腳踏板部等車體構(gòu)成部件。另外，上述GA鋼板也可以實施各種涂裝或涂裝襯底處理(例如磷酸鹽處理等的化成處理)、有機皮膜處理(例如復合薄膜等的有機皮膜的形成)等。在涂料中，能夠使用公知的樹脂，例如環(huán)氧樹脂、氟樹脂、硅丙烯酸樹脂、聚氨酯樹脂、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、硅丙烯酸樹脂。也可以與所述樹脂一起使用硬化劑，另外，涂料也可以含有公知的添加劑，例如著色用顏料、耦合劑、勻染劑、敏化劑、抗氧化劑、紫外線穩(wěn)定齊U、 阻燃劑等。在本發(fā)明中，涂料形態(tài)沒有特別限定，能夠使用全部形態(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、電沉積涂料等。另外涂裝方法也沒有特別限定，能夠使用浸漬法、輥涂法、噴涂法、幕流涂布法、電沉積涂裝法等。被覆層(鍍層、有機皮膜、化成處理皮膜、涂膜等)的厚度根據(jù)用途適宜設定即可。實施例以下，通過實施例更詳細地說明本發(fā)明。下述實施例沒有限定本發(fā)明的性質(zhì)，在能夠符合前后述的宗旨的范圍內(nèi)也可以適當加以變更實施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。在下述實驗例1中，以金屬組織滿足上述(a)所規(guī)定的要件的DP鋼板為目標進行制造，在下述實驗例2中，以金屬組織滿足上述(b)所規(guī)定的要件的TRIP鋼板為目標進行制造。[實驗例1]鑄造表1所示的成分組成(余量是鐵和不可避免的雜質(zhì))的鋼水，將所得到的板坯加熱到1180°C，使終軋溫度為890 900°C而進行熱軋。熱軋后，使平均冷卻速度為 50°C /秒而冷卻至500°C之后，在該溫度下卷取。接著，進行酸洗，冷軋，制造厚1. 2mm的冷軋鋼板。冷軋率為30%。[表1]
權(quán)利要求
1.一種合金化熔融鍍鋅鋼板，其特征在于，熱軋如下鋼而得到基材鋼板，對該基材鋼板實施熔融鍍鋅后，使鍍層合金化，該鋼含有C 0. 02 0. 25質(zhì)量％、Si :0. 5 3質(zhì)量％、Mn 1 4質(zhì)量％、Cr :0. 03 1 質(zhì)量％、A1 :1. 5質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％、P :0. 03質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％、S :0. 03 質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％、Ti :0. 003 1質(zhì)量％，并且，以滿足下式(1)的方式含有Cu 0. 25 5.0質(zhì)量％及Ni 0. 05 1.0質(zhì)量％，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)，[Cu]/[Ni] ^ 5... (1)式(1)中，[]表示元素的質(zhì)量百分比含量。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的合金化熔融鍍鋅鋼板，其特征在于，所述基材鋼板的金屬組織中，鐵素體和馬氏體的合計為70面積％以上，殘留奧氏體被抑制在1面積％以下且含0 面積％。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的合金化熔融鍍鋅鋼板，其特征在于，含有Si為1質(zhì)量％以上，所述基材鋼板的金屬組織中，殘留奧氏體為3面積％以上。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的合金化熔融鍍鋅鋼板，其特征在于，所述殘留奧氏體的晶粒的平均軸比即長軸/短軸為5以上。
5.根據(jù)權(quán)利要求1所述的合金化熔融鍍鋅鋼板，其特征在于，含有從V:1質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％、Nb :1質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％和Mo 1質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％中選出的1種以上的元素。
6.根據(jù)權(quán)利要求1所述的合金化熔融鍍鋅鋼板，其特征在于，含有B0. 1質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％。
7.根據(jù)權(quán)利要求5所述的合金化熔融鍍鋅鋼板，其特征在于，含有B0. 1質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％。
8.根據(jù)權(quán)利要求1所述的合金化熔融鍍鋅鋼板，其特征在于，含有Ca0. 005質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％和/或Mg 0. 01質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％。
9.根據(jù)權(quán)利要求5所述的合金化熔融鍍鋅鋼板，其特征在于，含有Ca0. 005質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％和/或Mg 0. 01質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％。
10.根據(jù)權(quán)利要求6所述的合金化熔融鍍鋅鋼板，其特征在于，含有Ca0. 005質(zhì)量％ 以下但不含0質(zhì)量％和/或Mg 0. 01質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％。
11.根據(jù)權(quán)利要求7所述的合金化熔融鍍鋅鋼板，其特征在于，含有Ca0. 005質(zhì)量％ 以下但不含0質(zhì)量％和/或Mg 0. 01質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％。
12.—種合金化熔融鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，對滿足權(quán)利要求1 11中任一項所述的成分的鋼進行熱軋而得到基材鋼板，對該基材鋼板實施熔融鍍鋅后，進行合金化處理。
全文摘要
本發(fā)明提供一種抑制鍍敷不良和合金化不均的發(fā)生，表面外觀優(yōu)異的合金化熔融鍍鋅鋼板。另外，還提供這種合金化熔融鍍鋅鋼板的制造方法。本發(fā)明的合金化熔融鍍鋅鋼板其獲得，是熱軋如下鋼而得到基材鋼板，該鋼含有C0.02～0.25質(zhì)量％、Si0.5～3質(zhì)量％、Mn1～4質(zhì)量％、Cr0.03～1質(zhì)量％、Al1.5質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)、P0.03質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)、S0.03質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)、Ti0.003～1質(zhì)量％，以滿足下式(1)的方式含有Cu0.25～5.0質(zhì)量％及Ni0.05～1.0質(zhì)量％，并且余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，對于基材鋼板實施熔融鍍鋅后，使鍍層合金化。還有，式(1)中，[]表示元素的含量(質(zhì)量％)。[Cu]/[Ni]≥5…。(1)
文檔編號C21D9/46GK102203313SQ20098014409
公開日2011年9月28日 申請日期2009年11月2日 優(yōu)先權(quán)日2008年11月6日
發(fā)明者三宅義浩, 武田實佳子, 湯瀨文雄, 難波茂信 申請人:株式會社神戶制鋼所