CN107532266B - 镀覆钢板 - Google Patents

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Abstract

镀覆钢板(1)所含有的母材(13)在板厚1/4位置处以体积分数计具有以下所示的组织：回火马氏体：3.0％以上、铁素体：4.0％以上并且残留奥氏体：5.0％以上。母材(13)中的回火马氏体的平均硬度为5GPa～10GPa，母材(13)中的回火马氏体和残留奥氏体的一部分或全部形成了M‑A。镀覆钢板(1)所含有的脱碳铁素体层(12)中的铁素体的体积分数为板厚1/4位置处的母材(13)的铁素体的体积分数的120％以上，脱碳铁素体层(12)中的铁素体的平均粒径为20μm以下，脱碳铁素体层(12)的厚度为5μm～200μm，脱碳铁素体层(12)中的回火马氏体的体积分数为1.0体积％以上，脱碳铁素体层(12)中的回火马氏体的个数密度为0.01个/μm2以上，脱碳铁素体层(12)中的回火马氏体的平均硬度为8GPa以下。

Description

镀覆钢板
技术领域
本发明涉及适宜供作汽车车身等的压制成形的用途的镀覆钢板。
背景技术
近年来，为了保护地球环境，要求提高汽车的燃料消费率，为了车身 的轻质化和确保乘员的安全性，高强度钢板的需求正在提高。供作汽车用 构件的钢板仅有高强度是不足够的，还要求有较高的耐蚀性、良好的压制 成形性以及良好的弯曲性。
作为伸长率良好的热浸镀锌钢板，已知有利用残留奥氏体的相变诱发 塑性(Transformation Induced Plasticity：TRIP)效应的钢板。在例如专利 文献1中公开了一种以提高强度和延展性为目的的高张力热浸镀锌钢板。 但是，如果为了高强度化而使钢板含有硬质的马氏体，则钢板的成形性变 差。
除了专利文献1之外，专利文献2～14中也公开了以提高钢板的机械 特性为目的而进行马氏体的回火的技术等。但是，根据这些以往的技术， 难以在获得较高的强度的同时提高镀覆钢板的伸长特性及成形性。即，虽 然通过进行回火可以提高成形性，但伴随着回火而产生的强度降低是不可 避免的。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平11-279691号公报
专利文献2：日本特开平6-93340号公报
专利文献3：日本特开平6-108152号公报
专利文献4：日本特开2005-256089号公报
专利文献5：日本特开2009-19258号公报
专利文献6：日本特开平5-195149号公报
专利文献7：日本特开平10-130782号公报
专利文献8：日本特开2006-70328号公报
专利文献9：日本特开2011-231367号公报
专利文献10：日本特开2013-163827号公报
专利文献11：国际公开第2013/047760号
专利文献12：国际公开第2013/047821号
专利文献13：日本特开2014-19905号公报
专利文献14：日本特开2008-255441号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明的目的在于提供一种既可获得较高的强度又能够提高伸长特性 和弯曲性的镀覆钢板。
用于解决课题的手段
本发明的发明者们为了提高具有较高强度的镀覆钢板的伸长特性和弯 曲性而进行了深入研究，结果发现：通过使马氏体和残留奥氏体的形态成 为M-A(Martensite-Austenite constituent，别名：岛状马氏体)，使得伸长 特性得以提高。在此，M-A是指：如文献“焊接学会杂志50(1981)，No.1， p37-46”所记载的那样，在铁素体相变或贝氏体相变之际引起C向未相变 奥氏体的浓集、在之后的冷却中的马氏体相变中产生的马氏体与残留奥氏 体的复合体的区域，其呈岛状散布于基体(matrix)中。
另一方面，过度硬质的马氏体使弯曲性变差。因此，本发明的发明者 们为了改善弯曲性而反复进行了更深入的研究。其结果发现：在使M-A产 生之前预先形成脱碳铁素体层，在M-A生成之后，在使残留奥氏体存留的 温度下对M-A进行回火，从而可以在维持良好的伸长特性的同时也能够使 弯曲性得以提高。于是，本申请的发明人想到了以下所示的发明的各方案。 应当指出的是，镀覆钢板的概念也包括镀覆钢带。
(1)一种镀覆钢板，其特征在于，
具有钢板和所述钢板上的镀层，其中，
所述镀层为热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层，
所述钢板具有母材和所述母材上的脱碳铁素体层，
所述母材具有以下所示的化学组成，以质量％计，
C：0.03％～0.70％、
Si：0.25％～3.00％、
Mn：1.0％～5.0％、
P：0.10％以下、
S：0.0100％以下、
sol.Al：0.001％～1.500％、
N：0.02％以下、
Ti：0.0％～0.300％、
Nb：0.0％～0.300％、
V：0.0％～0.300％、
Cr：0％～2.000％、
Mo：0％～2.000％、
Cu：0％～2.000％、
Ni：0％～2.000％、
B：0％～0.0200％、
Ca：0.00％～0.0100％、
REM：0.0％～0.1000％、
Bi：0.00％～0.0500％，并且
剩余部分：Fe和杂质，
所述母材在距离所述钢板表面的深度为所述钢板厚度的1/4的位置处 具有以下所示的组织，以体积分数计，
回火马氏体：3.0％以上、
铁素体：4.0％以上、并且
残留奥氏体：5.0％以上，
所述母材中的回火马氏体的平均硬度为5GPa～10GPa，
所述母材中的回火马氏体和残留奥氏体的一部分或全部形成了M-A，
所述脱碳铁素体层中的铁素体的体积分数是距离所述钢板表面的深度 为所述钢板厚度的1/4的位置处的所述母材的铁素体的体积分数的120％以 上，
所述脱碳铁素体层中的铁素体的平均粒径为20μm以下，
所述脱碳铁素体层的厚度为5μm～200μm，
所述脱碳铁素体层中的回火马氏体的体积分数为1.0体积％以上，
所述脱碳铁素体层中的回火马氏体的个数密度为0.01个/μm2以上，
所述脱碳铁素体层中的回火马氏体的平均硬度为8GPa以下。
(2)根据(1)所述的镀覆钢板，其特征在于，
在所述化学组成中，满足
Ti：0.001％～0.300％、
Nb：0.001％～0.300％、或
V：0.001％～0.300％、
或者它们的任意组合。
(3)根据(1)或(2)所述的镀覆钢板，其特征在于，
在所述化学组成中，满足
Cr：0.001％～2.000％、或
Mo：0.001％～2.000％、
或者它们两者。
(4)根据(1)～(3)中任一项所述的镀覆钢板，其特征在于，
所述化学组成中，满足
Cu：0.001％～2.000％、或
Ni：0.001％～2.000％、
或者它们两者。
(5)根据(1)～(4)中任一项所述的镀覆钢板，其特征在于，
在所述化学组成中，满足B：0.0001％～0.0200％。
(6)根据(1)～(5)中任一项所述的镀覆钢板，其特征在于，
在所述化学组成中，满足
Ca：0.0001％～0.0100％、或
REM：0.0001％～0.100％以下、
或者它们两者。
(7)根据(1)～(6)中任一项所述的镀覆钢板，其特征在于，
在所述化学组成中，满足Bi：0.0001％～0.0500％。
发明效果
根据本发明，母材和脱碳铁素体层具有适当的构成，因此可以在获得 较高强度的同时提高伸长特性和弯曲性。
附图说明
图1是表示本发明的实施方式的镀覆钢板的断面图。
图2是表示钢板中的铁素体的体积分数的分布的概要的图。
图3是表示镀覆钢板的制造方法的第1例子的流程图。
图4是表示镀覆钢板的制造方法的第2例子的流程图。
具体实施方式
以下，参照附图对本发明的实施方式的镀覆钢板进行说明。图1是表 示本发明的实施方式的镀覆钢板的断面图。
如图1所示，本实施方式的镀覆钢板1包括钢板10和钢板10上的镀 层11。钢板10包括母材13和母材13上的脱碳铁素体层12。镀层11为热 浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。脱碳铁素体层12位于母材13与镀层11之 间。
在此，对用于母材13和镀覆钢板1的制造的原材料钢板的化学组成进 行说明。详细情况稍后说明，镀覆钢板1是经由原材料钢板的加热、退火、 第一冷却、第二冷却、热浸镀锌处理、第三冷却等来制造的。也有时在镀 覆处理与第三冷却之间进行合金化处理。因此，母材13和原材料钢板的化 学组成不仅考虑了镀覆钢板1的特性，也考虑了这些处理。在以下的说明 中，只要没有特别声明，作为母材13和原材料钢板所含有的各元素的含量 的单位的“％”即是指“质量％”。母材13和原材料钢板具有以下所示的 化学组成：C：0.03％～0.70％、Si：0.25％～3.00％、Mn：1.0％～5.0％、P： 0.10％以下、S：0.0100％以下、酸可溶性Al(sol.Al)：0.001％～1.500％、 N：0.02％以下、Ti：0.0％～0.300％、Nb：0.0％～0.300％、V：0.0％～0.300％、 Cr：0％～2.000％、Mo：0％～2.000％、Cu：0％～2.000％、Ni：0％～2.000％、 B：0％～0.0200％、Ca：0.00％～0.0100％、稀土类元素(rare earthmetal： REM)：0.0％～0.1000％、Bi：0.00％～0.0500％、并且剩余部分：Fe和杂 质。作为杂质，可例示出矿石、废料(scrap)等原材料所含有的杂质、制 造工序中所含有的杂质。
(C：0.03％～0.70％)
C有助于抗拉强度的提高。C含量小于0.03％时，无法获得充分的抗拉 强度。因此，C含量设定为0.03％以上，优选设定为0.05％以上。另一方面， C含量超过0.70％时，镀覆钢板1的焊接性降低。因此，C含量设定为0.70％ 以下，优选设定为0.45％以下。
(Si：0.25％～3.00％)
Si抑制渗碳体的析出而使奥氏体易于残留，有助于伸长率的提高。Si 也有助于铁素体的强化、组织的均匀化和强度的提高。Si含量小于0.25％ 时，无法充分地获得这些效果。因此，Si含量设定为0.25％以上，优选设 定为0.40％以上。Si也有助于奥氏体的生成和脱碳铁素体层12的成长。为 了充分地获得该效果，Si含量更优选设定为0.60％以上。另一方面，Si含 量超过3.00％时，在热浸镀锌处理时有可能产生镀覆不良。因此，Si含量 设定为3.00％以下，优选设定为2.50％以下。
(Mn：1.0％～5.0％)
Mn使回火马氏体充分地分散于脱碳铁素体层12中，有助于脱碳铁素 体层12中的回火马氏体的个数密度的提高。Mn抑制渗碳体的析出而促进 M-A的生成，也有助于强度和伸长率的提高。Mn含量小于1.0％时，无法 充分地获得这些效果。因此，Mn含量设定为1.0％以上，优选设定为1.9％ 以上。另一方面，Mn含量超过5.0％时，镀覆钢板1的焊接性降低。因此， Mn含量设定为5.0％以下，优选设定为4.2％以下，更优选设定为3.5％以下。
(P：0.10％以下)
P并不是必要元素，例如在钢中作为杂质含有。由于P使焊接性变差， 因此P含量越低越好。尤其是在P含量超过0.10％时，焊接性的降低显著。 因此，P含量设定为0.10％以下，优选设定为0.02％以下。
(S：0.0100％以下)
S并不是必要元素，例如在钢中作为杂质含有。由于S在钢中形成MnS 而使扩孔性变差，因此S含量越低越好。尤其是S含量超过0.0100％时， 扩孔性的降低显著。因此，S含量设定为0.0100％以下，优选设定为0.0050％ 以下，更优选设定为0.0012％以下。
(sol.Al：0.001％～1.500％)
sol.Al具有脱酸作用，抑制表面缺陷的产生，使制造成品率提高。sol.Al 含量小于0.001％时，无法充分地获得这些效果。因此，sol.Al含量设定为 0.001％以上。sol.Al与Si同样地抑制渗碳体的析出而易于使奥氏体残留。 为了充分地获得该效果，sol.Al含量优选设定为0.200％以上。另一方面， sol.Al含量超过1.500％时，夹杂物增加，扩孔性变差。因此，sol.Al含量设 定为1.500％以下，优选设定为1.000％以下。
(N：0.02％以下)
N并不是必要元素，例如在钢中作为杂质含有。由于N在制作原材料 钢板时的连续铸造中形成氮化物而有可能产生板坯龟裂，因此N含量越低 越好。尤其是N含量超过0.02％时，易于产生板坯龟裂。因此，N含量设 定为0.02％以下，优选设定为0.01％以下。
Ti、Nb、V、Cr、Mo、Cu、Ni、B、Ca、REM和Bi不是必要元素， 是也可以在钢板和板坯中以预定量为限度而适当含有的任选元素。
(Ti：0.0％～0.300％、Nb：0.0％～0.300％、V：0.0％～0.300％)
Ti、Nb和V生成成为晶粒的核的析出物，因此有助于晶粒的微细化。 晶粒的微细化导致强度和韧性的提高。因此，也可以含有Ti、Nb或V或 者它们的任意组合。为了充分地获得该效果，优选Ti含量、Nb含量和V 含量均为0.001％以上。另一方面，Ti含量、Nb含量和V含量中的任一个 超过0.300％时，效果饱和而徒增成本。因此，Ti含量、Nb含量以及V含 量均设定为0.300％以下。也就是说，优选满足“Ti：0.001％～0.300％”、 “Nb：0.001％～0.300％”或“V：0.001％～0.300％”或者它们的任意组 合。在退火时组织的至少一部分被奥氏体化后的原材料钢板中，在第一冷 却中，Ti和Nb促进由铁素体的生成导致的C向奥氏体的浓集、使M-A容 易生成。为了充分地获得该效果，更优选Ti或Nb或者它们两者合计含有0.010％以上，进一步优选合计含有0.030％以上。
(Cr：0％～2.000％、Mo：0％～2.000％)
Cr和Mo使奥氏体稳定化，有助于由马氏体的生成导致的强度的提高。 因此，也可以含有Cr或Mo或者它们两者。为了充分地获得该效果，优选 Cr含量为0.001％以上，更优选为0.100％以上，优选Mo含量为0.001％以 上，更优选为0.050％以上。另一方面，在Cr含量或Mo含量超过2.000％ 时，效果饱和而徒增成本。因此，Cr含量设定为2.000％以下，优选设定为 1.000％以下，Mo含量设定为2.000％以下，优选设定为0.500％以下。也就 是说，优选满足“Cr：0.001％～2.000％”或“Mo：0.001％～2.000％”或者 它们两者。
(Cu：0％～2.000％、Ni：0％～2.000％)
Cu和Ni抑制镀覆钢板1的腐蚀、抑制氢在镀覆钢板1的表面浓集而 向镀覆钢板1内侵入从而抑制镀覆钢板1的延迟断裂。因此，也可以含有 Cu或Ni或者它们两者。为了充分地获得该效果，优选Cu含量和Ni含量 均为0.001％以上，更优选为0.010％以上。另一方面，Cu含量或Ni含量超 过2.000％时，效果饱和而徒增成本。因此，Cu含量和Ni含量均设定为2.000％以下，优选设定为0.800％以下。也就是说，优选满足“Cu：0.001％～ 2.000％”或“Ni：0.001％～2.000％”或者它们两者。
(B：0％～0.0200％)
B抑制铁素体的核从晶界生成、提高镀覆钢板1的淬透性，从而有助 于镀覆钢板1的高强度化。B使M-A有效地生成从而也有助于镀覆钢板1 的伸长率的提高。因此，也可以含有B。为了充分地获得该效果，优选B 含量为0.0001％以上。另一方面，B含量超过0.0200％时，效果饱和而徒增 成本。因此，B含量设定为0.0200％以下。也就是说，优选满足“B：0.0001％～ 0.0200％”。
(Ca：0.00％～0.0100％、REM：0.0％～0.1000％)
Ca和REM通过使硫化物球状化而使镀覆钢板1的扩孔性提高。因此， 也可以含有Ca或REM或者它们两者。为了充分地获得该效果，优选Ca 含量和REM含量均为0.0001％以上。另一方面，Ca含量超过0.0100％或 REM含量超过0.1000％时，效果饱和而徒增成本。因此，Ca含量设定为 0.0100％以下，REM含量设定为0.1000％以下。也就是说，优选满足“Ca：0.0001％～0.0100％”或“REM：0.0001％～0.1000％”或者满足它们两者。
REM是指Sc、Y和镧系元素共17种类的元素，“REM含量”是指这 17种类的元素的合计含量。镧系元素在工业上以例如混合稀土的形式添加。
(Bi：0.00％～0.0500％)
Bi在凝固界面浓集而使枝晶间隔变窄，抑制凝固偏析。如果Mn等微 偏析，则硬度不均匀的带状(band)组织会发达而有可能降低加工性，但 Bi会抑制伴随这样的微偏析而出现的特性降低。因此，也可以含有Bi。为 了充分地获得该效果，优选Bi含量为0.0001％以上，更优选为0.0003％以 上。另一方面，Bi含量超过0.0500％时，表面品质变差。因此，Bi含量设 定为0.0500％以下，优选设定为0.0100％以下，更优选设定为0.0050％以下。 也就是说，优选满足“Bi：0.0001％～0.0500％”。
接下来，对母材13进行说明。将规定母材组织的位置设定为距离钢板 10表面的深度为该钢板10厚度的1/4的位置。以下，有时将该位置称为“板 厚1/4位置”。一般而言，是因为认为板厚1/4位置是具有钢板的平均的结 构和特性的位置。母材13的除了板厚1/4位置以外的位置的组织通常与板 厚1/4位置的组织大致相同。在以下的说明中，只要没有特别声明，作为 母材13所含有的各组织的体积分数的单位的“％”即是指“体积％”。在 距钢板10表面的深度为钢板10厚度的1/4的位置处，母材13具有以下所 示的组织：以体积分数计，回火马氏体为3.0％以上、并且残留奥氏体为5.0％ 以上。母材13中的回火马氏体的平均硬度为5GPa～10GPa，母材13中的 回火马氏体和残留奥氏体的一部分或全部形成了M-A。为了获得加工性良 好且抗拉强度为780MPa以上的镀覆钢板1，使母材13的组织成为在残留 奥氏体得以存留那样的温度下对含有M-A的组织进行回火而成的组织是有 效。如果母材13具有这样的组织，则可在维持由M-A带来的良好的总伸 长率的同时提高局部伸长率。
(回火马氏体：3.0％以上)
回火马氏体有助于弯曲性的提高。回火马氏体的体积分数小于3.0％时， 无法获得充分的弯曲性。因此，回火马氏体的体积分数设定为3.0％以上， 优选设定为5.0％以上。回火马氏体也有助于强度的提高，为了获得更高的 强度，优选回火马氏体的体积分数为8.0％以上。
(残留奥氏体：5.0％以上)
残留奥氏体有助于伸长率的提高。残留奥氏体的体积分数小于5.0％时， 无法获得充分的伸长率。因此，残留奥氏体的体积分数设定为5.0％以上。 残留奥氏体也有助于强度的提高，为了获得更高的强度，优选残留奥氏体 的体积分数为8.0％以上。
(回火马氏体的平均硬度：5GPa～10GPa)
回火马氏体的平均硬度小于5GPa时，无法获得充分的强度，例如 780MPa以上的抗拉强度。因此，母材13中的回火马氏体的平均硬度设定 为5GPa以上。另一方面，回火马氏体的平均硬度超过10GPa时，在受到 弯曲加工时容易产生裂纹，无法获得优异的弯曲性。因此，母材13中的回 火马氏体的平均硬度设定为10GPa以下。回火马氏体的平均硬度可通过纳 米压痕法进行测定。在该测定中，例如使用形状为角锥(cube corner)的压 头，压入载荷设定为500μN。
(M-A)
在本实施方式中，母材13中的回火马氏体和残留奥氏体的一部分或全 部形成了M-A。M-A有助于总伸长率(T.El)的提高。为了获得更优异的 弯曲性，优选母材13所含有的马氏体全部为回火马氏体。
(剩余部分)
母材13的剩余部分优选主要为铁素体或者是铁素体和贝氏体。铁素体 的体积分数小于4.0％时，有时会无法获得充分的伸长特性和弯曲性。因此， 从抗拉强度等机械特性的观点出发，母材13中的铁素体的体积分数设定为 4.0％以上。另一方面，铁素体的体积分数超过70％时，有时会无法获得充 分的强度。因此，母材13中的铁素体的体积分数优选设定为70％以下。在 母材13的铁素体的粒内和马氏体的粒内优选没有等效圆直径为5μm以上的渗碳体。这是为了促进M-A的生成。
接下来，对脱碳铁素体层12进行说明。在退火中原材料钢板的表面被 脱碳从而在母材13上形成了脱碳铁素体层12，脱碳铁素体层12是其铁素 体的体积分数为板厚1/4位置处的母材13的铁素体的体积分数的120％以 上的层。即，在本实施方式中，从钢板10的表面起每隔1μm对铁素体的 体积分数进行测定，设定在其测定结果为钢板10的板厚1/4位置处的铁素 体的体积分数的120％的位置存在脱碳铁素体层12与母材13的界面，可将 比该界面靠钢板10的表面侧的部分视作脱碳铁素体层12。在图2中示出钢 板10中铁素体的体积分数的分布的概要。图2的纵轴表示将板厚1/4位置 处的铁素体的体积分数设定为100％时的比率。
脱碳铁素体层12含有的C比母材13含有的C要少，因此是软质的， 镀覆钢板1即使弯曲，也难以在脱碳铁素体层12产生裂纹。另外，脱碳铁 素体层12易于均匀地变形，因此难以在脱碳铁素体层12产生缩颈。因此， 脱碳铁素体层12使镀覆钢板1的弯曲性提高。
本发明的发明者们着眼于即使在以往的镀覆钢板中尽管进行了原材料 钢板的脱碳也都无法获得充分的弯曲性，而进行了深入研究。其结果弄清 楚了：在以往的镀覆钢板中，脱碳铁素体层中的铁素体的平均粒径大达 20μm以上以及在钢板的弯曲变形时由于变形集中在铁素体的晶界使得微 细的裂纹在脱碳铁素体层产生。于是，本发明的发明者们为了解决该问题， 发现了：缩小脱碳铁素体层中的铁素体的平均粒径以及使具备适宜的平均硬度的回火马氏体分散在脱碳铁素体层中是有效的。在本实施方式中，脱 碳铁素体层12中的铁素体的平均粒径为20μm以下，脱碳铁素体层12的 厚度为5μm～200μm，脱碳铁素体层12中的回火马氏体的体积分数为1.0 体积％以上，脱碳铁素体层12中的回火马氏体的个数密度为0.01个/μm2以上，脱碳铁素体层12中的回火马氏体的平均硬度为8GPa以下。
(铁素体的平均粒径：20μm以下)
脱碳铁素体层12中的铁素体的体积分数是板厚1/4位置处的母材13 的铁素体的体积分数的120％以上。脱碳铁素体层12中的铁素体的平均粒 径超过20μm时，铁素体晶界的总面积较少，变形集中在较窄的区域，因 此镀覆钢板1无法获得优异的弯曲性。因此，铁素体的平均粒径设定为20μm 以下。铁素体的平均粒径越小越好，但在当前的技术水平下，难以设定为 0.5μm以下。
(厚度：5μm～200μm)
脱碳铁素体层12的厚度小于5μm时，无法充分地获得由脱碳铁素体 层12导致的弯曲性提高的效果。因此，如果镀覆钢板1弯曲，则强度比脱 碳铁素体层12高的母材13变形而产生微细裂纹。因此，脱碳铁素体层12 的厚度设定为5μm以上。脱碳铁素体层12的厚度超过200μm时，无法获 得充分的抗拉强度。因此，脱碳铁素体层12的厚度设定为200μm以上。
(回火马氏体的体积分数：1.0体积％以上)
脱碳铁素体层12中的回火马氏体的体积分数小于1.0体积％时，镀覆 钢板1容易产生不均匀的变形，无法获得优异的弯曲性。因此，脱碳铁素 体层12中的回火马氏体的体积分数设定为1.0体积％以上。脱碳铁素体层 12是通过原材料钢板的脱碳而形成的，因此脱碳铁素体层12中的回火马氏 体的体积分数不会超过母材13中的回火马氏体的体积分数。假使在脱碳铁 素体层12中的回火马氏体的体积分数超过母材13中的回火马氏体的体积 分数的情况下，在脱碳铁素体层12中就不会产生脱碳。因此，脱碳铁素体 层12中的回火马氏体的体积分数为母材13中的回火马氏体的体积分数以 下。在本实施方式中，脱碳铁素体层12所含有的马氏体不是新马氏体(fresh martensite)(未被回火的马氏体)，而是回火马氏体，因此能够抑制在铁 素体与马氏体的界面处的裂纹的产生。
脱碳铁素体层12的组织的剩余部分主要是铁素体。如上所述，脱碳铁 素体层12中的铁素体的体积分数是板厚1/4位置处的母材13的铁素体的 体积分数的120％以上。脱碳铁素体层的组织的剩余部分也可以在不对本实 施方式的镀覆钢板1的特性造成影响的范围内、例如在5体积％以下的范 围内含有例如贝氏体和珠光体等。
(回火马氏体的个数密度：0.01个/μm2以上)
脱碳铁素体层12中的回火马氏体的个数密度小于0.01个/μm2时，容 易在镀覆钢板1不产生不均匀的变形，无法获得优异的弯曲性。因此，脱 碳铁素体层12中的回火马氏体的个数密度设定为0.01个/μm2以上。回火 马氏体的个数密度越高越好，但在当前的技术水平下，难以设定为1个/μm2以上。
(回火马氏体的平均硬度：8GPa以下)
脱碳铁素体层12中的回火马氏体的平均硬度超过8GPa时，在镀覆钢 板1弯曲时容易在脱碳铁素体层12产生裂纹，无法获得优异的弯曲性。因 此，脱碳铁素体层12中的回火马氏体的平均硬度设定为8GPa以下。脱碳 铁素体层12中的回火马氏体的平均硬度的下限并没有限定，但在对镀覆钢 板1进行确保较高强度的程度的回火的情况下，脱碳铁素体层12中的回火 马氏体的平均硬度不小于4GPa。脱碳铁素体层12中的回火马氏体的平均 硬度小于母材13中的回火马氏体的平均硬度。
根据本实施方式的镀覆钢板1，可在获得较高强度的同时提高伸长特性 和弯曲性。例如，在将板宽度方向(与轧制方向正交的方向)作为拉伸方 向的拉伸试验中，能够获得780MPa以上的抗拉强度(TS)、420MPa以上 的屈服强度(YS)、12％以上的总伸长率(T.El)。另外，例如，在扩孔 试验中，能够获得35％以上的扩孔率，关于弯曲性，在90度V弯曲试验 中，能够获得没有裂纹且没有10μm以上的缩颈这一结果。
接下来，对本发明的实施方式的镀覆钢板1的制造方法的例子进行说 明。在第1例子中，如图3所示，依次进行原材料钢板的加热(步骤S1)、 退火(步骤S2)、第一冷却(步骤S3)、第二冷却(步骤S4)、热浸镀 锌处理(步骤S5)、第三冷却(步骤S6)以及回火(步骤S7)。在第2 例子中，如图4所示，依次进行原材料钢板的加热(步骤S1)、退火(步 骤S2)、第一冷却(步骤S3)、第二冷却(步骤S4)、热浸镀锌处理(步 骤S5)、合金化处理(步骤S8)、第三冷却(步骤S6)以及回火(步骤 S7)。作为原材料钢板，使用例如热轧钢板或冷轧钢板。
(加热)
在原材料钢板的加热(步骤S1)中，100℃～720℃的温度区域中的平 均加热速度设定为1℃/秒～50℃/秒。平均加热速度是指加热开始温度与加 热结束温度之差除以加热时间而得到的值。平均加热速度小于1℃/秒时， 在原材料钢板的加热中原材料钢板的渗碳体不会熔化，镀覆钢板1的抗拉 强度降低。平均加热速度小于1℃/秒时，难以使回火马氏体分散于脱碳铁 素体层12中，脱碳铁素体层12中的回火马氏体的个数密度会小于0.01个 /μm2。因此，平均加热速度设定为1℃/秒以上。另一方面，平均加热速度 超过50℃/秒时，在原材料钢板的加热中，在原材料钢板生成粗大的铁素体。 即使平均加热速度超过50℃/秒，也难以使回火马氏体分散于脱碳铁素体层 12中，脱碳铁素体层12中的回火马氏体的个数密度会小于0.01个/μm2。 因此，平均加热速度设定为50℃/秒以下。
(退火)
在退火(步骤S2)中，将原材料钢板在720℃～950℃保持10秒钟～ 600秒钟。在退火中在原材料钢板中生成奥氏体。在退火温度小于720℃时， 不生成奥氏体，之后无法生成淬火马氏体。因此，退火温度设定为720℃以 上。为了使母材13的组织更均匀而获得更优异的弯曲性，优选退火温度设 定为Ac3点以上(奥氏体单相区域)。在该情况下，优选从720℃到Ac3点的升温花费30秒以上。其原因在于，能够在原材料钢板的表面稳定地生 成平均粒径为10μm以下的脱碳铁素体层12。另一方面，退火温度超过 950℃时，难以将脱碳铁素体层12中的回火马氏体的个数密度设定为0.01 个/μm2以上、在退火中奥氏体成长而脱碳铁素体层中的铁素体的体积分数 变得过少。因此，退火温度设定为950℃以下。此外，退火中的保持时间小 于10秒钟时，脱碳铁素体层12的厚度会小于5μm。因此，保持时间设定 为10秒钟以上。另一方面，退火中的保持时间超过600秒钟时，脱碳铁素 体层12的厚度超过200μm、退火的效果饱和而使生产率降低。因此，保持 时间设定为600秒钟以下。
退火在氢浓度为2体积％～20体积％且露点为-30℃～20℃的气氛下进 行。氢浓度小于2％时，无法使原材料钢板表面的氧化膜充分地还原，在热 浸镀锌处理(步骤S5)时无法获得充分的镀覆润湿性。因此，氢浓度设定 为2体积％以上。另一方面，氢浓度小于20体积％时，无法使露点保持在 20℃以下，设备产生结露而妨碍设备的运用。因此，氢浓度设定为20体积％ 以上。露点小于-30℃时，脱碳铁素体层12的厚度小于5μm。因此，露点 设定为-30℃以上。另一方面，露点超过20℃时，设备产生结露而妨碍设备 的运用。因此，露点设定为20℃以下。
(第一冷却)
在第一冷却(步骤S3)中，720℃～650℃的平均冷却速度设定为0.5℃/ 秒～10.0℃/秒。平均冷却速度是指冷却开始温度与冷却结束温度之差除以 冷却时间而得到的值。在第一冷却中，马氏体在脱碳铁素体层12中生成， 产生C向未相变的奥氏体的浓集，马氏体和残留奥氏体的全部或一部分构 成M-A。平均冷却速度小于0.5℃/秒时，在第一冷却中渗碳体析出，马氏 体难以在脱碳铁素体层12中生成。因此，平均冷却速度设定为0.5℃/秒以上，优选设定为1.0℃/秒以上，更优选设定为1.5℃/秒以上。另一方面，平 均冷却速度超过10.0℃/秒时，C难以扩散而无法充分地产生奥氏体内的C 浓度梯度。因此，难以生成残留奥氏体，在母材13中难以产生M-A。因此， 平均冷却速度设定为10.0℃/秒以下，优选设定为8.0℃/秒以下，更优选设 定为6.0℃/秒以下。
(第二冷却)
在第二冷却(步骤S4)中，650℃～500℃的平均冷却速度设定为2.0℃/ 秒～100.0℃/秒。平均冷却速度小于2.0℃/秒时，珠光体析出而抑制了残留 奥氏体的生成。因此，平均冷却速度设定为2.0℃/秒以上，优选设定为5.0℃/ 秒以上，更优选设定为8.0℃/秒以上。另一方面，平均冷却速度超过100.0℃/ 秒时，钢板10的平坦性变差，镀层11的厚度波动变大。因此，平均冷却 速度设定为100.0℃/秒以下，优选设定为60.0℃/秒以下，更优选设定为40℃/ 秒以下。
(热浸镀锌处理、合金化处理)
热浸镀锌处理(步骤S5)中的浴温和浴组成并没有限定，一般的浴温 和浴组成即可。镀覆附着量也没有限定，一般的镀覆附着量即可。例如每 单面的附着量设定为20g/m2～120g/m2。在形成合金化热浸镀锌层作为镀层 11的情况下，在热浸镀锌处理之后接着进行合金化处理(步骤S8)。合金 化处理优选以镀层11中的Fe浓度成为7质量％以上这样的条件进行。为 了将Fe浓度设定为7质量％以上，虽然也取决于附着量，但例如将合金化 处理的温度设定为490℃～560℃，时间设定为5秒钟～60秒钟。在形成热 浸镀锌层作为镀层11的情况下，不进行合金化处理。在此情况下，镀层11 中的Fe浓度也可以小于7质量％。热浸镀锌钢板的焊接性比合金化热浸镀 锌钢板的焊接性低。不过，热浸镀锌钢板的耐蚀性良好。
也可以根据需要在第二冷却(步骤S4)与热浸镀锌处理(步骤S5)之 间进行原材料钢板的等温保持和冷却。
(第三冷却)
在第三冷却(步骤S6)中，在进行合金化处理的情况下，从合金化处 理温度到200℃以下温度为止的平均冷却速度设定为2℃/秒以上，在不进 行合金化处理的情况下，从热浸镀锌处理的浴温到200℃以下温度为止的平 均冷却速度设定为2℃/秒以上。在第三冷却中生成稳定的奥氏体。稳定的 奥氏体的大部分在回火(步骤S7)后仍以奥氏体的状态存留。在第三冷却 中除了生成稳定的奥氏体之外，还生成硬质的马氏体，但硬质的马氏体由 于回火(步骤S7)而成为具有延展性的回火马氏体。平均冷却速度小于2℃/ 秒时，无法充分地获得稳定的奥氏体，母材13的残留奥氏体的体积分数小 于5.0％。因此，平均冷却速度设定为2℃/秒以上，优选设定为5℃/秒以上。 平均冷却速度的上限并没有限定，但从经济性的观点出发，优选设定为 500℃/秒以下。第三冷却的冷却停止温度并没有限定，优选设定为100℃以 下的温度。
(回火)
在回火(步骤S7)中，将原材料钢板在100℃以上且小于200℃下保 持30秒钟(0.5分钟)～48小时(1152分钟)。就回火的效果而言，脱碳 铁素体层12比母材13更显著。即，在小于200℃的回火温度下，母材13 中的马氏体的软化程度较低，而在脱碳铁素体层12中，C浓度比母材13 的C浓度低，易于产生表面扩散，因此软化显著。当钢板10的表面附近处 的裂纹产生难易性对弯曲性带来较大的影响时，可在对母材13中的回火马 氏体维持较高的平均硬度的同时使脱碳铁素体层12中的回火马氏体的硬度 适当地降低。因此，可在确保较高的抗拉强度的同时提高弯曲性和伸长率。 进而，通过回火，使得C在未相变的残留奥氏体中浓集，在原材料钢板含 有铁素体的情况下，使得C也在铁素体中浓集。于是，由于C的浓集，残 留奥氏体和铁素体硬质化，因此，镀覆钢板1的均匀伸长率(U.El)提高。
回火温度小于100℃时，脱碳铁素体层12中的马氏体的回火不充分， 脱碳铁素体层12中的回火马氏体的平均硬度超过8GPa。因此，回火温度 设定为100℃以上，优选设定为120℃以上。另一方面，回火温度为200℃ 以上时，母材13和脱碳铁素体层12中的残留奥氏体分解、母材13中的回 火马氏体的平均硬度小于5GPa。其结果是，抗拉强度降低、伸长率变差。 因此，回火温度小于200℃。在回火时间小于30秒钟时，脱碳铁素体层12 中的马氏体的回火不充分，脱碳铁素体层12中的回火马氏体的平均硬度超 过8GPa。因此，回火时间设定为30秒钟以上。另一方面，回火时间超过 48小时时，效果饱和而只会降低生产率。因此，回火时间设定为48小时以 下。就回火而言，为了抑制钢板10的特性的波动，优选抑制温度变动而保 持在恒定的温度。优选通过回火使得母材13中的M-A的马氏体全部被回 火。
在回火后，既可以使用矫平机(leveller)来进行平坦度的矫正，也可 以实施涂油或具有润滑作用的覆膜。
由此，可制造本实施方式的镀覆钢板1。
镀覆钢板1的机械特性并没有限定，但在将板宽度方向设定为拉伸方 向的拉伸试验中，抗拉强度(TS)优选为780MPa以上，更优选为800MPa 以上，进一步优选为900MPa以上。在该拉伸试验中，如果抗拉强度小于 780MPa，则在制成汽车零部件的情况下，有时会难以确保充分的冲击吸收 性。如果要考虑适用于要求碰撞时的塑性变形开始强度的高度的汽车零部 件，则在该拉伸试验中，屈服强度(YS)优选为420MPa以上，更优选为 600MPa以上。如果要考虑适用于要求成形性的汽车零部件，则优选总伸长 率为12％以上、扩孔率为35％以上。进而，就弯曲性而言，优选在90度V 弯曲试验中，具备没有裂纹且没有10μm以上的缩颈这一特征。
此外，上述实施方式都只不过是表示了实施本发明时的具体化的例子， 本发明的技术范围不应被这些内容限定性地解释。即，本发明可以在不脱 离其技术思想或其主要特征的情况下以各种形态实施。
实施例
接下来，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本 发明的可实施性和效果所采用的一个条件例，本发明并不限定于这一个条 件例。只要不脱离本发明的主旨、达成本发明的目的，本发明可采用各种 条件。
利用实验炉对具有表1所示的化学组成的钢进行熔炼，制作成厚度为 40mm的板坯。表1所示的化学组成的剩余部分为Fe和杂质。表1中的下 划线表示其数值脱离了本发明的范围。接着，进行了板坯的热轧、使用了 喷水的冷却以及第一热处理。在使用了喷水的冷却中，平均冷却速度设定 为约30℃/秒。将热轧的完成温度、热轧后的厚度(热轧钢板的厚度)、冷 却停止温度示于表2～表3中。在第一热处理中，将热轧钢板装入炉中，在 炉内保持在冷却停止温度60分钟，在炉内以20℃/小时的冷却速度冷却至 100℃以下。将冷却停止温度设想为卷取温度，第一热处理模拟了卷取热轧 钢板时的热履历。在第一热处理后，利用酸洗将氧化皮去除，进行了冷轧。 将冷轧后的厚度(冷轧钢板的厚度)示于表2～表3中。
然后，从冷轧钢板采集热处理用的试验材料，进行了加热、退火、第 一冷却、第二冷却、模拟了热浸镀锌处理的第二热处理、第三冷却以及回 火。在第二热处理与第三冷却之间对一部分的试验材料进行了模拟了合金 化处理的第三热处理。将试验材料加热时的100℃～720℃的平均加热速度 示于表2～表3中。在退火中，将试验材料在表2～表3所示的温度下保持 了表2～表3所示的时间。将此时的气氛的露点和氢浓度示于表2～表3中。 将第一冷却时的720℃～650℃的平均冷却速度以及第二冷却时的650℃～ 500℃的平均冷却速度示于表4～表5中。在第二冷却与第二热处理之间， 将试验材料在460℃～500℃仅保持了表4～表5所示的时间，在第二热处 理中在460℃保持了3秒钟，在第三热处理中在510℃保持了3秒钟。将第 三冷却时的冷却停止温度以及对于进行了第三热处理的试验材料而言从第 三热处理的温度到冷却停止温度为止的平均冷却速度、对于未进行第三热 处理的试验材料而言从第二热处理的温度到冷却停止温度为止的平均冷却 速度示于表4～表5中。将回火的最高到达温度和在该最高到达温度下保持 的时间示于表4～表5中。将直到最高到达温度为止的升温速度设定为 20℃/秒。表2～表5中的下划线表示其数值脱离了所期望的范围。
表1
Figure BDA0001437127520000201
Figure BDA0001437127520000211
Figure BDA0001437127520000221
Figure BDA0001437127520000231
然后，对各试验材料的组织进行观察，进行了各试验材料的拉伸试验 和弯曲试验。
马氏体是否被回火很重要，就其判别而言，利用硝酸乙醇使试验材料 的断面腐蚀，进行了扫描型电子显微镜(scanning electron microscope：SEM) 观察。于是，对于存在碳化物的试验材料而言判断为马氏体被回火，对于 不存在碳化物的试验材料而言判断为马氏体未被回火。
就母材的组织观察而言，进行了与轧制方向正交的断面以及与板宽度 方向(与轧制方向正交的方向)正交的断面的电子显微镜观察图像的图像 分析，对各断面中的板厚1/4位置处的M-A的体积分数进行了测定。然后， 将其平均值作为该试验材料中的母材的M-A的体积分数。另外，利用X射 线衍射对上述两个断面中的残留奥氏体的体积分数进行测定，将其平均值 作为母材的残留奥氏体的体积分数。此外，将由M-A的体积分数减去残留 奥氏体的体积分数而获得的值作为回火马氏体的体积分数。此外，利用纳 米压痕法对回火马氏体的平均硬度进行了测定。在该测定中，使用了形状 为角锥的压头并且压入载荷设定为500μN。将这些结果示于表6～表7中。 此外，母材的铁素体的体积分数在任一试样中都是4.0％以上。
就脱碳铁素体层的观察而言，从试验材料的表面起每隔1μm对铁素体 的体积分数进行测定，将其测定值为板厚1/4位置的母材的铁素体的体积 分数的120％的位置设定为脱碳铁素体层与母材的界面。然后，将从试验材 料的表面开始到界面为止的距离设定为该断面处的脱碳铁素体层的厚度。 对上述两个断面进行了这样的观察，将其平均值作为该试验材料中的脱碳 铁素体层的厚度。另外，通过上述图像分析，算出了铁素体粒径以及回火马氏体的体积分数和回火马氏体的个数密度。在该计算中也求出了上述两 个断面的平均值。并且，利用纳米压痕法对回火马氏体的平均硬度进行了 测定。在该测定中，使用了形状为角锥的压头，压入载荷设定为500μN。 将这些结果示于表6～表7中。表6～表7中的下划线表示其数值脱离了本 发明的范围。
在拉伸试验中，以板宽度方向(与轧制方向正交的方向)为拉伸方向 的方式从试验材料采集了JIS5号拉伸试验片，对屈服强度(YS)、抗拉强 度(TS)以及总伸长率(T.El)进行了测定。在弯曲试验中，进行了弯曲 半径为两倍板厚的90度V弯曲试验，将没有裂纹且没有10μm以上的缩颈 的试验材料判定为“良好”，将不是这样的试验材料判定为“不良”。将这些结果示于表6～表7中。表6～表7中的下划线表示其项目脱离了所期 望的范围。
Figure BDA0001437127520000251
如表6～表7所示，就在本发明范围内的试样No.1～No.26而言，获得 了高达780MPa以上的抗拉强度、12％以上这样良好的伸长率以及良好的弯 曲性。
就试样No.27而言，回火的温度过低，因此脱碳铁素体层中的马氏体 未被回火。因此，脱碳铁素体层中的回火马氏体的体积分数和个数密度不 足，弯曲性不良。
就试样No.28而言，回火的温度过高，因此奥氏体分解了。因此，母 材中的残留奥氏体的体积分数不足，伸长率和抗拉强度较低。
就试样No.29而言，退火温度过低，因此无法获得残留奥氏体。因此， 母材中的残留奥氏体的体积分数不足，伸长率较低。
就试样No.30而言，第一冷却时的平均冷却速度过低，因此马氏体没 有充分地生成。因此，脱碳铁素体层中的回火马氏体的体积分数不足，弯 曲性不良。
就试样No.31而言，第二冷却时的平均冷却速度过低，因此生成了珠 光体，奥氏体的生成被抑制了。因此，母材中的残留奥氏体的体积分数不 足，伸长率较低。
就试样No.32而言，第三冷却时的平均冷却速度过低，因此奥氏体分 解了。因此，母材中的残留奥氏体的体积分数不足，伸长率较低。
就试样No.33、No.35和No.40而言，由于省略了回火，因此脱碳铁素 体层中的马氏体未被回火。因此，脱碳铁素体层中的回火马氏体的体积分 数不足，弯曲性不良。
就试样No.34而言，Si含量过低，因此母材中的残留奥氏体的体积分 数不足，伸长率较低。
就试样No.36而言，Mn含量过低，因此脱碳铁素体层中的回火马氏体 的体积分数不足，弯曲性不良。
就试样No.37而言，退火温度过高，因此脱碳铁素体层中的回火马氏 体没有被充分地微细化。因此，脱碳铁素体层中的回火马氏体的个数密度 不足，弯曲性不良。
就试样No.38而言，回火的温度过高，因此奥氏体分解了。因此，母 材中的残留奥氏体的体积分数不足，伸长率较低。
就试样No.39而言，C含量过低，因此抗拉强度较低。
就试样No.41而言，加热的平均加热速度过高，因此脱碳铁素体层中 的铁素体变得粗大且回火马氏体没有充分地分散。因此，脱碳铁素体层中 的铁素体的平均粒径变得过大，回火马氏体的个数密度不足，弯曲性不良。
就试样No.42而言，退火气氛的露点过低，因此未生成脱碳铁素体层。 因此，脱碳铁素体层的厚度不足，弯曲性不良。
就试样No.43而言，退火时间过短，因此未生成脱碳铁素体层。因此， 脱碳铁素体层的厚度不足，弯曲性不良。
就试样No.44而言，第一冷却时的平均冷却速度过高，因此残留奥氏 体没有充分地生成。因此，母材中的残留奥氏体的体积分数不足，伸长率 较低。
就试样No.45而言，退火时间过长，因此脱碳铁素体层过度成长。因 此，脱碳铁素体层的厚度变得过厚，抗拉强度较低。
就试样No.46而言，加热时的平均加热速度过低，因此回火马氏体没 有分散到脱碳铁素体层。因此，脱碳铁素体层中的回火马氏体的体积分数 和个数密度不足，抗拉强度较低，弯曲性不良。
就试样No.47而言，回火的温度过低，因此脱碳铁素体层中的马氏体 没有被充分地回火。因此，脱碳铁素体层中的回火马氏体的硬度变得过高， 弯曲性不良。
就试样No.48而言，回火的温度过高，因此母材中的马氏体被过度地 回火。因此，虽然弯曲性良好，但母材中的回火马氏体的平均硬度不足， 抗拉强度较低。
就试样No.49而言，回火的时间过短，因此母材中的马氏体没有被充 分地回火。因此，母材中的回火马氏体的平均硬度变得过高，弯曲性不良。
就试样No.50～No.54而言，回火的温度过高，因此奥氏体分解了。因 此，母材中的残留奥氏体的体积分数不足，伸长率较低。
产业上的可利用性
本发明例如可利用于与适用于汽车零部件的镀覆钢板相关联的产业。

Claims (7)

1.一种镀覆钢板，其特征在于，
具有钢板和所述钢板上的镀层，其中，
所述镀层为热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层，
所述钢板具有母材和所述母材上的脱碳铁素体层，
所述母材具有以下所示的化学组成，以质量％计，
C：0.03％～0.70％、
Si：0.25％～3.00％、
Mn：1.0％～5.0％、
P：0.10％以下、
S：0.0100％以下、
sol.Al：0.001％～1.500％、
N：0.02％以下、
Ti：0.0％～0.300％、
Nb：0.0％～0.300％、
V：0.0％～0.300％、
Cr：0％～2.000％、
Mo：0％～2.000％、
Cu：0％～2.000％、
Ni：0％～2.000％、
B：0％～0.0200％、
Ca：0.00％～0.0100％、
REM：0.0％～0.1000％、
Bi：0.00％～0.0500％，并且
剩余部分：Fe和杂质，
所述母材在距离所述钢板表面的深度为所述钢板厚度的1/4的位置处具有以下所示的组织，以体积分数计，
回火马氏体：3.0％以上、
残留奥氏体：5.0％以上、
剩余部分：铁素体或者铁素体和贝氏体、
铁素体：4.0％以上，
所述母材中的回火马氏体的平均硬度为5GPa～10GPa，
所述母材中的回火马氏体和残留奥氏体的一部分或全部形成了M-A，
所述脱碳铁素体层中的铁素体的体积分数是距离所述钢板表面的深度为所述钢板厚度的1/4的位置处的所述母材的铁素体的体积分数的120％以上，
所述脱碳铁素体层中的铁素体的平均粒径为20μm以下，
所述脱碳铁素体层的厚度为5μm～200μm，
所述脱碳铁素体层中的回火马氏体的体积分数为1.0体积％以上，
所述脱碳铁素体层中的回火马氏体的个数密度为0.01个/μm2以上，
所述脱碳铁素体层中的回火马氏体的平均硬度为8GPa以下。
2.根据权利要求1所述的镀覆钢板，其特征在于，
在所述化学组成中，满足
Ti：0.001％～0.300％、
Nb：0.001％～0.300％、或
V：0.001％～0.300％、
或者它们的任意组合。
3.根据权利要求1或2所述的镀覆钢板，其特征在于，
在所述化学组成中，满足
Cr：0.001％～2.000％、或
Mo：0.001％～2.000％、
或者它们两者。
4.根据权利要求1或2所述的镀覆钢板，其特征在于，
所述化学组成中，满足
Cu：0.001％～2.000％、或
Ni：0.001％～2.000％、
或者它们两者。
5.根据权利要求1或2所述的镀覆钢板，其特征在于，
在所述化学组成中，满足B：0.0001％～0.0200％。
6.根据权利要求1或2所述的镀覆钢板，其特征在于，
在所述化学组成中，满足
Ca：0.0001％～0.0100％、或
REM：0.0001％～0.100％以下、
或者它们两者。
7.根据权利要求1或2所述的镀覆钢板，其特征在于，
在所述化学组成中，满足Bi：0.0001％～0.0500％。
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