[go: up one dir, main page]

CN106133164A - 加工性和耐延迟断裂特性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

加工性和耐延迟断裂特性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN106133164A
CN106133164A CN201580014548.4A CN201580014548A CN106133164A CN 106133164 A CN106133164 A CN 106133164A CN 201580014548 A CN201580014548 A CN 201580014548A CN 106133164 A CN106133164 A CN 106133164A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel sheet
less
temperature
area
layer
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201580014548.4A
Other languages
English (en)
Other versions
CN106133164B (zh
Inventor
池田宗朗
中屋道治
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Publication of CN106133164A publication Critical patent/CN106133164A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN106133164B publication Critical patent/CN106133164B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/012—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of aluminium or an aluminium alloy
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/04—Layered products comprising a layer of metal comprising metal as the main or only constituent of a layer, which is next to another layer of the same or of a different material
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/18—Layered products comprising a layer of metal comprising iron or steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0222—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating in a reactive atmosphere, e.g. oxidising or reducing atmosphere
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C23C30/005—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process on hard metal substrates
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12736—Al-base component
    • Y10T428/1275—Next to Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12757—Fe
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12958—Next to Fe-base component
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

本发明提供镀覆性、弯曲性与扩孔性的加工性、以及耐延迟断裂特性优异并且抗拉强度为1180MPa以上且屈服比YR为73.0％以上的合金化热浸镀锌钢板。本发明的高强度镀锌钢板是在基底钢板的表面具有镀锌层的镀锌钢板，含有规定的钢成分，且从基底钢板与镀锌层之间的界面起，向基底钢板侧依次包含：内部氧化层，存在于基底钢板与镀锌层的界面，包含选自由Si和Mn构成的组中的至少一种；软质层，包含内部氧化层，并且，在将所述基底钢板的板厚设为t时，具有基底钢板的t/4部位的维氏硬度的90％以下的维氏硬度；以及硬质层，包含以马氏体为主体的组织，其中，软质层的平均深度D为20μm以上，内部氧化层的平均深度d为4μm以上且小于D，所述基底钢板的t/4部位的KAM的变动系数为0.66以下。

Description

加工性和耐延迟断裂特性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板 及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种抗拉强度为1180MPa以上且屈服比YR为73.0％以上并且包含弯曲性与扩孔性的加工性和耐延迟断裂特性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板、以及其制造方法。
背景技术
在汽车或输送机等领域中所通用的合金化热浸镀锌钢板，除了被要求高强度化以外，还被要求弯曲性与扩孔性(延伸凸缘性)的加工性优异，进一步被要求耐延迟断裂特性优异。而且还被要求耐冲击吸收性优异(即：屈服比YR高)。
为了确保高强度化与加工性，有效的是在钢中较多地添加Si或Mn等强化元素。然而，Si和Mn是易氧化性元素，形成在表面的具有Si氧化物、Mn氧化物、或者Si和Mn的复合氧化物的氧化膜会将热浸镀锌的润湿性明显降低，产生未能镀锌等问题。
因此，针对含有较多Si或Mn的镀覆钢板，已提出各种用以提高加工性等的技术。
例如在专利文献1中揭示了抗拉强度为590MPa以上且弯曲性及加工部的耐蚀性优异的热浸镀锌钢板。详细而言，在专利文献1中，为了能够抑制从钢板与镀锌层之间的界面起形成在钢板侧的内部氧化层所引起的挠裂(flex crack)的产生和镀膜的损伤，脱碳层的成长被设为显著快于内部氧化层的成长。另外，还揭示了以使在铁素体区域中因脱碳而形成的内部氧化层的厚度变薄的方式加以控制的表面附近组织。
此外，在专利文献2中揭示了耐疲劳性、耐氢脆性(与耐延迟断裂特性同义)、弯曲性优异的拉伸强度为770MPa以上的热浸镀锌钢板。详细而言，在专利文献2中，钢板部包括：与镀锌层的界面直接接触的软质层；以及设铁素体为面积比率最大的组织的软质层。另外，还揭示了满足d/4≤D≤2d的热浸镀锌钢板，其中，D是所述软质层的厚度，d是存在于钢板表层部并含有Si和Mn中1种以上的氧化物从镀锌层和基底钢的界面算起的深度。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利公开公报特开2011-231367号
专利文献2：日本专利公报第4943558号
发明内容
发明要解决的问题
如上所述，以往已提出了各种使含有较多Si及Mn的镀覆钢板的加工性等提高的技术。然而，期望提供一种既兼具该镀覆钢板被要求的各种特性(即：1180MPa以上的高强度、弯曲性与扩孔性的加工性、以及耐延迟断裂特性)又屈服比YR高且耐冲击吸收性优异的技术。
本发明是鉴于上述情况而完成的发明，其目的在于提供一种弯曲性与扩孔性的加工性、以及耐延迟断裂特性优异，而且耐冲击吸收性也优异的1180MPa以上且屈服比YR为73.0％以上的高强度合金化热浸镀锌钢板及其制造方法。
用于解决问题的方案
能够解决上述问题的本发明所涉及的抗拉强度为1180MPa以上且屈服比YR为73.0％以上的高强度合金化热浸镀锌钢板，是在基底钢板的表面具有合金化热浸镀锌层的镀锌钢板，其要点在于，(1)所述基底钢板以质量％计含有：C：0.05～0.25％、Si：0.5～2.5％、Mn：2.0～4％、P：超过0％且0.1％以下、S：超过0％且0.05％以下、Al：0.01～0.1％、和N：超过0％且0.01％以下，余部是铁和不可避免的杂质，(2)从所述基底钢板与所述镀锌层之间的界面起，向基底钢板侧依次包含：内部氧化层，含有选自由Si和Mn构成的组中的至少一种的氧化物；软质层，包含所述内部氧化层的层，并且，在将所述基底钢板的板厚设为t时，具有所述基底钢板的t/4部位的维氏硬度的90％以下的维氏硬度；以及硬质层，包含以马氏体为主体的组织，其中，所述软质层的平均深度D为20μm以上，所述内部氧化层的平均深度d为4μm以上且小于所述D，并且，所述基底钢板的t/4部位的KAM(内核平均取向差，Kernel Average Misorientation)的变动系数为0.66以下。
在本发明的较佳的实施方式中，所述基底钢板以质量％计还含有选自由Cr：超过0％且1％以下、Mo：超过0％且1％以下和B：超过0％且0.01％以下构成的组中的至少一种。
在本发明的较佳的实施方式中，所述基底钢板以质量％计还含有选自由Ti：超过0％且0.2％以下、Nb：超过0％且0.2％以下和V：超过0％且0.2％以下构成的组中的至少一种。
在本发明的较佳的实施方式中，所述基底钢板以质量％计还含有选自由Cu：超过0％且1％以下和Ni：超过0％且1％以下构成的组中的至少一种。
在本发明的较佳的实施方式中，所述内部氧化层的平均深度d与所述软质层的平均深度D满足D＞2d的关系。
在本发明的较佳的实施方式中，所述硬质层的组织中，以相对于该组织整体的面积率计，铁素体为0面积％以上且5面积％以下，贝氏体为0面积％以上且10面积％以下。
另外，能够解决上述问题的本发明的制造方法(无保温)，是用于制造上述任意一种高强度合金化热浸镀锌钢板的方法，其要点在于依次包括：将满足所述基底钢板的钢成分的钢板在600℃以上的温度下进行卷取的热轧工序；以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行酸洗和冷轧的工序；在氧化带中，以0.9～1.4的空气比进行氧化的工序；在还原带中，在Ac3点～(Ac3点+100℃)的范围内进行均热的工序；均热后，对于到600℃为止的范围以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的工序；将放入镀浴前的480℃以下的温度区域中的保持时间设为20秒以下的低温保持工序；以及合金化后，对于到300℃为止的温度区域以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却后，对于从300℃到150℃的温度区域以5℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却的工序。
此外，能够解决上述问题的本发明的另一制造方法(无保温)，是用于制造上述任意一种高强度合金化热浸镀锌钢板的方法，其要点在于依次包括：将满足所述基底钢板的钢成分的钢板在600℃以上的温度下进行卷取的热轧工序；以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行酸洗和冷轧的工序；在氧化带中，以0.9～1.4的空气比进行氧化的工序；在还原带中，在Ac3点～(Ac3点+100℃)的范围内进行均热的工序；均热后，对于到600℃为止的范围以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的工序；将放入镀浴前的480℃以下的温度区域中的保持时间设为20秒以下的低温保持工序；合金化后，对于到300℃为止的温度区域以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的工序；以及以满足下述式(1)的方式进行回火的工序。
9000≤(A+273)×{log(B/3600)+20)}≤13500 式(1)
式(1)中，A表示回火温度(℃)，B表示回火时间(秒)。
此外，能够解决上述问题的本发明的另一制造方法(有保温)，是用于制造上述任意一种高强度合金化热浸镀锌钢板的方法，其要点在于依次包括：将满足所述基底钢板的钢成分的钢板在500℃以上的温度下进行卷取的热轧工序；在500℃以上的温度下保温80分钟以上的工序；以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行酸洗和冷轧的工序；在氧化带中，以0.9～1.4的空气比进行氧化的工序；在还原带中，在Ac3点～(Ac3点+100℃)的范围内进行均热的工序；均热后，对于到600℃为止的范围以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的工序；将放入镀浴前的480℃以下的温度区域中的保持时间设为20秒以下的低温保持工序；以及合金化后，对于到300℃为止的温度区域以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却后，对于从300℃到150℃的温度区域以5℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却的工序。
此外，能够解决上述问题的本发明的另一制造方法(有保温)，是用于制造上述任意一种高强度合金化热浸镀锌钢板的方法，其要点在于依次包括：将满足所述基底钢板的钢成分的钢板在500℃以上的温度下进行卷取的热轧工序；在500℃以上的温度下保温80分钟以上的工序；以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行酸洗和冷轧的工序；在氧化带中，以0.9～1.4的空气比进行氧化的工序；在还原带中，在Ac3点～(Ac3点+100℃)的范围内进行均热的工序；均热后，对于到600℃为止的范围以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的工序；将放入镀浴前的480℃以下的温度区域中的保持时间设为20秒以下的低温保持工序；合金化后，对于到300℃为止的温度区域以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的工序；以及以满足下述式(1)的方式进行回火的工序。
9000≤(A+273)×{log(B/3600)+20)}≤13500 式(1)
式(1)中，A表示回火温度(℃)，B表示回火时间(秒)。
发明的效果
本发明的高强度合金化热浸镀锌钢板，从镀锌层与基底钢板之间的界面起，向基底钢板侧依次包含：包含选自由Si和Mn构成的组中的至少一种的氧化物的内部氧化层；包含该内部氧化层区域的软质层；以及该软质层以外的以马氏体为主体的硬质层。尤其是，将内部氧化层的平均深度d较厚地控制为4μm以上而活用为氢捕获部位，因此实现了能够有效地抑制氢脆，并且弯曲性与扩孔性的加工性、以及耐延迟断裂特性均优异的抗拉强度1180MPa以上的高强度合金化热浸镀锌钢板。较佳地，适当控制了内部氧化层的平均深度d与包含该内部氧化层区域的软质层的平均深度D的关系，因此尤其进一步提高了弯曲性和耐延迟断裂特性。
此外，对于上述硬质层而言，由于尽可能减少了铁素体、贝氏体以及淬火马氏体的比率且形成为应变的均一性高的以回火马氏体为主体的组织，因此KAM的变动系数降低为0.66以下。故此，屈服比YR达到73.0％以上，耐冲击吸收性得到改善。
附图说明
图1是本发明的镀覆钢板中从镀锌层与基底钢板之间的界面向基底钢板侧的层结构示意说明图。
图2是用以测定本发明的镀覆钢板中的内部氧化层的平均深度d的说明图。
图3是为了确定软质层的平均深度D而使用的维氏硬度的测定位置的说明图。
具体实施方式
本发明人为了提供一种具有抗拉强度为1180MPa以上的高强度且屈服比YR为73.0％以上的较高值而耐冲击吸收性优异，并且加工性和耐延迟断裂特性均优异的高强度镀覆钢板，其中基底钢板含有较多Si及Mn，特别关注于从镀锌层与基底钢板之间的界面向基底钢板侧的层结构而反复进行了研究。其结果发现，如后述图1的示意图所示，在如下(一)和(二)的情况下可以使内部氧化层作为氢捕获部位而发挥功能，可以有效地抑制氢脆，因此可以达成所期望的目的，即：(一)使从镀锌层与基底钢板之间的界面向基底钢板侧的层结构包括包含选自由Si和Mn构成的组中的至少一种的氧化物的内部氧化层、包含该内部氧化层区域的软质层、以及该软质层以外的以马氏体为主体的硬质层；(二)将内部氧化层的平均深度d较厚地控制为4μm以上，还发现：(三)如果将上述硬质层中基底钢板的t/4部位的KAM的变动系数降低为0.66以下，则成为以回火马氏体为主体的组织，屈服比YR显著地提高，此外，还发现：(四)较佳地，如果适当地控制上述内部氧化层的平均深度d与包含上述内部氧化层区域的软质层的平均深度D的关系，则可以进一步尤其提高弯曲性和耐延迟断裂特性，从而完成了本发明。
此外，本说明书中，基底钢板是指形成热浸镀锌层和合金化热浸镀锌层之前的钢板，并且是与上述镀覆钢板被区别的。
本说明书中，高强度是指抗拉强度为1180MPa以上。
此外，本说明书中，高冲击吸收性是指屈服比YR为73.0％以上。
此外，本说明书中，加工性优异是指弯曲性与扩孔性这两者优异。详细而言，采用后述实施例中记载的方法，对这些特性进行测定时，将满足实施例的合格基准的钢板称为“加工性优异”。
如上所述，本发明的镀覆钢板在基底钢板的表面具有合金化热浸镀锌层(以下有时简称为镀锌层。)。并且，本发明的特征在于：从基底钢板与镀锌层之间的界面起，向基底钢板侧依次具有下述(A)～(C)的层结构。
(A)内部氧化层：其含有选自由Si和Mn构成的组中的至少一种的氧化物。内部氧化层的平均深度d为4μm以上且小于后述(B)中记载的软质层的平均深度D。
(B)软质层：其包含上述内部氧化层，在将上述基底钢板的板厚设为t时，具有上述基底钢板的t/4部位的维氏硬度的90％以下的维氏硬度。软质层的平均深度D为20μm以上。
(C)硬质层：以马氏体为主体的组织，基底钢板的t/4部位的KAM的变动系数满足0.66以下。其中，“以…为主体”是指用后述实施例中记载的硝酸乙醇溶液腐蚀后用SEM观察来测定组织分率时，以相对于该组织整体的面积率计，马氏体超过85面积％。
下面，参照图1，依次详细地说明对本发明赋予特征的上述(A)～(C)的层结构。如图1所示，本发明的镀覆钢板中基底钢板2侧的层结构从镀锌层1与基底钢板2之间的界面起，向基底钢板2侧包含上述(B)的软质层4；以及上述(C)的硬质层5，该硬质层5比软质层4处于基底钢板2侧的内部。上述(B)的软质层4包含上述(A)的内部氧化层3。另外，上述软质层4和上述硬质层5连续存在。
(A)内部氧化层
首先说明，如图1所示，直接接触于镀锌层和基底钢板的界面的部分具有平均深度d为4μm以上的内部氧化层。其中，平均深度是指从上述界面起的平均深度，其详细的测定方法在后述实施例中使用图2加以说明。
上述内部氧化层含有：包含Si和Mn中的至少一种的氧化物；以及因Si和/或Mn形成氧化物而在周围固溶Si和/或固溶Mn较少的Si和Mn的贫化层。
本发明的主特征在于将上述内部氧化层的平均深度d较厚地控制为4μm以上。由此，可将该内部氧化层有效地用作氢捕获部位，可抑制氢脆，并且提高弯曲性、扩孔性以及耐延迟断裂特性。
另外，如本发明那样，含有较多Si及Mn等易氧化性元素的基底钢板在退火时(后述的连续热浸镀锌作业线中的氧化及还原工序)，在该基底钢板表面容易形成Si和Mn的复合氧化膜，损害镀覆性。因此，为了避免这问题，已知采用如下的方法：在氧化气氛下使基底钢板表面氧化而生成Fe氧化膜后，在含氢气氛中进行退火(还原退火)。另外，已知还采用如下的方法：通过控制炉内气氛而使易氧化性元素以氧化物的形式固定于基底钢板表层内部，使固溶于基底钢板表层的易氧化性元素减少，从而防止易氧化性元素在基底钢板表面形成氧化膜。
但是，本发明人通过研究发现：在采用用于对含有较多Si及Mn的基底钢板进行镀覆的通用的氧化还原法时，在还原时的氢气氛下，氢渗入基底钢板，从而产生因氢脆造成的弯曲性及扩孔性的劣化。还发现：为了改善这些劣化，有效的措施是活用选自由Si和Mn构成的组中的至少一种的氧化物。详细而言，明确了可以将所述氧化物用作氢捕获部位，其可以在还原时防止氢渗入至基底钢板的内部，改善弯曲性、扩孔性及耐延迟断裂特性。进而为了使其有效地发挥有关效果，不可欠缺的是将含有所述氧化物的内部氧化层的平均深度d较厚地形成为4μm以上。
在本发明中，内部氧化层的平均深度d的上限至少小于后述(B)的软质层的平均深度D。上述d的上限优选为30μm以下。其理由在于：为了使内部氧化层变厚，需要在热轧卷取后长时间保持于高温区域中，但是由于受到生产效率及设备上的限制，大致成为上述的优选值。上述d更优选为18μm以下，进一步优选为16μm以下。另外，上述d优选为6μm以上，更优选为8μm以上，进一步优选为超过10μm。
再说，在本发明中，优选将上述内部氧化层的平均深度d进行控制，以使该平均深度d与后述(B)的软质层的平均深度D的关系满足D＞2d的关系式。由此可以进一步提高弯曲性和耐延迟断裂特性(尤其是弯曲性)。相对于此，前述专利文献2中揭示了满足d/4≤D≤2d的热浸镀锌钢板，其中氧化物所存在的深度d及软质层的厚度D大致对应于本发明中记载的内部氧化层的平均深度d及软质层的平均深度D。但是，专利文献2的控制方针与本发明中规定的上述关系式(D＞2d)完全不同。而且，上述专利文献2基本记载了在满足前述d/4≤D≤2d的关系的基础上控制氧化物所存在的深度d的范围，因此完全没有本发明所示的将内部氧化层的平均深度d较厚地控制为4μm以上的基本构思。当然，也没有记载由此而有效地发挥作为氢捕获部位的作用，以使弯曲性、扩孔性以及耐延迟断裂特性提高的本发明的效果。
另外，在本发明中，为了将上述内部氧化层的平均深度d控制为4μm以上，需要将喂料至连续热浸镀锌生产线之前的冷轧钢板中内部氧化层的平均深度控制为4μm以上。对于详细内容，将在后述制造方法中叙述。即，如后述实施例所示，酸洗、冷轧后的内部氧化层被继承至镀覆生产线喂料后的最终获得的镀覆钢板中的内部氧化层。
(B)软质层
如图1所示，本发明中软质层是包含上述(A)的内部氧化层区域的层，而且具有基底钢板的t/4部位的维氏硬度的90％以下的维氏硬度。对于上述维氏硬度的详细测定方法，将在后述实施例中加以说明。
上述软质层是与后述(C)的硬质层相比维氏硬度更低的软质组织，变形能力优异，因此尤其提高弯曲性。即，弯曲加工时，基底钢板表层部成为断裂的起点，但通过如本发明那样在基底钢板表层形成规定的软质层，从而尤其改善弯曲性。进而由于上述软质层的形成，可防止上述(A)内的氧化物成为弯曲加工时的断裂的起点，可以仅享受前述的作为氢捕获部位的优点。其结果不仅弯曲性而且耐延迟断裂特性也进一步提高。
为了有效地发挥上述由于软质层形成带来的效果，将上述软质层的平均深度D设为20μm以上。上述D优选为22μm以上，更优选为24μm以上。另一方面，如果上述软质层的平均深度D过厚，则镀覆钢板自身的强度降低，因此其上限优选为100μm以下。上述D更优选为60μm以下。
(C)硬质层
如图1所示，本发明中硬质层形成于上述(B)的软质层4的基底钢板2侧，其组织以马氏体为主体，并且基底钢板的t/4部位的KAM的变动系数满足0.66以下。其中，上述马氏体是在后述实施例中记载的硝酸乙醇腐蚀后用SEM(Scanning Electron Microscope、扫描型电子显微镜)观察所观察到的组织。
通过形成上述硬质层，弯曲性与扩孔性得以提高。即，挠裂及扩孔时的裂纹通常由于在软质相(例如铁素体)与硬质相(例如马氏体)的界面应力集中而产生，因此为了控制上述裂纹，需要降低软质相与硬质相的硬度差。于是，本发明中，对于基底钢板内部的组织，控制软质铁素体所占的比率，优选使其最大也为5面积％以下，并形成以马氏体为主体的硬质层。此外，为了实现高YR化，必需抑制会使YR降低的铁素体及贝氏体的比率，并且形成为以马氏体为主体的组织。
在此，“以…为主体”是指用后述实施例中记载的硝酸乙醇腐蚀后用SEM观察来测定组织分率时，以相对于该组织整体的面积率计，马氏体超过85面积％。作为马氏体以外的组织，可列举例如铁素体、贝氏体。作为主相的马氏体的面积率越大越好，优选为90面积％以上，更优选为93面积％以上，最优选为100面积％。此外，马氏体以外的铁素体、贝氏体的面积率越小越好。铁素体的面积率优选为5面积％以下，更优选为2面积％以下，最优选为0面积％。此外，贝氏体的面积率优选为10面积％以下，更优选为6面积％以下，最优选为0面积％。
硬质层中，除了含有上述马氏体、铁素体和贝氏体之外，在不损害本发明作用的范围内，还可以含有可能在制造中不可避免地混入的组织(例如：残余奥氏体、珠光体等)。上述组织最大为5面积％以下，越少越好。应予说明，上述组织在后述的表中记载为“其它”。
进而明确了，为了获得所期望的高YR，除了将铁素体、贝氏体控制为上述面积率之外，还必需控制作为主体组织的马氏体的形态。即，本发明人针对组织对钢板特性产生的影响进行了考察，结果发现：组织的相对应变不均对YR产生影响。进而明确了，通过抑制硬质相内的相对应变不均，可提高YR。
本说明书中马氏体包括淬火马氏体和经回火后的马氏体(也称为回火马氏体。)。其中，回火马氏体与淬火马氏体相比，在组织内相对应变不均较小，因此推定通过增加回火马氏体的比率而YR得到提高。但是，在SEM观察等通常的显微镜观察中，不能明确区分用于确保高YR所必需的回火马氏体、和使YR降低的淬火马氏体，两者均作为马氏体被观察到。因此在定义本发明的硬质层的组织时，除了如上所述将用SEM观察所观察到的马氏体作为主体之外，还规定了“KAM的变动系数≤0.66”的必要条件。
在此，KAM是如后述实施例中说明的采用电子背散射衍射法(ElectronBackscatter Diffraction、EBSD)计算的值，是作为对象的测定点与其周围的测定点之间的结晶转动量(结晶取向差)的平均值。其是与塑性变形相关的参数，其值越大，意味着存在越多应变。本发明中所用的KAM的变动系数是用标准偏差和平均的比率(标准偏差/平均)来标准化的指标，其值越小，意味着应变的相对不均越小。
本发明人针对组织对钢板机械特性产生的影响进行了考察，结果明确了，将KAM的变动系数降低至0.66以下来抑制相对应变不均，从而可以使YR为73.0％以上。通过使KAM的变动系数为0.66以下，推定形成为以回火马氏体为主体的组织。另一方面明确了，如果铁素体、贝氏体的组织变多则KAM的变动系数变大而超过0.66，因此本发明中还规定了上述必要条件。
以上对本发明赋予主特征的从镀锌层与基底钢板之间的界面起，向基底钢板侧的层结构进行了说明。
接着对本发明所采用的钢成分进行说明。
本发明的镀覆钢板含有C：0.05～0.25％、Si：0.5～2.5％、Mn：2.0～4％、P：超过0％且0.1％以下、S：超过0％且0.05％以下、Al：0.01～0.1％、和N：超过0％且0.01％以下，余部是铁和不可避免的杂质。
C：0.05～0.25％
C是提高淬透性，并且由于马氏体的硬质化效果而对于钢的高强度化很重要的元素。为了有效地发挥上述效果，将C含量的下限设为0.05％以上。C含量的下限优选为0.08％以上，更优选为0.10％以上。但是，如果过量添加C，则软质相与硬质相的硬度差变大，加工性和耐延迟断裂特性降低，KAM变动系数也变大，YR也降低。将C含量的上限设为0.25％以下。C含量的上限优选为0.2％以下，更优选为0.18％以下。
Si：0.5～2.5％
Si是通过固溶强化来提高钢的强度，对加工性提高也有效的元素。此外，生产内部氧化层，还具有氢脆抑制作用。为了有效地发挥上述效果，将Si含量的下限设为0.5％以上。Si含量的下限优选为0.75％以上，更优选为1％以上。但是，Si是铁素体生成元素，如果过量添加Si，则不能抑制铁素体的生成，软质相与硬质相的硬度差变大，加工性和YR降低。进而，镀覆性也变差，因此将Si含量的上限设为2.5％以下。Si含量的上限优选为2％以下，更优选为1.8％以下。
Mn：2.0～4％
Mn是提高淬透性的元素，抑制铁素体和贝氏体，生成马氏体而有助于高强度化和高YR化。为了有效地发挥上述效果，将Mn含量的下限设为2.0％以上。Mn含量的下限优选为2.3％以上，更优选为2.5％以上。但是，如果过量添加Mn，则镀覆性降低，而且偏析也变得显著。进而可能促进P的粒度偏析。因此，将Mn含量的上限设为4％以下。Mn含量的上限优选为3.5％以下。
P：超过0％且0.1％以下
P是作为固溶强化元素对钢的强化有用的元素。为了有效地发挥上述效果，将P含量的下限设为超过0％。但是，如果过量添加，则除了加工性之外，还可能使焊接性和韧性劣化，因此将其上限设为0.1％以下。P含量越少越好，优选为0.03％以下，更优选为0.015％以下。
S：超过0％且0.05％以下
S形成MnS等硫化物，成为断裂的起点，可能使加工性劣化。
因此将S含量的上限设为0.05％以下。S含量越少越好，优选为0.01％以下，更优选为0.008％以下。
Al：0.01～0.1％
Al作为脱氧剂起作用。此外，Al与N结合而形成AlN，并且引起奥氏体粒径的微细化，使加工性和耐延迟断裂特性得以提高。为了有效地发挥上述作用，将Al含量的下限设为0.01％以上。Al含量的下限优选为0.02％以上，更优选为0.03％以上。但是，如果过量添加Al，则氧化铝等夹杂物增加而加工性劣化，此外韧性也劣化。因此，将Al含量的上限设为0.1％以下。Al含量的上限优选为0.08％以下，更优选为0.05％以下。
N：超过0％且0.01％以下
N是不可避地含有的元素，但如果过量含有则加工性劣化。此外，在钢中添加了B(硼)的情况下，生成BN析出物，由于B而损害淬透性提高作用，因此较好是尽可能降低N。因此将N含量的上限设为0.01％以下。N含量的上限优选为0.008％以下，更优选为0.005％以下。
本发明的镀覆钢板含有上述成分，余部为铁和不可避免的杂质。
本发明还可以含有以下的选择元素。
选自由Cr：超过0％且1％以下、Mo：超过0％且1％以下和B：超过0％且0.01％以下构成的组中的至少一种
这些元素是对于钢板的强度提升有效的元素。这些元素可以单独添加，也可以将二种以上并用。
详细而言，Cr提高淬透性，有助于提升强度。进而Cr抑制渗碳体的生成和生长，有助于改善弯曲性。为了有效地发挥上述作用，优选将Cr含量的下限设为0.01％以上。但是，如果过量添加Cr则镀覆性降低。而且过量生成Cr碳化物，加工性降低。因此，优选将Cr含量的上限设为1％以下。更优选为0.7％以下，进一步优选为0.4％以下。
Mo是对于高强度化有效的元素，因此优选将Mo含量的下限设为0.01％以上。但是，即使过量添加Mo而上述作用也饱和，使成本增加。因此优选将Mo的上限设为1％以下。更优选为0.5％以下，进一步优选为0.3％以下。
B与Mn同样是提高淬透性的元素，是抑制铁素体和贝氏体且生成马氏体而且有助于高强度化的元素。为了有效地发挥上述效果，优选将B含量的下限设为0.0002％以上。更优选为0.0010％以上。但是，如果B含量过剩，则热加工性劣化，因此优选将B含量的上限设为0.01％以下。更优选为0.0070％以下，进一步优选为0.0050％以下。
选自由Ti：超过0％且0.2％以下、Nb：超过0％且0.2％以下和V：超过0％且0.2％以下构成的组中的至少一种
这些元素是对于由组织微细化带来的加工性和耐延迟断裂特性提高有效的元素。这些元素可以单独添加，也可以将二种以上并用。
为了有效地发挥上述作用，优选将Ti、Nb、V各自的下限设为0.01％以上。但是，如果各元素的含量过剩，则生成铁素体，加工性劣化，因此优选将各元素的上限设为0.2％以下。对于各元素，更优选为0.15％以下，进一步优选为0.10％以下。
选自由Cu：超过0％且1％以下和Ni：超过0％且1％以下构成的组中的至少一种
Cu和Ni是对于高强度化有效的元素。这些元素可以单独添加，也可以并用。
为了有效地发挥上述作用，优选将Cu、Ni各自的下限设为0.01％以上。但是，如果各元素的含量过剩则热加工性降低，因此优选将各元素的上限设为1％以下。对于各元素，更优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。
以上对于本发明的钢成分进行了说明。
接着对于本发明的制造合金化热浸镀锌钢板的方法进行说明。本发明的制造方法包括：在热轧卷取后，不进行保温而进行酸洗的第一方法；以及在热轧卷取后进行保温，然后进行酸洗的第二方法。根据保温的有无，第一方法(无保温)和第二方法(有保温)的热轧卷取温度的下限互不相同，但除此以外的工序相同。以下进行详述。
[第一制造方法(无保温)]
本发明的第一制造方法大致分为热轧工序、酸洗和冷轧工序、连续热浸镀Zn生产线(CGL(Continuous Galvanizing Line))中的氧化工序、还原工序、和镀覆工序。于是，本发明的特征在于依次包括：将满足上述钢成分的钢板在600℃以上的温度下进行卷取从而得到形成了内部氧化层的热轧钢板的热轧工序；以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行酸洗和冷轧的工序；在氧化带中，以0.9～1.4的空气比进行氧化的工序；在还原带中，在Ac3点～(Ac3点+100℃)的范围内进行均热的工序；均热后，对于到600℃为止的范围以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的工序；将放入镀浴前的480℃以下的温度区域中的保持时间设为20秒以下的低温保持工序；以及，合金化后用于得到以马氏体为主体的组织的工序。本发明中，作为在合金化后用于得到KAM的变动系数为0.66以下的以回火马氏体为主体的组织的工序，进行下述(1A)或(1B)。
(1A)合金化后，对于到300℃为止的温度区域以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却后，对于从300℃到150℃的温度区域以5℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却的工序
(1B)合金化后，对于到300℃为止的温度区域以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的工序；和以满足下述式(1)的方式进行回火的工序
9000≤(A+273)×{log(B/3600)+20)}≤13500 式(1)
式(1)中，A表示回火温度(℃)，B表示回火时间(秒)。
以下依次对工序进行说明。
首先，准备满足上述钢成分的热轧钢板。热轧按照常规方法进行即可，例如，为了防止奥氏体颗粒的粗大化，加热温度优选为1150～1300℃左右。此外，精扎温度优选控制为大致850～950℃。
此外，本发明中，重要的是将热轧后的卷取温度控制为600℃以上。藉此在基底钢板表面形成内部氧化层，而且还通过脱碳而形成软质层，因此可以在镀覆后的钢板上得到所期望的内部氧化层和软质层。在卷取温度小于600℃的情况下，不能充分生成内部氧化层和软质层。此外，热轧钢板的强度变高，冷轧性降低。卷取温度优选为620℃以上，更优选为640℃以上。但是，如果卷取温度过高，则黑氧化皮过度生长，在酸洗中不能溶解，因此其上限优选为750℃以下。
接着，将如上述得到的热轧钢板进行酸洗和冷轧，以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上。藉此，不仅内部氧化层残存而且软质层也残存，因此在镀覆后也容易生成所期望的软质层。众所周知通过控制酸洗条件来控制内部氧化层的厚度，具体地说，可以适当控制酸洗的温度和时间，使得根据所使用的酸洗液的种类、浓度等，可确保所期望的内部氧化层的厚度。
例如作为酸洗液，可使用盐酸、硫酸、硝酸等无机酸。
此外，通常如果酸洗液的浓度、温度较高，酸洗时间较长，则存在内部氧化层溶解而变薄的趋势。相反如果酸洗液的浓度、温度较低，酸洗时间较短，则由酸洗进行的黑氧化皮层的除去变得不充分。因此，例如使用盐酸时，推荐将浓度控制为约3～20％，将温度控制为60～90℃，将时间控制为约35～200秒。
另外，酸洗槽数没有特别限定，可以使用多个酸洗槽。此外，酸洗液中可以添加例如胺等酸洗抑制剂(即抑制剂)或酸洗促进剂等。
酸洗后，以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行冷轧。冷轧条件优选是将冷轧率控制在约20～70％的范围。
接着进行氧化和还原。
详细而言，首先，在氧化带以0.9～1.4的空气比进行氧化。空气比(air ratio)是指为了使供给的燃烧气体完全燃烧，实际供给的空气量相对于理论上所需的空气量的比值。空气比大于1则氧处于过剩状态，空气比小于1则氧处于不足状态。在后述的实施例中，使用CO气体作为燃烧气体。
通过在空气比为上述范围的气氛下进行氧化，从而促进脱碳，因而形成所期望的软质层，弯曲性得到改善。此外，在表面上可生成Fe氧化膜，可以抑制有损镀覆性的复合氧化膜等的生成。空气比小于0.9时，脱碳变得不充分，不能充分形成软质层，因此弯曲性劣化。此外，上述Fe氧化膜的生成变得不充分，不能抑制上述复合氧化膜等的生成，镀覆性劣化。上述空气比必需控制为0.9以上，优选控制为1.0以上。另一方面，如果空气比变高至超过1.4，则Fe氧化膜过量生成，在接下来的还原炉中不能充分进行还原，损害镀覆性。上述空气比必需控制为1.4以下，优选控制为1.2以下。
上述氧化带中，控制空气比是特别重要的，除此之外的条件可以采用通常所用的方法。例如，上述氧化温度的下限优选为500℃以上，更优选为750℃以上。此外，上述氧化温度的上限为900℃以下，更优选为850℃以下。
接着，在还原带中将氧化膜在氢气氛下进行还原。本发明中，抑制铁素体而获得所期望的硬质层，因此需要在奥氏体单相区域进行加热，在Ac3点～(Ac3点+100℃)的范围内进行均热处理。如果均热温度低于Ac3点，则铁素体变得过剩；另一方面，如果均热温度超过Ac3点+100℃，则奥氏体粗大化，加工性劣化。均热温度优选为Ac3点+15℃以上且Ac3点+85℃以下。
另外，本发明中Ac3点基于下式(i)计算。式中[]表示各元素的含量(质量％)。该式记载于“莱斯利铁钢材料学”(丸善株式会社发行，William C.Leslie著，p273)。
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)
上述还原炉中控制均热温度特别重要，除此之外的条件可以采用通常所用的方法。例如，优选：还原带的气氛包含氢和氮，氢浓度控制在约5～25体积％的范围。此外，露点优选控制为-30～-60℃。
此外，如果均热处理时的保持时间较短则还原变得不充分，损害镀覆性。因此，上述保持时间的下限优选为10秒以上，更优选为30秒以上。另一方面，如果上述保持时间变长则损害生产效率。因此，上述保持时间的上限优选为100秒以下，更优选为80秒以下。
接着进行冷却。为了能够抑制铁素体的生成，对于从上述均热温度到约600℃的温度区域，将冷却时的平均冷却速度控制为5℃/秒以上。该平均冷却速度优选为8℃/秒以上。上述平均冷却速度的上限没有特别限制，考虑到基底钢板温度控制的容易性、设备成本等，优选控制为大致100℃/秒以下。平均冷却速度更优选为50℃/秒以下，进一步优选为30℃/秒以下。
如上述那样对于到约600℃为止的温度区域进行冷却后，浸入公知的热浸镀锌浴中进行镀覆。这时，需要将镀覆前的480℃以下的温度区域中的保持时间控制为20秒以下。如果该低温保持工序的保持时间超过20秒，则贝氏体大量生成，KAM的变动系数超过上限值0.66。上述保持时间优选为16秒以下，更优选为12秒以下。考虑到浸入镀浴时的板温限制等，上述保持时间的下限优选为大致5秒以上。
然后按照常规方法，在进行热浸镀锌后，进行合金化处理。热浸镀锌的方法没有特别限定，例如，上述镀浴温度的下限优选为400℃以上，更优选为440℃以上。此外，上述镀浴温度的上限优选为500℃以下，更优选为470℃以下。镀浴的组成没有特别限制，可以使用公知的热浸镀锌浴。
此外，合金化处理的条件也没有特别限定，例如在上述条件下进行热浸镀锌后，优选在500～600℃左右，特别是530～580℃左右的温度下保持5～30秒左右，特别是10～25秒左右来进行合金化处理。如果低于上述范围则合金化不充分，另一方面，如果超过上述范围则合金化过度进行，镀覆钢板在压制成形时可能会发生镀锌层剥离。进而还容易生成铁素体。合金化处理例如可使用加热炉、直火或红外线加热炉等来进行。加热方式也没有特别限定，例如可采用气体加热、感应加热器加热(即：利用高频感应加热装置的加热等)惯用的方式。
合金化处理之后进行冷却。如上所述，按照合金化处理后的下述冷却工序(1A)或(1B)，可得到KAM的变动系数为0.66以下的以回火马氏体为主体的组织。以下对各工序进行说明。
(1A)合金化后，对于到300℃为止的温度区域以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却(一次冷却)后，对于从300℃到150℃的温度区域以5℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却(二次冷却)的工序。
上述一次冷却工序中，对于上述温度区域以10℃/秒以上的平均冷却速度(后述表中记载为一次冷却速度。)进行骤冷是为了抑制贝氏体的生成。上述一次冷却速度优选为15℃/秒以上，更优选为20℃/秒以上。应予说明，从抑制贝氏体的观点考虑，其上限没有特别限定，考虑到设备能力等，其上限优选为大致100℃/秒以下。
此外，通过将上述一次冷却工序中的冷却停止温度设为300℃，可以不生成贝氏体而生成马氏体。
此外，上述二次冷却工序中，对于上述温度区域以5℃/秒以下的平均冷却速度(后述表中记载为二次冷却速度。)缓慢冷却是为了使上述一次冷却工序中生成的马氏体自动回火而获得自动回火马氏体。其结果使KAM的变动系数也为0.66以下。上述二次冷却速度优选为4℃/秒以下，更优选为3℃/秒以下。应予说明，从确保所期望的自动回火马氏体的观点考虑，其下限没有特别的限定，但考虑到设备能力等，其下限优选为大致1℃/秒以上。
(1B)合金化后，对于到300℃为止的温度区域以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的工序、和以满足下述式(1)的方式进行回火的工序。
9000≤(A+273)×{log(B/3600)+20)}≤13500 式(1)
首先，合金化后，对于到300℃为止的温度区域以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。该冷却工序相当于前述(1A)的一次冷却，优选的平均冷却速度可以参照上述工序。
然后冷却至室温。这时的冷却速度不一定要如前述(1A)那样进行规定的二次冷却，没有特别限定。该(1B)中，进行后述的回火来代替前述(1A)中的二次冷却工序(使一次冷却工序中生成的马氏体自动回火而得到自动回火马氏体的工序)，因此不需要关注从300℃到室温的平均冷却速度。具体地说，例如可以将从300℃到室温的平均冷却速度控制为如前述(1A)的5℃/秒以下来进行二段冷却，或者也可以超过5℃/秒。后者的情况下，在到300℃为止的温度区域中的平均冷却速度的范围内进行冷却即可，可以采用与例如到300℃为止的温度区域中的平均冷却速度相同的速度冷却至室温。但是，考虑到生产效率，从300℃到室温的冷却速度优选为1℃/秒以上。上述平均冷却速度更优选为2℃/秒以上，进一步优选为5℃/秒以上。另一方面，考虑到钢板温度控制的容易性、设备能力等，上述平均冷却速度优选为25℃/秒以下。上述平均冷却速度更优选为20℃/秒以下，进一步优选为15℃/秒以下。
接着以满足上述式(1)的方式进行回火。
上述式(1)中，用回火温度A(℃)和在上述回火温度A(℃)下的保持时间即回火时间B(秒)的平衡所表示的回火参数：“(A+273)×{log(B/3600)+20)”必需满足9000以上且13500以下。通过在上述式(1)规定的条件下进行回火，从而马氏体回火而使基底钢板的应变变得均匀，结果可以减小KAM的变动系数，提高YR。本发明人通过研究发现：如果以满足上述式(1)的方式进行回火，则可以使KAM的变动系数为0.66以下，YR为73.0％以上。
在此，基于经验已知上述式(1)作为表示回火后的硬度(即：回火的程度的指标)，记载于例如“讲座-现代的金属学材料编4铁钢材料”(日本金属学会发行、p50-51)。
如果上述式(1)的回火参数小于9000则回火不充分，KAM的变动系数变高而YR降低。因此，上述回火参数的下限为9000以上。上述回火参数的下限优选为9400以上，更优选为9800以上，进一步优选为10200以上。另一方面，如果上述回火参数超过13500，则抗拉强度可能会降低、或者合金化可能会过度进行。因此，上述回火参数的上限为13500以下。上述回火参数的上限优选为13000以下，更优选为12500以下，进一步优选为12000以下。
应予说明，上述式(1)中的回火温度A(℃)和回火时间B(秒)只要在满足上述式(1)的范围内则没有特别限定，推荐如下进行控制。
首先，考虑到生产效率，回火温度A的下限优选为100℃以上。更优选为150℃以上，进一步优选为200℃以上。另一方面，考虑到钢板温度控制的容易性、设备能力等，回火温度A的上限优选为500℃以下。更优选为450℃以下，进一步优选为400℃以下。
此外，考虑到回火时间控制的容易性，回火时间B的下限优选为5秒以上。更优选为10秒以上，进一步优选为20秒以上。另一方面，考虑到生产效率，回火时间B的上限优选为1000秒以下。更优选为200秒以下，进一步优选为100秒以下。
应予说明，从室温到上述回火温度A(℃)的平均升温速度没有特别的限定，考虑到生产效率，优选为2℃/秒以上，更优选为5℃/秒以上。另一方面，上述平均升温速度的上限没有特别的限定，考虑到钢板温度控制的容易性、设备能力等，优选为100℃/秒以下，更优选为20℃/秒以下。
此外，从上述回火温度A(℃)到室温的平均冷却速度没有特别的限定，考虑到生产效率，优选为2℃/秒以上，更优选为5℃/秒以上。另一方面，上述平均冷却速度的上限没有特别的限定，考虑到钢板温度控制的容易性、设备能力等，优选为100℃/秒以下，更优选为20℃/秒以下。
[第二制造方法(有保温)]
本发明的第二制造方法依次包含：将满足上述钢成分的热轧钢板在500℃以上的温度下进行卷取从而得到形成了内部氧化层的热轧钢板的热轧工序；在500℃以上的温度下保温80分钟以上的工序；以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行酸洗和冷轧的工序；在氧化带中，以0.9～1.4的空气比进行氧化的工序；在还原带中，在Ac3点～(Ac3点+100℃)的范围内进行均热的工序；均热后，对于到600℃为止的范围以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的工序；将放入镀浴前的480℃以下的温度区域中的保持时间设为20秒以下的低温保持工序；以及，合金化后用于获得KAM的变动系数为0.66以下的以回火马氏体为主体的组织的工序。本发明中，作为合金化后用于获得KAM的变动系数为0.66以下的以马氏体为主体的组织的工序，与前述的第一制造方法相同，进行上述(1A)或(1B)。与前述的第一制造方法对比，仅以下两点与上述第一制造方法有区别：上述第二制造方法中将热轧后卷取温度的下限设为500℃以上；以及在热轧工序后设有保温工序。因此，以下仅说明该区别点。与上述第一制造方法一致的工序可以参照上述第一制造方法。
如上述那样设有保温工序的原因在于，利用保温而能够在可氧化的温度区域中长时间保持，扩宽能获得所期望的内部氧化层和软质层的卷取温度范围的下限。此外还具有使基底钢板的表层与内部的温度差变小而提高基底钢板的均一性的优点。
首先，在上述第二制造方法中，将热轧后的卷取温度控制为500℃以上。上述第二制造方法中，如以下详述，由于其后设有保温工序，因此与前述第一制造方法中的卷取温度的下限即600℃以上相比，还可以设定得更低。卷取温度优选为540℃以上，更优选为570℃以上。应予说明，卷取温度的上限优选与前述第一制造方法相同，更优选为750℃以下。
接着将如上得到的热轧钢板在500℃以上的温度下保温80分钟以上。由此可以得到所期望的内部氧化层和软质层。为了有效地发挥由保温带来的上述效果，优选将上述热轧钢板放入例如具有绝热性的装置中进行保温。本发明中所使用的上述装置只要是由绝热性原料构成则没有特别限定，作为这样的原料，优选使用例如陶瓷纤维等。
为了有效地发挥上述效果，必需在500℃以上的温度下保温80分钟以上。温度优选为540℃以上，更优选为560℃以上。此外，时间优选为100分钟以上，更优选为120分钟以上。应予说明，考虑到酸洗性和生产效率等，上述温度和时间的上限优选控制为大致700℃以下，500分钟以下。
以上对于本发明的第一和第二制造方法进行了说明。
由上述制造方法得到的本发明的合金化热浸镀锌钢板还可以进一步进行各种涂装或涂装底漆处理、例如磷酸盐处理等化学转化处理，有机皮膜处理、例如薄膜层压等有机皮膜的形成等。
各种涂装中所使用的涂料可采用公知的树脂，例如环氧树脂、氟树脂、硅丙树脂、聚氨酯树脂、丙烯酸树脂、聚酯树脂、酚醛树脂、醇酸树脂、三聚氰胺树脂等。从耐腐蚀性的观点考虑，优选环氧树脂、氟树脂、硅丙树脂。还可以与前述树脂一起使用固化剂。此外涂料还可以含有公知的添加剂，例如着色用颜料、偶联剂、流平剂、敏化剂、抗氧化剂、紫外线稳定剂、阻燃剂等。
本发明中涂料形态没有特别限定，可以使用所有形态的涂料，例如溶剂系涂料、水系涂料、水分散型涂料、粉体涂料、电沉积涂料等。此外涂装方法也没有特别限定，可以使用浸涂法、辊涂法、喷涂法、幕式淋涂法、电沉积涂装法等。镀锌层、有机皮膜、化学转化处理皮膜、涂膜等被覆层的厚度可根据用途适当设定。
本发明的合金化热浸镀锌钢板的强度超高，而且弯曲性与扩孔性的加工性、耐延迟断裂特性优异，因此可以用于汽车用强度部件。例如可用于以前纵梁或后纵梁、碰撞盒等碰撞部件为代表的、中柱加强件等支柱类、上边梁加强件、侧边梁、地板梁、踏板部等车身构成部件。
以下列举实施例更具体地说明本发明，但本发明不受下述实施例的限制，可以在能符合前述和后述主旨的范围内附加变更来实施，这些也都包含在本发明的技术范围内。
本申请基于2014年3月28日申请的日本国专利申请第2014-069351号、和2015年1月26日申请的日本国专利申请第2015-012751号要求优先权的利益。2014年3月28日申请的日本国专利申请第2014-069351号、和2015年1月26日申请的日本国专利申请第2015-012751号的说明书的全部内容引入本申请中用于参考。
实施例
将含有下述表1所示的成分组成且余部为铁和不可避免的杂质的板坯加热至1250℃，在精扎温度900℃下热轧至2.4mm后，在表2所示的温度下进行了卷取。
对于部分例子No.24～26、35～38，然后放入陶瓷纤维制绝热装置中，在表2所示条件下进行了保温。使用安装于卷材外周部的热电偶来测定了500℃以上的保温时间。
接着，将如上得到的热轧钢板在以下的条件下进行酸洗后，以冷轧率50％进行了冷轧。冷轧后的板厚为1.2mm。
酸洗液：10％盐酸，温度：82℃，酸洗时间：如表2所示。
接着，在连续热浸镀Zn生产线中，在表2所示条件下，对于从退火(氧化、还原)和均热温度到约600℃的温度区域以规定的平均冷却速度进行了冷却。其中，设置于连续热浸镀Zn生产线的氧化炉的温度为800℃，还原炉中的氢浓度为20体积％且余部为氮和不可避免的杂质，露点控制为-45℃。此外，在表2所示均热温度下的保持时间均为50秒。
然后，在放入镀浴之前的480℃以下的温度区域中保持规定时间后，浸渍于460℃的镀锌浴，然后加热至500℃，在该温度下保持20秒来进行了合金化处理。合金化后，对于到300℃为止的温度区域以表2中记载的一次平均冷却速度进行冷却后，对于从300℃到150℃的温度区域以表2中记载的二次平均冷却速度进行冷却，对于从150℃到室温的温度区域以5℃/秒的平均冷却速度进行冷却，得到了No.1～38的合金化热浸镀锌钢板。应予说明，对于No.27～38，冷却至室温后，以5℃/秒的平均升温速度从室温升温至回火温度后，在表2所示条件下进行回火，以10℃/秒的平均冷却速度从回火温度冷却至室温，得到了合金化热浸镀锌钢板。
对于如上得到的合金化热浸镀锌钢板，评价了以下的特性。应予说明，内部氧化层的平均深度如下所示，不仅测定了镀覆钢板，为了参考也同样测定了酸洗和冷轧后的基底钢板。这是为了确认，通过控制热轧后的卷取温度、酸洗条件等，在退火前的冷轧钢板中已经得到所期望的内部氧化层的平均深度。
(1)镀覆钢板中的内部氧化层的平均深度d的测定
将镀覆钢板的板宽设为W时，使垂直于镀覆钢板的板宽W方向的截面即W/4部露出，采取尺寸50mm×50mm的试验片后，用辉光放电发射光谱分析法(GD-OES(Glow Discharge-Optical Emission Spectroscopy))，分别分析了从镀锌层表面起的O含量、Fe含量和Zn含量，进行了定量。详细而言，使用堀场制作所制GD-PROFILER2型GDA750的GD-OES装置，对于上述试验片的表面在Ar辉光放电区域内进行了高频溅射。接着，将溅射的O、Fe、Zn的各元素在Ar等离子体内的发光线连续地分光，由此测定了基底钢板的深度方向的各元素量分布曲线。溅射条件如下所示，测定区域为从镀锌层表面到深度50μm。
(溅射条件)
脉冲溅射频率：50Hz
阳极直径(分析面积)：直径6mm
放电功率：30W
Ar气压：2.5hPa
分析结果示于图2。如图2所示，将从镀锌层表面起Zn含量与Fe含量相等的位置设为镀锌层与基底钢板之间的界面。此外，将从镀锌层表面起在深度40～50μm的各测定位置的O含量的平均值作为整体(bulk)的O含量平均值，将比该O含量平均值高0.02％的范围[即，O含量≥(整体的O含量平均值+0.02％)]定义为内部氧化层，将其最大深度设为内部氧化层深度。使用3片试验片实施了同样的试验，将其平均作为内部氧化层的平均深度d。
(2)酸洗和冷轧后的内部氧化层深度的测定(参考)
除了使用酸洗和冷轧后的基底钢板之外，与上述(1)同样操作，计算了内部氧化层的平均深度。
(3)软质层的平均深度D的测定
使垂直于镀覆钢板的板宽W方向的截面即W/4部露出，采取尺寸20mm×20mm的试验片后，封入树脂中，从镀锌层与基底钢板之间的界面起，向基底钢板的板厚t内部测定了维氏硬度。详细而言，使用维氏硬度计，以负荷3gf进行了测定。详细如图3所示，从由镀锌层与母材之间的界面起板厚内部深度10μm的测定位置开始，向板厚内部，每隔5μm间距进行测定，直到深度100μm为止，测定了维氏硬度。测定点之间的间隔(图3中，×与×的距离)最低为15μm以上。在各深度以n＝1逐个测定维氏硬度，考察了板厚内部方向的硬度分布。进而，使用维氏硬度计以负荷1kgf测定了基底钢板的t/4部位的维氏硬度(n＝1)。将与基底钢板的t/4部位相比，维氏硬度为90％以下的区域作为软质层，计算了其深度。用相同的试验片在10处实施了同样的处理，将其平均作为软质层的平均深度D。
(4)镀覆钢板的组织分率的测定方法
使垂直于镀覆钢板的板宽W方向的截面即W/4部露出，将该截面抛光，进而进行电解抛光后，对于用硝酸乙醇进行了腐蚀的截面进行了SEM(Scanning ElectronMicroscope，扫描电子显微镜)观察。观察位置是将基底钢板的板厚设为t时的t/4位置，观察倍率是2000倍，观察区域是40μm×40μm。将用SEM拍摄的金属组织照片进行图像解析，分别测定了马氏体、贝氏体和铁素体的面积率。表2中，α＝铁素体，B表示贝氏体，M表示马氏体(包括回火马氏体和淬火马氏体)。此外，表2中，“其它”的组织的面积分率通过从100面积％减去马氏体、贝氏体和铁素体的各面积率来算出。在任意的3个视野进行了观察，计算了平均值。
(5)拉伸试验的测定方法
以垂直于镀覆钢板轧制方向的方向与试验片的长度方向平行的方式，采取JIS 13号B拉伸试验片，按照JIS Z2241测定了C方向的抗拉强度(TS)和屈服应力(YS)。由TS和YS计算了屈服比YR(YS/TS)。
本实施例中，将抗拉强度TS为1180MPa以上的钢板评价为高强度(合格)。此外，将YR为73.0％以上的钢板评价为耐冲击吸收性优异(合格)。
(6)KAM的变动系数
利用EBSD来测定相邻测定点间的结晶取向差而求出了KAM。详细而言，使垂直于镀覆钢板的板宽W方向的截面即W/4部露出，将该截面抛光后，在基底钢板的板厚t的t/4位置中的30μm×30μm的测定区域中，测定了0.1μm间隔的测定间距中的局部取向差。应予说明，显示测定方位的可靠性的CI(Confidence index)小于0.1的测定点被认为缺乏可靠性，排除在解析对象之外。对于合计3个测定区域测定KAM，计算KAM的平均值和标准偏差，求出了KAM的变动系数(＝标准偏差/平均)。
(7)弯曲加工试验
以垂直于镀覆钢板轧制方向的方向与试验片的长度方向平行的方式，准备从镀覆钢板切割的20mm×70mm的试验片，以弯曲棱线为长度方向的方式进行了90°V弯曲试验。适当改变弯曲半径R来实施试验，求出了在试验片上不产生断裂的条件下可弯曲加工的最小弯曲半径Rmin。
基于用Rmin除以基底钢板的板厚t所得的Rmin/t，对于各抗拉强度TS评价了弯曲性。详细如下所述。应予说明，对于TS不满足合格基准(1180MPa以上)的钢板，不进行弯曲性的评价(表3中记为－)。TS为1180MPa以上时，将Rmin/t＜2.50作为合格。
(8)耐延迟断裂特性试验
使垂直于镀覆钢板的板宽W方向的截面即W/4部露出，切割150mm(W)×30mm(L)的试验片，以最小弯曲半径进行U弯曲加工后，用螺栓紧固，对于U弯曲加工试验片的外侧表面负荷了1000MPa的拉伸应力。如下进行了拉伸应力的测定：在U弯曲加工试验片的外侧贴附应变片，将应变换算为拉伸应力。然后，掩蔽U弯曲加工试验片的边缘部，以电化学的方式使氢渗入。渗氢是将试验片浸渍于0.1M-H2SO4(pH＝3)和0.01M-KSCN的混合溶液中，在室温且100μA/mm2恒定电流的条件下进行了。
上述渗氢试验的结果中，将24小时无断裂的情形评价为合格(即：耐延迟断裂特性优异)。
(9)扩孔试验
根据日本铁钢联盟标准JFST1001来实施扩孔试验，测定了λ。详细而言，在镀覆钢板上实施直径10mm的冲孔加工后，在束缚周围的状态下将60°的圆锥冲头压入孔内，测定了裂纹发生极限的孔的直径。由下述式求出了极限扩孔率λ(％)，将λ为25％以上评价为合格(即：扩孔性优异)。
极限扩孔率λ(％)＝{(Df-D0)/D0}×100
式中，Df为龟裂发生极限的孔的直径(mm)，D0为初期孔的直径(mm)
(10)镀锌层外观
用目视观察镀覆钢板的外观，基于有无发生不能镀锌来评价了镀覆性。
这些结果记载于表2和表3。
表1
表2
表3
由表可以如下进行考察。
首先，No.1～10、15、16、21、25、29～32、34、35、38是满足本发明必要条件的例子，强度、加工性[弯曲性与扩孔性(λ)]、耐延迟断裂特性、耐冲击吸收性、镀覆性均良好。特别是内部氧化层的平均深度d和软质层的平均深度D满足D＞2d(即，表2中“D/2d”的值超过1)的关系的No.1(D/2d＝1.09)，与不满足上述关系的No.16(D/2d＝0.91)相比，弯曲性提高。进而λ也增大。
相对于此，No.11是C含量较多的例子，KAM的变动系数变高，YR降低。此外，弯曲性、λ、和耐延迟断裂特性也降低。
No.12是Si含量较少且均热温度较高的例子，不能充分生成内部氧化层，弯曲性和耐延迟断裂特性降低。
No.13是Mn含量较少的例子，淬透性差，过量生成铁素体和贝氏体。其结果KAM的变动系数变高，TS和YR降低。
No.14是热轧时的卷取温度较低的例子，酸洗和冷轧后的内部氧化层的平均深度较浅，因此镀覆后的内部氧化层的平均深度d、软质层的平均深度D也变浅。其结果弯曲性、耐延迟断裂特性和镀覆性降低。
No.17中在氧化炉中的空气比较低，不能充分生成铁氧化膜，镀覆性降低。此外，软质层的平均深度D变浅。其结果弯曲性、耐延迟断裂特性也降低。
No.18是均热温度较低的例子，形成二相区域退火，过量生成铁素体。其结果KAM的变动系数变高，YR降低。进而弯曲性、耐延迟断裂特性、镀覆性也降低。
No.19是均热后的平均冷却速度较慢的例子，在冷却中过量生成铁素体。其结果KAM的变动系数变高，YR降低。进而弯曲性、耐延迟断裂特性也降低。
No.20是从480℃到镀覆的保持时间较长的例子，过量生成贝氏体。其结果KAM的变动系数变高，YR降低。
No.22是合金化后的一次冷却速度较慢的例子，过量生成贝氏体。其结果KAM的变动系数变高，YR降低。
No.23是合金化后的二次冷却速度较快的例子，KAM的变动系数变高。其结果YR降低。
No.24是热轧时的卷取温度较低的例子，酸洗和冷轧后的内部氧化层的平均深度较浅，因此镀覆后的内部氧化层的平均深度d、软质层的平均深度D也变浅。其结果弯曲性、耐延迟断裂特性和镀覆性降低。
No.26是保温时间不足的例子，酸洗和冷轧后的内部氧化层的平均深度较浅，因此镀覆后的内部氧化层的平均深度d、软质层的平均深度D也变浅。其结果弯曲性、耐延迟断裂特性和镀覆性降低。
No.27是回火参数较低的例子，回火不充分，KAM的变动系数变高，YR降低。
No.28是回火参数较低的例子，回火不充分，KAM的变动系数变高，YR降低。
No.33是回火参数较高的例子，回火过多，TS降低。
No.36是回火参数较低的例子，回火不充分，KAM的变动系数变高，YR降低。
No.37是回火参数较高的例子，回火过多，TS降低。
符号说明
1 镀锌层
2 基底钢板
3 内部氧化层
4 软质层
5 硬质层

Claims (12)

1.一种高强度合金化热浸镀锌钢板，在基底钢板的表面具有合金化热浸镀锌层，其特征在于，
(1)所述基底钢板以质量％计含有：C：0.05～0.25％、Si：0.5～2.5％、Mn：2.0～4％、P：超过0％且0.1％以下、S：超过0％且0.05％以下、Al：0.01～0.1％、和N：超过0％且0.01％以下，余部是铁和不可避免的杂质，
(2)从所述基底钢板与所述镀锌层之间的界面起，向基底钢板侧依次包含：
内部氧化层，包含选自由Si和Mn构成的组中的至少一种的氧化物；
软质层，包含所述内部氧化层，并且，在将所述基底钢板的板厚设为t时，具有所述基底钢板的t/4部位的维氏硬度的90％以下的维氏硬度；以及
硬质层，包含以马氏体为主体的组织，其中，
所述软质层的平均深度D为20μm以上，
所述内部氧化层的平均深度d为4μm以上且小于所述D，
所述基底钢板的t/4部位的KAM亦即内核平均取向差的变动系数为0.66以下，抗拉强度为1180MPa以上，屈服比YR为73.0％以上。
2.根据权利要求1所述的高强度合金化热浸镀锌钢板，其特征在于，所述基底钢板以质量％计还含有以下(a)～(c)的至少其中之一：
(a)选自由Cr：超过0％且1％以下、Mo：超过0％且1％以下和B：超过0％且0.01％以下构成的组中的至少一种元素；
(b)选自由Ti：超过0％且0.2％以下、Nb：超过0％且0.2％以下和V：超过0％且0.2％以下构成的组中的至少一种元素；
(c)选自由Cu：超过0％且1％以下和Ni：超过0％且1％以下构成的组中的至少一种元素。
3.根据权利要求1所述的高强度合金化热浸镀锌钢板，其特征在于，所述内部氧化层的平均深度d与所述软质层的平均深度D满足D＞2d的关系。
4.根据权利要求2所述的高强度合金化热浸镀锌钢板，其特征在于，所述内部氧化层的平均深度d与所述软质层的平均深度D满足D＞2d的关系。
5.根据权利要求1所述的高强度合金化热浸镀锌钢板，其特征在于，所述硬质层的组织中，以相对于该组织整体的面积率计，铁素体为0面积％以上且5面积％以下，贝氏体为0面积％以上且10面积％以下。
6.根据权利要求2所述的高强度合金化热浸镀锌钢板，其特征在于，所述硬质层的组织中，以相对于该组织整体的面积率计，铁素体为0面积％以上且5面积％以下，贝氏体为0面积％以上且10面积％以下。
7.根据权利要求3所述的高强度合金化热浸镀锌钢板，其特征在于，所述硬质层的组织中，以相对于该组织整体的面积率计，铁素体为0面积％以上且5面积％以下，贝氏体为0面积％以上且10面积％以下。
8.根据权利要求4所述的高强度合金化热浸镀锌钢板，其特征在于，所述硬质层的组织中，以相对于该组织整体的面积率计，铁素体为0面积％以上且5面积％以下，贝氏体为0面积％以上且10面积％以下。
9.一种高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，用于制造权利要求1～8中任一项所述的高强度合金化热浸镀锌钢板，并且依次包括：
将满足所述基底钢板的钢成分的钢板在600℃以上的温度下进行卷取的热轧工序；
以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行酸洗和冷轧的工序；
在氧化带中，以0.9～1.4的空气比进行氧化的工序；
在还原带中，在Ac3点至Ac3点+100℃的范围内进行均热的工序；
均热后，对于到600℃为止的范围以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的工序；
将放入镀浴前的480℃以下的温度区域中的保持时间设为20秒以下的低温保持工序；以及
合金化后，对于到300℃为止的温度区域以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却后，对于从300℃到150℃的温度区域以5℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却的工序。
10.一种高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，用于制造权利要求1～8中任一项所述的高强度合金化热浸镀锌钢板，并且依次包括：
将满足所述基底钢板的钢成分的钢板在600℃以上的温度下进行卷取的热轧工序；
以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行酸洗和冷轧的工序；
在氧化带中，以0.9～1.4的空气比进行氧化的工序；
在还原带中，在Ac3点至Ac3点+100℃的范围内进行均热的工序；
均热后，对于到600℃为止的范围以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的工序；
将放入镀浴前的480℃以下的温度区域中的保持时间设为20秒以下的低温保持工序；
合金化后，对于到300℃为止的温度区域以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的工序；以及
以满足下述式(1)的方式进行回火的工序，
9000≤(A+273)×{log(B/3600)+20)}≤13500 式(1)
式(1)中：A表示回火温度，单位为℃；B表示回火时间，单位为秒。
11.一种高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，用于制造权利要求1～8中任一项所述的高强度合金化热浸镀锌钢板，并且依次包括：
将满足所述基底钢板的钢成分的钢板在500℃以上的温度下进行卷取的热轧工序；
在500℃以上的温度下保温80分钟以上的工序；
以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行酸洗和冷轧的工序；
在氧化带中，以0.9～1.4的空气比进行氧化的工序；
在还原带中，在Ac3点至Ac3点+100℃的范围内进行均热的工序；
均热后，对于到600℃为止的范围以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的工序；
将放入镀浴前的480℃以下的温度区域中的保持时间设为20秒以下的低温保持工序；以及
合金化后，对于到300℃为止的温度区域以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却后，对于从300℃到150℃的温度区域以5℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却的工序。
12.一种高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，用于制造权利要求1～8中任一项所述的高强度合金化热浸镀锌钢板，并且依次包括：
将满足所述基底钢板的钢成分的钢板在500℃以上的温度下进行卷取的热轧工序；
在500℃以上的温度下保温80分钟以上的工序；
以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行酸洗和冷轧的工序；
在氧化带中，以0.9～1.4的空气比进行氧化的工序；
在还原带中，在Ac3点至Ac3点+100℃的范围内进行均热的工序；
均热后，对于到600℃为止的范围以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的工序；
将放入镀浴前的480℃以下的温度区域中的保持时间设为20秒以下的低温保持工序；
合金化后，对于到300℃为止的温度区域以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的工序；以及
以满足下述式(1)的方式进行回火的工序，
9000≤(A+273)×{log(B/3600)+20)}≤13500 式(1)
式(1)中：A表示回火温度，单位为℃；B表示回火时间，单位为秒。
CN201580014548.4A 2014-03-28 2015-03-17 加工性和耐延迟断裂特性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板及其制造方法 Expired - Fee Related CN106133164B (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014069351 2014-03-28
JP2014-069351 2014-03-28
JP2015-012751 2015-01-26
JP2015012751A JP2015193907A (ja) 2014-03-28 2015-01-26 加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
PCT/JP2015/057805 WO2015146692A1 (ja) 2014-03-28 2015-03-17 加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN106133164A true CN106133164A (zh) 2016-11-16
CN106133164B CN106133164B (zh) 2018-02-06

Family

ID=54195215

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201580014548.4A Expired - Fee Related CN106133164B (zh) 2014-03-28 2015-03-17 加工性和耐延迟断裂特性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (2) US20170088914A1 (zh)
JP (1) JP2015193907A (zh)
KR (2) KR20160132940A (zh)
CN (1) CN106133164B (zh)
MX (1) MX2016012584A (zh)
WO (1) WO2015146692A1 (zh)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108070791A (zh) * 2016-11-18 2018-05-25 北方工业大学 一种矿山加固用高强度锚杆
CN110177894A (zh) * 2017-02-20 2019-08-27 日本制铁株式会社 高强度钢板
CN112840047A (zh) * 2019-02-06 2021-05-25 日本制铁株式会社 热浸镀锌钢板及其制造方法
CN113195776A (zh) * 2018-12-19 2021-07-30 Posco公司 点焊性优异的镀锌钢板及其制造方法
CN114867886A (zh) * 2019-12-20 2022-08-05 Posco公司 表面质量和电阻点焊性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法

Families Citing this family (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016111274A1 (ja) * 2015-01-09 2016-07-14 株式会社神戸製鋼所 めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法
JP6010144B2 (ja) * 2015-01-09 2016-10-19 株式会社神戸製鋼所 めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法
JP6093411B2 (ja) * 2015-01-09 2017-03-08 株式会社神戸製鋼所 めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法
WO2016111275A1 (ja) * 2015-01-09 2016-07-14 株式会社神戸製鋼所 めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法
JP6093412B2 (ja) * 2015-01-09 2017-03-08 株式会社神戸製鋼所 めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法
JP2017066508A (ja) * 2015-10-02 2017-04-06 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス用亜鉛めっき鋼板および熱間プレス成形品の製造方法
JP6164280B2 (ja) * 2015-12-22 2017-07-19 Ｊｆｅスチール株式会社 表面外観および曲げ性に優れるＭｎ含有合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP3415653B1 (en) 2016-02-10 2020-03-04 JFE Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet and method for producing same
KR102115691B1 (ko) * 2016-02-18 2020-05-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연 강판
CN108699648B (zh) * 2016-02-18 2020-11-03 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板
KR102162777B1 (ko) * 2016-03-31 2020-10-07 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 박 강판 및 도금 강판, 그리고, 열연 강판의 제조 방법, 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법, 박 강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법
WO2017168961A1 (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
KR101830527B1 (ko) * 2016-09-26 2018-02-21 주식회사 포스코 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판, 열간성형부재 및 그들의 제조방법
KR101967959B1 (ko) 2016-12-19 2019-04-10 주식회사 포스코 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
US10995385B2 (en) * 2017-03-30 2021-05-04 Jfe Steel Corporation Hot pressed part and method of manufacturing same
JP6271067B1 (ja) * 2017-06-01 2018-01-31 日新製鋼株式会社 高強度Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系表面被覆鋼板およびその製造方法
KR101940912B1 (ko) 2017-06-30 2019-01-22 주식회사 포스코 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판 및 그 제조방법
WO2019111931A1 (ja) 2017-12-05 2019-06-13 日本製鉄株式会社 アルミ系めっき鋼板、アルミ系めっき鋼板の製造方法及び自動車用部品の製造方法
US11492677B2 (en) 2017-12-27 2022-11-08 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing the same
JP7086666B2 (ja) * 2018-03-23 2022-06-20 株式会社神戸製鋼所 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
WO2020071523A1 (ja) 2018-10-04 2020-04-09 日本製鉄株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板
KR20210069757A (ko) 2019-12-03 2021-06-14 주식회사 포스코 표면품질과 점 용접성이 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법
WO2021167332A1 (ko) * 2020-02-18 2021-08-26 주식회사 포스코 표면 품질이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR102502605B1 (ko) * 2020-12-18 2023-02-24 주식회사 포스코 표면품질과 전기저항 점용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법
CN116917527B (zh) * 2021-03-08 2025-08-19 株式会社神户制钢所 熔融镀锌钢板的制造方法及合金化熔融镀锌钢板的制造方法
CN117413084A (zh) * 2021-06-11 2024-01-16 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN117677726A (zh) 2021-08-02 2024-03-08 日本制铁株式会社 高强度钢板

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10130782A (ja) * 1996-11-01 1998-05-19 Nippon Steel Corp 超高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN101724776A (zh) * 2008-10-30 2010-06-09 株式会社神户制钢所 加工性优异的高屈强比高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
WO2013047755A1 (ja) * 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2013227660A (ja) * 2012-03-27 2013-11-07 Kobe Steel Ltd 板幅方向における中央部と端部の強度差が少なく、曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびこれらの製造方法
JP2013227654A (ja) * 2012-03-29 2013-11-07 Kobe Steel Ltd 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5112985B2 (zh) 1972-08-29 1976-04-23
JP4741376B2 (ja) * 2005-01-31 2011-08-03 新日本製鐵株式会社 外観が良好な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法と製造設備
JP4781836B2 (ja) * 2006-02-08 2011-09-28 新日本製鐵株式会社 耐水素脆性に優れた超高強度鋼板とその製造方法及び超高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
CN102482753B (zh) 2009-08-31 2014-08-06 新日铁住金株式会社 高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
JP5636727B2 (ja) * 2010-04-27 2014-12-10 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2015034334A (ja) * 2013-07-12 2015-02-19 株式会社神戸製鋼所 めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法
JP5799997B2 (ja) * 2013-09-12 2015-10-28 Ｊｆｅスチール株式会社 外観性とめっき密着性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10130782A (ja) * 1996-11-01 1998-05-19 Nippon Steel Corp 超高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN101724776A (zh) * 2008-10-30 2010-06-09 株式会社神户制钢所 加工性优异的高屈强比高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
WO2013047755A1 (ja) * 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2013227660A (ja) * 2012-03-27 2013-11-07 Kobe Steel Ltd 板幅方向における中央部と端部の強度差が少なく、曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびこれらの製造方法
JP2013227654A (ja) * 2012-03-29 2013-11-07 Kobe Steel Ltd 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108070791A (zh) * 2016-11-18 2018-05-25 北方工业大学 一种矿山加固用高强度锚杆
CN108070791B (zh) * 2016-11-18 2021-12-21 北方工业大学 一种矿山加固用高强度锚杆
CN110177894A (zh) * 2017-02-20 2019-08-27 日本制铁株式会社 高强度钢板
CN110177894B (zh) * 2017-02-20 2021-11-19 日本制铁株式会社 高强度钢板
CN113195776A (zh) * 2018-12-19 2021-07-30 Posco公司 点焊性优异的镀锌钢板及其制造方法
CN113195776B (zh) * 2018-12-19 2023-02-24 Posco公司 点焊性优异的镀锌钢板及其制造方法
CN112840047A (zh) * 2019-02-06 2021-05-25 日本制铁株式会社 热浸镀锌钢板及其制造方法
CN114867886A (zh) * 2019-12-20 2022-08-05 Posco公司 表面质量和电阻点焊性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
US12000008B2 (en) 2019-12-20 2024-06-04 Posco Advanced high strength zinc plated steel sheet having excellent surface quality and electrical resistance spot weldability

Also Published As

Publication number Publication date
CN106133164B (zh) 2018-02-06
MX2016012584A (es) 2017-01-09
JP2015193907A (ja) 2015-11-05
KR20160132940A (ko) 2016-11-21
US20170088914A1 (en) 2017-03-30
US20180363092A1 (en) 2018-12-20
WO2015146692A1 (ja) 2015-10-01
KR20180088487A (ko) 2018-08-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN106133164B (zh) 加工性和耐延迟断裂特性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板及其制造方法
CN105324506B (zh) 镀覆性、加工性及耐延迟断裂特性优异的高强度镀覆钢板、以及其制造方法
KR101843703B1 (ko) 도금성, 가공성 및 내지연파괴특성이 우수한 고강도 도금 강판, 및 그의 제조 방법
CN101932745B (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP5194811B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板
JP6085348B2 (ja) 高強度めっき鋼板、並びにその製造方法
JP6085347B2 (ja) 高強度めっき鋼板、並びにその製造方法
JP6304456B2 (ja) 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
JP6093411B2 (ja) めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法
JP6093412B2 (ja) めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法
EP3187608B1 (en) High-strength hot dip galvanized steel sheet and method for manufacturing the same
JP2018193614A (ja) めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法
WO2017169561A1 (ja) 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
WO2016111275A1 (ja) めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法
WO2016111273A1 (ja) 高強度めっき鋼板、並びにその製造方法
WO2016111272A1 (ja) 高強度めっき鋼板、並びにその製造方法
WO2016111274A1 (ja) めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20180206

Termination date: 20210317

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee