加工性优异的热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板及其制造方法
【专利摘要】本发明的目的在于提供一种具有适合进行冲压加工、拉伸翻边加工等加工的强度、延展性以及扩孔性，并且具有高耐腐蚀性的热浸Zn?Al?Mg系镀层钢板。本发明的原材料钢板为具有规定的化学成分，由下述式(1)表示的Ti/C当量比为0.4～1.5，以贝氏体铁素体单相或包含贝氏体铁素体相和铁素体相的相为主相，硬质第二相以及渗碳体的面积比为3％以下，并且，晶向差为2～15°的小角晶粒间界的占比为30～75％，分散析出了平均粒径20nm以下的含Ti的碳化物，抗拉强度为400MPa以上的加工性优异的高强度热浸Zn?Al?Mg系镀层钢板。Ti/C当量比＝(Ti/48)/(C/12)…(1)。
【专利说明】
加工性优异的热浸Zn-A I-Mg系镀层钢板及其制造方法
技术领域
[00011本发明涉及一种抗拉强度400MPa以上的延展性与扩孔性优异的热浸Zn-Al-Mg系 镀层钢板及其制造方法，该钢板适用于要求高耐腐蚀性的用途，适合用作构件的原材料，供 实施冲压加工、拉伸翻边加工等某种加工时使用。
【背景技术】
[0002] 近年来，对环境问题日益关注，以汽车用构件为代表，各种各样的加工品都要求通 过高强度-薄壁化实现轻量化。此外，由于要被实施冲压加工、拉伸翻边加工等各种各样的 变形式加工，因此对于原材料钢板，除了强度之外，对延展性、高扩孔性也有所要求。进而， 从长寿命化、省略后续镀敷等的观点考虑，需要高强度防锈钢板。
[0003] 在专利文献1中，公开了一种提高了强度以及扩孔性的热浸镀锌钢板。然而，由于 利用了作为硬质相的贝氏体组织来确保强度，因此虽然扩孔性高，但延展性低。
[0004] 在专利文献2中，作为提高了延展性和扩孔性的材料，提出了铁素体单相钢板。然 而，由于含有Mo，因此存在导致成本显著增加的问题。
[0005] 在专利文献3以及4中，作为提高了延展性和扩孔性的材料，提出了一种减少铁素 体与马氏体的硬度差的复相钢板。然而，由于降低了马氏体的硬度，因此当提高铁素体的体 积分数时，强度有可能下降。此外，扩孔性也不一定高。
[0006] 在专利文献5中，提出了一种扩孔性以及耐腐蚀性优异的热浸Zn-Al-Mg系镀层钢 板。然而，已知即使按照该文献的方法，也不一定容易稳定地获得高扩孔性。
[0007] 现有技术文献
[0008] 专利文献
[0009] 专利文献1:日本特开平5-179356号公报 [0010] 专利文献2:日本专利第3591502号公报 [0011] 专利文献3:日本特开2001-303186号公报 [0012] 专利文献4:日本特开2001-303187号公报 [0013] 专利文献5:日本特开2012-193452号公报
【发明内容】
[0014] 发明所要解决的问题
[0015] 因此，上述的专利文献1~5中记载的钢板不算是满足强度、延展性、扩孔性、耐腐 蚀性这所有特性的钢板。
[0016] 本发明以上述问题为鉴，其目的在于提供一种具有适合进行冲压加工、拉伸翻边 加工等加工的强度、延展性以及扩孔性，并且具有高耐腐蚀性的热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板 及其制造方法。
[0017] 用于解决问题的方案
[0018] 本发明人进行了深入研究后，发现具有以下技术特征的镀层钢板可以解决上述问 题。
[0019] 具体而言，本发明使用一种抗拉强度为400MPa以上的加工性优异的高强度热浸 Zn-Al-Mg系镀层钢板，其中，原材料钢板以质量％计，含有:0.005~0.08%的C、0.8%以下 的Si、0.1~1.8% 的Μη、0·05% 以下的Ρ、0·02% 以下的S、0.001~0.005%的10.02~0.2% 的Ti、0.0005~0.01 %的B以及0.1 %以下的A1，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成，以 贝氏体铁素体单相或包含贝氏体铁素体相和铁素体相的相为主相，硬质第二相以及渗碳体 的面积比为3%以下，并且，晶向差为2~15°的小角晶粒间界的占比为30~75%，分散析出 了平均粒径20nm以下的含Ti的碳化物。
[0020] 此外，对于Ti和C的关系而言，条件为将由下述式（1)表示的Ti/C当量比控制为0.4 ~1 · 5〇
[0021] Ti/C 当量比= (Ti/48)/(C/12).._(l)
[0022] 其中，在式(1)的元素符号处代入原材料钢板中的对应元素的含量(质量％)。
[0023] 上述钢板以质量％计，还可以含有0.1%以下的他、0.1%以下的￥中的一种以上。 [0024] 此外，上述的镀层组成成分以质量％计，例如由3.0~22.0%的A1、0.05~10.0% 的Mg、0~0.10%的1^、0~0.05%的8、0~2.0%的51、0~2.0%的？6、剩余部分211以及不可 避免的杂质构成。
[0025]作为上述的热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板的制造方法，对具有上述组成成分的原材料 钢板实施依次进行热乳、酸洗、连续热浸镀生产线下的退火以及Zn-Al-Mg系热浸镀的工序， 热乳时的卷取温度设为500°C~650°C，连续热浸镀生产线下的退火温度设为550°C~720 Γ。
[0026] 发明效果
[0027] 通过本发明，能提供一种具有适合进行冲压加工、拉伸翻边加工等加工的强度、延 展性以及扩孔性，并且具有高耐腐蚀性的热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板及其制造方法。
【附图说明】
[0028] 图1是对凸台焊接试件的形状进行说明的立体图。
[0029] 图2是对制作凸台焊接试件的工序进行说明的剖视图。
[0030] 图3是表示TS X T. E1平衡与Ti/C当量比的关系的图。
[0031] 图4是表示TSXA平衡与Ti/C当量比的关系的图。
【具体实施方式】
[0032] 以下，对本发明的组成成分、金属组织以及制造方法进行详细说明。钢组成成分以 及镀层组成成分中的"％"只要没有特别说明就是指"质量％"。
[0033] <C:0.005 ~0.08%>
[0034] C形成含Ti的碳化物，微细地析出至贝氏体铁素体或铁素体组织中，是有利于高强 度化的元素。当C含量小于0.005 %时，则难以获得400MPa以上的强度，当添加超过0.08% 时，由于析出物的粗大化、硬质第二相以及渗碳体的形成，扩孔性降低。C含量的范围优选为 0.01 ~0.08%〇
[0035] <Si:0.8% 以下 >
[0036] Si是有利于固溶强化的元素。但是，当过量添加时，在通过热浸镀生产线进行加热 时会在钢板表面形成氧化物，抑制镀敷性能，因此将添加量的上限设为〇. 8%。
[0037] <Μη:0·1 ~1.8%>
[0038] Μη是有利于高强度化的元素。当小于0.1 %时，则难以获得400MPa以上的强度，当 添加超过1.8%时，容易发生偏析，扩孔性降低。Μη含量的范围优选为0.5~1.8%。
[0039] <Ρ:〇·〇5% 以下>
[0040] Ρ是有利于固溶强化的元素，但是当添加超过0.05%时，容易发生偏析，冲缘加工 性能降低。Ρ含量的范围优选为0.025%以下。需要说明的是，Ρ的含量不包含0。
[0041] <S:0.02% 以下>
[0042] S与Ti、Mn形成硫化物，使扩孔性降低。因此，S是应该极力减少的元素。S含量的范 围优选为〇. 005 %以下，进一步优选为0.003 %以下。需要说明的是，S是不可避免的杂质，其 含量不包含0。
[0043] <Ν:0·001 ~0.005%>
[0044] 当Ν作为固溶Ν残留于钢中时，会生成ΒΝ，随之导致有利于耐溶融金属脆化破裂性 的Β量减少。研究的结果是，虽然Ν含量被限制在0.005%以下，但是通常存在0.001 %左右的 Ν也没有问题。Ν含量的范围优选为0.001~0.004 %。
[0045] <Ti:0.02 ~0.2%>
[0046] Ti与C结合，作为微细的Ti的碳化物析出，是有利于高强度化的元素。此外，由于Ti 与N的亲和性高，将钢中的N固定为TiN，因此添加 Ti在确保提高耐溶融金属脆化破裂性的B 量方面极其有效。为了充分获得这些作用，需要添加0.02 %以上，当添加超过0.2 %时，则会 导致加工性的降低。Ti含量的范围优选为0.03~0.2%。
[0047] <Β:0·0005~0·01%>
[0048] Β偏析于晶界，提高了原子间结合力，是有利于抑制溶融金属脆化破裂的元素。此 外，其是抑制钢的奥氏体铁素体变态的元素，通过抑制奥氏体铁素体变态，使Ti系碳化物的 析出温度低温化，有助于Ti系碳化物的微细化。当小于0.0005%时没有效果，当添加超过 0.01 %时则生成硼化物导致加工性变差。B含量的范围优选为0.001~0.005%。
[0049] <Α1:0·1% 以下〉
[0050] Α1在制钢时作为脱氧剂添加。当添加超过0.1 %时，会导致延展性降低。Α1含量的 范围优选为0.05%以下。需要说明的是，Α1的含量不包含0。
[0051 ] <1.0%以下的V、0.1%以下的Nb中的一种以上>
[0052] Nb、V防止加热以及热乳中γ晶粒的粗大化，有利于铁素体晶粒的微细化。此外，与 Ti同样地形成含C的复合碳化物，对于提高强度也有利。因此可以根据需要含有这些的元素 的一种以上。
[0053] <Ti/C当量比：0.4~1.5>
[0054] Ti/C当量比是对于提高扩孔性、延展性重要的数值。Ti/C当量比由式（1)来定义。
[0055] Ti/C 当量比= (Ti/48)/(C/12)."(l)
[0056] 其中，在式(1)的元素符号处代入原材料钢板中的对应元素的含量(质量％)。
[0057 ]由于当T i /C当量比小于0.4时，硬质第二相、渗碳体量增加，此外，小角晶粒间界的 占比变为30%以下，因此扩孔性降低。另一方面，当Ti/C当量比超过1.5时，由于小角晶粒间 界的占比超过75%，因此延展性降低。
[0058]由于需要适合进行冲压加工、拉伸翻边加工等加工的强度，因此将本发明的镀层 钢板的抗拉强度规定为400MPa以上。由此，当抗拉强度低时，无法确保充分的加工性。该抗 拉强度优选为500MPa以上，进一步优选为590MPa以上。
[0059] <金属组织>
[0060] 本发明的高强度热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板的微结构设定为：以贝氏体铁素体单相 或贝氏体铁素体相和铁素体相双方的组织为主相，硬质第二相和渗碳体的面积比为3%以 下，并且，晶向差为2~15°的小角晶粒间界的占比为30%以上75%以下，并且，含Ti的碳化 物的平均粒径为20nm以下。以下，对这些微结构进行说明。
[0061] 以贝氏体铁素体单相或贝氏体铁素体和铁素体双方的组织为主相，使硬质第二相 (贝氏体、珠光体)和渗碳体的面积比为3%以下，位错密度低的贝氏体铁素体或铁素体组织 有利于提高延展性以及扩孔性，此外，由于硬质的第二相组织、渗碳体在扩孔加工时会成为 破裂的起点，使扩孔性降低，因此将面积比设为3%以下。
[0062]需要说明的是，"主相"是指在本发明的钢板的金属组织中，除去硬质第二相和渗 碳体的剩余的相。
[0063]之所以将小角晶粒间界的占比设为30%以上75%以下，是因为当小角晶粒间界小 于30%时扩孔性降低，当小角晶粒间界超过75%时延展性降低。需要说明的是，该小角晶粒 间界的占比优选为40~75 %。
[0064]之所以将含Ti碳化物的平均粒径设为20nm以下，是因为含Ti碳化物会在热乳时析 出，通过其析出强化作用，强度得以提升。此外，微细析出有利于提高扩孔性。种种研究的结 果是，分散于贝氏体铁素体或铁素体相中的碳化物的平均粒径为20nm以下的方案极其有 效。该碳化物的平均粒径优选为15nm以下。需要说明的是，含Ti碳化物还包括含Nb、V等的碳 化物。
[0065] ?制造方法
[0066]上述加工性优异的高强度热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板可以通过例如对进行了成分 调整的钢材(连铸锭等)依次进行热乳、酸洗、连续热浸镀生产线下的退火以及Zn-Al-Mg系 热浸镀的工序来进行制造。以下，对该情况下的制造条件进行示例。
[0067]将满足上述组成成分的钢锭在1150~1300 °C的加热温度下加热，在850~950 °C的 加工温度下热乳后，以20°C/秒以上的平均冷却速度冷却到卷曲温度。之后，在下述的卷取 温度下得到热乳钢带。进而，在将该钢带酸洗后，通过下述的条件的连续热浸镀生产线实施 镀敷工序。
[0068] <热乳使的卷取温度设为500°C~650°C>
[0069] 当卷取温度小于500°C时，含Ti的碳化物的析出量不充分，使得强度降低。此外，小 角晶粒间界的占比增加，使得延展性降低。另一方面，当卷取温度超过650°C时，会导致含Ti 的碳化物的粗大化，使得强度降低以及扩孔性降低。
[0070] <连续热浸镀生产线下的退火温度:550~720°C>
[0071] 当退火温度小于550°C时钢板表面未充分还原，使得镀敷性降低。另一方面，当退 火温度超过720°C时会导致碳化物的粗大化，导致强度降低以及扩孔性降低。此外，小角晶 粒间界的占比减少，使得扩孔性降低。
[0072] <Zn-Al_Mg 系热浸镀>
[0073] 在本发明中，可以采用公知的Zn-Al-Mg系热浸镀方法。
[0074] 镀层中的A1具有提高镀层钢板的耐腐蚀性的作用。此外，通过使镀液中含有A1，还 具有抑制Mg氧化物系浮渣产生的作用。为了充分地获得这些作用需要将热浸镀的A1含量设 为3.0%以上，更优选为4.0%以上。另一方面，当A1含量超过22.0%时，在镀层与原材料钢 板的界面上Fe-Al合金层的生长变得显著，镀敷密合性变差。为了确保优异的镀敷密合性， 优选A1含量设为15.0%以下，更优选设为10.0%以下。
[0075] 镀层中的Mg起到在镀层表面均匀地生成腐蚀生成物从而显著提高该镀层钢板的 耐腐蚀性的作用。为了充分地发挥该作用需要将热浸镀的Mg含量设为0.05%以上，最好确 保2.0 %以上。另一方面，当Mg含量超过10.0%时变得容易产生Mg氧化物系浮渣，恶劣影响 变大。为了获得更高品质的镀层，优选Mg含量设为5.0 %以下，更优选设为4.0 %以下。
[0076] 当使热浸镀液中含有Ti、B时，可以抑制对热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板造成斑点状的 不良外观的ZnnMg2相的生成、生长。分别单独地含有Ti、B也会产生ZnnMg 2相的抑制效果，但 是从大幅度地放宽制造条件的自由度的方面来看，最好复合含有Ti以及B。为了充分地获得 这些效果，有效的做法是将热浸镀的Ti含量设为0.0005%以上，将B含量设为0.0001 %以 上。但是，当Ti含量过多时，会在镀层中生成Ti-Al系的析出物，在镀层上产生被称为"微粒" 的凹凸，从而有损外观。因此，在镀液中添加 Ti时需要将含量范围设为0.10%以下，更优选 设为0.01%以下。此外，当B含量过多时，会在镀层中使A1-B系或Ti-B系的析出物生成、粗大 化，还是会产生被称为"微粒"的凹凸，从而有损外观。因此，在镀液中添加 B时需要将含量范 围设为〇. 05 %以下，更优选设为0.005 %以下。
[0077]当使热浸镀液中含有Si时，上述Fe-Al合金层的生长得到抑制，热浸Zn-Al-Mg系镀 层钢板的加工性提高。此外，镀层中的Si防止镀层黑变，有利于维持表面光泽性。为了充分 地发挥这样的Si的作用，有效的做法是将热浸镀的Si含量设为0.005%以上。但是，当过多 地添加 Si时，由于热浸镀液中的浮渣量变多，因此在使镀液中含有Si时将含量范围设为 2.0%以下。
[0078]热浸镀液中一定程度上会逐渐混入来自原材料钢板、熔炉组成构件等的Fe。在Zn-Al-Mg 系镀敷中，镀液中 允许含有最高2.0% 左右的Fe。 镀液中 即使混入了其他的元素例如 〇3、51'、似、稀土类元素、附、&3、5]1、(]11、0、]\111的一种以上也无妨，但是它们的合计含量最好 为1质量％以下。需要说明的是，热浸镀液成分几乎原封不动地反映至热浸镀钢板的镀层成 分。
[0079] 实施例
[0080] 铸出表1所示的组成成分的各钢锭，将该钢锭加热至1250 °C后，在精乳温度880 °C、 卷取温度520~680°C下热乳，获得板厚2.6mm的热乳钢带。各热乳钢带的卷取温度分别如表 2所示。
[0081] [表1]
[0083]将热乳钢带酸洗之后，通过连续热浸镀生产线，在氢-氮混合气体中进行570~730 °C退火，以平均冷却速度5°C/sec冷却到约420°C，制得原材料钢板(镀层钢板），之后，在钢 板表面不接触大气的状态下浸渍到具有下述的镀液成分的Zn-Al-Mg系热浸镀液中后取出， 以空气吹扫法将镀层附着量调整为每面约90g/m 2,从而获得热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板。镀 液温度为约410°C。各个钢的退火温度也一并如表2所示。
[0084]〔镀液成分（质量％)〕
[0085] A1:6.0%、Mg:3.0%、Ti :0.002%、B:0.0005%、Si :0.01 %、Fe:0.1%、Zn:剩余部 分。
[0086]〔含Ti碳化物的平均粒径〕
[0087]用透射电子显微镜（TEM)观察由选取的热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板样品制成的薄 膜，测定含有30个以上含Ti碳化物的一定区域内的该碳化物的粒径(长径），取其平均值作 为含Ti碳化物的平均粒径。
[0088]〔小角晶粒间界的占比〕
[0089] 将从选取的热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板样品切出的试件沿乳制方向断面进行研磨， 接着，进行电解研磨对表面进行调整。之后，通过电子背散射花样分析(EBSP)，测定晶界的 晶向差。将晶界的晶向差为2~15°的小角晶粒间界的晶界的全长相对于同样测定的晶界的 晶向差为2~180°的晶界的全长的占比一并记载于表2。
[0090] 需要说明的是，在本次的测定中使用以下的装置、条件。
[0091] ?观察装置:场发射扫描电子显微镜日本电子社制JSM-6500F
[0092] · EBSP系统：EDAX-TSL社制0頂 Data Collection 5.21
[0093] ?测定范围/测定间隔：100Χ100μηι/0·3μηιΧ1视野 [0094]〔硬质第二相以及渗碳体的面积比〕
[0095] 将从选取的热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板样品切出的试件沿乳制方向断面进行研磨， 以Picral试剂进行刻蚀，将通过图像解析从观察到的组织计算出的硬质第二相以及渗碳体 的面积比一并记载于表2。
[0096] 〔抗拉性能〕
[0097] 使用以使试片的长边方向相对于原材料钢板的乳制方向成直角的方式选取的 JIS5号试片，按照JISZ2241标准求得抗拉强度TS、完全延伸T.E1。
[0098] 将TSXT.E1平衡为13000以上判定为合格。
[0099] 〔扩孔性〕
[0100] 从热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板选取90X90mm的样品，将它作为用于扩孔性试验的素 材板（坯料）。在该素材板的中央使用凸模和凹模来开通冲孔。选择初始孔的直径Do为 l〇.0mm，模具间隙为板厚的12%的素材板。在冲开的孔，从毛边的相反侧压入顶角60°的凸 模，扩大初始孔。此时，凸模的移动速度设为l〇mm/min。钢板的孔扩大，在板厚方向破裂贯通 的时候停止凸模，测定孔的内径D b。从而，求出由（沉一0〇)/1)(^100(%)定义的扩孔率。
[0101] 将TSXA平衡为40000以上判定为合格。
[0102]〔溶融金属脆化破裂性的评价〕
[0103] 溶融金属脆化性能按照以下的流程实施焊接试验进行评价。
[0104] 从热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板切出lOOmmX 75mm的样品，将它作为用于评价溶融金 属脆化引起的最大破裂深度的试片。焊接试验进行制成图1所示的外观的凸台焊接材料的 "凸台焊接"，并观察该焊接部断面来检验了破裂的发生状况。即，在试片3的板面中央部垂 直地竖立起由直径20mmX长度25mm的条钢(JIS规定的SS400钢)构成的凸台（突起）1，将该 凸台1通过电弧焊接接合于试片3。焊条使用YGW12,焊珠6从焊接开始点起绕凸台的周围1 周，经过焊接始点后再往前推进些许，在过了焊接开始点并形成了焊珠的重叠部分8处停止 焊接。焊接条件采用190A; 23V;焊接速度0.3m/min;保护气体:Ar-20vo 1. %C02;保护气体流 量:20L/min〇
[0105] 需要说明的是，在焊接时，如图2所示，使用了事先将试片3与约束板4接合而成的 接合体。接合体通过如下方式制成:首先准备120mm X 95mm X板厚4mm的约束板4 (JIS规定的 SS400钢），在该板面中央部放置试片3,之后，将试片3整周焊接于约束板4。上述的凸台焊接 材料的制造通过夹钳2将该接合体(试片3和约束板4)固定在水平的实验台5上，并在该状态 下进行凸台焊接而成。
[0106] 凸台焊接后，在通过凸台1的中心轴，并且通过所述焊珠的重叠部分8的切断面9， 将凸台1/试片3/约束板4的接合体切断，对该切断面9进行显微镜观察，测定在试片3时观察 到的破裂的最大深度，将其取作最大母材破裂深度。该破裂相当于溶融金属脆化破裂。将最 大母材破裂深度为0.1mm以下评价为合格，超过0.1mm评价为不合格。
[0107] [表 2]
[0109] 本发明的No.l~18是抗拉强度TS为400MPa以上，TSXT.E1平衡为13000MPa · %以 上，并且TSXA平衡为40000MPa · %以上，即强度-延展性平衡以及强度-扩孔性平衡优异的 高强度热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板。
[0110] 与此相对，No. 19由于C量多，Ti/C当量比低，因此硬质第二相+渗碳体面积比高，TS Χλ平衡低。如.20由于1^量低，1^/(：当量比低，因此硬质第二相+渗碳体面积比高，了5乂入平 衡低。No. 21由于Ti/C当量比高，小角晶粒间界面积比高，因此TSXT.El平衡低。No. 22由于 Μη量多，因此TS X λ平衡低。No . 23由于B低，因此无法获得充分的抗拉强度，并且耐LMEC性 差。No. 24由于P量多，因此TS X λ平衡低。No. 25由于C量低，无法获得充分的抗拉强度，并且 Ti/C当量比高，因此小角晶粒间界面积比高，TS X T .E1平衡低。No. 26由于Μη量低，因此无法 获得充分的抗拉强度。No. 27由于Ti量多，Ti/C当量比高，因此小角晶粒间界面积比高，TSX T.E1平衡低。No. 28由于热乳时的卷取温度高，此外No. 29由于在连续热浸镀生产线下的退 火温度高，因此它们的Ti碳化物的粒径都大，TS X λ平衡低。
[0111] 在图3中，示出TSXT.E1平衡与Ti/C当量比的关系，在图4中示出TSXA平衡与Ti/C 当量比的关系。可知通过使Ti/C当量比满足0.4~1.5,可以获得延展性以及扩孔性都优异 的高强度热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板。
[0112] 附图标记说明
[0113] 1:凸台；2:夹谢;3:试片;4:约束板;5:实验台；6:焊珠;7:试片整周焊接部的焊珠； 8:焊珠的重叠部分;9:切断面。
【主权项】
1. 一种抗拉强度为400MPa以上的加工性优异的高强度热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板，其在 原材料钢板的表面具有Zn-Al-Mg系镀层，其中， 原材料钢板以质量％计，含有:0.005~0.08%的(：、0.8%以下的3丨、0.1~1.8%的]?11、 0.05%以下的卩、0.02%以下的5、0.001~0.005%的10.02~0.2%的1^、0.0005~0.01% 的B以及0.1%以下的41，剩余部分由？6以及不可避免的杂质构成，由下述式（1)表示的11/^ 当量比为0.4~1.5,以贝氏体铁素体单相或包含贝氏体铁素体相和铁素体相的相为主相， 硬质第二相以及渗碳体的面积比为3%以下，并且，晶向差为2~15°的小角晶粒间界的占比 为30%~75%，分散析出了平均粒径20nm以下的含Ti的碳化物， Ti/C 当量比= (Ti/48)/(C/12)...(l) 其中，在式(1)的元素符号处代入原材料钢板中的对应元素的含量(质量％)。2. 根据权利要求1所述的抗拉强度为400MPa以上的加工性优异的高强度热浸Zn-Al-Mg 系镀层钢板，其中， 原材料钢板以质量％计，还具有含〇.1%以下的他、0.1%以下的￥中的一种以上的组成 成分。3. 根据权利要求1或2所述的高强度热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板，其中， 所述热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板的镀层组成成分以质量％计，由3.0~22.0 %的A1、0.05 ~10.0% 的Mg、0~0.10% 的Ti、0~0.05% 的B、0~2.0% 的Si、0~2.0% 的Fe、剩余部分Zn 以及不可避免的杂质构成。4. 一种高强度热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板的制造方法，其特征在于， 原材料钢板以质量％计，含有0.005~0.08%的C、0.8%以下的Si、0.1~1.8 %的Mn、 0.05%以下的卩、0.02%以下的5、0.001~0.005%的10.02~0.2%的1^、0.0005~0.01% 的B、0.1 %以下的A1，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成，并且，由下述式（1)表示的 Ti/C当量比为0.4~1.5,在对该钢材依次进行热乳、酸洗、连续热浸镀生产线下的退火以及 Zn-Al-Mg系热浸镀的工序中，热乳时的卷取温度设为500°C~650°C，连续热浸镀生产线下 的退火温度设为550°C~720°C， Ti/C 当量比= (Ti/48)/(C/12)...(l) 其中，在式(1)的元素符号处代入原材料钢板中的对应元素的含量(质量％)。5. 根据权利要求4所述的高强度热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板的制造方法，其特征在于， 原材料钢板以质量％计，还含有〇. 1 %以下的Nb、0.1 %以下的V中的一种以上。6. 根据权利要求4或5所述的高强度热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板的制造方法，其中， 所述热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板的镀层组成成分以质量％计，由3.0~22.0 %的A1、0.05 ~10.0% 的Mg、0~0.10% 的Ti、0~0.05% 的B、0~2.0% 的Si、0~2.0% 的Fe、剩余部分Zn 以及不可避免的杂质构成。
【文档编号】C22C38/14GK105940131SQ201480070046
【公开日】2016年9月14日
【申请日】2014年12月19日
【发明人】平田健太郎, 植杉真也, 片桐幸男, 浦中将明, 重富智治
【申请人】日新制钢株式会社