本發(fā)明涉及一種抗拉強(qiáng)度為980mpa以上、鍍覆性、包含彎曲性和擴(kuò)孔性雙方的加工性以及耐延遲斷裂特性優(yōu)異的高強(qiáng)度鍍覆鋼板及其制造方法。本發(fā)明的鍍覆鋼板包括熱浸鍍鋅鋼板及合金化熱浸鍍鋅鋼板雙方。

背景技術(shù)：

在汽車或運(yùn)輸機(jī)等領(lǐng)域中所通用的熱浸鍍鋅鋼板及合金化熱浸鍍鋅鋼板除了被要求高強(qiáng)度化以外，還被要求彎曲性及擴(kuò)孔性(延伸凸緣性)的加工性優(yōu)異，進(jìn)一步被要求耐延遲斷裂特性優(yōu)異。而且，還被要求耐沖擊吸收性。

為了確保高強(qiáng)度化和加工性，有效的是在鋼中較多地添加si或mn等強(qiáng)化元素。然而，si和mn是易氧化性元素，由于形成在表面的si氧化物、mn氧化物、具有si和mn的復(fù)合氧化物的氧化膜等，熱浸鍍鋅的潤濕性明顯變差，發(fā)生未鍍覆等問題。

對(duì)此，針對(duì)含有較多si或mn的鍍覆鋼板，提出了各種提高加工性等的技術(shù)。

例如，在專利文獻(xiàn)1中公開了抗拉強(qiáng)度為590mpa以上且彎曲性及加工部的耐蝕性優(yōu)異的熱浸鍍鋅鋼板。詳細(xì)而言，在專利文獻(xiàn)1中，為了能夠抑制自鋼板與鍍覆層之間的界面起形成在鋼板側(cè)的內(nèi)部氧化層所引起的撓裂(flexcrack)的產(chǎn)生和鍍膜的損傷，將脫碳層的成長設(shè)為顯著快于內(nèi)部氧化層的成長。另外，還公開了以使在鐵素體區(qū)域中因脫碳而形成的內(nèi)部氧化層的厚度變薄的方式加以控制的表面附近組織。

此外，在專利文獻(xiàn)2中公開了疲勞耐久性、耐氫脆性(與耐延遲斷裂特性同義)、彎曲性優(yōu)異的抗拉強(qiáng)度為770mpa以上的熱浸鍍鋅鋼板。詳細(xì)而言，在專利文獻(xiàn)2中，鋼板部包括：與鍍覆層的界面直接接觸的軟質(zhì)層；以及以鐵素體作為面積率最大的組織的軟質(zhì)層。另外，還公開了滿足d/4≤d≤2d的熱浸鍍鋅鋼板，其中，d是所述軟質(zhì)層的厚度，d是存在于鋼板表層部并含有si和mn中1種以上的氧化物從鍍覆層/基底鋼的界面算起的深度。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)1：日本專利公開公報(bào)特開2011-231367號(hào)

專利文獻(xiàn)2：日本專利公報(bào)第4943558號(hào)

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明要解決的問題

如上所述，至今為止已提出了各種使含有較多si及mn的鍍覆鋼板的加工性等提高的技術(shù)。然而，期望提供一種全部兼具該鍍覆鋼板被要求的各種特性、即：980mpa以上的高強(qiáng)度、鍍覆性、彎曲性和擴(kuò)孔性的加工性、以及耐延遲斷裂特性，而且耐沖擊吸收性也優(yōu)異的技術(shù)。

本發(fā)明鑒于上述情況而作出，其目的在于提供一種鍍覆性、彎曲性和擴(kuò)孔性的加工性、以及耐延遲斷裂特性優(yōu)異，且耐沖擊吸收性也優(yōu)異的980mpa以上的熱浸鍍鋅鋼板及合金化熱浸鍍鋅鋼板及其制造方法。

用于解決問題的方案

能夠解決上述問題的本發(fā)明所涉及的抗拉強(qiáng)度為980mpa以上的高強(qiáng)度鍍覆鋼板的要點(diǎn)在于，其是在基底鋼板的表面具有熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層的鍍覆鋼板，(1)所述基底鋼板以質(zhì)量％計(jì)含有c：0.05％至0.25％、si：0.5％至2.5％、mn：2.0％至4％、p：超過0％且0.1％以下、s：超過0％且0.05％以下、al：0.01％至0.1％、n：超過0％且0.01％以下，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)，(2)自所述基底鋼板與所述鍍覆層之間的界面起，向基底鋼板側(cè)依次包含：內(nèi)部氧化層，包含選自由si和mn構(gòu)成的組中的至少一種的氧化物；軟質(zhì)層，包含所述內(nèi)部氧化層，并且，在將所述基底鋼板的板厚設(shè)為t時(shí)，具有所述基底鋼板的t/4部位的維氏硬度的90％以下的維氏硬度；以及硬質(zhì)層，包括以馬氏體和貝氏體為主體的組織，并且，舊奧氏體的平均粒徑為20μm以下，其中，所述軟質(zhì)層的平均深度d為20μm以上，所述內(nèi)部氧化層的平均深度d為4μm以上且小于所述d。

在本發(fā)明的優(yōu)選的實(shí)施方式中，所述基底鋼板以質(zhì)量％計(jì)還含有以下的(a)～(c)中的至少其中之一：(a)從由cr：超過0％且1％以下、mo：超過0％且1％以下和b：超過0％且0.01％以下所構(gòu)成的組中選擇的至少一種；(b)從由ti：超過0％且0.2％以下、nb：超過0％且0.2％以下和v：超過0％且0.2％以下所構(gòu)成的組中選擇的至少一種；(c)從由cu：超過0％且1％以下和ni：超過0％且1％以下所構(gòu)成的組中選擇的至少一種。

在本發(fā)明的優(yōu)選的實(shí)施方式中，所述內(nèi)部氧化層的平均深度d與所述軟質(zhì)層的平均深度d滿足d＞2d的關(guān)系。

此外，能夠解決所述問題的本發(fā)明的制造方法的要點(diǎn)在于，用于制造所述的任一高強(qiáng)度鍍覆鋼板，所述制造方法依次包括：在600℃以上的溫度下將滿足所述的鋼成分的鋼板卷取的熱軋步驟；以使內(nèi)部氧化層的平均深度d保留4μm以上的方式進(jìn)行酸洗和冷軋的步驟；在氧化帶中，以0.9至1.4的空氣比進(jìn)行氧化的步驟；在還原帶中，在ac3點(diǎn)至ac3點(diǎn)+100℃的范圍進(jìn)行均熱的步驟；以及均熱后，將冷卻停止溫度為止的范圍以5℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻的步驟，其中，從500℃起至ac3點(diǎn)為止以3℃/秒以上的平均速度升溫。

另外，能夠解決所述問題的本發(fā)明的另一制造方法的要點(diǎn)在于，用于制造所述的任一高強(qiáng)度鍍覆鋼板，所述制造方法依次包括：在500℃以上的溫度下將滿足所述的鋼成分的鋼板卷取的熱軋步驟；在500℃以上的溫度下保溫80分鐘以上的步驟；以使內(nèi)部氧化層的平均深度d保留4μm以上的方式進(jìn)行酸洗和冷軋的步驟；在氧化帶中，以0.9至1.4的空氣比進(jìn)行氧化的步驟；在還原帶中，在ac3點(diǎn)至ac3點(diǎn)+100℃的范圍進(jìn)行均熱的步驟；以及均熱后，將冷卻停止溫度為止的范圍以5℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻的步驟，其中，從500℃起至ac3點(diǎn)為止以3℃/秒以上的平均速度升溫。

發(fā)明的效果

本發(fā)明的鍍覆鋼板自鍍覆層與基底鋼板之間的界面起，向基底鋼板側(cè)依次包括：包含選自由si和mn構(gòu)成的組中的至少一種的氧化物的內(nèi)部氧化層；包含該內(nèi)部氧化層的區(qū)域的軟質(zhì)層；以及硬質(zhì)層，該硬質(zhì)層為所述軟質(zhì)層以外的區(qū)域，以馬氏體與貝氏體為主體，且舊奧氏體的平均粒徑為20μm以下，尤其將內(nèi)部氧化層的平均深度d較厚地控制為4μm以上而有效利用為氫捕獲部位，因此能夠有效地抑制氫脆，制得彎曲性和擴(kuò)孔性的加工性以及耐延遲斷裂特性均優(yōu)異的抗拉強(qiáng)度為980mpa以上的高強(qiáng)度鍍覆鋼板。較佳地，由于適宜控制了內(nèi)部氧化層的平均深度d與包含該內(nèi)部氧化層的區(qū)域的軟質(zhì)層的平均深度d的關(guān)系，因此尤其彎曲性及耐延遲斷裂特性進(jìn)一步提高。

附圖說明

圖1是示意性地說明在本發(fā)明的鍍覆鋼板中，自鍍覆層與基底鋼板之間的界面起至基底鋼板側(cè)的層結(jié)構(gòu)的圖。

圖2是用于測(cè)定本發(fā)明的鍍覆鋼板中的內(nèi)部氧化層的平均深度d的說明圖。

圖3是說明為了決定軟質(zhì)層的平均深度d而使用的維氏硬度的測(cè)定位置的圖。

具體實(shí)施方式

本發(fā)明人為了提供一種具有980mpa以上的高強(qiáng)度并且鍍覆性、加工性、耐延遲斷裂特性、以及耐沖擊吸收性均為優(yōu)異的高強(qiáng)度鍍覆鋼板，其中基底鋼板含有較多si及mn，特別關(guān)注自鍍覆層與基底鋼板之間的界面起至基底鋼板側(cè)的層結(jié)構(gòu)而反復(fù)進(jìn)行了研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，如后述的圖1的示意圖所示，如果采用如下(i)和(ii)，則內(nèi)部氧化層作為氫捕獲部位發(fā)揮作用，能夠有效地抑制氫脆，因此，能夠?qū)崿F(xiàn)所期望的目的，且優(yōu)選將如下的(iii)適當(dāng)?shù)乜刂疲瑒t尤其彎曲性及耐延遲斷裂特性進(jìn)一步提高，并完成了本發(fā)明，其中，所述(i)使自鍍覆層與基底鋼板之間的界面至基底鋼板側(cè)的層結(jié)構(gòu)包括具備內(nèi)部氧化層的軟質(zhì)層以及硬質(zhì)層，該硬質(zhì)層為所述軟質(zhì)層以外的區(qū)域，以馬氏體與貝氏體為主體，舊奧氏體的平均粒徑為20μm以下，其中所述內(nèi)部氧化層含有選自由si和mn構(gòu)成的組中的至少一種的氧化物；所述(ii)將內(nèi)部氧化層的平均深度d較厚地控制為4μm以上；所述(iii)為所述內(nèi)部氧化層的平均深度d與包含所述內(nèi)部氧化層的區(qū)域的軟質(zhì)層的平均深度d之間的關(guān)系。

在本說明書中，鍍覆鋼板包含熱浸鍍鋅鋼板及合金化熱浸鍍鋅鋼板雙方。此外，在本說明書中，基底鋼板是指形成熱浸鍍鋅層及合金化熱浸鍍鋅層之前的鋼板，區(qū)別于所述鍍覆鋼板。

此外，在本說明書中，高強(qiáng)度是指抗拉強(qiáng)度為980mpa以上。

此外，在本說明書中，加工性優(yōu)異是指彎曲性及擴(kuò)孔性均為優(yōu)異。詳細(xì)而言，在利用后述的實(shí)施例中所記載的方法測(cè)定這些特性時(shí)，將滿足實(shí)施例的合格基準(zhǔn)的稱為“加工性優(yōu)異”。

如上所述，本發(fā)明的鍍覆鋼板在基底鋼板的表面具有熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層(以下，有時(shí)用鍍覆層來代表它們)。并且，本發(fā)明的特征部分在于自基底鋼板與鍍覆層之間的界面起，向基底鋼板側(cè)依次具有下述(a)至(c)的層結(jié)構(gòu)。

(a)內(nèi)部氧化層：其是包含選自由si和mn構(gòu)成的組中的至少一種的氧化物的層。內(nèi)部氧化層的平均深度d是4μm以上且小于后述的(b)中所記載的軟質(zhì)層的平均深度d。

(b)軟質(zhì)層：其包含所述內(nèi)部氧化層，在將所述基底鋼板的板厚設(shè)為t時(shí)，維氏硬度滿足所述基底鋼板的t/4部位的維氏硬度的90％以下。軟質(zhì)層的平均深度d為20μm以上。

(c)硬質(zhì)層：其包含以馬氏體與貝氏體為主體，且舊奧氏體的平均粒徑為20μm以下的組織。在此，“作為主體”是指在利用后述的實(shí)施例中所記載的方法而測(cè)定組織分率時(shí)，貝氏體與馬氏體的合計(jì)面積率為80面積％以上，并且，鐵素體的面積率為0面積％以上且5面積％以下。

下面，參照?qǐng)D1，依次詳細(xì)地說明對(duì)本發(fā)明賦予特征的所述(a)至(c)的層結(jié)構(gòu)。如圖1所示，本發(fā)明的鍍覆鋼板的基底鋼板2側(cè)的層結(jié)構(gòu)從鍍覆層1與基底鋼板2之間的界面向基底鋼板2側(cè)包含：(b)的軟質(zhì)層4；以及(c)的硬質(zhì)層5，該硬質(zhì)層5比軟質(zhì)層4位于基底鋼板2側(cè)的內(nèi)部。所述(b)的軟質(zhì)層4包含(a)的內(nèi)部氧化層3。另外，所述軟質(zhì)層4與所述硬質(zhì)層5連續(xù)地存在。

(a)關(guān)于內(nèi)部氧化層

首先，直接接觸于鍍覆層1與基底鋼板2的界面的部分具有平均深度d為4μm以上的內(nèi)部氧化層3。在此，平均深度是指自所述界面算起的平均深度，對(duì)于其詳細(xì)的測(cè)定方法，將在后述的實(shí)施例中使用圖2加以說明。

所述內(nèi)部氧化層3含有：包含si和mn中的至少一種的氧化物；以及因si和mn形成氧化物而其周圍固溶si和/或固溶mn較少的si及mn貧化層。

本發(fā)明的最大特征在于將所述內(nèi)部氧化層3的平均深度d較厚地控制為4μm以上。據(jù)此，可將該內(nèi)部氧化層作為氫捕獲部位來有效利用，可抑制氫脆，并且提高彎曲性、擴(kuò)孔性以及耐延遲斷裂特性。

另外，如本發(fā)明含有較多si及mn等易氧化性元素的基底鋼板在退火時(shí)(后述的連續(xù)熱浸鍍鋅生產(chǎn)線中的氧化還原步驟)，在基底鋼板表面容易形成si與mn的復(fù)合氧化膜，會(huì)降低鍍覆性。對(duì)此，作為其對(duì)策，已知有如下的方法：在氧化氣氛下使基底鋼板的表面氧化而生成fe氧化膜后，在含氫氣氛中進(jìn)行退火(還原退火)。而且，還已知如下的方法：通過控制爐內(nèi)氣氛而使易氧化性元素作為氧化物固定在基底鋼板的表層內(nèi)部，使固溶在基底鋼板的表層的易氧化性元素減少，從而防止易氧化性元素在基底鋼板的表面形成氧化膜。

然而，根據(jù)本發(fā)明人的研究結(jié)果可知：用于對(duì)含有較多si及mn的基底鋼板進(jìn)行鍍覆的通用的氧化還原法中，在還原時(shí)的氫氣氛下，氫滲入至基底鋼板，從而發(fā)生因氫脆造成的彎曲性及擴(kuò)孔性的降低，想要改善這些特性的降低，有效的是有效利用選自由si和mn構(gòu)成的組中的至少一種的氧化物。詳細(xì)而言，發(fā)現(xiàn)了可將所述氧化物用作氫捕獲部位，其能在還原時(shí)防止氫滲入至基底鋼板內(nèi)部，可改善彎曲性和擴(kuò)孔性以及耐延遲斷裂特性，想要有效地發(fā)揮其效果，不可欠缺的是將含有所述氧化物的內(nèi)部氧化層的平均深度d較厚地形成為4μm以上。

在本發(fā)明中，內(nèi)部氧化層的平均深度d的上限至少小于后述的(b)的軟質(zhì)層的平均深度d。所述d的上限優(yōu)選為30μm以下。其原因在于：想要使內(nèi)部氧化層變厚，需要在熱軋卷取后長時(shí)間保持于高溫區(qū)域中，但是由于受到生產(chǎn)效率及設(shè)備上的限制，因此大概成為上述優(yōu)選的值。所述d更優(yōu)選為18μm以下，進(jìn)一步優(yōu)選為16μm以下。另外，所述d優(yōu)選為6μm以上，更優(yōu)選為8μm以上，進(jìn)一步優(yōu)選為超過10μm。

而且，在本發(fā)明中，優(yōu)選：以使所述內(nèi)部氧化層的平均深度d與后述的(b)的軟質(zhì)層的平均深度d的關(guān)系滿足d＞2d的關(guān)系式的方式控制該內(nèi)部氧化層的平均深度d，據(jù)此，彎曲性及耐延遲斷裂特性提高，尤其彎曲性進(jìn)一步提高。相對(duì)于此，在所述的專利文獻(xiàn)2中公開了滿足d/4≤d≤2d的熱浸鍍鋅鋼板，其中，氧化物所存在的深度d及軟質(zhì)層的厚度d大致對(duì)應(yīng)于本發(fā)明中記載的內(nèi)部氧化層的平均深度d及軟質(zhì)層的平均深度d，專利文獻(xiàn)2的控制方針與本發(fā)明中規(guī)定的所述關(guān)系式(d＞2d)完全不同。而且，所述專利文獻(xiàn)2基本上記載了在滿足所述的d/4≤d≤2d的關(guān)系的基礎(chǔ)上控制氧化物所存在的深度d的范圍，因此完全沒有本發(fā)明所示的將內(nèi)部氧化層的平均深度d較厚地控制為4μm以上的基本構(gòu)思。當(dāng)然，也沒有記載據(jù)此而有效地發(fā)揮作為氫捕獲部位的作用，以使彎曲性、擴(kuò)孔性及耐延遲斷裂特性提高的本發(fā)明的效果。

另外，在本發(fā)明中，想要將所述內(nèi)部氧化層的平均深度d控制為4μm以上，則需要將進(jìn)入連續(xù)熱浸鍍鋅生產(chǎn)線之前的冷軋鋼板的內(nèi)部氧化層的平均深度控制為4μm以上。詳細(xì)內(nèi)容將在后面的制造方法中敘述。即，如后述的實(shí)施例所示，酸洗、冷軋后的內(nèi)部氧化層被繼承到進(jìn)入鍍覆生產(chǎn)線后最終獲得的鍍覆鋼板中的內(nèi)部氧化層。

(b)關(guān)于軟質(zhì)層

在本發(fā)明中，如圖1所示，軟質(zhì)層4是包含所述(a)的內(nèi)部氧化層3的區(qū)域的層，且維氏硬度滿足基底鋼板2的t/4部位的維氏硬度的90％以下。所述維氏硬度的詳細(xì)的測(cè)定方法將在后述的實(shí)施例中加以說明。

所述軟質(zhì)層是維氏硬度比后述的(c)的硬質(zhì)層低的軟質(zhì)的組織，變形能力優(yōu)異，尤其使彎曲性提高。即，在彎曲加工時(shí)，基底鋼板的表層部成為斷裂的起點(diǎn)，但如本發(fā)明所示，通過在基底鋼板的表層形成規(guī)定的軟質(zhì)層，尤其使彎曲性得到改善。而且，通過形成所述軟質(zhì)層，能夠防止所述(a)內(nèi)的氧化物成為彎曲加工時(shí)斷裂的起點(diǎn)，能夠僅享有所述的作為氫捕獲部位的優(yōu)點(diǎn)。其結(jié)果，不僅彎曲性進(jìn)一步提高，而且耐延遲斷裂特性也進(jìn)一步提高。

為了有效地發(fā)揮這種軟質(zhì)層的形成所帶來的效果，將所述軟質(zhì)層的平均深度d設(shè)為20μm以上。所述d優(yōu)選為22μm以上，更優(yōu)選為24μm以上。另一方面，如果所述軟質(zhì)層的平均深度d過厚，則鍍覆鋼板自身的強(qiáng)度降低，因此，優(yōu)選將其上限設(shè)為100μm以下。所述d更優(yōu)選為60μm以下。

(c)關(guān)于硬質(zhì)層

在本發(fā)明中，如圖1所示，硬質(zhì)層形成在所述(b)的軟質(zhì)層4的基底鋼板2側(cè)，并且包含以馬氏體與貝氏體為主體，舊奧氏體的平均粒徑為20μm以下的微細(xì)的組織。所述硬質(zhì)層5的馬氏體也可以是回火后的馬氏體。其中，“作為主體”是指，在利用后述的實(shí)施例中所記載的方法而測(cè)定組織分率時(shí)，相對(duì)于組織整體，貝氏體與馬氏體的合計(jì)面積率為80面積％以上，并且，相對(duì)于組織整體，鐵素體的面積率為0面積％以上且5面積％以下。硬質(zhì)層的貝氏體與馬氏體的合計(jì)面積率越大越好，優(yōu)選為93面積％以上。另一方面，鐵素體的面積率越小越好，優(yōu)選為5面積％以下，更優(yōu)選為3面積％以下，最優(yōu)選為0面積％。

根據(jù)本發(fā)明人的研究可知，如果使舊奧氏體粒徑變小，則彎曲性、擴(kuò)孔性的加工性以及耐延遲斷裂特性得到改善。這是因?yàn)?，如果舊奧氏體粒粗大，因應(yīng)力集中而容易發(fā)生裂紋，但是，通過使舊奧氏體微細(xì)化，緩和應(yīng)力集中，能夠抑制裂紋的發(fā)生。

為了如此地確保彎曲性、擴(kuò)孔性的加工性以及耐延遲斷裂特性，有效的是實(shí)現(xiàn)舊奧氏體的微細(xì)化。根據(jù)此種觀點(diǎn)，需要將舊奧氏體的平均粒徑設(shè)為20μm以下。優(yōu)選為18μm以下，更優(yōu)選為16μm以下。舊奧氏體的平均粒徑的下限根據(jù)所述觀點(diǎn)并不特別限定，但考慮實(shí)際操作的生產(chǎn)線的制造能力及生產(chǎn)效率，優(yōu)選3μm左右。

硬質(zhì)層除了上述組織以外，還可以在不損及本發(fā)明的作用的范圍內(nèi)包含在制造時(shí)不可避免地混入的組織，例如殘余奧氏體(γ)、珠光體等。所述組織最大也為15面積％以下，越少越好。另外，所述組織在后述的表3中記載為“其它”。

通過形成所述硬質(zhì)層，彎曲性及擴(kuò)孔性得以提高。即，一般而言，由于在軟質(zhì)相(例如鐵素體)與硬質(zhì)相(例如馬氏體及貝氏體)的界面發(fā)生應(yīng)力集中而導(dǎo)致?lián)狭鸦驍U(kuò)孔時(shí)的裂紋。因此，為了抑制所述裂紋，需要減少軟質(zhì)相與硬質(zhì)相之間的硬度差。對(duì)此，在本發(fā)明中，將軟質(zhì)的鐵素體在基底鋼板內(nèi)部的組織中所占的比率抑制為最大5面積％以下，制成以貝氏體和馬氏體為主體的硬質(zhì)層。而且，在所述硬質(zhì)層中，由于抑制了鐵素體的比率，因此降伏比(yr)變高，耐沖擊吸收性也得以提高。

另外，本發(fā)明的硬質(zhì)層只要如上所述地將貝氏體和馬氏體作為主體而含有即可，貝氏體與馬氏體的各自的比率無任何限定。其原因在于：在本發(fā)明中，只要滿足所述必要條件，就可以發(fā)揮硬質(zhì)層的形成所帶來的所述效果。因此，所述硬質(zhì)層只要滿足所述必要條件，都可以滿足貝氏體＞馬氏體、貝氏體＝馬氏體、貝氏體＜馬氏體的任意關(guān)系。另外，僅包含貝氏體而完全不含馬氏體的情況以及僅包含馬氏體而完全不含貝氏體的情況都被包含在本發(fā)明的范圍內(nèi)。從所述觀點(diǎn)考慮，在后述的實(shí)施例中，并未區(qū)別觀察貝氏體與馬氏體，而僅測(cè)定合計(jì)面積，并將該測(cè)定的結(jié)果表示于表3中。

以上說明了最能讓本發(fā)明具有特征的從鍍覆層與基底鋼板的界面起，向基底鋼板側(cè)的層結(jié)構(gòu)。

接著，對(duì)于本發(fā)明所使用的鋼成分加以說明。

本發(fā)明的鍍覆鋼板含有c：0.05％至0.25％、si：0.5％至2.5％、mn：2.0％至4％、p：超過0％且0.1％以下、s：超過0％且0.05％以下、al：0.01％至0.1％、n：超過0％且0.01％以下，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)。

c：0.05％至0.25％

c是用于提高淬火性，也對(duì)馬氏體帶來硬化效果，對(duì)鋼的高強(qiáng)度化而言是重要的元素。為了有效地發(fā)揮這效果，將c含量的下限設(shè)為0.05％以上。c含量的下限優(yōu)選為0.08％以上，更優(yōu)選為0.10％以上。然而，如果過多地添加c，則軟質(zhì)相與硬質(zhì)相的硬度差變大，加工性及耐延遲斷裂特性降低，因此將c含量的上限設(shè)為0.25％。c含量的上限優(yōu)選為0.2％以下，更優(yōu)選為0.18％以下。

si：0.5％至2.5％

si是通過固溶強(qiáng)化而提高鋼的強(qiáng)度，并且對(duì)于加工性的提高而言是有效的元素。另外，生成內(nèi)部氧化層，還具有抑制氫脆的作用。為了有效地發(fā)揮這效果，將si含量的下限設(shè)為0.5％以上。si含量的下限優(yōu)選為0.75％以上，更優(yōu)選為1％以上。然而，si是鐵素體生成元素，如果過多地添加si，則不能抑制鐵素體的生成，軟質(zhì)相與硬質(zhì)相的硬度差變大，加工性降低。而且，鍍覆性也變差，因此將si含量的上限設(shè)為2.5％。si含量的上限優(yōu)選為2％以下，更優(yōu)選為1.8％以下。

mn：2.0％至4％

mn是淬火性提高元素，抑制鐵素體及貝氏體，生成馬氏體，有助于高強(qiáng)度化。為了有效地發(fā)揮這效果，將mn含量的下限設(shè)為2.0％以上。mn含量的下限優(yōu)選為2.3％以上，更優(yōu)選為2.5％以上。然而，如果過多地添加mn，則鍍覆性降低，而且偏析也變顯著。進(jìn)一步，還會(huì)助長p的晶界偏析。因此，將mn含量的上限設(shè)為4％。mn含量的上限優(yōu)選為3.5％以下。

p：超過0％且0.1％以下

p是作為固溶強(qiáng)化元素而對(duì)鋼的強(qiáng)化有用的元素。為了有效地發(fā)揮這效果，將p含量的下限設(shè)為超過0％。然而，如果過多地添加，則不僅使加工性降低，還會(huì)帶來焊接性和韌性的降低，因此將其上限設(shè)為0.1％以下。p含量較少為宜，優(yōu)選為0.03％以下，更優(yōu)選為0.015％以下。

s：超過0％且0.05％以下

s是不可避免地含有的元素，生成mns等硫化物，該硫化物成為斷裂的起點(diǎn)，有可能使加工性降低。因此，將s含量的上限設(shè)為0.05％以下。s含量較少為宜，優(yōu)選為0.01％以下，更優(yōu)選為0.008％以下。

al：0.01％至0.1％

al作為脫氧劑而起作用。另外，al與n結(jié)合而成為aln，通過使奧氏體粒徑微細(xì)化，使加工性及耐延遲斷裂特性提高。為了有效地發(fā)揮這作用，將al含量的下限設(shè)為0.01％以上。al含量的下限優(yōu)選為0.02％以上，更優(yōu)選為0.03％以上。然而，如果過多地添加al，則使氧化鋁等夾雜物增加而造成加工性降低，也帶來韌性的降低。因此，將al含量的上限設(shè)為0.1％。al含量的上限優(yōu)選為0.08％以下，更優(yōu)選為0.05％以下。

n：超過0％且0.01％以下

n是不可避免地含有的元素，然而如果含量過多則加工性降低。而且，在鋼中添加b(硼)的情況下，生成bn析出物，阻礙b的淬火性提高作用，因此盡可能地減少n為宜。因此，將n含量的上限設(shè)為0.01％以下。n含量的上限優(yōu)選為0.008％以下，更優(yōu)選為0.005％以下。

本發(fā)明的鍍覆鋼板含有所述成分，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)。

另外，本發(fā)明也可以含有如下的選擇性元素。

選自由cr：超過0％且1％以下、mo：超過0％且1％以下和b：超過0％且0.01％以下構(gòu)成的組中的至少一種

這些元素是對(duì)于鋼板的強(qiáng)度上升而言有效的元素。這些元素既可以單獨(dú)添加，也可以并用兩種以上。

詳細(xì)而言，cr使淬火性提高，有助于強(qiáng)度上升。而且，cr抑制滲碳體的生成和成長，有助于改善彎曲性。為了有效地發(fā)揮這作用，將cr含量的優(yōu)選的下限設(shè)為0.01％以上。然而，如果過多地添加cr，則鍍覆性降低。而且過多地生成cr碳化物，造成加工性降低。因此，cr含量的上限優(yōu)選為1％以下。更優(yōu)選為0.7％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.4％以下。

mo對(duì)于高強(qiáng)度化而言有效，因此，mo含量的下限優(yōu)選為0.01％以上。然而，如果過多地添加mo，則所述作用飽和，使成本變高。因此，mo的上限優(yōu)選為1％以下。更優(yōu)選為0.5％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.3％以下。

b與mn同樣是淬火性提高元素，是抑制鐵素體及貝氏體，生成馬氏體，有助于高強(qiáng)度化的元素。為了有效地發(fā)揮這效果，b含量的下限優(yōu)選為0.0002％以上，更優(yōu)選為0.0010％以上。然而，如果b含量過多，則使熱加工性降低，因此，b含量的上限優(yōu)選為0.01％以下。更優(yōu)選為0.0070％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.0050％以下。

選自由ti：超過0％且0.2％以下、nb：超過0％且0.2％以下和v：超過0％且0.2％以下構(gòu)成的組中的至少一種

這些元素是對(duì)于組織微細(xì)化所帶來的加工性及耐延遲斷裂特性的提高而言有效的元素。這些元素既可以單獨(dú)添加，也可以并用兩種以上。

為了有效地發(fā)揮上述作用，ti、nb、v各自的下限優(yōu)選為0.01％以上。然而，如果各元素的含量過多，則生成鐵素體，使加工性降低，因此，各元素的上限優(yōu)選為0.2％以下。各元素更優(yōu)選為0.15％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.10％以下。

選自由cu：超過0％且1％以下和ni：超過0％且1％以下構(gòu)成的組中的至少一種

cu及ni是對(duì)于高強(qiáng)度化而言有效的元素。這些元素既可以單獨(dú)添加，又可以并用。

為了有效地發(fā)揮上述作用，cu、ni各自的下限優(yōu)選為0.01％以上。然而，如果各元素的含量過多，則使熱加工性降低，因此，各元素的上限優(yōu)選為1％以下。各元素更優(yōu)選為0.8％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.5％以下。

以上，對(duì)本發(fā)明的鋼成分進(jìn)行了說明。

下面，對(duì)于制造本發(fā)明的鍍覆鋼板的方法加以說明。本發(fā)明的制造方法包括：在熱軋卷取后，不保溫而立即進(jìn)行酸洗的第一方法；以及在熱軋卷取后進(jìn)行保溫，然后進(jìn)行酸洗的第二方法。根據(jù)保溫的有無，第一方法(無保溫)與第二方法(有保溫)的熱軋卷取溫度的下限互不相同，除此以外的步驟相同。以下加以詳述。

[第一制造方法(無保溫)]

本發(fā)明所涉及的第一制造方法大致分為：熱軋步驟；酸洗冷軋步驟；以及在連續(xù)熱浸鍍鋅生產(chǎn)線(cgl(continuousgalvanizingline))中的氧化步驟、還原步驟和鍍覆步驟。并且，本發(fā)明的特征部分在于依次包括：在600℃以上的溫度下將滿足所述鋼成分的鋼板卷取，從而獲得形成有內(nèi)部氧化層的熱軋鋼板的熱軋步驟；以使內(nèi)部氧化層的平均深度d保留4μm以上的方式進(jìn)行酸洗和冷軋的步驟；在氧化帶中，以0.9至1.4的空氣比進(jìn)行氧化的步驟；在還原帶中，在ac3點(diǎn)至ac3點(diǎn)+100℃的范圍進(jìn)行均熱的步驟；以及均熱后，將冷卻停止溫度為止的范圍以5℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻的步驟，其中，從500℃起至ac3點(diǎn)為止以3℃/秒以上的平均速度升溫。

以下，按照步驟順序加以說明。

首先，準(zhǔn)備滿足所述鋼成分的熱軋鋼板。熱軋只要按照常用方法進(jìn)行即可，例如，為了防止奧氏體粒的粗化，加熱溫度優(yōu)選為1150℃至1300℃左右。另外，優(yōu)選將終軋溫度大概控制為850℃至950℃。

并且，在本發(fā)明中，重要的是將熱軋后的卷取溫度控制為600℃以上。據(jù)此，在基底鋼板表面形成內(nèi)部氧化層，且通過脫碳還形成軟質(zhì)層，因此，能夠在鍍覆后的鋼板中獲得所期望的內(nèi)部氧化層和軟質(zhì)層。在卷取溫度低于600℃的情況下，不能充分地生成內(nèi)部氧化層及軟質(zhì)層。而且，熱軋鋼板的強(qiáng)度變高，冷軋性降低。卷取溫度優(yōu)選為620℃以上，更優(yōu)選為640℃以上。但是，如果卷取溫度過高，則黑氧化皮(blackscale)過于成長，不能通過酸洗而溶解，因此其上限優(yōu)選為750℃以下。

然后，對(duì)如上所述地獲得的熱軋鋼板進(jìn)行酸洗和冷軋，使內(nèi)部氧化層的平均深度d保留4μm以上。據(jù)此，不僅保留內(nèi)部氧化層，而且保留軟質(zhì)層，因此，鍍覆后容易生成所期望的軟質(zhì)層。通過控制酸洗條件而控制內(nèi)部氧化層的厚度是公知的方案，具體而言，根據(jù)所使用的酸洗液的種類、濃度等，適宜地控制酸洗的溫度、時(shí)間等，以便能夠確保所期望的內(nèi)部氧化層的厚度。

例如作為酸洗液，可以使用鹽酸、硫酸、硝酸等無機(jī)酸。

此外，一般而言，如果酸洗液的濃度或溫度高或者酸洗時(shí)間長，則存在內(nèi)部氧化層溶解而變薄的傾向。相反地，如果酸洗液的濃度或溫度低或者酸洗時(shí)間短，則通過酸洗不能充分去除黑氧化皮層。因此，例如在使用鹽酸的情況下，推薦將濃度控制為約3％至20％，將溫度控制為60℃至90℃，將時(shí)間控制為約35秒至200秒。

另外，酸洗槽數(shù)并無特別限定，可以使用多個(gè)酸洗槽。而且，還可以在酸洗液中添加例如胺等酸洗抑制劑、即抑制劑或者酸洗促進(jìn)劑等。

在酸洗后，以使內(nèi)部氧化層的平均深度d保留4μm以上的方式進(jìn)行冷軋。優(yōu)選的冷軋條件是將冷軋率控制為約20％至70％的范圍內(nèi)。

接著，進(jìn)行氧化及還原。

詳細(xì)而言，首先在氧化帶中，以0.9至1.4的空氣比進(jìn)行氧化?？諝獗?airratio)是實(shí)際被供給的空氣量與用于使被供給的燃燒氣體完全燃燒的理論上所需的空氣量的比。如果空氣比高于1則氧處于過剩狀態(tài)，如果空氣比低于1則氧處于不足狀態(tài)。在后述的實(shí)施例中使用co氣體來作為燃燒氣體。

通過在空氣比成為所述范圍的氣氛下進(jìn)行氧化，從而脫碳得以促進(jìn)，因此能夠形成所期望的軟質(zhì)層，彎曲性得到改善。而且，能夠在表面生成fe氧化膜，能夠抑制對(duì)鍍覆性帶來不良影響的復(fù)合氧化膜等的生成。如果空氣比小于0.9，則脫碳不充分，不能形成充分的軟質(zhì)層，因此彎曲性降低。而且，所述fe氧化膜的生成不充分，不能抑制所述復(fù)合氧化膜等的生成，從而鍍覆性降低。所述空氣比需要控制為0.9以上，優(yōu)選控制為1.0以上。另一方面，如果空氣比高達(dá)超過1.4，則過多地生成fe氧化膜，在后續(xù)的還原爐中不能夠充分還原，鍍覆性降低。所述空氣比需要控制為1.4以下，優(yōu)選控制為1.2以下。

在所述氧化帶中，空氣比的控制特別重要，除此以外的條件可以采用通常所使用的方法。例如，所述氧化溫度的下限優(yōu)選為500℃以上，更優(yōu)選為750℃以上。另外，所述氧化溫度的上限優(yōu)選為900℃以下，更優(yōu)選為850℃以下。

接著，在還原帶中，在氫氣氛下對(duì)氧化膜進(jìn)行還原。在本發(fā)明中，為了抑制鐵素體來獲得所期望的硬質(zhì)層，需要在奧氏體單相區(qū)加熱，并在ac3點(diǎn)至ac3點(diǎn)+100℃的范圍內(nèi)進(jìn)行均熱處理。如果均熱溫度低于ac3點(diǎn)則鐵素體過量，而如果超過ac3點(diǎn)+100℃，則奧氏體粗大而加工性降低。優(yōu)選的均熱溫度為ac3點(diǎn)+15℃以上且ac3點(diǎn)+85℃以下。

而且，為了獲得舊奧氏體的平均粒徑為20μm以下的硬質(zhì)層，將500℃起至ac3點(diǎn)的溫度范圍以3℃/秒以上的平均升溫速度加熱。如果平均升溫速度低于3℃/秒，則舊奧氏體的平均粒徑變大，彎曲性、擴(kuò)孔性的加工性以及耐延遲斷裂特性降低。平均升溫速度的下限優(yōu)選為4℃/秒以上，更優(yōu)選為5℃/秒以上。平均升溫速度的上限并不特別限定，但考慮到基底鋼板溫度的控制容易性、設(shè)備成本等，優(yōu)選為20℃/秒以下，更優(yōu)選為18℃/秒以下。

在本發(fā)明中，重要的是至少將所述溫度范圍以3℃/秒以上的平均升溫速度加熱，偏離所述溫度范圍的溫度區(qū)域(低于500℃的溫度區(qū)域或超過ac3點(diǎn)的溫度區(qū)域)的平均升溫速度并不特別限定，與所述同樣，可為3℃/秒以上的平均升溫速度，或者也可為低于3℃/秒的平均升溫速度。例如，所述“500℃起至ac3點(diǎn)的溫度范圍”優(yōu)選相當(dāng)于氧化帶的溫度區(qū)域，但是也可以在氧化帶以3℃/秒以上的平均升溫速度加熱后，直接以3℃/秒以上的平均升溫速度在還原帶加熱。

另外，在本發(fā)明中，ac3點(diǎn)基于下述式(i)計(jì)算。式中[]表示各元素的含量(質(zhì)量％)。該式在《萊斯利鋼鐵材料學(xué)》(丸善株式會(huì)社發(fā)行，williamc.leslie著，p273)中有記載。

ac3(℃)＝910-203×[c]^1/2-15.2×[ni]+44.7×[si]+104×[v]+31.5×[mo]+13.1×[w]-{30×[mn]+11×[cr]+20×[cu]-700×[p]-400×[al]-120×[as]-400×[ti]}(i)

在所述還原爐中，均熱溫度的控制特別重要，除此以外的條件可以采用通常所使用的條件。例如，優(yōu)選：還原帶的氣氛包含氫和氮，并且將氫濃度控制為約5體積％至25體積％的范圍。另外，優(yōu)選將露點(diǎn)控制為-30℃至-60℃。

此外，如果均熱處理時(shí)的保持時(shí)間短，則還原不充分而鍍覆性降低，如果時(shí)間長，則舊奧氏體粒有可能變得粗大?？紤]到這些，優(yōu)選的保持時(shí)間例如為10秒以上且100秒以下，更優(yōu)選為30秒以上且80秒以下。

接著進(jìn)行冷卻。冷卻時(shí)的平均冷卻速度控制為5℃/秒以上，以便能夠抑制鐵素體的生成。優(yōu)選為8℃/秒以上，更優(yōu)選為10℃/秒以上。平均冷卻速度的上限并不特別限定，但是考慮到基底鋼板溫度的控制容易性及設(shè)備成本等，優(yōu)選大致控制為100℃/秒以下。更優(yōu)選的平均冷卻速度為50℃/秒以下，進(jìn)一步優(yōu)選為30℃/秒以下。

冷卻停止溫度為不生成鐵素體的溫度區(qū)域?yàn)橹辜纯?，例如?yōu)選冷卻至550℃以下。冷卻停止溫度的優(yōu)選的下限例如為450℃以上，更優(yōu)選為460℃以上，進(jìn)一步優(yōu)選為470℃以上。

在本發(fā)明中，重要的是適當(dāng)控制至少所述冷卻停止溫度為止的平均冷卻速度，之后的冷卻方法并不限定于所述方法。例如，在冷卻后加熱至熱浸鍍鋅時(shí)的鍍?cè)囟鹊那闆r下，也可低于所述優(yōu)選的冷卻停止溫度而冷卻(例如，參照后述的表1的no.11)?；蛘撸部梢岳鋮s至規(guī)定溫度后進(jìn)行水冷。

然后，依照常用方法進(jìn)行熱浸鍍鋅。熱浸鍍鋅的方法并不特別限定，例如，所述鍍?cè)囟鹊南孪迌?yōu)選為400℃以上，更優(yōu)選為440℃以上。另外，所述鍍?cè)囟鹊纳舷迌?yōu)選為500℃以下，更優(yōu)選為470℃以下。鍍?cè)〉慕M成并不特別限定，采用公知的熱浸鍍鋅浴即可。此外，熱浸鍍鋅后的冷卻條件也不特別限定，例如，優(yōu)選將常溫為止的平均冷卻速度控制為約1℃/秒以上，更優(yōu)選為5℃/秒以上。所述平均冷卻速度的上限并無特別規(guī)定，但考慮到基底鋼板溫度的控制的容易性及設(shè)備成本等，優(yōu)選控制為約50℃/秒以下。所述平均冷卻速度優(yōu)選為40℃/秒以下，更優(yōu)選為30℃/秒以下。

而且，根據(jù)需要，也可以通過常用方法實(shí)施合金化處理。據(jù)此，獲得合金化熱浸鍍鋅鋼板。合金化處理的條件也并不特別限定，例如在所述條件下進(jìn)行熱浸鍍鋅后，優(yōu)選在500℃至600℃左右下，尤其優(yōu)選在530℃至580℃左右下，保持5秒至30秒左右，尤其優(yōu)選保持10秒至25秒左右。如果低于所述范圍，則合金化變得不充分，另一方面，如果超過所述范圍，則合金化過度進(jìn)展，在鍍覆鋼板的沖壓成型時(shí)有可能發(fā)生鍍覆層剝離。而且，鐵素體也容易生成。合金化處理例如可以使用加熱爐、直接烘烤或紅外線加熱爐等來進(jìn)行。加熱方法也并不特別限定，例如可以采用氣體加熱、感應(yīng)加熱器加熱(即，利用高頻感應(yīng)加熱裝置的加熱)等慣用的方法。

在合金化處理后，依照常用方法進(jìn)行冷卻，從而獲得合金化熱浸鍍鋅鋼板。優(yōu)選將常溫為止的平均冷卻速度控制為約1℃/秒以上。

[第二制造方法(有保溫)]

本發(fā)明所涉及的第二制造方法依次包括如下步驟：在500℃以上的溫度下將滿足所述鋼成分的熱軋鋼板卷取的熱軋步驟；在500℃以上的溫度下保溫80分鐘以上的步驟；以使內(nèi)部氧化層的平均深度d保留4μm以上的方式進(jìn)行酸洗和冷軋的步驟；在氧化帶中，以0.9至1.4的空氣比進(jìn)行氧化的步驟；在還原帶中，在ac3點(diǎn)至ac3點(diǎn)+100℃的范圍內(nèi)進(jìn)行均熱的步驟；以及均熱后，將冷卻停止溫度為止的范圍以5℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻的步驟，其中，從500℃起至ac3點(diǎn)為止以3℃/秒以上的平均速度升溫。與所述的第一制造方法相比，所述第二制造方法與所述第一制造方法的不同點(diǎn)僅在于：將熱軋后的卷取溫度的下限設(shè)為500℃以上；在熱軋步驟后設(shè)置保溫步驟。因此，以下僅對(duì)該不同點(diǎn)加以說明。關(guān)于與所述第一制造方法一致的步驟，參照所述第一制造方法即可。

如上所述地設(shè)置保溫步驟的理由在于：通過保溫，能夠在可氧化的溫度區(qū)域保持長時(shí)間，能夠擴(kuò)大可獲得所期望的內(nèi)部氧化層和軟質(zhì)層的卷取溫度范圍的下限。此外，還具有通過減少基底鋼板的表層與內(nèi)部的溫度差而提高基底鋼板的均一性的優(yōu)點(diǎn)。

首先，在所述第二制造方法中，將熱軋后的卷取溫度控制為500℃以上。在所述第二制造方法中，如后詳述，在其后設(shè)置保溫步驟，因此能夠?qū)⒕砣囟仍O(shè)定得低于所述的第一制造方法中的卷取溫度的下限600℃。優(yōu)選的卷取溫度為540℃以上，更優(yōu)選為570℃以上。另外，卷取溫度的優(yōu)選的上限與所述的第一制造方法相同，優(yōu)選為750℃以下。

然后，在500℃以上的溫度下將如上所述地獲得的熱軋鋼板保溫80分鐘以上。據(jù)此，能夠獲得所期望的內(nèi)部氧化層。為了有效地發(fā)揮保溫帶來的所述效果，優(yōu)選將所述熱軋鋼板例如放入具有隔熱性的裝置中進(jìn)行保溫。本發(fā)明中所使用的所述裝置只要由隔熱性材料制成就無特別限定，作為此種材料，優(yōu)選使用例如陶瓷纖維等。

為了有效地發(fā)揮所述效果，需要在500℃以上的溫度下保溫80分鐘以上。優(yōu)選的溫度為540℃以上，更優(yōu)選為560℃以上。此外，優(yōu)選的時(shí)間為100分鐘以上，更優(yōu)選為120分鐘以上。另外，考慮到酸洗性、生產(chǎn)效率等，優(yōu)選將所述溫度及時(shí)間的上限大概控制為700℃以下、500分鐘以下。

以上，對(duì)本發(fā)明所涉及的第一及第二制造方法進(jìn)行了說明。

對(duì)于通過所述制造方法獲得的本發(fā)明的鍍覆鋼板，也可以進(jìn)一步進(jìn)行：各種涂裝和涂裝基層處理，例如進(jìn)行磷酸鹽處理等的化學(xué)轉(zhuǎn)化處理；以及有機(jī)涂層處理，例如進(jìn)行薄膜層疊之類的有機(jī)涂層的形成等。

對(duì)于各種涂裝中所使用的涂料，可以使用公知的樹脂，例如環(huán)氧樹脂、氟樹脂、硅丙烯酸樹脂(siliconeacrylicresin)、聚氨酯樹脂、丙烯酸樹脂、聚酯樹脂、酚樹脂、醇酸樹脂、三聚氰胺樹脂等。從耐蝕性的觀點(diǎn)考慮，優(yōu)選為環(huán)氧樹脂、氟樹脂、硅丙烯酸樹脂。還可以與所述樹脂一同使用硬化劑。而且，涂料還可以含有公知的添加劑，例如著色用顏料、偶聯(lián)劑、均化劑、增效劑(intensifier)、抗氧化劑、紫外線穩(wěn)定劑、阻燃劑等。

在本發(fā)明中，涂料的形態(tài)并不特別限定，可以使用任意形態(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。此外，涂裝方法也并不特別限定，可以采用浸漬法、輥涂法、噴霧法、幕式淋涂法、電泳涂裝法等。鍍覆層、有機(jī)涂層、化學(xué)轉(zhuǎn)化處理涂層、涂膜等包覆層的厚度可根據(jù)用途適宜設(shè)定。

本發(fā)明的高強(qiáng)度鍍覆鋼板的強(qiáng)度超高，且加工性(彎曲性及擴(kuò)孔性)、耐延遲斷裂特性優(yōu)異，因此可以用于汽車用強(qiáng)度部件，例如前部或后部的縱梁、碰撞吸能盒等碰撞部件、以及中柱加強(qiáng)件等支柱類、車頂邊梁加強(qiáng)件、側(cè)梁、地板部件、腳踩部等車體構(gòu)成部件。

本申請(qǐng)基于2015年1月9日申請(qǐng)的日本國專利申請(qǐng)第2015-003469號(hào)要求優(yōu)先權(quán)的利益。將2015年1月9日申請(qǐng)的日本國專利申請(qǐng)第2015-003469號(hào)的說明書的全部內(nèi)容引入本申請(qǐng)作為參考。

實(shí)施例

以下，列舉實(shí)施例更具體地說明本發(fā)明，但本發(fā)明不受下述實(shí)施例的限制，當(dāng)然還可以在可符合所述及后述的主旨的范圍內(nèi)加以變更來實(shí)施，這些也都包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。

將具有下述表1所示的成分組成且余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)的板坯加熱至1250℃，在終軋溫度900℃下熱軋為2.4mm后，在表2所示的溫度下進(jìn)行了卷取。

對(duì)于一部分的例no.25～27、32，之后放入到陶瓷纖維隔熱裝置中以表2所示的條件進(jìn)行了保溫。500℃以上的保溫時(shí)間使用安裝在線圈外周部的熱電偶來測(cè)定。

接著，在以下條件下對(duì)如上所述地獲得的熱軋鋼板進(jìn)行了酸洗，然后以50％的冷軋率進(jìn)行了冷軋。冷軋后的板厚為1.2mm。

酸洗液：10％鹽酸、溫度：82℃、酸洗時(shí)間：如表2所示。

接著，在連續(xù)熱浸鍍鋅生產(chǎn)線中，以下述表2所示的條件下進(jìn)行了退火(氧化、還原)及冷卻。在此，連續(xù)熱浸鍍鋅生產(chǎn)線中設(shè)置的氧化爐的溫度被設(shè)為800℃，還原爐中的氫濃度設(shè)為20體積％，余量是氮和不可避免的雜質(zhì)，并且露點(diǎn)控制為-45℃。此外，在表2所示的均熱溫度下的保持時(shí)間均設(shè)為50秒。

然后，除了下述的no.10、11以外，浸漬于460℃的鍍鋅浴后，以10℃/秒的平均冷卻速度冷卻至室溫，獲得了熱浸鍍鋅鋼板(gi)(no.23)。關(guān)于合金化熱浸鍍鋅鋼板(ga)，在浸漬于所述鍍鋅浴中而實(shí)施熱浸鍍鋅后，加熱至500℃，在該溫度下保持20秒而進(jìn)行了合金化處理，然后以10℃/秒的平均冷卻速度冷卻至室溫(no.1～9、12～22、24～33)。

另外，在no.10，冷卻至表2中所記載的冷卻停止溫度200℃后，加熱至460℃，然后浸漬于鍍鋅浴中，通過與上述同樣的方法獲得了ga鋼板。此外，在no.11，如表2所示，以10℃/秒的平均冷卻速度冷卻至600℃后，進(jìn)行水冷(wq(water-quenching))，其后加熱至460℃，然后浸漬于鍍鋅浴中，通過與所述同樣的方法獲得了ga鋼板。

對(duì)于如上所述地獲得的鍍覆鋼板即gi或ga評(píng)價(jià)了以下特性。另外，內(nèi)部氧化層的平均深度如下所述地不僅對(duì)鍍覆鋼板進(jìn)行了測(cè)定，而且對(duì)酸洗、冷軋后的基底鋼板也同樣地進(jìn)行了測(cè)定，以供參考。這是為了確認(rèn)通過控制熱軋后的卷取溫度、酸洗條件等，在退火前的冷軋鋼板中已經(jīng)獲得所期望的內(nèi)部氧化層的平均深度。

(1)鍍覆鋼板中的內(nèi)部氧化層的平均深度d的測(cè)定

設(shè)鍍覆鋼板的板寬為w，從w/4的部位采集了尺寸為50mm×50mm的試片，然后，利用輝光放電發(fā)光分析法(gd-oes(glowdischarge-opticalemissionspectroscopy))，針對(duì)從鍍覆層表面起的o含量、fe含量及zn含量分別進(jìn)行了分析，并進(jìn)行了定量。詳細(xì)而言，利用堀場(chǎng)制作所制造的gd-profiler2型gda750的gd-oes裝置，在ar輝光放電區(qū)域內(nèi)對(duì)所述試片的表面進(jìn)行了高頻濺射，對(duì)所濺射的o、fe、zn各元素在ar等離子體內(nèi)的發(fā)光線連續(xù)地進(jìn)行分光，從而測(cè)定了基底鋼板的深度方向的各元素量的分布。濺射條件如下所述，并將測(cè)定區(qū)域設(shè)為自鍍覆層表面起直至深度50μm為止。

(濺射條件)

脈沖濺射頻率：50hz

陽極直徑(分析面積)：直徑6mm

放電功率：30w

ar氣壓：2.5hpa

將分析結(jié)果表示于圖2中。如圖2所示，將從鍍覆層表面起zn量與fe量相等的位置設(shè)為鍍覆層與基底鋼板之間的界面。另外，將自鍍覆層表面起深度40μm至50μm的各測(cè)定位置處的o量的平均值設(shè)為試片內(nèi)部的o量平均值，并將比其高0.02％的范圍、即o量≥(試片內(nèi)部的o量平均值+0.02％)定義為內(nèi)部氧化層，將其最大深度設(shè)為內(nèi)部氧化層深度。利用3個(gè)試片實(shí)施了同樣的試驗(yàn)，將其平均設(shè)為內(nèi)部氧化層的平均深度d。

(2)酸洗、冷軋后的內(nèi)部氧化層深度的測(cè)定(參考)

除了使用酸洗、冷軋后的基底鋼板這一點(diǎn)以外，通過與所述(1)同樣的方式計(jì)算了內(nèi)部氧化層的平均深度。

(3)軟質(zhì)層的平均深度d的測(cè)定

使垂直于鍍覆鋼板的板寬w方向的截面即w/4部位露出，采集尺寸為20mm×20mm的試片后，將其埋入樹脂中，并從鍍覆層與基底鋼板之間的界面起，朝向基底鋼板的板厚t內(nèi)部測(cè)定了維氏硬度。利用維氏硬度計(jì)，在負(fù)載為3gf下進(jìn)行了測(cè)定。詳細(xì)而言，如圖3所示，自鍍覆層與基底鋼板的界面起的板厚內(nèi)部深度為10μm的測(cè)定位置開始，朝向板厚內(nèi)部每隔5μm的間距進(jìn)行了維氏硬度的測(cè)定，直至深度100μm的位置。測(cè)定點(diǎn)之間的間隔、即在圖3中的×與×之間的距離最小也有15μm以上。在各深度位置以n＝1的個(gè)數(shù)測(cè)定了維氏硬度，調(diào)查了板厚內(nèi)部方向的硬度分布。進(jìn)一步，利用維氏硬度計(jì)，在負(fù)載為1kgf下測(cè)定了基底鋼板的t/4部位的維氏硬度(n＝1)。將與基底鋼板的t/4部位的維氏硬度相比維氏硬度為90％以下的區(qū)域設(shè)為軟質(zhì)層，并計(jì)算了其深度。在同一試片中的10個(gè)部位實(shí)施了同樣的試驗(yàn)，將其平均設(shè)為軟質(zhì)層的平均深度d。

(4)鍍覆鋼板的組織分率的測(cè)定方法

使鍍覆鋼板的垂直于板寬w方向的截面w/4部位露出，并對(duì)該截面進(jìn)行拋光，進(jìn)而進(jìn)行電解拋光后，進(jìn)行硝酸乙醇腐蝕，用sem(scanningelectronmicroscope)進(jìn)行了觀察。觀察位置是將基底鋼板的板厚設(shè)為t時(shí)的t/4位置，觀察倍率為2000倍，觀察區(qū)域?yàn)?0μm×40μm。對(duì)用sem拍攝的金屬組織相片進(jìn)行了圖像分析，分別測(cè)定了馬氏體和貝氏體(不區(qū)分兩者)以及鐵素體的面積率。表3中，α＝鐵素體，(b+m)＝(貝氏體及馬氏體)。此外，表3中，“其它”的組織的面積分率是從100面積％減去馬氏體和貝氏體以及鐵素體的各面積率而計(jì)算出的。任意地以3個(gè)視野進(jìn)行觀察并計(jì)算出了平均值。

(5)鍍覆鋼板的舊奧氏體的平均粒徑的測(cè)定方法

使鍍覆鋼板的垂直于板寬w方向的截面w/4部位露出，并對(duì)該截面進(jìn)行拋光，在苦味酸飽和水溶液和0.5％的烷基磺酸鈉的混合液中浸蝕而使舊奧氏體晶粒邊界出現(xiàn)。接著，通過jisg0551的切斷法求出了t/4部位的組織的平均粒度號(hào)g。詳細(xì)而言，以所述t/4部位的組織的1個(gè)視野試驗(yàn)線至少與50個(gè)晶粒交叉的方式?jīng)Q定光學(xué)顯微鏡的倍率，以任意選擇的至少5個(gè)視野，并使用與試驗(yàn)線交叉的至少250個(gè)晶粒數(shù)求出了平均粒度號(hào)g。根據(jù)該平均粒度號(hào)g計(jì)算出每1mm²的截面積的平均晶粒數(shù)m，并基于的式求出了舊奧氏體的平均粒徑d(mm)。表3中“－”是由于貝氏體和馬氏體的合計(jì)面積率小而未能觀察到舊奧氏體的例子。

(6)拉伸試驗(yàn)的測(cè)定方法

以使垂直于鍍覆鋼板的軋制方向的方向和試片的長邊方向相互平行的方式采集了jis13號(hào)b拉伸試片，依照jisz2241測(cè)定了c方向的抗拉強(qiáng)度(ts)及降伏應(yīng)力(ys)。根據(jù)ts及ys計(jì)算了降伏比yr(ys/ts)。

在本實(shí)施例中，將980mpa以上的抗拉強(qiáng)度ts評(píng)價(jià)為高強(qiáng)度(合格)。另外，將60％以上的yr評(píng)價(jià)為耐沖擊吸收性優(yōu)異(合格)。

(7)彎曲加工試驗(yàn)

準(zhǔn)備了以使垂直于鍍覆鋼板的軋制方向的方向和試片的長邊方向相互平行的方式從鍍覆鋼板切出的20mm×70mm的試片，以使彎曲棱線沿著長邊方向的方式進(jìn)行了90°v型彎曲試驗(yàn)。通過適宜地改變彎曲半徑r來實(shí)施了試驗(yàn)，求出了可以在不讓試片上產(chǎn)生斷裂的狀態(tài)下進(jìn)行彎曲加工的最小彎曲半徑rmin。

基于rmin除以基底鋼板的板厚t而所得的rmin/t，按各抗拉強(qiáng)度ts分別評(píng)價(jià)了彎曲性。詳細(xì)內(nèi)容如下所述。另外，對(duì)于ts不滿足合格基準(zhǔn)980mpa以上的試片，沒有評(píng)價(jià)彎曲性(在表3中記為“－”)。

在ts為980mpa以上且小于1080mpa的情況下，將rmin/t＜1.0作為合格。

在ts為1080mpa以上且小于1180mpa的情況下，將rmin/t＜1.5作為合格。

在ts為1180mpa以上的情況下，將rmin/t＜2.50作為合格。

(8)耐延遲斷裂特性試驗(yàn)

使垂直于鍍覆鋼板的板寬w方向的截面即w/4部位露出，切出了150mm(w)×30mm(l)的試片，以最小彎曲半徑進(jìn)行u型彎曲加工后，用螺釘緊固，對(duì)u型彎曲加工試片的外側(cè)表面施加了1000mpa的拉伸應(yīng)力。將應(yīng)變計(jì)貼在u型彎曲加工試片的外側(cè)，并將應(yīng)變換算為拉伸應(yīng)力來測(cè)定了拉伸應(yīng)力。然后，遮蔽u型彎曲加工試片的邊緣部，以電化學(xué)方式進(jìn)行了充氫。充氫是將試片浸漬在0.1m-h2so4(ph＝3)與0.01m-kscn的混合溶液中，在室溫且100μa/mm²的恒流的條件下進(jìn)行。

所述充氫試驗(yàn)的結(jié)果，將24小時(shí)未斷裂的評(píng)價(jià)為合格，即耐延遲斷裂特性優(yōu)異。

(9)擴(kuò)孔試驗(yàn)

依據(jù)日本鋼鐵聯(lián)盟規(guī)格jfst1001實(shí)施擴(kuò)孔試驗(yàn)，測(cè)定了λ。詳細(xì)而言，在鍍覆鋼板上沖了直徑為10mm的孔，然后，在固定周圍的狀態(tài)下將60°圓錐沖頭壓入孔中，測(cè)定了裂紋產(chǎn)生臨界的孔的直徑。根據(jù)下式求出了臨界擴(kuò)孔率λ(％)，在λ為25％以上時(shí)評(píng)價(jià)為合格，即擴(kuò)孔性優(yōu)異。

臨界擴(kuò)孔率λ(％)＝{(df-d0)/d0}×100

式中，df是裂紋產(chǎn)生臨界的孔的直徑(mm)，d0是初始孔直徑(mm)。

(10)鍍覆外觀

通過肉眼觀察了鍍覆鋼板的外觀，基于有無發(fā)生未鍍覆來評(píng)價(jià)了鍍覆性。

將這些結(jié)果示于表2及表3中。

表1

表2

(*)以10℃/秒冷卻至600℃后進(jìn)行水冷

表3

可根據(jù)表如下地考察。

首先，no.1～11、18、20、23、24、26、30、31、33是滿足本發(fā)明的要件的例子，強(qiáng)度、加工性[彎曲性及擴(kuò)孔性(λ)]、耐延遲斷裂特性、沖擊特性、鍍覆性均良好。特別是內(nèi)部氧化層的平均深度d與軟質(zhì)層的平均深度d滿足d＞2d(即、表2中“d/2d”的值超過1)的關(guān)系的no.1(d/2d＝1.09)與不滿足所述關(guān)系的no.20(d/2d＝0.91)相比，彎曲性提高。而且λ也增加。

相對(duì)于此，no.12是c量多的例子，彎曲性、λ以及耐延遲斷裂特性降低。

no.13是si量少的例子，內(nèi)部氧化層未充分生成，彎曲性、λ及耐延遲斷裂特性降低。

no.14是mn量少的例子，由于淬火性差而鐵素體過量生成，且(b+m)的合計(jì)量也變少。其結(jié)果，ts和yr降低，λ也降低。

no.15是均熱后的平均冷卻速度慢的例子，由于在冷卻過程中鐵素體過量生成，且(b+m)的合計(jì)量也變少，未能獲得所期望的硬質(zhì)層。其結(jié)果，ts和yr變低，λ降低。

no.22也是均熱后的平均冷卻速度慢的例子，由于在冷卻過程中鐵素體過量生成，因此，yr變低，λ、彎曲性、耐延遲斷裂特性降低。

no.16及17是熱軋時(shí)的卷取溫度低的例子，酸洗、冷軋后的內(nèi)部氧化層的平均深度淺，因此鍍覆后的內(nèi)部氧化層的平均深度d、軟質(zhì)層的平均深度d也變淺。其結(jié)果，彎曲性、耐延遲斷裂特性及鍍覆性降低。

no.19是氧化爐中的空氣比低而鐵氧化膜未充分生成，鍍覆性降低。而且，軟質(zhì)層也未充分生成，因此，彎曲性、耐延遲斷裂特性也降低。

no.21是均熱溫度低的例子，變?yōu)槎鄥^(qū)退火，鐵素體過量生成，(b+m)的合計(jì)量也變少，未能獲得所期望的硬質(zhì)層。因此，yr變低，λ、彎曲性、耐延遲斷裂特性降低。

no.25是熱軋時(shí)的卷取溫度低的例子，酸洗、冷軋后的內(nèi)部氧化層的平均深度淺，因此鍍覆后的內(nèi)部氧化層的平均深度d、軟質(zhì)層的平均深度d也變淺。其結(jié)果，彎曲性、耐延遲斷裂特性及鍍覆性降低。

no.27是保溫時(shí)間不充分的例子，由于酸洗、冷軋后的內(nèi)部氧化層的平均深度淺，因此鍍覆后的內(nèi)部氧化層的平均深度d、軟質(zhì)層的平均深度d也變淺。其結(jié)果，彎曲性、耐延遲斷裂特性及鍍覆性降低。

no.28是平均升溫速度慢的例子，由于舊奧氏體的平均粒徑變大，因此彎曲性、λ及耐延遲斷裂特性降低。

no.29是平均升溫速度慢的例子，由于舊奧氏體的平均粒徑變大，因此彎曲性、λ及耐延遲斷裂特性降低。

no.32是平均升溫速度慢的例子，由于舊奧氏體的平均粒徑變大，因此彎曲性、λ及耐延遲斷裂特性降低。

符號(hào)說明

1鍍覆層

2基底鋼板

3內(nèi)部氧化層

4軟質(zhì)層

5硬質(zhì)層