CN107002207B - 表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板及其制造方法，以重量％计，所述钢板包含：碳(C)：0.1～0.3％、硅(Si)：0.1～2.0％、铝(Al)：0.005～1.5％、锰(Mn)：1.5～3.5％、磷(P)：0.04％以下(0％除外)、硫(S)：0.015％以下(0％除外)、氮(N)：0.02％以下(0除外)及余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且，包含0.01重量％～0.07重量％的选自铋(Bi)、锡(Sn)及锑(Sb)中的一种以上。

Description

表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板及其制 造方法
技术领域
本发明涉及一种表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，积极进行着用作建筑材料、汽车及火车等运输工具的部件的钢板的薄型化及轻量化。与此同时，为了提高这种钢板的耐久性，需要强度更高的钢板。
但是，这种钢板的高强度化会相对引发延展性的降低，因此，需要开发弥补该缺点的材料。
作为这种需要的一部分，积极地进行了用于改善钢板的强度与延展性之间的关系的研究，结果，开发出了一种利用作为低温组织的马氏体、贝氏体和残余奥氏体相的相变组织钢。这种相变组织钢区分为所谓的双相(Dual Phase，DP)钢、相变诱导塑性(Transformation Induced Plasticity，TRIP)钢、复相(Complex Phase，CP)钢等，这些钢根据母相和第二相的种类和分率会具有不同的机械性质，即，拉伸强度和延伸率的水平会不同，尤其，含有残余奥氏体的TRIP钢显示出最高的拉伸强度和延伸率的平衡值(TS×EI)。
在如上所述的相变组织钢中，与其他的钢相比，CP钢的延伸率低，因此只限于使用在辊轧成型等简单的加工，具有高延展性的DP钢和TRIP钢则适用于冷压成型等。
另外，除了上述的相变组织钢以外，专利文献1中公开了一种通过在钢中添加大量的碳(C)和锰(Mn)使钢的微细组织为单相奥氏体的孪生诱发塑性(Twinning InducedPlasticity，TWIP)钢。这种TWIP钢的拉伸强度和延伸率的平衡值(TS×EI)为50000MPa％以上，显示出非常优异的材质特性。
为了制造如上所述的TWIP钢，当C的含量为0.4重量％时，需要Mn的含量为约25重量％以上，当C的含量为0.6重量％时，需要Mn的含量为约20重量％以上。
但是，若不满足上述含量比例，则无法稳定地确保在母相中引起孪晶(twinning)现象的奥氏体相，而且会形成对加工性极为不利的HCP结构的ε马氏体(ε)和BCT结构的马氏体(α')，因此，需要添加大量的奥氏体稳定化元素，以使奥氏体在常温下稳定存在。如上所述，就添加大量的合金成分的TWIP钢而言，因合金成分引起的问题，铸造及轧制等工序条件非常苛刻，而且在经济上也存在制造成本大幅上升的问题。
因此，近年来，试图开发一种延展性高于作为所述相变组织钢的DP钢和TRIP钢且延展性低于TWIP钢但制造成本低的所谓的第三代钢或超高级高强度钢(eXtra AdvancedHigh Strength Steel，X-AHSS)，但是到目前为止还没有取得明显的成果。
更具体地，专利文献2中公开了一种由残余奥氏体和马氏体来构成主要组织的方法(Quenching and Partitioning Process(淬火配分工艺)，Q&P)，但是，如记载了利用这种方法来制造钢板的方法的非专利文献1中公开的内容，当碳的含量低至0.2％水平时，屈服强度为400MPa左右而非常低，而且最终产品中获得的延伸率也只有与现有TRIP钢类似的程度。并且，虽然提出了通过增加C和Mn的合金量来大幅提高屈服强度的方法，但是在这种情况下，具有过多的合金成分的添加所引起的焊接性变差的问题。
另外，为了制造延展性优异的高强度钢板，需要在钢中添加大量的Si、Mn及Al等合金元素，但是，包含容易氧化的Si、Mn及Al的高强度钢板与退火炉中存在的微量的氧或水蒸气进行反应，从而在钢板的表面上形成Si、Mn或Al的单一氧化物，或者形成所述成分的复合氧化物，从而降低锌的润湿性，因此，会发生锌未粘附在镀覆钢板的部分或整个表面上的所谓的未镀覆，从而大幅降低镀覆钢板的表面质量。
并且，因存在于镀层和基础钢板的界面上的氧化物，镀层和基础钢板的粘附力变弱，从而在钢板的成型过程中发生镀层脱落的所谓的镀覆剥离现象。
尤其，在退火后，随着Si、Mn及Al等氧化性成分的含量变多，Si、Mn或Al的单一氧化物或所述成分的复合氧化物的形成会随之加剧，因此，在780Mpa以上的高强度钢板中会存在未镀覆和镀覆剥离更严重的问题。
为了解决这种问题，专利文献3中提出了一种方法，即，在退火过程中以0.80～0.95的空气与燃料之比来控制空气和燃料，在氧化性气氛的直焰炉(direct flamefurnace)中氧化钢板，从而直到钢板内部的预定深度会形成包含Si、Mn或Al的单一氧化物或所述成分的复合氧化物的Fe氧化物，然后在还原性气氛中进行还原退火来还原Fe氧化物，之后进行热浸镀锌。
所述方法中，在能够使Fe氧化的高氧分压下进行加热，因此，Fe被氧化而直到表层部的预定深度会形成氧化物层，在这种氧化物层中比Fe易于氧化的元素也被氧化而以氧化物存在，因此，所述Fe无法进一步向表面扩散。但是，随着加热温度和时间的增加，存在于氧化物层下面的基础钢板中的易于氧化的成分，即，Si、Mn和/或Al会向基础钢板的表层部扩散，在基础钢板和氧化物层的界面上，则因氧化物而使扩散被阻断，但是，Fe氧化物与所述Si、Mn和/或Al发生反应，从而使铁氧化物还原为铁，Si、Mn和/或Al则形成它们的单一氧化物或复合氧化物。因此，在退火工序结束之后，在钢板的最表层部上存在包含部分Si、Mn和/或Al的单一氧化物或复合氧化物的被还原的铁层，在其下面则会形成由Si、Mn和/或Al的单一氧化物或复合氧化物构成的氧化物层。
因此，如上所述地，在退火工序中利用氧化后进行还原的方法来制造热浸镀锌钢板时，因存在于被还原的铁层下面的氧化物层，在冲压加工钢板时，存在于还原层与基础钢板之间的氧化物层脆弱，从而存在该部位的粘附力大幅降低的问题。
现有技术文献
(专利文献1)韩国公开专利公报第1994-0002370号
(专利文献2)美国公开公报第2006-0011274号
(专利文献3)韩国公开专利公报第2010-0030627号
(非专利文献1)(论文文献1)ISIJ International，Vol.51，2011，p.137-144
发明内容
要解决的技术问题
本发明为了解决如上所述的问题而提出的，本发明的目的在于提供一种热浸镀锌钢板及其制造方法，其中，就所述热浸镀锌钢板而言，利用以特定含量包含选自铋(Bi)、锡(Sn)及锑(Sb)中的一种以上的成分的钢种，通过一次退火工序来确保钢板的微细组织中的低温组织的分率，然后进行二次退火工序，从而具有优异的拉伸强度的同时能够确保钢板的延展性，因此成型加工性非常优异，同时表面质量和镀覆粘附性优异，从而也能够防止在钢板的成型过程中发生镀覆剥离等。
技术方案
本发明的一方面的目的在于提供一种表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板，以重量％计，所述钢板包含：碳(C)：0.1～0.3％、硅(Si)：0.1～2.0％、铝(Al)：0.005～1.5％、锰(Mn)：1.5～3.5％、磷(P)：0.04％以下(0％除外)、硫(S)：0.015％以下(0％除外)、氮(N)：0.02％以下(0除外)及余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且，包含0.01重量％～0.07重量％的选自铋(Bi)、锡(Sn)及锑(Sb)中的一种以上。
其中，所述Si和Al成分之和优选为1.0重量％以上。
并且，优选地，以面积分数计，本发明的热浸镀锌钢板的微细组织包含5％以下的多边形铁素体、70％以下的针状铁素体、25％以下(0％除外)的针状的残余奥氏体及余量的马氏体。
另外，所述热浸镀锌钢板包含基础钢板和形成在所述基础钢板表面上的镀锌层，从所述基础钢板和镀锌层的界面向基础钢板方向的0～0.1μm深度中的选自Bi、Sn及Sb中的一种以上的浓度可以为向基础钢板方向的0.2μm以上的深度中的浓度的2～20倍。
另外，所述热浸镀锌钢板的拉伸强度可以为780Mpa以上。
然后，以重量％计，所述热浸镀锌钢板还可以包含选自钛(Ti)：0.005～0.1％、铌(Nb)：0.005～0.1％、钒(V)：0.005～0.1％、锆(Zr)：0.005～0.1％及钨(W)：0.005～0.5％中的一种以上。
并且，以重量％计，所述热浸镀锌钢板还可以包含选自钼(Mo)：1％以下(0％除外)、镍(Ni)：1％以下(0％除外)、铜(Cu)：0.5％以下(0％除外)及铬(Cr)：1％以下(0％除外)中的一种以上。
此外，以重量％计，所述热浸镀锌钢板还可以包含选自钙(Ca)：0.01％以下(0％除外)、硼(B)：0.01％以下(0％除外)中的一种以上。
另一方面，本发明的目的在于提供一种表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板的制造方法，包括以下步骤：准备板坯，以重量％计，所述板坯包含：碳(C)：0.1～0.3％、硅(Si)：0.1～2.0％、铝(Al)：0.005～1.5％、锰(Mn)：1.5～3.5％、磷(P)：0.04％以下(0％除外)、硫(S)：0.015％以下(0％除外)、氮(N)：0.02％以下(0除外)及余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且，包含0.01重量％～0.07重量％的选自铋(Bi)、锡(Sn)及锑(Sb)中的一种以上；将所述板坯以1000℃～1300℃进行再加热；将所述再加热的板坯以800℃～950℃的精轧温度进行热轧；在750℃以下的温度下，对所述热轧的热轧钢板进行收卷；将所述收卷的热轧钢板进行冷轧；一次退火，在露点(Dew Point)为-45℃以下、H2-N2气体气氛中，将所述冷轧的冷轧钢板以Ac3以上的温度进行加热后保持，之后进行冷却处理；二次退火，在露点为-20℃～-60℃、H2-N2气体气氛中，将所述经过一次退火处理的钢板以Ac1～Ac3的温度范围进行加热后保持，然后以20℃/s以上的平均冷却速度冷却至Ms(马氏体相变开始温度)～Mf(马氏体相变结束温度)的温度范围内，然后以所述Ms以上的温度进行再加热并保持一秒以上；以及对所述经过二次退火处理的钢板进行热浸镀锌。
此时，所述冷轧步骤可以以25％以上的压下量来进行。
并且，所述一次退火步骤中的H2-N2气氛气体可以包含2体积％以上的氢。
尤其，优选地，在本发明中进行所述一次退火步骤之后，以面积分数计，所述冷轧钢板的微细组织包含90％以上的选自贝氏体及马氏体中的一种以上。
根据需要，本发明的制造方法中在所述一次退火步骤之后还可以包括酸洗处理步骤。
另外，所述二次退火步骤中的H2-N2气氛气体可以包含3体积％以上的氢。
此外，所述技术方案并没有列出本发明的全部特征。可参照下面的具体的实施方式，更详细地理解本发明的多种特征和与其对应的优点和效果。
有益效果
本发明的热浸镀锌钢板具有优异的拉伸强度的同时，能够确保优异的延展性，从而具有成型加工性非常优异的优点，同时表面质量和镀覆粘附性优异，从而也能够防止在钢板的成型过程中发生镀覆剥离等，因此能够灵活应用于建筑部件、汽车钢板等工业领域。
附图说明
图1(a)是示出本发明的一次退火工序的一个例子的图。
图1(b)是示出本发明的二次退火工序的一个例子的图。
图2是示出基于初始组织的差异的二次退火工序中的热处理保持期间转变为奥氏体的速度的差异的例示图。
图3是示出发明例12的从热浸镀锌钢板的基础钢板和镀锌层的界面向基础钢板深度方向中的Fe、Mn、Si及Sn的成分分析结果的图。
优选实施方式
下面，对本发明的优选实施方式进行说明。但是，本发明的实施方式可以变更为其他多种方式，本发明的范围并不限定于以下说明的实施方式。并且，本发明的实施方式是为了向本技术领域的普通技术人员更完整地说明本发明而提供的。
本发明人为了制造具有优异的拉伸强度且确保优异的延展性的同时表面质量和镀覆粘附性优异的热浸镀锌钢板进行了反复研究，结果确认，利用以特定含量包含选自铋(Bi)、锡(Sn)及锑(Sb)中的一种以上的成分的钢种，通过一次退火工序来确保钢板的微细组织中的低温组织的分率，然后进行二次退火工序，从而能够实现如上所述的目的，并完成了本发明。
更具体地，本发明的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板的特征在于，以重量％计，包含：碳(C)：0.1～0.3％、硅(Si)：0.1～2.0％、铝(Al)：0.005～1.5％、锰(Mn)：1.5～3.5％、磷(P)：0.04％以下(0％除外)、硫(S)：0.015％以下(0％除外)、氮(N)：0.02％以下(0除外)及余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且，包含0.01重量％～0.07重量％的选自铋(Bi)、锡(Sn)及锑(Sb)中的一种以上。
下面，对本发明的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板进行详细说明。
首先，对本发明的热浸镀锌钢板的成分组成和含量进行限定的原因进行说明。
碳(C)：0.1～0.3重量％
碳(C)是用于强化钢的有效元素，是本发明中为了残余奥氏体的稳定化和确保强度而添加的重要元素。为了实现上述目的，优选以0.1重量％以上的含量来添加所述C，但是当C含量超过0.3重量％时，不仅会使产生板坯缺陷的风险增加，而且使焊接性显著降低。因此，在本发明中，所述C的含量优选限制为0.1～0.3重量％。
硅(Si)：0.1～2.0重量％
硅(Si)是在铁素体内抑制碳化物的析出，并促使铁素体中的碳扩散至奥氏体，最终有助于残余奥氏体的稳定化的元素。为了实现上述目的，优选以0.1重量％以上的含量来添加所述Si，但是，当Si含量超过2.0重量％时，热轧和冷轧性非常差，并且在钢表面上形成氧化物，由此存在降低镀覆性的问题。因此，在本发明中，所述Si的含量优选限制为0.1～2.0重量％。
铝(Al)：0.005～1.5重量％
铝(Al)是与钢中的氧结合而起到脱氧作用的元素，为此，Al的含量优选保持在0.005重量％以上。此外，Al如同所述Si，在铁素体中抑制碳化物的生成，从而有助于残余奥氏体的稳定化。但是，当所述Al的含量超过1.5重量％时，在铸造时与保护渣(mold flux)反应，从而难以制造良好的板坯，并且，如同Si，会形成表面氧化物，从而存在降低镀覆性的问题。因此，在本发明中，所述Al的含量优选限制为0.005～1.5重量％。
另外，在本发明中，如上所述，所述Si和Al是有助于残余奥氏体的稳定化的元素，为了有效地起到所述作用，所述Si和Al的成分之和优选为1.0重量％以上。
锰(Mn)：1.5～3.5重量％
锰(Mn)是抑制铁素体的相变的同时对残余奥氏体的形成和稳定化有效的元素。当所述Mn的含量小于1.5重量％时，会发生大量的铁素体相变，因此对于所制造的钢板存在难以确保所需强度的问题。并且，当所述Mn的含量超过3.5重量％时，在本发明的二次退火工序中的热处理时的相变延迟过长，由此会形成大量的马氏体，从而对于所制造的钢板存在难以确保所期望的延展性的问题。因此，在本发明中，所述Mn的含量优选限制为1.5～3.0重量％。
磷(P)：0.04重量％以下(0％除外)
磷(P)是能够获得固溶强化效果的元素，但是，当P含量超过0.04重量％时，焊接性降低，并且会存在发生钢的脆性(brittleness)的风险增加的问题。因此，优选地，所述P含量的上限限制为0.04重量％以下，更优选地，限制为0.02重量％以下。
硫(S)：0.015重量％以下(0％除外)
硫(S)是钢中不可避免地含有的杂质元素，优选地，尽量抑制其含量。虽然理论上将S的含量限制为0％比较有利，但是在制造工艺中不可避免地含有，因此重要的是控制其上限，当S的含量超过0.015重量％时，阻碍钢板的延展性和焊接性的可能性较高。因此，在本发明中，所述S含量的上限优选限制为0.015重量％以下。
氮(N)：0.02重量％以下(0除外)
氮(N)是在奥氏体的稳定化中起到有效作用的元素，但是，当N含量超过0.02重量％时，发生钢的脆性的风险增加，并且随着与Al反应而析出过量的AlN，会存在连铸的质量降低的问题。因此，在本发明中，所述N含量的上限优选限制为0.02重量％以下。
另外，本发明的热浸镀锌钢板优选包含0.01重量％～0.07重量％的选自铋(Bi)、锡(Sn)及锑(Sb)中的一种以上。如上所述的选自铋(Bi)、锡(Sn)及锑(Sb)中的一种以上的成分是本发明中必需添加的成分。下面具体说明添加所述成分的原因和限定其含量的原因。
为了制造如本发明所述的具有高强度和优异的延展性的钢板，需要添加大量的Mn、Si及Al。若对这种钢板实施还原再结晶退火，则钢中存在的Mn、Si及Al会扩散到钢表面，在表面上形成氧化物。
尤其，如本发明所述，当钢中的Si与Al成分之和超过1重量％时，在钢表面上形成的氧化物是Si及Al的含量高的Mn、Si及Al的复合氧化物，以网状扩散在钢板表面上而存在。此时，经过退火处理的钢表面大部分被氧化物覆盖，因此，为了镀锌而将其浸渍于镀锌浴中时，会大幅降低锌的润湿性。
但是，如本发明所述，当在钢中以0.01重量％～0.07重量％的含量范围来添加选自Bi、Sn及Sb中的一种以上的成分时，若以后述的条件进行一次退火和二次退火工序之后进行镀锌处理，则从基础钢板和镀锌层的界面向基础钢板方向的0.1μm以内的深度中浓缩的选自Bi、Sn及Sb中的一种以上的成分含量为向基础钢板方向的0.2μm以上的深度中浓缩的含量的2倍以上。此时，当选自Bi、Sn及Sb中的一种以上的成分浓缩在基础钢板表层部中时，会阻碍Si、Al及Mn向表面扩散，从而抑制在钢板的表面上形成复合氧化物。因此，在退火处理之后浓缩在钢板表面上的Si、Al及Mn系复合氧化物的量会减少，由此，能够在镀锌液中提高与熔融锌的润湿性(wettability)，因此，能够获得没有未镀覆区域的表面质量优异的热浸镀锌钢板。不仅如此，使在镀覆浴中Al与基础钢板的Fe发生反应而在基础钢板和镀锌层的界面上形成Fe-Al合金相变得容易，因此，能够显著改善镀覆粘附性。
另外，如上所述，所述选自Bi、Sn及Sb中的一种以上的成分优选以0.01重量％～0.07重量％的含量范围来添加。其原因为，当所述成分的添加量小于0.01重量％时，从基础钢板和镀锌层的界面向基础钢板方向的0.1μm以内的深度中浓缩的选自Bi、Sn及Sb中的一种以上的含量小于向基础钢板方向的0.2μm以上的深度中浓缩的含量的2倍，因此，镀覆性和镀覆粘附性的改善效果不足。并且，当所述成分的添加量超过0.07重量％时，钢板的脆性会增加，从而存在延展性降低的问题。因此，所述选自Bi、Sn及Sb中的一种以上的含量优选限制为0.01重量％～0.07重量％。
另外，本发明的热浸镀锌钢板的基础钢板中除了上述成分以外，为了提高强度等，还可以包含选自钛(Ti)、铌(Nb)、钒(V)、锆(Zr)及钨(W)中的一种以上的成分。这些成分的含量如下所示。
钛(Ti)：0.005～0.1重量％
铌(Nb)：0.005～0.1重量％
钒(V)：0.005～0.1重量％
锆(Zr)：0.005～0.1重量％
钨(W)：0.005～0.5重量％
如上所述地，钛(Ti)、铌(Nb)、钒(V)、锆(Zr)及钨(W)是对钢板的析出强化和晶粒微细化有效的元素，当其含量分别少于0.005重量％时，存在难以实现上述目的的问题。并且，当钛(Ti)、铌(Nb)、钒(V)及锆(Zr)的含量分别超过0.1重量％时和/或当钨(W)的含量超过0.5重量％时，制造成本大幅增加，并且形成过多的析出物，因此反而会导致钢板的延展性大幅降低。
另外，本发明的热浸镀锌钢板还可以包含选自钼(Mo)、镍(Ni)、铜(Cu)及铬(Cr)中的一种以上的成分。这些成分的含量如下所示。
钼(Mo)：1重量％以下(0除外)
镍(Ni)：1重量％以下(0除外)
铜(Cu)：0.5重量％以下(0除外)
铬(Cr)：1重量％以下(0除外)
如上所述地，钼(Mo)、镍(Ni)、铜(Cu)及铬(Cr)是有助于残余奥氏体的稳定化的元素，这些元素与C、Si、Mn、Al等一起起到复合作用而有助于奥氏体的稳定化。此时，当Mo、Ni和Cr的含量分别超过1.0重量％时和/或当Cu的含量超过0.5重量％时，存在制造成本过度增加的问题，因此，优选地，控制所述成分的上限，以使其不超过上述值。
此时，当添加所述成分中的铜(Cu)时，在进行热轧工序时可能会引发钢板的脆性所引起的问题，因此，更优选地，一同添加镍(Ni)。
另外，本发明的热浸镀锌钢板还可以包含选自钙(Ca)、硼(B)中的一种以上的成分。这些成分的含量如下所示。
钙(Ca)：0.01％以下(0％除外)
硼(B)：0.01％以下(0％除外)
本发明中，所述钙(Ca)是控制硫化物的形态而有利于提高加工性的元素，当Ca含量超过0.01重量％时，所述效果会饱和，因此，Ca含量的上限优选为0.01重量％以下。
并且，硼(B)通过与Mn和/或Cr等的复合效果来提高淬透性，从而具有在高温下抑制软质铁素体的相变的效果，但是，当B含量超过0.01重量％时，在进行镀覆时过量的B会浓缩在钢的表面上，导致镀覆粘附性的劣化，因此，B含量的上限优选为0.01重量％以下。
另外，本发明的基础钢板中除了所述成分以外的其余成分为铁(Fe)。但是，在通常的钢铁生产过程中，会从原料或周围环境不可避免地混入杂质，因此无法排除这些杂质。这种杂质对于通常的钢铁生产过程中的技术人员来说是众所周知的，因此在本说明书中没有特别地提及其全部内容。
优选地，本发明的热浸镀锌钢板满足所述成分条件的同时，以面积分数计，其微细组织包含5％以下的多边形铁素体、70％以下的针状铁素体、25％以下(0％除外)的针状的残余奥氏体及余量的马氏体。此时，意味着所述多边形铁素体的短轴与长轴之比超过0.4，所述针状铁素体的短轴与长轴之比为0.4以下。
此时，所述多边形铁素体起到降低本发明的热浸镀锌钢板的屈服强度的作用，其面积分数优选为5％以下。其原因为，在低屈服强度的情况下，具有易于将本发明的热浸镀锌钢板应用于结构部件中的优点。
另外，在本发明中，由于后述的二次退火工序的特征，会生成部分马氏体，因此，优选地，针状铁素体和针状的残余奥氏体的面积分数是两相之和为95％以下，并且可以包含余量的马氏体。
此时，本发明的热浸镀锌钢板中包含所述针状铁素体和针状的残余奥氏体作为主要组织时，非常有利于确保钢板的强度和延展性。然而，虽然所述针状的残余奥氏体是有利地确保强度和延展性的平衡的必要组织，但是，当其分率过大时，即，超过25％时，碳分散并扩散，从而具有针状的残余奥氏体不能充分稳定化的问题。因此，在本发明中，所述针状的残余奥氏体的面积分数的上限优选为25％以下。
并且，所述针状铁素体包含后述的二次退火工序中的退火温度下的热处理和冷却至Ms～Mf范围的温度之后再加热来进行热处理的过程中生成的贝氏体。其原因为，因本发明中所添加的Si和Al，本发明的贝氏体与普通贝氏体不同，没有碳化物(carbide)的析出，因此定义为短轴与长轴之比为0.4以下的针状铁素体。实际上，在二次退火工序中，并不容易区分在退火温度下的热处理时生成的针状铁素体和在冷却至Ms(马氏体相变开始温度)～Mf(马氏体变相结束温度)范围的温度之后再加热来进行热处理的过程中生成的针状铁素体(没有碳化物的析出的贝氏体)。
另外，优选地，满足所述成分条件的本发明的热浸镀锌钢板包含基础钢板和形成在所述基础钢板表面上的镀锌层，从所述基础钢板和镀锌层的界面向基础钢板方向的0～0.1μm深度中的选自Bi、Sn及Sb中的一种以上的成分的浓度为向基础钢板方向的0.2μm以上的深度中的浓度的2～20倍。即，这是因为所述浓度至少为2倍以上才能确保热浸镀锌钢板的优异的表面质量和镀覆粘附性。虽然从所述基础钢板和镀锌层的界面向基础钢板方向的0～0.1μm深度中的选自Bi、Sn及Sb中的一种以上的成分的浓度越是大于向基础钢板方向的0.2μm以上的深度中的浓度，则表面质量越优异，但是，当基础钢板表层部的所述成分的浓度过高时，在焊接过程中，焊接部周围的基础钢板表层部上会发生微细裂纹，因此，所述成分的最大浓度优选限制为20倍。此时，在焊接部引发微细裂纹的确切原因还不得而知，但是，根据本发明人的研究，推定为低熔点的Bi、Sb和/或Sn在焊接过程中的高温下被液态化而引发液化裂纹。另外，本发明中所述浓度是指选自Bi、Sn及Sb中的一种以上的成分浓缩的量，即，浓缩物的量。
另外，确保所述成分条件和如上所述的微细组织的本发明的热浸镀锌钢板的拉伸强度可以为780MPa以上，更具体地，可以为780MPa～1800MPa，或者780MPa～1500MPa左右。并且，本发明的热浸镀锌钢板具有如上所述的优异的拉伸强度的同时，能够确保优异的延展性，从而具有成型加工性非常优异的优点，同时表面质量和镀覆粘附性优异，从而也能够防止在钢板的成型过程中发生镀覆剥离等，因此非常有益。
然后，详细说明如上所述的本发明的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板的制造方法。
本发明的热浸镀锌钢板可以通过对满足前述的成分条件的钢坯进行再加热-热轧-收卷-冷轧-一次退火-酸洗-二次退火-镀覆的工艺来制造。
更具体地，本发明的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板的制造方法的特征在于，包括以下步骤：准备板坯，以重量％计，所述板坯包含：碳(C)：0.1～0.3％、硅(Si)：0.1～2.0％、铝(Al)：0.005～1.5％、锰(Mn)：1.5～3.5％、磷(P)：0.04％以下(0％除外)、硫(S)：0.015％以下(0％除外)、氮(N)：0.02％以下(0除外)及余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且，包含0.01重量％～0.07重量％的选自铋(Bi)、锡(Sn)及锑(Sb)中的一种以上；将所述板坯以1000℃～1300℃进行再加热；将所述再加热的板坯以800℃～950℃的精轧温度进行热轧；在750℃以下的温度下，对所述热轧的热轧钢板进行收卷；将所述收卷的热轧钢板进行冷轧；一次退火，在露点(Dew Point)为-45℃以下、H2-N2气体气氛中，将所述冷轧的冷轧钢板以Ac3以上的温度进行加热后保持，之后进行冷却处理；二次退火，在露点(Dew Point)为-20℃～-60℃、H2-N2气体气氛中，将所述经过一次退火处理的钢板以Ac1～Ac3的温度范围进行加热后保持，然后以20℃/s以上的平均冷却速度冷却至Ms(马氏体相变开始温度)～Mf(马氏体相变结束温度)的温度范围内，然后以所述Ms以上的温度进行再加热并保持一秒以上；以及对所述经过二次退火处理的钢板进行热浸镀锌。
下面详细说明各个工序(步骤)。
准备板坯步骤
准备板坯，以重量％计，所述板坯包含：碳(C)：0.1～0.3％、硅(Si)：0.1～2.0％、铝(Al)：0.005～1.5％、锰(Mn)：1.5～3.5％、磷(P)：0.04％以下(0％除外)、硫(S)：0.015％以下(0％除外)、氮(N)：0.02％以下(0除外)及余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且，包含0.01重量％～0.07重量％的选自铋(Bi)、锡(Sn)及锑(Sb)中的一种以上。
限定所述各成分的组成和含量的原因如上所述。
再加热步骤
对所述板坯进行再加热。
此时，所述板坯的再加热温度优选为1000℃～1300℃范围。这是因为可以在进行热轧工序之前对钢坯进行再加热来进行均质化处理。此时，如果所述再加热温度低于1000℃，则会发生轧制负荷急剧增加的问题，如果所述温度超过1300℃，则不仅导致能量成本增加，而且还会发生形成过多的表面氧化皮的问题。因此，在本发明中，板坯的再加热工序优选是在1000～1300℃的温度范围下进行。
热轧步骤
对所述再加热的板坯进行热轧，从而制造热轧钢板。
此时，热轧优选以800℃～950℃的精轧温度进行。如果所述精轧温度低于800℃，则导致轧制负荷大幅增加，从而存在难以进行轧制的问题，如果所述温度超过950℃，则导致轧辊的热疲劳大幅增加，成为降低寿命的原因，并成为表面氧化膜的生成所引起的表面质量劣化的原因。因此，热轧工序中的精轧温度优选限制为800℃～950℃。
收卷步骤
对如上所述的热轧钢板进行收卷。
此时，收卷温度优选为750℃以下。当收卷工序中的收卷温度过高时，在热轧钢板的表面上会形成过多的氧化皮，从而引发表面缺陷，并成为导致镀覆性劣化的原因。因此，收卷工序优选在750℃以下进行。此时，对收卷温度的下限不做特别限定，但是，考虑到因马氏体的生成而导致热轧钢板的强度过高时，难以进行作为后续工序的冷轧工序，因此，优选在Ms(马氏体相变开始温度)～750℃范围内进行。
冷轧步骤
将所述收卷的热轧钢板进行冷轧。
所述冷轧是为了将钢板的形状和厚度制造成所需的形态而进行的。此时，只要所述冷轧时的压下率为能够确保所需的厚度的程度，则不做特别限定，但是，为了在后述的退火工序中的再结晶化过程中抑制粗大的铁素体晶粒的生成，优选以25％以上的冷轧压下率来进行冷轧。
一次退火步骤
本发明的热浸镀锌钢板的微细组织的特征在于，以面积分数计，包含5％以下的多边形铁素体、70％以下的针状铁素体、25％以下(0％除外)的针状的残余奥氏体及余量的马氏体。为了制造这种热浸镀锌钢板，对一次退火工序和后述的二次退火工序的控制非常重要。
尤其，本发明的特征在于，为了通过这种退火工序并通过碳和锰等元素的再分配(partitioning)来确保所需的微细组织，在一次退火工序中确保低温组织，然后在后述的二次退火工序中进行Q&P热处理工艺，而不是进行如现有技术中的冷轧后连续进行Q&P(Quenching and Partitioning Process(淬火配分工艺)，Q&P)退火工艺。
下面，更详细地说明一次退火工序。
首先，进行如下的一次退火工序，即，将所述冷轧钢板以Ac3以上的温度进行加热后保持，然后进行冷却(参照图1(a))。此时，对加热后保持的时间不做特别限定，但是考虑到生产性，优选地，例如在2分钟以下的范围保持后进行冷却。
这是为了使在一次退火工序中以Ac3以上的温度进行加热来进行热处理的冷轧钢板的微细组织具有以面积分数计为90％以上的选自贝氏体及马氏体中的一种以上作为主相。此时，当所述热处理温度达不到Ac3时，形成大量的软质多边形铁素体，因此在进行作为后续工序的二次退火工序时，因一次退火工序中已形成的多边形铁素体，使获得微细的最终退火组织的效果降低。因此，在一次退火工序中的热处理温度的下线优选控制为Ac3以上。
此时，所述一次退火工序优选在含有2体积％以上的氢的H2-N2气氛的退火炉中进行，以能够还原存在于冷轧钢板表面上的铁氧化物。
并且，在所述一次退火工序中的退火炉内的露点温度对后述的二次退火工序之后的Si、Al及Mn系表面氧化物的浓缩起到很大的影响，因此，优选控制为-45℃以下。在退火过程中，炉内气氛气体的露点越低，则Mn的扩散越慢，Si或Al的表面扩散越快，因此，一次退火结束之后会在表面上形成Si和Al含量高的复合氧化物，但是，相对地，在表层部正下方区域中Si和Al会耗尽。如上所述地，在Si和Al耗尽的区域中，会发生选自Bi、Sn及Sb中的一种以上的成分的浓缩。
于此相反，当在一次退火工序中的退火炉内的露点温度高于-45℃时，Si和Al的表面扩散速度变慢，Mn的扩散加快，因此，在一次退火工序之后存在于钢板表面上的Mn的含量相对变高，从而会形成Mn含量高的Mn、Si及Al系复合氧化物，并且，在钢板的表层部正下方区域中Si和Al不会耗尽，或者即使耗尽，也会发生其量不充足的问题。
因此，在本发明的制造方法中，将所述一次退火工序的退火炉内的露点温度控制为-45℃以下尤为重要。
另外，利用如上所述的方法能够获得如下钢板，即，在完成一次退火工序的一次退火钢板的表面上形成Si和Al的含量高的Mn、Si及Al系复合氧化物，在所述钢板的表层部的正下方区域中，Si和Al耗尽，但浓缩有选自Bi、Sn及Sb中的一种以上的成分。如上所述的浓缩层在后述的二次退火工序中会抑制Si和Al向表面扩散，从而减少表面上的Si和Al的浓缩量，最终能够显著改善本发明的热浸镀锌钢板的镀锌性。
然后，经过如上所述的一次退火工序的一次退火钢板的微细组织的特征在于，以面积分数计，包含90％以上的选自贝氏体及马氏体中的一种以上。这是为了确保通过二次退火工序来制造的冷轧钢板的优异的强度和延展性，如果在一次退火工序中确保的如上所述的低温组织相的分率小于90％，则难以获得由前述的铁素体、残余奥氏体及低温组织相组成的本发明的热浸镀锌钢板。为了便于理解，图2中例示性地示出了基于初始组织的差异的二次退火工序中的热处理保持期间转变为奥氏体的速度差异。参照图2可知，与后述的二次退火工序中的热处理保持时间为2分钟以下的期间没有满足如上所述的微细组织分率的现有钢板相比，在一次退火工序之后以面积分数计包含90％以上的选自贝氏体及马氏体中的一种以上的微细组织的本发明的钢板的奥氏体分率更高。
另外，如上所述，就退火炉内的露点(Dew Point)为-45℃以下、H2-N2气体气氛中进行一次退火工序的一次退火钢板而言，从基础钢板表面到内部0.1μm的深度中的选自Bi、Sn及Sb中的一种以上的成分发生浓缩。但是，前述的本发明的热浸镀锌钢板的特征，即，基础钢板的0.1μm以内的深度中的选自Bi、Sn及Sb中的一种以上的成分的浓度为0.2μm以上的深度中的浓度的2～20倍的特征并不是通过一次退火工序来完成。这是直到后述的二次退火工序结束之后才能获得的特征。
酸洗处理步骤
选择性地，本发明的热浸镀锌钢板的制造方法中在一次退火步骤之后还可以包括酸洗处理步骤。
在所述酸洗工序中去除一次退火工序之后在钢板表面上形成的氧化物。此时，例如，所述酸洗工序可以利用2体积％～20体积％的盐酸水溶液来进行。当酸洗溶液中的盐酸的浓度小于2体积％时，酸洗表面氧化物所需时间较长，因此不经济，当所述盐酸浓度超过20体积％时，盐酸会蒸发，从而存在污染设备的问题。
另外，本发明中，所述酸洗工序只要能够去除钢板的表面氧化物，则可以使用盐酸以外的酸来进行，对此并没有特别的限定。并且，酸洗方法也可以使用所属技术领域中众所周知的方法，例如，可以利用浸渍或喷洒等来进行，对此并没有特别的限定。
并且，优选地，对利用如上所述的方法完成酸洗处理的钢板进行水洗工序和干燥工序。
二次退火步骤
在完成所述一次退火工序并选择性地完成酸洗工序之后，进行二次退火工序。所述二次退火工序可以通过热处理、冷却及再加热处理的方法进行。
首先，所述热处理可以通过对一次退火钢板或酸洗钢板以Ac1～Ac3范围的温度进行加热后保持的方法来进行。(参照图1(b))。
在本发明的二次退火工序中进行热处理时以Ac1～Ac3范围的温度进行加热是为了在二次退火时通过向奥氏体的合金元素的分配来确保奥氏体的稳定性，并在冷却至常温之后获得的最终组织中确保残余奥氏体。并且，可通过以所述温度范围进行加热后保持其温度来诱导一次退火工序后形成的低温组织相(贝氏体和马氏体)的逆相变和碳、锰等合金元素的再分配。为了方便，此时的再分配称为一次再分配。
另外，为了合金元素的一次再分配而在Ac1～Ac3的温度范围保持时，只要使合金元素向奥氏体充分扩散即可，因此，对其时间并没有特别的限定。但是，若保持时间过长，则可能会导致生产性的降低，并且再分配效果也会饱和，因此，考虑到这些因素，优选以2分钟以下来进行。
通过上述方法来完成合金元素的一次再分配后，冷却至Ms(马氏体相变开始温度)～Mf(马氏体相变结束温度)范围内的温度，然后再次将其以Ms以上的温度进行再加热，从而重新进行诱导合金元素的再分配的过程。为了方便，此时的再分配称为二次再分配。
此时，就冷却至Ms～Mf范围内的温度的工序而言，为了在冷却时抑制多边形铁素体的形成，优选以20℃/s以上的平均冷却速度来进行。另外，在进行所述冷却工序时，为了抑制钢板的蛇行等，可以在所述二次退火工序中的热处理之后直接通过缓慢冷却区间。此时，在所述缓慢冷却区间中只有尽量抑制向多边形铁素体的相变，才能够确保如本发明的热浸镀锌钢板的微细组织和物理性质。
并且，以Ms以上的温度进行再加热的工序优选以500℃以下来进行。这是因为在以Ms以上的温度进行再加热的步骤中，若在超过500℃的温度下保持长时间，则奥氏体相会转变为珠光体，从而无法确保所需的微细组织。
另外，在所述二次退火工序中退火炉内的露点温度优选控制为-20℃～-60℃。当露点温度高于-20℃时，部分Si、Al及Mn发生内部氧化，从而沿着基础钢板的内部晶界以氧化物形式存在，并且，对包含内部氧化物的钢板进行弯曲成型时，内部氧化物容易被破坏，从而引发钢板的裂纹。并且，当露点温度低于-60℃时，即使通过一次退火工序，使基础钢板的表层部上存在Si和Al的耗尽区域，并存在含有选自Bi、Sn及Sb中一种以上的成分的浓缩层，但是，耗尽区域下方的部分Si和Al会向表面扩散，从而在二次退火工序之后在基础钢板的表面上形成Si和Al含量高的复合氧化物，因此不优选。图3是示出通过本发明的制造方法制造的发明例12的从热浸镀锌钢板的基础钢板和镀锌层的界面向基础钢板的深度方向中的Fe、Mn、Si及Sn的成分分析结果的图。如上所述，通过图3可知，形成Sb浓缩层，并形成Si耗尽区域。
并且，为了防止一次退火钢板表面的氧化，所述二次退火工序优选在含有3体积％以上的氢的H2-N2气氛的退火炉中进行。
另外，如上所述的二次退火工序优选在退火后能够直接进入镀覆工序的连续热浸镀覆设备中进行。
热浸镀锌步骤
对利用如上所述的方法完成二次退火的钢板进行热浸镀锌。
此时，所述热浸镀锌可以通过所属技术领域中众所周知的方法进行，对此不做特别的限定。例如，所述热浸镀锌可以以在热浸镀锌浴中以440℃～500℃的浸渍温度进行浸渍来调节镀覆粘附量之后进行冷却的方法进行。此时，当热浸镀锌浴的温度低于440℃时，锌的粘度增加，从而降低镀覆浴内的辊的驱动性，当镀覆浴的温度超过500℃时，锌的蒸发加剧，因此，不优选。
此时，所述热浸镀锌浴可以包含0.1重量％～0.3重量％的铝(Al)及余量的锌(Zn)和其他不可避免的杂质。当热浸镀锌浴内的Al含量小于0.1％时，在基础钢板和镀锌层的界面上形成的Fe-Al合金相的形成受到抑制，因此，Al含量的下限优选限制为0.1％。并且，当Al含量超过0.3％时，镀锌层内的Al含量增加，从而存在降低焊接性的问题。
合金化处理步骤
根据需要，本发明的制造方法中在所述热浸镀锌步骤之后还可以包括合金化处理步骤。
此时，为了增加合金化速度，更优选地，热浸镀锌浴的Al含量的上限限制为0.15％。并且，合金化热浸镀锌层的Fe含量优选为7重量％～13重量％，为此，合金化温度优选控制为500℃～600℃。
具体实施方式
下面，通过实施例更具体说明本发明。但是，需要注意的是，下述实施例仅是为了更详细说明本发明而例示的，而并不是用于限定本发明的权利范围。本发明的权利范围是根据权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容来决定。
(发明例1～21和比较例1～18)
利用具有下述表1和表2中记载的成分和含量的钢种A～I，通过真空熔炼制成厚度为90mm、宽度为175mm的钢锭(ingot)，之后在1200℃下再加热1小时来进行均质化处理，然后在Ar3以上的温度的900℃下进行热精轧来制造热轧钢板。
然后，冷却所述热轧钢板后投入到预先加热至600℃的炉中保持1小时，然后进行炉冷，从而模拟热轧收卷。将所述经过热轧的板材以50％～60％的冷轧压下率进行冷轧，然后以一次退火温度进行加热后进行冷却，以具有下述表4中示出的组织。此时，一次退火温度和一次退火炉内的露点调整为如下述表4中所示，一次退火炉内的气氛气体使用了包含5体积％的氢的H2-N2。
然后，在加热至60℃的10体积％的盐酸水溶液中，对所述一次退火钢板进行酸洗2秒钟后进行水洗和干燥，之后以表5的条件进行二次退火。此时，二次退火炉内的气氛气体使用了包含5体积％的氢的H2-N2。在所述二次退火结束之后，以连续工序进行镀锌，由此制造热浸镀锌钢板。此时，热浸镀锌钢板的镀覆粘附量调整为每一个面为60g/m2，合金化热浸镀锌钢板的镀覆粘附量调整为每一个面为45g/m2。
另外，一次退火工序和二次退火工序中的热处理时参照的Bs(贝氏体相变开始温度)、Ms(马氏体相变开始温度)、Ac1(升温时奥氏体出现温度)、Ac3(升温时铁素体完全消失，奥氏体单相热处理开始的温度)是利用了下面的众所周知的式，下面的式中化学元素表示所添加的元素的wt％。将其表示在下述表3中。
Bs＝830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo
Ms＝539-423C-30.4Mn-12.1Cr-17.7Ni-7.5Mo
Ac1＝723-10.7Mn-16.9Ni+29.1Si+16.9Cr+290As+6.38W
Ac3＝910-203vC-15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+13.1W-30Mn-11Cr-0Cu+700P+400Al+120As+400Ti
表1
(单位：重量％)
区分 C Si Mn Ni P S So.Al
A 0.15 1.51 2.21 - 0.011 0.005 0.03
B 0.18 1.45 2.22 - 0.012 0.004 0.51
C 0.20 1.60 2.80 - 0.010 0.003 0.05
D 0.24 1.53 2.11 0.5 0.013 0.005 0.03
E 0.21 1.50 2.60 - 0.011 0.004 0.04
F 0.18 1.41 2.60 - 0.012 0.004 0.49
G 0.08 1.38 1.71 - 0.011 0.005 0.04
H 0.15 1.51 2.21 - 0.011 0.005 0.03
I 0.24 1.53 2.11 0.5 0.013 0.005 0.03
表2
(单位：重量％)
区分 Ti Nb B N Bi Sb Sn 其他
A - - - 0.003 0.02 - -
B 0.021 - 0.0011 0.004 0.03 - Cr 0.05
C - - - 0.004 0.04 0.01 - Mo 0.05
D - - - 0.004 - - 0.05 -
E 0.020 - - 0.004 0.02 - 0.02 -
F 0.019 0.024 - 0.004 - 0.02 0.03 V 0.005
G - - - 0.003 - - - -
H - - - 0.003 - - - -
I - - - 0.004 0.002 - - -
表3(单位：℃)
区分 Bs(℃) Ms(℃) Ac1(℃) Ac3(℃)
A 591 408 743 852
B 578 395 742 1042
C 520 369 740 835
D 557 364 736 829
E 539 371 739 838
F 547 384 736 1021
G 655 453 745 887
H 591 408 743 852
I 557 364 736 829
表4
表5
※在所述表4和表5中，
–二次退火前的微细组织为冷轧组织的情况是未进行一次退火工序的情况。
–二次退火条件中，冷却至Ms～Mf范围内的温度和再加热温度表示为无(none)是采用了普通退火工序并以过时效温度中记载的数值进行热处理，而不是采用了Q&P工艺。此时，进行Q&P工艺的情况是在过时效温度中表示为无(none)来区分。
(实验例1-测定屈服强度、拉伸强度及延伸率)
对根据发明例1～21和比较例1～18制造的热浸镀锌钢板测定屈服强度、拉伸强度及延伸率，并表示在下述表6中。
(实验例2-测定浓度)
在根据发明例1～21和比较例1～18制造的热浸镀锌钢板中，为了观察基础钢板表层部的Bi、Sb和/或Sn的浓缩，利用聚焦离子束(Focused Ion Beam，FIB)加工截面，并进行三维(3-D)原子探针层析技术(Atom Probe Topography，APT)的组成分布。此时，在从基础钢板和镀锌层的界面向基础钢板方向的0.05μm位置测定Bi、Sb和/或Sn的含量，在0.25μm位置测定Bi、Sb和/或Sn的含量，然后计算相对于0.25μm位置的Bi、Sb和/或Sn含量的0.05μm位置的Bi、Sb和/或Sn含量的比率，并表示在下述表6中。
例如，Bi的浓度是通过下述式来计算。
Bi的浓度＝{从基础钢板表层部向基础钢板的深度方向的0.05μm位置的Bi含量(wt％)/从基础钢板表层部向基础钢板的深度方向的0.25μm位置的Bi含量(wt％)}
表6
参照所述表6可知，即使是成分体系相同的钢种，与在未进行一次退火工序的情况下直接进行二次退火工序的情况相比，如本发明的通过一次退火工序来转变为马氏体和/或贝氏体之后进行二次退火工序时，热浸镀锌钢板的延伸率得到了提高。
例如，对利用钢种中的E并在未进行一次退火的情况下直接对冷轧组织进行二次退火工序的比较例10与通过一次退火工序形成马氏体之后进行二次退火工序的发明例16的热浸镀锌钢板的物理性质进行比较时可知，即使是相似的强度水平，但是，延伸率分别为14.6％和18.1％，如本发明的在二次退火之前进行一次退火来控制初始组织时，延伸率改善了24％(＝(18.1-14.6)/14.6*100)。其原因被认为是，本发明的制造方法能够极度抑制如现有技术对冷轧钢板进行Q&P工艺时的热处理时所生成的多边形铁素体的分率，通过这种本发明的制造方法能够确保针状的铁素体和针状的奥氏体。
并且，即使通过一次退火工序将初始组织确保为马氏体，但是在二次退火工序时进行普通的退火-过时效工艺而没有进行Q&P工艺的比较例11的情况下，与利用本发明的制造方法的发明例16相比时，延伸率分别为15.4％和18.1％，可知发明例16的延伸率改善了18％(＝(18.1-14.6)/14.6*100)。其原因被认为是，随着冷却至Ms～Mf温度范围之后进行再加热，碳的再分配驱动力随之变得更高。
此时，所述普通的退火-过时效工艺是被称为过时效段(overaging section)的450℃以下的热处理区间，是通过低碳钢的过时效的碳化物析出热处理区间，或者在TRIP钢的制造中是促进贝氏体相变的热处理区间。一般而言，将所述热处理区间称为过时效，因此，在本发明中也使用相同的称呼。
另外，即使应用本发明的退火工序，但是，在利用成分组成中碳含量不足的钢种G来制造热浸镀锌钢板的比较例14中，难以确保所需的强度。
并且，对于使用钢中添加0.01重量％～0.07重量％的Bi、Sn、Sb中的一种以上的钢种A～F并通过本发明的制造方法来制造的发明例1～8、10、11、13～16及19～21的热浸镀锌钢板，可知从基础钢板和镀锌层的界面向基础钢板方向的0.05μm位置的Bi、Sn和/或Sb的含量与0.25μm位置的含量相比浓缩了2倍以上。由此可知，Si和Al的表面扩散被抑制，最终退火后钢板的表面上的Si、Al和Mn系复合氧化物的浓缩量得到减少。
(实验例3-测定有无裂纹的发生)
利用具有1mm的曲率半径的模具，将根据发明例1～21和比较例1～18制造的热浸镀锌钢板以内角为90°弯曲之后，确认有无裂纹(Crack)的发生，并表示在下述表7中。
(实验例4-测定表面质量)
利用肉眼和光学显微镜观察根据发明例1～21和比较例1～18制造的热浸镀锌钢板的表面上是否存在未镀覆部位及其程度，并将结果表示在下述表7中。此时，评价基准为如下。
◎极其优异(100cm2内完全没有未镀覆的钢板)
○优异(在100cm2内观察到直径小于0.2mm的尺寸的未镀覆的钢板)
△良好(在100cm2内观察到直径为0.2mm～1mm的尺寸的未镀覆的钢板)
×极其不良(在100cm2内观察到直径超过1mm的尺寸的未镀覆的钢板)
(实验例5-测定镀覆粘附性)
在根据发明例1～21和比较例1～18制造的热浸镀锌钢板的表面上涂布汽车结构用粘合剂并进行干燥，然后以内角为90°弯曲，然后观察镀层是否因粘合剂而剥离，并将结果表示在下述表7中。此时，评价基准为如下。
另外，为了确认根据发明例9、12、17和比较例12及18的合金化热浸镀锌钢板的镀覆粘附性，测定存在于合金化热浸镀锌层中的铁的含量，并表示在下述表7中。
表7
如所述表7所述，可知利用本发明的制造方法来制造的发明例1～21的热浸镀锌钢板在弯曲90°之后基础钢板中也没有发生裂纹，表面质量和镀覆粘附性非常优异。其原因被认为是，基础钢板的内部不存在内部氧化物，并且，与熔融锌的润湿性得到了提高。
其中，发明例9、12及17是利用满足本发明的成分条件的钢种A～F来制造的合金化热浸镀锌钢板，可知没有发生未镀覆，并且镀层内的Fe含量满足8.9重量％～9.5重量％。
但是，在发明例1、5及18的热浸镀锌钢板的情况下，在制造过程中未进行酸洗处理，因此与其他发明例相比，表面质量有或多或少的差异，但是表面质量良好且在镀覆粘附性测试中未发生剥离，因此在应用于产品生产的方面并没有问题。
与此相反，虽然比较例2中使用了满足本发明的成分条件的钢种A，但是一次退火时退火炉内的露点超过了本发明中所限定的数值的上限，因此，退火后在钢内部形成Mn、Si和Al系复合氧化物，由此，进行弯曲加工时在基础钢板中发生了裂纹。
并且，比较例3中使用了满足本发明的成分条件的钢种A，一次退火也是在本发明中所限定的范围内进行，但是二次退火时退火炉内的露点超过了本发明中所限定的数值的上限，因此，退火后在钢内部形成Mn、Si和Al系复合氧化物，由此，在进行弯曲加工时基础钢板中发生了裂纹。
另外，比较例7是一次退火和二次退火的退火炉内的露点均超过了本发明中所限定的数值的上限的情况，在进行弯曲加工时基础钢板中发生了裂纹。
然后，比较例9是二次退火时退火炉内的露点超过了本发明中所限定的数值的下限的情况，即使通过一次退火而在基础钢板表层部上存在Si或Al的耗尽区域且具有Bi及Sb成分的浓缩层，但是，耗尽区域下方的部分Si和Al向表面扩散，退火结束后在表面上形成了Si和Al含量高的复合氧化物，因此，虽然表面质量良好，但是发生了镀层剥离。
另外，比较例12是制造合金化热浸镀锌钢板的情况，并且是镀覆浴内的Al含量超过了本发明中所限定的数值范围的上限的情况，在镀覆工序中几乎未进行合金化，由此，热浸镀锌层内的Fe含量为1.3％而非常低。
并且，比较例14～16是利用钢中不包含Bi、Sn或Sb的钢种F及G并通过与本发明的制造方法相同的方法制造热浸镀锌钢板的情况，虽然强度和延伸率优异，但是表面质量极其不良，并发生了镀层剥离，从而存在镀覆粘附性降低的问题。
并且，比较例17和比较例18是利用包含超过本发明中所限定的数值范围下限的Bi含量的钢种I的情况，比较例17中Bi的浓度低于本发明中所限定的范围，因此，Si、Mn、Al的表面扩散抑制效果差，并且，在一次退火中形成的表面氧化物也未被溶解，从而导致表面质量极其不良，并发生了镀层剥离。并且，形成有合金化热浸镀锌层的比较例18中也存在表面质量极其不良的问题。
参照如上所述的结果可知，本发明的热浸镀锌钢板能够确保优异的强度和延伸率，因此，具有加工成型性非常优异的优点。并且，能够获得在进行弯曲加工时基础钢板上也不会发生裂纹的同时，与现有钢板相比，具有优异的表面质量和镀覆粘附性的热浸镀锌钢板。
以上对本发明的实施例进行了详细说明，但是，本发明的权利范围并不限定于此，在不脱离权利要求书中所记载的本发明的技术思想的范围内可以进行多种修改和变形，这对于本技术领域的普通技术人员来说是显而易见的。

Claims (20)

1.一种表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板，所述热浸镀锌钢板包含基础钢板和形成在所述基础钢板表面上的镀锌层，以重量％计，所述基础钢板包含：碳(C)：0.1～0.3％、硅(Si)：0.1～2.0％、铝(Al)：0.005～1.5％、锰(Mn)：1.5～3.5％、磷(P)：0.04％以下且0％除外、硫(S)：0.015％以下且0％除外、氮(N)：0.02％以下且0除外及余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且，包含0.01重量％～0.07重量％的选自铋(Bi)、锡(Sn)及锑(Sb)中的一种以上，从所述基础钢板和镀锌层的界面向基础钢板方向的0～0.1μm深度中的选自Bi、Sn及Sb中的一种以上的浓度为向基础钢板方向的0.2μm以上的深度中的浓度的2～20倍，以面积分数计，所述热浸镀锌钢板的微细组织包含5％以下的多边形铁素体、70％以下的针状铁素体、25％以下且0％除外的针状的残余奥氏体及余量的马氏体，所述热浸镀锌钢板的拉伸强度为780MP a以上。
2.根据权利要求1所述的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板，其特征在于，所述Si和Al成分之和为1.0重量％以上。
3.根据权利要求1所述的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板，其特征在于，所述镀锌层的Fe含量为7重量％～13重量％。
4.根据权利要求1所述的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板，其特征在于，以重量％计，所述基础钢板还包含选自钛(Ti)：0.005～0.1％、铌(Nb)：0.005～0.1％、钒(V)：0.005～0.1％、锆(Zr)：0.005～0.1％及钨(W)：0.005～0.5％中的一种以上。
5.根据权利要求1所述的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板，其特征在于，以重量％计，所述基础钢板还包含选自钼(Mo)：1％以下且0％除外、镍(Ni)：1％以下且0％除外、铜(Cu)：0.5％以下且0％除外及铬(Cr)：1％以下且0％除外中的一种以上。
6.根据权利要求1所述的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板，其特征在于，以重量％计，所述基础钢板还包含选自钙(Ca)：0.01％以下且0％除外、硼(B)：0.01％以下且0％除外中的一种以上。
7.一种表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板的制造方法，包括以下步骤：
准备板坯，以重量％计，所述板坯包含：碳(C)：0.1～0.3％、硅(Si)：0.1～2.0％、铝(Al)：0.005～1.5％、锰(Mn)：1.5～3.5％、磷(P)：0.04％以下且0％除外、硫(S)：0.015％以下且0％除外、氮(N)：0.02％以下且0除外及余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且，包含0.01重量％～0.07重量％的选自铋(Bi)、锡(Sn)及锑(Sb)中的一种以上；
将所述板坯以1000℃～1300℃进行再加热；
将所述再加热的板坯以800℃～950℃的精轧温度进行热轧；
在750℃以下的温度下，对所述热轧的热轧钢板进行收卷；
将所述收卷的热轧钢板进行冷轧；
一次退火，在露点为-45℃以下、H2-N2气体气氛中，将所述冷轧的冷轧钢板以Ac3以上的温度进行加热后保持，之后进行冷却处理；
二次退火，在露点为-20℃～-60℃、H2-N2气体气氛中，将所述经过一次退火处理的钢板以Ac1～Ac3的温度范围进行加热后保持，然后以20℃/s以上的平均冷却速度冷却至马氏体相变开始温度Ms～马氏体相变结束温度Mf的温度范围内，然后以所述Ms以上的温度进行再加热并保持一秒以上；以及
将所述经过二次退火处理的钢板进行热浸镀锌。
8.根据权利要求7所述的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述冷轧步骤是以25％以上的压下量来进行。
9.根据权利要求7所述的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述一次退火步骤中的H2-N2气氛气体包含2体积％以上的氢。
10.根据权利要求7所述的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，进行所述一次退火步骤之后，以面积分数计，所述冷轧钢板的微细组织包含90％以上的选自贝氏体及马氏体中的一种以上。
11.根据权利要求7所述的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述一次退火步骤之后还包括酸洗处理步骤。
12.根据权利要求7所述的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述二次退火步骤中的H2-N2气氛气体包含3体积％以上的氢。
13.根据权利要求7所述的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述二次退火步骤中的以Ms以上的温度进行再加热的步骤是以500℃以下的温度范围来进行。
14.根据权利要求7所述的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述热浸镀锌步骤是以浸渍在包含0.1重量％～0.3重量％的Al、余量的Zn和其他不可避免的杂质且温度为450℃～500℃范围的镀覆浴中的方法进行。
15.根据权利要求7所述的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述板坯的Si和Al成分之和为1.0重量％以上。
16.根据权利要求7所述的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，以重量％计，所述板坯还包含选自钛(Ti)：0.005～0.1％、铌(Nb)：0.005～0.1％、钒(V)：0.005～0.1％、锆(Zr)：0.005～0.1％及钨(W)：0.005～0.5％中的一种以上。
17.根据权利要求7所述的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，以重量％计，所述板坯还包含选自钼(Mo)：1％以下且0％除外、镍(Ni)：1％以下且0％除外、铜(Cu)：0.5％以下且0％除外及铬(Cr)：1％以下且0％除外中的一种以上。
18.根据权利要求7所述的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，以重量％计，所述板坯还包含选自钙(Ca)：0.01％以下且0％除外、硼(B)：0.01％以下且0％除外中的一种以上。
19.根据权利要求7所述的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述热浸镀锌步骤之后还包括以500℃～600℃的温度范围进行加热来对所述热浸镀锌钢板进行合金化处理的步骤。
20.根据权利要求19所述的表面质量和镀覆粘附性优异的超高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述合金化处理步骤之后的合金化热浸镀锌层的Fe含量为7重量％～13重量％。
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