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TWI464297B - 熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 - Google Patents

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TWI464297B
TWI464297B TW098140510A TW98140510A TWI464297B TW I464297 B TWI464297 B TW I464297B TW 098140510 A TW098140510 A TW 098140510A TW 98140510 A TW98140510 A TW 98140510A TW I464297 B TWI464297 B TW I464297B
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Yusuke Fushiwaki
Yoshiharu Sugimoto
Original Assignee
Jfe Steel Corp
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Description

熔融鍍鋅鋼板及其製造方法
本發明係關於以含有Si及Mn之鋼板作為母材的耐蝕性及加工性優越且高強度之熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。
近年來，於汽車、家電、建材等領域，係使用對母材鋼板賦予了防銹性之表面處理鋼板，其中尤其是使用可廉價製造且防銹性優越的熔融鍍鋅鋼板、合金化熔融鍍鋅鋼板。另外，由提升汽車燃料費及汽車之衝撞安全性的觀點而言，藉由車體材料之高強度化以達到薄板化、使車體本身輕量化且高強度化的要求正高漲中。因此，促進高強度鋼板被應用於汽車方面。
一般而言，熔融鍍鋅鋼板係使用將鋼胚經熱軋或冷軋之薄鋼板作為母材，將此母材鋼板以具有退火爐之連續式熔融鍍鋅生產線(以下稱為CGL)進行再結晶退火及熔融鍍鋅處理而予以製造。在合金化熔融鍍鋅鋼板的情況，係於熔融鍍鋅處理後，進一步進行合金化處理而予以製造。
於此，作為CGL之退火爐之加熱爐型式，有如DFF(直火)型、NOF(無氧化)型、全輻射管型等，但近年來，基於因操作容易性或不易發生附著等而可依低成本製造高品質鍍敷鋼板等理由，具備全輻射管型之加熱爐的CGL之建設正增加中。然而，與DFF(直火)型、NOF(無氧化)型不同的是，全輻射管型之加熱爐由於在即將退火前不具氧化步驟，故對於含有Si、Mn之易氧化性元素的鋼板，於鍍敷性確認之觀點而較不利。
作為以大量含有Si、Mn之高強度鋼板作為母材的熔融鍍敷鋼板之製造方法，於專利文獻1及專利文獻2中，揭示有藉由將還原爐中之加熱溫度以與水蒸氣分壓間之關係式予以規定而提升露點，使母材表層進行內部氧化的技術。然而，因內部氧化物之存在而於加工時變得容易發生破裂、耐鍍敷剝離性降低。另外，亦確認到耐蝕性之降低。
於專利文獻3中，揭示有不僅是屬於氧化性氣體之H2 O或O2 ，亦同時規定CO2 濃度，而使即使鍍敷前之母材表層進行內部氧化並抑制外部氧化，改善鍍敷外觀的技術。然而，與專利文獻1及2同樣地，在專利文獻3中，亦因內部氧化物之存在而於加工時變得容易發生破裂、耐鍍敷剝離性降低。又，亦確認到耐蝕性之降低。再者，有CO2 引起爐內污染或對鋼板表面之滲碳等使機械特性改變等問題之虞。
再者，最近，高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板對於加工嚴苛之處所的應用正進展中，而開始重視高加工時之耐鍍敷剝離特性。具體而言，係要求在因對鍍敷鋼板進行超過90°之彎曲加工而彎曲為銳角時或施加衝擊而鋼板受到加工的情況，抑制加工部之鍍敷剝離。
為了滿足此種特性，不僅是於鋼中添加大量Si而確保所需之鋼板組織，尚要求有成為高加工時破裂等之起點之可能性的鍍敷層正下方基底鋼板表層之組織、構造的更高度控制。然而，以習知技術係難以進行此種控制，藉由於退火爐中具備全輻射管型加熱爐之CGL並無法製造以含Si高強度鋼板作為母材、高加工時之耐鍍敷剝離特性優越的熔融鍍鋅鋼板。
專利文獻1：日本專利特開2004-323970號公報
專利文獻2：日本專利特開2004-315960號公報
專利文獻3：日本專利特開2006-233333號公報
本發明係有鑑於此等情況而完成者，目的在於提供一種以含有Si、Mn之鋼板作為母材，耐蝕性及高加工時之耐鍍敷剝離性優越的高強度之熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。
本發明係如下述。
[1]一種熔融鍍鋅鋼板，係於依質量%含有C：0.01~0.15%、Si：0.001~2.0%、Mn：0.1~3.0%、Al：0.001~1.0%、P：0.005~0.060%、S≦0.01%、且剩餘部分為Fe及不可避免之雜質的鋼板之表面上，具有每單面之鍍敷附著量為20~120g/m2 之鍍鋅層，於該鍍鋅層之正下方，在距基底鋼板表面100μm以內之鋼板表層部中，存在有每單面合計0.05g/m2 以下之自Fe、Si、Mn、Al、P中選出之1種以上之氧化物。
[2]一種熔融鍍鋅鋼板，係於依質量%含有C：0.01~0.15%、Si：0.001~2.0%、Mn：0.1~3.0%、Al：0.001~1.0%、P：0.005~0.060%、S≦0.01%，並進一步含有自B：0.001~0.005%、Nb：0.005~0.05%、Ti：0.005~0.05%、Cr：0.001~1.0%、Mo：0.05~1.0%、Cu：0.05~1.0%、Ni：0.05~1.0%中選出之1種以上元素，且剩餘部分為Fe及不可避免之雜質的鋼板之表面上，具有每單面之鍍敷附著量為20~120g/m2 之鍍鋅層，於該鍍鋅層之正下方，在距基底鋼板表面100μm以內之鋼板表層部中，存在有每單面合計0.05g/m2 以下之自Fe、Si、Mn、Al、P、B、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Ni中選出之1種以上之氧化物。
[3]一種熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係在對上述[1]或[2]之鋼板於連續式熔融鍍鋅設備中進行退火及熔融鍍鋅處理時，在退火爐內溫度為500℃以上且900℃以下之溫度區域，以使環境中氧分壓(Po2 )滿足下式(1)之方法進行熔融鍍鋅處理；
LogPo2 ≦-14-0.7×[Si]-0.3×[Mn]……(1)
其中，[Si]、[Mn]分別表示鋼中之Si、Mn量(質量%)，Po2 表示氧分壓(Pa)。
[4]如上述[3]之熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係於熔融鍍鋅處理後，將鋼板加熱至450℃以上且550℃以下之溫度而實施合金化處理，使鍍敷層之Fe含量成為7~15質量%之範圍。
[5]一種高強度熔融鍍鋅鋼板，係於依質量%含有C：0.01~0.15%、Si：0.001~2.0%、Mn：0.1~3.0%、Al：0.001~1.0%、P：0.005~0.060%、S≦0.01%、且剩餘部分為Fe及不可避免之雜質的鋼板之表面上，具有每單面之鍍敷附著量為20~120g/m2 之鍍鋅層，於該鍍鋅層之正下方，在距基底鋼板表面100μm以內之鋼板表層部中，存在有每單面合計0.05g/m2 以下之自Fe、Si、Mn、Al、P中選出之1種以上之氧化物。
根據本發明，可得到耐蝕性及高加工時之耐鍍敷剝離性優越且高強度之熔融鍍鋅鋼板。
習知技術中，係以改善鍍敷性為目的而積極地形成內部氧化。然而，此將同時使耐蝕性與加工性劣化。因此，本發明者等人研討了以習知無法發想到之新穎方法以滿足所有之鍍敷性與耐蝕性與加工性。結果發現，藉由適當地規定退火步驟之環境與溫度，則於鍍敷層正下方之鋼板表層部中抑制內部氧化之形成，得到更高耐蝕性與高加工時之耐鍍敷剝離性。
具體而言，在鍍鋅層正下方，距基底鋼板表面100μm以內之鋼板表層部中，抑制自Fe、Si、Mn、Al、P，或進一步可選之B、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Ni中選出之1種以上(僅有Fe之情況除外)之氧化物的形成，將其形成量抑制為每單面合計0.05g/m2 以下。發現藉此，耐蝕性明顯提升，可實現基底鋼板表層中彎曲加工時的破裂防止，得到於高加工時之耐鍍敷剝離性優越的高強度熔融鍍鋅鋼板。
另外，本發明中，所謂高強度之熔融鍍鋅鋼板，係指拉伸強度TS為340MPa以上之鋼板。又，本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板，亦包括於熔融鍍鋅處理後未實施合金化處理之鍍敷鋼板(以下有時稱為GI)、實施合金化處理之鋼板(以下亦稱為GA)之任一者。
以下，針對本發明進行具體說明。又，以下說明中，鋼成分組成之各元素含量、鍍敷層成分組成之各元素含量的單位均為「質量%」，以下，在未特別限定之下僅以「%」表示。
首先，針對鋼成分組成進行說明。
C：0.01~0.15%
C係藉由形成麻田散鐵等作為鋼組織而提升加工性。因此，必須為0.01%以上。另一方面，若超過0.15%，則熔接性劣化。從而，C量設為0.01%以上且0.15%以下。
Si：0.001~2.0%
Si係使鋼強化而用於獲得良好材質的有效元素。為了得到本發明目標之強度，必須為0.001%以上。Si未滿0.001%時，無法得到本發明適用範圍的強度，高加工時之耐鍍敷剝離性亦無特別問題。另一方面，若超過2.0%，則難以改善高加工時之耐鍍敷剝離性。從而，Si量設為0.001%以上且2.0%以下。
Mn：0.1~3.0%
Mn為對鋼之高強度化有效的元素。為了確保機械特性或強度，必須含有0.1%以上。另一方面，若超過3.0%，則難以確保熔接性或鍍敷密黏性、強度與延展性之均衡。因此，Mn量設為0.1%以上且3.0%以下。
Al：0.001~1.0%
Al係以熔鋼之脫酸為目的而添加者，其含量少於0.001%時，無法達成該目的。熔鋼之脫酸效果可於0.001%以上獲得。另一方面，若超過1.0%，則造成高成本。因此，Al量設為0.001%以上且1.0%以下。
P：0.005~0.060%
P係不可避免地含有的元素之一，由於為了使其未滿0.005%則有成本增大之虞，故設為0.005%以上。另一方面，P超過含有0.060%時則熔接性劣化。再者，表面品質劣化。又，於非合金化處理時係鍍敷密黏性劣化，於合金化處理時係若不使合金化處理溫度上升則無法作成所需之合金化度。又，若為了作成所需之合金化度而使合金化處理溫度上升，則在延展性劣化之同時合金化鍍敷皮膜之密黏性亦劣化，故無法兼顧所需之合金化度與良好之延展性、合金化鍍敷皮膜。因此，P量設為0.005%以上且0.060%以下。
S≦0.01%
S係不可避免地含有的元素之一。其下限並無規定，但若大量含有則熔接性劣化，故較佳為0.01%以下。
尚且，為了控制強度與延展性之均衡，視需要亦可添加自B：0.001~0.005%、Nb：0.005~0.05%、Ti：0.005~0.05%、Cr：0.001~1.0%、Mo：0.05~1.0%、Cu：0.05~1.0%、Ni：0.05~1.0%中選出之1種以上元素。在添加此等元素時之適當添加量的限定理由係如下述。
B：0.001~0.005%
B為未滿0.001%時則難以得到淬火促進效果。另一方面，超過0.005%則鍍敷密黏性劣化。因此，於含有B時，B量設為0.001%以上且0.005%以下。但無需贅言，於機械特性改善方面判斷為無添加需要時，並不需要添加。
Nb：0.005~0.05%
Nb為未滿0.005%時，難以得到強度調整之效果或與Mo之複合添加時之鍍敷密黏性改善效果。另一方面，超過0.05%時，則導致成本增加。因此，在含有Nb時，Nb量設為0.005%以上且0.05%以下。
Ti：0.005~0.05%
Ti為未滿0.005%時難以得到強度調整之效果。另一方面，超過0.05%則導致鍍敷密黏性之劣化。因此，於含有Ti時，Ti量設為0.005%以上且0.05%以下。
Cr：0.001~1.0%
Cr為未滿0.001%時則難以得到淬火性效果。另一方面，超過1.0%時由於Cr發生表面濃化，故鍍敷密黏性或熔接性劣化。因此，於含有Cr時，Cr量設為0.001%以上且1.0%以下。
Mo：0.05~1.0%
Mo為未滿0.05%時則難以得到強度調整之效果，或與Nb或Ni或Cu之複合添加時的鍍敷密黏性改善效果。另一方面，超過1.0%時係導致成本增加。因此，於含有Mo時，Mo量設為0.05%以上且1.0%以下。
Cu：0.05~1.0%
Cu為未滿0.05%時係難以得到殘留γ相形成促進效果或與Ni或Mo之複合添加時的鍍敷密黏性改善效果。另一方面，超過1.0%時則導致成本增加。因此，於含有Cu時，Cu量設為0.05%以上且1.0%以下。
Ni：0.05~1.0%
Ni為未滿0.05%時係難以得到殘留γ相形成促進效果或與Cu或Mo之複合添加時的鍍敷密黏性改善效果。另一方面，超過1.0%時則導致成本增加。因此，於含有Ni時，Ni量設為0.05%以上且1.0%以下。
上述以外之殘餘部分為Fe及不可避免之雜質。
其次針對本發明中最重要要件之鍍敷層正下方之基底鋼板表面構造進行說明。
於鋼中添加了大量Si及Mn之高強度之熔融鍍鋅鋼板中，為了滿足耐蝕性及高加工時之耐鍍敷剝離性，係必須極力減少有成為腐蝕或高加工時之破裂等之起點的可能性的鍍敷層正下方之基底鋼板表層的內部氧化。
藉由促進Si或Mn之內部氧化，雖可提升鍍敷性，但相反地亦造成耐蝕性或加工性之劣化。因此，除了促進Si或Mn之內部氧化的方法以外，必須在維持良好之鍍敷性之下，抑制內部氧化而提升耐蝕性、加工性。
經研討之結果，本發明中，首先為了確保鍍敷性而於退火步驟中使氧勢降低，藉此使屬於易氧化性元素之Si或Mn等在母材表層部的活性量降低。而且，此等元素之外部氧化被抑制，結果改善鍍敷性。然後，形成於母材表層部之內部氧化亦被抑制，而改善耐蝕性及高加工性。此種效果係藉由將於距母材表面100μm以內之鋼板表層部形成之自Fe、Si、Mn、Al、P、再者B、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Ni中選出之1種以上之氧化物形成量抑制為合計0.05g/m2 以下而確認到。若氧化物形成量之合計(以下稱為內部氧化量)超過0.05g/m2 ，則耐蝕性及高加工性劣化。又，即使將內部氧化量抑制為未滿0.0001g/m2 ，則由於耐蝕性及高加工性提升效果達到飽和，故內部氧化量之下限較佳為0.0001g/m2 以上。
另外，內部氧化量可藉由「脈衝爐熔融-紅外線吸收法」進行測定。其中，必須將母材(亦即實施退火前之高張力鋼板)中所含之氧量扣除，故本發明中，係將連續退火後之高張力鋼板之兩面的表層部研磨100μm以上並測定鋼中氧濃度，將其測定值作為母材中所含之氧量OH，又，測定連續退火後之高張力鋼板中板厚方向整體的鋼中氧濃度，將其測定值作為內部氧化後之氧量OI。使用如此所得之高張力鋼板的內部氧化後之氧量OI、與母材中所含之氧量OH，算出OI與OH之差(=OI-OH)，再將換算為每單面單位面積(亦即1m2 )之量的值(g/m2 )作為內部氧化量。
如上述，本發明中，係藉由於鍍鋅層正下方，距基底鋼板表面100μm以內之鋼板表層部中，將自Fe、Si、Mn、Al、P、再者B、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Ni中選出之1種以上之氧化物設為每單面合計0.05g/m2 以下。
如此，為了在距母材表面100μm以內之鋼板表層部中，將自Fe、Si、Mn、Al、P、進而B、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Ni中選出之1種以上(僅有Fe之情況除外)之氧化物之形成抑制為每單面0.05g/m2 以下，係在於退火爐具有全輻射管型加熱爐之連續式熔融鍍鋅設備中於退火後進行熔融鍍鋅處理時，必須在退火爐內溫度：500℃以上且900℃以下之溫度區域中，使環境中氧分壓(Po2 )滿足下式。
LogPo2 ≦-14-0.7×[Si]-0.3×[Mn]
其中，[Si]、[Mn]分別表示鋼中之Si、Mn量(質量%)，Po2 表示氧分壓(Pa)。
在未滿500℃之溫度區域下，無法充分引發母材表層之選擇性外部氧化(表面濃化)，故既使不應用本發明亦無妨。另一方面，於超過900℃之溫度區域則促進內部氧化，有時會使該氧化物超過0.05g/m2 。因此，抑制環境中氧分壓(Po2 )，將滿足上式之溫度區域設為500℃以上且900℃以下。
在以同一退火條件進行比較時，Si、Mn之表面濃化量係與鋼中Si、Mn量呈比例變大。又，在同一鋼種的情況，伴隨著環境中氧勢之降低，表面濃化量亦變少。因此，為了使表面濃化量亦減少，必須使環境中氧勢與鋼中之Si、Mn量成比例降低。對於此種關係，已知相對於鋼中Si量之實驗性比例係數為-0.7，相對於鋼中Mn量之比例係數為-0.3。又，切片同樣地已知為-14。因此，本發明中係將LogPo2 之上限設為-14-0.7×[Si]-0.3×[Mn]。若LogPo2 超過-14-0.7×[Si]-0.3×[Mn]，則促進Si、Mn之內部氧化，而使內部氧化量超過0.05g/m2 。另一方面，LogPo2 即使小於-17亦無妨，但由於環境控制之成本增加，故下限較佳為-17。
尚且，由於LogPo2 可由來自露點之H2 O與H2 濃度之控制值依平衡計算予以算出，故在抑制LogPo2 時，係非直接測定LogPo2 並予以控制，而是藉由控制H2 O與H2 濃度而控制結果之LogPo2 。又，LogPo2 可藉以下式(2)算出。
Po2 =(PH2 O/PH2 )2 ×exp(ΔG/RT)……(2)
(ΔG：Gibbs之Free Energy，R：氣體常數，T：溫度)
來自露點之H2 O與H2 濃度的測定方法並無特別限定。例如以既定量氣體作為樣本，將其藉露點計測裝置(Due Cup等)測定露點，求取H2 O分壓。同樣地，藉市售之H2 濃度計測定H2 濃度。另外，若測定環境內之壓力，則自濃度比算出H2 O、H2 之分壓。
在Po2 較高時，係吹入N2 -H2 氣體使露點降低、或增加H2 氣體濃度。另一方面，在Po2 較低時，係吹入含有較多水蒸氣之N2 -H2 氣體，使露點增加，或微量混合O2 氣體。
再者，除了上述之外，本發明中為了提升耐鍍敷剝離性，Si、Mn系複合氧化物成長之基底鋼板之組織較佳為軟質且富加工性的肥粒鐵相。
再者，本發明中，係於鋼板表面具有每單面鍍敷附著量為20~120g/m2 之鍍鋅層。未滿20g/m2 時係難以確保耐蝕性。另一方面，若超過120g/m2 則耐鍍敷剝離性劣化。
另外，熔融鍍鋅處理後，進一步加熱至450℃以上且550℃以下之溫度而實施合金化處理時，合金化度較佳為7~15%。未滿7%時將發生合金化不均或剝落性劣化。另一方面，超過15%則耐鍍敷剝離性劣化。
其次，針對本發明之熔融鍍鋅鋼板及其製造方法與其限定理由進行說明。
將具有上述化學成分之鋼進行熱軋後，以40~80%之壓下率進行冷軋，接著，於具有全輻射管型加熱爐之連續式熔融鍍鋅設備中進行退火及熔融鍍鋅處理。然後，在進行熔融鍍鋅處理時，係在退火爐內溫度：500℃以上且900℃以下之溫度區域中，使環境中氧分壓(Po2 )滿足下式(1)而進行。此係本發明中最重要之要件。如此，藉由於退火及/或熔融鍍鋅處理步驟中控制環境中氧分壓(Po2 )，則提高氧勢而使屬於易氧化性元素之Si或Mn等在母材表層部中之活性量降低，抑制形成於母材表層部中之內部氧化，改善耐蝕性及高加工性。
LogPo2 ≦-14-0.7×[Si]-0.3×[Mn]……(1)
其中，[Si]、[Mn]分別表示鋼中之Si、Mn量(質量%)，Po2 表示氧分壓(Pa)。
熱軋之條件並無特別限定。
較佳係於熱軋後進行酸洗處理。去除酸洗步驟中在表面生成的黑銹皮，其後進行冷軋。
冷軋係依40%以上且80%以下之壓下率進行。壓下率未滿40%時，由於再結晶溫度低溫化，故機械特性容易劣化。另一方面，壓下率超過80%時，則由於為高強度鋼板，故不僅耗費軋延成本，退火時之表面濃化增加故鍍敷特性劣化。
對於經冷軋之鋼板，於在退火爐具有全輻射管型加熱爐之CGL中進行退火後，實施熔融鍍鋅處理或進而合金化處理。
在全輻射管型之加熱爐中，係進行於加熱爐前段之加熱帶將鋼板加熱至既定溫度的加熱步驟，於加熱爐後段之均熱帶進行依既定時間保持於既定溫度的均熱步驟。
為了在距母材表面100μm以內之鋼板表層部中，將自Fe、Si、Mn、Al、P、進而B、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Ni中選出之1種以上之氧化物之形成量抑制為每單片0.05g/m2 以下，而如上述般，在進行熔融鍍鋅處理時，必須使退火爐內之500℃以上且900℃以下之溫度區域之環境中氧分壓(Po2 )滿足下式。此外，於CGL中，在Po2 較高時，係吹入N2 -H2 氣體以使露點降低、或增加H2 氣體濃度。另一方面，在Po2 較低時，係次入含有較多水蒸氣之N2 -H2 氣體以使露點增加，或進行微量混合O2 氣體等。藉由此等操作，控制H2 O與H2 濃度，結果可控制LogPo2 。
LogPo2 ≦-14-0.7×[Si]-0.3×[Mn]
其中，[Si]、[Mn]分別表示鋼中之Si、Mn量(質量%)，Po2 表示氧分壓(Pa)。
尚且，H2 之體積分率未滿10%時，係無法得到還原所造成之活性化效果，耐鍍敷剝離性劣化。上限雖無特別規定，但超過75%則耗費成本，且效果達到飽和。因此，由成本之觀點而言，H2 之體積分率較佳為75%以下。
進行熔融鍍鋅處理之方法可依常法進行。
在接著熔融鍍鋅處理後進行合金化處理時，較佳係在熔融鍍鋅後，將鋼板加熱至450℃以上且550℃以下而實施合金化處理，並以鍍敷層之Fe含量成為7~15質量%的方式進行。
[實施例]
以下，根據實施例具體說明本發明。
將由表1所示之鋼組成所形成的熱軋鋼板進行酸洗，去除黑銹皮後，依表2所示條件進行冷軋，得到厚1.0mm之冷軋鋼板。
將上述所得之冷軋鋼板裝入至於退火爐中具備全輻射管型加熱爐之CGL中。CGL中，係如表2所示般控制退火環境之Po2 並通板，於加熱帶加熱至850℃，於均熱帶以850℃均熱保持，經退火後，以460℃之含Al之Zn浴實施熔融鍍鋅處理。退火爐內之環境可認為包括加熱爐、均熱爐幾乎均一。又，關於氧分壓或溫度，係自退火爐內之中央部(實際上為距爐底1m之操作側(Op側)之部分)吸取環境氣體而進行測定。
尚且，關於環境露點之控制，係將設置於N2 中之水槽加熱並預先另外設置使經加濕之N2 氣體流動的配管，於經加濕之N2 氣體中導入、混合H2 氣體，將其導入至爐內，藉此控制環境露點。環境之H2 %之控制，係藉由將導入至N2 氣體中之H2 氣體量以氣閥予以調整而進行。
另外，GA之製造時係使用含0.14%Al之Zn浴，GI之製造時係使用含0.18%Al之Zn浴。附著量係藉氣體拭焊調節為40g/m2 、70g/m2 或130g/m2 (每單面附著量)，一部分為經合金化處理。
對於藉以上所得之熔融鍍鋅鋼板(GA及GI)，調查外觀性(鍍敷外觀)、耐蝕性、高加工時之耐鍍敷剝離性、加工性。又，測定存在於鍍敷層正下方100μm為止之基底鋼板表層之內部氧化物之量。測定方法及評價基準示於以下。
<外觀性>
外觀性係在無未鍍敷或合金化不均等之外觀不良的情況判定為外觀良好(記號○)，在發生外觀不良的情況判定為外觀不良(記號╳)。
<耐蝕性>
對於尺寸70mm×150mm之合金化熔融鍍鋅鋼板，根據JIS Z 2371(2000年)進行鹽水噴霧試驗3天，將腐蝕生成物使用鉻酸(濃度200g/L、80℃)予以洗淨去除1分鐘，以重量法測定試驗前後之每單面鍍敷腐蝕減量(g/m2 ‧日)，依下述基準進行評價。
○(良好)：未滿20g/m2 ‧日
╳(不良)：20g/m2 ‧日以上
<耐鍍敷剝離性>
高加工時之耐鍍敷剝離性，係在GA時，要求抑制將鍍敷鋼板彎曲為超過90°之銳角時之彎曲加工部的鍍敷剝離。本實施例中，係將在彎曲120°時之彎曲加工部進行膠帶剝離，藉螢光X射線對每單位長度之剝離量進行Zn計數測定，依照下述基準，將等級1、2者評價為耐鍍敷剝離性良好(記號○)，將3以上者評價為耐鍍敷剝離性不良(記號╳)。
螢光X射線Zn計數：等級
0-未滿500：1(良)
500以上-未滿1000：2
1000以上-未滿2000：3
2000以上-未滿3000：4
3000以上：5(劣)
GI中，係要求衝擊試驗時之耐鍍敷剝離性。進行球衝擊試驗，對加工部進行膠帶剝離，以目視判定鍍敷層有無剝離。
○：無鍍敷層之剝離
╳：鍍敷層剝離
<加工性>
加工性係自試料於對壓延方向呈90°方向上採取JIS5號拉伸試驗片，根據JIS Z 2241之規定以一定之十字頭(crosshead)速度10mm/min進行拉伸試驗，求取拉伸強度(TS(MPa))與延伸(E1(%))，將TS×E1≧22000者視為良好，將TS×E1＜22000者視為不良。
將由以上所得結果與製造條件一併示於表2。
<內部氧化量>
內部氧化量係藉「脈衝爐熔融-紅外線吸收法」進行測定。其中，由於必須將母材(亦即實施退火前之高張力鋼板)中所含之氧量扣除，故本發明中，係將連續退火後之高張力鋼板之兩面的表層部研磨100μm以上並測定鋼中氧濃度，將其測定值作為母材中所含之氧量OH，又，測定連續退火後之高張力鋼板中板厚方向整體的鋼中氧濃度，將其測定值作為內部氧化後之氧量OI。使用如此所得之高張力鋼板的內部氧化後之氧量OI、與母材中所含之氧量OH，算出OI與OH之差(=OI-OH)，再將換算為每單面單位面積(亦即1m2 )之量的值(g/m2 )作為內部氧化量。
由表2可明白，依本發明法所製造之GI與GA(本發明例)，即使為大量含有Si、Mn等之易氧化性元素的高強度鋼板，耐蝕性、加工性及高加工時之耐鍍敷剝離性仍優越，鍍敷外觀亦良好。
另一方面，比較例中，鍍敷外觀、耐蝕性與加工性、高加工時之耐鍍敷剝離性之任一者以上均差劣。
(產業上之可利用性)
本發明之熔融鍍鋅鋼板係耐蝕性、高加工時之耐鍍敷剝離性及強度優越，可利用作為用於使汽車車體本身輕量化且高強度化的表面處理鋼板。又，除了汽車以外，亦可作成對母材鋼板賦予了防銹性之表面處理鋼板，而應用於家電、建材之領域等廣泛領域中。

Claims (3)

  1. 一種熔融鍍鋅鋼板，係於依質量%含有C：0.01~0.15%、Si：0.001~2.0%、Mn：0.1~3.0%、Al：0.001~1.0%、P：0.005~0.060%、S≦0.01%，且剩餘部分為Fe及不可避免之雜質所構成的鋼板之表面上，具有每單面之鍍敷附著量為20~120g/m2 之鍍鋅層，於該鍍鋅層之正下方，在距基底鋼板表面100μm以內之鋼板表層部中，存在有每單面合計0.05g/m2 以下之自Fe、Si、Mn、Al、P中選出之1種以上之氧化物；上述鋼板係藉由於連續式熔融鍍鋅設備中進行退火及熔融鍍鋅處理時，在退火爐內溫度為500℃以上且900℃以下之溫度區域內，以使環境中氧分壓(Po2 )滿足下式(1)之方式進行熔融鍍鋅處理而獲得；LogPo2 ≦-14-0.7×[Si]-0.3×[Mn]......(1)其中，[Si]、[Mn]分別表示鋼中之Si、Mn量(質量%)，Po2 表示氧分壓(Pa)。
  2. 一種熔融鍍鋅鋼板，係於依質量%含有C：0.01~0.15%、Si：0.001~2.0%、Mn：0.1~3.0%、Al：0.001~1.0%、P：0.005~0.060%、S≦0.01%，並進一步含有自B：0.001~0.005%、Nb：0.005~0.05%、Ti：0.005~0.05%、Cr：0.001~1.0%、Mo：0.05~1.0%、Cu：0.05~1.0%、Ni：0.05~1.0%中選出之1種以上元素，且剩餘部分為Fe及不可避免之雜 質所構成的鋼板之表面上，具有每單面之鍍敷附著量為20~120g/m2 之鍍鋅層，於該鍍鋅層之正下方，在距基底鋼板表面100μm以內之鋼板表層部中，存在有每單面合計0.05g/m2 以下之自Fe、Si、Mn、Al、P、B、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Ni中選出之1種以上之氧化物；上述鋼板係藉由於連續式熔融鍍鋅設備中進行退火及熔融鍍鋅處理時，在退火爐內溫度為500℃以上且900℃以下之溫度區域內，以使環境中氧分壓(Po2 )滿足下式(1)之方式進行熔融鍍鋅處理而獲得；LogPo2 ≦-14-0.7×[Si]-0.3×[Mn]......(1)其中，[Si]、[Mn]分別表示鋼中之Si、Mn量(質量%)，Po2 表示氧分壓(Pa)。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之熔融鍍鋅鋼板，其中，於熔融鍍鋅處理後，進一步將鋼板加熱至450℃以上且550℃以下之溫度而實施合金化處理，使鍍敷層之Fe含量成為7~15質量%之範圍。
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