CN108474095B

CN108474095B - 镀覆性优异的高强度热浸镀锌系钢材及其制造方法

Info

Publication number: CN108474095B
Application number: CN201680076292.4A
Authority: CN
Inventors: 孙一领; 姜大荣; 金钟常; 金泰喆; 吴旻锡
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Holdings Inc
Priority date: 2015-12-24
Filing date: 2016-12-21
Publication date: 2021-02-02
Anticipated expiration: 2036-12-21
Also published as: JP6727305B2; US20180371596A1; CN108474095A; US11692259B2; US20220195575A1; US11306381B2; JP2019505670A; WO2017111449A1; KR20170076919A; EP3396007A1; KR102075182B1; EP3396007A4

Abstract

本发明公开热浸镀锌系钢材及其制造方法，所述钢材包括：基材铁，其包含Si：0.01～1.6重量％及Mn：1.2～3.1重量％；Zn‑Al‑Mg系合金镀层；以及Al浓缩层，其形成在所述基材铁与所述Zn‑Al‑Mg系合金镀层的界面，并且所述Al浓缩层的占有面积率为70％以上(包括100％)。

Description

镀覆性优异的高强度热浸镀锌系钢材及其制造方法

技术领域

本发明涉及镀覆性优异的高强度热浸镀锌系钢材及其制造方法。

背景技术

与通常的钢相比，高强度钢含有大量的Si、Mn等亲氧元素，从而退火时容易在表面形成阻碍镀覆的氧化物。

在进行镀锌时，这种表面氧化物具有抑制镀浴与基材铁的化学反应的倾向。由此，近年来提出了通过控制退火条件来控制表面氧化物的组成和比例以使有利于镀覆而提高镀覆性的技术(参照专利文献1：韩国公开专利公报第10-2014-0061669号)。

另外，与通常的镀锌相比，包含Al和Mg的镀锌系含有大量的Al和Mg，因此基材铁与镀浴之间的反应表现得相当不同，到目前为止，还没有公开以高强度钢为基材的提高镀锌系钢板的镀覆性的技术。

发明内容

要解决的技术问题

本发明的多种目的之一为提供镀覆性优异的高强度热浸镀锌系钢材及其制造方法。

技术方案

本发明的一个方面提供高强度热浸镀锌系钢材，所述钢材包括：基材铁，其包含Si：0.01～1.6重量％及Mn：1.2～3.1重量％；Zn-Al-Mg系合金镀层；以及Al浓缩层，其形成在所述基材铁与所述Zn-Al-Mg系合金镀层的界面，所述Al浓缩层的占有面积率为70％以上(包括100％)。

此外，本发明的另一个方面提供制造高强度热浸镀锌系钢材的方法，所述方法包括以下步骤：准备基材铁，所述基材铁包含：Si：0.01～1.6重量％及Mn：1.2～3.1重量％；在露点温度为-60～-10℃的条件下，在760～850℃的温度下对所述基材铁进行退火热处理；以及将经过退火热处理的所述基材铁浸渍于Zn-Al-Mg系镀浴中并进行镀覆，从而获得高强度热浸镀锌系钢材。

有益效果

本发明的多种效果之一为本发明的高强度热浸镀锌系钢材具有镀覆性优异的优点。

本发明的多种有益的优点和效果并不限定于上述的内容，其可以对本发明的具体实施方式进行说明的过程中更加容易理解。

附图说明

图1是观察发明例7的热浸镀锌系钢材的界面层的扫描电子显微镜(ScanningElectron Microscope，SEM)图像。

图2是观察比较例5的热浸镀锌系钢材的界面层的扫描电子显微镜(ScanningElectron Microscope，SEM)图像。

图3是示意性地示出设置有密封箱(sealing box)的热浸镀装置的示意图。

最佳实施方式

下面，对本发明的一个方面的镀覆性优异的高强度热浸镀锌系钢材进行详细说明。

本发明的热浸镀锌系钢材包括基材铁和Zn-Al-Mg系镀层。此时，基材铁可以为钢板或钢线材。

本发明中，对除Si和Cr之外的基材铁的组成不作特别限定，但是作为一个例子，以重量％计，所述基材铁可以包含：C：0.05～0.25％、Si：0.01～1.6％、Mn：0.5～3.1％、P：0.001～0.10％、Al：0.01～0.8％、N：0.001～0.03％、余量的Fe及不可避免的杂质。需要注意的是，除非另有特别说明，后述的各成分的含量均以重量％为基准。

C：0.05～0.25％

碳是提高钢材的强度且对确保由铁素体和马氏体组成的复合组织非常有用的元素。本发明中为了得到上述效果，优选包含0.05％以上的碳，更优选包含0.07％以上。但是，当碳的含量过多时，钢材的韧性和焊接性会变差。为了防止上述问题，优选包含0.25％以下的碳，更优选包含0.23％以下。

Si：0.01～1.6％

硅是确保钢材的强度而不会降低钢材的延展性的有用元素。此外，硅促进铁素体的形成，并且有助于碳向未相变奥氏体的浓缩，从而硅是促进马氏体的形成的元素。本发明中为了得到上述效果，优选包含0.01％以上的硅，更优选包含0.05％以上。但是，当硅的含量过多时，表面特性和焊接性会变差。为了防止上述问题，优选包含1.6％以下的硅，更优选包含1.4％以下。

Mn：0.5～3.1％

锰为固溶强化元素，锰不仅非常有助于提高强度，而且起到促进由铁素体和马氏体组成的复合组织的形成的作用。本发明中为了得到上述效果，优选包含0.5％以上的锰，更优选包含1.2％以上。但是，当锰的含量过多时，焊接性和热轧性会变差。为了防止上述问题，优选包含3.1％以下的锰，更优选包含2.9％以下。

P：0.001～0.10％

磷与锰一起是为了提高钢材的强度而添加的代表性的固溶强化元素。本发明中为了得到上述效果，优选包含0.001％以上的磷，更优选包含0.01％以上。但是，当磷的含量过多时，不仅焊接性会变差，而且由于连铸时发生的中心偏析而会引起钢材各部位的材质偏差。为了防止上述问题，优选包含0.10％以下的磷，更优选包含0.07％以下。

Al：0.01～0.8％

铝通常是为了钢的脱氧而添加，但是在本发明中为了提高延展性而添加铝。并且，铝起到抑制奥氏体回火(austempering)工序中形成的碳化物的生成且提高强度的作用。本发明中为了得到上述效果，优选包含0.01％以上的铝，更优选包含0.02％以上。但是，当铝的含量过多时，对冷轧板进行退火时内部氧化发达，从而在进行合金化热处理时阻碍合金化，并会使合金化温度过度上升。为了防止上述问题，优选包含0.8％以下的铝，更优选包含0.6％以下。

N：0.001～0.03％

氮起到有助于奥氏体的稳定化的作用。本发明中为了得到上述效果，优选包含0.001％以上的氮，更优选包含0.002％以上。但是，当氮的含量过多时，与钢中的Al反应而结晶为粗大的AlN，从而钢材的机械物理性质会变差。为了防止上述问题，优选包含0.03％以下的氮，更优选包含0.02％以下。

所述组成以外余量为Fe。但是，在通常的制造过程中会从原料或周围环境不可避免地混入并不需要的杂质，因此无法排除这些杂质。这些杂质对于本技术领域具有通常的知识者来说是众所周知的，因此，本发明中不对其所有内容特别提及。

但是，作为这种杂质的代表性的例子，可以列举S，基材铁中的S的含量变高时会使延展性变差，因此S的含量优选控制为0.03％以下。

另外，并不排除所述组成以外的有效成分的添加，例如，基材铁还可以包含选自Cr：0.9％以下(0％除外)、B：0.004％以下(0％除外)、Mo：0.1％以下(0％除外)、Co：1.0％以下(0％除外)、Ti：0.2％以下(0％除外)及Nb：0.2％以下(0％除外)中的一种以上。

Cr：0.9％以下(0％除外)

铬起到提高钢材的强度且提高淬透性的作用。但是，当铬的含量过多时，不仅会使其效果饱和，而且会使钢材的延展性变差。为了防止上述问题，优选包含0.9％以下的铬，更优选包含0.8％以下。

B：0.004％以下(0％除外)

硼为晶界强化元素，其提高点焊部的疲劳特性，防止由磷引起的晶界脆性，并且在退火时的冷却过程中起到延缓奥氏体相变为珠光体的作用。但是，当硼的含量过多时，不仅会使钢材的加工性变差，而且在其表面浓缩过多的硼，从而会导致镀覆粘附性变差。为了防止上述问题，优选包含0.004％以下的硼，更优选包含0.003％以下。

Mo：0.1％以下(0％除外)

钼起到改善耐二次加工脆性和镀覆性的作用。但是，当钼的含量超过0.1％时，会使其效果饱和，因此本发明中优选包含0.1％以下的钼。

Co：1.0％以下(0％除外)

钴起到提高钢材的强度，并且在高温退火时抑制氧化物的形成而提高熔融锌的湿润性的作用。但是，当钴的含量过多时，会使钢材的延展性急剧变差。为了防止上述问题，优选包含1.0％以下的钴，更优选包含0.5％以下。

Ti：0.2％以下(0％除外)

钛是对提高钢材的强度以及晶粒的微细化有用的元素。但是，当钛的含量过多时，不仅会使制造成本上升，而且由于形成过多的析出物而会使铁素体的延展性变差。为了防止上述问题，优选包含0.2％以下的钛，更优选包含0.1％以下。

Nb：0.2％以下(0％除外)

与钛相同，铌是对提高钢材的强度以及晶粒的微细化有用的元素。但是，当铌的含量过多时，不仅会使制造成本上升，而且由于形成过多的析出物而会使铁素体的延展性变差。为了防止上述问题，优选包含0.2％以下的铌，更优选包含0.1％以下。

Zn-Al-Mg系镀层形成在基材铁的表面上，并在腐蚀环境下起到防止基材铁的腐蚀的作用，本发明中对Zn-Al-Mg系镀层的组成不作特别限定，但是作为一个例子，可以包含：Mg：0.5～3.5％、Al：0.2～15％、余量的Zn及其他不可避免的杂质。

Mg对提高热浸镀锌系钢材的耐蚀性起到非常重要的作用，在腐蚀环境下，在镀层的表面形成致密的氢氧化锌系腐蚀产物，因此能够有效防止热浸镀锌系钢材的腐蚀。为了确保本发明所期望的耐蚀效果，需要包含0.5重量％以上的Mg，更优选包含0.9重量％以上。但是，当Mg的含量过多时，镀浴表面急剧增加Mg氧化性浮渣，从而会抵消添加微量元素来防止氧化的效果。为了防止上述问题，优选包含3.5重量％以下的Mg，更优选包含3.2重量％以下。

Al抑制镀浴中Mg氧化物浮渣的形成，并与镀浴中的Zn和Mg反应而形成Zn-Al-Mg系金属间化合物，因此会提高镀覆钢材的耐腐蚀性。本发明中为了得到上述效果，需要包含0.2重量％以上的Al，更优选包含0.9重量％以上。但是，当Al的含量过多时，会使镀覆钢材的焊接性和磷酸盐处理性变差。为了防止上述问题，优选包含15重量％以下的Al，更优选包含12重量％以下。

本发明的热浸镀锌系钢材的特征在于，其包括基材铁及形成在Zn-Al-Mg系合金镀层界面的Al浓缩层，并且Al浓缩层的占有面积率为70％以上(包括100％)，更优选为73％以上(包括100％)。其中，占有面积率是指从镀覆钢材的表面向基材铁的厚度方向投影并进行观察时，在未考虑三维弯曲等而假设为平面的情况下的Al浓缩层的面积与基材铁的面积之比。

通常，已知如同本发明的以添加大量的Si和Mn的高强度钢为基材的热浸镀锌系钢板的镀覆性和镀覆粘附性差。对此，本发明人为了解决上述问题而进行了深入研究，其结果发现以添加大量的Si和Mn的高强度钢为基材的热浸镀锌系钢板的镀覆性和镀覆粘附性差是由于形成在基材铁的表面的退火氧化物而导致基材铁与镀层的界面上形成不致密且烯疏的Al浓缩层，进而发现确保70％以上的Al浓缩层的占有面积率时，Al浓缩层具有连续形成有微细粒子的形状，从而能够显著提高镀覆性和镀覆粘附性。

优选地，Al浓缩层中的Al以接近金属间化合物的化学计量比的比例与Fe结合而存在，例如，大部分可以以Al₄Fe₁₃的形态存在，一部分可以以Al₅Fe₂的形态存在。

作为一个例子，Al浓缩层中所包含的Al和Fe的含量之和可以为50重量％以上(100重量％除外)，并且可以为65重量％以下(100重量％除外)。如果Al和Fe的含量之和小于50重量％，则由于杂质元素的影响，Al浓缩层无法均匀地形成，或者连接基材铁和镀层的物理结合力变弱，从而局部没有形成镀层，或者会使镀覆粘附力降低。

另外，Al浓缩层中，除了Al和Fe以外，进一步包含O、Si、Mn、Cr等杂质元素，这些杂质元素是退火氧化物的残留物，或者从基材铁扩散而残留在Al浓缩层中。更具体地，基材铁与液态的镀浴接触时，镀浴成分中的Mg和Al会还原基材铁表面的氧化物。通过这种还原过程，一部分的氧通过氧化物被排出，被还原的一部分金属熔解在镀浴中，但是其中的一部分在基材铁表面进行合金化。另外，与氧化物的还原几乎同时镀浴成分中的Al与基材铁直接反应而形成Al浓缩层。此时，基材铁表面的氧化物最好是完全被还原而消除，但是，在形成Al浓缩层时，一部分的基材铁表面的氧化物以未被还原的状态的小碎块留在Al浓缩层的下面或其中间。此外，基材铁与Al反应时，作为基材铁成分的Mn、Si及Cr会混入Al浓缩层中。此外，作为镀浴的主成分的Zn和作为镀浴的微量杂质的Si等的一部分也会混入Al浓缩层中。

作为一个例子，Al浓缩层的由下述式1或式2定义的I可以为0.40以下，更优选可以为0.38以下，进一步优选可以为0.35以下。下述式1适用于基材铁中不包含Cr的情况，下述式2适用于基材铁包含Cr的情况。

[式1]I＝[O]/{[Si]+[Mn]+[Fe]}

[式2]I＝[O]/{[Si]+[Mn]+[Cr]+[Fe]}

(其中，[O]、[Si]、[Mn]、[Cr]及[Fe]分别表示Al浓缩层中所包含的该元素的含量(重量％))。

式1和式2是用于确保70％以上的Al浓缩层的占有面积率的条件式，I值越高，表示Al浓缩层中的退火氧化物的残留比越高。另外，I值越低，越有利于确保Al浓缩层的占有面积率，因此，本发明中对I值的下限不作特别限定。

本发明中对用于测量Al浓缩层中所包含的氧和金属元素的含量等的具体装置及方法不作特别限定，但是，例如可以利用辉光放电发射光谱仪(Glow Discharge OpticalEmission Spectrometry，GDOES)进行测量。此时，优选利用标准试片对分析装置进行校正之后再对分析对象元素进行分析。另外，如上所述，Al浓缩层存在于基材铁和Zn-Al-Mg系镀层的界面，因此不去除Zn-Al-Mg系镀层，则难以确认Al浓缩层的结构等。因此，将镀锌系钢材浸渍于仅化学溶解Al浓缩层上部的Zn-Al-Mg系镀层而不会损坏Al浓缩层的铬酸溶液中30秒，溶解全部的Zn-Al-Mg系镀层，然后以所述余下的Al浓缩层为对象，利用辉光放电发射光谱仪(Glow Discharge Optical Emission Spectrometry，GDOES)测量Al浓缩层中所包含的氧和金属元素的含量等。此时，作为用于制备所述铬酸溶液的一个例子，可以在1升的蒸馏水中混合200g的CrO₃、80g的ZnSO₄及50g的HNO₃来制备。

另外，此时，就Al浓缩层的基准而言，从分析样品的表面到内部进行分析时，需要将观察到0～84重量％的Fe的位点设为基准。由于Fe的含量为84重量％以上的位点受到的基材铁的影响较多，因此，无法再视为Al浓缩层区域。

另外，本发明人进行进一步研究的结果，如果基材铁中所包含的Si含量与Mn含量之比([Si]/[Mn])为0.3以上，则为了确保所期望的I值，需要诱导Si的内部氧化来降低退火氧化物中的Si的含量。这是因为SiO₂是比MnO稳定的化合物，因此在镀浴中不易发生还原及分解。

作为一个例子，当基材铁中所包含的Si含量与Mn含量之比([Si]/[Mn])为0.3以上时，基材铁可以包括形成在其表面正下方的内部氧化物层，在这种情况下，内部氧化物层的平均厚度(nm)优选为100×[Si]/[Mn]以上。

内部氧化物层的平均厚度(nm)越厚，越有利于减少钢表面的退火氧化物中的Si的含量，因此，本发明中对内部氧化物层的平均厚度的上限不作特别限定，但是，如果内部氧化物层的平均厚度过厚，则在进行热浸镀时Al、Mg等元素还原内部氧化物的同时沿着内部氧化物渗透至钢表面深处，因此会产生裂纹性缺陷。为了防止上述问题，可以将内部氧化物层的平均厚度的上限限定为1,500nm，优选可以限定为1,450nm。

对构成内部氧化物层的氧化物的种类不作特别限定，但是，例如，内部氧化物层可以包含Si单独氧化物及Si-Mn复合氧化物。

作为一个例子，将Si及Mn的内部氧化物层中所含有的Si含量与Mn含量之比表示为a，除所述Si及Mn的内部氧化物层以外的基材铁中所含有的Si含量与Mn含量之比表示为b时，可以满足b/a>1。如上所述，将b/a的值控制为超过1时，有利于确保所期望的I值。

以上所说明的本发明的高强度热浸镀锌系钢材可以通过多种方法来制造，对其制造方法不作特别限制，但是，作为一个具体实施方式可以通过以下所述的方法来制造。

下面，对本发明的另一个方面的制造镀覆性优异的高强度热浸镀锌系钢材的方法进行详细说明。

首先，准备具有如上所述合金组成的基材铁。

作为一个例子，基材铁可以是冷轧钢板，在这时所述冷轧钢板的表面粗糙度(Ra)优选为2.0μm以下。根据本发明人的研究结果，镀覆前的基材铁的表面粗糙度越粗糙，不仅会增加表面积，而且会增加位错密度，从而在热浸镀时会形成不利于表面反应的氧化物，由此不利于形成所期望的Al浓缩层。另外，基材铁的表面粗糙度越低，越有利于形成所期望的Al浓缩层，因此，本发明中对基材铁的表面粗糙度的下限不作特别限定，但是，基材铁的表面粗糙度过低时在轧制过程中由于钢材的滑移现象而会对操作产生影响，因此，为了防止上述问题，可以将基材铁的表面粗糙度的下限限定为0.3μm。

然后，对基材铁进行退火热处理。退火热处理是为了使基材铁组织恢复再结晶而进行，所述退火热处理可以在基材铁组织恢复再结晶所充分的程度的760～850℃的温度下进行。

此时，为了形成所期望的Al浓缩层，控制露点温度很重要，这是因为露点温度不同时，不仅会使构成形成在基材铁表面上的氧化薄膜的成分的比例不同，而且内部氧化比例也会不同，因此，本发明中将露点温度控制为-60～-10℃。如果露点温度低于-60℃，则更稳定的SiO₂氧化物在基材铁表面形成致密的氧化薄膜，因此不易生成氧化物的生长速度快的MnO，在这时，作为后续工序的热浸镀时不易产生氧化薄膜的还原及分解，从而难以形成所期望的Al浓缩层。另一方面，当露点温度超过-10℃时，虽然会减少基材铁表面的SiO₂的生成，但是，由于过度产生内部氧化而导致内部氧化物层的平均厚度变得过厚，从而会发生裂纹性缺陷。

如果基材铁中所包含的Si含量与Mn含量之比([Si]/[Mn])为0.3以上，则优选将退火热处理时的露点温度控制为-40～-10℃，更优选控制为-30～-15℃。这是为了通过形成适当厚度的内部氧化物层来降低退火氧化物中的Si的含量。

作为一个例子，退火热处理可以在3～30体积％的氢气和余量的氮气气氛中进行。如果氢气小于3体积％，则难以有效进行表面氧化物的抑制，另一方面，当氢气超过30体积％时，基于氢气含量的增加会增加成本，而且过度增加发生爆炸的风险性。

然后，将经过退火热处理的基材铁浸渍于Zn-Al-Mg系镀浴中进行镀覆，从而获得高强度热浸镀锌系钢材。本发明中对获得高强度热浸镀锌系钢材的具体方法不作特别限定，但是，为了使本发明的效果更加极大化，可以利用如下所述的方法。

根据本发明人的研究结果，在退火工序中，为了使基材铁表面上形成的Si、Mn等氧化物在镀覆过程中顺利分解，并在基材铁的表面上均匀地形成Al浓缩层，需要对镀浴温度和进入镀浴的基材铁的表面温度、形成在镀浴表面或内部的浮渣缺陷等进行控制。

(a)镀浴温度及进入镀浴中的基材铁的表面温度

为了确保镀浴中的成分元素的均匀的配合和流动，镀浴的温度优选保持为430℃以上，更优选保持为440℃以上。另外，镀浴的温度越高，越有利于镀覆特性，但是镀浴的温度过高时会从镀浴表面开始发生Mg的氧化，并且会引起镀槽外壁被镀浴侵蚀的问题。为了防止上述问题，镀浴的温度优选保持为470℃以下，更优选保持为460℃以下。

此外，进入镀浴的基材铁的表面温度为镀浴温度以上时才会有利于表面氧化物的分解和Al的浓缩。尤其，为了使本发明的效果更加极大化，需要将进入镀浴的基材铁的表面温度控制为高于镀浴温度5℃以上，更优选控制为高于镀浴温度15℃以上。但是，进入镀浴中的基材铁的表面温度过高时，会难以控制镀槽的温度，并且基材铁的成分会过度地溶出到镀浴中，因此，优选将基材铁的表面温度的上限控制为不超过镀浴温度30℃以上，更优选控制为不超过镀浴温度20℃以上。

(b)镀浴浮渣的控制

镀浴中除了均匀的液体以外，还存在以固体状混入的浮渣缺陷。尤其，镀浴的表面上以浮于镀浴表面的飘浮浮渣的形态存在Al和Mg的氧化物和冷却效果引起的以MgZn₂成分为主要成分的浮渣，这种浮渣混入镀覆钢板的表面时，不仅会引起镀层缺陷，而且还会对形成在镀层与基材铁界面的Al浓缩层的形成产生影响。为了减少生成在表面上的氧化物和飘浮浮渣，需要将镀浴表面上的大气气氛控制为3体积％以下(包括0体积％)的氧气和余量的惰性气体气氛。此外，需要控制镀浴表面不与外部的冷空气直接接触。这是因为外部的冷空气直接接触镀浴表面时，不易产生MgZn₂等金属间化合物的分解。

如上所述，作为控制镀浴表面的气氛且阻断与冷空气的直接接触的一个具体实施方式，可以在进入镀浴中的基材铁被提出至镀浴外部的位置上设置密封箱(sealing box)。

图3是示意性地示出设置有密封箱(sealing box)的热浸镀装置的示意图。参照图3，密封箱(sealing box)可以形成在向镀浴外部提出基材铁的位置的镀浴表面上，并且密封箱(sealing box)的一侧可以连接用于供应惰性气体的供应管。

另外，在这种情况下，基材铁与密封箱之间的距离(d)需要控制为5～100cm。如果距离小于5cm，则由于基材铁的振动和在狭小空间中的基材铁的移动所导致的空气的不稳定而使镀液飞溅，因此反而会存在引发镀覆缺陷的风险，当距离超过100cm时，会过度增加控制费用。

具体实施方式

下面，通过实施例对本发明进行更详细说明。但是，以下的实施例的记载仅仅是用于例示本发明的实施，本发明并不受限于这些实施例的记载。本发明的权利范围由权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容所决定。

准备具有下述表1的组成(重量％)的钢材，然后将所述钢材加工成1.5mm厚度的冷轧钢板。之后，在包含5体积％的氢气的氮气气氛下，并在最高780℃的温度下进行退火热处理40秒，并浸渍于具有下述表2的组成的锌系镀浴中，从而获得镀覆钢材。此时，锌系镀浴的温度恒定为450℃。

然后，对各个镀覆钢材的镀覆外观等级和镀覆粘附性进行了评价，并示于下述表2中。镀覆外观等级和镀覆粘附性的具体评价基准为如下。

[镀覆外观等级]

以产生不均匀的镀覆或产生未镀覆的面积为基准分等级，没有识别出缺陷时分为一等级，产生3面积％以下的不均匀缺陷时分为二等级，产生15面积％以下的不均匀缺陷时分为三等级，产生30面积％以下的不均匀缺陷时分为四等级，产生超过30面积％的不均匀或未镀覆缺陷时分为五等级。

[镀覆粘附性]

对各个镀覆钢材准备5个试片，然后以1cm的厚度将用于汽车车体结构的粘合剂涂布在上述试片的表面上，并进行干燥，然后施加物理性力分离钢板和粘合剂时，以发生断裂的位置为基准进行了评价，所有试片中在粘合剂内发生断裂时评价为◎，两个以内的试片中在粘合剂与镀层的界面上发生断裂时评价为O，一个以内的试片中发生镀层的剥离时评价为△，两个以上的试片中发生镀层的剥离时评价为X。

[表1]

[表2]

参照表2可以确认，满足本发明中提出的所有条件的发明例1至发明例11的Al浓缩层的占有面积率控制为70％以上，由此镀覆性和镀覆粘附性优异。

另外，图1是观察发明例7的热浸镀锌系钢材的界面层的扫描电子显微镜(Scanning Electron Microscope，SEM)图像，图2是观察比较例5的热浸镀锌系钢材的界面层的扫描电子显微镜(Scanning Electron Microscope，SEM)图像。

Claims

1.高强度热浸镀锌系钢材，所述钢材包括：

基材铁，以重量％计，包含：C：0.05～0.25％、Si：0.01～1.6％、Mn：0.5～3.1％、P：0.001～0.10％、Al：0.01～0.8％、N：0.001～0.03％、余量的Fe及不可避免的杂质；

Zn-Al-Mg系合金镀层；以及

Al浓缩层，其形成在所述基材铁与所述Zn-Al-Mg系合金镀层的界面，

所述Al浓缩层的占有面积率为70％以上，

所述Al浓缩层的由下述式1定义的I为0.40以下，

[式1]I＝[O]/{[Si]+[Mn]+[Fe]}

其中，[O]、[Si]、[Mn]及[Fe]分别表示Al浓缩层中所包含的该元素的重量百分比含量。

2.根据权利要求1所述的高强度热浸镀锌系钢材，其中，所述基材铁还包含Cr：0.9重量％以下且不包括0重量％，

所述Al浓缩层的I是由下述式2定义，

[式2]I＝[O]/{[Si]+[Mn]+[Cr]+[Fe]}

其中，[O]、[Si]、[Mn]、[Cr]及[Fe]分别表示Al浓缩层中所包含的该元素的重量百分比含量。

3.根据权利要求1所述的高强度热浸镀锌系钢材，其中，所述Al浓缩层中所包含的Al和Fe的含量之和为50重量％以上且不包括100重量％。

4.根据权利要求1所述的高强度热浸镀锌系钢材，其中，所述基材铁以重量％计，包含Mn：1.2～3.1％。

5.根据权利要求1所述的高强度热浸镀锌系钢材，其中，以重量％计，所述基材铁还包含选自Cr：0.9％以下且不包括0％、B：0.004％以下且不包括0％、Mo：0.1％以下且不包括0％、Co：1.0％以下且不包括0％、Ti：0.2％以下且不包括0％及Nb：0.2％以下且不包括0％中的一种以上。

6.根据权利要求1所述的高强度热浸镀锌系钢材，其中，以重量％计，所述Zn-Al-Mg系合金镀层包含：Al：0.2～15％、Mg：0.5～3.5％、余量的Zn及不可避免的杂质。

7.根据权利要求1所述的高强度热浸镀锌系钢材，其中，所述基材铁中所包含的Si含量与Mn含量之比[Si]/[Mn]为0.3以上，所述基材铁包括形成在其表面正下方的内部氧化物层，所述内部氧化物层以nm计的平均厚度为100×[Si]/[Mn]以上。

8.根据权利要求7所述的高强度热浸镀锌系钢材，其中，所述内部氧化物层的平均厚度为1,500nm以下。

9.根据权利要求7所述的高强度热浸镀锌系钢材，其中，所述内部氧化物层包含Si单独氧化物及Si-Mn复合氧化物。

10.根据权利要求7所述的高强度热浸镀锌系钢材，其中，所述Si及Mn的内部氧化物层中所含有的Si含量与Mn含量之比表示为a，除所述Si及Mn的内部氧化物层以外的基材铁中所含有的Si含量与Mn含量之比表示为b时，满足b/a>1。

11.制造高强度热浸镀锌系钢材的方法，所述方法包括以下步骤：

准备基材铁，所述基材铁以重量％计，包含：C：0.05～0.25％、Si：0.01～1.6％、Mn：0.5～3.1％、P：0.001～0.10％、Al：0.01～0.8％、N：0.001～0.03％、余量的Fe及不可避免的杂质；

在露点温度为-60～-20℃的条件下，在760～850℃的温度下对所述基材铁进行退火热处理；以及

将经过退火热处理的所述基材铁浸渍于Zn-Al-Mg系镀浴中并进行镀覆，从而获得高强度热浸镀锌系钢材，

所述基材铁为冷轧钢板，所述冷轧钢板的表面粗糙度Ra为0.3～2.0μm，

所述Zn-Al-Mg系镀浴的表面气氛为3体积％以下的氧气和余量的惰性气体气氛。

12.根据权利要求11所述的制造高强度热浸镀锌系钢材的方法，其中，所述基材铁中包含的Si含量与Mn含量之比[Si]/[Mn]为0.3以上，所述退火热处理时的露点温度为-40～-20℃。

13.根据权利要求11所述的制造高强度热浸镀锌系钢材的方法，其中，所述退火热处理在3～30体积％的氢气和余量的氮气气氛中进行。

14.根据权利要求11所述的制造高强度热浸镀锌系钢材的方法，其中，所述Zn-Al-Mg系镀浴的温度为430～470℃。

15.根据权利要求11所述的制造高强度热浸镀锌系钢材的方法，其中，与所述Zn-Al-Mg系镀浴的温度相比，浸渍于Zn-Al-Mg系镀浴中的所述基材铁的表面温度为5℃以上～30℃以下。