本發(fā)明涉及一種抗拉強(qiáng)度為980mpa以上、鍍覆性良好、包含延伸率、彎曲性和擴(kuò)孔性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，進(jìn)一步涉及其制造方法。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，還被要求延伸率、彎曲性及擴(kuò)孔性(與延伸凸緣性同義)的加工性優(yōu)異，進(jìn)一步被要求耐延遲斷裂特性優(yōu)異。

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)合氧化物的復(fù)合氧化膜等，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，提出了各種在不發(fā)生未鍍覆的情況下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、鍍覆性良好、延伸率、彎曲性和擴(kuò)孔性的加工性優(yōu)異、耐延遲斷裂特性優(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良好、延伸率、彎曲性和擴(kuò)孔性的加工性、以及耐延遲斷裂特性優(yōu)異的抗拉強(qiáng)度為980mpa以上的熱浸鍍鋅鋼板及合金化熱浸鍍鋅鋼板。而且，本發(fā)明的其它目的在于提供所述熱浸鍍鋅鋼板及合金化熱浸鍍鋅鋼板的制造方法。

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，所述基底鋼板以質(zhì)量％計(jì)含有c：0.10％至0.5％、si：1％至3％、mn：1.5％至8％、al：0.005％至3％、p：超過0％且0.1％以下、s：超過0％且0.05％以下、n：超過0％且0.01％以下，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)。并且，其要點(diǎn)在于，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，包含如下組織：當(dāng)用掃描型電子顯微鏡(sem；scanningelectronmicroscope)觀察金屬組織時(shí)，相對(duì)于所述金屬組織整體包含70面積％以上的低溫相變生成相，并且，相對(duì)于所述金屬組織整體包含0面積％以上且10面積％以下的多邊形鐵素體；當(dāng)用飽和磁化法測(cè)定所述金屬組織時(shí)，相對(duì)于所述金屬組織整體包含5體積％以上的殘余奧氏體(以下有時(shí)記為殘余γ)，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。

優(yōu)選：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。

也可以為：所述低溫相變生成相包含鄰接的殘余奧氏體之間、鄰接的碳化物之間、或鄰接的殘余奧氏體與碳化物之間的平均間隔為1μm以上的高溫區(qū)域生成貝氏體，其中，所述高溫區(qū)域生成貝氏體相對(duì)于所述金屬組織整體超過50面積％且95面積％以下，所述低溫相變生成相可包含：鄰接的殘余奧氏體之間、鄰接的碳化物之間、或鄰接的殘余奧氏體與碳化物之間的平均間隔小于1μm的低溫區(qū)域生成貝氏體；以及回火馬氏體，所述低溫區(qū)域生成貝氏體及所述回火馬氏體的合計(jì)相對(duì)于所述金屬組織整體為0面積％以上且小于20面積％。

也可以為：所述低溫相變生成相包含：鄰接的殘余奧氏體之間、鄰接的碳化物之間、或鄰接的殘余奧氏體與碳化物之間的平均間隔為1μm以上的高溫區(qū)域生成貝氏體；鄰接的殘余奧氏體之間、鄰接的碳化物之間、或鄰接的殘余奧氏體與碳化物之間的平均間隔小于1μm的低溫區(qū)域生成貝氏體；以及回火馬氏體，其中，所述高溫區(qū)域生成貝氏體相對(duì)于所述金屬組織整體為20面積％至80面積％，所述低溫區(qū)域生成貝氏體及所述回火馬氏體的合計(jì)相對(duì)于所述金屬組織整體為20面積％至80面積％。

也可以為：所述低溫相變生成相包含：鄰接的殘余奧氏體之間、鄰接的碳化物之間、或鄰接的殘余奧氏體與碳化物之間的平均間隔小于1μm的低溫區(qū)域生成貝氏體；以及回火馬氏體，其中，所述低溫區(qū)域生成貝氏體及所述回火馬氏體的合計(jì)相對(duì)于所述金屬組織整體超過50面積％且95面積％以下，所述低溫相變生成相可包含鄰接的殘余奧氏體之間、鄰接的碳化物之間、或鄰接的殘余奧氏體與碳化物之間的平均間隔為1μm以上的高溫區(qū)域生成貝氏體，所述高溫區(qū)域生成貝氏體相對(duì)于所述金屬組織整體為0面積％以上且小于20面積％。

所述基底鋼板以質(zhì)量％計(jì)還可以含有：(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；(d)從由ca：超過0％且0.01％以下、mg：超過0％且0.01％以下和稀土類元素：超過0％且0.01％以下所構(gòu)成的組中選擇的至少一種。

所述高強(qiáng)度鍍覆鋼板通過依次包括如下步驟的制造方法來可以制造：在600℃以上的溫度下將滿足所述基底鋼板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)以上的范圍內(nèi)進(jìn)行均熱的步驟；以及均熱后，冷卻至滿足100℃至540℃的任意的停止溫度z，并且，在從750℃起至所述停止溫度z和500℃中的高的溫度的范圍，以10℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，并在所述100℃至540℃的溫度區(qū)域保持50秒以上的步驟。

此外，所述高強(qiáng)度鍍覆鋼板另外通過依次包括如下步驟的制造方法來可以制造：在500℃以上的溫度下將滿足所述基底鋼板的鋼成分的鋼板卷取的熱軋步驟；在500℃以上的溫度下保溫60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)以上的范圍內(nèi)進(jìn)行均熱的步驟；以及均熱后，冷卻至滿足100℃至540℃的任意的停止溫度z，并且，在從750℃起至所述停止溫度z和500℃中的高的溫度的范圍，以10℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，并在所述100℃至540℃的溫度區(qū)域保持50秒以上的步驟。

所述高強(qiáng)度鍍覆鋼板中，所述低溫相變生成相包含相對(duì)于所述金屬組織整體超過50面積％且95面積％以下的所述高溫區(qū)域生成貝氏體，并且，所述低溫區(qū)域生成貝氏體及所述回火馬氏體的合計(jì)相對(duì)于所述金屬組織整體為0面積％以上且小于20面積％，這樣的高強(qiáng)度鍍覆鋼板通過下述[ia]或[ib]的制造方法來可以制造。

[ia]依次包括如下步驟的制造方法：在600℃以上的溫度下將滿足所述基底鋼板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)以上的范圍內(nèi)進(jìn)行均熱的步驟；以及均熱后滿足下述(a1)的步驟。

[ib]依次包括如下步驟的制造方法：在500℃以上的溫度下將滿足所述基底鋼板的鋼成分的鋼板卷取的熱軋步驟；在500℃以上的溫度下保溫60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)以上的范圍內(nèi)進(jìn)行均熱的步驟；以及均熱后滿足下述(a1)的步驟。

所述(a1)為冷卻至滿足420℃以上且500℃以下的任意的停止溫度za1，并且，在從750℃起至500℃為止的范圍以10℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，并在所述420℃至500℃的溫度區(qū)域保持50秒以上。

所述高強(qiáng)度鍍覆鋼板中，所述低溫相變生成相包含相對(duì)于所述金屬組織整體為20面積％至80面積％的所述高溫區(qū)域生成貝氏體，并且，所述低溫區(qū)域生成貝氏體及所述回火馬氏體的合計(jì)相對(duì)于所述金屬組織整體為20面積％至80面積％，這樣的高強(qiáng)度鍍覆鋼板能夠通過下述[iia]或[iib]的制造方法來制造。

[iia]依次包括如下步驟的制造方法：在600℃以上的溫度下將滿足所述基底鋼板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)以上的范圍內(nèi)進(jìn)行均熱的步驟；以及均熱后滿足下述(a2)、(b)和(c1)中的任一個(gè)的步驟。

[iib]依次包括如下步驟的制造方法：在500℃以上的溫度下將滿足所述基底鋼板的鋼成分的鋼板卷取的熱軋步驟；在500℃以上的溫度下保溫60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)以上的范圍內(nèi)進(jìn)行均熱的步驟；以及均熱后滿足下述(a2)、(b)和(c1)中的任一個(gè)的步驟。

所述(a2)為冷卻至滿足380℃以上且低于420℃的任意的停止溫度za2，并且，在從750℃起至500℃為止的范圍以10℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，并在所述380℃以上且低于420℃的溫度區(qū)域保持50秒以上。

所述(b)為冷卻至滿足下述式(1)的任意的停止溫度zb，并且，在從750℃起至所述停止溫度zb和500℃中的高的溫度為止的范圍以10℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，在滿足下述式(1)的溫度區(qū)域t1保持10秒至100秒，接著冷卻至滿足下述式(2)的溫度區(qū)域t2，并在該溫度區(qū)域t2保持50秒以上，其中，

400≤t1(℃)≤540(1)

200≤t2(℃)＜400(2)。

所述(c1)為冷卻至滿足下述式(3)的任意的停止溫度zc1或ms點(diǎn)，并且，在從750℃起至500℃為止的范圍以10℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，在滿足下述式(3)的溫度區(qū)域t3保持5秒至180秒，接著加熱至滿足下述式(4)的溫度區(qū)域t4，并在該溫度區(qū)域t4保持30秒以上，其中，

100≤t3(℃)＜400(3)

400≤t4(℃)≤500(4)。

所述高強(qiáng)度鍍覆鋼板中，所述低溫相變生成相包含相對(duì)于所述金屬組織整體超過50面積％且95面積％以下的所述低溫區(qū)域生成貝氏體，并且，所述高溫區(qū)域生成貝氏體相對(duì)于所述金屬組織整體為0面積％以上且小于20面積％，這樣的高強(qiáng)度鍍覆鋼板通過下述[iiia]或[iiib]的制造方法來可以制造。

[iiia]依次包括如下步驟的制造方法：在600℃以上的溫度下將滿足所述基底鋼板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)以上的范圍內(nèi)進(jìn)行均熱的步驟；以及均熱后滿足下述(a3)和(c2)中的任一個(gè)的步驟。

[iiib]依次包括如下步驟的制造方法：在500℃以上的溫度下將滿足所述基底鋼板的鋼成分的鋼板卷取的熱軋步驟；在500℃以上的溫度下保溫60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)以上的范圍內(nèi)進(jìn)行均熱的步驟；以及均熱后滿足下述(a3)和(c2)中的任一個(gè)的步驟。

所述(a3)為冷卻至滿足150℃以上且低于380℃的任意的停止溫度za3，并且，在從750℃起至500℃為止的范圍以10℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，并在所述150℃以上且低于380℃的溫度區(qū)域保持50秒以上。

所述(c2)為冷卻至滿足下述式(3)的任意的停止溫度zc2或ms點(diǎn)，并且，在從750℃起至500℃為止的范圍以10℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，在滿足下述式(3)的溫度區(qū)域t3保持5秒至180秒，接著加熱至滿足下述式(4)的溫度區(qū)域t4，并在該溫度區(qū)域t4保持30秒以上，其中，

100≤t3(℃)＜400(3)

400≤t4(℃)≤500(4)。

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)層以外區(qū)域，該硬質(zhì)層以低溫相變生成相為主體，該硬質(zhì)層包含殘余奧氏體，也可以包含多邊形鐵素體。并且，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，制得延伸率、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，因此尤其彎曲性進(jìn)一步提高。

附圖說明

圖1是用于說明本發(fā)明的鍍覆鋼板中的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)的示意圖。

圖2是說明測(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的步驟的示意圖。

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。

圖4是用于說明測(cè)定殘余奧氏體之間、碳化物之間、或殘余奧氏體與碳化物之間的中心位置間距離的步驟的示意圖。

圖5的a和圖5的b是示意性地表示高溫區(qū)域生成貝氏體和低溫區(qū)域生成貝氏體以及回火馬氏體的分布狀態(tài)的圖。

圖6是用于說明t1溫度區(qū)域和t2溫度區(qū)域的加加熱曲線的示意圖。

圖7是用于說明t3溫度區(qū)域和t4溫度區(qū)域的加加熱曲線的示意圖。

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、加工性及耐延遲斷裂特性均為優(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(a)和(b)，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(c)適當(dāng)?shù)乜刂?，則尤其彎曲性進(jìn)一步提高，并完成了本發(fā)明，其中，所述(a)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)域并且以低溫相變生成相為主體，包含殘余奧氏體，也可包含多邊形鐵素體，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(b)將所述內(nèi)部氧化層的平均深度d較厚地控制為4μm以上；所述(c)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，所述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，所述鍍覆鋼板是指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”是指延伸率、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：其是以低溫相變生成相為主體，包含殘余γ，也可包含多邊形鐵素體的組織?！暗蜏叵嘧兩上唷笔侵肛愂象w及回火馬氏體，在本說明書中，低溫相變生成相中不包含淬火狀態(tài)的馬氏體(有時(shí)稱為新鮮馬氏體)。在本說明書中，為便于說明，將新鮮馬氏體分類為其它組織?！白鳛橹黧w”是指，當(dāng)用后述的實(shí)施例記載的方法測(cè)定組織分率時(shí)，相對(duì)于金屬組織整體為70面積％以上。詳細(xì)內(nèi)容后述。

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深度的平均值，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3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)，在該基底鋼板表面容易形成具有si氧化物、mn氧化物、si與mn的復(fù)合氧化物的復(fù)合氧化膜，會(huì)降低鍍覆性?！巴嘶饡r(shí)”相當(dāng)于后述的連續(xù)熱浸鍍鋅生產(chǎn)線中的氧化步驟及還原步驟。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表面氧化而生成fe氧化膜后，在含氫氣氛中進(jìn)行退火(即、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，改善耐延遲斷裂特性下降引起的彎曲性及擴(kuò)孔性的下降，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。所述d優(yōu)選6μm以上，更優(yōu)選8μm以上，進(jìn)一步優(yōu)選超過10μm。

在本發(fā)明中，內(nèi)部氧化層3的平均深度d的上限至少小于后述的(b)的軟質(zhì)層4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3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。

而且，在本發(fā)明中，優(yōu)選：以使所述內(nèi)部氧化層3的平均深度d與后述的(b)的軟質(zhì)層4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3的平均深度d，據(jù)此尤其彎曲性進(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3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3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3的平均深度控制為4μm以上。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。詳細(xì)內(nèi)容與制造方法一并說明。

(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。該軟質(zhì)層4的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。在此，t是基底鋼板的板厚(mm)。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4是維氏硬度比后述的(c)的硬質(zhì)層5低的軟質(zhì)的組織，變形能力優(yōu)異，因此，通過形成軟質(zhì)層4，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4，尤其使彎曲性得到改善。而且，通過形成所述軟質(zhì)層4，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4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4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，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5形成在所述(b)的軟質(zhì)層4的基底鋼板2側(cè)。該硬質(zhì)層5的組織為以低溫相變生成相為主體，包含殘余γ，也可包含多邊形鐵素體。

(c1)所述“低溫相變生成相”是指貝氏體及回火馬氏體，貝氏體包含貝氏體鐵素體。貝氏體是析出了碳化物的組織，貝氏體鐵素體是未析出碳化物的組織。

所述“作為主體”如后述的實(shí)施例記載，是指當(dāng)用掃描型電子顯微鏡觀察時(shí)，相對(duì)于金屬組織整體，低溫相變生成相為70面積％以上。所述低溫相變生成相的面積率優(yōu)選75面積％以上，更優(yōu)選80面積％以上，進(jìn)一步優(yōu)選85面積％以上。為了確保殘余γ的生成量，所述低溫相變生成相的面積率的上限例如優(yōu)選95面積％以下。

(c2)所述殘余γ通過在鋼板受到應(yīng)力而變形時(shí)相變?yōu)轳R氏體來促進(jìn)變形部的硬化，具有防止形變集中的效果，據(jù)此提高均一變形能力而發(fā)揮出良好的延伸率。這樣的效果一般被稱為trip效應(yīng)。

為了發(fā)揮上述的效果，所述殘余γ相對(duì)于金屬組織整體的體積率在用飽和磁化法測(cè)定時(shí)，需要含有5體積％以上。殘余γ優(yōu)選8體積％以上，更優(yōu)選10體積％以上，進(jìn)一步優(yōu)選12體積％以上。但是，如果殘余γ的生成量過多，則后述的ma混合相也過量生成，ma混合相容易變得粗大，因此，使局部變形能力(擴(kuò)孔性及彎曲性)降低。因此，殘余γ的上限為30體積％左右以下，優(yōu)選為25體積％以下。

殘余γ主要在金屬組織的板條間生成，但有時(shí)也在例如板條塊或板條束等板條狀組織的集合體、或者舊奧氏體的晶粒邊界上作為后述ma混合相的一部分而呈塊狀存在。

(c3)當(dāng)使用掃描型電子顯微鏡觀察金屬組織時(shí)，所述硬質(zhì)層可含有相對(duì)于該金屬組織整體為0面積％以上且10面積％以下的范圍的多邊形鐵素體。如果多邊形鐵素體的生成量過剩，彎曲性及擴(kuò)孔性降低。因此，多邊形鐵素體的面積率優(yōu)選相對(duì)于金屬組織整體為10％以下，更優(yōu)選8％以下，進(jìn)一步優(yōu)選5％以下。

(c4)所述硬質(zhì)層除了含有所述組織以外，在不損及本發(fā)明的作用的范圍內(nèi)，還可以包含制造過程中不可避免地混入的其它組織，例如，珠光體、淬火馬氏體等。此外，也可含有淬火馬氏體和殘余γ的復(fù)合相、即ma混合相。所述其它組織優(yōu)選最大也為15面積％以下，越少越好。

(c5)如上所述，通過所述硬質(zhì)層的形成，延伸率及擴(kuò)孔性提高。即，一般而言，擴(kuò)孔時(shí)的龜裂因應(yīng)力集中于例如貝氏體等的硬質(zhì)相與例如多邊形鐵素體等的軟質(zhì)相的界面而發(fā)生。因此，為了抑制所述龜裂，需要使硬質(zhì)相與軟質(zhì)相的硬度差降低。對(duì)此，在本發(fā)明中，將基底鋼板內(nèi)部的組織設(shè)為如下的硬質(zhì)層：將作為硬質(zhì)相的貝氏體等的低溫相變生成相設(shè)為主體，將作為軟質(zhì)相的多邊形鐵素體所占的比率抑制為最大為10面積％以下。

(c6)在本發(fā)明中，構(gòu)成所述低溫相變生成相的貝氏體優(yōu)選區(qū)分為高溫區(qū)域生成貝氏體和低溫區(qū)域生成貝氏體。即，所述低溫相變生成相優(yōu)選主要包含(c6-1)高溫區(qū)域生成貝氏體，或者包含(c6-2)高溫區(qū)域生成貝氏體、低溫區(qū)域生成貝氏體及回火馬氏體的復(fù)合組織，或者主要包含(c6-3)低溫區(qū)域生成貝氏體和回火馬氏體。

所述高溫區(qū)域生成貝氏體是當(dāng)用掃描型電子顯微鏡觀察經(jīng)過硝酸乙醇腐蝕的鋼板截面時(shí)，鄰接的殘余γ之間、鄰接的碳化物之間、或者鄰接的殘余γ與碳化物之間的平均間隔達(dá)到1μm以上的組織。所述高溫區(qū)域生成貝氏體是在加熱到ac1點(diǎn)以上的溫度后的冷卻過程中，大致在400℃以上且540℃以下的溫度區(qū)域生成的貝氏體組織。

所述低溫區(qū)域生成貝氏體是當(dāng)用掃描型電子顯微鏡觀察經(jīng)過硝酸乙醇腐蝕的鋼板截面時(shí)，鄰接的殘余γ之間、鄰接的碳化物之間、或者鄰接的殘余γ與碳化物之間的平均間隔小于1μm的組織。所述低溫區(qū)域生成貝氏體是在加熱到所述ac1點(diǎn)以上后的冷卻過程中，大致在200℃以上且低于400℃的溫度區(qū)域生成的貝氏體組織。

所述回火馬氏體是具有與所述低溫區(qū)域生成貝氏體同樣的作用的組織。另外，由于所述低溫區(qū)域生成貝氏體與所述回火馬氏體即使用掃描型電子顯微鏡觀察也無法區(qū)別，因此在本發(fā)明中，將低溫區(qū)域生成貝氏體和回火馬氏體統(tǒng)稱為“低溫區(qū)域生成貝氏體等”。

所述高溫區(qū)域生成貝氏體特別有助于提高鋼板的機(jī)械特性中的延伸率，所述低溫區(qū)域生成貝氏體及所述回火馬氏體特別有助于提高鋼板的機(jī)械特性中的擴(kuò)孔性。

并且，在包含兩種貝氏體組織及回火馬氏體的情況下，在確保良好的擴(kuò)孔性的基礎(chǔ)上，能夠提高延伸率，整體加工性得以提高。這是因?yàn)?，通過復(fù)合強(qiáng)度級(jí)別不同的貝氏體組織及回火馬氏體而產(chǎn)生不均一變形，加工硬化能力上升。即，高溫區(qū)域生成貝氏體較低溫區(qū)域生成貝氏體等為軟質(zhì)，因此，提高鋼板的延伸率el來有助于改善加工性。另一方面，低溫區(qū)域生成貝氏體等的碳化物及殘余γ小，在變形時(shí)應(yīng)力集中減輕，因此，提高鋼板的擴(kuò)孔性及彎曲性來提高局部變形能力而有助于改善加工性。并且，通過使此種高溫區(qū)域生成貝氏體和低溫區(qū)域生成貝氏體等混合存在，加工硬化能力提高，延伸率提高而加工性得到改善。

在此，詳細(xì)說明所述高溫區(qū)域生成貝氏體和所述低溫區(qū)域生成貝氏體等。

關(guān)于所述鄰接的殘余γ之間的中心位置間距離、鄰接的碳化物之間的中心位置間距離、或者鄰接的殘余γ與碳化物之間的中心位置間距離，以下有時(shí)將其統(tǒng)稱為“殘余γ等的平均間隔”。所述中心位置間距離是指對(duì)于最為鄰接的殘余γ之間、最為鄰接的碳化物之間、最為鄰接的殘余γ與碳化物之間進(jìn)行測(cè)定時(shí)，在各殘余γ或各碳化物中求出中心位置，該中心位置之間的距離。所述中心位置是在殘余γ或碳化物中決定長徑和短徑時(shí)長徑與短徑交叉的位置。

然而，殘余γ或碳化物在板條邊界上析出時(shí)，多個(gè)殘余γ和碳化物相連，其形態(tài)成為針狀或板狀，因此，中心位置間距離不是鄰接的殘余γ之間、鄰接的碳化物之間、或者鄰接的殘余γ與碳化物之間的距離，如圖4所示，將殘余γ和碳化物、或殘余γ、或碳化物在長徑方向連續(xù)而形成的線與線的間隔作為中心位置間距離12即可。線與線的間隔有時(shí)稱為板條間距離。另外，在圖4中，11表示殘余奧氏體或碳化物。

在本發(fā)明中，將貝氏體根據(jù)如上述的生成溫度區(qū)域的差異和殘余γ等的平均間隔的差異而區(qū)分為“高溫區(qū)域生成貝氏體”和“低溫區(qū)域生成貝氏體等”的理由在于，在一般學(xué)術(shù)上的組織分類上，難以明了地區(qū)分貝氏體。例如，板條狀貝氏體和貝氏體鐵素體，根據(jù)相變溫度而分類為上部貝氏體和下部貝氏體。但是如本發(fā)明，在使si大量含有達(dá)1％以上的鋼種中，伴隨貝氏體相變的碳化物的析出受到抑制，因此在掃描型電子顯微鏡觀察中，將馬氏體組織也包含在內(nèi)，難以把它們區(qū)別。因此，在本發(fā)明中，沒按照學(xué)術(shù)上的組織定義對(duì)貝氏體進(jìn)行分類，而基于如上所述的生成溫度區(qū)域的差異和殘余γ等的平均間隔來進(jìn)行區(qū)別。

所述平均間隔較大地受保持溫度的影響，但是貝氏體組織的板條形狀呈扁平的板狀，根據(jù)觀察面不同，所述的間隔較窄地被觀察，或較寬地被觀察。因此，分別在高溫區(qū)域、低溫區(qū)域生成的貝氏體的面積率包含它們的觀察方位的間隔的不均在內(nèi)而進(jìn)行規(guī)定。

所述高溫區(qū)域生成貝氏體和所述低溫區(qū)域生成貝氏體等的分布狀態(tài)沒有特別限定，例如，可以在舊奧氏體粒內(nèi)生成有高溫區(qū)域生成貝氏體和低溫區(qū)域生成貝氏體等雙方，也可以在每個(gè)舊奧氏體粒內(nèi)分別生成有高溫區(qū)域生成貝氏體和低溫區(qū)域生成貝氏體等。

高溫區(qū)域生成貝氏體和低溫區(qū)域生成貝氏體等的分布狀態(tài)示意地表示在圖5中。在圖5中，21是高溫區(qū)域生成貝氏體，22是低溫區(qū)域生成貝氏體等，23是舊奧氏體晶粒邊界(舊γ晶粒邊界)，24是ma混合相。在圖5中，對(duì)于高溫區(qū)域生成貝氏體附加有斜線，對(duì)于低溫區(qū)域生成貝氏體等附加有小點(diǎn)。圖5的a表示在舊奧氏體粒內(nèi)混合生成有高溫區(qū)域生成貝氏體和低溫區(qū)域生成貝氏體等雙方的情況。圖5的b表示在每個(gè)舊奧氏體粒內(nèi)分別生成有高溫區(qū)域生成貝氏體和低溫區(qū)域生成貝氏體等的情況。在圖5中所示的黑圓表示ma混合相。對(duì)于ma混合相將在后面敘述。

在本發(fā)明中，也可為如下的(c6-1)、(c6-2)、(c6-3)中的任一個(gè)。

(c6-1)所述低溫相變生成相包含所述高溫區(qū)域生成貝氏體，該高溫區(qū)域生成貝氏體相對(duì)于所述金屬組織整體超過50面積％且95面積％以下，也可包含所述低溫區(qū)域生成貝氏體及所述回火馬氏體，所述低溫區(qū)域生成貝氏體和所述回火馬氏體的合計(jì)相對(duì)于所述金屬組織整體為0面積％以上且小于20面積％。

(c6-2)所述低溫相變生成相包含所述高溫區(qū)域生成貝氏體、低溫區(qū)域生成貝氏體及回火馬氏體，所述高溫區(qū)域生成貝氏體相對(duì)于所述金屬組織整體為20面積％至80面積％，所述低溫區(qū)域生成貝氏體和所述回火馬氏體的合計(jì)相對(duì)于所述金屬組織整體為20面積％至80面積％。

(c6-3)在所述低溫相變生成相包含所述低溫區(qū)域生成貝氏體及回火馬氏體的情況下，所述低溫區(qū)域生成貝氏體和所述回火馬氏體的合計(jì)相對(duì)于所述金屬組織整體超過50面積％且95面積％以下，也可包含所述高溫區(qū)域生成貝氏體，所述高溫區(qū)域生成貝氏體相對(duì)于所述金屬組織整體為0面積％以上且小于20面積％。

在所述(c6-1)的情況下，通過使所述高溫區(qū)域生成貝氏體的生成量超過50面積％，鋼板的延伸率提高，能夠提高加工性。因此，所述高溫區(qū)域生成貝氏體優(yōu)選超過50面積％，更優(yōu)選65面積％以上，進(jìn)一步優(yōu)選75面積％以上，特別優(yōu)選80面積％以上。但是，如果所述高溫區(qū)域生成貝氏體的生成量過量，則難以確保殘余γ的生成量。因此，所述高溫區(qū)域生成貝氏體優(yōu)選95面積％以下，更優(yōu)選90面積％以下，進(jìn)一步優(yōu)選85面積％以下。

在所述(c6-2)的情況下，通過使所述高溫區(qū)域生成貝氏體的生成量a設(shè)為20面積％以上，鋼板的延伸率提高，通過使所述低溫區(qū)域生成貝氏體等的生成量b設(shè)定為20面積％以上，鋼板的擴(kuò)孔性提高，能夠改善加工性。因此，所述高溫區(qū)域生成貝氏體優(yōu)選20面積％以上，更優(yōu)選25面積％以上，進(jìn)一步優(yōu)選30面積％以上，特別優(yōu)選40面積％以上。所述低溫區(qū)域生成貝氏體等優(yōu)選20面積％以上，更優(yōu)選25面積％以上，進(jìn)一步優(yōu)選30面積％以上，特別優(yōu)選40面積％以上。但是，如果所述高溫區(qū)域生成貝氏體的生成量a及所述低溫區(qū)域生成貝氏體等的生成量b過量，則難以確保殘余γ的生成量。因此，所述高溫區(qū)域生成貝氏體優(yōu)選80面積％以下，更優(yōu)選75面積％以下，進(jìn)一步優(yōu)選70面積％以下。所述低溫區(qū)域生成貝氏體等優(yōu)選80面積％以下，更優(yōu)選75面積％以下，進(jìn)一步優(yōu)選70面積％以下。

所述生成量a和所述生成量b的關(guān)系只要各自的范圍滿足所述范圍則并不特別限定，也包含a＞b、a＜b、a＝b的任一關(guān)系。

所述高溫區(qū)域生成貝氏體與所述低溫區(qū)域生成貝氏體等的混合比率可根據(jù)鋼板所被要求的特性來決定。具體而言，想要進(jìn)一步提高鋼板的加工性中的擴(kuò)孔性，則盡可能減小高溫區(qū)域生成貝氏體的比率，并盡可能增大低溫區(qū)域生成貝氏體等的比率即可。另一方面，想要進(jìn)一步提高鋼板的加工性中的延伸率，則盡可能增大高溫區(qū)域生成貝氏體的比率，并盡可能減小低溫區(qū)域生成貝氏體等的比率即可。此外，想要進(jìn)一步提高鋼板的強(qiáng)度，則盡可能增大低溫區(qū)域生成貝氏體等的比率，并盡可能減小高溫區(qū)域生成貝氏體的比率即可。

在所述(c6-3)的情況下，通過使所述低溫區(qū)域生成貝氏體等的生成量超過50面積％，鋼板的擴(kuò)孔性提高，能夠改善加工性。因此，所述低溫區(qū)域生成貝氏體等優(yōu)選超過50面積％，更優(yōu)選65面積％以上，進(jìn)一步優(yōu)選75面積％以上，特別優(yōu)選80面積％以上。但是，如果所述低溫區(qū)域生成貝氏體等的生成量過量，則難以確保殘余γ的生成量。因此，所述低溫區(qū)域生成貝氏體等優(yōu)選95面積％以下，更優(yōu)選90面積％以下，進(jìn)一步優(yōu)選85面積％以下。

在所述(c6-2)及(c6-3)的情況下，當(dāng)包含ma混合相時(shí)，相對(duì)于ma混合相的總個(gè)數(shù)，當(dāng)量圓直徑超過5μm的ma混合相的個(gè)數(shù)比例優(yōu)選為0％以上且小于15％。

所述ma混合相一般已知為淬火馬氏體與殘余γ的復(fù)合相，是在最終冷卻前作為未相變奧氏體存在的組織的一部分在最終冷卻時(shí)相變?yōu)轳R氏體，其余以奧氏體的狀態(tài)殘存而生成的組織。ma混合相尤其在等溫淬火處理的過程中碳濃縮為高濃度，而且一部分變?yōu)轳R氏體組織，因此是非常硬的組織。所以，貝氏體與ma混合相的硬度差較大，在變形時(shí)應(yīng)力集中而容易成為空隙產(chǎn)生的起點(diǎn)，因此，如果ma混合相過量生成，則擴(kuò)孔性及彎曲性降低而局部變形能力降低。此外，如果ma混合相過量生成，則有強(qiáng)度變得過高的趨勢(shì)。殘余γ量越多，另外si含量越多，則ma混合相越容易生成，但優(yōu)選其生成量盡可能少。

所述ma混合相優(yōu)選相對(duì)于ma混合相的總個(gè)數(shù)，當(dāng)量圓直徑超過5μm的ma混合相的個(gè)數(shù)比例為0％以上且小于15％。當(dāng)量圓直徑超過5μm的粗大的ma混合相對(duì)局部變形能力帶來壞影響。

另外，通過實(shí)驗(yàn)確認(rèn)了所述ma混合相的粒徑越大則越容易產(chǎn)生空隙的趨勢(shì)，因此優(yōu)選ma混合相盡可能小。

所述的金屬組織可按照以下步驟進(jìn)行測(cè)定。

高溫區(qū)域生成貝氏體、低溫區(qū)域生成貝氏體等(低溫區(qū)域生成貝氏體及回火馬氏體)、多邊形鐵素體及珠光體，只要在鋼板的平行于軋制方向的截面中，對(duì)于板厚的1/4位置進(jìn)行硝酸乙醇腐蝕，以倍率3000倍左右進(jìn)行掃描型電子顯微鏡觀察便能夠識(shí)別。

高溫區(qū)域生成貝氏體和低溫區(qū)域生成貝氏體等，作為主要呈灰色且在晶粒中分散有白色或淡灰色殘余γ等的組織而被觀察到。因此，根據(jù)掃描型電子顯微鏡觀察，在高溫區(qū)域生成貝氏體和低溫區(qū)域生成貝氏體等中也包含有殘余γ或碳化物，因此作為也包含有殘余γ等的面積率而被計(jì)算。

多邊形鐵素體作為在晶粒的內(nèi)部不包含所述的白色或淡灰色殘余γ等的晶粒而被觀察到。珠光體作為碳化物和鐵素體成為層狀的組織而被觀察到。

如果對(duì)鋼板截面進(jìn)行硝酸乙醇腐蝕，則碳化物和殘余γ均作為白色或淡灰色的組織而被觀察到，區(qū)別兩者困難。其中，如滲碳體那樣的碳化物，越在低溫區(qū)域生成，則越有與板條間相比更易在板條內(nèi)析出的趨勢(shì)，因此，在碳化物之間的間隔較寬的情況下可認(rèn)為在高溫區(qū)域生成，在碳化物之間的間隔較窄的情況下可認(rèn)為在低溫區(qū)域生成。殘余γ通常在板條間生成，但組織的生成溫度越低則板條的尺寸越小，因此，在殘余γ之間的間隔較寬的情況下可認(rèn)為在高溫區(qū)域生成，在殘余γ之間的間隔較窄的情況下可認(rèn)為在低溫區(qū)域生成。因此，在本發(fā)明中，著眼于對(duì)經(jīng)硝酸乙醇腐蝕的截面進(jìn)行掃描型電子顯微鏡觀察且在觀察視野內(nèi)作為白色或淡灰色觀察到的殘余γ等，在測(cè)定鄰接的殘余γ等間的中心位置間距離時(shí)，將該平均間隔為1μm以上的組織視為高溫區(qū)域生成貝氏體，并將平均間隔小于1μm的組織視為低溫區(qū)域生成貝氏體等。

殘余γ無法通過掃描型電子顯微鏡觀察來進(jìn)行組織的識(shí)別，因此，利用飽和磁化法來測(cè)定體積率。該體積率的值可直接讀取為面積率。利用飽和磁化法的詳細(xì)的測(cè)定原理參照“r&d神戶制鋼技報(bào)，vol.52，no.3，2002年，p.43～46”即可。

如上所述，殘余γ的體積率通過飽和磁化法測(cè)定，相對(duì)于此，高溫區(qū)域生成貝氏體和低溫區(qū)域生成貝氏體等的面積率通過掃描型電子顯微鏡觀察將殘余γ包含在內(nèi)而測(cè)定，因此它們的合計(jì)有時(shí)超過100％。

ma混合相只要在鋼板的平行于軋制方向的截面中，對(duì)于板厚的1/4位置進(jìn)行里佩拉(repera)腐蝕，以倍率1000倍左右進(jìn)行光學(xué)顯微鏡觀察便作為白色組織而被觀察到，因此，基于該結(jié)果計(jì)算出所述當(dāng)量圓直徑超過5μm的ma混合相的個(gè)數(shù)比例即可。

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)明所使用的基底鋼板的成分組成加以說明。

所述基底鋼板含有c：0.10％至0.5％、si：1％至3％、mn：1.5％至8％、al：0.005％至3％、p：超過0％且0.1％以下、s：超過0％且0.05％以下和n：超過0％且0.01％以下，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)。

c是用于提高鋼板的強(qiáng)度，并且使殘余γ生成所需要的元素。在本發(fā)明中，c量為0.10％以上，優(yōu)選為0.13％以上，更優(yōu)選為0.15％以上。但是，如果過量含有c則焊接性降低。因此，c量為0.5％以下，優(yōu)選為0.4％以下，更優(yōu)選為0.3％以下。

si是作為固溶強(qiáng)化元素而有助于鋼板的高強(qiáng)度化，而且在100℃至540℃的溫度范圍內(nèi)的保持中(等溫淬火處理中)抑制碳化物析出，使殘余γ有效地生成的非常重要的元素。在本發(fā)明中，si量為1％以上，優(yōu)選為1.1％以上，更優(yōu)選為1.2％以上。但是，如果過量含有si，則在退火的加熱、均熱時(shí)，向γ相的逆相變不發(fā)生，多邊形鐵素體大量殘存，造成強(qiáng)度不足。此外，熱軋時(shí)在鋼板表面產(chǎn)生si氧化皮而使鋼板的表面性狀變差。因此，si量為3％以下，優(yōu)選為2.5％以下，更優(yōu)選為2.0％以下。

mn是用于得到貝氏體和回火馬氏體所需要的元素。此外，mn是對(duì)于使γ穩(wěn)定化而生成殘余γ也具有有效作用的元素。在本發(fā)明中，mn量為1.5％以上，優(yōu)選為1.8％以上，更優(yōu)選為2.0％以上。但是，如果過量含有mn，則顯著抑制貝氏體中的高溫區(qū)域生成貝氏體的生成。此外，mn的過量添加還會(huì)導(dǎo)致焊接性的降低或偏析引起的加工性的降低。因此，mn量為8％以下，優(yōu)選為7％以下，更優(yōu)選為6％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為5.0％以下，特別優(yōu)選為3％以下。

al是與si同樣地在等溫淬火處理中抑制碳化物析出，有助于使殘余γ生成的元素。此外，al是在制鋼工序中作為脫氧劑起作用的元素。在本發(fā)明中，al量為0.005％以上，優(yōu)選為0.01％以上，更優(yōu)選為0.03％以上。但是，如果過量含有al，則鋼板中的夾雜物變得過多而使延性降低。因此，al量為3％以下，優(yōu)選為1.5％以下，更優(yōu)選為1％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.5％以下，特別優(yōu)選為0.2％以下。

p是鋼中不可避免地含有的雜質(zhì)元素，如果p量過量，則鋼板的焊接性降低。因此，p量為0.1％以下，優(yōu)選為0.08％以下，更優(yōu)選為0.05％以下。p量以盡可能少為宜，但達(dá)到0％在工業(yè)上較為困難。

s與所述p同樣，是鋼中不可避免地含有的雜質(zhì)元素，如果s量過量則鋼板的焊接性降低。此外，s在鋼板中形成硫化物系夾雜物，如果其增大則加工性降低。在本發(fā)明中，s量為0.05％以下，優(yōu)選為0.01％以下，更優(yōu)選為0.005％以下。s量以盡可能少為宜，但達(dá)到0％在工業(yè)上較為困難。

n與所述p同樣，是在鋼中不可避免地含有的雜質(zhì)元素，如果過量含有n，則氮化物大量析出而引起延伸率、擴(kuò)孔性和彎曲性降低。在本發(fā)明中，n量為0.01％以下，優(yōu)選為0.008％以下，更優(yōu)選為0.005％以下。n量以盡可能少為宜，但達(dá)到0％在工業(yè)上較為困難。

本發(fā)明所涉及的高強(qiáng)度鋼板滿足所述成分組成，余量成分是鐵及所述p、s、n以外的不可避免的雜質(zhì)。

作為所述不可避免的雜質(zhì)，例如包含o(氧)、例如pb、bi、sb、sn等的夾入元素等。

所述不可避免的雜質(zhì)中，o例如優(yōu)選超過0％且0.01％以下。o是如果過量含有則導(dǎo)致延伸率、擴(kuò)孔性和彎曲性降低的元素。因此，o量優(yōu)選為0.01％以下，更優(yōu)選為0.008％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.005％以下。

本發(fā)明的鋼板中作為其它元素，還可以含有以下元素等：

(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元素；

(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元素；

(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元素；

(d)從由ca：超過0％且0.01％以下、mg：超過0％且0.01％以下和稀土類元素：超過0％且0.01％以下所構(gòu)成的組中選擇的至少一種元素。

(a)cr、mo和b與所述mn同樣，是對(duì)于獲得貝氏體和回火馬氏體具有有效作用的元素，這些元素可以單獨(dú)添加，也可以使用兩種以上。為了有效地發(fā)揮所述作用，cr和mo各自單獨(dú)的含量優(yōu)選為0.1％以上，更優(yōu)選為0.2％以上。b的含量優(yōu)選為0.0005％以上，更優(yōu)選為0.001％以上。但是，如果所述元素過量含有，則顯著抑制貝氏體中高溫區(qū)域生成貝氏體的生成。此外，如果過量添加則成本變高。尤其如果過量含有b，則在鋼板中生成硼化物而使延性降低。因此，cr和mo分別優(yōu)選為1％以下，更優(yōu)選為0.8％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.5％以下。并用cr和mo時(shí)，合計(jì)量優(yōu)選為1.5％以下。b量優(yōu)選為0.01％以下，更優(yōu)選為0.005％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.004％以下。

(b)ti、nb和v是具有在鋼板中形成碳化物、氮化物等析出物而強(qiáng)化鋼板的作用的元素。為了有效地發(fā)揮所述作用，ti、nb和v各自單獨(dú)的含量優(yōu)選為0.01％以上，更優(yōu)選為0.02％以上。但是，如果過量含有，則碳化物在晶粒邊界析出，鋼板的擴(kuò)孔性和彎曲性降低。因此，在本發(fā)明中，ti、nb和v各自單獨(dú)優(yōu)選為0.2％以下，更優(yōu)選為0.18％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.15％以下。ti、nb和v可以各自單獨(dú)含有，也可以含有任意選擇的兩種以上的元素。

(c)cu和ni是對(duì)于使γ穩(wěn)定化而生成殘余γ具有有效作用的元素。這些元素可以單獨(dú)使用或并用。為了有效地發(fā)揮所述作用，cu和ni各自單獨(dú)的含量優(yōu)選為0.05％以上，更優(yōu)選為0.1％以上。但是，如果過量含有cu和ni，則熱加工性降低。因此，在本發(fā)明中，cu和ni各自單獨(dú)優(yōu)選為1％以下，更優(yōu)選為0.8％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.5％以下。另外，如果cu含量超過1％則熱加工性降低，但若添加ni則可抑制熱加工性的降低，因此，在并用cu和ni的情況下，雖會(huì)使成本變高但可以添加超過1％的cu。

(d)ca、mg和稀土類元素(rem)是具有使鋼板中的夾雜物微細(xì)分散的作用的元素。為了有效地發(fā)揮所述作用，ca、mg和稀土類元素各自單獨(dú)的含量優(yōu)選為0.0005％以上，更優(yōu)選為0.001％以上。但是，如果過量含有，則使鑄造性、熱加工性等降低，變得難以制造。此外，過量添加會(huì)成為使鋼板延性降低的原因。因此，ca、mg和稀土類元素各自單獨(dú)優(yōu)選為0.01％以下，更優(yōu)選為0.005％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.003％以下。ca、mg和稀土類元素可以各自單獨(dú)含有，也可以含有任意選擇的兩種以上的元素。

所述稀土類元素是包含鑭系元素(從la至lu的15元素)、sc(鈧)和y(釔)的意思，這些元素中，優(yōu)選含有從la、ce和y所構(gòu)成的組中選擇的至少一種元素，更優(yōu)選含有從la和ce所構(gòu)成的組中選擇的至少一種元素。

以上，對(duì)本發(fā)明使用的基底鋼板的成分組成進(jìn)行了說明。

下面，對(duì)于本發(fā)明所涉及的鍍覆鋼板的制造方法加以說明。

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)行酸洗的第一制造方法；以及在熱軋卷取后進(jìn)行保溫，然后進(jìn)行酸洗的第二制造方法。根據(jù)保溫的有無，不保溫的第一制造方法與保溫的第二制造方法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、冷卻步驟和鍍覆步驟。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基底鋼板的鋼成分的鋼板卷取，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)以上的范圍內(nèi)進(jìn)行均熱的步驟；以及均熱后，冷卻至滿足100℃至540℃的任意的停止溫度z，并且，在從750℃起至所述停止溫度z和500℃中的高的溫度的范圍，以10℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，并在所述100℃至540℃的溫度區(qū)域保持50秒以上的步驟。以下，按照步驟順序加以說明。

首先，準(zhǔn)備滿足所述基底鋼板的鋼成分的熱軋鋼板。

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℃。

此外，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，不能通過之后的酸洗而溶解，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。

作為所述酸洗液，例如可以使用鹽酸、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，酸洗時(shí)使用的酸洗槽數(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。在后述的實(shí)施例中使用co氣體。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)。

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所述復(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，氧化溫度的下限優(yōu)選為500℃以上，更優(yōu)選為750℃以上。另外，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)fe氧化膜進(jìn)行還原。在本發(fā)明中，為了獲得所期望的硬質(zhì)層，需要在奧氏體單相區(qū)加熱，并在ac3點(diǎn)以上的范圍進(jìn)行均熱處理。如果均熱溫度低于ac3點(diǎn)，則多邊形鐵素體變得過多。均熱溫度優(yōu)選為ac3點(diǎn)+15℃以上。均熱溫度的上限并不特別限定，例如優(yōu)選1000℃以下。

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％)。未含有的元素的項(xiàng)代入0(零)而計(jì)算。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)例如控制為-30℃至-60℃。

此外，均熱處理時(shí)的保持時(shí)間并無特別限定，例如，優(yōu)選控制為10秒至100秒左右，尤其優(yōu)選控制為10秒至80秒左右。

均熱后，冷卻至滿足100℃至540℃的任意的停止溫度z，并且，在從750℃起至所述停止溫度z和500℃中的高的溫度的范圍，以10℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，并在所述100℃至540℃的溫度區(qū)域保持50秒以上。

通過控制所述溫度范圍的平均冷卻速度，能夠抑制多邊形鐵素體的生成，能夠確保低溫相變生成相的生成量。所述溫度范圍的平均冷卻速度需要控制為10℃/秒以上，優(yōu)選為20℃/秒以上。所述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的容易性以及設(shè)備成本等，大致優(yōu)選為100℃/秒以下。所述平均冷卻速度優(yōu)選為50℃/秒以下，更優(yōu)選為30℃/秒以下。

冷卻至滿足所述100℃至540℃的任意的停止溫度z后，在該100℃至540℃的溫度區(qū)域保持50秒以上。通過在該溫度區(qū)域保持50秒以上，能夠生成所述低溫相變生成相。在所述溫度區(qū)域的保持時(shí)間優(yōu)選為60秒以上，更優(yōu)選為70秒以上，在所述溫度區(qū)域的保持時(shí)間的上限并不特別限定，例如，優(yōu)選為1500秒以下，更優(yōu)選為1400秒以下，進(jìn)一步優(yōu)選為1300秒以下。

冷卻至滿足所述100℃至540℃的任意的停止溫度z，并在100℃至540℃的溫度區(qū)域保持時(shí)的具體的條件并不特別限定，可以在停止溫度z下恒溫保持，也可以在該溫度區(qū)域的范圍內(nèi)，以成為保持溫度不同的兩個(gè)階段以上的方式進(jìn)行恒溫保持。此外，可以在急冷至停止溫度z后變更冷卻速度，并在該溫度區(qū)域的范圍內(nèi)冷卻規(guī)定時(shí)間，也可以在該溫度區(qū)域的范圍內(nèi)加熱規(guī)定時(shí)間。此外，也可以在該溫度區(qū)域的范圍內(nèi)適當(dāng)?shù)胤磸?fù)冷卻和加熱。此外，可以進(jìn)行冷卻速度不同的兩個(gè)階段以上的多階段冷卻，也可以進(jìn)行升溫速度不同的兩個(gè)階段以上的多階段加熱。

想要制造如所述(c6-1)那樣的基底鋼板，即，所述低溫相變生成相包含所述高溫區(qū)域生成貝氏體，該高溫區(qū)域生成貝氏體相對(duì)于所述金屬組織整體超過50面積％且95面積％以下，所述低溫相變生成相也可以包含所述低溫區(qū)域生成貝氏體及所述回火馬氏體，所述低溫區(qū)域生成貝氏體及所述回火馬氏體的合計(jì)相對(duì)于所述金屬組織整體為0面積％以上且小于20面積％的基底鋼板，則優(yōu)選在所述均熱后，滿足下述(a1)。

(a1)冷卻至滿足420℃以上且500℃以下的任意的停止溫度za1，并且，在從750℃起至500℃為止的范圍以10℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，并在所述420℃至500℃的溫度區(qū)域保持50秒以上。

通過將所述冷卻停止溫度za1設(shè)為420℃以上且500℃以下，并在該溫度區(qū)域保持50秒以上，從而在低溫相變生成相中，主要生成高溫區(qū)域生成貝氏體。所述停止冷卻的溫度的下限更優(yōu)選為430℃以上。所述停止冷卻的溫度的上限更優(yōu)選為480℃以下，進(jìn)一步優(yōu)選為460℃以下。

在所述溫度區(qū)域的保持時(shí)間更優(yōu)選為70秒以上，進(jìn)一步優(yōu)選為100秒以上，特別優(yōu)為選200秒以上。在所述溫度區(qū)域的保持時(shí)間的上限并不特別限定，例如優(yōu)選為1500秒以下，更優(yōu)選1400秒以下，進(jìn)一步優(yōu)選1300秒以下。

而且，通過控制所述平均冷卻速度，抑制多邊形鐵素體的生成，能夠促進(jìn)高溫區(qū)域生成貝氏體的生成。所述溫度范圍的平均冷卻速度優(yōu)選控制為10℃/秒以上，更優(yōu)選為20℃/秒以上。所述平均冷卻速度的上限并不特別限定，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)選大致控制為100℃/秒以下。所述平均冷卻速度更優(yōu)選為50℃/秒以下，進(jìn)一步優(yōu)選為30℃/秒以下。

想要制造如所述(c6-2)那樣的基底鋼板，即，所述低溫相變生成相包含所述高溫區(qū)域生成貝氏體、低溫區(qū)域生成貝氏體及回火馬氏體，所述高溫區(qū)域生成貝氏體相對(duì)于所述金屬組織整體為20面積％至80面積％，所述低溫區(qū)域生成貝氏體及所述回火馬氏體的合計(jì)相對(duì)于所述金屬組織整體為20面積％至80面積％的基底鋼板，則優(yōu)選在所述均熱后，滿足下述(a2)、(b)和(c1)中的任一個(gè)。

(a2)冷卻至滿足380℃以上且低于420℃的任意的停止溫度za2，并且，在從750℃起至500℃為止的范圍以10℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，并在所述380℃以上且低于420℃的溫度區(qū)域保持50秒以上。

通過將所述冷卻停止溫度za2設(shè)為380℃以上且低于420℃，并在該溫度區(qū)域保持50秒以上，作為低溫相變生成相，能夠生成高溫區(qū)域生成貝氏體、低溫區(qū)域生成貝氏體及回火馬氏體。即，通過在400℃前后的溫度下保持，以使所述的殘余γ之間、碳化物之間、或者殘余γ與碳化物之間的間隔大致成為1μm左右的方式分散。殘余γ與碳化物不是球狀而是成為枕頭似的塊而析出。因此，在觀察截面中，殘余γ與碳化物的方向不恒定，如果測(cè)定殘余γ之間、碳化物之間、或者殘余γ與碳化物之間的間隔，則成為平均間隔1μm以上的高溫區(qū)域生成貝氏體和平均間隔小于1μm的低溫區(qū)域生成貝氏混合存在的狀態(tài)。所述停止冷卻的溫度的下限更優(yōu)選為390℃以上。所述停止冷卻的溫度的上限更優(yōu)選為410℃以下。

所述溫度區(qū)域的保持時(shí)間更優(yōu)選為70秒以上，進(jìn)一步優(yōu)選為100秒以上，特別優(yōu)選200秒以上。在所述溫度區(qū)域的保持時(shí)間的上限并不特別限定，例如優(yōu)選為1500秒以下，更優(yōu)選為1400秒以下，進(jìn)一步優(yōu)選為1300秒以下。

(b)冷卻至滿足下述式(1)的任意的停止溫度zb，并且，在從750℃起至所述停止溫度zb和500℃中的高的溫度為止的范圍以10℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，在滿足下述式(1)的溫度區(qū)域t1保持10秒至100秒，接著冷卻至滿足下述式(2)的溫度區(qū)域t2，并在該溫度區(qū)域t2保持50秒以上。

400≤t1(℃)≤540(1)

200≤t2(℃)＜400(2)

冷卻至滿足所述式(1)的任意的溫度zb后，在所述t1溫度區(qū)域保持10秒至100秒后，也可以在滿足所述式(2)的t2溫度區(qū)域保持50秒以上。通過分別適當(dāng)控制保持在t1溫度區(qū)域和t2溫度區(qū)域的時(shí)間，能夠分別生成規(guī)定量的高溫區(qū)域生成貝氏體和低溫區(qū)域生成貝氏體等。具體而言，通過在t1溫度區(qū)域保持規(guī)定時(shí)間，能夠控制高溫區(qū)域生成貝氏體的生成量，通過在t2溫度區(qū)域保持規(guī)定時(shí)間的等溫淬火處理，使未相變奧氏體相變?yōu)榈蜏貐^(qū)域生成貝氏體或馬氏體，并且，使碳在奧氏體濃縮而生成殘余γ，從而能夠生成在本發(fā)明規(guī)定的金屬組織。

此外，通過組合t1溫度區(qū)域的保持和t2溫度區(qū)域的保持，也能夠發(fā)揮抑制ma混合相的生成的效果。本發(fā)明人認(rèn)為該機(jī)制如下。一般而言，如果添加si和al，能夠抑制碳化物的析出，因此，鋼中存在自由碳，在等溫淬火處理中與貝氏體相變一起還確認(rèn)到碳在未相變奧氏體中濃縮的現(xiàn)象。通過碳在未相變奧氏體中濃縮，能夠較多地生成殘余γ。

在此，說明碳在未相變奧氏體中濃縮的現(xiàn)象。已知由于碳的濃縮量限制到多邊形鐵素體和奧氏體的自由能相等的to線所示的濃度為止，因此貝氏體相變也停止。嚴(yán)格地說，以稍偏離to線的濃度，貝氏體相變停止。溫度越高，則該to線越處于低碳濃度側(cè)，因此，如果在比較高的溫度下進(jìn)行等溫淬火處理，即使將處理時(shí)間變長，貝氏體相變也會(huì)在某種程度處停止。此時(shí)，未相變的奧氏體的穩(wěn)定性低而生成粗大的ma混合相。

對(duì)此，在本發(fā)明中，在所述t1溫度區(qū)域保持后在所述t2溫度區(qū)域保持，從而能夠使未相變奧氏體中的c濃度的容許量變多，因此，相對(duì)于高溫區(qū)域，在低溫區(qū)域中貝氏體相變進(jìn)展，ma混合相變小。此外，與在所述t1溫度區(qū)域保持的情況相比，在所述t2溫度區(qū)域保持的情況下板條狀組織的尺寸變小，因此，即使ma混合相存在，ma混合相本身也細(xì)分化，能夠使ma混合相變小。而且，在t1溫度區(qū)域保持規(guī)定時(shí)間后在t2溫度區(qū)域保持，因此，開始在t2溫度區(qū)域的保持的時(shí)刻，已生成高溫區(qū)域生成貝氏體。因此，在t2溫度區(qū)域，高溫區(qū)域生成貝氏體成為開端，低溫區(qū)域生成貝氏體的相變得以促進(jìn)，因此，也能發(fā)揮縮短等溫淬火處理的時(shí)間的效果。

在本發(fā)明中，在所述式(1)規(guī)定的t1溫度區(qū)域具體地優(yōu)選為400℃以上且540℃以下。通過在該t1溫度區(qū)域保持規(guī)定時(shí)間，能夠生成高溫區(qū)域生成貝氏體。即，如果在超過540℃的溫度區(qū)域保持，高溫區(qū)域生成貝氏體的生成被抑制，相反地，多邊形鐵素體過量生成，且生成偽珠光體，因此，不能獲得所期望的特性。因此，t1溫度區(qū)域的上限優(yōu)選為540℃以下，更優(yōu)選為520℃以下，進(jìn)一步優(yōu)選為500℃以下。另一方面，如果保持溫度低于400℃則不生成高溫區(qū)域生成貝氏體，因此，延伸率降低而不能改善加工性。因此，t1溫度區(qū)域的下限優(yōu)選為400℃以上，更優(yōu)選為420℃以上。

在所述t1溫度區(qū)域保持的時(shí)間優(yōu)選為10秒至100秒。如果保持時(shí)間超過100秒，則高溫區(qū)域生成貝氏體過量生成，即使如后所述地在所述t2溫度區(qū)域保持規(guī)定時(shí)間，也不能確保低溫區(qū)域生成貝氏體等的生成量。因此，不能兼顧強(qiáng)度和加工性。此外，如果在t1溫度區(qū)域長時(shí)間保持，則碳在奧氏體中過于濃縮，即使在t2溫度區(qū)域進(jìn)行等溫淬火處理，也生成粗大的ma混合相，加工性降低。因此，保持時(shí)間為100秒以下，優(yōu)選為90秒以下，更優(yōu)選80秒以下。但是，如果在t1溫度區(qū)域的保持時(shí)間過短，則高溫區(qū)域生成貝氏體的生成量變少而延伸率降低，不能改善加工性。因此，在t1溫度區(qū)域的保持時(shí)間為10秒以上，優(yōu)選為15秒以上，更優(yōu)選為20秒以上，進(jìn)一步優(yōu)選為30秒以上。

在本發(fā)明中，在t1溫度區(qū)域的保持時(shí)間是指鋼板的表面溫度達(dá)到t1溫度區(qū)域的上限溫度的時(shí)刻起至達(dá)到t1溫度區(qū)域的下限溫度為止的時(shí)間。

在滿足所述式(1)的t1溫度區(qū)域保持例如采用如圖6的(i)至(iii)所示的加熱曲線。

圖6的(i)是均熱后急冷至滿足所述式(1)的任意的溫度zb后，在該溫度zb恒溫保持規(guī)定時(shí)間的例子，恒溫保持后冷卻至滿足所述式(2)的任意的溫度。在圖6(i)中示出了進(jìn)行一個(gè)階段的恒溫保持的情況，但并不限定于此，只要在t1溫度區(qū)域的范圍內(nèi)，也可以進(jìn)行保持溫度不同的兩個(gè)階段以上的恒溫保持。

圖6的(ii)是均熱后急冷至滿足所述式(1)的任意的溫度zb后變更冷卻速度，在t1溫度區(qū)域的范圍內(nèi)冷卻規(guī)定時(shí)間后，再次變更冷卻速度而冷卻至滿足所述式(2)的任意的溫度的例子。在圖6(ii)中示出了在t1溫度區(qū)域的范圍內(nèi)冷卻規(guī)定時(shí)間的情況，但本發(fā)明并不限定于此，只要在t1溫度區(qū)域的范圍內(nèi)，也可以包含加熱規(guī)定時(shí)間的步驟，也可以適當(dāng)反復(fù)冷卻和加熱。此外，也可以不進(jìn)行如圖6(ii)所示的一個(gè)階段的冷卻，而進(jìn)行冷卻速度不同的兩個(gè)階段以上的多階段冷卻。此外，也可以進(jìn)行一個(gè)階段的加熱或兩個(gè)階段以上的多階段加熱(未圖示)。

圖6的(iii)是均熱后急冷至滿足所述式(1)的任意的溫度zb后變更冷卻速度，以相同的冷卻速度緩冷至滿足所述式(2)的任意的溫度的例子。即使在如此地緩冷的情況下，在t1溫度區(qū)域內(nèi)的滯留時(shí)間為10秒至100秒即可。

本發(fā)明并不限定于圖6的(i)至(iii)所示的加熱曲線，只要滿足本發(fā)明的要件，也可以適當(dāng)采用所述以外的加熱曲線。

在本發(fā)明中，在所述式(2)規(guī)定的t2溫度區(qū)域具體地優(yōu)選為200℃以上且低于400℃。通過在該溫度區(qū)域保持規(guī)定時(shí)間，能夠使在所述t1溫度區(qū)域未相變的未相變奧氏體相變?yōu)榈蜏貐^(qū)域生成貝氏體或者馬氏體。而且，通過確保充分的保持時(shí)間，貝氏體相變進(jìn)展，最終生成殘余γ，ma混合相也細(xì)分化。該馬氏體剛相變后作為淬火馬氏體而存在，但是在t2溫度區(qū)域保持的期間被進(jìn)行回火，作為回火馬氏體而殘留。該回火馬氏體示出與在發(fā)生馬氏體相變的溫度區(qū)域生成的低溫區(qū)域生成貝氏體同等的特性。但是，如果在400℃以上保持，則生成粗大的ma混合相，延伸率及局部變形能力降低而不能改善加工性。因此，t2溫度區(qū)域優(yōu)選為低于400℃，更優(yōu)選為390℃以下，進(jìn)一步優(yōu)選為380℃以下。另一方面，即使在低于200℃的溫度下保持，也不生成低溫區(qū)域生成貝氏體，因此，奧氏體中的碳濃度變低，不能確保殘余γ量，而且生成較多的淬火馬氏體而強(qiáng)度變高，延伸率及局部變形能力變差。此外，由于奧氏體中的碳濃度變低，不能確保殘余γ量，因此，不能提高延伸率。因此，t2溫度區(qū)域的下限優(yōu)選為200℃以上，更優(yōu)選為250℃以上，進(jìn)一步優(yōu)選為280℃以上。

在滿足所述式(2)的t2溫度區(qū)域保持的時(shí)間優(yōu)選為50秒以上。如果保持時(shí)間短于50秒，則低溫區(qū)域生成貝氏體等的生成量變少，奧氏體中的碳濃度變低而不能確保殘余γ量，而且由于生成較多的淬火馬氏體而強(qiáng)度變高，延伸率及局部變形能力變差。此外，由于不能促進(jìn)碳的濃縮，因此殘余γ量變少，不能改善延伸率。此外，由于不能使在所述t1溫度區(qū)域生成的ma混合相微細(xì)化，所以不能改善局部變形能力。因此，保持時(shí)間優(yōu)選為50秒以上，更優(yōu)選為70秒以上，進(jìn)一步優(yōu)選為100秒以上，特別優(yōu)選為200秒以上。保持時(shí)間的上限并不特別限定，但是長時(shí)間保持則生產(chǎn)效率降低，而且濃縮的碳作為碳化物析出而不能生成殘余γ，導(dǎo)致延伸率降低，加工性降低。因此，保持時(shí)間的上限例如可設(shè)為1800秒以下。

在本發(fā)明中，在t2溫度區(qū)域的保持時(shí)間是指鋼板的表面溫度達(dá)到t2溫度區(qū)域的上限溫度的時(shí)刻起至達(dá)到t2溫度區(qū)域的下限溫度為止的時(shí)間。

在所述t2溫度區(qū)域保持的方法只要在t2溫度區(qū)域的滯留時(shí)間為50秒以上則并不特別限定，如所述圖6所示的t1溫度區(qū)域內(nèi)的加熱曲線那樣可以恒溫保持，也可以在t2溫度區(qū)域內(nèi)冷卻或加熱。此外，也可以不同的保持溫度進(jìn)行多階段保持。

(c1)冷卻至滿足下述式(3)的任意的停止溫度zc1或ms點(diǎn)，并且，在從750℃起至500℃為止的范圍以10℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，在滿足下述式(3)的溫度區(qū)域t3保持5秒至180秒，接著加熱至滿足下述式(4)的溫度區(qū)域t4，并在該溫度區(qū)域t4保持30秒以上。

100≤t3(℃)＜400(3)

400≤t4(℃)≤500(4)

另外，所述ms點(diǎn)基于下述式(iii)計(jì)算。式中，[]表示各元素的含量(質(zhì)量％)。未含有的元素的項(xiàng)代入0(零)而計(jì)算。該式記載于《萊斯利鋼鐵材料學(xué)》(丸善株式會(huì)社發(fā)行，williamc.leslie著，p231)。

ms點(diǎn)(℃)＝561-474×[c]/(1-vf/100)-33×[mn]-17×[ni]-17×[cr]-21×[mo]

(ii)

在所述均熱后，優(yōu)選如圖7所示，以10℃/秒以上的平均冷卻速度急冷至滿足所述式(3)的任意的溫度zc1或ms點(diǎn)。通過在從ac3點(diǎn)以上的溫度區(qū)域起至滿足所述式(3)的任意的溫度zc1或ms點(diǎn)的范圍進(jìn)行急冷，抑制奧氏體相變?yōu)槎噙呅舞F素體，從而能夠生成規(guī)定量的低溫區(qū)域生成貝氏體及馬氏體。該區(qū)間的平均冷卻速度更優(yōu)選為15℃/秒以上。平均冷卻速度的上限并不特別限定，例如為100℃/秒左右即可。

冷卻至滿足所述式(3)的任意的溫度zc1或ms點(diǎn)后，如圖7所示，在滿足所述式(3)的任意的t3溫度區(qū)域保持5秒至180秒后，加熱至滿足所述式(4)的t4溫度區(qū)域，在該t4溫度區(qū)域保持30秒以上。

在本發(fā)明中，在t3溫度區(qū)域的保持時(shí)間是指在ac3點(diǎn)以上的溫度下均熱后，鋼板的表面溫度低于400℃的時(shí)刻起在t3溫度區(qū)域保持后開始加熱，而鋼板的表面溫度達(dá)到400℃為止的時(shí)間。因此，在本發(fā)明中，如后所述，在t4溫度區(qū)域保持后冷卻至室溫，因此，鋼板再次通過t3溫度區(qū)域，但是，在本發(fā)明中，該冷卻時(shí)通過的時(shí)間不包含在t3溫度區(qū)域的滯留時(shí)間中。在該冷卻時(shí)相變幾乎已完成，因此，不生成低溫區(qū)域生成貝氏體。

此外，在t4溫度區(qū)域的保持時(shí)間是指在t3溫度區(qū)域保持后加熱，而鋼板的表面溫度達(dá)到400℃的時(shí)刻起在t4溫度區(qū)域保持后開始冷卻，鋼板的表面溫度達(dá)到400℃為止的時(shí)間。因此，在本發(fā)明中，如上所述，均熱后，向t3溫度區(qū)域冷卻的過程中通過t4溫度區(qū)域，但是，在本發(fā)明中，該冷卻時(shí)通過的時(shí)間不包含在t4溫度區(qū)域的滯留時(shí)間中。該冷卻時(shí)滯留時(shí)間過短，因此幾乎不發(fā)生相變，不生成高溫區(qū)域生成貝氏體。

在本發(fā)明中，通過分別適當(dāng)控制保持在t3溫度區(qū)域和t4溫度區(qū)域的時(shí)間，能夠生成規(guī)定量的高溫區(qū)域生成貝氏體。具體而言，通過在t3溫度區(qū)域保持規(guī)定時(shí)間，使未相變奧氏體相變?yōu)榈蜏貐^(qū)域生成貝氏體、貝氏體鐵素體或者馬氏體，通過在t4溫度區(qū)域保持規(guī)定時(shí)間而進(jìn)行等溫淬火處理，進(jìn)一步使未相變奧氏體相變?yōu)楦邷貐^(qū)域生成貝氏體和貝氏體鐵素體，來控制其生成量，并且，使碳在奧氏體中濃縮而生成殘余γ，從而生成在本發(fā)明中規(guī)定的金屬組織。

此外，通過在t3溫度區(qū)域保持后在t4溫度區(qū)域保持，從而也發(fā)揮能夠使ma混合相微細(xì)化的效果。即，在ac3點(diǎn)以上的溫度下均熱后，以10℃/秒以上的平均冷卻速度急冷至t3溫度區(qū)域的任意的溫度zc1或ms點(diǎn)，并在該t3溫度區(qū)域保持，從而生成馬氏體或低溫區(qū)域生成貝氏體，因此，未相變部微細(xì)化，而且，在未相變部中的碳濃縮也被適當(dāng)抑制，因此，ma混合相微細(xì)化。

在本發(fā)明中，在所述式(3)規(guī)定的t3溫度區(qū)域具體地優(yōu)選為100℃以上且低于400℃。通過在該溫度區(qū)域保持規(guī)定時(shí)間，能夠使未相變奧氏體相變?yōu)榈蜏貐^(qū)域生成貝氏體、貝氏體鐵素體或者馬氏體。而且，通過確保充分的保持時(shí)間而貝氏體相變進(jìn)展，最終生成殘余γ，ma混合相也細(xì)分化。該馬氏體剛相變后作為淬火馬氏體而存在，但是在后述的t4溫度區(qū)域保持的期間被進(jìn)行回火，作為回火馬氏體而殘留。該回火馬氏體對(duì)鋼板的延伸率、擴(kuò)孔性或彎曲性均不發(fā)生壞影響。但是，如果在400℃以上保持，則不生成低溫區(qū)域生成貝氏體或馬氏體，不能使貝氏體組織復(fù)合。此外，由于生成粗大的ma混合相，不能使ma混合相微細(xì)化，局部變形能力降低而不能改善彎曲性及擴(kuò)孔性。因此，t3溫度區(qū)域優(yōu)選低于400℃。t3溫度區(qū)域更優(yōu)選為390℃以下，更優(yōu)選為380℃以下。另一方面，即使在低于100℃的溫度下保持，由于馬氏體分率變得過多而加工性變差。而且，即使在低于100℃的溫度下保持，雖然生成低溫區(qū)域生成貝氏體，但是如上所述地馬氏體分率過多而低溫區(qū)域生成貝氏體等的分率變多，因此加工性降低。因此，t3溫度區(qū)域的下限優(yōu)選為100℃以上。t3溫度區(qū)域更優(yōu)選為110℃以上，進(jìn)一步優(yōu)選為120℃以上。

在滿足所述式(3)的t3溫度區(qū)域保持的時(shí)間優(yōu)選為5秒至180秒。如果保持時(shí)間短于5秒，則低溫區(qū)域生成貝氏體的生成量變少，難以實(shí)現(xiàn)貝氏體組織的復(fù)合及ma混合相的微細(xì)化，因此擴(kuò)孔性及彎曲性等降低。因此，保持時(shí)間優(yōu)選為5秒以上，更優(yōu)選為10秒以上，進(jìn)一步優(yōu)選為20秒以上，特別優(yōu)選為40秒以上。但是，如果保持時(shí)間超過180秒，則存在低溫區(qū)域生成貝氏體過量生成的傾向，即使如后所述地在t4溫度區(qū)域保持規(guī)定時(shí)間，也難以確保高溫區(qū)域生成貝氏體等的生成量。因此，延伸率降低。因此，保持時(shí)間優(yōu)選為180秒以下，更優(yōu)選為150秒以下，進(jìn)一步優(yōu)選為120秒以下，特別優(yōu)選為80秒以下。

在滿足所述式(3)的t3溫度區(qū)域保持的方法只要在t3溫度區(qū)域的滯留時(shí)間在所述范圍內(nèi)則并不特別限定，例如可采用圖7的(iv)～(vi)所示的加熱曲線。但是，本發(fā)明并不限定于此，只要滿足本發(fā)明的要件，能夠適當(dāng)采用所述以外的加熱曲線。

圖7的(iv)是從ac3點(diǎn)以上的溫度急冷至滿足所述式(3)的任意的溫度zc1后，在該溫度zc1下恒溫保持規(guī)定時(shí)間的例子，恒溫保持后，加熱至滿足所述(4)的任意的溫度。在圖7的(iv)中，示出了進(jìn)行一個(gè)階段的恒溫保持的情況，但本發(fā)明并不限定于此，只要在t3溫度區(qū)域的范圍內(nèi)，也可以進(jìn)行保持溫度不同的兩個(gè)階段以上的恒溫保持(未圖示)。

圖7的(v)是從ac3點(diǎn)以上的溫度急冷至滿足所述式(3)的任意的溫度zc1后，變更冷卻速度而在t3溫度區(qū)域的范圍內(nèi)冷卻規(guī)定時(shí)間后，加熱至滿足所述(4)的任意的溫度的例子。在圖7的(v)中，示出了進(jìn)行一個(gè)階段的冷卻的情況，但本發(fā)明并不限定于此，也可以進(jìn)行冷卻速度不同的兩個(gè)階段以上的多階段冷卻(未圖示)。

圖7的(vi)是從ac3點(diǎn)以上的溫度急冷至滿足所述式(3)的任意的溫度zc1后，在t3溫度區(qū)域的范圍內(nèi)加熱規(guī)定時(shí)間，加熱至滿足所述(4)的任意的溫度的例子。在圖7的(vi)中，示出了進(jìn)行一個(gè)階段的加熱的情況，但本發(fā)明并不限定于此，也可以進(jìn)行升溫速度不同的兩個(gè)階段以上的多階段加熱(未圖示)。

在本發(fā)明中，在所述式(4)中規(guī)定的t4溫度區(qū)域具體優(yōu)選為400℃以上且500℃以下。通過在該溫度區(qū)域保持規(guī)定時(shí)間，能夠生成高溫區(qū)域生成貝氏體及貝氏體鐵素體。即，如果在超過500℃的溫度區(qū)域保持，軟質(zhì)的多邊形鐵素體及偽珠光體等超過規(guī)定量而存在，不能獲得所期望的特性。因此，t4溫度區(qū)域的上限優(yōu)選為500℃以下，更優(yōu)選為490℃以下，進(jìn)一步優(yōu)選為480℃以下。另一方面，如果t4溫度區(qū)域的保持溫度低于400℃，則不生成高溫區(qū)域生成貝氏體，因此延伸率降低。因此，t4溫度區(qū)域的下限優(yōu)選為400℃以上，更優(yōu)選為420℃以上，進(jìn)一步優(yōu)選為425℃以上。

在滿足所述式(4)的t4溫度區(qū)域保持的時(shí)間優(yōu)選為30秒以上。根據(jù)本發(fā)明，即使將t4溫度區(qū)域的保持時(shí)間設(shè)為30秒左右，也預(yù)先在所述t3溫度區(qū)域保持規(guī)定時(shí)間來生成低溫區(qū)域生成貝氏體等，因此，低溫區(qū)域生成貝氏體等促進(jìn)高溫區(qū)域生成貝氏體的生成，據(jù)此能夠確保高溫區(qū)域生成貝氏體的生成量。但是，如果保持時(shí)間短于30秒，則未相變部分較多地殘留，碳濃度不充分，因此，從t4溫度區(qū)域進(jìn)行最終冷卻時(shí)發(fā)生馬氏體相變。因此，生成硬質(zhì)的ma混合相，彎曲性及擴(kuò)孔性等加工性降低。從提高生產(chǎn)效率的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選在t4溫度區(qū)域的保持時(shí)間盡量短，但是想要可靠地生成高溫區(qū)域生成貝氏體，更優(yōu)選為50秒以上，進(jìn)一步優(yōu)選為100秒，特別優(yōu)選為200秒以上。在t4溫度區(qū)域保持時(shí)的上限并不特別限定，即使長時(shí)間保持，高溫區(qū)域生成貝氏體的生成飽和，而且生產(chǎn)效率降低，因此優(yōu)選為1800秒以下，更優(yōu)選為1500秒以下，進(jìn)一步優(yōu)選為1000秒以下。

在滿足所述式(4)的t4溫度區(qū)域保持的方法只要在t4溫度區(qū)域的滯留時(shí)間為30秒以上則并不特別限定，可以如所述t3溫度區(qū)域內(nèi)的加熱曲線那樣，在t4溫度區(qū)域的任意的溫度下進(jìn)行恒溫保持，也可以在t4溫度區(qū)域內(nèi)冷卻或加熱。

另外，在本發(fā)明中，本發(fā)明人確認(rèn)到在低溫側(cè)的t3溫度區(qū)域保持后在高溫側(cè)的t4溫度區(qū)域保持，但是，對(duì)于在t3溫度區(qū)域生成的低溫區(qū)域生成貝氏體等，加熱到t3溫度區(qū)域并通過回火而發(fā)生下部組織的恢復(fù)，但是板條間隔即所述平均間隔不發(fā)生變化。

在所述(a2)、所述(b)及所述(c1)中，通過控制所述平均冷卻速度，能夠抑制多邊形鐵素體的生成。其結(jié)果，能夠確保高溫區(qū)域生成貝氏體、低溫區(qū)域生成貝氏體及回火馬氏體的生成量。所述溫度范圍的平均冷卻速度優(yōu)選控制為10℃/秒以上，更優(yōu)選為20℃/秒以上。所述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的容易性及設(shè)備成本等，優(yōu)選大致控制為100℃/秒以下。所述平均冷卻速度更優(yōu)選為50℃/秒以下，進(jìn)一步優(yōu)選為30℃/秒以下。

想要制造如所述(c6-3)那樣的基底鋼板，即，所述低溫相變生成相包含所述低溫區(qū)域生成貝氏體和回火馬氏體，該低溫區(qū)域生成貝氏體和回火馬氏體的合計(jì)相對(duì)于所述金屬組織整體超過50面積％且95面積％以下，也可以包含所述高溫區(qū)域生成貝氏體，所述高溫區(qū)域生成貝氏體相對(duì)于所述金屬組織整體為0面積％以上且小于20面積％的基底鋼板，則優(yōu)選在所述均熱后滿足下述(a3)和(c2)中的任一個(gè)。

(a3)冷卻至滿足150℃以上且低于380℃的任意的停止溫度za3，并且在從750℃起至500℃為止的范圍以10℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，并在所述150℃以上且低于380℃的溫度區(qū)域保持50秒以上。

通過將所述冷卻停止溫度za3設(shè)為150℃以上且低于380℃，并在該溫度區(qū)域保持50秒以上，能夠在低溫相變生成相中，主要生成低溫區(qū)域生成貝氏體及回火馬氏體。所述停止冷卻的溫度的下限更優(yōu)選為170℃以上。所述停止冷卻的溫度的上限更優(yōu)選為370℃以下，進(jìn)一步優(yōu)選為350℃以下。

在所述溫度區(qū)域的保持時(shí)間更優(yōu)選為70秒以上，進(jìn)一步優(yōu)選為100秒以上，特別優(yōu)選為200秒以上。在所述溫度區(qū)域的保持時(shí)間的上限并不特別限定，例如優(yōu)選為1500秒以下，更優(yōu)選為1400秒以下，進(jìn)一步優(yōu)選為1300秒以下。

(c2)冷卻至滿足下述式(3)的任意的停止溫度zc2或ms點(diǎn)，并且，在從750℃起至500℃為止的范圍以10℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，在滿足下述式(3)的溫度區(qū)域t3保持5秒至180秒，接著加熱至滿足下述式(4)的溫度區(qū)域t4，在該溫度區(qū)域t4保持30秒以上。

100≤t3(℃)＜400(3)

400≤t4(℃)≤500(4)

所述(c2)的條件與所述(c1)相同，但是，想要使低溫區(qū)域貝氏體等作為主體而生成，雖然根據(jù)成分而不同，但使所述冷卻停止溫度zc2設(shè)為所述t3溫度區(qū)域中較為低溫側(cè)而生成較多馬氏體，通過將其在所述t4溫度區(qū)域加熱，從而馬氏體被回火，成為回火馬氏體。其結(jié)果，低溫區(qū)域貝氏體等成為主體。此時(shí)，通過加熱到所述t4溫度區(qū)域，雖然也生成高溫區(qū)域生成貝氏體，但是，回火馬氏體量變多，結(jié)果低溫區(qū)域貝氏體等成為主體。

在所述(a3)及所述(c2)中，通過控制所述平均冷卻速度，能夠抑制多邊形鐵素體的生成。其結(jié)果，能夠確保低溫區(qū)域生成貝氏體及回火馬氏體的生成量。所述溫度范圍的平均冷卻速度優(yōu)選控制為10℃/秒以上，更優(yōu)選為20℃/秒以上。所述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。所述平均冷卻速度更優(yōu)選為50℃/秒以下，進(jìn)一步優(yōu)選為30℃/秒以下。

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，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。

在進(jìn)行熱浸鍍鋅后也可以根據(jù)需要，通過常用方法實(shí)施合金化處理。

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500℃至550℃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。如果溫度和時(shí)間低于所述范圍，則合金化變得不充分，另一方面，如果超過所述范圍，則因碳化物的析出而殘余奧氏體減少，不能獲得所期望的特性。而且，多邊形鐵素體也容易過量生成。

所述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。所述平均冷卻速度的上限并不特別限定，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。

[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基底鋼板的鋼成分的鋼板卷取的熱軋步驟；在500℃以上的溫度下保溫60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)以上的范圍內(nèi)進(jìn)行均熱的步驟；以及均熱后，冷卻至滿足100℃至540℃的任意的停止溫度z，并且，在從750℃起至所述停止溫度z和500℃中的高的溫度的范圍，以10℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，并在所述100℃至540℃的溫度區(qū)域保持50秒以上的步驟。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；以及在熱軋步驟后設(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℃。卷取溫度優(yōu)選為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60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60分鐘以上。保溫溫度優(yōu)選為540℃以上，更優(yōu)選為560℃以上。保溫時(shí)間優(yōu)選為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)度高，且加工性(延伸率、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2015-3705號(hào)和2015年9月15日申請(qǐng)的日本國專利申請(qǐng)第2015-182115號(hào)要求優(yōu)先權(quán)的利益。將所述日本國專利申請(qǐng)第2015-3705號(hào)和日本國專利申請(qǐng)第2015-182115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)。

將含有下述表1所示的成分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至表4所示的溫度下進(jìn)行卷取，制造了熱軋鋼板。另外，對(duì)于下述表3中所示的no.24～32、35、37、39、下述表4所示的no.41、43、47、49～51，將卷取的熱軋鋼板放入到陶瓷纖維隔熱裝置中進(jìn)行了保溫。下述表3、表4中示出了在500℃以上保溫時(shí)的時(shí)間。在線圈外周部安裝熱電偶來測(cè)定了保溫時(shí)間。

接著，在以下條件下對(duì)所獲得的熱軋鋼板進(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至表4所示。

接著，在連續(xù)熱浸鍍鋅生產(chǎn)線中，在下述表2至表4所示的條件下進(jìn)行了退火(氧化、還原)及冷卻。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℃。在下述表2至表4中示出了氧化爐中的空氣比。而且，連續(xù)熱浸鍍鋅生產(chǎn)線中設(shè)置的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℃。在還原爐中，設(shè)最高到達(dá)溫度為下述表2至表4所示的溫度而進(jìn)行了均熱處理。在下述表2至表4中所示的最高到達(dá)溫度下的保持時(shí)間均設(shè)為50秒。另外，在下述表2至表4中示出了基于表1所示的成分組成及所述式(i)計(jì)算出的ac3點(diǎn)的溫度。

均熱后，冷卻至滿足100℃至540℃的任意的停止溫度z，并且，將從750℃起至所述停止溫度z和500℃中的高的溫度為止的范圍以下述表2至表4所示的平均冷卻速度冷卻，并在該溫度下保持了下述表2至表4所示的時(shí)間。此時(shí)，具體而言，下述表2至表4中所示的no.20、25、34、44、46、50基于所述(a1)、no.1、2、10、21～23、31、33、35、36、42基于所述(a2)、no.13～15、18、24、27、32、37、45、49、52基于所述(a3)、no.6、9、12、17、30、43基于所述(b)、no.3～5、7、8、11、16、26、28、29、41、47、48、51基于所述(c1)、no.19基于所述(c2)所示的加熱曲線決定冷卻停止溫度，并未進(jìn)行冷卻停止后的保持。另外，下述表2至表4中示出了基于表1所示的成分組成及所述式(ii)計(jì)算出的ms點(diǎn)的溫度。

冷卻停止后，在該溫度下保持的情況下，下述表2至表4中在冷卻停止溫度的欄和等溫淬火溫度的欄示出相同的溫度，在冷卻停止溫度下保持時(shí)的時(shí)間在等溫淬火時(shí)間的欄示出。冷卻停止后，在該溫度下保持后加熱或冷卻并使溫度變化的情況下，將變化后的溫度在等溫淬火溫度的欄示出，將變化后的溫度下的保持時(shí)間在等溫淬火時(shí)間的欄示出。

然后，浸漬于460℃的鍍鋅浴中，浸漬了5秒左右后，以5℃/秒的平均冷卻速度冷卻至室溫，獲得了熱浸鍍鋅鋼板(gi)。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。下述表2至表4中示出了gi或ga的區(qū)別。

對(duì)于所獲得的熱浸鍍鋅鋼板(gi)或合金化熱浸鍍鋅鋼板(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，從該鍍覆鋼板的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1的表面起zn量與fe量相等的位置設(shè)為鍍覆層1與基底鋼板2之間的界面。

另外，將自鍍覆層1的表面起深度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3，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3的平均深度d(μm)。將結(jié)果示于表5至表7中。

(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。將計(jì)算結(jié)果示于表2至表4中。

(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1與基底鋼板2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。圖3中，×表示維氏硬度的測(cè)定點(diǎn)，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)定了設(shè)基底鋼板的板厚為t時(shí)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(μm)。將結(jié)果示于表5至表7中。在下述表5至表7也一并示出了基于內(nèi)部氧化層的平均深度d和軟質(zhì)層的平均深度d而計(jì)算出的d/2d值的結(jié)果。

(4)鍍覆鋼板的組織分率的測(cè)定方法

以如下步驟觀察了構(gòu)成鍍覆鋼板的基底鋼板的金屬組織。金屬組織分率對(duì)于低溫相變生成相、多邊形鐵素體及殘余γ而求出。另外，低溫相變生成相區(qū)分為高溫區(qū)域生成貝氏體和低溫區(qū)域生成貝氏體等而求出了面積率。具體而言，在金屬組織中，高溫區(qū)域生成貝氏體、低溫區(qū)域生成貝氏體等(即、低溫區(qū)域生成貝氏體及回火馬氏體)以及多邊形鐵素體的面積率基于通過掃描型電子顯微鏡(sem)觀察的結(jié)果而進(jìn)行了計(jì)算，殘余γ的體積率通過飽和磁化法來進(jìn)行了測(cè)定。

(4-1)高溫區(qū)域生成貝氏體、低溫區(qū)域生成貝氏體等、多邊形鐵素體的面積率

對(duì)于基底鋼板的平行于軋制方向的截面的表面進(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、以倍率3000倍在5個(gè)視野觀察了板厚的1/4位置。觀察視野為約50μm×約50μm。

接著，在觀察視野內(nèi)，基于所述的方法測(cè)定了被觀察為白色或淡灰色的殘余γ與碳化物的平均間隔。對(duì)于基于這些平均間隔而被區(qū)別的高溫區(qū)域生成貝氏體和低溫區(qū)域生成貝氏體等的面積率，通過點(diǎn)算法進(jìn)行了測(cè)定。

設(shè)高溫區(qū)域生成貝氏體的面積率為a(％)、低溫區(qū)域生成貝氏體和回火馬氏體的合計(jì)面積率為b(％)、多邊形鐵素體的面積率為c(％)，將結(jié)果示于下述表5至表7中。所述面積率a和所述面積率b的合計(jì)成為低溫相變生成相的面積率。

(4-2)殘余γ的體積率

金屬組織中，殘余γ的體積率通過飽和磁化法而進(jìn)行了測(cè)定。具體而言，測(cè)定基底鋼板的飽和磁化i和在400℃下熱處理15小時(shí)后的標(biāo)準(zhǔn)試料的飽和磁化is，由下式求出了殘余γ的體積率vγr。飽和磁化的測(cè)定采用理研電子制的直流磁化b-h特性自動(dòng)記錄裝置“modelbhs-40”，將最大外加磁化設(shè)為5000(oe)在室溫下進(jìn)行了測(cè)定。將結(jié)果示于下述表5至表7中。

vγr＝(1－i/is)×100

(4-3)ma混合相的個(gè)數(shù)比例

對(duì)基底鋼板的平行于軋制方向的截面的表面進(jìn)行拋光，用光學(xué)顯微鏡以觀察倍率1000倍在5個(gè)視野觀察，并測(cè)定了殘余γ和淬火馬氏體復(fù)合而成的ma混合相的當(dāng)量圓直徑。計(jì)算了觀察截面中的當(dāng)量圓直徑超過5μm的ma混合相的個(gè)數(shù)相對(duì)于ma混合相的總個(gè)數(shù)的比例。將未觀察到ma混合相或個(gè)數(shù)比例低于15％的情況評(píng)價(jià)為“a”，將15％以上的情況評(píng)價(jià)為“b”，并將評(píng)價(jià)結(jié)果示于下述表5至表7中。另外，在本發(fā)明中，優(yōu)選評(píng)價(jià)a。

(4-4)另外，對(duì)于一部分基底鋼板，除了低溫相變生成相、多邊形鐵素體、殘余γ以外還確認(rèn)到了珠光體等金屬組織。

(5)機(jī)械特性的評(píng)價(jià)

鍍覆鋼板的機(jī)械特性基于抗拉強(qiáng)度ts、延伸率el、擴(kuò)孔率λ及臨界彎曲半徑r而進(jìn)行了評(píng)價(jià)。

(5-1)抗拉強(qiáng)度ts和延伸率el根據(jù)jisz2241實(shí)施拉伸試驗(yàn)來進(jìn)行了測(cè)定。作為試片，使用了以垂直于鍍覆鋼板的軋制方向的方向?yàn)殚L度方向的方式，從鍍覆鋼板切出jisz2201中規(guī)定的5號(hào)試片而得的試片。將測(cè)定抗拉強(qiáng)度ts和延伸率el的結(jié)果示于下述表5至表7中。

(5-2)擴(kuò)孔性通過擴(kuò)孔率λ進(jìn)行了評(píng)價(jià)。擴(kuò)孔率λ按照日本鐵鋼聯(lián)盟規(guī)格jfst1001實(shí)施擴(kuò)孔試驗(yàn)來進(jìn)行了測(cè)定。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°圓錐沖頭壓入該孔中，并測(cè)定了裂紋產(chǎn)生臨界的孔直徑。根據(jù)下式求出了擴(kuò)孔率λ(％)。在下式中，df表示裂紋產(chǎn)生臨界的孔直徑(mm)，d0表示初始孔直徑(mm)。將結(jié)果示于下述表5至表7中。

擴(kuò)孔率λ(％)＝{(df-d0)/d0}×100

(5-3)彎曲性通過臨界彎曲半徑r進(jìn)行了評(píng)價(jià)。臨界彎曲半徑r按照jisz2248實(shí)施v彎曲試驗(yàn)來進(jìn)行了測(cè)定。作為試片，使用了以垂直于鍍覆鋼板的軋制方向的方向?yàn)殚L度方向、即彎曲棱線與軋制方向一致的方式，從鍍覆鋼板切出jisz2204中規(guī)定的1號(hào)試片而得的試片。試片的板厚為1.4mm。另外，所述v彎曲試驗(yàn)是在不產(chǎn)生龜裂的條件下對(duì)試片長度方向的端面實(shí)施機(jī)械研磨來進(jìn)行。

將沖模與沖頭的角度設(shè)為90°，將沖頭的前端半徑以0.5mm單位進(jìn)行變化來進(jìn)行了所述v彎曲試驗(yàn)，將不產(chǎn)生龜裂的條件下能夠彎曲的沖頭前端半徑作為臨界彎曲半徑r而求出。將結(jié)果示于下述表5至表7中。另外，龜裂產(chǎn)生的有無采用放大鏡進(jìn)行觀察，以沒有產(chǎn)生微細(xì)裂紋為基準(zhǔn)進(jìn)行了判定。

鍍覆鋼板的機(jī)械特性按照對(duì)應(yīng)鋼板的金屬組織及抗拉強(qiáng)度ts的延伸率el、擴(kuò)孔率λ、臨界彎曲半徑r的基準(zhǔn)而進(jìn)行了評(píng)價(jià)。即，所述低溫相變生成相中，如果高溫區(qū)域生成貝氏體的生成量變多，則機(jī)械特性中的延伸率容易提高，如果低溫區(qū)域生成貝氏體的生成量變多，則機(jī)械特性中的擴(kuò)孔性容易提高。而且，鋼板的機(jī)械特性較大地受鋼板的抗拉強(qiáng)度ts的影響。因此，根據(jù)鋼板的金屬組織及抗拉強(qiáng)度ts不同而所要求的el、λ、r不同。對(duì)此，在本發(fā)明中，根據(jù)鋼板的金屬組織及抗拉強(qiáng)度ts級(jí)別而按照下述表8中所示的基準(zhǔn)評(píng)價(jià)了機(jī)械特性。在下述表8中，高溫區(qū)域生成貝氏體主體是指在所述(c6-1)說明的金屬組織，相對(duì)于金屬組織整體，高溫區(qū)域生成貝氏體超過50面積％且95面積％以下，也可以含有低溫區(qū)域生成貝氏體及回火馬氏體，所述低溫區(qū)域生成貝氏體及所述回火馬氏體的合計(jì)相對(duì)于所述金屬組織整體為0面積％以上且小于20面積％。高溫區(qū)域生成貝氏體和低溫區(qū)域生成貝氏體等的復(fù)合組織是指在所述(c6-2)說明的金屬組織，相對(duì)于金屬組織整體，高溫區(qū)域生成貝氏體為20面積％至80面積％，低溫區(qū)域生成貝氏體和回火馬氏體的合計(jì)相對(duì)于金屬組織整體為20面積％至80面積％。低溫區(qū)域生成貝氏體等主體是指在所述(c6-3)說明的金屬組織，相對(duì)于金屬組織整體，低溫區(qū)域生成貝氏體超過50面積％且95面積％以下，也可以含有高溫區(qū)域生成貝氏體，所述高溫區(qū)域生成貝氏體相對(duì)于所述金屬組織整體為0面積％以上且小于20面積％。

基于所述評(píng)價(jià)基準(zhǔn)，el、λ、r的全部特性滿足的情況下評(píng)價(jià)為合格，任一特性不滿足基準(zhǔn)值的情況下評(píng)價(jià)為不合格。另外，在本發(fā)明中，以ts為980mpa以上為前提，ts小于980mpa的情況下，即使el、λ、r良好也排除在對(duì)象外。

(6)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。將評(píng)價(jià)結(jié)果示于下述表5至表7中。

(7)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。將有無發(fā)生未鍍覆示于下述表5至表7中。

可根據(jù)下述表5至表7如下地考察。

no.1～19、25～30、41、44～52是均滿足本發(fā)明的要件的例子，強(qiáng)度、加工性(延伸率el、擴(kuò)孔率λ、臨界彎曲半徑r)、耐延遲斷裂特性均良好，也沒有發(fā)生未鍍覆。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的關(guān)系、且在下述表4及表5中“d/2d”的值超過1.00的no.29(d/2d＝1.20)與不滿足所述關(guān)系的no.8(d/2d＝＝0.81)相比，彎曲性提高。同樣的傾向也在內(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的關(guān)系的no.30(d/2d＝1.16)與不滿足所述關(guān)系的no.12(d/2d＝＝0.85)也確認(rèn)到。

相對(duì)于此，no.20～24、31～39、42、43是不滿足本發(fā)明中規(guī)定的要件的例子。

no.20是c量少的例子，殘余γ的生成量少，強(qiáng)度不足。

no.21是si量少的例子，沒有充分生成內(nèi)部氧化層，彎曲性及耐延遲斷裂特性降低。

no.22是mn量少的例子，由于淬火性差而多邊形鐵素體過量生成，沒有充分生成低溫相變生成相。而且，殘余γ的生成量少。其結(jié)果，ts降低。

no.23及31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.24是熱軋時(shí)的保溫時(shí)間不充分的例子，酸洗、冷軋后的內(nèi)部氧化層的平均深度d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.32、42是酸洗時(shí)間長的例子，內(nèi)部氧化層溶解，沒能獲得所期望的內(nèi)部氧化層的平均深度d及軟質(zhì)層的平均深度d而變淺。其結(jié)果，彎曲性、耐延遲斷裂特性及鍍覆性降低。

no.33、43在氧化爐中的空氣比低，沒有充分生成fe氧化膜，因此鍍覆性降低。另外，也沒有充分生成軟質(zhì)層，因此彎曲性及耐延遲斷裂特性也降低。

no.34是退火時(shí)的均熱溫度低的例子，成為二相區(qū)退火，多邊形鐵素體過量生成，未充分生成低溫相變生成相。其結(jié)果，未能獲得所期望的硬質(zhì)層，λ降低。

no.35是退火時(shí)的均熱后的平均冷卻速度小的例子，由于在冷卻過程中多邊形鐵素體過量生成，未充分生成低溫相變生成相。此外，殘余γ也未充分生成。其結(jié)果，ts變低。

no.36是等溫淬火時(shí)間過短的例子，塊狀ma等的組織過量生成，低溫相變生成相未充分生成。其結(jié)果，λ低，彎曲性也降低。

no.37是均熱后的冷卻停止溫度過低的例子，等溫淬火處理后殘留較多的未相變部，未充分生成低溫相變生成相。其結(jié)果，λ低，彎曲性也降低。

no.38是均熱后的冷卻停止溫度過低的例子，未充分生成殘余γ。其結(jié)果，el變低。

no.39是均熱后的冷卻停止溫度過高的例子，由于多邊形鐵素體過量生成，低溫相變生成相未充分生成。其結(jié)果，λ低，彎曲性也降低。

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