熱浸鍍鋅鋼板及其制造方法

熱浸鍍鋅鋼板及其制造方法
【專利摘要】本發明提供一種熱浸鍍鋅鋼板，其具備鋼板和所述鋼板表面上的鍍層，其中，顯微組織以體積分率計合計含有20%以上且99%以下的馬氏體及貝氏體中的1種或2種；剩余組織含有鐵素體、體積分率低于8%的殘留奧氏體及體積分率為10%以下的珠光體中的1種或2種；所述熱浸鍍鋅鋼板具有980MPa以上的抗拉強度；所述鍍層是熱浸鍍鋅層，所述熱浸鍍鋅層含有包含Si、Mn或Al中的1種或2種以上的氧化物，并且含有15質量%以下的Fe，剩余部分含有Zn、Al及不可避免的雜質，當在包含所述鋼板和所述熱浸鍍鋅層的板厚方向截面觀察時，投影面積率為10%以上且90%以下。
【專利說明】熱浸鍍鋅鋼板及其制造方法
【技術領域】
[0001]本發明涉及抗拉強度(TS)為980MPa以上、鍍層附著力及耐延遲斷裂特性優異的熱浸鍍鋅鋼板。本發明的熱浸鍍鋅鋼板特別適合于汽車的結構用構件、增強用構件、懸架系統用構件。本發明的熱浸鍍鋅鋼板表示熱浸鍍鋅鋼板及合金化熱浸鍍鋅鋼板。本申請基于2011年09月30日提出的日本特愿2011-218046號和2011年09月30日提出的日本特愿2011-217108號主張優先權，在此引用其內容。
【背景技術】
[0002]為了與近年來的降低燃費的動向對應而一直在研究汽車的橫梁或側粱等構件的輕量化，在材料方面，即使進行薄壁化，也就是說即使使用薄的鋼板，從確保強度及沖撞安全性的觀點考慮也一直進行鋼板的高強度化。其中，在保險杠加強件或中立柱等結構構件中，使用980MPa級(抗拉強度為980MPa以上)的鋼板，今后殷切希望開發更高的高強度鋼板。但是，在考慮將980MPa級以上的鋼板用于汽車構件時，除了強度、加工性等特性，還要求耐延遲斷裂特性。所謂延遲斷裂，是起因于施加給鋼材的應力或氫脆性的斷裂，是因氫向作為結構體使用的鋼材的應力集中部擴散、集積而發生結構體斷裂的現象。作為由延遲斷裂引起的現象，例如可列舉出PC鋼絲(Pre-stressed Concrete Steel Wire,預應力鋼絲)或螺栓這樣的處于高應力發揮作用的使用狀況下的構件突然斷裂的現象等。
[0003]以往，薄鋼板(I)由于板厚薄即使氫侵入也可短時間釋放，(2)由于使加工性優先而幾乎不使用抗拉強度為900MPa以上的鋼板等，因此有關氫脆性的問題小。但是，由于有關應用高強度鋼板的要求急速高漲，所以一直要求開發耐氫脆性優異的高強度鋼板。 [0004]已知延遲斷裂與從環境侵入鋼材中的氫有密切的關系。作為從環境侵入鋼材中的氫，有大氣中所含的氫、腐蝕環境下產生的氫等多種。無論哪種，在氫侵入鋼材中時，都可成為造成延遲斷裂的原因。因此，作為鋼材的使用環境，優選在不存在氫的環境下使用。但是，在考慮應用于結構體或汽車時，因需要在戶外使用鋼材而不能避免氫的侵入。
[0005]作為作用于被用作結構體的鋼材的應力，可列舉出賦予結構體的應力及結構體成形時產生的應力的一部分殘留在鋼材內部的應力即殘余應力。特別是，在汽車用薄鋼板等成形后作為構件使用的結構體中，與幾乎不對螺栓或厚板這樣的制品施加變形而直接使用的厚板或條鋼相比，殘余應力成為大問題。所以，在對延遲斷裂成為問題的鋼板進行成形時，優選不殘留殘余應力的成形方法。
[0006]例如，專利文獻I中公開了在將鋼板暫時加熱至高溫進行了加工后，采用模具進行淬火而進行高強度化的金屬板的熱沖壓成形方法。在該方法中，在高溫下對鋼材進行加工。因此，成為殘余應力原因的加工時導入的位錯回復、或者在加工后產生相變而使殘余應力緩和。其結果是，不太殘留殘余應力。所以，如上所述，通過進行熱加工，采用其后的淬火使鋼板強化，從而耐延遲斷裂特性提高。
[0007]但是，在專利文獻I的技術中，需要通過熱處理對要加工的鋼板進行熱處理，生產率差。另外，需要加熱爐的設置等，因此經濟性差。[0008]另外，在切斷或沖裁等機械加工中，因在切斷面存在殘余應力而有引起延遲斷裂的擔心。因此，在980MPa級以上的高強度鋼板的加工時，通過在切斷中采用激光等不伴有直接的機械加工的方法，來回避殘余應力的發生。但是，與剪切或沖裁加工相比激光切斷有成本高的問題。
[0009]對于這些問題，在棒鋼或條鋼、厚鋼板的領域，開發了通過提高耐氫脆化特性而可回避延遲斷裂的鋼材。例如，非專利文獻I中公開了一種鋼材的耐氫脆化特性提高了的高強度螺栓，其中，從高溫的奧氏體單相通過淬火使鋼材形成馬氏體單相組織后進行回火處理，從而使Cr、Mo或V等顯示抗回火軟化性的添加元素的微細析出物在馬氏體中匹配地微細析出。在該高強度螺栓中，通過在馬氏體中匹配地析出的VC等的周圍捕集侵入鋼材中的氫，從而抑制侵入鋼材中的氫向應力集中的成為延遲斷裂的起點的部位擴散或集中。充分利用這樣的機理，一直以來進行了高強度、耐延遲斷裂特性優異的鋼板的開發。
[0010]充分利用了 VC等的氫的捕集位點的耐延遲斷裂特性的提高是由這些析出物向馬氏體組織中的匹配析出帶來的。所以，使這些析出物在組織中匹配析出是必須的。但是，在這些析出物的析出需要幾小時以上的析出熱處理，在制造性方面存在問題。也就是說，在采用連續退火設備、連續熱浸鍍鋅設備等普通的薄鋼板的制造設備制造的薄鋼板中，因在幾十分鐘左右的短時間內進行組織控制，因此難以得到由這些析出物帶來的提高耐延遲斷裂特性的效果。
[0011]此外，當充分利用熱軋工序中析出的析出物時，即使在熱軋工序中這些析出物析出，經過在其后的冷軋時對鋼板進行加工、在連續退火時進行再結晶，也會失去析出物和母相即鐵素體、馬氏體的取向關系。也就是說，析出物不是匹配析出物。其結果是，得到的鋼板的耐延遲斷裂特性也大幅度下降。
[0012]另外，通常，擔心發生延遲斷裂的高強度鋼板的鋼板組織是以馬氏體為主體的組織。形成馬氏體組織的溫度為低溫，因此在形成馬氏體組織的溫度區不能使以VC為首的成為氫的捕集位點的析出物析出。`也就是說，當打算在薄鋼板中利用VC等匹配析出物的氫捕集來提高耐延遲斷裂特性時，需要在用連續退火設備或連續熱浸鍍鋅設備暫時制造鋼材的組織后，實施附加的熱處理來使這些析出物析出，因此制造成本大幅度增加。再有，如果對以馬氏體為主體的組織實施附加的熱處理，則存在組織軟化、強度下降的問題。因此，為了提高高強度薄鋼板的耐延遲斷裂特性，難以充分利用VC等匹配析出物。另外，非專利文獻I中記載的鋼，其C含量為0.4%以上，還含有大量合金元素，因此薄鋼板中所要求的加工性或焊接性不足。
[0013]專利文獻2中記載了利用以T1、Mg為主體的氧化物而降低了氫性缺陷的厚鋼板。可是，所公開的厚鋼板中，僅考慮了降低由制造時鋼中被捕集的氫導致的氫性缺陷，對于耐氫脆性(耐延遲斷裂特性)完全沒有考慮。此外，關于兼顧薄鋼板所要求的高成形性和耐氫脆性(耐延遲斷裂特性)，也完全沒有考慮。
[0014]關于薄鋼板的氫脆性，例如，非專利文獻2中報告了殘留奧氏體量的加工誘導相變助長了氫脆性。雖然其考慮了薄鋼板的成形加工，但敘述的是不使耐氫脆性劣化的殘留奧氏體量的限制。也就是說，涉及的是具有特定組織的高強度薄鋼板，而不能說是根本的提高耐氫脆性的對策。
[0015]現有技術文獻[0016]專利文獻
[0017]專利文獻1:日本特開2002-18531號公報
[0018]專利文獻2:日本特開平11-293383號公報
[0019]非專利文獻
[0020]非專利文獻1:遅札破壊解明O新展開、日本鉄鋼協會、1997年I月発行
[0021]非專利文獻2 = CAMP-1 S IJ,vo 1.5,N0.6、1839 ~1842 頁、山崎 6、1992年10月、日本鉄鋼協會発行
[0022]非專利文獻3:1 t: >9 ?)日本金屬學會會報第44卷第3號(2005) ρ 254-256
【發明內容】

[0023]發明要解決的問題
[0024]本發明是鑒于上述問題而完成的。即，本發明的目的在于，提供一種抗拉強度(TS)為980MPa以上、鍍層附著力及耐延遲斷裂特性優異的熱浸鍍鋅鋼板及其制造方法。其中，本熱浸鍍鋅鋼板兼具特別適合于汽車的結構用構件、增強用構件、懸架系統用構件的成形性(延伸率、彎曲性、擴孔性等)。
[0025]其中，在應用于上述構件時，優選TSXEL為1000OMPa.%以上，且以TSX λ計為20000MPa.% 以上。
[0026]此外，在鋼板被用于特別要求延伸率的構件時，優選TSXEL為HOOOMPa.%以上，更優選為15000MPa.%以上，進一步優選為16000MPa.%以上。
[0027]另外，在鋼板被用于保險杠加強件等特別要求彎曲性的構件時，以與彎曲性相關的TSX λ計優選為30000MPa.%以上，更優選為40000MPa.%以上，進一步優選為50000MPa.% 以上。
[0028]用于解決課題的手段
[0029]本
【發明者】們進行了銳意研究，結果發現:作為在不影響鋼材材質的情況下提高耐延遲斷裂特性的手段，通過對鋼板表面實施如后所述的鍍膜，能夠提高耐延遲斷裂特性。具體而言發現了，通過使含有選自S1、Mn或Al中的I種以上的氧化物分散在鍍層中，用鍍層內的氧化物捕集從環境侵入的氫，能夠使氫向應力集中部的擴散和由此造成的延遲斷裂延遲。
[0030]( I)也就是說，本發明的一個方式涉及一種熱浸鍍鋅鋼板，所述熱浸鍍鋅鋼板具備鋼板和所述鋼板表面上的鍍層；所述鋼板以質量％計含有c:0.05以上且低于0.40%、Si:0.5 ~3.0%、Mn:1.5 ~3.0%,并將 O、P、S、Al、N 限制為 O:0.006% 以下、P:0.04% 以下、S:
0.01%以下、Al:2.0%以下、N:0.01%以下，剩余部分含有Fe及不可避免的雜質；顯微組織以體積分率計合計含有20%以上且99%以下的馬氏體及貝氏體中的I種或2種；剩余組織含有鐵素體、體積分率低于8%的殘留奧氏體及體積分率為10%以下的珠光體中的I種或2種；所述熱浸鍍鋅鋼板具有980MPa以上的抗拉強度；所述鍍層是熱浸鍍鋅層，其含有包含S1、Mn或Al中的I種或2種以上的氧化物，并且含有15質量％以下的Fe，剩余部分含有Zn、Al及不可避免的雜質；當在包含所述鋼板和所述熱浸鍍鋅層的板厚方向截面觀察時，用將所述氧化物投影在所述熱浸鍍鋅層與所述鋼板的界面上得到的長度除以所述熱浸鍍鋅層與所述鋼板的界面的長度而得到的面積率即投影面積率為10%以上且90%以下。[0031](2)本發明的另一個方式涉及一種熱浸鍍鋅鋼板，所述熱浸鍍鋅鋼板具備鋼板和所述鋼板表面上的鍍層；所述鋼板以質量％計含有c:0.05以上且低于0.40%、S1:0.5~
3.0%、Μη:1.5 ~3.0%，并將 0、P、S、A1、N 限制為 O:0.006% 以下、P:0.04% 以下、S:0.01% 以下、Al:2.0%以下、N:0.01%以下，剩余部分含有Fe及不可避免的雜質；顯微組織以體積分率計合計含有20%以上且99%以下的馬氏體及貝氏體中的I種或2種；剩余組織含有鐵素體、體積分率低于8%的殘留奧氏體及體積分率為10%以下的珠光體中的I種或2種；所述熱浸鍍鋅鋼板具有980MPa以上的抗拉強度；所述鍍層是合金化熱浸鍍鋅層，其含有包含S1、Mn或Al中的I種或2種以上的氧化物，并且含有7質量％以上且15質量％以下的Fe，剩余部分含有Ζη、Α1及不可避免的雜質；當在包含所述鋼板與所述合金化熱浸鍍鋅層的板厚方向截面觀察時，用將所述氧化物投影在所述合金化熱浸鍍鋅層與所述鋼板的界面上得到的長度除以所述熱浸鍍鋅層與所述鋼板的界面的長度而得到的面積率即投影面積率為10%以上且90%以下。
[0032]( 3 )根據上述(I)或(2 )所述的熱浸鍍鋅鋼板，所述顯微組織以體積分率計也可以含有40%以上且80%以下的所述鐵素體。
[0033]( 4)根據上述(I)或(2 )所述的熱浸鍍鋅鋼板，所述顯微組織以體積分率計也可以含有超過60%的馬氏體及貝氏體中的I種或2種。
[0034](5)根據上述(I)~(4)中任一項所述的熱浸鍍鋅鋼板，所述鋼板以質量％計還可以進一步含有 Cr:0.05 ~1.0%、Mo:0.01 ~1.0%、Ni:0.05 ~1.0%、Cu:0.05 ~1.0%、Nb:0.005 ~0.3%、T1:0.005 ~0.3%、V:0.005 ~0.5%、B:0.0001 ~0.01%、Ca:0.0005 ~
0.04%、Mg:0.0005 ~0.04%、REM:0.0005 ~0.04% 中的 I 種或 2 種以上。
[0035](6)本發明的一個方式涉及一種熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其通過鑄造含有(I)所述的化學成分的鋼水來制造鋼；在將所述鋼直接或暫時冷卻后，加熱至1100°c以上且低于1300°C的第I溫度范圍內；在八^相變點以上的溫度下結束所述鋼的熱軋；在300°〇以上且700°C以下的第2溫度范圍內對所述鋼進行卷取；對所述鋼進行酸洗；用具有輥直徑為200mm以上且1400mm以下的工作輥的冷軋機以40~80%的累積壓下率對所述鋼進行冷軋；在使所述鋼通過連續熱浸鍍鋅生產線時，在直到退火溫度的加熱中，在550~750°C的第3溫度范圍內使所述鋼滯留20秒以上且2000秒以下；在氏濃度為20%以下且露點為一 20°C以上的N2氣氛下、在750°C以上且900°C以下的第4溫度范圍內，將所述鋼保持10秒以上且1000秒以下，進行退火；以1°C /秒以上且200°C /秒以下的平均冷卻速度進行將所述鋼冷卻到500~750°C的第5溫度范圍內的第I冷卻；以1°C /秒以上且200°C /秒以下、并且比所述第I冷卻的所述平均冷卻速度快的平均冷卻速度進行將所述鋼冷卻到鋅鍍液溫度一 40°C~鋅鍍液溫度+ 500C的第6溫度范圍內的第2冷卻；將所述鋼浸潰在熱浸鍍鋅液中的溫度即鍍液浸潰鋼板溫度記為所述第6溫度范圍內，將所述鋼浸潰在以IOm/分鐘以上且50m/分鐘以下的流速流動的所述熱浸鍍鋅液中，進行鍍鋅；將所述鋼冷卻到40°C以下。
[0036](7) 本發明的另一個方式涉及一種熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其通過鑄造含有上述(2)所述的化學成分的鋼水來制造鋼；在將所述鋼直接或暫時冷卻后，加熱至1100°C以上且低于1300°C的第7溫度范圍內；在41*3相變點以上的溫度下結束所述鋼的熱軋；在300°C以上且700°C以下的第8溫度范圍內對所述鋼進行卷取；對所述鋼進行酸洗；用具有輥直徑為200mm以上且1400mm以下的工作輥的冷軋機、以40~80%的累積壓下率對所述鋼進行冷軋；在使所述鋼通過連續熱浸鍍鋅生產線時，在直到退火溫度的加熱中，在550~750°C的第9溫度范圍內使所述鋼滯留20秒以上且2000秒以下；在H2濃度為20%以下且露點為一 20°C以上的N2氣氛下、在750°C以上且900°C以下的第10溫度范圍內，將所述鋼保持10秒以上且1000秒以下，進行退火；以1°C /秒以上且200°C /秒的平均冷卻速度進行將所述鋼冷卻到500~750°C的第11溫度范圍內的第3冷卻；以1°C /秒以上且200°C /秒以下、并且比所述第3冷卻的所述平均冷卻速度快的平均冷卻速度進行將所述鋼冷卻到500°C~25°C的第12溫度范圍內的第4冷卻；當所述第4冷卻中的冷卻停止溫度低于350°C時，將所述鋼再加熱至350°C以上且500°C以下的第13溫度范圍內；在所述第13溫度范圍內使所述鋼滯留；使浸潰在熱浸鍍鋅液中的溫度即鍍液浸潰鋼板溫度在鋅鍍液溫度一40°C~鋅鍍液溫度+ 50°C的第14溫度范圍內，將所述鋼浸潰在以IOm/分鐘以上且50m/分鐘以下的流速流動的所述熱浸鍍鋅液中，進行鍍鋅；在6001:以下的第15溫度范圍內對所述鋼進行合金化處理；將所述鋼冷卻到40°C以下。
[0037](8)根據上述(6)或(7)所述的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，也可以在低于840°C的溫度下進行所述退火。
[0038](9)根據上述(6)或(7)所述的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，也可以在840°C以上的溫度下進行所述退火。
[0039](10)根據上述(6)~(10)中任一項所述的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，所述鋼水以質量％計還可以進一步含有Cr:0.05~1.0%、Mo:0.01~1.0%、N1:0.05~1.0%、Cu:0.05 ~1.0%、Nb:0.005 ~0.3%、T1:0.005 ~0.3%、V:0.005 ~0.5%、B:0.0001 ~0.01%、Ca:0.0005 ~0.04%、Mg:0.0005 ~0.04%、REM:0.0005 ~0.04% 中的 I 種或 2 種以上。
[0040]發明效果
[0041]本發明能夠廉價地提供適合汽車的結構用構件、增強用構件、懸架系統用構件等的具有980MPa以上的抗拉強度且鍍層附著力`及耐延遲斷裂優異的熱浸鍍鋅鋼板。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0042]圖1是用FIB加工裝置加工本發明的一個實施方式的熱浸鍍鋅鋼板的截面，利用FE-TEM以5萬倍觀察得到的照片。
[0043]圖2是示意性地表示本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板中的鍍層中的氧化物的投影面積率的計算方法的圖。
[0044]圖3A是表示本發明的一個實施方式的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法的流程圖。
[0045]圖3B是表示本發明的一個實施方式的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法的流程圖(接圖3A)。
【具體實施方式】
[0046]本
【發明者】們為解決上述課題進行了銳意研究。其結果發現了:在采用具有輥直徑為1400mm以下的工作輥的冷軋機、以40%以上的累積壓下率冷軋后，通過在退火時的加熱中在550~750°C的溫度區滯留20秒以上，能夠在鋼板表層形成I種以上單獨或復合地含有S1、Mn或Al的氧化物。此外還發現:通過在鋼板表層上形成這些氧化物后，將該鋼板浸潰在以IOm/分鐘以上且50m/分鐘以下的流速流動的熱浸鍍鋅液中，進行熱浸鍍鋅處理或者熱浸鍍鋅處理及合金化處理，能夠將上述氧化物分散在鍍層中并使其以投影面積率計達到10%以上，而且鍍層的附著力也優異。另外還發現:通過將上述氧化物適當地分散在鍍層中，能夠充分用作捕集部位，從而提高耐延遲斷裂特性。
[0047]以下，對本實施方式的內容進行詳細說明。
[0048]本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板具備鋼板和鋼板表面上的鍍層。其中，鍍膜鋼板也可以在鍍層表面進一步具備有機層或無機層等各種被覆層。在不在鍍膜鋼板上形成這樣的被膜層的情況下，鍍膜鋼板包含鋼板和鋼板表面上的鍍層。
[0049]首先，對配置在鋼板上的鍍層進行說明。該鍍層中包含熱浸鍍鋅層及合金化熱浸鍍鋅層。
[0050]鍍層位于鋼板表面上，含有單獨或復合地包含S1、Mn或Al中的I種或2種以上的氧化物。在本實施方式中，使鍍層中的含有S1、Mn或Al中的I種或2種以上的氧化物分散在鍍層中是最重要的。特別是，通過使氧化物分散在鍍層內并使從鋼板表面的方向觀察的投影面積率、即當在包含鋼板和鍍層的板厚方向截面觀察時，用將氧化物投影在鍍層與鋼板的界面上得到的長度除以鍍層與鋼板的界面的長度而得到的面積率達到10%以上時，其效果顯著。該投影面積率當從熱浸鍍鋅鋼板表面的上方觀察鋼板時，也可換言之為在鋼板表面造影的氧化物的表觀上的被覆率。詳細的機理雖不清楚，但是認為:因氧化物含有多個缺陷，因此通過鍍層中的氧化物捕集從鋼板表面侵入的氫(例如通過腐蝕反應產生的氫或大氣中的氫)，使氫向鋼板內部的侵入延遲，從而提高耐延遲斷裂特性。汽車鋼板由于在反復重復濕潤環境和干燥環境的環境中、即在濕潤-干燥環境中使用，因此暫時在濕潤環境下被存在于鋼板表層的氧化物捕集的氫在干燥環境下向環境中釋放。因此，如上所述認為使氧化物分散在鍍層中具有在汽車的實際使用環境中的耐延遲斷裂特性具有更高的效果。 [0051]上述的氧化物的形態無論是膜狀、粒狀、結狀中的哪一種，只要投影面積率為上述范圍，就能得到本實施方式的效果。但是，膜狀的氧化物相對于體積率有投影面積率增大的傾向，所以為了通過短時間的處理使投影面積率在本實施方式的范圍內，優選將氧化物的形態形成膜狀。
[0052]將分散在鍍層中的氧化物規定為S1、Mn或Al的氧化物是因為這些氧化物與鋅相比熔點高，作為氧化物(例如膜狀)容易分散在鍍層中。特別是，在為膜狀的氧化物時，更容易確保10%以上的投影面積率。另外，如果上述氧化物從鋼板與鍍層的界面分散在5 μ m以內的鍍層的區域中，則氫捕集效果變得更顯著。在將這些氧化物形成在鋼板表層上后，通過進行熱浸鍍鋅處理或者熱浸鍍鋅處理及合金化處理，如圖1所示能夠使氧化物分散在鍍層內部。利用鋼板表面的氧化物是因為氧化物的尺寸或個數密度等氧化物形態的控制容易，對于以投影面積率計生成10%以上的氧化物是有利的。
[0053]這里，作為單獨或復合地含有I種或2種以上的S1、Mn、Al的氧化物，可列舉出SiO2' Mn。、Al2O3' Mn2SiO4 等，優選含有 Si02、Mn2SiO4。
[0054]除上述以外，即使含有包含Cr的氧化物(Cr2O3)也可得到同樣的效果。
[0055]另一方面，在鋼板上鍍敷含有氧化物的熔化鋅是困難的。例如，即使使氧化物分散在熔化鋅內，因范德華力的原因氧化物形成簇狀物，成為達到Iym~幾mm的巨大的氧化物。該巨大的氧化物有成為鍍不上或表面缺陷的原因的擔心。因此，不優選使氧化物分散在鍍液內。此外，通常，為了提高鍍層附著力，一般在鍍前將鋼板表面的氧化物除去以得到正常的表面，而不有意在鍍前的鋼板表面上形成氧化物。
[0056]另外，在熔化鋅中，作為不可避免的氧化物存在Zn或Al的氧化物。優選將這些氧化物盡量除去或者抑制其與鋼板的反應，但這些氧化物即使不可避免地(例如5%以下)存在于鍍層中也沒有關系。但是，由于鍍層容易氧化，所以在鍍層表面存在Zn的氧化物時，不將其計算為鍍層中的氧化物。[0057]本實施方式中使分散在鍍層中的氧化物為單獨或復合地含有S1、Mn或Al的氧化物。通過向鋼板中添加S1、Mn或Al和控制退火時的氣氛，能夠控制這些氧化物。另一方面，添加N1、Cu等難氧化的元素由于不僅帶來添加元素的氧化而且還帶來Fe的氧化，所以難以確保氧化物的投影面積率及鍍膜性。因而，在本實施方式中，在鋼板中添加比Fe容易氧化的元素的S1、Mn或Al，通過使退火條件及爐內氣氛為規定的條件，可在鋼板表面形成單獨或復合地含有這些元素的氧化物。
[0058]氧化物相對于鋼板表面如上所述需要具有10%以上的投影面積率。在本實施方式中，由于氧化物的目的是捕集從鋼板表面侵入的氫，所以優選氧化物存在于鍍層內，大范圍地覆蓋鋼板與鍍層的界面。通過使投影面積率為10%以上可得到其效果。優選為15%以上，更優選為20%以上。另一方面，如果投影面積率超過90%則合金化反應變得非常慢，為了使鍍層中的Fe%在規定的范圍內需要進行高溫合金化。在此種情況下，奧氏體相變成珠光體，所以不能得到規定的材質。關于氧化物的投影面積率，通過觀察熱浸鍍鋅鋼板的截面可容易地測定。具體而言，如圖2所示，可用與鍍層和鋼板的界面平行的方向的氧化物長度的比例進行評價。例如，如圖2所示，在相對于鍍層與鋼板的界面(近似直線的界面)使氧化物垂直地投影的情況下，可用投影的氧化物(影)的投影長度(例如圖1中的長度(L -11-12 - 13?與鍍層和鋼板之間的界面的長度(例如圖2中的長度L)的的比例評價投影面積率A (%)。在本實施方式中，以I萬倍的倍率在5個視野進行測定，將其平均值定義為投影面積率。由于本實施方式中的氧化物分散的目的是用鍍層中的氧化物捕集侵入的氫，所以氧化物也可以彼此重疊。
[0059]關于這些氧化物的組成確定及評價，可從熱浸鍍鋅鋼板的截面進行組織觀察。例如，可列舉出利用聚焦離子束(FIB:F0Cus 1n Beam)加工裝置，在包含鍍層地將鋼板截面加工成薄片后，利用場發射型透射式電子顯微鏡(FE-TEM:Field Emission TransmissionElectron Microscopy)進行觀察和利用能量色散型X射線檢測器(EDX:Energy DispersiveX-ray Spectrometry)進行組成分析的方法。在本實施方式中，在利用FIB加工裝置制作了觀察用試樣后，利用FE-TEM以5萬倍觀察氧化物。其中，通過用EDX對氧化物進行分析來確定氧化物。
[0060]使鍍層為含有15質量％以下的Fe的熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層。如果Fe量超過15質量％則損害鍍層本身的附著力，因加工時鍍層斷裂、脫落而附著在模具上，因而成為成形時的缺陷的原因。在要求點焊性或涂裝性的情況下，優選通過合金化處理來提高鍍層的特性。具體而言，在浸潰在鋅鍍液中后，通過實施合金化處理使Fe進入鍍層中，可得到具有涂裝性、點焊性優異的合金化熱浸鍍鋅層的高強度熱浸鍍鋅鋼板。但是，在進行合金化處理時，在合金化處理后的Fe量低于7質量％時點焊性不足。所以，在進行合金化處理時，即在使鍍層形成合金化熱浸鍍鋅層時，優選使鍍層中Fe量的范圍為7~15質量％。
[0061]作為鍍層的化學組成，以質量％計優選含有15%以下的Fe，剩余部分含有80%以上且100%以下的Zn、2%以下的Al及不可避免的雜質。作為鍍層中的上述不可避免的雜質，例如可列舉出制造中混入的不可避免的雜質(例如鍍液中的不可避免的雜質或來源于鋼板的化學組成的化學元素(不包括Fe、Al及Zn)或根據需要的預鍍中的化學元素(N1、Cu及Co))。鍍層除Zn以外還可以含有Fe、Al、Mg、Mn、S1、Cr、N1、Cu等化學元素。
[0062]對于鍍層附著量(單位面積附著的鍍層的量)不設置特別的制約，但從耐蝕性的觀點考慮，以單面附著量計優選為5g/m2以上。另外，從確保鍍層附著力的觀點考慮，以單面附著量計優選為100g/m2以下。
[0063]另外，為了進一步提高鍍層附著力，也可以在退火前對鋼板實施含有N1、Cu、Co、Fe中的一種或多種的鍍敷。
[0064]另外，在使鍍層為合金化熱浸鍍鋅層時，為了控制鍍層的特性，優選將鍍液中的有效Al濃度控制在0.05~0.500質量％的范圍內。這里，鍍液中的有效Al濃度是從鍍液中的Al濃度減去鍍液中的Fe濃度而得到的值。
[0065]在有效Al濃度低于0.05質量％時，渣滓的產生顯著，有時得不到良好的外觀。另一方面，在有效Al濃度高于0.500質量％時，合金化慢，生產率差。因此，優選使鍍液中的有效Al濃度為0.05~0.500質量％。
[0066]在測定鍍層中的Fe及Al的含量時，可以采用下述方法:用酸溶解鍍層，在將未溶解的氧化物除去后，對溶解液進行化學分析。例如可以采用下述方法:對切成30mmX40mm的合金化熱浸鍍鋅鋼板，用添加了抑制劑的5%HC1水溶液在抑制鋼板母材的溶出的情況下只溶解鍍層，從通過對溶解液進行ICP(Inductively Coupled Plasma,電感稱合等離子體)發光分析得到的信號強度和由濃度已知的溶液制作的標準曲線來定量Fe及Al的含量。另外，考慮到各試樣間的測定偏差，可以將從相同的合金化熱浸鍍鋅鋼板切下的至少3個試樣的測定值平均。`
[0067]在本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板上，即使為了改善涂裝性、焊接性而進一步實施上層鍍、或實施各種處理例如鉻酸鹽處理、磷酸鹽處理、提高潤滑性的處理、提高焊接性的處理等，也不損害本實施方式的效果。
[0068]接著，對被鍍材即鋼板進行說明。
[0069]該鋼板含有后述的化學成分，顯微組織以體積分率計合計含有20%以上且99%以下的馬氏體及貝氏體中的I種或2種，剩余組織為鐵素體和體積分率低于8%的殘留奧氏體及體積分率為10%以下的珠光體中的I種或2種。
[0070]為確保980MPa以上的抗拉強度，合計含有20%以上的馬氏體及貝氏體。馬氏體及貝氏體的合計的體積分率不需要特別限定，但考慮到實際制造時達到100%并不容易，因此也可以為99%以下。其中，由于貝氏體的強度低于馬氏體，所以在為980MPa以上的抗拉強度時，貝氏體的體積率優選為70%以下。殘留奧氏體在彎曲或拉伸加工時相變為馬氏體。該加工時形成的馬氏體因堅硬而使耐延遲斷裂特性劣化。因此，使殘留奧氏體體積率低于8%。另外，如果珠光體組織的體積率超過10%則難以確保980MPa以上的強度，所以使珠光體的上限為10%。殘留奧氏體及珠光體也可以為0%。
[0071]但是，在要求進一步提高延伸率的情況下，以體積率計優選含有40%以上且80%以下的鐵素體。通過使鐵素體的體積率為40%以上可提高延展性(延伸率)。在鐵素體的體積率低于40%時其效果低。另一方面，在超過80%時，馬氏體及貝氏體的合計的體積率低于20%，不能確保980MPa以上的高強度。馬氏體也可以是其內部包含碳化物的回火馬氏體或不含碳化物的淬火原狀的馬氏體中的任一種。貝氏體組織也可以是貝氏體網內包含碳化物的下部貝氏體、網間包含碳化物的上部貝氏體中的任一種。
[0072]另一方面，在進一步提高擴孔性的情況下，優選含有合計超過60%的馬氏體及貝氏體中的I種或2種。使貝氏體及馬氏體合計超過60%是為了在提高擴孔性的同時確保980MPa以上的強度，在60%以下時，其效果低。
[0073]關于上述顯微組織的各相、鐵素體、馬氏體、貝氏體、奧氏體、珠光體及剩余組織的鑒定、存在位置的觀察及面積率的測定，可通過用硝酸乙醇試劑及日本特開S59-219473號公報中公開的試劑對鋼板軋制方向截面或與軋制方向成直角方向的截面進行腐蝕，用倍率為1000倍的光學顯微鏡觀察及倍率為1000~100000倍的掃描式及透射式電子顯微鏡進行定量。觀察各20個視野以上，通過點計數器法或圖像解析能夠求出各組織的面積率。上述測定方法盡管是二維的觀察，但在本實施方式的鋼板中，可在所有截面得到相同的面積率。因此,面積率等同于體積率。
[0074]接著，對被鍍材即鋼板的化學成分的限定理由進行說明。其中，以下的化學成分
的％是指質量％。
[0075]C:C是提高鋼板強度的元素。但是，如果低于0.05%則難以兼顧980MPa以上的抗拉強度和加工性。另一方面，如果為0.40%以上則難以確保點焊性。另外，會過剩地生成殘留奧氏體而使耐延遲斷裂特性下降。因此，將其范圍限定在0.05以上且低于0.40%。
[0076]Si:Si能夠以氧化 物形式分散在鍍層中。因此，對于改善耐氫脆性(耐延遲斷裂特性)是最重要的添加元素。但是，在添加量低于0.5%時，氧化物的量不足，不能充分提高耐延遲斷裂特性。因此，需要添加0.5%以上。另一方面，如果超過3.0%則加工性下降，而且鋼板脆化，助長延遲斷裂的發生。另外，酸洗性下降。所以，將Si含量限制為0.5~3.0%的范圍。另外，Si是強化元素，對于提高鋼板強度也是有效的。更優選為0.5~2.5%，進一步優選為0.5~2.0%。
[0077]Mn:Mn是強化元素，對于提高鋼板強度是有效的。另外，能夠以氧化物形式分散在鍍層中。但是，如果低于1.5%則難以得到980MPa以上的抗拉強度。另一方面，在超過3.0%時，助長與P、S的共偏析，招致加工性的顯著劣化。另外，會過剩地生成殘留奧氏體而使耐延遲斷裂特性下降。因此將3.0%作為上限。更優選的范圍為2.0~2.8%。
[0078]O:鋼板中的O在鋼板中(在表層部以外)形成氧化物。這些鋼板中所含的氧化物使延伸率或擴孔性劣化。因此，需要抑制鋼板中的O添加量。特別是，氧化物多以夾雜物形式存在，如果存在于沖裁端面或者切斷面上，則在端面形成缺口狀的表面缺陷或粗大的凹窩。其結果是，在擴孔時或強加工時招致應力集中，成為形成龜裂的起點，導致擴孔性或彎曲性、耐延遲斷裂特性的大幅度劣化。如果O超過0.006%則該傾向變得顯著，所以使O含量的上限為0.006%以下。另一方面，鋼板中的O越少越好，但低于0.0001%會招致成本的過度增加，在經濟上是不優選的，因此這是實質上的下限。但是，本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板由于使氧化物分散在鍍層中，所以鍍層中或鍍層和鋼板界面附近的O含量高于鋼板內部。存在于鋼板表面的氧化物由于存在于鋼板表面或鍍層中，所以不定義為鋼板中所含的氧化物或鋼板的氧含量。具體而言，在測定鋼板的O含量時，將鍍層除去，在將鋼板表面機械研磨10 μ m后進行測定。[0079]P:P具有向鋼板的板厚中央部偏析的傾向，使焊接部脆化。如果超過0.04%則焊接部的脆化變得顯著，所以限制為0.04%以下。另外，如果超過0.04%則使鋼板脆化，助長延遲斷裂的發生。P的下限值沒有特別的限定，但低于0.0001%在經濟上是不利的，所以優選將該值作為下限值。
[0080]S:S對焊接性以及鑄造時及熱軋時的制造性產生不良影響。因此，限制為0.01%以下。S與Mn結合形成粗大的MnS。該MnS使彎曲性或擴孔性劣化，或助長延遲斷裂的發生。因此優選S含量盡量低。但是，低于0.0001%在經濟上是不利的，所以優選將該值作為下限值。
[0081]Al:A1通過以氧化物形式分散在鍍層中而能夠在提高耐延遲斷裂特性方面充分地發揮作用，所以也可以添加。另外，也可作為脫氧材料發揮作用。但是，過剩的添加使Al系的粗大夾雜物的個數增大，成為擴孔性劣化或表面缺陷的原因。此外過剩地添加Al會使鋼板脆化、助長延遲斷裂的發生，因此是不優選的。因此，使添加Al的上限為2.0%。下限沒有特別的限定，但因難以達到0.0005%以下，所以這是實質上的下限。
[0082]N:N在鋼中形成粗大的氮化物。該氮化物在使彎曲性或擴孔性劣化的同時，使耐延遲斷裂特性劣化，所以需要抑制添加量。如果N超過0.01%則該傾向變得顯著，因此使N含量的范圍為0.01%以下。此外，成為焊接時產生氣孔的原因，所以優選較少。因此下限不需要特別的限定。但是，使N含量為低于0.0005%會招致制造成本的大幅度增加，所以這是實質上的下限。
[0083]本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板以含有以上的元素和剩余部分的鐵及不可避免的雜質的組成為基礎，但為了進一步提高強度等，可以含有以往使用的元素的以下元素中的任I種或2種以上。需要說明的是，即使這些選擇元素不可避免地混入(例如低于各選擇元素的量的優選下限的量)`到鋼板中，也不損害本實施方式中的效果。另外，由于不一定需要在鋼板中添加這些化學元素，所以這些化學元素的下限沒有限制，都為0%。
[0084]Mo =Mo是強化元素，并且對于提高淬火性是重要的。可是，在低于0.01%時得不到這些效果，因此使添加時的下限值為0.01%。相反，如果含有超過1.0%則對制造時及熱軋時的制造性產生不良影響，并且會使鋼板脆化、助長延遲斷裂的發生，所以使上限值為1.0%。
[0085]Cr:Cr是強化元素，并且對于提高淬火性是重要的。可是，在低于0.05%時得不到這些效果，因此使添加時的下限值為0.05%。相反，如果含有超過1.0%則對制造時及熱軋時的制造性產生不良影響，并且使鋼板脆化、助長延遲斷裂的發生，所以使上限值為1.0%。
[0086]Ni =Ni是強化元素，并且對于提高淬火性是有效的。此外，會導致潤濕性的提高及促進合金化反應，所以也可以添加。但是，在低于0.05%時得不到這些效果，因此使添加時的下限值為0.05%。另一方面，如果含有超過1.0%則對制造時及熱軋時的制造性產生不良影響，所以使上限值為1.0%。
[0087]Cu:Cu是強化元素，并且對于提高淬火性是有效的。此外，會導致潤濕性的提高及促進合金化反應，所以也可以添加。但是，在低于0.05%時得不到這些效果，因此使添加時的下限值為0.05%。相反，如果含有超過1.0%則對制造時及熱軋時的制造性產生不良影響，所以使上限值為1.0%。
[0088]B:B在添加0.0001質量％以上時對于晶界的強化或鋼材的強度化是有效的，但如果其添加量超過0.01質量％，則不僅其效果飽和，而且使熱軋時的制造性下降。因此，使B的添加量為0.0001%~0.01%。
[0089]Ti =Ti是強化元素。通過析出物強化、抑制鐵素體晶粒生長引起的細晶粒強化及再結晶抑制的位錯強化，有助于提高鋼板強度。在添加量低于0.005%時得不到這些效果，因此使添加時的下限值為0.005%。如果含有超過0.3%，則碳氮化物的析出增多而使成形性或耐延遲斷裂特性劣化，所以使上限值為0.3%。
[0090]Nb =Nb是強化元素。通過析出物強化、抑制鐵素體晶粒生長引起的細晶粒強化及再結晶抑制的位錯強化，有助于提高鋼板強度。在添加量低于0.005%時得不到這些效果，因此使添加時的下限值為0.005%。如果含有超過0.3%，則碳氮化物的析出增多而使成形性劣化，所以使上限值為0.3%。
[0091]V:V是強化元素。通過析出物強化、抑制鐵素體晶粒生長引起的細晶粒強化及再結晶抑制的位錯強化，有助于提高鋼板強度。在添加量低于0.005%時得不到這些效果，因此使添加時的下限值為0.005%。如果含有超過0.5%，則碳氮化物的析出增多而使成形性劣化，所以使上限值為0.5%。
[0092]也可以分別添加0.0005~0.04%的選自Ca、Mg、REM中的I種或2種以上。Ca、Mg及REM是用于脫氧的元素，為了得到其效果，優選含有合計0.0005%以上的I種或2種以上。REM是Rare Earth Metal (稀土金屬)。但是，如果各自的含量超過0.04%，則成為成形加工性惡化的原因。因此，優選使含量合計為0.0005~0.04%。在本實施方式中，REM多以混合稀土合金添加，除La或Ce以外有時復合地含有鑭族的元素。即使作為不可避免的雜質含有這些除La或Ce以外的鑭族的元素，也可發揮本實施方式的效果。即使添加金屬La或Ce也可發揮本實施方式的效果。 [0093]本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板，只要在不損害特性的范圍內，作為不可避免的雜質，還可以進一步含有除上述以外的元素(例如Zr、Sn、Co、As等)。
[0094]本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板具有980MPa以上的抗拉強度TS，且耐延遲斷裂特性、鍍層附著力優異。本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板(原材料)以經由通常的煉鐵工序即熔煉、煉鋼(精煉)、鑄造、熱軋、冷軋各工序制造的制品為原則，適合用后述的實施方式的制造方法得到。但是，即使是將煉鐵工序的一部分或全部省略而制造的制品，只要滿足本實施方式的條件，也能得到本實施方式中說明的效果，因此本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板并不一定受制造方法的限制。
[0095]以下，對本發明的一個實施方式的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法進行說明。
[0096]為得到本發明的一個實施方式的熱浸鍍鋅鋼板，進行鋼板表層的氧化物的控制、鍍液內的熔化鋅的噴流的控制是重要的。
[0097]熱軋前的制造方法沒有特別的限定。也就是說，只要接續利用高爐或電爐等的熔煉進行各種2次熔煉，接著除了通常的連續鑄造、利用鑄錠法的鑄造以外，用薄板坯鑄造等方法鑄造具有上述化學成分的鋼水即可。在連續鑄造的情況下，在暫時冷卻到低溫后也可以在再加熱后進行熱軋，也可以連續地對鑄造板坯進行熱軋。關于原料也可以使用廢鋼鐵。
[0098]需要使熱軋前的板坯加熱溫度在1100°C以上。如果板坯加熱溫度低于11001:，則有時精軋溫度低于Ar3點。在此種情況下，成為鐵素體及奧氏體的二相區軋制，熱軋板組織成為不均質的混晶組織，即使經由冷軋及退火工序也不能消除不均質的組織，從而使延展性或彎曲性劣化。另外，在本實施方式中，由于在退火后要確保980MPa以上的最大抗拉強度，所以與軟鋼等相比合金元素的含量高，精軋時的強度也容易增高。因此，如果板坯加熱溫度低于1100°c，則因伴隨著精軋溫度下降的軋制負荷增加，有軋制變得困難，或招致軋制后的鋼板的形狀不良的擔心。另外，板坯加熱溫度的上限不特別的限定也可發揮本實施方式的效果，但使加熱溫度過度地為高溫在經濟上是不優選的。因此，使板坯加熱溫度的上限低于 1300。。。
[0099]在本實施方式中，Ar3相變點通過下式進行計算。
[0100]Ar3 相變點 tΟ= 901 — 325 X C + 33 X Si — 92 X (Mn + Ni/2 + Cr/2 + Cu/2 +Mo/2)
[0101](式中的C、S1、Mn、N1、Cr、Cu、Mo為鋼中的各成分的含量[質量％]。)
[0102]使熱軋的精軋溫度(熱軋結束溫度)為Ar3相變點以上。上限不特別限定也可發揮本實施方式的效果。如果軋制溫度低于Ar3相變點，則軋制負荷過度增高，制造困難，并且由于在鐵素體和奧氏體的二相區接受熱軋，因此熱軋后的鋼板的顯微組織變得不均勻。也就是說，精軋中生成的鐵素體通過軋制被延伸而變得粗大，軋制后從奧氏體相變的鐵素體為膜狀。具有這樣的不均勻的顯微組織的鋼板即使通過進行冷軋及退火來進行組織控制，材質也不均勻，而且耐延遲斷裂特性下降，所以是不優選的。另一方面，在使熱軋的精軋溫度過度地為高溫時，為確保其溫度，就不得不使板坯的加熱溫度過度地為高溫，是不優選的。因此，優選使熱軋的精軋溫度的上限溫度為1000°C以下。
[0103]對于熱軋后的冷卻沒有特別的規定，通過繪制符合各目的的組織控制的冷卻圖形也可得到本實施方式的效果。
[0104]熱軋后進行卷取。卷取溫度需要在300°C以上且700°C以下。如果超過700°C則熱軋組織中生成粗大的鐵素體或珠光體組織，退火后的組織不均勻性增大，最終制品的材質各向異性增大。另外，由于在超過700°C的溫度下進行卷取會使形成于鋼板表面上的氧化物的厚度過度增大，使酸洗性劣化，所以是不優選的。另一方面，如果為300°C以下，則因熱軋板的強度提高而使冷軋負荷增大。其結果是，招致不能冷軋或者板斷裂等制造故障。
[0105]其中，熱軋時也可以通過將粗軋板彼此接合而連續地進行精軋。另外，也可以暫時將粗軋板卷取。
[0106]對如此卷取的熱軋鋼板進行酸洗。通過酸洗可除去鋼板表面的氧化物，因此對于提高鍍膜性是重要的。關于酸洗的方法，可以采用公知的方法。另外，酸洗可以進行一次，也可以分多次進行。
[0107]以40~80%的累積壓下率對酸洗過的熱軋鋼板進行冷軋，連續地通過熱浸鍍鋅生產線。形成上述氧化物的S1、Al或Mn可通過從鋼板內部的(尤其在晶界的)擴散來供給，因此氧化物容易在鋼板表面的晶界周邊形成。其結果是，如果鐵素體的粒徑大，則鋼板表面的晶界的比例小，難以使氧化物的投影面積在10%以上。另外，一般來說，冷軋原狀的鐵素體沿軋制方向延伸，晶界的比例小。其結果是，在對冷軋原狀的組織進行退火時，難以使氧化物的投影面積率在10%以上。因此，需要通過在氧化物形成前使鐵素體再結晶、減小粒徑來促進氧化物的形成。在冷軋的累積壓下率低于40%時，不能充分導入再結晶所需的應變。另外，最終制品的延展性也差，所以將此作為下限。此外，在累積壓下率低于40%時，難使形狀保持平坦。另外，另一方面，超過80%的冷軋使冷軋負荷過于增大而難以進行冷軋，因此將此作為上限。更優選的范圍為45~75%。只要累積壓下率在上述范圍內，則對軋制道次的次數、各道次的壓下率不特別限定也可發揮本實施方式的效果。
[0108]另外，在本實施方式中，使冷軋時的工作棍的直徑(棍直徑)為1400mm以下。優選為1200mm以下，更優選為1000mm以下。其理由是因為不同輥直徑導入的應變的種類不同，在小徑輥時容易引入剪切應變。由于再結晶容易從剪切帶產生，所以用大量形成剪切帶的小徑輥進行軋制得到的鋼板很快發生再結晶。也就是說，通過采用輥直徑小的工作輥進行冷軋，可在形成氧化物之前開始再結晶。
[0109]這里，累積壓下率是以各壓下工序(例如冷軋工序)的最初的道次前的入口板厚為基準，相對于該基準的累積壓下量(軋制中的最初的道次前的入口板厚和軋制中的最終道次后的出口板厚之差)的百分率。
[0110]板通過鍍膜生產線時的加熱速度不特別限定也可發揮本實施方式的效果。但是，低于0.5°C /秒的加熱速度會嚴重損害生產率，因此是不優選的。另外，使加熱速度超過100°C會招致過度的設備投資，在經濟上是不優選的。
[0111]在本實施方式中，在加熱至鋼板通過鍍膜生產線時的退火溫度的加熱中，在550~750°C的溫度范圍內滯留20秒以上。其理由是因為，在該溫度范圍內盡管充分地進行再結晶，但是與再結晶相比氧化物的形成慢。單獨或復合地含有S1、Mn或Al的氧化物有首先最初形成在鋼板表面的鐵素體的晶界上的傾向，將通過再結晶形成的微細的鐵素體的晶界充分用作生成位點。也就是說，在實施了上述冷軋后，通過在該溫度區進行滯留，可在形成氧化物前開始再結晶。如果滯留的溫度低于550°C則再結晶需要長時間，因此是不優選的。另外，如果滯留的溫度超過750°C則氧化物的形成快，在再結晶或晶粒生長的過程中在晶界形成晶粒上的氧化物，因此是不優選的。但是，只要是暫時形成氧化物后，也可以根據組織控制的目的在超過750°C的溫度區進行長時間的保持。另外，此效果無論在以鐵素體為主相的組織還是在以貝氏體或馬氏體為主相的組織中都是同樣的。另外，在550°C~750°C的滯留時間低于20秒時，再結晶不能充分地進行，因此是不優選的。另一方面，超過2000秒的滯留不僅使生產率劣化`，而且形成的氧化物變厚，成為鍍不上的原因，因此是不優選的。優選為40~500秒。其中，滯留并不只意味著等溫保持，在該溫度區也可以有加熱或保持等溫度變化。
[0112]這些氧化物優先地在鐵素體晶界形成，所以多具有網格狀的結構。
[0113]在上述滯留后進行退火。要使單獨或復合地含有S1、Mn或Al的氧化物中的I種以上的氧化物含有在鍍層中，需要在連續熱浸鍍鋅生產線(CGL Continuous GalvanizingLine)的退火工序中，在鋼板表面形成易氧化性元素的氧化物后，進行鍍敷使其進入鍍層中。為了在鋼板表面形成S1、Mn或Al的氧化物，將連續熱浸鍍鋅生產線的退火工序中的氣氛控制在適當的范圍內。也就是說，與退火溫度一同管理退火氣氛中的H2濃度和露點是特別重要的。因而，在本實施方式中，在H2濃度為20體積％以下的N2氣氛中，使露點為一20 V以上，在最高加熱溫度為750~900°C的范圍內進行退火。如果最高加熱溫度低于750°C，則熱軋時形成的碳化物的再固溶過于需要時間，碳化物或其一部分殘存，或冷卻后不能充分得到馬氏體或貝氏體，所以難以確保980MPa以上的強度。另一方面，過度的高溫加熱招致成本的上升，因此不僅在經濟上是不優選的，而且誘發鋼板高溫通過時的板形狀變差，使輥的壽命下降等故障，因此使最高加熱溫度的上限為900°C。關于在該溫度區的熱處理時間，為了溶解碳化物，優選10秒以上的熱處理。另一方面，如果熱處理時間超過1000秒則招致成本的上升，因此在經濟上是不優選的。更優選為600秒以下。關于熱處理，可以在最高加熱溫度下進行等溫保持，即使在進行傾斜加熱達到最高加熱溫度后立即開始冷卻，也可發揮本實施方式的效果。如果露點低于一 20°C，則上述的投影面積率超過90%，因此是不優選的。如果使H2濃度超過20體積％，則成本大幅度上升，因此是不優選的。
[0114]關于H2濃度的下限，為了使爐內氣氛為Fe的還原氣氛，優選為0.05體積％。關于露點，為了控制爐內的Fe的氧化，優選為50°C以下。露點更優選為40°C以下，進一步優選為30°C以下。
[0115]鐵素體可在750~900°C下的退火中或者在冷卻到最高加熱溫度~650°C的冷卻中形成。所以，在為了進一步提高延伸率而使顯微組織中的鐵素體面積率為40%以上時，優選使退火溫度低于840°C。通過使退火溫度低于840°C，能夠使退火時的鐵素體分率增加，因而能夠形成冷卻后也大量含有鐵素體的組織。其中，退火時為奧氏體的組織在冷卻后相變為馬氏體、貝氏體、殘留奧氏體、珠光體中的任一種。
[0116]另一方面，在為了進一步提高擴孔性而使顯微組織中的馬氏體及貝氏體的面積率超過60%時，優選使退火溫度為840°C以上。通過使退火溫度為840°C以上，能夠提高退火時的奧氏體分率。該奧氏體在退火后的冷卻中相變為貝氏體或馬氏體，因而能夠使貝氏體及馬氏體的分率提高。
[0117]關于鍍前的退火，也可以在按照本實施方式的各工序根據需要將“在脫脂酸洗后，在非氧化氣氛中加熱，在含有H2及N2的還原氣氛中退火后，冷卻到鍍液溫度附近，浸潰在鍍液中”的森氏帶鋼氮化浸潰鍍鋅法、“調節退火時的氣氛，最初在使鋼板表面氧化后，在其后通過還原進行了鍍前的清潔化后浸潰在鍍液中”的全還原爐方式，或者“在將鋼板脫脂酸洗后，采用氯化銨等進行熔劑處理，浸潰在鍍液中”的熔劑法等變更后應用。
[0118]上述退火結束后，冷卻到500~750°C的溫度區(第I冷卻或第3冷卻)。使從退火的最高加熱溫度開始的平均冷`卻速度為1.0~200°C /秒。使冷卻速度低于1°C /秒會嚴重損害生產率，因此是不優選的。另一方面，過度提高冷卻速度會招致制造成本上升，所以優選使上限為200°C/秒。
[0119]然后，以1°C /秒以上且比第I冷卻速度快的冷卻速度冷卻至鋅鍍液溫度一40°C~鋅鍍液溫度+ 50°C的溫度范圍內(第2冷卻)。使冷卻速度為1°C /秒以上的理由是因為，如果冷卻速度低則在冷卻過程中過剩地產生鐵素體或珠光體，難以確保980MPa以上的強度。另一方面，過度地提高冷卻速度會招致制造成本上升，所以優選使上限為200°C /秒。在本實施方式中，使鋅鍍液溫度為440°C~460°C。
[0120]另外，也可以代替第2冷卻在浸潰在鍍液中之前暫時冷卻至25°C~500°C的溫度(第4冷卻)，然后在冷卻停止溫度低于鍍液溫度一 40°C時，再加熱至350°C~500°C的溫度范圍內，使其滯留。如果在上述溫度范圍內進行冷卻，則在冷卻中可從未相變的奧氏體形成馬氏體或貝氏體等的硬質相。然后，通過進行再加熱，硬質相被回火。回火是指硬質相內的碳化物析出或位錯回復、再排列，通過進行回火，擴孔性、彎曲性、耐延遲斷裂特性提高。使冷卻停止溫度的下限為25°C是因為過度的冷卻不僅需要大幅度的設備投資，而且其效果也飽和。此外，在再加熱后且在浸潰在鍍液中之前，使在350~500°C的溫度區的鋼板滯留。在該溫度區的滯留不僅有助于馬氏體的回火，而且可消除鋼板在寬度方向的溫度不均，提高鍍后的外觀。在第4冷卻的冷卻停止溫度為350°C~500°C時，可以不進行再加熱地進行滯留。關于滯留時間，為了得到其效果，優選為10秒以上且1000秒以下。為了發生貝氏體相變，使殘留奧氏體穩定化，優選使滯留時間為20~750秒，更優選為30~500秒。
[0121]在上述第2冷卻或在350°C~500°C的溫度區的滯留后，浸潰在鍍液中進行熱浸鍍鋅。使鍍液浸潰鋼板溫度(浸潰在熱浸鍍鋅液中時的鋼板的溫度)在從比熱浸鍍鋅液溫度低400C的溫度(熱浸鍍鋅液溫度一 40°C )到比熱浸鍍鋅液溫度高50°C的溫度(熱浸鍍鋅液溫度+ 50°C )的溫度范圍內。如果鍍液浸潰鋼板溫度低于熱浸鍍鋅液溫度一 40°C,則進入鍍液浸潰時的散熱增大，熔化鋅的一部分凝固，有時使鍍膜外觀劣化，因此是不優選的。在浸潰前的鋼板溫度低于熱浸鍍鋅液溫度一 40°C時，也可以在鍍液浸潰前用任意的方法進一步進行加熱，在將鋼板溫度控制在熱浸鍍鋅液溫度一 40°C以上后浸潰在鍍液中。另外，如果鍍液浸潰鋼板溫度超過浸鍍鋅液溫度+ 50°C，則誘發伴隨鍍液溫度上升的作業上的問題。鍍液除純鋅以外也可以含有Fe、Al、Mg、Mn、S1、Cr等。
[0122]如果氧化物被覆鋼板表面，則容易產生鍍不上或合金化延遲等問題。特別是，在熱浸鍍鋅液的表面或鍍液中存在鋅的氧化物。鋅的氧化物和形成在鋼板表面的氧化物的親和性高，鋅的氧化物容易附著，所以容易出現鍍不上或外觀不良等問題。在本實施方式中，由于使S1、Mn或Al的氧化物分散在鋼板表面，所以不易發生鍍不上或合金化延遲。當為了能抑制氫脆化而使投影面積率為10%以上的氧化物分散時，該傾向變得顯著。因而，在使本實施方式的氧化物形成在鋼板表面的情況下，通過使鍍液中的熔化鋅以IOm/分鐘以上且50m/分鐘以下的噴流速度流動，從而阻礙鋼板和鋅的氧化物的附著，防止鍍不上并促進合金化。其結果是，可使氧化物分散在鍍層中。通常，在熱浸鍍鋅液中飄浮有被稱為渣滓的Zn或Al的氧化膜，其成為鍍不上或合金化延遲的原因。本
【發明者】們發現:在鋼板表面存在氧化物時，在鋼板浸潰在鍍液中時渣滓容易附著，因而容易發生鍍不上(鍍層中到達鋼板的缺陷)。附著在鋼板上的渣滓不僅導致發生鍍不上，而且使合金化延遲。該情況在大量含有Si或Mn的鋼板時特別顯著。詳細的機理雖不清楚，但認為通過形成于鋼板表面上的Si或Mn的氧化物與同樣為氧化物的渣滓反應，助長了鍍不上或合金化延遲。在流速低于IOm/分鐘時，得不到噴流帶來的抑制鍍不上的效果，在鋼板表面附著氧化物，因而引起外觀不良。另一方面，如果超過50m/分鐘，則不僅效果飽和，而且產生鋅的流動導致的花紋，容易招致外觀不良。另外，過大的設備投資會招致成本上升。因此，使鍍液中的熔化鋅的流速為IOm/分鐘以上且50m/分鐘以下。這里，關于熔化鋅的流束的方向沒有特別的限制，只要控制流束的大小即可。
[0123]浸潰后， 從鍍液中上提浸潰在鍍液中的鋼板，根據需要進行擦拭(wiping)。如果對鋼板進行擦拭，則能夠控制附著在鋼板表面上的鍍層的量(鍍層附著量)。關于鍍層附著量沒有特別的制約，但從進一步提高耐蝕性的觀點出發，鍍層附著量每單面優選為5g/m2以上。另外，從進一步提高鍍層附著力的觀點出發，鍍層附著量每單面優選為100g/m2以下。
[0124]此外，在進行鍍層的合金化處理的情況下，在600°C以下進行。另一方面，如果超過600°C，則形成碳化物，從而使殘留奧氏體體積率減少，難以確保優異的延展性，而且馬氏體等硬質相軟化，或大量生成珠光體，從而難以確保980MPa以上的最大抗拉強度。另一方面，如果合金化處理溫度低于460°C則合金化的進展緩慢，生產率差，因此是不優選的。此外，如果合金化處理溫度超過600°C，則因鍍層中的Fe超過15質量％而喪失鍍層的附著力。另外，在不進行合金化處理時，如果滿足本實施方式的條件，則鍍層中的Fe不超過15質量％。[0125]圖3A及圖3B中示出上述的本發明的一個實施方式的制造方法的流程圖。
[0126]此外，也可以為了通過鋼板形狀的矯正或導入可動位錯來謀求延展性的提高來實施表皮光軋。熱處理后的表皮光軋的壓下率優選為0.1~1.5%的范圍。在低于0.1%時效果小，控制也困難，因此將此作為下限。如果超過1.5%則生產率顯著下降，因而將此作為上限。表皮光軋可在線進行也可以離線進行。另外，目標壓下率的表皮光軋可以一次進行，也可以分幾次進行。
[0127]本發明的熱浸鍍鋅鋼板的原材料原則上經由通常的煉鐵工序即精煉、煉鋼、鑄造、熱軋、冷軋工序來制造，但即使是將其一部分或全部省略而制造的，只要滿足本發明的條件，則也可得到本發明的效果。
[0128]實施例
[0129]接著，通過實施例對本發明進行詳細的說明。
[0130]將具有表1所不的成分的板還加熱至1200°C,按照表2-1~表2_4中記載的熱軋條件進行熱軋，在經過水冷區水冷后，在表2-1~表2-4所示的溫度下進行卷取處理。使熱軋板的厚度在2~4.5mm的范圍內。在將該熱軋板酸洗后，以規定的冷軋率進行冷軋并使冷軋后的板厚達到1.2mm，形成冷軋板。然后，對這些冷軋板在表2-1~表2_4所示的條件下、用連續合金化熱浸鍍鋅設備、在550~750°C的溫度區、在表2-1~表2_4的條件下使其滯留，然后進行退火、冷卻及根據需要的再加熱，浸潰在控制為規定條件的鋅鍍液中，然后冷卻到室溫(25°C)。使鍍液中的有效Al濃度為0.09~0.17質量％的范圍。對一部分鋼板，在浸潰在鋅鍍液中后，按各條件進行合金化處理，冷卻到室溫。作為此時的單位面積重量，兩面都為大約35g/m2。最后 ，對得到的鋼板以0.4%的壓下率進行表皮光軋。
[0131]表3-1~表3-4中示出了按上述條件制造的鋼板的特性。
[0132]關于拉伸試驗，從1.2mm厚的板材上沿與軋制方向垂直的方向采取JIS5號試驗片，按照JIS Z2241:2011評價拉伸特性。
[0133]鍍層中的氧化物的觀察通過從熱浸鍍鋅鋼板截面進行組織觀察來進行。在用聚焦離子束加工裝置包含鍍層地將鋼板截面加工成薄片后，對熱浸鍍鋅鋼板表層利用FE-TEM進行觀察和利用能量色散型X射線檢測器(EDX)進行組成分析。以I萬~5萬倍的倍率觀察5個視野，確定組成、面積率。
[0134]鍍層中的Fe及Al的含量如下來測定:用添加了抑制劑的5%HC1水溶液將鍍層溶解，在將未溶解的氧化物除去后，對溶解液進行ICP發光分析。測定3個試樣，將平均值作為鍍層的Fe%。
[0135]關于這些氧化物的組成、面積率的評價，可通過從熱浸鍍鋅鋼板截面進行組織觀察來進行。例如可列舉出下述方法:在用聚焦離子束(FIB)加工裝置包含鍍層地將鋼板截面加工成薄片后，利用場發射型透射式電子顯微鏡(FE-TEM)進行觀察和利用能量色散型X射線檢測器(EDX)進行組成分析。在用FIB加工裝置制成觀察用試樣后，利用FE-TEM以5萬倍觀察氧化物。此外，通過用EDX分析氧化物，可確定氧化物。
[0136]要使單獨或復合地含有S1、Mn或Al的氧化物中的I種以上的氧化物含有在鍍層中，需要在CGL的退火工序中，在鋼板表面形成易氧化性元素的氧化物后，進行鍍敷，使其進入鍍層中。
[0137]接著，為了評價耐延遲斷裂特性，通過U彎曲試驗制作試驗片和通過電解充電來進行耐延遲斷裂試驗。按照非專利文獻3記載的方法評價根據本發明方法制造的熱浸鍍鋅鋼板的耐延遲斷裂特性。
[0138]具體而言，在將鋼板機械切斷后，機械研磨端面，按IOR進行U彎曲試驗。將應變測量儀貼在得到的試驗片的中央，通過用螺栓固定試驗片兩端來賦予應力。由監測的應變測量儀的應變算出賦予的應力。關于負載應力，如果是980MPa級的鋼板則為700MPa，如果是1180MPa級的鋼板則為840MPa，如果是1320MPa級的鋼板則為925MPa，賦予了與TS的0.7對應的應力。認為這是因為成形時導入的殘余應力與鋼板的TS對應。
[0139]另外，關于擴孔，按照JFS T1001進行了評價。
[0140]將得到的U彎曲試驗片浸潰在硫氰酸銨溶液中，將鋼板側作為陰極、將鉬電極作為陽極，以0.1mA/cm2的電流密度使電流流動，進行2小時的電解充電試驗。電解充電試驗中產生的氫侵入鋼板中，有導致延遲斷裂的可能性。電解充電試驗后，將試驗片從溶液中取出，通過目視觀察U彎曲試驗片中央部以調查有無裂紋。但是，鍍層有時在U彎曲試驗時發生裂紋，在電解充電試驗后的表面觀察時，有誤認為是延遲斷裂而導致的龜裂的可能性。因而，在延遲斷裂試驗后，用添加了抑制劑的5%HC1水溶液將鍍層溶解，觀察鋼板表面有無龜裂。由于對彎曲加工部賦予大的應力，所以如果發生龜裂則其擴展迅速。因此，在本實施例中，在有龜裂時都為大的開口龜裂，即使是目視也容易判定有無龜裂。在本實施例中，采用放大鏡或實態顯微鏡等仔細地觀察試驗片，再次確認有無龜裂，從而確認了無開口龜裂的試驗片也無微細的龜裂。
[0141]在表3-1~表3-4所示的延遲斷裂試驗結果中，GOOD表示在端部沒有發生龜裂，BAD表示在端部發生龜裂。 [0142]如下評價鍍膜性。
[0143]GOOD:沒有鍍不上
[0144]BAD:有鍍不上
[0145]關于耐粉化性，評價了在進行沖壓時是否發生粉化。
[0146]GOOD:未發生粉化
[0147]BAD:發生粉化
[0148]關于存在鍍不上的例子，沒有得到充分的鍍層附著力。
[0149]表3-1~表3-4中示出了測定的拉伸特性、耐延遲斷裂特性、鍍膜性及鍍層中的Fe%。可知本發明的鋼板都具有980MPa以上的高強度，且耐延遲斷裂特性及鍍膜性(鍍不上、耐粉化性)優異。
[0150]另一方面，在任一條件偏離本發明范圍的例子中，抗拉強度、耐延遲斷裂特性、鍍膜性(鍍不上、耐粉化性)中的至少一項差。
[0151]另外，在使冷軋率為90%以上的例子中，鋼板中途斷裂而不能進行鋼板通過。另外，在使冷軋率為低于30%的例子中，鋼板形狀不穩定，在鋼板通過時發生故障，因此鋼板通過中止。因都不能進行鋼板評價而在表中未示出。
[0152]另外，將表1中的成分的剩余部分稱為Fe及不可避免的雜質，“-”表示沒有檢測到。另外表中的下劃線表示在本發明的范圍外。表2、3中的“*1”、“*2”、“*3”、“*4”如表3-1的下部所不。另外，表中的GI表不具有熱浸鍍鋅層的熱浸鍍鋅鋼板，GA表不具備合金化熱浸鍍鋅層的熱浸鍍鋅鋼板即合金化熱浸鍍鋅鋼板。
【權利要求】
1.一種熱浸鍍鋅鋼板，其特征在于，所述熱浸鍍鋅鋼板具備鋼板和所述鋼板表面上的鍍層；其中， 所述鋼板以質量％計含有C:0.05以上且低于0.40%、S1:0.5~3.0%、Mn:1.5~3.0%，并將 O、P、S、Al、N 限制為 O:0.006% 以下、P:0.04% 以下、S:0.01% 以下、Al:2.0% 以下、N:0.01%以下，剩余部分含有Fe及不可避免的雜質； 顯微組織以體積分率計合計含有20%以上且99%以下的馬氏體及貝氏體中的I種或2種； 剩余組織含有鐵素體、體積分率低于8%的殘留奧氏體及體積分率為10%以下的珠光體中的I種或2種； 所述熱浸鍍鋅鋼板具有980MPa以上的抗拉強度； 所述鍍層是熱浸鍍鋅層，其含有包含S1、Mn或Al中的I種或2種以上的氧化物，并且含有15質量％以下的Fe，剩余部分含有Zn、Al及不可避免的雜質； 當在包含所述鋼板和所述熱浸鍍鋅層的板厚方向截面觀察時，用將所述氧化物投影在所述熱浸鍍鋅層與所述鋼板的界面上得到的長度除以所述熱浸鍍鋅層與所述鋼板的界面的長度而得到的面積率即投影面積率為10%以上且90%以下。
2.一種熱浸鍍鋅鋼板，其特征在于，所述熱浸鍍鋅鋼板具備鋼板和所述鋼板表面上的鍍層；其中， 所述鋼板以質量％計含有C:0.05以上且低于0.40%、S1:0.5~3.0%、Mn:1.5~3.0%，并將 O、P、S、Al、N 限制為:0:0.006% 以下、P:0.04% 以下、S:0.01% 以下、Al:2.0% 以下、N:`0.01%以下，剩余部分含有Fe及不可避免的雜質； 顯微組織以體積分率計合計含有20%以上且99%以下的馬氏體及貝氏體中的I種或2種； 剩余組織含有鐵素體、體積分率低于8%的殘留奧氏體及體積分率為10%以下的珠光體中的I種或2種； 所述熱浸鍍鋅鋼板具有980MPa以上的抗拉強度；所述鍍層是合金化熱浸鍍鋅層，其含有包含S1、Mn或Al中的I種或2種以上的氧化物，且含有7質量％以上且15質量％以下的Fe，剩余部分含有Zn、Al及不可避免的雜質；當在包含所述鋼板與所述合金化熱浸鍍鋅層的板厚方向截面觀察時，用將所述氧化物投影在所述合金化熱浸鍍鋅層與所述鋼板的界面上得到的長度除以所述合金化熱浸鍍鋅層與所述鋼板的界面的長度而得到的面積率即投影面積率為10%以上且90%以下。
3.根據權利要求1或2所述的熱浸鍍鋅鋼板，其特征在于，所述顯微組織以體積分率計含有40%以上且80%以下的所述鐵素體。
4.根據權利要求1或2所述的熱浸鍍鋅鋼板，其特征在于，所述顯微組織以體積分率計含有超過60%的馬氏體及貝氏體中的I種或2種。
5.根據權利要求1或2所述的拉伸熱浸鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鋼板以質量％計進一步含有 Cr:0.05 ~1.0%、Mo:0.01 ~1.0%、Ni:0.05 ~1.0%、Cu:0.05 ~1.0%、Nb:0.005 ~0.3%、Ti:0.005 ~0.3%、V:0.005 ~0.5%、B:0.0001 ~0.01%、Ca:0.0005 ~0.04%、Mg:0.0005 ~0.04%、REM:0.0005 ~0.04% 中的 I 種或 2 種以上。
6.一種熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，其通過鑄造含有權利要求1所述的化學成分的鋼水來制造鋼；其中， 在將所述鋼直接或暫時冷卻后，加熱至1100°c以上且低于1300°C的第I溫度范圍內； 在Ar3相變點以上的溫度下結束所述鋼的熱軋； 在300°C以上且700°C以下的第2溫度范圍內對所述鋼進行卷取； 對所述鋼進行酸洗； 用具有輥直徑為200mm以上且1400mm以下的工作輥的冷軋機、以40~80%的累積壓下率對所述鋼進行冷軋； 在使所述鋼通過連續熱浸鍍鋅生產線時，在直到退火溫度的加熱中，在550~750°C的第3溫度范圍內使所述鋼滯留20秒以上且2000秒以下； 在H2濃度為20%以下且露點為一 20°C以上的N2氣氛下、在750°C以上且900°C以下的第4溫度范圍內將所述鋼保持10秒以上且1000秒以下，進行退火； 以1°C /秒以上且200°C /秒以下的平均冷卻速度進行將所述鋼冷卻到500~750°C的第5溫度范圍內的第I冷卻； 以1°C /秒以上且200°C /秒以下、并且比所述第I冷卻的所述平均冷卻速度快的平均冷卻速度進行將所述鋼冷卻到鋅鍍液溫度一 40°C~鋅鍍液溫度+ 50°C的第6溫度范圍內的第2冷卻； 使浸潰在熱浸鍍鋅液中的溫度即鍍液浸潰鋼板溫度在所述第6溫度范圍內，將所述鋼浸潰在以IOm/分鐘以上且50m/分鐘以下的流速流動的所述熱浸鍍鋅液中，進行鍍鋅； 將所述鋼冷卻到40°C以下。
7.一種熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，其通過鑄造含有權利要求2所述的化學成分的鋼水來制造鋼；其中， 在將所述鋼直接或暫時冷卻后，加熱至1100°c以上且低于1300°C的第7溫度范圍內； 在Ar3相變點以上的溫度下結束所述鋼的熱軋； 在300°C以上且700°C以下的第8溫度范圍內對所述鋼進行卷取； 對所述鋼進行酸洗； 用具有輥直徑為200mm以上且1400mm以下的工作輥的冷軋機、以40~80%的累積壓下率對所述鋼進行冷軋； 在使所述鋼通過連續熱浸鍍鋅生產線時，在直到退火溫度的加熱中，在550~750°C的第9溫度范圍內使所述鋼滯留20秒以上且2000秒以下； 在H2濃度為20%以下且露點為一 20°C以上的N2氣氛下、在750°C以上且900°C以下的第10溫度范圍內，將所述鋼保持10秒以上且1000秒以下，進行退火； 以1°C /秒以上且200°C /秒的平均冷卻速度進行將所述鋼冷卻到500~750°C的第11溫度范圍內的第3冷卻； 以1°C /秒以上且200°C /秒以下、并且比所述第3冷卻的所述平均冷卻速度快的平均冷卻速度進行將所述鋼冷卻到500°C~25°C的第12溫度范圍內的第4冷卻； 當所述第4冷卻中的冷卻停止溫度低于350°C時，將所述鋼再加熱至350°C以上且500°C以下的第13溫度范圍內； 在所述第13溫度范圍內使所述鋼滯留； 使浸潰在熱浸鍍鋅液中的溫度即鍍液浸潰鋼板溫度在鋅鍍液溫度一 40°C~鋅鍍液溫度+ 50°C的第14溫度范圍內，將所述鋼浸潰在以IOm/分鐘以上且50m/分鐘以下的流速流動的所述熱浸鍍鋅液中，進行鍍鋅； 在600°C以下的第15溫度范圍內對所述鋼進行合金化處理； 將所述鋼冷卻到40°C以下。
8.根據權利要求6或7所述的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在低于840°C的溫度下進行所述退火。
9.根據權利要求6或7所述的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在840°C以上的溫度下進行所述退火。
10.根據權利要求6或7所述的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，所述鋼水以質量 ％ 計進一步含有 Cr:0.05 ~L 0%、Mo:0.01 ~L 0%、Ni:0.05 ~L 0%、Cu:0.05 ~L 0%、Nb:0.005 ~0.3%、T1:0.005 ~0.3%、V:0.005 ~0.5%、B:0.0001 ~0.01%、Ca:0.0005 ~·0.04%、Mg:0.0005 ~ 0.04%、REM:0.0005 ~0.04% 中的 I 種或 2 種以上。
【文檔編號】C22C18/00GK103827341SQ201280047125
【公開日】2014年5月28日 申請日期:2012年9月28日 優先權日:2011年9月30日
【發明者】東昌史, 若林千智, 野崎貴行, 高橋學, 藤田展弘 申請人:新日鐵住金株式會社