CN114746571A - 电阻点焊部的疲劳强度优异的镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种电阻点焊部的疲劳强度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可以包括基础钢板和形成在所述基础钢板的表面的锌系镀层，其中，从所述基础钢板的表面沿深度方向测量的氧与硅和锰中的一种或两种的浓度分布可以具有从表面沿深度方向显示极大点的形式，形成所述氧的浓度分布的极大点的深度与形成所述硅和锰中的一种的浓度分布的极大点的深度之差的绝对值可以为0.5μm以下。

Description

电阻点焊部的疲劳强度优异的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部的疲劳强度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，通过汽车钢板的轻量化来减少燃料消耗的需求正在增加，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，但并不一定限于此，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，DP)钢、复相(Complex Phase，CP)钢等可以属于高强度钢。
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，因此广泛用作汽车用材料。
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，导致钢板破坏，而且可能会发生疲劳强度也降低的问题，这极大地阻碍钢板的高强度化。
发明内容
本发明要解决的技术问题
根据本发明的一个方面，提供一种电阻点焊部的疲劳强度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。
解决技术问题的技术手段
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的表面的锌系镀层，其中，从所述基础钢板的表面沿深度方向测量的氧与硅和锰中的一种或两种的浓度分布可以具有从表面沿深度方向显示极大点的形式，形成所述氧的浓度分布的极大点的深度与形成所述硅和锰中的一种的浓度分布的极大点的深度之差的绝对值可以为0.5μm以下。
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：将钢坯加热至950-1350℃的温度；将所述钢坯进行热轧以获得钢板；在590-750℃的温度下，将所述钢板进行收卷以获得热轧钢板；将所述热轧钢板以180-250米/分钟(mpm)的板通过速度进行酸洗；以35-60％的压下率将所述热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板；在650-900℃下、露点为-10℃至30℃的气氛下，将所述冷轧钢板进行再结晶退火；以及将退火的所述冷轧钢板进行热浸镀锌。
发明效果
如上所述，本发明通过适当地控制形成镀层的基础钢板的内部所形成的O、Si、Mn的浓度分布，可以促进在基础钢板的表面，即在镀层与基础钢板的界面附近的基础钢板的软质化。通过在表面形成软质层，从而通过软质层的塑性变形消除点焊时产生的拉伸应力，减少裂纹的产生数量和长度，最终可以制造点焊部的疲劳强度优异的高强度镀锌钢板。
附图说明
图1是示出根据本发明的一个具体实施方案的用于测量极大点深度之差的氧(O)与硅(Si)或锰(Mn)的GDOES分布的图表。
最佳实施方式
以下，通过列举几个具体实施方案，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热浸镀锌钢板(GI钢板)，还包括合金化热浸镀锌钢板(GA)以及所有的形成有主要包含锌的锌系镀层的镀覆钢板。主要包含锌是指镀层中所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，除铁之外的其余成分中锌的比例最高的钢板也可以包括在本发明的范畴。
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，由此还可能会导致疲劳断裂，从而对抑制表面的微细裂纹的方法进行了研究，并发现为此需要将钢板表面进行软质化，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，可以包含大量的碳(C)、锰(Mn)、硅(Si)等元素，这些元素起到提高钢对裂纹的敏感性的作用。因此，包含大量的这些元素的钢中容易产生微细裂纹，最终在焊接时会成为液态金属致脆的原因。
根据本发明人的研究结果，当适当地控制从基础钢板的表面沿深度方向形成的氧(O)的浓度分布与硅(Si)和/或锰(Mn)的浓度分布的关系时，可以增加点焊部的抗LME性，因此增加点焊部的疲劳强度。
即，如图1所示，需要将氧(O)的浓度分布中显示极大点的深度(是指距基础钢板的表面的深度)与硅(Si)和/或锰(Mn)的浓度分布中显示极大点的深度之差控制为0.5μm以内。
如上所述，将显示氧与硅和/或锰的浓度分布的极大点的深度进行匹配时，表示硅和/或锰以氧化物的形式固定在基础钢板内部的一定深度，因此可以降低表面的硅和/或锰的浓度。
通常，在退火过程中，硅和/或锰扩散到表面而形成表面氧化物，并且还使表面的硅和/或锰的活性(activity)增加。如上所述，表面的硅和/或锰的活性(与含量成正比)增加不仅意味着这些元素的含量增加，而且还意味着降低表面的氧的活性，从而难以去除存在于表面的碳。如上所述表面的硅和锰的含量增加并且不发生脱碳时，表面对裂纹的敏感性增加，从而容易产生裂纹，因此增加LME的可能性增加。
但是，如本发明，将氧与硅和/或锰的浓度分布的关系根据本发明进行控制时，不仅可以降低表面的硅和/或锰的浓度，而且顺利进行脱碳，从而可以在表面形成软质层。在形成软质层的情况下，即使在焊接时施加拉伸应力也可能会发生塑性变形，从而可以吸收应力，因此可以有效抑制裂纹的产生。
因此，本发明中通过将产生氧(O)的浓度分布的极大点的深度(以下，也简称为“极大点深度”)与产生硅(Si)和/或锰(Mn)的浓度分布的极大点的深度之差控制为0.5μm以内，促进表层部的软质化，并抑制LME的产生。在本发明的一个具体实施方案中，所述深度之差可以是指形成两个分布的极大值的深度之差的绝对值。根据本发明的一个具体实施方案，所述深度之差可以限制为0.3μm以内，在另一个具体实施方案中，该值可以限制为0.2μm以内或0.1μm以内。极大点还可以形成在相同的位置，因此不特别限定该值之差的下限，并且也可以为0μm。此外，各元素的浓度分布的极大点可以形成一个以上，但本发明中所述的极大点是指靠近表面的第一个极大点。
在本发明的一个具体实施方案中，所述氧的极大点深度可以小于所述硅和/或锰的极大点深度。如上所述控制各元素的极大点深度时，可以更有效地抑制硅和/或锰扩散到表面。
根据本发明的一个具体实施方案，当氧的极大点深度与硅和锰中的一种或两种元素的极大点深度之差满足上述范围时，可以获得本发明的有利的效果。但是，为了更可靠地获得本发明的效果，所述氧的极大点深度与硅和锰的极大点深度之差均可以属于上述范围。
可以通过本技术领域中已知的各种方法测量氧、硅和锰的浓度分布，因此并不必须限定于此。但是，在本发明的一个具体实施方案中，可以利用通过利用辉光放电发射光谱法(Glow Discharge Optical Emission Spectrometry，GDOES)测量的从基础钢板的表面到内部的分布。
在本发明的一个具体实施方案中，为了更可靠地形成软质层，所述极大点处的氧浓度为0.3重量％以上是更有利的。这是因为氧的极大点出现得越高，可以更可靠地固定存在于钢板内部的硅和锰而防止移动到表面。此外，根据本发明的一个具体实施方案，所述极大点处的氧浓度可以为0.4重量％以上，根据情况，也可以为0.5重量％以上。无需特别限定极大点处的氧浓度的上限，但通常极大点处的氧浓度的上限可以定义为1.0重量％以下、0.8重量％以下或0.7重量％以下。
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合金钢的组成以获得高强度，并且作为产生裂纹的位置的表层部中通过形成软质层的同时控制内部氧化物的分布，可以提高焊接时的抗LME性和焊接部的疲劳强度。
本发明中各元素的极大点和极大点处的浓度可以如下获得。首先，如图1所示，获得GDOES分布。此时，所述GDOES分布可以利用以10-30nm的深度间隔获得的GDOES分布，在本发明的一个具体实施方案中，利用了以20nm的深度间隔获得的GDOES分布。如图1所示，所获得的最初的数据具有具备大致的极大点的形态，但确定其准确的位置可能会有所困难。此时，各位置处的氧浓度通过利用对该位置处和前后各两个位置处的数值进行平均的五点平均值而获得时，可以呈相对平滑的形态。
通过如上所述的过程获得的氧浓度分布中可以获得极大点和对应该极大点的氧浓度。极小点是平滑的氧浓度分布中表示最低值的位置，极大点是指在所述极小值之后的位置中表示最高值的部分。在本发明的一个具体实施方案中，所述氧浓度分布的极大点可以出现在距钢板的表面4μm之后的深度。当极大点出现在距表面过近的深度处时，表面上可能难以形成软质层，因此所述极大点形成在距表面一定深度以上的位置处是有利的。另一方面，极大点距表面过远时，硅和锰等的耗尽效果可能不充分，因此根据本发明的一个具体实施方案，所述极大点可以出现在距钢板的表面15μm以内的深度处。根据本发明的另一个具体实施方案，所述氧浓度分布的极大点可以出现在距表面10μm以内的深度处，更优选地可以出现在距表面10μm以内的深度处。
在本发明的一个具体实施方案中，所述深度方向GDOES氧浓度分布可以利用在钢板的宽度方向中心部处测量的氧浓度分布。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中具有更高的值的情况较多，因此为了更有效地改善点焊性，也可以利用在边缘部测量的分布。此时，边缘部是指钢板的两端部，但试片的完整性存在问题时，例如在上述位置发生污染等，边缘部可以是指距端部沿宽度方向向内1mm处的位置。
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％、酸溶铝(S-Al)：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块体(bulk)组成，即，是指钢板厚度的1/4位置处的组成(以下，相同)。
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。当这些钢被详细区分时，可以具有如下组成。
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、余量的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、余量的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热浸镀锌(Galvanized，GI)或合金化热浸镀锌(Galva-annealed，GA)等的锌系镀层。在本发明中，如上所述适当地控制氧的极大点深度与硅和/或锰的极大点深度之差，因此即使锌系镀层形成在钢板的表面，也可以抑制点焊时发生液态金属致脆(LME)的问题。
根据本发明的一个具体实施方案，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，可能会存在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，并且镀覆附着量根据合金化程度而不同，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，提供具有上述组成的钢坯，并且可以通过热轧后进行收卷的过程来制造热轧钢板。对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，可以如下限制板坯加热温度和收卷温度。
板坯加热：950-1350℃
为了使固溶元素充分固溶化并降低轧制阻力，需要将板坯加热至950℃以上的温度。本发明的情况下，可以包含大量合金元素，因此所述板坯加热温度可以为1000℃以上，优选可以为1100℃以上，或者更优选可以为1150℃以上。但是，当板坯加热温度过高时，可能会发生固溶元素的氧化等的问题，奥氏体晶粒的尺寸可能会变得粗大，并且在能源方面也不利，因此所述加热温度的上限可以设为1350℃，优选可以设为1300℃，更优选可以设为1280℃以下。
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，当热轧钢板的收卷温度过低时，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。
酸洗处理：以180-250米/分钟的板通过速度进行
为了对经过上述过程的热轧钢板去除热轧氧化皮，将其加入盐酸浴中进行酸洗处理。酸洗时的盐酸浴的盐酸浓度为10-30体积％范围，酸洗的板通过速度为180-250米/分钟。当酸洗速度超过250米/分钟时，热轧钢板表面的氧化皮(scale)可能无法完全被去除，当酸洗速度低于180米/分钟时，基材铁表层部可能会被盐酸腐蚀，因此在180米/分钟以上的板通过速度下进行。
冷轧：压下率为35-60％
在进行酸洗后进行冷轧。冷轧时的冷轧压下率为35-60％范围。当冷轧压下率小于35％时，没有特别的问题，但由于退火时再结晶驱动力不足，可能会发生难以充分控制微细组织的问题。当冷轧压下率超过60％时，热轧时确保的内部氧化层的厚度变薄，因此难以获得退火后的充分的内部氧化深度和氧浓度的极大值。
在上述冷轧过程之后，后续可以进行钢板的再结晶退火过程。在钢板的退火过程中，表层部GDOES氧、硅和锰的浓度分布也会有很大的变化，因此在本发明的一个具体实施方案中，可以通过适当地控制表层部GDOES各元素的深度方向浓度分布的条件来控制退火工艺，其中，板通过速度和退火炉内露点可以以如下的条件进行控制。
板通过速度：40-130米/分钟
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40米/分钟以上。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130米/分钟。
退火炉内露点的控制：控制为在650-900℃下、-10℃至30℃的范围
为了获得适当范围的表层部脱碳率值，控制退火炉内露点是有利的。当露点过低时，发生表面氧化而不是发生内部氧化，因此，存在表面上形成Si或Mn等的氧化物的可能性。这些氧化物对镀覆有不利影响。因此，需要将露点控制为-10℃以上。另一方面，当露点过高时，存在发生Fe的氧化的可能性，因此需要将露点控制为30℃以下。如上所述用于控制露点的温度可以为显示出充分的内部氧化效果的650℃以上。在本发明的一个具体实施方案中，上述退火炉内温度和露点可以基于均热区的温度和露点来确定。但是，当温度过高时，形成Si等的表面氧化物，不仅阻碍氧扩散至内部，而且在均热区进行加热时产生过多的奥氏体，降低碳扩散速度，因此内部氧化水平可能会降低，均热区的奥氏体尺寸过度生长，导致材质软化。此外，可能会引起产生退火炉的负荷而缩短设备寿命并增加工艺成本的问题，因此控制所述露点的温度可以为900℃以下。
此时，露点可以通过向退火炉内加入包含水蒸气的湿氮气(N2+H2O)来进行调节。根据本发明的一个具体实施方案，所述氮气可以包含5-10％的氢气(H2)，因此可以将露点控制在适当的范围内。
将通过如上所述的过程退火的钢板直接浸入镀浴中进行热浸镀锌，之后，根据需要，镀覆的热浸镀锌钢板可以经过合金化热处理过程。镀覆和合金化热处理的优选的条件如下。
镀浴的钢板引入温度：420-500℃
当镀浴内钢板的引入温度低时，无法充分确保钢板与液态锌的接触界面内的润湿性，因此应保持为420℃以上。当镀浴内钢板的引入温度过高时，钢板与液态锌过度反应，在界面产生作为Fe-Zn合金相的ζ相，导致镀层的粘附性降低，镀浴内钢板Fe元素的溶出量过多，因此存在镀浴内产生浮渣的问题。
镀浴内的Al浓度：0.10-0.25％
为了确保镀层的润湿性和镀浴的流动性，镀浴内的Al浓度应保持为适当的浓度。为此，在本发明中将镀浴内的Al浓度控制为0.10-0.25％范围内。此外，根据是否进行合金化处理，可以分为合金化热浸镀锌(Galvannealed，GA)钢板和热浸镀锌(GI)钢板，在本发明的一个具体实施方案中，为了将镀浴中浮渣(dross)的形成保持为适当的水平并确保镀覆表面质量和性能，GA钢板的情况下，Al含量可以控制为0.10-0.15％，GI钢板的情况下，Al含量可以控制为0.2-0.25％。
合金化温度：480-560℃
当合金化温度低于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不好，当合金化温度超过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。
如上所述，可以获得本发明的镀锌钢板。但是，在本发明的一个具体实施方案中，为了进一步改善边缘部的焊接性，还可以包括边缘部的加热过程。
热轧卷板边缘部的加热：在600-800℃下进行5-24小时
在本发明的一个具体实施方案中，为了进一步增加边缘部的GDOES氧深度分布中极小值与极大值之间的差值，可以对热轧卷板的边缘部进行加热。热轧卷板边缘部的加热是指对收卷的卷板的宽度方向的两侧端部即边缘部进行加热，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，因此边缘部在适于内部氧化的温度下保持的时间会更短。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。边缘部的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，所述边缘部的加热温度需要为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，因此所述边缘部的加热温度可以为800℃以下。边缘部的加热温度更优选为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GDOES氧深度分布中极小值与极大值之间的差值的不均匀，所述边缘部的加热时间需要为5小时以上。但是，当边缘部的加热时间过长时，形成过多的氧化皮，或者边缘部的表层部的GDOES氧深度分布中极小值与极大值之间的差值反而可能会过高。因此，边缘部的加热时间可以为24小时以下。
根据本发明的一个具体实施方案，所述边缘部的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1-2％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。
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)
将具有下表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是以单位ppm表示，其余成分是以单位重量％表示，表中未标出的成分的含量表示0重量％)加热到1230℃并进行热轧，然后对热轧卷板的边缘部进行加热，然后在长度为100mm的酸洗线中以210米/分钟的板通过速度行进的钢板用19.2体积％的盐酸溶液进行酸洗后进行冷轧，将获得的冷轧钢板在退火炉中进行退火后直接浸入456℃的锌系镀浴中进行热浸镀锌，其中GA的情况下浸入包含0.13％的Al的镀浴中，GI的情况下浸入包含0.24重量％的Al的镀浴中。根据需要，对得到的热浸镀锌钢板进行合金化(GA)热处理，最终得到合金化热浸镀锌钢板。
所有实施例中引入到热浸锌镀浴中的钢板的引入温度设为475℃。除此之外的每个实施例的条件如表2中所示。
[表1]
Figure BDA0003677509700000121
Figure BDA0003677509700000131
[表2]
Figure BDA0003677509700000132
测量通过上述过程制造的热浸镀锌钢板的特性，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(hold time)。点焊以两种三层形式进行。按照评价材料-评价材料-GA 980DP 1.4t(具有0.12重量％的C、0.1重量％的Si、2.2重量％的Mn的组成)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，然后用点焊对象材料测量发生飞溅(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，在每个焊接电流下进行8次点焊，通过放电加工对点焊部的截面进行精密加工后用环氧树脂固定(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。
在氧、硅和锰的表层部GDOES浓度分布中，极大点深度和此时的浓度是利用将从GDOES分布获得的数据进行五点平均而获得的每个深度的浓度值来计算。即，获得表层部GDOES氧、硅和锰的浓度分布，并获得所述分布中出现每个元素的极大点的深度，然后将氧与硅和锰的极大点深度差中的小的值作为深度差。
拉伸强度是制作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GA钢板进行粉化试验和脱落(Flaking)试验。粉化是将镀覆材料弯曲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。如果从胶带上剥离的镀层的长度超过10mm，则确认为不良。脱落试验中加工成
Figure BDA0003677509700000142
形状后确认加工部镀层是否脱落。
对GI钢板进行密封剂弯曲测试(Sealer bending test，SBT)，该测试是将汽车结构用粘合剂粘贴在表面，确认将钢板弯曲90度时镀层是否剥离并粘贴在密封剂脱落面上。通过目视确认是否存在钢板的未镀覆等缺陷，从而确认表面质量，对未镀覆等进行目视观察时观察到缺陷，则判定为不良。
[表3]
Figure BDA0003677509700000141
Figure BDA0003677509700000151
在上表3中，1)是指氧浓度分布与硅和/或锰分布的极大点深度之差中的小的值，2)是指粉化长度(mm)，3)是指电阻点焊时产生的B型LME裂纹长度(μm)，4)是指电阻点焊时产生的C型LME裂纹长度(μm)。表中ND是指未检出(Not Detected)。
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、发明例9和发明例10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3和比较例9是退火炉内的氢气浓度非常低的情况。其结果，比较例3和比较例9的表层部表面氧化量过多，因此表层部GDOES氧与Si或Mn的极大值深度之间的差值不大。由此，没有形成充分的脱碳层，并且镀层和基材铁的界面没有充分形成合金化抑制层，因此LME裂纹没有满足基准，并且表面发生未镀覆，表面质量差，而且发生SBT剥离，因此镀覆粘附性差。
比较例1和比较例6是热轧工艺中的收卷温度没有满足本发明中提出的范围。比较例1的热轧收卷温度低于本发明提出的范围，热轧产生的内部氧化的量不充分，因此根据GDOES的表层部的氧浓度的极大点深度与Si或Mn浓度的极大点深度之间的差值超过0.5μm，其结果LME裂纹未能满足基准。比较例6是以超过本发明提出的热轧收卷温度来制造，热轧过程中产生的内部氧化量充分，因此LME特性良好，但产生过多的热轧氧化皮，酸洗时无法完全去除氧化皮，并且发生未镀覆，因此表面质量不良，在进行脱落评价时发生镀覆剥离，并且热轧收卷温度过高而发生热轧材质的软化，在退火后也未恢复，因此材质差。
比较例12是退火过程中炉内的露点控制为低于本发明提出的范围的情况。即使在热轧加热工艺中在整个宽度形成充分的内部氧化层，在冷轧后的退火过程中露点不够高，不能充分实现内部氧化，因此根据GDOES的表层部的氧浓度的极大点深度与Si或Mn浓度的极大点深度之间的差值中小的值为0.5μm以上，表面脱碳的程度不充分，因此点焊LME裂纹长度为不良。
比较例8是退火炉内的露点超过本发明提出的范围的情况。随着露点变得过高，充分发生内部氧化，从而LME裂纹长度为良好，但由于过度的内部氧化，材质变差，因此不满足拉伸强度基准，由于过高的露点，表面氧化物产生量也增加，因此SBT结果发生镀覆剥离。
比较例10是退火炉内的钢板的板通过速度高于本发明提出的范围的情况。退火炉内水蒸气与钢板反应的脱碳反应时间不充分，因此退火后钢板表层部未充分形成内部氧化，根据GDOES的氧的浓度的极大点深度与Si或Mn浓度的极大点深度之间的差值为0.5μm以上，并且点焊LME裂纹评价时超过基准，因此为不良。
比较例2是以低于本发明提出的范围的退火炉内钢板的板通过速度制造的。退火炉内水蒸气与钢板反应的脱碳反应时间过长，因此Si的内部氧化物形成在基材铁内深处。表层部的根据GDOES的氧浓度的极大点深度与Si或Mn浓度的极大点深度之间的差值为0.5μm以上，点焊LME裂纹评价时满足基准，但由于过度的脱碳，不满足材质。
比较例5的退火炉内的均热区温度超过本发明提出的范围。随着退火温度过高，外部氧化量增加，不能实现充分的内部氧化，表层部的GDOES氧浓度的极大点深度与Si或Mn浓度的极大点深度之间的差值超过0.5μm，其结果LME裂纹不满足基准，因此点焊性不良。此外，在均热区奥氏体过度形成及生长，因此拉伸强度等材质不满足基准。
比较例11是退火炉内的均热区温度控制为低于本发明提出的范围。由于退火温度低，水蒸气与钢板之间的氧化反应不充分，因此不能充分实现内部氧化，其结果表层部GDOES氧与Si或Mn的极大值深度之间的差值超过0.5μm，因此LME裂纹不满足基准，从而点焊性为不良。此外，退火中未充分实现再结晶，没有形成目标微细组织，因此拉伸强度等材质不满足基准而不良，并且SBT评价结果发生剥离。
比较例7是冷轧时的压下率超过本发明提出的基准的情况。由于过度的冷轧，热轧中形成的内部氧化层越靠近表面越薄，极大点形成在深处，因此极大点之间的差为0.5μm以上，并且LME裂纹不满足基准而不良。
比较例4是退火炉内的氢气浓度小于5体积％，因此退火炉内的还原气氛组成不足。由于露点上升，充分形成内部氧化和脱碳，元素的极大点深度差满足本发明的基准，从而LME裂纹长度满足基准，但由于形成过多的表面氧化物，发生未镀覆，因此表面质量差，并且发生SBT镀覆剥离。
因此，可以确认本发明的有利的效果。

Claims (13)

1.一种镀锌钢板，其包括基础钢板和形成在所述基础钢板的表面的锌系镀层，
其中，从所述基础钢板的表面沿深度方向测量的氧与硅和锰中的一种或两种的浓度分布具有从表面沿深度方向显示极大点的形式，形成所述氧的浓度分布的极大点的深度与形成所述硅和锰中的一种的浓度分布的极大点的深度之差的绝对值为0.5μm以下。
2.根据权利要求1所述的镀锌钢板，其中，形成所述氧的浓度分布的极大点的深度为4-15μm。
3.根据权利要求2所述的镀锌钢板，其中，所述极大点处的氧浓度为0.3重量％以上。
4.根据权利要求1所述的镀锌钢板，其中，形成所述氧的浓度分布的极大点的深度小于形成所述硅和锰中的一种或两种的浓度分布的极大点的深度。
5.根据权利要求1所述的镀锌钢板，其中，所述浓度分布通过辉光放电发射光谱法(GDOES)测量。
6.根据权利要求1所述的镀锌钢板，其中，所述锌系镀层的镀覆附着量为30-70g/m2。
7.根据权利要求1至6中任一项所述的镀锌钢板，其中，所述钢板具有包含C：0.05-1.5％、Si：2.0％以下、Mn：1.0-30％、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。
8.一种制造镀锌钢板的方法，其包括以下步骤：
将钢坯加热至950-1350℃的温度；
将所述钢坯进行热轧以获得热轧钢板；
在590-750℃的温度下，将所述热轧钢板进行收卷以获得热轧钢板；
将所述热轧钢板以180-250米/分钟的板通过速度进行酸洗；
以35-60％的压下率将所述热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板；
在650-900℃下、露点为-10℃至30℃的气氛下，将所述冷轧钢板进行再结晶退火；以及
将退火的所述冷轧钢板进行热浸镀锌。
9.根据权利要求8所述的制造镀锌钢板的方法，其中，所述再结晶退火步骤在包含5-10体积％的氢气(H2)的湿氮气气氛下进行。
10.根据权利要求9所述的制造镀锌钢板的方法，其中，所述再结晶退火时的板通过速度为40-130米/分钟。
11.根据权利要求8所述的制造镀锌钢板的方法，其中，所述热浸镀锌是在420-500℃的钢板引入温度下浸入Al浓度为0.1-0.25重量％的热浸镀浴中进行。
12.根据权利要求11所述的制造镀锌钢板的方法，其中，在热浸镀锌后还包括在480-560℃的温度下进行合金化的步骤。
13.根据权利要求8至12中任一项所述的制造镀锌钢板的方法，其中，所述钢坯具有包含C：0.05-1.5％、Si：2.0％以下、Mn：1.0-30％、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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