CN104011243A

CN104011243A - 低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN104011243A
Application number: CN201280064349.0A
Authority: CN
Inventors: 佐藤宽哲
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2011-12-27
Filing date: 2012-12-18
Publication date: 2014-08-27
Anticipated expiration: 2032-12-18
Also published as: US20140370330A1; TWI479030B; KR20140095101A; BR112014015440A8; WO2013099712A1; JP5574061B2; JPWO2013099712A1; BR112014015440A2; MX362214B; TW201333217A; MX2014007786A; CN104011243B

Abstract

一种拉伸强度340MPa以上且低于540MPa、耐二次加工脆性及缝焊部低温韧性及耐蚀性优异、可应用于燃料箱的冲压加工用热浸镀高强度钢板，其是在冷轧钢板的表面形成有热浸镀层的高强度钢板，所述冷轧钢板按质量％计含有C：0.0005～0.0050％、Si：0.30％以下、Mn：0.70～3.00％、P：0.05％以下、Ti：0.01～0.05％、Nb：0.01～0.04％、B：0.0005～0.0030％、S：0.01％以下、Al：0.01～0.30％、N：0.0005～0.010％、余量Fe和不可避免的杂质，[Ti]代表Ti含量(％)、[B]代表B含量(％)、[P]代表P含量(％)，由下述式(A)定义的TB*为0.03～0.06，[B]和[P]满足下述式(B)。TB*＝(0.11-[Ti])/(ln([B]×10000))…(A)[P]≤10×[B]+0.03…(B)。

Description

低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及应用于汽车和家电等领域的冲压加工用热浸镀高强度钢板及其制造方法，尤其是涉及低温韧性和耐蚀性优异、适合为汽车的燃料箱的冲压加工用热浸镀高强度及其制造方法。

背景技术

近年来，对于汽车用钢板，为了通过减轻车体重量来改进耗油率，推动高强度化。对于燃料箱用钢板，同样地由于箱体的轻量化和车体设计的复杂化以及燃料箱的收纳设置场所的关系，燃料箱形状走向复杂化，要求燃料箱用钢板有优异的成形性和高强度。

为了应对兼顾优异的成形性和高强度的要求，在极低碳钢中添加有Ti和Nb之类的碳氮化物形成元素的IF(无缝、Interstitial Free)钢中进一步添加P、Si和Mn等固溶强化元素，从而开发了高强度IF钢。

然而，将现有的高强度钢板用于燃料箱时，具有合掌状缝焊部的低温下的拉伸强度低的问题。即，即便将钢板高强度化，仍存在焊接接头强度并非高到与钢板的高强度化相称的问题。

燃料箱是将上下2个杯状的部件在凸缘部分缝焊而制造的，燃料箱的缝焊部如图6所示为合掌状形状(指凸缘之间以合掌叩拜的形状焊接的形状。以下记作“合掌状缝焊部”或“合掌状焊接部”)，尤其是高强度钢板的情况下，与普通的冷轧钢板相比，应力容易集中在焊接部，结果有韧性降低、拉伸强度降低的倾向。

另外，IF钢将C和N等以Nb或Ti的碳化物或氮化物形式固定，因此晶界变得非常纯，成形后存在容易因晶界破坏而发生二次加工低温脆化的问题。尤其是高强度IF钢的情况下，存在下述问题：晶粒内被固溶强化元素强化、相对的晶界强度的降低变得显著、促进二次加工低温脆化。

这些情况构成了对作为重要安保部件的燃料箱，尤其在低温地区由于冲撞而受到冲击时的燃料箱的耐破坏性的担忧。

另外，燃料箱方面迄今提出了使用在钢板表面实施了Pb-Sn合金、Al-Si合金、Sn-Zn合金或Zn-Al合金镀敷的各种合金镀敷钢板，但要求钢板通过热浸镀来被覆这些合金镀层时具有良好的镀敷特性。

针对这些课题，关于二次加工脆化，提出了一些避免其发生的方法(例如参照专利文献1和2)。专利文献1中提出了如下技术：为了避免晶界偏析导致的二次加工脆化，在添加Ti的IF钢中尽可能减低P，相应地大量添加Mn和Si，获得耐二次加工脆性优异的高张力钢板。

专利文献2中提出了如下技术：在极低碳钢板中除了添加Ti和Nb以外还添加B，使晶界强度提升，提高耐二次加工脆性。专利文献2中记载的技术中，为了提高耐二次加工脆性以及防止奥氏体晶粒的再结晶延迟所伴随的热轧时的负荷增大，将B量优化。

另外，为了改善焊接性，提出了一些方案(例如参照专利文献3～5和非专利文献1)。

专利文献3中记载的技术是在退火时将添加了Ti和/或Nb的极低碳钢板渗碳，在表层形成马氏体和贝氏体的组织，改善点焊性。专利文献4中记载的技术是在极低碳钢中添加Cu，扩大焊接时的热影响部，提高点焊接头的强度。

专利文献5中记载的技术是利用Mg氧化物和/或Mg硫化物的钉扎效应，将焊接部和热影响部的组织细粒化，防止疲劳强度劣化的技术。非专利文献1中公开了在厚钢板中使TiN微细分散而改善焊接部热影响部的韧性的技术。

另外，提出了一些改善高强度钢板的热浸镀敷性的技术(例如参照专利文献6和7)。

专利文献6中记载的热浸镀锌高强度冷轧钢板中，将阻碍热浸镀敷性的S限制在0.03质量％以下、将P限制在0.01～0.12质量％，作为强化元素添加Mn和Cr。专利文献7中记载的高张力合金化镀锌钢板中，规定Si和Mn的相互关系，改善合金Zn热浸镀敷性。

公开了为了改善耐二次加工脆性而添加B并优化了Mn-P的添加平衡的、强度和耐二次加工脆性优异的钢板(例如参照专利文献8)。另外，为了改善耐二次加工脆性，还公开了添加B、Ti和Nb的技术(例如参照专利文献9)。

此外，公开了改善燃料箱特有的合掌状焊接部的拉伸强度的技术(例如参照专利文献10)、有关深拉用或冲压加工用高强度钢板的技术(例如参照专利文献11～15)。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平05-59491号公报

专利文献2：日本特开平06-57373号公报

专利文献3：日本特开平07-188777号公报

专利文献4：日本特开平08-291364号公报

专利文献5：日本特开2001-288534号公报

专利文献6：日本特开平05-255807号公报

专利文献7：日本特开平07-278745号公报

专利文献8：日本特开2000-192188号公报

专利文献9：日本特开平06-256900号公报

专利文献10：日本特开2007-119808号公报

专利文献11：日本特开2007-169739号公报

专利文献12：日本特开2007-169738号公报

专利文献13：日本特开2007-277713号公报

专利文献14：日本特开2007-277714号公报

专利文献15：日本特表2008-126945号公报

非专利文献

非专利文献1：铁和钢(鉄と鋼)第65号(1979)第8号1232页

发明内容

发明要解决的问题

然而，上述现有技术具有以下问题。用专利文献1和2记载的方法制造的钢板的加工性良好，但尤其在如复杂化的燃料箱形状的加工条件之类的严格条件下进行冲压加工时，具有耐二次加工脆性不充分、以及焊接接头的合掌状焊接部的强度低的问题。

关于专利文献3记载的在退火中实施渗碳的方法，实际的制造设备中由于通板速度、气氛气体组成和温度不恒定，渗碳量变化，因此具有难以稳定地制造钢板的问题。

专利文献4记载的方法中具有因为添加Cu而产生表面缺陷、成品率降低的问题。专利文献5和非专利文献1记载的方法存在的问题是，对于焊接后的冷却速度较慢的电弧焊等有效，但对于冷却速度快的缝焊等无效。

另外，专利文献5和非专利文献1记载的厚钢板的成分与燃料箱用的薄钢板不同，此外焊接部的形状也不同，因此不能直接应用于燃料箱。专利文献6和7记载的钢板的热浸镀锌性良好，但具有焊接性和耐二次加工脆性不充分的问题。

专利文献8记载的钢板为了确保强度而大量含有P，并且P与B的平衡从低温韧性的观点来看不是最适的，因此具有没有获得充分的低温韧性的缺点。

专利文献9记载的技术从提高成形性的观点出发而使用大量的Ti，因此不能充分确保焊接部的强度、韧性，另外即使Ti的添加量是适当的，但由于Nb少，因此具有不能充分确保加工性的问题。

专利文献10记载的使用激光焊接的技术难以应用于燃料箱的缝焊。另外，专利文献10没有公开通过改善母材特性来改善焊接部特性的技术。专利文献11和12记载的改善母材特性的技术中，母材的耐蚀性和加工性低，而且因焊接条件而具有合掌状缝焊部的韧性低的问题。

专利文献13和14记载的技术因焊接条件而具有合掌状缝焊部的韧性低的问题。此外，专利文献13记载的技术还具有导致加工性降低的问题。

专利文献15记载的技术由于钢板中含有的Si量较多，因此具有在钢板表面牢固地生成氧化皮层的倾向，为了除去该氧化皮层，大多需要严格控制脱脂及酸洗处理的条件、用强磨削用刷子实施表面磨削处理，按照常法的脱脂及酸洗条件具有难以稳定地制造具有优异的耐蚀性的热浸镀钢板的问题。

如上所述，现有认识存在提高耐二次加工脆性的认识、在厚钢板领域中改善焊接部的韧性的认识。然而，在燃料箱的制造工序中具有加工工序(例如冲压)和热影响工序(例如缝焊)，因此重要的不仅是母材的特性、加工后的特性，热影响后的特性也是重要的。

即，将高强度钢板用于燃料箱时，韧性通常降低，因此耐二次加工脆性和焊接部韧性成为重要的特性，此外，由于在钢板表面实施镀敷，因此镀敷性、耐蚀性也成为重要的特性。

然而，现有技术中没有使高强度钢板的下述所有性质得到改善的技术：冲压成形性优异，以及优异的低温下的耐二次加工脆性和合掌状缝焊部韧性，优异的镀敷性、耐蚀性。

本发明是基于上述问题而做出的，其课题是提供具有340MPa以上且低于540MPa的拉伸强度、可应用于汽车领域、尤其是燃料箱的冲压成形性、低温下优异的耐二次加工脆性和优异的合掌状焊接部韧性、以及优异的耐蚀性的冲压加工用热浸镀高强度钢板及其制造方法。

用于解决问题的方案

本发明是为了解决上述问题，研究了Ti、B、P和Al对燃料箱特有的合掌状焊接部的韧性和耐二次加工脆性的影响以及Si对耐蚀性的影响，根据该结果而做出，其要旨如下所述。

(1)一种低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，其是在冷轧钢板的表面具有热浸镀层的高强度钢板，

上述冷轧钢板按质量％计含有C：0.0005～0.0050％、Si：0.30％以下、Mn：0.70～3.00％、P：0.05％以下、Ti：0.01～0.05％、Nb：0.01～0.04％、B：0.0005～0.0030％、S：0.01％以下、Al：0.01～0.30％、以及N：0.0005～0.010％，余量由Fe和不可避免的杂质组成，

[Ti]代表Ti含量(％)、[B]代表B含量(％)、[P]代表P含量(％)，由下述式<A>定义的TB*为0.03～0.06，且[B]和[P]满足下述式。

TB*＝(0.11-[Ti])/(ln([B]×10000)) <A>

[P]≤10×[B]+0.03

(2)根据上述(1)所述的低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，所述冷轧钢板按质量％计进一步含有：Cu：0.005～1％、Ni：0.005～1％、Cr：0.005～1％、以及Mo：0.0005～1％中的一种或两种以上。

(3)根据上述(1)或(2)所述的低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，所述热浸镀层含有1.0～8.8质量％的Zn、余量Sn和不可避免的杂质，镀层附着量为单面10～150g/m²。

(4)根据上述(1)～(3)的任一项所述的低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，采用拉深比1.9对所述高强度钢板进行加工后的耐二次加工脆性温度为-50℃以下。

(5)根据上述(1)～(4)的任一项所述的低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，所述高强度钢板的合掌状缝焊部的延性-脆性转变温度为-40℃以下。

(6)一种低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板的制造方法，其特征在于，其是制造上述(1)～(5)的任一项所述的低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板的制造方法，该制造方法具有：

将具有与上述(1)或(2)所述的冷轧钢板的成分组成相同的成分组成的钢水连铸而获得板坯的工序；

将上述板坯在1050～1245℃下加热5小时以内，然后在Ar₃～910℃的最终温度下结束热轧，制成热轧钢板，此后在750℃以下的温度下卷取，获得热轧卷材的工序；

将上述热轧钢板按50％以上的冷轧率冷轧而制成冷轧钢板，此后获得冷轧卷材的工序；以及

将上述冷轧钢板在再结晶温度以上的温度下退火，此后实施热浸镀的工序。

(7)根据上述(6)所述的低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述实施热浸镀的工序中，实施镀层含有1.0～8.8质量％的Zn、余量Sn和不可避免的杂质且镀层附着量为单面10～150g/m²的热浸镀。

(8)根据上述(6)或(7)所述的低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述实施热浸镀的工序中，在实施热浸镀之前实施Fe-Ni的预镀。

发明的效果

根据本发明，可以提供具有340MPa以上且低于540MPa的拉伸强度、可应用于汽车领域、尤其是燃料箱的冲压成形性、低温下优异的耐二次加工脆性和合掌状焊接部韧性、以及优异的耐蚀性的冲压加工用热浸镀高强度钢板。

附图说明

图1所示为退火后的基体钢板表面的状态和该表面上残留的复合氧化物的光谱图。(a)示出了基体钢板表面的扫描电子显微镜(SEM)照片，(b)示出了位于(a)中所示的箭头的前端的基体钢板表面上残留的复合氧化物的能量色散型X射线(EDX)分析结果。

图2所示为热轧后经过酸洗后的基体钢板表面的状态以及该表面上残留的氧化物的光谱图。(a)示出了基体钢板表面的扫描电子显微镜(SEM)照片，(b)示出了位于(a)中所示的箭头的前端的基体钢板表面上残留的复合氧化物的能量色散型X射线(EDX)分析结果。

图3所示为脱脂、酸洗后即将镀敷前的基体钢板表面的状态以及该表面上残留的复合氧化物的光谱图。(a)示出了基体钢板表面的扫描电子显微镜(SEM)照片，(b)示出了位于(a)中所示的箭头的前端的基体钢板表面上残留的复合氧化物的能量色散型X射线(EDX)分析结果。

图4所示为“钢板的Si含量”和“脱脂、酸洗后即将镀敷前的钢板表面上残留的氧化物的面积分数”的关系图。

图5所示为“氧化物的面积分数”和“SST铁锈发生率”的关系图。

图6所示为具有合掌状缝焊部的试验片的截面图。

图7所示为Ti量和B量对合掌状缝焊部的延性-脆性转变温度的影响图。

图8所示为在模拟的热处理试验后对焊接热影响部施加冲击而破坏时的断裂面的一个例子的图。(a)示出了断裂面的SEM照片，(b)示出了(a)中由四方形包围的部分的放大SEM照片。

图9所示为评价耐二次加工脆性的试验方法图。

图10所示为P量和B量对耐二次加工脆性的影响图。

具体实施方式

本发明对解决“获得具有优异的冲压成形性、低温下优异的耐二次加工脆性和合掌状焊接部韧性、以及优异的耐蚀性的冲压加工用热浸镀高强度钢板”这一现有技术难以解决的课题的方法进行了深入研究。

结果发现，通过将Ti、B、P、Al和Si的各量规定在特定范围，可以实现具有340MPa以上且低于540MPa的拉伸强度、可应用于汽车领域、尤其是燃料箱的冲压成形性、低温下优异的耐二次加工脆性和合掌状焊接部韧性、以及优异的耐蚀性的冲压加工用热浸镀高强度钢板。

本发明的低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板(以下有时称为“本发明钢板”)是根据上述认识而获得的，其特征在于，其是在冷轧钢板的表面具有热浸镀层的高强度钢板，上述冷轧钢板按质量％计含有C：0.0005～0.0050％、Si：0.30％以下、Mn：0.70～3.00％、P：0.05％以下、Ti：0.01～0.05％、Nb：0.01～0.04％、B：0.0005～0.0030％、S：0.01％以下、Al：0.01～0.30％、以及N：0.0005～0.010％，余量由Fe和不可避免的杂质组成，[Ti]代表Ti含量(％)、[B]代表B含量(％)、[P]代表P含量(％)时，由下述式<A>定义的TB*为0.03～0.06，且[B]和[P]满足下述式。

TB*＝(0.11-[Ti])/(ln([B]×10000)) <A>

[P]≤10×[B]+0.03

首先，说明限定本发明钢板的成分组成的理由。以下，成分组成中所示的％是指质量％。

C：0.0005～0.0050％

C与Nb和Ti键合而形成碳化物，是有助于提高强度的重要元素。即使C量少，也能用其他强化方法补偿强度，但低于0.0005％时，难以确保强度，另外由于制钢时脱碳成本升高，因此将下限设定为0.0005％。优选为0.0010％以上。

另一方面，C含量超过0.0050％时，即使添加用于固定C的Ti和Nb，加工性也降低，并且合掌状缝焊部的韧性降低，因此将上限设定为0.0050％。要求有极高的加工性和焊接部的韧性时，优选将C含量设定为0.0030％以下。

Si：0.30％以下

Si是有助于固溶强化、提高强度的元素，本发明人实施在比实际的燃料箱的环境更严格的环境下进行的盐水喷雾试验(SST)，根据其结果设定Si的上限。

本发明人根据盐水喷雾试验(SST)的结果，深入研究了钢板表面上发生铁锈的机理。结果认识到在钢板表面存在“微小的氧化物”，推测该“微小的氧化物”在即将镀敷前的脱脂、酸洗后仍残留在被推测为使耐蚀性劣化的微小镀敷缺陷的内部。

其中，在图3中示出了脱脂、酸洗后即将镀敷前的基体钢板表面的状态以及该表面上残留的复合氧化物的光谱。图3的(a)示出了基体钢板表面的扫描电子显微镜(SEM)照片，图3的(b)示出了位于图3的(a)中所示的箭头的前端的基体钢板表面上残留的复合氧化物的能量色散型X射线(EDX)分析结果。图3的(a)的基体钢板表面上残留的复合氧化物的大小约2μm左右。

另外，图1示出了对图3的基体钢板实施脱脂、酸洗之前的处理阶段即退火后的基体钢板表面的状态和该表面上残留的复合氧化物的光谱。图1的(a)示出了基体钢板表面的扫描电子显微镜(SEM)照片，图1的(b)示出了位于图1的(a)中所示的箭头的前端的基体钢板表面上残留的复合氧化物的能量色散型X射线(EDX)分析结果。

作为比较，图2示出了进行对图1的基体钢板实施的退火之前的处理阶段即热轧后经过酸洗后的基体钢板表面的状态和该表面上残留的氧化物的光谱。图2的(a)示出了基体钢板表面的扫描电子显微镜(SEM)照片，图2的(b)示出了位于图2的(a)中所示的箭头的前端的基体钢板表面上残留的复合氧化物的能量色散型X射线(EDX)分析结果。

在镀敷前实施脱脂、酸洗仍有微小的氧化物残留的原因是不明确的，采用CAPL(连续退火设备)进行退火后的钢板表面上如图1所示残留有含有Si和Mn的复合氧化物。作为比较，图2中示出了热轧后经过酸洗后的钢板表面上残留的氧化物，该氧化物仅是Si的氧化物。

这样，采用CAPL(连续退火装置)退火后的钢板表面上残留的氧化物受气氛的影响而是复杂的。因此，即使对钢板表面实施脱脂、酸洗，也不能从钢板表面上完全除去氧化物，微小的氧化物会有残留。

本发明人进一步深入研究，结果判明，钢板表面上残留的氧化物的面积分数若为整个表面的3％以下，各个氧化物的尺寸变得微小，对该表面状态的基体钢板表面实施热浸镀，结果使得表面缺陷减少，作为热浸镀钢板的耐蚀性显著提高。而且判明，为了使氧化物的面积分数为3％以下，需要使Si为0.3％以下。

接着，本发明人调查了“钢板的Si含量”与“脱脂、酸洗后即将镀敷前的钢板表面上残留的氧化物的面积分数”的关系以及“氧化物的面积分数”与“SST铁锈发生率”的关系。

图4示出了“钢板的Si含量”与“脱脂、酸洗后即将镀敷前的钢板表面上残留的氧化物的面积分数”的关系。图5示出了“氧化物的面积分数”与“SST铁锈发生率”的关系。其中，图4和图5中使用的钢板的成分组成含有C：0.0005～0.0050％、Si：1.5％以下、Mn：0.70～3.00％、P：0.05％以下、Ti：0.01～0.05％、Nb：0.01～0.04％、B：0.0005～0.0030％、S：0.01％以下、Al：0.01～0.30％以及N：0.0005～0.010％，余量为Fe和不可避免的杂质。

从图4可以看出，如果“钢板的Si含量”为0.30％以下，则可以将“脱脂、酸洗后即将镀敷前的钢板表面上残留的氧化物的面积分数”维持在3％以下。而且，从图5可以看出，如果上述“氧化物的面积分数”为3％以下，则可以将“SST铁锈发生率”维持在低于10％。即，通过将“钢板的Si含量”设定为0.30％以下，热浸镀钢板表面的耐蚀性显著提高。

根据以上认识，Si的上限设定为0.30％，优选为0.25％以下。如果Si为0.25％以下，则可以将上述“氧化物的面积分数”减低至2％以下(参照图4)，可以将“SST铁锈发生率”减低至低于6％(参照图5)。Si的上限更优选为0.20％以下。

通过将Si设定为0.30％以下，即使不进行对热浸镀锌钢板通常实施的使用强磨削用刷子的磨削，也可除去基体钢板表面上生成的氧化皮(氧化物)，耐蚀性提高。由于生物燃料腐蚀性强，因此Si为0.30％以下的热浸镀锌钢板适合作为生物燃料用罐用的钢板。另外，Si的下限从固溶强化带来的强度提高和加工性提高的观点出发优选为0.01％、更优选为0.02％。

Mn：0.70～3.00％

Mn与Si同样是通过固溶强化和/或组织的微细化而有助于提高强度的元素，对于提高以改进耐二次加工脆性、焊接部韧性和热浸镀敷性为目的的本发明钢板的强度来说是重要的元素。

Mn含量低于0.70％时，得不到强度提高效果，而想要通过添加其他元素来补偿强度提高效果时，耐二次加工脆性、焊接部韧性和热浸镀敷性(镀层与钢板表面的润湿性)没有达成目标，因此将Mn含量的下限设定为0.70％、优选设定为1.00％以上。如果Mn含量为1.00％以上，即使将热轧最终温度降低到910℃以下，也能控制钢板的组织，结果可以提高低温韧性。

另一方面，Mn含量超过3.00％时，作为深拉性指标的r值的面内各向异性增大，冲压成形性受损，并且钢板表面上生成Mn氧化物，热浸镀敷性受损，因此将上限设定为3.00％、优选设定为2.50％以下。

P：0.05％以下

P是加工性的劣化少、通过固溶强化而有助于提高强度的元素，但也是在晶界偏析使耐二次加工脆性劣化、并且在焊接部发生凝固偏析使合掌状缝焊部的韧性劣化的元素。

另外，P是因直到热浸镀时为止的热历程而在钢板表面偏析使热浸镀敷性劣化的元素。P含量超过0.05％时，发生这些偏析，因此将上限设定为0.05％、优选设定为0.04％以下、更优选设定为0.035％以下。

P含量的下限没必要特别规定，但P含量减低至低于0.005％时，精炼成本增高，因此P含量优选为0.005％以上。另外，从确保强度的观点来看，P含量优选为0.02％以上。

Ti：0.01～0.05％

Ti与C和N的亲和力强，在凝固时或热轧时形成碳氮化物，减少钢中固溶的C和N，是有助于提高加工性的元素。Ti含量低于0.01％时，不能获得添加效果，因此将Ti含量的下限设定为0.01％、优选设定为0.015％以上。

另一方面，Ti含量超过0.05％时，焊接接头的焊接部的韧性、即合掌状缝焊部的韧性劣化，因此将上限设定为0.05％、优选设定为0.04％以下。

Nb：0.01～0.04％

Nb与Ti同样地与C和N的亲和力强，在凝固时或热轧时形成碳氮化物，减少钢中固溶的C和N，是有助于提高加工性的元素。Nb含量低于0.01％时，不能获得添加效果，因此将Nb含量的下限设定为0.01％、优选设定为0.02％以上。

另一方面，Nb含量超过0.04％时，再结晶温度增高，需要高温退火，并且焊接接头的焊接部的韧性、即合掌状缝焊部的韧性劣化，因此将Nb含量的上限设定为0.04％、优选设定为0.035％以下。

B：0.0005～0.0030％

B是在晶界偏析而有助于提高晶界强度、提高耐二次加工脆性的元素。B含量低于0.0005％时，不能获得添加效果，因此将B含量的下限设定为0.0005％、优选设定为0.0008％以上、更优选设定为0.0010％以上。

另一方面，B含量超过0.0030％时，焊接时在γ晶界偏析而抑制铁素体相变，焊接部和热影响部的组织成为低温相变生成组织，焊接部和热影响部硬质化且韧性劣化，结果合掌状缝焊部的韧性劣化，因此将B含量的上限设定为0.0030％。

另外，大量添加B时，也抑制热轧时的铁素体相变，成为低温相变生成组织的高强度的热轧钢板，冷轧时的负荷增高，因此从这一点考虑将B含量的上限设定为0.0030％。

此外，B含量超过0.0030％时，再结晶温度增高，需要高温下的退火，制造成本上升，并且作为深拉性指标的r值的面内各向异性增大，冲压成形性劣化，因此从这一点考虑将B含量的上限设定为0.0030％、优选设定为0.0025％以下。

S：0.01％以下

S是不可避免地混入的杂质，与Mn和Ti键合形成析出物，使加工性劣化，因此限制在0.01％以下，优选设定为0.005％以下。S含量的下限包括0％，但S含量减低至低于0.0001％时，制造成本增高，因此S含量优选为0.0001％以上、更优选为0.001％以上。

Al：0.01～0.30％

Al是在钢的精炼时作为脱氧剂使用的元素，Al含量过多时，也是使焊接部的低温韧性和耐二次加工脆性变差的元素，因此在本发明中，限制Al含量是重要的。Al含量低于0.01％时，得不到脱氧效果，因此将Al含量的下限设定为0.01％、优选设定为0.03％以上。另一方面，超过0.30％时，合掌状缝焊部的韧性降低，另外加工性降低，因此将Al含量的上限设定为0.30％、优选为0.20％以下、更优选低于0.10％、最适宜为0.075％以下。

N：0.0005～0.010％

N是在钢的精炼时不可避免地混入的元素，与Ti、Al和Nb形成氮化物，不对加工性产生不良影响，但使焊接部的韧性劣化，因此限制在0.010％以下，优选设定为0.007％以下。另一方面，N含量减低至0.0005％时，制造成本增高，因此将N含量的下限设定为0.0005％、优选设定为0.0010％以上。

TB*：0.03～0.06

TB*＝(0.11-[Ti])/(ln([B]×10000)) <A>

本发明人发现，将影响合掌状缝焊部的韧性的Ti的含量表示为[Ti]，同样地将B的含量表示为[B]，由上述式<A>定义的TB*(合掌状缝焊部的强度指标)变小时，合掌状缝焊部的拉伸强度降低。

TB*低于0.03％时，低温下的拉伸强度显著降低。这是因为低温韧性降低而容易发生脆性破坏。

以下说明本发明人获得该认识的试验。

用真空熔化炉将组成在C：0.0005～0.0050％、Si：0.30％以下、Mn：0.70～3.00％、P：0.05％以下、Ti：0.09％以下、Nb：0.01～0.04％、B：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.30％、N：0.0005～0.010％的范围内变化的钢熔炼。

将熔炼的钢在1200℃下加热1小时之后，供于热轧，在最终温度880～910℃下结束热轧，制成厚度3.7mm的热轧板。将该热轧板酸洗之后供于冷轧，制成厚度1.2mm的冷轧板。对该冷轧板实施800℃、60秒的退火，此后实施1g/m²的Fe-Ni镀敷，接着采用熔剂法实施Sn-Zn镀敷。

Fe-Ni镀浴使用在Ni镀敷的瓦特浴(Watts bath)中添加了100g/L硫酸铁的镀浴。用辊涂布作为熔剂(flux)的ZnCl₂-NH₄Cl水溶液。镀敷在含有7wt％Zn的Sn-Zn镀浴中进行。浴温设定为280℃，镀敷后通过气体吹拂(gas wiping)来调整镀层附着量。

此外，对热浸镀后的钢板实施Cr³⁺主体的处理，制成热浸镀钢板。使用该热浸镀钢板，评价合掌状缝焊部的韧性。评价如下进行。

如图6所示，使经过弯曲加工的热浸镀钢板1a、1b彼此合掌状对置进行缝焊，制作具有焊接部2(合掌状缝焊部)的试验片。用夹具将热浸镀钢板1a、1b的水平部固定，在各种温度下以200mm/分钟的速度拉伸(剥离试验)，断裂后调查断裂面。将断裂面中脆性断面与延性断面各为50％的温度作为延性-脆性转变温度(℃)。

图7中横轴为B量(ppm)、纵轴为Ti量(％)，示出了Ti量和B量对合掌状缝焊部的延性-脆性转变温度的影响。延性-脆性转变温度优选是以相当于使用汽车的寒冷地区的最低气温(-40℃)为上限的温度范围、即优选为-40℃以下，更优选为-50℃以下。

如图7所示，如果由下述式<A>定义的TB*为0.03以上，则可以使延性-脆性转变温度为-40℃以下，如果为0.035以上，则可以为-50℃以下。

TB*＝(0.11-[Ti])/(ln([B]×10000)) <A>

根据以上试验结果，可以推断如下。

(i)Ti量多的情况下，TiN生成并成为破坏的起点。图8示出了制造Ti量超过0.05％的0.1％、其他成分在本发明范围内的冷轧钢板，对于该钢板在模拟了焊接的热处理试验后施加冲击而破坏时的断裂面的一个例子(图8的(a)示出了破坏时的断裂面，图8的(b)示出了在图8的(a)中由四方形包围的部分的放大断裂面)，Ti量多的情况下，认为2～3μm左右的TiN生成并成为破坏的起点。

(ii)B量多时，焊接部及热影响部的硬度升高，或者硬化区域扩大，拉伸力作用于合掌状缝焊部(参照图6)时，合掌状缝焊部不容易变形。因此，认为应力部分集中而局部升高，韧性下降。

认为这些(i)与(ii)的影响重叠，因而即使Ti和B的含量在上述范围内，如果低于TB*的下限值(0.03)时，低温韧性也劣化。

根据以上的试验结果和推断，将TB*设定为0.03以上。优选为0.035以上。TB*的上限从Ti量和B量的范围考虑为0.06。

[P]≤10×[B]+0.03

本发明人认识到控制P含量([P])和B含量([B])使得维持由下述式规定的关系时，耐二次加工脆性提高。

[P]≤10×[B]+0.03

以下说明获得该认识的试验及其结果。

本发明人用真空熔化炉将组成在C：0.0005～0.0050％、Si：0.30％以下、Mn：0.70～3.00％、P：0.09％以下、Ti：0.01～0.05％以下、Nb：0.01～0.04％、B：0.0030％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.30％、N：0.0005～0.010％的范围内变化的钢熔炼。

将熔炼的钢在1200℃下加热1小时之后，供于热轧，在最终温度880～910℃下结束热轧，制成厚度3.7mm的热轧板。将该热轧板酸洗后供于冷轧，制成厚度1.2mm的冷轧板。对该冷轧板实施800℃、60秒的退火，此后实施1g/m²的Fe-Ni镀敷，接着采用熔剂法实施Sn-Zn镀敷。

Fe-Ni镀浴使用在Ni镀敷的瓦特浴中添加了100g/L硫酸铁的镀浴。用辊涂布作为熔剂的ZnCl₂-NH₄Cl水溶液。镀敷在含有7wt％Zn的Sn-Zn镀浴中进行。浴温设定为280℃，镀敷后通过气体吹拂来调整镀层附着量。

此外，对热浸镀后的钢板实施Cr³⁺主体的处理，制成热浸镀钢板。使用该热浸镀钢板，调查耐二次加工脆性温度。调查如下进行。

从热浸镀钢板获取直径95mm的坯料，用外径50mm的冲头进行拉深比1.9的圆筒拉伸，制作拉深杯。图9中示出了评价耐二次加工脆性的试验方法。如图9所示，将拉深杯3倒置在底角30°的圆锥台4上，在各种温度条件下使重量5kg的砝码5从高度1m的位置下落，调查拉深杯没有发生破裂的最低的温度(耐二次加工脆性温度)。

其结果以P量(％)和B量(ppm)对耐二次加工脆性的影响的形式示于图10。燃料箱用钢板的加工通常在相当于1.9以下的拉深比下进行，因此采用拉深比1.9成形加工后的耐二次加工脆性温度优选是以相当于使用汽车的寒冷地区的最低气温(-40℃)为上限的温度范围、即优选为-40℃以下，进一步优选为-50℃以下。

如图10所示，如果P量(％)([P])和B量(％)([B])满足下述式，则可以使采用拉深比1.9进行成形加工后的耐二次加工脆性温度为-50℃以下。

[P]≤10×[B]+0.03

Cu：0.005～1％、Ni：0.005～1％、Cr：0.005～1％、Mo：0.0005～1％中的一种或两种以上

本发明人通过在上述基本组成的基础上进一步添加Cu、Ni、Cr和Mo，从而得到可以确保拉伸强度且降低屈服强度(YP)、确保加工性的认识。因此，在本发明中根据需要适当含有Cu、Ni、Cr和Mo。

Cu、Ni和Cr的含量优选设定为能够获得添加效果的0.005％以上，均更优选设定为0.01％以上。Mo含量设定为能够获得添加效果的0.0005％以上，优选设定为0.001％以上。

另一方面，Cu、Ni、Cr和Mo的含量超过1％时，导致耐二次加工脆性、合掌状缝焊部的韧性降低，同时合金成本升高，因此将Cu、Ni、Cr和Mo的含量设定为1％以下、均优选设定为0.5％以下，更优选的是，Cu和Mo的含量均设定为0.25％以下、Ni和Cr的含量均设定为0.4％以下。

其中，本发明钢板的余量为Fe和不可避免的杂质。

本发明钢板由于具有上述成分组成而具有340MPa以上且低于540MPa的拉伸强度和可应用于汽车领域、尤其是燃料箱的冲压成形性，此外低温韧性优异。因此，采用本发明钢板，可以通过汽车的车体重量减轻来改善耗油率，尤其是可以实现燃料箱的轻量化和复杂化。该效果在工业上是极大的效果。

接着，说明本发明钢板的制造方法。

将调整了各元素的量而为上述成分组成的原料投入到转炉或电炉中，进行真空脱气处理，制造板坯。将该板坯在1050～1245℃下加热5小时以内，在最终温度Ar₃～910℃下结束热轧而制成热轧钢板，此后在卷取温度750℃以下卷取，获得热轧卷材。

为了确保轧制温度，板坯的加热温度需要为1050℃以上，为了抑制构成韧性降低的主要原因的粗大TiN的生成、且为了抑制奥氏体晶粒的粗大化以及为了抑制加热成本，设定为1245℃以下，加热时间设定为5小时以下。

尤其，粗大的TiN与合掌状缝焊部的韧性降低有关，因此TB*的限制以及加热条件是重要的条件。专利文献13和14中记载的技术是改善母材特性的技术，但会因加热条件、TB*条件使合掌状缝焊部的韧性降低。

热轧的最终温度低于Ar₃时，钢板的加工性受损，因此最终温度设定为Ar₃以上。通过使热轧的最终温度为910℃以下，可以控制钢板组织、提高低温韧性。此外，热轧后的卷取温度超过750℃时，冷轧、退火后的钢板的强度降低，因此卷取温度设定为750℃以下。

将由上述方法制作的热轧钢板根据需要除氧化皮之后，按50％以上的轧制率进行冷轧，获得规定板厚的冷轧钢板。轧制率低于50％时，退火后的钢板的强度降低且深拉加工性劣化。另外，轧制率优选为65～80％，采用该轧制率可以获得强度和深拉加工性更优异的热浸镀钢板。

此后，将冷轧钢板在再结晶温度以上的温度下退火。退火温度低于再结晶温度时，未发育出良好的织构，深拉加工性劣化。优选是“再结晶温度+20℃”以上。另一方面，退火温度增高时，钢板的强度下降，因此退火温度设定为850℃以下、优选设定为840℃以下、更优选设定为830℃以下。

为了抑制退火时的氧化，退火优选在氮气中混入20％以下的氢气、露点为-60～0℃的气氛中进行。还考虑到操作负荷时，更优选是在氮气中混入2～8％的氢气、露点为-50～-10℃的气氛。

对冷轧钢板的表面实施热浸镀，制成热浸镀钢板。热浸镀可以在退火后的冷却途中进行，或者也可以在退火后进行再加热而实施。

热浸镀钢板可列举出在钢板表面形成有Zn、Zn合金、Al、Al合金、Sn-Zn等的热浸镀层的钢板，在重视耐蚀性的情况下，优选是含有1.0～8.8质量％的Zn、余量Sn和不可避免的杂质且镀层附着量为单面10～150g/m²的Sn-Zn热浸镀钢板。

热浸镀层的成分组成根据燃料箱的内表面与外表面的耐蚀性的平衡来限定。燃料箱的外表面需要完美的防锈能力，因此在成形后实施涂装。涂装厚度决定防锈能力，钢板利用热浸镀层的防蚀能力而防止铁锈的发生。在涂装不充分的部位，热浸镀层的防蚀能力是极其重要的。

在Sn基镀层中添加Zn，降低镀层的电位，赋予牺牲防蚀能力。因此，优选在镀层中添加1.0质量％以上的Zn，更优选添加3.0质量％以上的Zn。

然而，超过Sn-Zn二元共晶点的8.8质量％地添加Zn时，熔点升高，促进Zn晶体的粗大化，另外促进镀层下层的金属间化合物层(所谓的合金层)的过剩生长，因此Zn设定为8.8质量％以下、优选设定为8.0质量％以下。

Sn-Zn镀层的附着量优选为单面10～150g/m²。上述附着量低于单面10g/m²时，不能确保良好的耐蚀性，而上述附着量超过150g/m²时，镀敷成本升高，而且层厚变得不均一，镀层呈现斑纹(缺陷)，另外焊接性降低。因此，Sn-Zn镀层的附着量优选设定为单面10～150g/m²，更优选设定为单面20～130g/m²。

为了提高Sn-Zn镀层的镀敷性，在镀敷之前优选实施Fe-Ni的预镀。Fe-Ni的预镀对于提高Sn-Zn镀层的润湿性且将初晶Sn微细化而提高耐蚀性是有效的。

Fe-Ni的预镀在将致使镀敷性(镀层与钢板的润湿性)劣化的Si、Mn有效用于高强度化方面是重要的技术，也是本发明的特征之一。另外，Fe-Ni预镀对于Sn-Zn镀层以外的Zn、Zn合金、Al、Al合金等的热浸镀层的情况也发挥提高镀层的润湿性的效果。

Fe-Ni的预镀中，单面的附着量从镀层的润湿性的观点来看优选为0.2g/m²以上，Ni的比例从将初晶Sn微细化的观点来看优选为10～70质量％。

由上述方法制造的本发明的热浸镀钢板根据需要可以在热浸镀层的表面进一步施加电镀层。

实施例

以下根据发明例和比较例来说明本发明钢板的可实施性和效果，发明例1～20是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的例子，本发明不限于这些发明例1～20。只要不脱离本发明的要旨、达成本发明的目的，本发明可以采用各种条件。

(实施例)

熔炼表1和表2(表1续)所示的成分组成的钢板坯，按表3所示的温度和时间加热板坯之后，在表3所示的最终温度下结束热轧，在表3所示的卷取温度下卷取，获得厚度3.6mm的热轧板。其中，表1和表2所示的成分组成的余量是Fe和不可避免的杂质。表1和表2中的下划线表示在本发明的范围外。

[表1]

[表2]

[表3]

将上述热轧钢板酸洗后按表3所示的冷轧率供于冷轧，制成厚度1.1mm的冷轧钢板。在表3所示的退火温度下对该冷轧板实施60秒的退火。将经过退火的钢板在75℃的NaOH40g/L溶液中电解脱脂，此后在30℃的H₂SO₄120g/L溶液中电解酸洗，接着实施单面1g/m²的Fe-Ni镀敷，接着采用熔剂法实施Sn-Zn镀敷。

Fe-Ni合金镀浴使用在Ni镀敷的瓦特浴中添加了100g/L硫酸铁的镀浴。在钢板表面用辊涂布作为熔剂的ZnCl₂-NH₄Cl水溶液。

表3中示出了Sn-Zn镀浴的组成。浴温设定为280℃，镀敷后通过气体吹拂来调整镀层附着量(单面)。表3中一并示出了镀层附着量(单面)。

对热浸镀后的钢板实施Cr³⁺主体的处理，制成发明例和比较例的熔融Sn-Zn镀敷钢板。一部分钢板在上述退火后的冷却途中实施热浸镀锌。

对于发明例和比较例的热浸镀钢板，评价拉伸特性、作为深拉加工指标的r值、耐二次加工脆性、合掌状缝焊部的低温韧性和耐蚀性。评价方法如下所述。

关于拉伸特性，以拉伸方向与轧制方向平行的方式从热浸镀钢板中采集JIS5号试验片，进行拉伸试验，评价拉伸强度(TS)、屈服强度(YP)和伸长率(El)。将伸长率(El)为28％以上视为合格。

关于r值，对于与轧制方向平行的方向、45°方向和直角方向这三个方向从热浸镀钢板中采集JIS5号试验片，将与轧制方向平行的r值表示为r₀、将45°方向的r值表示为r₄₅、将直角方向的r值表示为r₉₀，用按照下述式<C>求出的r值的平均值r_ave来评价。将r_ave为1.10以上视为合格。

r_ave＝(r₀+2×r₄₅+r₉₀)/4 <C>

耐二次加工脆性如下来评价：从热浸镀钢板中采集直径95mm坯料，用外径50mm的冲头进行圆筒拉伸，将由此制作的拉深杯如图9所示倒置在底角30°的圆锥台上，在各种温度条件下使重量5kg的砝码从高度1m的位置下落，求出拉深杯没有发生破裂的最低的温度(耐二次加工脆性温度)。

耐二次加工脆性温度根据钢板的板厚和试验方法而改变，在冷轧钢板的板厚为1.1mm的本实施例中，将-50℃以下视为合格。

合掌状缝焊部的韧性如下评价：制作图6所示的试验片，用夹具将热浸镀钢板1a、1b的水平部固定，在各种温度下以200mm/分钟的速度拉伸，调查断裂后的断面，将脆性断面与延性断面各为50％的温度作为延性-脆性转变温度(℃)求出。将-40℃以下视为合格。

耐蚀性基于JIS Z2371实施比实际的燃料箱的环境更严格的试验—盐水喷雾试验(SST)来评价。将1000小时后的铁锈发生率为10％以下视为合格。

以上的评价结果示于表4中。

[表4]

如表4所示，发明例编号1的热浸镀钢板的耐蚀性良好，伸长率(El)为31.9％、r_ave为1.35，具有优异的加工性，耐二次加工脆性温度和合掌状缝焊部的延性-脆性转变温度均为低温、是良好的。

发明例编号2的热浸镀钢板也具有伸长率(El)为40.3％、r_ave为1.77的优异的加工性，并且耐蚀性、耐二次加工脆性和合掌状缝焊部的韧性也是优异的。

发明例编号3的热浸镀钢板也具有伸长率(El)为36.9％、r_ave为1.60的优异的加工性，并且耐蚀性、耐二次加工脆性和合掌状缝焊部的韧性也是优异的。

发明例编号4的热浸镀钢板的耐蚀性良好，具有伸长率(El)为29.0％、r_ave为1.20的优异的加工性，耐二次加工脆性温度和合掌状缝焊部的延性-脆性转变温度均为低温、是良好的。

发明例编号5的热浸镀钢板也具有伸长率(El)为30.9％、r_ave为1.30的优异的加工性，并且耐蚀性、耐二次加工脆性和合掌状缝焊部的韧性也是优异的。

发明例编号6的热浸镀钢板也具有伸长率(El)为43.2％、r_ave为1.98的优异的加工性，并且耐蚀性、耐二次加工脆性和合掌状缝焊部的韧性也是优异的。

发明例编号7的热浸镀钢板也具有伸长率(El)为42.4％、r_ave为1.91的优异的加工性，并且耐蚀性、耐二次加工脆性和合掌状缝焊部的韧性也是优异的。

发明例编号8的热浸镀钢板也具有伸长率(El)为36.7％、r_ave为1.59的优异加工性，并且镀敷性、耐二次加工脆性和合掌状缝焊部的韧性也是优异的。同样地，发明例编号9～20的热浸镀钢板的加工性、耐蚀性、耐二次加工脆性和合掌状缝焊部的韧性也是优异的。

另一方面，C偏离本发明范围的比较例编号21的热浸镀钢板的伸长率(El)低至24.3％、r_ave低至1.05，加工性差于发明例的热浸镀钢板，此外合掌状缝焊部的韧性也差。

Si偏离本发明范围的比较例编号22的热浸镀钢板的SST铁锈发生率超过90％，耐蚀性低。Mn超过本发明范围的上限的比较例编号23的热浸镀钢板的伸长率(El)和r_ave低于发明例的热浸镀钢板、加工性差，此外镀敷性和合掌状缝焊部的韧性也差。

P偏离本发明范围的比较例编号24的热浸镀钢板的耐二次加工脆性和合掌状缝焊部的韧性差于发明例的热浸镀钢板。Ti低于本发明范围的比较例编号25的热浸镀钢板的伸长率(El)和r_ave低，加工性差。

Ti超过本发明范围且TB*低于本发明范围的比较例编号26的热浸镀钢板的伸长率(El)和r_ave低，此外合掌状缝焊部的韧性也差于发明例的热浸镀钢板。

Nb低于本发明范围的比较例编号27的热浸镀钢板的伸长率(El)和r_ave低，不符合本发明的目的。另外，热浸镀层是热浸锌镀层，因此耐蚀性差于发明例的热浸镀钢板。

B低于本发明范围的比较例编号28的热浸镀钢板的耐二次加工脆性温度为-20℃，差于发明例的热浸镀钢板。另外，由于热浸镀层中的Zn量低，体现不出充分的牺牲防蚀效果，耐蚀性差。

B超过本发明范围的比较例编号29的热浸镀钢板的伸长率(El)和r_ave低，另外合掌状缝焊部的延性脆性转变温度也高，焊接部的韧性差。此外，热浸镀层的Zn量多，没有出现Sn初晶，助长了共晶单胞晶界的Zn偏析和粗大Zn晶体的生长，耐蚀性降低。

[P]超过10×[B]+0.03的比较例编号30和编号31的热浸镀钢板的耐二次加工脆性温度均为-30℃，差于发明例的热浸镀钢板，另外合掌状缝焊部的韧性也低。

另外，比较例编号31的热浸镀钢板的镀层附着量少、耐蚀性差，比较例编号30的热浸镀钢板的镀层附着量多，镀层表面呈现纹理状、表面性状劣化，而且焊接性差。

Al低于本发明范围的比较例编号32的热浸镀钢板由于脱氧不足在钢中生成了氧化物，因此伸长率(El)和r_ave低、加工性差，并且合掌状缝焊部的延性脆性转变温度也高，焊接部的韧性差。

Al超过本发明范围的比较例编号33和编号34的热浸镀钢板的合掌状缝焊部的韧性和耐二次加工脆性差于发明例的热浸镀钢板，并且伸长率(El)、r_ave也低，加工性差。

产业上的可利用性

如上所述，根据本发明，可以提供具有340MPa以上且低于540MPa的拉伸强度、可应用于汽车领域、尤其是燃料箱的冲压成形性、低温下优异的耐二次加工脆性和合掌状焊接部韧性、以及优异的耐蚀性的冲压加工用热浸镀高强度钢板。

而且，由本发明的冲压加工用热浸镀高强度钢板制造的燃料箱对于生物燃料发挥优异的效果。因此，本发明的产业上的可利用性高。

附图标记说明

1a、1b 热浸镀钢板

2 焊接部(合掌状缝焊部)

3 拉深杯

4 圆锥台

5 砝码

Claims

1.一种低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，其是在冷轧钢板的表面具有热浸镀层的高强度钢板，

TB*＝(0.11-[Ti])/(ln([B]×10000)) <A>

[P]≤10×[B]+0.03

2.根据权利要求1所述的低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，所述冷轧钢板按质量％计进一步含有Cu：0.005～1％、Ni：0.005～1％、Cr：0.005～1％、以及Mo：0.0005～1％中的一种或两种以上。

3.根据权利要求1或2所述的低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，所述热浸镀层含有1.0～8.8质量％的Zn、余量Sn和不可避免的杂质，镀层附着量为单面10～150g/m²。

4.根据权利要求1～3的任一项所述的低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，采用拉深比1.9对所述高强度钢板进行加工后的耐二次加工脆性温度为-50℃以下。

5.根据权利要求1～4的任一项所述的低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，所述高强度钢板的合掌状缝焊部的延性-脆性转变温度为-40℃以下。

6.一种低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板的制造方法，其特征在于，其是制造权利要求1～5的任一项所述的低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板的制造方法，该制造方法具有：

将具有与权利要求1或2所述的冷轧钢板的成分组成相同的成分组成的钢水连铸而获得板坯的工序；

7.根据权利要求6所述的低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述实施热浸镀的工序中，实施镀层含有1.0～8.8质量％的Zn、余量Sn和不可避免的杂质且镀层附着量为单面10～150g/m²的热浸镀。

8.根据权利要求6或7所述的低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述实施热浸镀的工序中，在实施热浸镀之前实施Fe-Ni的预镀。