CN113227434A - 电阻点焊性优异的高强度镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种点焊性优异的镀锌钢板及其制造方法。本发明的一个方面的镀锌钢板包括基础钢板和形成在所述基础钢板上部的锌系镀层，并且，由以下式1表示的基础钢板的表层部的脱碳率可以为30％以上。[式1]表层部的脱碳率(％)＝(1‑表层部的平均碳浓度/本体碳浓度)*100其中，表层部是指从基础钢板的表面到35μm深度的区域。

Description

电阻点焊性优异的高强度镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种电阻点焊性优异的镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
由于环境污染等的问题，对汽车尾气和燃油效率的管制日渐加强。因此，强烈要求通过汽车钢板的轻量化来减少燃料消耗，因此开发并上市了每单位厚度的强度高的各种高强度钢板、
高强度钢通常是指具有490MPa以上的强度的钢，属于高强度钢的钢有相变诱导塑性(Transformation Inducced Plasticity，TRIP)钢、孪晶诱导塑性(Twin InducedPlasticity，TWIP)钢、双相(Dual Phase)钢、复相(Complexed Phase，CP)钢等，但并不一定限于此。
另外，汽车钢材以在表面进行镀覆的镀覆钢板的形式供应，以确保耐蚀性，其中镀锌钢板(GI钢板)或合金化镀锌钢板(GA)通过利用锌的牺牲防腐蚀特性具有高耐蚀性，因此广泛用于汽车用材料。
但是，对高强度钢板的表面进行镀锌时，存在点焊性变差的问题。即，高强度钢的情况下，拉伸强度高的同时屈服强度也高，因此难以通过塑性变形消除在焊接过程中产生的拉伸应力，因此在表面产生微细裂纹的可能性高。对高强度镀锌钢板进行焊接时，熔点低的锌渗透到钢板的微细裂纹中，其结果发生称为液态金属致脆(Liquid MetalEmbrittlement，LME)的现象，可能会发生导致钢板破坏的问题，这极大地阻碍钢板的高强度化。
此外，高强度钢板的情况下，钢板中包含的Mn、Al、Si等合金成分与气氛反应而在钢板的表面形成氧化物，在这种情况下，镀覆钢板的表面质量可能会发生问题，如镀覆粘附性大幅降低等。
发明内容
要解决的技术问题
根据本发明的一个方面，提供一种点焊性优异的镀锌钢板及其制造方法。
本发明的技术问题并不限于上述内容。本发明所属技术领域的技术人员基于本发明的说明书全文可以容易地理解本发明的附加技术问题。
技术方案
本发明的一个方面的镀锌钢板包括基础钢板和形成在所述基础钢板上部的锌系镀层，并且，由以下式1表示的基础钢板的表层部的脱碳率可以为30％以上。
[式1]
表层部的脱碳率(％)＝(1-表层部的平均碳浓度/本体碳浓度)*100
其中，表层部是指从基础钢板的表面到35μm深度的区域。
本发明的另一个方面的制造镀锌钢板的方法可以包括以下步骤：对钢坯进行热轧以得到热轧钢板；在590-750℃的温度下，对所述热轧钢板进行收卷以得到热轧钢板；在包含0.5-2％的氧气的氮气气氛、600-800℃下，对经收卷的所述热轧钢板的边缘部进行加热5-24小时；对所述热轧钢板进行冷轧以得到冷轧钢板；在650-900℃下、露点为-10至30℃的气氛中，以40-130mpm的板通过速度通过所述冷轧钢板并进行退火；以及对退火的所述冷轧钢板进行热浸镀锌。
有益效果
如上所述，本发明可以通过在镀层正下方的基材铁表层部上形成脱碳层来制造表面质量优异且电阻点焊抗LME性优异的镀锌钢板。
附图说明
图1是示出为了测量脱碳程度而对碳浓度的分布进行积分的区间的图表。
最佳实施方式
以下，对本发明进行详细说明。
需要注意的是，本发明中镀锌钢板的概念不仅包括镀锌钢板(GI钢板)，还包括合金化镀锌钢板(GA)以及所有的主要包含锌的镀覆钢板。主要包含锌是指镀层中包含的元素中锌的比例最高。但是，在合金化镀锌钢板中，铁的比例可能会高于锌，并且可以包括除铁之外的其余成分中锌的比例最高的合金化镀锌钢板。
本发明的发明人注意到焊接时发生的液态金属致脆(LME)的原因是从钢板的表面产生的微细裂纹引起的，从而对抑制表面的微细裂纹的方法进行了研究，并发现为此需要软质化钢板表面，从而完成了本发明。
通常，高强度钢的情况下，为了确保钢的淬透性或奥氏体稳定性等，可以大量包含C、Mn、Si、Cr、Mo及V等元素，这种元素起到提高对钢的裂纹的敏感性的作用。因此，大量包含这种元素的钢容易产生微细裂纹，最终会成为焊接时的液态金属致脆的原因。根据本发明人的研究结果，如上所述的微细裂纹的产生行为与碳浓度密切相关，裂纹从表面产生并向内部扩展，因此表面的碳浓度高时，产生微细裂纹的可能性增加。
因此，在本发明的一个具体实施方案中，钢的整体组成具有高碳浓度以获得高强度，但产生裂纹的位置的表层部的碳浓度具有低碳浓度，即，高脱碳率，以使其具有抗裂纹性。
本发明中表层部是指从钢板表面沿深度方向35μm以内的位置，表层部的脱碳率可以由以下式[1]表示。
[式1]
表层部的脱碳率(％)＝(1-表层部的平均碳浓度/本体碳浓度)*100
所述式1中，表层部的碳浓度是指表层部的碳浓度的平均值，如图1中所示，碳的GDS(包括所有GDOES等相似的仪器的概念)分布可以设置为将对从基础钢板的表层部到35μm的深度进行积分的值除以深度(35μm)的值。此外，本体(bulk)碳浓度是指在GDS分布上沿深度方向移动时没有碳浓度变化时的碳浓度，通常是指钢板厚度的1/4深度的碳浓度。此时，钢板厚度的1/4厚度的碳浓度可以通过在深度方向上去除钢板的一部分后进行GDS分析而获得。
在本发明的一个具体实施方案中，所述表层部的脱碳率可以以在宽度方向的中心部中测量的值为基准。但是，与钢板的宽度方向的中心部相比，通常宽度方向边缘部的脱碳率具有更高的值的情况较多，因此当边缘部中的脱碳率满足本发明中规定的值时，可以进一步改善点焊性。在此，宽度方向的边缘部是指沿宽度方向切割钢板的截面的两个端点位置，但如果在上述位置发生污染等试片的完整性存在问题，则宽度方向的边缘部可以指从端点位置沿宽度方向向内1mm处的位置。
如上所述，在本发明的一个具体实施方案中，为了通过防止LME的发生来确保充分的点焊性，所述脱碳率可以为30％以上。根据本发明的另一个具体实施方案，所述脱碳率可以为40％以上，在又一个具体实施方案中，所述脱碳率可以为50％以上。
所述脱碳率越高越有利，因此无需特别限制脱碳率的上限。但是，根据本发明的一个具体实施方案，所述脱碳率的上限可以设置为90％，在另一个具体实施方案中，所述脱碳率的上限可以设置为80％，在又一个具体实施方案中，所述脱碳率的上限可以设置为70％。
根据本发明的一个具体实施方案，基础钢板的表层部中可以存在内部氧化物。所述内部氧化物可以包含Si、Mn、Al和Fe中的至少一种以上，除此之外，还可以包含衍生自基础钢板的组成的附加元素。
本发明中作为对象的钢板只要是强度为490MPa以上的高强度钢板，则对其种类不作限制。但是，以重量比计，本发明中作为对象的钢板可以具有包含C：0.05-1.5％、Si：2.0％以下、Mn：1.0-30％、S-Al(酸溶铝)：3％以下、Cr：2.5％以下、Mo：1％以下、B：0.005％以下、Nb：0.2％以下、Ti：0.2％以下、V：0.2％以下、Sb+Sn+Bi：0.1％以下和N：0.01％以下的组成，但并不一定限于此。其余成分是铁和其它杂质，此外，不排除以总计1.0％以下的范围进一步包含未在上面列出但可以包含在钢中的元素。除非另有特别说明，否则本发明中各成分元素的含量是以重量为基准表示。上述组成是指钢板的本体(bulk)组成，即，表示钢板厚度的1/4位置的组成(以下，相同)。
但是，在本发明的一些具体实施方案中，作为所述高强度钢板，可以将TRIP钢等作为对象。各种钢可以具有如下的组成。
钢组成1：包含C：0.05-0.30％(优选为0.10-0.25％)、Si：0.5-2.5％(优选为1.0-1.8％)、Mn：1.5-4.0％(优选为2.0-3.0％)、S-Al：1.0％以下(优选为0.05％以下)、Cr：2.0％以下(优选为1.0％以下)、Mo：0.2％以下(优选为0.1％以下)、B：0.005％以下(优选为0.004％以下)、Nb：0.1％以下(优选为0.05％以下)、Ti：0.1％以下(优选为0.001-0.05％)、Sb+Sn+Bi：0.05％以下、N：0.01％以下、余量为Fe和不可避免的杂质。根据情况，可以以总计1.0％以下的范围进一步包含未在上面列出但可以包含在钢中的元素。
钢组成2：包含C：0.05-0.30％(优选为0.10-0.2％)、Si：0.5％以下(优选为0.3％以下)、Mn：4.0-10.0％(优选为5.0-9.0％)、S-Al：0.05％以下(优选为0.001-0.04％)、Cr：2.0％以下(优选为1.0％以下)、Mo：0.5％以下(优选为0.1-0.35％)、B：0.005％以下(优选为0.004％以下)、Nb：0.1％以下(优选为0.05％以下)、Ti：0.15％以下(优选为0.001-0.1％)、Sb+Sn+Bi：0.05％以下、N：0.01％以下、余量为Fe和不可避免的杂质。根据情况，可以以总计1.0％以下的范围进一步包含未在上面列出但可以包含在钢中的元素。
此外，在上述各成分元素中，对其含量的下限没有进行限定的情况是指可以将这些元素视为任意的元素且其含量也可以为0％。
根据本发明的一个具体实施方案，在所述钢板的表面上可以包括一层以上的镀层，所述镀层可以是包括镀锌(Galvanized，GI)或合金化镀锌(Galva-annealed，GA)等的锌系镀层。在本发明中，如上所述适当地控制了Ceq比例，因此即使在钢板的表面形成锌系镀层，也可以抑制点焊时发生液态金属致脆的问题。
当所述锌系镀层是GA层时，可以将合金化程度(表示镀层中Fe的含量)控制在8-13重量％，优选可以控制在10-12重量％。当合金化程度不充分时，锌系镀层中的锌渗透到微细裂纹中，可能会残留引起液态金属致脆的问题的可能性，另一方面，当合金化程度过高时，可能会发生粉化等问题。
此外，所述锌系镀层的镀覆附着量可以为30-70g/m2。当镀覆附着量过小时，难以获得充分的耐蚀性，另一方面，当镀覆附着量过大时，可能会发生制造成本增加和液态金属致脆的问题，因此将镀覆附着量控制在上述范围内。更优选的镀覆附着量的范围可以为40-60g/m2。上述镀覆附着量表示附着在最终产品的镀层的量，当镀层是GA层时，通过合金化镀覆附着量会增加，因此在合金化前可以略微减少其重量，并且镀覆附着量随合金化程度而不同，因此合金化前的附着量(即，从镀浴附着的镀覆的量)可以是比镀覆附着量减少约10％左右的值，但并不一定限于此。
以下，对制造本发明的钢板的一个具体实施方案进行说明。但是，需要注意的是，本发明的钢板并不一定通过下述具体实施方案来制造，下述具体实施方案是制造本发明的钢板的一个优选的方法。
首先，可以通过对具有上述组成的钢坯进行热轧后进行收卷的过程来制造热轧钢板。对钢坯的加热(直接轧制时为温度的控制)或热轧等条件不作特别限制，在本发明的一个具体实施方案中，可以如下限制收卷温度。
收卷温度：590-750℃
经热轧的钢板之后被收卷为卷板的形态来储存，收卷的钢板经过缓慢冷却的过程。通过如上所述的过程去除钢板表层部中包含的氧化性元素，当钢坯的收卷温度过低时，卷板在低于去除这些氧化性元素所需温度的温度下被缓慢冷却，因此难以获得充分的效果。另一方面，当收卷温度过高时，宽度方向的中心部和边缘部之间的温度偏差变大，由此材质偏差会增加。在这种情况下，冷轧性变差，并且不仅最终产品的强度降低，而且还有成型性变差的可能性。此外，在表面氧化方面，当收卷温度过高时，发生氧化皮的再氧化，因此可能会生成Fe2O3，在这种情况下，表面质量可能会变差。因此，在本发明的一个具体实施方案中，可以将所述收卷温度的上限设置为750℃。
热轧卷板边缘部加热：在600-800℃下进行5-24小时
在本发明的一个具体实施方案中，为了提高边缘部的脱碳率，对热轧卷板的边缘部进行加热。热轧卷板边缘部加热是指对收卷的卷板的宽度方向的两侧端部进行加热，即对边缘部进行加热，通过加热边缘部，预先将边缘部加热至适于氧化的温度。即，就收卷的卷板而言，其内部保持为高温，但边缘部相对迅速地被冷却，因此边缘部保持在适于内部氧化的温度的时间会更短。因此，与宽度方向的中心部相比，边缘部中的氧化性元素的去除会变得不活跃。边缘部加热可以用作用于去除边缘部的氧化性元素的一种方法。
即，对边缘部进行加热时，与收卷后冷却的情况相反，边缘部先被加热，由此宽度方向的边缘部的温度保持在适于内部氧化的温度，其结果边缘部的内部氧化层的厚度会增加。为此，所述边缘部加热温度需要为600℃以上(以钢板边缘部的温度为基准)。但是，当温度过高时，加热过程中在边缘部形成过多的氧化皮，或者形成多孔的高氧化的氧化皮(三氧化二铁(hematite))，酸洗后表面状态可能会变差，因此所述边缘部的温度可以为800℃以下。边缘部加热温度更优选为600-750℃。
此外，为了消除收卷时发生的宽度方向的边缘部和中心部之间的表层部Ceq值的不均匀，所述边缘部加热时间需要为5小时以上。但是，当边缘部加热时间过长时，形成过多的氧化皮，或者边缘部的表层部的脱碳率值反而可能会过高。因此，边缘部加热时间可以为24小时以下。
根据本发明的一个具体实施方案，所述边缘部加热可以通过调节空燃比的燃烧加热方式来实现。即，可以通过调节空燃比来改变气氛中的氧气分数，随着氧气分压增加，与钢板的表层接触的氧气浓度增加，因此脱碳或内部氧化可能会增加。在本发明的一个具体实施方案中，可以通过调节空燃比控制为包含0.5-2体积％的氧气的氮气气氛，但并不一定限于此。本发明所属技术领域的普通技术人员可以容易地通过调节空燃比来控制氧气分数，因此对其不进行单独的说明。
可以根据需要，对经过上述过程的热轧钢板进行酸洗后进行冷轧。在上述冷轧过程之后，后续可以对钢板进行退火的过程。在钢板的退火过程中，表层部的脱碳率也会大幅变化，因此，在本发明的一个具体实施方案中，可以在适当地控制表层部的脱碳率的条件下控制退火工艺，其中，板通过速度和退火炉内露点可以以下述条件进行控制。
板通过速度：40-130mpm
为了确保充分的生产性，所述冷轧钢板的板通过速度需要为40mpm以上。但是，当板通过速度过快时，在确保材质方面可能不利，因此在本发明的一个具体实施方案中，可以将所述板通过速度的上限设置为130mpm。此外，板通过速度影响内部氧化层的厚度，板通过速度越慢，则具有内部氧化物的厚度增加且碳含量减少的倾向，因此过快的板通过速度可能会成为无法充分形成内部氧化层的厚度的因素。根据一个实例，在超过130mpm的板通过速度下，内部氧化层可能形成为3μm以下的厚度。
退火条件：在650-900℃下、露点为-10至30℃的气氛中进行
本发明中进行退火的温度可以为显示出充分的内部氧化效果的温度的650℃以上。但是，当退火温度过高时，形成Si等表面氧化物，不仅阻碍氧扩散至内部，而且在均热区进行加热的过程中产生过多的奥氏体，碳的扩散速度降低，因此脱碳程度可能会减少，并且产生退火炉的负荷，缩短设备寿命，并且可能会引起增加工艺成本的问题，因此控制所述露点所需的温度可以为900℃以下。本发明中进行退火的温度是指均热区的温度。
此时，为了形成充分且均匀的内部氧化层，控制退火炉内的气氛的露点是有利的。当露点过低时，发生表面氧化而不是发生内部氧化，因此，表面上可能会形成Si或Mn等的氧化物。因此，需要将露点控制为-10℃以上。另一方面，当露点过高时，可能会发生Fe的氧化，因此露点需要控制在30℃以下。
此时，露点可以通过将包含1-10体积％的氢的湿氮(N2+H2O)加入到退火炉中来进行调节。
通过如上所述的过程经退火的钢板立即浸入镀浴中以进行热浸镀锌。
对通过如上所述的过程退火的钢板再加热至镀浴温度以上(460-500℃)后浸入镀浴中，以进行热浸镀锌。根据本发明的一个具体实施方案，浸入镀浴中的经退火的钢板的厚度可以调节为1.0-2.0mm。根据本发明的一个具体实施方案，所述镀浴是锌系镀浴，可以包含50重量％以上的Zn。
合金化(GA)温度：480-560℃
当合金化(GA)温度低于480℃时，由于Fe的扩散量少，合金化程度不充分，因此镀覆物理性能可能会不优异，当合金化(GA)温度超过560℃时，可能发生由于过度的合金化引起的粉化(powdering)问题，并且由于残余奥氏体转变为铁素体，材质可能会变差，因此将合金化温度设置为上述范围。
在本发明的一个具体实施方案中，为了确保充分的所述合金化程度，所述合金化热处理时间可以为1秒以上。但是，当合金化热处理时间过长时，合金化程度可能会不在本发明中规定的范围，因此可以将所述合金化热处理时间的上限设置为5秒。
具体实施方式
以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明。但是，需要注意的是，下述实施例仅用于例示本发明以进行具体的说明，并不用于限定本发明的权利范围。这是因为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确定。
(实施例)
对具有下表1中记载的组成的钢坯(表中未记载的其余成分是Fe和不可避免地包含的杂质。此外，表中B和N的单位以ppm表示，其余成分的单位以重量％表示)进行热轧，然后在包含氧气的氮气气氛中对热轧卷板进行边缘部加热，之后进行酸洗，然后将得到的冷轧钢板在退火炉中进行退火，然后将钢板再加热至480℃，并浸入包含0.13重量％的Al的锌系镀浴中以进行热浸镀锌。根据需要，对得到的热浸镀锌钢板进行合金化(GA)热处理4秒，最终得到合金化热浸镀锌钢板。
此外，在不进行合金化而仅得到热浸镀锌钢板的情况下，在退火炉中对所述冷轧钢板进行退火和再加热，然后浸入包含0.24重量％的Al的锌系镀浴中以进行镀覆，之后利用气刀进行处理后冷却钢板，从而最终得到热浸镀锌(GI)钢板。
在所有实施例中，冷轧时的压下率设置为52％，退火时将均热区的温度设置为830℃，并且将退火炉内的湿氮中包含的氢气的比例设置为5.0体积％。除此之外的每个实施例的条件如表2中所示(表中，B和N的单位以ppm表示，其余成分的单位以重量％表示)。
[表1]
钢种 C Si Mn S-Al Cr Mo B Nb Ti V Sb Sn Bi N
A 0.245 1.35 2.235 0.0032 0 0 14 0 0.032 0 0 0 0 16
B 0.194 1.405 2.295 0.031 0.014 0.04 15 0.03 0.019 0 0.01 0 0 14
C 0.156 1.425 2.645 0.0025 0.035 0 17 0 0.031 0 0 0.011 0 17
D 0.214 0.356 6.457 0.02 0.098 0 16 0.02 0.029 0 0.02 0 0 15
E 0.107 0.045 4.598 0.003 0 0 11 0 0.034 0.05 0 0 0.02 15
[表2]
Figure BDA0003124959230000101
Figure BDA0003124959230000111
测量通过上述过程制造的合金化热浸镀锌(GA)钢板的特性，并观察点焊时是否发生液态金属致脆(LME)，并将结果示于表3中。点焊是将钢板沿宽度方向切割并沿着各切割的边缘部位进行。施加两次点焊电流，通电后保持1个循环(cycle)的保持时间(holdtime)。点焊以两种三层形式进行。按照评价材料-评价材料-GA980 DP 1.4t材料的顺序层叠并进行点焊。点焊时，将新电极焊接到软质材料15次后磨损电极，然后测量点焊对象材料的发生飞溅(expulsion)的上限电流。测量上限电流后，在比上限电流低0.5kA和1.0kA的电流下，对每个焊接电流进行8次点焊，通过放电加工精密加工点焊部的截面后用环氧树脂固定(epoxy mounting)并进行研磨，通过光学显微镜测量裂纹长度。用光学显微镜观察时，倍率指定为100倍，当在该倍率下没有发现裂纹时，判断为未发生液态金属致脆，当发现裂纹时，用图像分析软件测量长度。当在点焊部的肩部产生的B-型(B-type)裂纹为100μm以下，并未观察到C-型(C-type)裂纹时，判断为良好。
脱碳率是利用GDOES并利用根据成分的每个深度的浓度值进行计算。表层部的脱碳率如上所述根据式1进行计算。拉伸强度是制造JIS-5号标准的C方向的样品，并通过拉伸试验进行测量。合金化程度和镀覆附着量是通过使用利用盐酸溶液的湿式溶解法进行测量。对于密封剂粘附性，将D-型(D-type)汽车结构用粘合剂粘合在镀覆表面，然后将钢板弯曲90度，检查镀层是否脱落。粉化(Powdering)是将镀覆材料弯曲90度，然后将胶带粘合在弯曲部位后剥离，以确认多少mm的镀层脱落物脱落在胶带上。脱落(Flaking)是加工成
Figure BDA0003124959230000122
形状后确认加工部镀层是否脱落。
[表3]
Figure BDA0003124959230000121
※1/4t Ceq是指钢板厚度的1/4位置的Ceq。表中各Ceq的单位是重量％。
发明例1、发明例2、发明例3、发明例4、发明例5、发明例6、发明例7、发明例8和发明例9的钢组成满足本发明提出的范围，制造方法也满足本发明的范围，因此拉伸强度、镀覆质量、镀覆附着量和点焊LME裂纹长度也良好。
比较例1是在GA合金化过程中将合金化温度控制为低于本发明提出的范围的情况。其结果，合金化程度低于标准，表面过亮，从而表面质量不良，发生脱落，因此镀覆表面质量差。
比较例2是边缘部热处理时的加热时间超过本发明规定的范围的情况，在热处理过程中，在边缘部发生过氧化，表面氧化皮形成红色的三氧化二铁系氧化皮，并且氧化皮的厚度过厚。此外，在热轧后的酸洗过程中，边缘部被过度酸洗，表面粗糙度变高，从而镀覆后的表面形状不均匀，并且发生表面颜色与中心部不同的颜色不均匀的缺陷。
比较例3是热轧工艺中的收卷温度高于本发明提出的范围来制造的。因此，即使在热轧过程中充分发生脱碳，并且退火时的露点高，表层部的脱碳率形成为40％以上，并且镀覆表面质量和抗LME性优异，也会在宽度方向上发生材质偏差，因此冷轧性差，并且拉伸强度差。
比较例4是热处理炉的加热炉温度超过本发明提出的范围的情况，在热处理过程中，在边缘部发生过氧化，在表面形成红色的三氧化二铁系氧化皮，并且氧化皮的厚度过厚。此外，在热轧后的酸洗过程中，边缘部被过度酸洗，表面粗糙度变高，从而镀覆后的表面形状不均匀，并且发生表面颜色与中心部不同的颜色不均匀的缺陷。
比较例5是将热轧工艺中的收卷温度控制为低于本发明提出的范围的情况。因此，在热轧过程中未充分发生脱碳，因此LME特性差。
比较例6和比较例13是退火过程中的炉内露点低于本发明提出的范围的情况。即使通过热轧和热处理炉加热工艺中在整个宽度形成充分的脱碳层，在冷轧后的退火过程中露点不够高，因此发生碳的均质化，从而未形成充分的脱碳水平，因此点焊LME裂纹长度均为不良。GI材料的情况下，由于露点低而未发生充分的内部氧化，从而产生过多的表面氧化物，因此镀覆粘附性差。
比较例7是退火炉内的钢板的板通过速度低于本发明提出的范围的情况。虽然有充分的时间进行退火炉内的水蒸气与钢板反应的脱碳反应，从而在评价点焊LME裂纹时满足标准，但制造时间变长，生产性差，因此不适合作为制造条件。
比较例8、比较例11和比较例15是将退火过程中的炉内露点控制为高于本发明提出的范围的情况。由于热轧过程中的脱碳和退火过程中的脱碳充分发生，抗LME性和镀覆表面质量良好，但产生过多的Mn系氧化物，并在退火炉内氧化物物理地附着在炉底辊(hearthroll)表面，导致在钢板中产生凹痕(dent)缺陷，因此操作性差。
比较例9是边缘部的热处理时热处理炉的加热温度低于本发明的范围的情况。在热轧过程中未形成充分的脱碳层，从而在评价点焊LME裂纹时不满足标准，因此不良。
比较例10的热处理炉的加热温度和时间满足本发明提出的范围，但氧气分数超过本发明提出的范围。热处理过程中在边缘部发生过氧化，从而表面氧化皮形成红色的三氧化二铁系氧化皮，并且氧化皮的厚度过厚。此外，在热轧后的酸洗过程中，边缘部被过度酸洗，表面粗糙度变高，从而镀覆后的表面形状不均匀，并且发生表面颜色与中心部不同的颜色不均匀的缺陷。
比较例12是将退火热处理时的钢板的板通过速度控制为高于本发明提出的范围的情况。没有提供充分的时间进行退火炉内的水蒸气与钢板反应的脱碳反应，从而退火后钢板表层部的脱碳率不充分，因此产生超过标准的点焊LME裂纹。
比较例14是热处理炉的加热温度和加热时间满足本发明提出的范围，但氧气分数低于本发明提出的范围的情况。由于未充分形成热轧脱碳层，在评价点焊LME裂纹时不满足标准，因此不良。
比较例16的GA合金化过程中的合金化温度超过本发明提出的范围。由于Fe合金化程度高，显示出深的颜色，导致表面质量不良。在评价GA粉化时，发生过度的粉化。
比较例17是热处理炉的加热温度满足本发明的范围，但热处理炉的加热时间短于本发明提出的范围的情况。由于未形成充分的热轧脱碳层，在评价点焊LME裂纹时不满足标准，因此不良。

Claims (10)

1.一种高强度镀锌钢板，其包括基础钢板和形成在所述基础钢板上部的锌系镀层，
并且，由以下式1表示的基础钢板的表层部的脱碳率为30％以上，
[式1]
表层部的脱碳率(％)＝(1-表层部的平均碳浓度/本体碳浓度)*100
其中，表层部是指从基础钢板的表面到35μm深度的区域。
2.根据权利要求1所述的高强度镀锌钢板，其中，所述表层部的脱碳率为40％以上。
3.根据权利要求1所述的表面质量和焊接性优异的高强度热浸镀覆钢板，其特征在于，所述钢板的拉伸强度为490Mpa以上。
4.根据权利要求1所述的点焊性优异的镀锌钢板，其中，所述锌系镀层的镀覆附着量为30-70g/m2。
5.根据权利要求1所述的高强度镀锌钢板，其中，所述锌系镀层是合金化程度为8-13重量％的合金化热浸镀锌(GA)层。
6.根据权利要求1至5中任一项所述的点焊性优异的镀锌钢板，其中，所述钢板具有包含C：0.05-1.5％、Si：2.0％以下、Mn：1.0-30％、S-Al(酸溶铝)：3％以下、Cr：2.5％以下、Mo：1％以下、B：0.005％以下、Nb：0.2％以下、Ti：0.2％以下、V：0.2％以下、Sb+Sn+Bi：0.1％以下和N：0.01％以下的组成。
7.一种制造点焊性优异的镀锌钢板的方法，其包括以下步骤：
对钢坯进行热轧以得到热轧钢板；
在590-750℃的温度下，对所述热轧钢板进行收卷以得到热轧钢板；
在包含0.5-2％的氧气的氮气气氛、600-800℃下，对经收卷的所述热轧钢板的边缘部进行加热5-24小时；
对所述热轧钢板进行冷轧以得到冷轧钢板；
在650-900℃下、露点为-10至30℃的气氛中，以40-130mpm的板通过速度通过所述冷轧钢板并进行退火；以及
对退火的所述冷轧钢板进行热浸镀锌。
8.根据权利要求7所述的制造点焊性优异的镀锌钢板的方法，其中，还包括对经热浸镀锌的冷轧钢板进行合金化热处理的步骤。
9.根据权利要求8所述的制造点焊性优异的镀锌钢板的方法，其中，所述合金化热处理在480-560℃的温度下进行。
10.根据权利要求7至9中任一项所述的点焊性优异的镀锌钢板，其中，所述钢坯具有包含C：0.05-1.5％、Si：2.0％以下、Mn：1.0-30％、S-Al(酸溶铝)：3％以下、Cr：2.5％以下、Mo：1％以下、B：0.005％以下、Nb：0.2％以下、Ti：0.2％以下、V：0.2％以下、Sb+Sn+Bi：0.1％以下和N：0.01％以下的组成。
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