鍍覆性、加工性及耐延遲斷裂特性優異的高強度鋼板及其制造方法與流程

本發明涉及一種抗拉強度為980mpa以上、鍍覆性、包含強度和延性的均衡、彎曲性及擴孔性的加工性以及耐延遲斷裂特性優異的高強度鍍覆鋼板及其制造方法。本發明的鍍覆鋼板包括熱浸鍍鋅鋼板及合金化熱浸鍍鋅鋼板雙方。

背景技術：

在汽車或運輸機等領域中所通用的熱浸鍍鋅鋼板及合金化熱浸鍍鋅鋼板除了被要求高強度化以外，還被要求強度和延性的均衡、彎曲性及擴孔性(延伸凸緣性)等加工性優異，進一步被要求耐延遲斷裂特性優異。

為了確保高強度化和加工性，有效的是在鋼中較多地添加si或mn等強化元素。然而，si和mn是易氧化性元素，由于形成在表面的si氧化物、mn氧化物、si和mn的復合氧化物等，熱浸鍍鋅的潤濕性明顯變差，發生未鍍覆等問題。

對此，針對含有較多si或mn的鍍覆鋼板，提出了各種提高加工性等的技術。

例如，在專利文獻1中公開了抗拉強度為590mpa以上且彎曲性及加工部的耐蝕性優異的熱浸鍍鋅鋼板。詳細而言，在專利文獻1中，為了能夠抑制自鋼板與鍍覆層之間的界面起形成在鋼板側的內部氧化層所引起的撓裂(flexcrack)的產生和鍍膜的損傷，將脫碳層的成長設為顯著快于內部氧化層的成長。另外，還公開了以使在鐵素體區域中因脫碳而形成的內部氧化層的厚度變薄的方式加以控制的表面附近組織。

此外，在專利文獻2中公開了疲勞耐久性、耐氫脆性(與耐延遲斷裂特性同義)、彎曲性優異的抗拉強度為770mpa以上的熱浸鍍鋅鋼板。詳細而言，在專利文獻2中，鋼板部包括：與鍍覆層的界面直接接觸的軟質層；以及以鐵素體作為面積率最大的組織的軟質層。另外，還公開了滿足d/4≤d≤2d的熱浸鍍鋅鋼板，其中，d是所述軟質層的厚度，d是存在于鋼板表層部并含有si和mn中1種以上的氧化物從鍍覆層/基底鋼的界面算起的深度。

在專利文獻3中公開了具有優異的彎曲性的抗拉最大強度700mpa以上的高強度冷軋鋼板。詳細而言，在專利文獻3中記載了通過實施脫碳處理能夠使鋼板表層軟化，即使是抗拉最大強度為700mpa以上的高強度冷軋鋼板，也能夠獲得猶如低強度的鋼板那樣的優異的彎曲性。

在專利文獻4中公開了在不損及延性及強度的情況下，使耐延遲斷裂特性優異且即使是薄板其耐延遲斷裂特性的各向異性也少的高強度熱浸鍍鋅鋼板。詳細而言，在專利文獻4中，為了防止以基材鋼板的表層部為起點的延遲斷裂，將基材鋼板的表層部設為硬質組織少的脫碳層，且在其脫碳層中以高密度分散作為捕氫部位而發揮作用的微細的氧化物。

在專利文獻5中公開了可獲得優異的成形性及耐氫脆特性的抗拉最大強度為900mpa以上的高強度鋼板。詳細而言，在專利文獻5中記載了由于在鋼板表層具有比鋼板內部軟質的脫碳層(軟化層)，因此，能夠獲得猶如低強度的鋼板那樣的優異的耐氫脆特性(耐延遲斷裂特性)。

現有技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本專利公開公報特開2011-231367號

專利文獻2：日本專利公報第4943558號

專利文獻3：日本專利公報第5454746號

專利文獻4：日本專利公報第5352793號

專利文獻5：日本專利公開公報特開2011-111675號

技術實現要素：

本發明要解決的問題

如上所述，至今為止已提出了各種使含有較多si及mn的鍍覆鋼板的加工性等提高的技術。然而，期望提供一種全部兼具該鍍覆鋼板被要求的各種特性、即：980mpa以上的高強度、鍍覆性、強度和延性的均衡、彎曲性及擴孔性的加工性、以及耐延遲斷裂特性的技術。

本發明鑒于上述情況而作出，其目的在于提供一種鍍覆性、強度和延性的均衡、彎曲性及擴孔性的加工性、以及耐延遲斷裂特性優異的980mpa以上的熱浸鍍鋅鋼板及合金化熱浸鍍鋅鋼板及其制造方法。

用于解決問題的方案

能夠解決上述問題的本發明所涉及的抗拉強度為980mpa以上的高強度鍍覆鋼板的要點在于，其是在基底鋼板的表面具有熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層的鍍覆鋼板，(1)所述基底鋼板以質量％計含有c：0.05％至0.25％、si：0.25％至3％、mn：1.5％至4％、p：超過0％且0.1％以下、s：超過0％且0.05％以下、al：0.005％至1％、n：超過0％且0.01％以下，余量是鐵和不可避免的雜質，(2)自所述基底鋼板與所述鍍覆層之間的界面起，向基底鋼板側依次包含：內部氧化層，包含選自由si和mn構成的組中的至少一種的氧化物；軟質層，包含所述內部氧化層，并且，在將所述基底鋼板的板厚設為t時，具有所述基底鋼板的t/4部位的維氏硬度的90％以下的維氏硬度；以及硬質層，包含60面積％以上且小于95面積％的馬氏體和貝氏體、超過5面積％且40面積％以下的多邊形鐵素體，其中，所述軟質層的平均深度d為20μm以上，所述內部氧化層的平均深度d為4μm以上且小于所述d，所述高強度鍍覆鋼板的抗拉強度為980mpa以上。

在本發明的優選的實施方式中，所述基底鋼板以質量％計還含有以下的(a)～(c)中的至少其中之一：(a)從由cr：超過0％且1％以下、mo：超過0％且1％以下和b：超過0％且0.01％以下所構成的組中選擇的至少一種；(b)從由ti：超過0％且0.2％以下、nb：超過0％且0.2％以下和v：超過0％且0.2％以下所構成的組中選擇的至少一種；(c)從由cu：超過0％且1％以下和ni：超過0％且1％以下所構成的組中選擇的至少一種。

在本發明的優選的實施方式中，所述內部氧化層的平均深度d與所述軟質層的平均深度d滿足d＞2d的關系。

此外，能夠解決所述問題的本發明的制造方法的要點在于，用于制造所述的任一高強度鍍覆鋼板，所述制造方法依次包括：在600℃以上的溫度下將滿足所述的鋼成分的鋼板卷取的熱軋步驟；以使內部氧化層的平均深度d保留4μm以上的方式進行酸洗和冷軋的步驟；在氧化帶中，以0.9至1.4的空氣比進行氧化的步驟；在還原帶中，在(ac1點+50℃)至(ac3點+20℃)的范圍保持而進行均熱的步驟；以及均熱后，將冷卻停止溫度為止的范圍以5℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻的步驟。

另外，能夠解決所述問題的本發明的另一制造方法的要點在于，用于制造所述的任一高強度鍍覆鋼板，所述制造方法依次包括：在500℃以上的溫度下將滿足所述的鋼成分的鋼板卷取的熱軋步驟；在500℃以上的溫度下保溫80分鐘以上的步驟；以使內部氧化層的平均深度d保留4μm以上的方式進行酸洗和冷軋的步驟；在氧化帶中，以0.9至1.4的空氣比進行氧化的步驟；在還原帶中，在(ac1點+50℃)至(ac3點+20℃)的范圍保持而進行均熱的步驟；以及均熱后，將冷卻停止溫度為止的范圍以5℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻的步驟。

發明的效果

本發明的鍍覆鋼板自鍍覆層與基底鋼板之間的界面起，向基底鋼板側依次包括：包含選自由si和mn構成的組中的至少一種的氧化物的內部氧化層；包含該內部氧化層的區域的軟質層；以及所述軟質層以外的硬質層(作為母相組織，包含60面積％以上且小于95面積％的馬氏體和貝氏體、超過5面積％且40面積％以下的多邊形鐵素體)，尤其將內部氧化層的平均深度d較厚地控制為4μm以上而有效利用為氫捕獲部位，因此能夠有效地抑制氫脆，制得強度和延性的均衡、彎曲性及擴孔性等的加工性以及耐延遲斷裂特性均優異的抗拉強度為980mpa以上的高強度鍍覆鋼板。較佳地，由于適宜控制了內部氧化層的平均深度d與包含該內部氧化層的區域的軟質層的平均深度d的關系，因此尤其彎曲性及耐延遲斷裂特性進一步提高。

附圖說明

圖1是示意性地說明在本發明的鍍覆鋼板中，自鍍覆層與基底鋼板之間的界面起至基底鋼板側的層結構的圖。

圖2是用于測定本發明的鍍覆鋼板中的內部氧化層的平均深度d的說明圖。

圖3是說明為了決定軟質層的平均深度d而使用的維氏硬度的測定位置的圖。

具體實施方式

本發明人為了提供一種具有980mpa以上的高強度并且鍍覆性、加工性、耐延遲斷裂特性、以及耐沖擊吸收性均為優異的高強度鍍覆鋼板，其中基底鋼板含有較多si及mn，特別關注自鍍覆層與基底鋼板之間的界面起至基底鋼板側的層結構而反復進行了研究。結果發現，如后述的圖1的示意圖所示，如果采用如下(i)和(ii)，則內部氧化層作為氫捕獲部位發揮作用，能夠有效地抑制氫脆，因此，能夠實現所期望的目的，且優選將如下的(iii)適當地控制，則尤其彎曲性及耐延遲斷裂特性進一步提高，并完成了本發明，其中，所述(i)使自鍍覆層與基底鋼板之間的界面至基底鋼板側的層結構包括具備內部氧化層的軟質層以及硬質層，該硬質層為所述軟質層以外的層，包含60面積％以上且小于95面積％的馬氏體和貝氏體、超過5面積％且40面積％以下的多邊形鐵素體，其中所述內部氧化層含有選自由si和mn構成的組中的至少一種的氧化物；所述(ii)將內部氧化層的平均深度d較厚地控制為4μm以上；所述(iii)為所述內部氧化層的平均深度d與包含所述內部氧化層的區域的軟質層的平均深度d之間的關系。

在本說明書中，鍍覆鋼板包含熱浸鍍鋅鋼板及合金化熱浸鍍鋅鋼板雙方。此外，在本說明書中，基底鋼板是指形成熱浸鍍鋅層及合金化熱浸鍍鋅層之前的鋼板，區別于所述鍍覆鋼板。

此外，在本說明書中，高強度是指抗拉強度為980mpa以上。

此外，在本說明書中，加工性優異是指強度和延性的均衡、彎曲性及擴孔性優異。詳細而言，在利用后述的實施例中所記載的方法測定這些特性時，將滿足實施例的合格基準的稱為“加工性優異”。

如上所述，本發明的鍍覆鋼板在基底鋼板的表面具有熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層(以下，有時用鍍覆層來代表它們)。并且，本發明的特征部分在于自基底鋼板與鍍覆層之間的界面起，向基底鋼板側依次具有下述(a)至(c)的層結構。

(a)內部氧化層：其是包含選自由si和mn構成的組中的至少一種的氧化物的層。內部氧化層的平均深度d是4μm以上且小于后述的(b)中所記載的軟質層的平均深度d。

(b)軟質層：其包含所述內部氧化層，在將所述基底鋼板的板厚設為t時，維氏硬度滿足所述基底鋼板的t/4部位的維氏硬度的90％以下。軟質層的平均深度d為20μm以上。

(c)硬質層：其包括如下的組織，即包含60面積％以上且小于95面積％的馬氏體和貝氏體、超過5面積％且40面積％以下的多邊形鐵素體。

下面，參照圖1，依次詳細地說明對本發明賦予特征的所述(a)至(c)的層結構。如圖1所示，本發明的鍍覆鋼板的基底鋼板2側的層結構從鍍覆層1與基底鋼板2之間的界面向基底鋼板2側包含：(b)的軟質層4；以及(c)的硬質層5，該硬質層5比軟質層4位于基底鋼板2側的內部。所述(b)的軟質層4包含(a)的內部氧化層3。另外，所述軟質層4與所述硬質層5連續地存在。

(a)關于內部氧化層

首先，直接接觸于鍍覆層1與基底鋼板2的界面的部分具有平均深度d為4μm以上的內部氧化層3。在此，平均深度是指自所述界面算起的平均深度，對于其詳細的測定方法，將在后述的實施例中使用圖2加以說明。

所述內部氧化層3含有：包含si和mn中的至少一種的氧化物；以及因si和mn形成氧化物而其周圍固溶si和/或固溶mn較少的si及mn貧化層。

本發明的最大特征在于將所述內部氧化層3的平均深度d較厚地控制為4μm以上。據此，可將該內部氧化層作為氫捕獲部位來有效利用，可抑制氫脆，并且提高彎曲性、擴孔性以及耐延遲斷裂特性。

另外，如本發明含有較多si及mn等易氧化性元素的基底鋼板在退火時(后述的連續熱浸鍍鋅生產線中的氧化還原步驟)，在基底鋼板表面容易形成si氧化物、mn氧化物、具有si與mn的復合氧化物的氧化膜，會降低鍍覆性。對此，作為其對策，已知有如下的方法：在氧化氣氛下使基底鋼板的表面氧化而生成fe氧化膜后，在含氫氣氛中進行退火(還原退火)。而且，還已知如下的方法：通過控制爐內氣氛而使易氧化性元素作為氧化物固定在基底鋼板的表層內部，使固溶在基底鋼板的表層的易氧化性元素減少，從而防止易氧化性元素在基底鋼板的表面形成氧化膜。

然而，根據本發明人的研究結果可知：用于對含有較多si及mn的基底鋼板進行鍍覆的通用的氧化還原法中，在還原時的氫氣氛下，氫滲入至基底鋼板，從而發生因氫脆造成的彎曲性及擴孔性的降低，想要改善這些特性的降低，有效的是有效利用選自由si和mn構成的組中的至少一種的氧化物。詳細而言，發現了可將所述氧化物用作氫捕獲部位，其能在還原時防止氫滲入至基底鋼板內部，可改善彎曲性和擴孔性以及耐延遲斷裂特性，想要有效地發揮其效果，不可欠缺的是將含有所述氧化物的內部氧化層的平均深度d較厚地形成為4μm以上。

在本發明中，內部氧化層的平均深度d的上限至少小于后述的(b)的軟質層的平均深度d。所述d的上限優選為30μm以下。其原因在于：想要使內部氧化層變厚，需要在熱軋卷取后長時間保持于高溫區域中，但是由于受到生產效率及設備上的限制，因此大概成為上述優選的值。所述d更優選為18μm以下，進一步優選為16μm以下。另外，所述d優選為6μm以上，更優選為8μm以上。

而且，在本發明中，優選：以使所述內部氧化層的平均深度d與后述的(b)的軟質層的平均深度d的關系滿足d＞2d的關系式的方式控制該內部氧化層的平均深度d，據此，彎曲性及耐延遲斷裂特性提高，尤其彎曲性進一步提高。相對于此，在所述的專利文獻2中公開了滿足d/4≤d≤2d的熱浸鍍鋅鋼板，其中，氧化物所存在的深度d及軟質層的厚度d大致對應于本發明中記載的內部氧化層的平均深度d及軟質層的平均深度d，專利文獻2的控制方針與本發明中規定的所述關系式(d＞2d)完全不同。而且，所述專利文獻2基本上記載了在滿足所述的d/4≤d≤2d的關系的基礎上控制氧化物所存在的深度d的范圍，因此完全沒有本發明所示的將內部氧化層的平均深度d較厚地控制為4μm以上的基本構思。當然，也沒有記載據此而有效地發揮作為氫捕獲部位的作用，以使彎曲性、擴孔性及耐延遲斷裂特性提高的本發明的效果。

另外，在本發明中，想要將所述內部氧化層的平均深度d控制為4μm以上，則需要將進入連續熱浸鍍鋅生產線之前的冷軋鋼板的內部氧化層的平均深度控制為4μm以上。詳細內容將在后面的制造方法中敘述。即，如后述的實施例所示，酸洗、冷軋后的內部氧化層被繼承到進入鍍覆生產線后最終獲得的鍍覆鋼板中的內部氧化層。

(b)關于軟質層

在本發明中，如圖1所示，軟質層4是包含所述(a)的內部氧化層3的區域的層，且維氏硬度滿足基底鋼板2的t/4部位的維氏硬度的90％以下。所述維氏硬度的詳細的測定方法將在后述的實施例中加以說明。

所述軟質層是維氏硬度比后述的(c)的硬質層低的軟質的組織，變形能力優異，尤其使彎曲性提高。即，在彎曲加工時，基底鋼板的表層部成為斷裂的起點，但如本發明所示，通過在基底鋼板的表層形成規定的軟質層，尤其使彎曲性得到改善。而且，通過形成所述軟質層，能夠防止所述(a)內的氧化物成為彎曲加工時斷裂的起點，能夠僅享有所述的作為氫捕獲部位的優點。其結果，不僅彎曲性進一步提高，而且耐延遲斷裂特性也進一步提高。

為了有效地發揮這種軟質層的形成所帶來的效果，將所述軟質層的平均深度d設為20μm以上。所述d優選為22μm以上，更優選為24μm以上。另一方面，如果所述軟質層的平均深度d過厚，則鍍覆鋼板自身的強度降低，因此，優選將其上限設為100μm以下。所述d更優選為60μm以下。

(c)關于硬質層

在本發明中，如圖1所示，硬質層形成在所述(b)的軟質層4的基底鋼板2側，并且包括如下的組織，即包含60面積％以上且小于95面積％的馬氏體和貝氏體、超過5面積％且40面積％以下的多邊形鐵素體。所述硬質層5的馬氏體也可以是回火后的馬氏體。存在貝氏體與馬氏體的合計面積率越大(即，鐵素體的面積率越小)則強度越提高，貝氏體與馬氏體的合計面積率越小(即，鐵素體的面積率越大)則延性越提高的傾向。此外，如果鐵素體的面積率變小，則強度和延伸率的均衡變差。因此，推薦這些組織的優選的面積比率考慮與所期望的特性之間的關系而適當設定。例如，從提高強度的觀點出發，優選貝氏體和馬氏體的合計面積率為80面積％以上，鐵素體的合計面積率為20面積％以下。此外，考慮提高強度和延伸率的均衡，優選貝氏體和馬氏體的合計面積率為70面積％以下，鐵素體的合計面積率為30面積％以上。

硬質層除了上述組織以外，還可以在不損及本發明的作用的范圍內包含在制造時不可避免地混入的組織，例如殘余奧氏體(y)、珠光體等。所述組織最大也為15面積％以下，越少越好。另外，所述組織在后述的表3中記載為“其它”。

另外，本發明的硬質層只要如上所述地以合計面積計，在60面積％以上且小于95面積％的范圍包含貝氏體和馬氏體即可，貝氏體與馬氏體的各自的比率無任何限定。其原因在于：在本發明中，只要滿足所述必要條件，就可以發揮硬質層的形成所帶來的所述效果。因此，所述硬質層只要滿足所述必要條件，都可以滿足貝氏體＞馬氏體、貝氏體＝馬氏體、貝氏體＜馬氏體的任意關系。另外，僅包含貝氏體而完全不含馬氏體的情況以及僅包含馬氏體而完全不含貝氏體的情況都被包含在本發明的范圍內。從所述觀點考慮，在后述的實施例中，并未區別觀察貝氏體與馬氏體，而僅測定合計面積，并將該測定的結果表示于表3中。

以上說明了最能讓本發明具有特征的從鍍覆層與基底鋼板的界面起，向基底鋼板側的層結構。

接著，對于本發明所使用的鋼成分加以說明。

本發明的鍍覆鋼板含有c：0.05％至0.25％、si：0.25％至3％、mn：1.5％至4％、p：超過0％且0.1％以下、s：超過0％且0.05％以下、al：0.005％至1％、n：超過0％且0.01％以下，余量是鐵和不可避免的雜質。

c：0.05％至0.25％

c是用于提高淬火性，也對馬氏體帶來硬化效果，對鋼的高強度化而言是重要的元素。為了有效地發揮這效果，將c含量的下限設為0.05％以上。c含量的下限優選為0.08％以上，更優選為0.10％以上。然而，如果過多地添加c，則軟質相與硬質相的硬度差變大，加工性及耐延遲斷裂特性降低，因此將c含量的上限設為0.25％。c含量的上限優選為0.2％以下，更優選為0.18％以下。

si：0.25％至3％

si是通過固溶強化而提高鋼的強度，并且對于加工性的提高而言是有效的元素。另外，生成內部氧化層，還具有抑制氫脆的作用。為了有效地發揮這效果，將si含量的下限設為0.25％以上。si含量的下限優選為0.3％以上，更優選為0.5％以上，進一步優選為0.7％以上。然而，si是鐵素體生成元素，如果過多地添加si，則不能抑制鐵素體的生成，軟質相與硬質相的硬度差變大，加工性降低。而且，鍍覆性也變差，因此將si含量的上限設為3％。si含量的上限優選為2.5％以下，更優選為2.0％以下。

mn：1.5％至4％

mn是淬火性提高元素，抑制鐵素體及貝氏體，生成馬氏體，有助于高強度化。為了有效地發揮這效果，將mn含量的下限設為1.5％以上。mn含量的下限優選為1.8％以上，更優選為2.0％以上。然而，如果過多地添加mn，則鍍覆性降低，而且偏析也變顯著。進一步，還會助長p的晶界偏析。因此，將mn含量的上限設為4％。mn含量的上限優選為3.5％以下。

p：超過0％且0.1％以下

p是作為固溶強化元素而對鋼的強化有用的元素。為了有效地發揮這效果，將p含量的下限設為超過0％。然而，如果過多地添加，則不僅使加工性降低，還會帶來焊接性和韌性的降低，因此將其上限設為0.1％以下。p含量較少為宜，優選為0.03％以下，更優選為0.015％以下。

s：超過0％且0.05％以下

s是不可避免地含有的元素，生成mns等硫化物，該硫化物成為斷裂的起點，有可能使加工性降低。因此，將s含量的上限設為0.05％以下。s含量較少為宜，優選為0.01％以下，更優選為0.008％以下。

al：0.005％至1％

al作為脫氧劑而起作用。另外，al與n結合而成為aln，通過使奧氏體粒徑微細化，使加工性及耐延遲斷裂特性提高。為了有效地發揮這作用，將al含量的下限設為0.005％以上。al含量的下限優選為0.01％以上，更優選為0.02％以上。然而，如果過多地添加al，則使氧化鋁等夾雜物增加而造成加工性降低，也帶來韌性的降低。因此，將al含量的上限設為1％。al含量的上限優選為0.8％以下，更優選為0.6％以下。

n：超過0％且0.01％以下

n是不可避免地含有的元素，然而如果含量過多則加工性降低。而且，在鋼中添加b(硼)的情況下，生成bn析出物，阻礙b的淬火性提高作用，因此盡可能地減少n為宜。因此，將n含量的上限設為0.01％以下。n含量的上限優選為0.008％以下，更優選為0.005％以下。

本發明的鍍覆鋼板含有所述成分，余量是鐵和不可避免的雜質。

另外，本發明也可以含有如下的選擇性元素。

選自由cr：超過0％且1％以下、mo：超過0％且1％以下和b：超過0％且0.01％以下構成的組中的至少一種

這些元素是對于鋼板的強度上升而言有效的元素。這些元素既可以單獨添加，也可以并用兩種以上。

詳細而言，cr使淬火性提高，有助于強度上升。而且，cr抑制滲碳體的生成和成長，有助于改善彎曲性。為了有效地發揮這作用，將cr含量的優選的下限設為0.01％以上。然而，如果過多地添加cr，則鍍覆性降低。而且過多地生成cr碳化物，造成加工性降低。因此，cr含量的上限優選為1％以下。更優選為0.7％以下，進一步優選為0.4％以下。

mo對于高強度化而言有效，因此，mo含量的下限優選為0.01％以上。然而，如果過多地添加mo，則所述作用飽和，使成本變高。因此，mo的上限優選為1％以下。更優選為0.5％以下，進一步優選為0.3％以下。

b與mn同樣是淬火性提高元素，是抑制鐵素體及貝氏體，生成馬氏體，有助于高強度化的元素。為了有效地發揮這效果，b含量的下限優選為0.0002％以上，更優選為0.0010％以上。然而，如果b含量過多，則使熱加工性降低，因此，b含量的上限優選為0.01％以下。更優選為0.0070％以下，進一步優選為0.0050％以下。

選自由ti：超過0％且0.2％以下、nb：超過0％且0.2％以下和v：超過0％且0.2％以下構成的組中的至少一種

這些元素是對于組織微細化所帶來的加工性及耐延遲斷裂特性的提高而言有效的元素。這些元素既可以單獨添加，也可以并用兩種以上。

為了有效地發揮上述作用，ti、nb、v各自的下限優選為0.01％以上。然而，如果各元素的含量過多，則生成鐵素體，使加工性降低，因此，各元素的上限優選為0.2％以下。各元素更優選為0.15％以下，進一步優選為0.10％以下。

選自由cu：超過0％且1％以下和ni：超過0％且1％以下構成的組中的至少一種

cu及ni是對于高強度化而言有效的元素。這些元素既可以單獨添加，又可以并用。

為了有效地發揮上述作用，cu、ni各自的下限優選為0.01％以上。然而，如果各元素的含量過多，則使熱加工性降低，因此，各元素的上限優選為1％以下。各元素更優選為0.8％以下，進一步優選為0.5％以下。

以上，對本發明的鋼成分進行了說明。

下面，對于制造本發明的鍍覆鋼板的方法加以說明。本發明的制造方法包括：在熱軋卷取后，不保溫而立即進行酸洗的第一方法；以及在熱軋卷取后進行保溫，然后進行酸洗的第二方法。根據保溫的有無，第一方法(無保溫)與第二方法(有保溫)的熱軋卷取溫度的下限互不相同，除此以外的步驟相同。以下加以詳述。

[第一制造方法(無保溫)]

本發明所涉及的第一制造方法大致分為：熱軋步驟；酸洗冷軋步驟；以及在連續熱浸鍍鋅生產線(cgl(continuousgalvanizingline))中的氧化步驟、還原步驟和鍍覆步驟。并且，本發明的特征部分在于依次包括：在600℃以上的溫度下將滿足所述鋼成分的鋼板卷取，從而獲得形成有內部氧化層的熱軋鋼板的熱軋步驟；以使內部氧化層的平均深度d保留4μm以上的方式進行酸洗和冷軋的步驟；在氧化帶中，以0.9至1.4的空氣比進行氧化的步驟；在還原帶中，在(ac1點+50℃)至(ac3點+20℃)的范圍保持而進行均熱的步驟；以及均熱后，將冷卻停止溫度為止的范圍以5℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻的步驟。

以下，按照步驟順序加以說明。

首先，準備滿足所述鋼成分的熱軋鋼板。熱軋只要按照常用方法進行即可，例如，為了防止奧氏體粒的粗化，加熱溫度優選為1150℃至1300℃左右。另外，優選將終軋溫度大概控制為850℃至950℃。

并且，在本發明中，重要的是將熱軋后的卷取溫度控制為600℃以上。據此，在基底鋼板表面形成內部氧化層，且通過脫碳還形成軟質層，因此，能夠在鍍覆后的鋼板中獲得所期望的內部氧化層和軟質層。在卷取溫度低于600℃的情況下，不能充分地生成內部氧化層及軟質層。而且，熱軋鋼板的強度變高，冷軋性降低。卷取溫度優選為620℃以上，更優選為640℃以上。但是，如果卷取溫度過高，則黑氧化皮(blackscale)過于成長，不能通過酸洗而溶解，因此其上限優選為750℃以下。

然后，對如上所述地獲得的熱軋鋼板進行酸洗和冷軋，使內部氧化層的平均深度d保留4μm以上。據此，不僅保留內部氧化層，而且保留軟質層，因此，鍍覆后容易生成所期望的軟質層。通過控制酸洗條件而控制內部氧化層的厚度是公知的方案，具體而言，根據所使用的酸洗液的種類、濃度等，適宜地控制酸洗的溫度、時間等，以便能夠確保所期望的內部氧化層的厚度。

例如作為酸洗液，可以使用鹽酸、硫酸、硝酸等無機酸。

此外，一般而言，如果酸洗液的濃度或溫度高或者酸洗時間長，則存在內部氧化層溶解而變薄的傾向。相反地，如果酸洗液的濃度或溫度低或者酸洗時間短，則通過酸洗不能充分去除黑氧化皮層。因此，例如在使用鹽酸的情況下，推薦將濃度控制為約3％至20％，將溫度控制為60℃至90℃，將時間控制為約35秒至200秒。

另外，酸洗槽數并無特別限定，可以使用多個酸洗槽。而且，還可以在酸洗液中添加例如胺等酸洗抑制劑、即抑制劑或者酸洗促進劑等。

在酸洗后，以使內部氧化層的平均深度d保留4μm以上的方式進行冷軋。優選的冷軋條件是將冷軋率控制為約20％至70％的范圍內。

接著，進行氧化及還原。

詳細而言，首先在氧化帶中，以0.9至1.4的空氣比進行氧化。空氣比(airratio)是實際被供給的空氣量與用于使被供給的燃燒氣體完全燃燒的理論上所需的空氣量的比。如果空氣比高于1則氧處于過剩狀態，如果空氣比低于1則氧處于不足狀態。在后述的實施例中使用co氣體來作為燃燒氣體。

通過在空氣比成為所述范圍的氣氛下進行氧化，從而脫碳得以促進，因此能夠形成所期望的軟質層，彎曲性得到改善。而且，能夠在表面生成fe氧化膜，能夠抑制對鍍覆性帶來不良影響的復合氧化膜等的生成。如果空氣比小于0.9，則脫碳不充分，不能形成充分的軟質層，因此彎曲性降低。而且，所述fe氧化膜的生成不充分，不能抑制所述復合氧化膜等的生成，從而鍍覆性降低。所述空氣比需要控制為0.9以上，優選控制為1.0以上。另一方面，如果空氣比高達超過1.4，則過多地生成fe氧化膜，在后續的還原爐中不能夠充分還原，鍍覆性降低。所述空氣比需要控制為1.4以下，優選控制為1.2以下。

在所述氧化帶中，空氣比的控制特別重要，除此以外的條件可以采用通常所使用的方法。例如，所述氧化溫度的下限優選為500℃以上，更優選為750℃以上。另外，所述氧化溫度的上限優選為900℃以下，更優選為850℃以下。

接著，在還原帶中，在氫氣氛下對氧化膜進行還原。在本發明中，為了獲得在規定范圍內含有貝氏體和馬氏體、以及鐵素體的硬質層，在(ac1點+50℃)至(ac3點+20℃)的范圍內保持而進行均熱處理。如果均熱溫度低于(ac1點+50℃)則鐵素體過量，而如果超過(ac3點+20℃)，則鐵素體不足。優選的均熱溫度為(ac1點+100℃)以上且ac3點以下。

另外，在本發明中，ac1點基于下述式(i)計算。式中[]表示各元素的含量(質量％)。該式在《萊斯利鋼鐵材料學》(丸善株式會社發行，williamc.leslie著，p273)中有記載。

ac1(℃)＝723－10.7×[mn]－16.9×[ni]+29.1×[si]+16.9×[cr]+290×[as]+6.38×[w](i)

另外，在本發明中，ac3點基于下述式(ii)計算。式中[]表示各元素的含量(質量％)。該式在《萊斯利鋼鐵材料學》(丸善株式會社發行，williamc.leslie著，p273)中有記載。

ac3(℃)＝910-203×[c]^1/2-15.2×[ni]+44.7×[si]+104×[v]+31.5×[mo]+13.1×[w]-{30×[mn]+11×[cr]+20×[cu]-700×[p]-400×[al]-120×[as]-400×[ti]}(ii)

在本發明中，在所述均熱溫度下的保持時間優選為10秒以上。如果保持時間短于10秒，則還原不充分，鍍覆性降低。更優選為30秒以上，進一步優選為50秒以上。另外，均熱處理時的保持時間根據所述觀點并不特別限定，但考慮到生產效率等，優選為100秒左右以下，更優選為80秒左右以下。

在所述還原爐中，均熱溫度以及在所述均熱溫度下的保持時間的控制特別重要，除此以外的條件可以采用通常所使用的條件。例如，優選：還原帶的氣氛包含氫和氮，并且將氫濃度控制為約5體積％至25體積％的范圍。另外，優選將露點控制為-30℃至-60℃。

接著進行冷卻。具體而言，均熱后，將冷卻停止溫度為止的范圍以5℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻。據此，能夠將鐵素體的面積率控制在規定范圍。優選為8℃/秒以上，更優選為10℃/秒以上。平均冷卻速度的上限并不特別限定，但是考慮到基底鋼板溫度的控制容易性及設備成本等，優選大致控制為100℃/秒以下。更優選的平均冷卻速度為50℃/秒以下，進一步優選為30℃/秒以下。

另外，所述冷卻停止溫度為不生成鐵素體的溫度區域為止即可，例如優選冷卻至550℃以下。冷卻停止溫度的優選的下限例如為400℃以上，更優選為430℃以上，進一步優選為460℃以上。

在本發明中，重要的是適當控制至少所述冷卻停止溫度為止的平均冷卻速度，之后的冷卻方法并不限定于所述方法。例如，在冷卻后加熱至熱浸鍍鋅時的鍍浴溫度的情況下，也可低于所述優選的冷卻停止溫度而冷卻(例如，參照后述的表2的no.26)。或者，也可以冷卻至規定溫度后進行水冷。

然后，依照常用方法進行熱浸鍍鋅。熱浸鍍鋅的方法并不特別限定，例如，所述鍍浴溫度的下限優選為400℃以上，更優選為440℃以上。另外，所述鍍浴溫度的上限優選為500℃以下，更優選為470℃以下。鍍浴的組成并不特別限定，采用公知的熱浸鍍鋅浴即可。此外，熱浸鍍鋅后的冷卻條件也不特別限定，例如，優選將常溫為止的平均冷卻速度控制為約1℃/秒以上，更優選為5℃/秒以上。所述平均冷卻速度的上限并無特別規定，但考慮到基底鋼板溫度的控制的容易性及設備成本等，優選控制為約50℃/秒以下。所述平均冷卻速度優選為40℃/秒以下，更優選為30℃/秒以下。

而且，根據需要，也可以通過常用方法實施合金化處理。據此，獲得合金化熱浸鍍鋅鋼板。合金化處理的條件也并不特別限定，例如在所述條件下進行熱浸鍍鋅后，優選在500℃至600℃左右下，尤其優選在530℃至580℃左右下，保持5秒至30秒左右，尤其優選保持10秒至25秒左右。如果低于所述范圍，則合金化變得不充分，另一方面，如果超過所述范圍，則合金化過度進展，在鍍覆鋼板的沖壓成型時有可能發生鍍覆層剝離。而且，鐵素體也容易生成。合金化處理例如可以使用加熱爐、直接烘烤或紅外線加熱爐等來進行。加熱方法也并不特別限定，例如可以采用氣體加熱、感應加熱器加熱(即，利用高頻感應加熱裝置的加熱)等慣用的方法。

在合金化處理后，依照常用方法進行冷卻，從而獲得合金化熱浸鍍鋅鋼板。優選將常溫為止的平均冷卻速度控制為約1℃/秒以上。

[第二制造方法(有保溫)]

本發明所涉及的第二制造方法的特征在于依次包括如下步驟：在500℃以上的溫度下將滿足所述鋼成分的熱軋鋼板卷取的熱軋步驟；在500℃以上的溫度下保溫80分鐘以上的步驟；以使內部氧化層的平均深度d保留4μm以上的方式進行酸洗和冷軋的步驟；在氧化帶中，以0.9至1.4的空氣比進行氧化的步驟；在還原帶中，在(ac1點+50℃)至(ac3點+20℃)的范圍保持而進行均熱的步驟；以及均熱后，將冷卻停止溫度為止的范圍以5℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻的步驟。與所述的第一制造方法相比，所述第二制造方法與所述第一制造方法的不同點僅在于：將熱軋后的卷取溫度的下限設為500℃以上；在熱軋步驟后設置保溫步驟。因此，以下僅對該不同點加以說明。關于與所述第一制造方法一致的步驟，參照所述第一制造方法即可。

如上所述地設置保溫步驟的理由在于：通過保溫，能夠在可氧化的溫度區域保持長時間，能夠擴大可獲得所期望的內部氧化層和軟質層的卷取溫度范圍的下限。此外，還具有通過減少基底鋼板的表層與內部的溫度差而提高基底鋼板的均一性的優點。

首先，在所述第二制造方法中，將熱軋后的卷取溫度控制為500℃以上。在所述第二制造方法中，如后詳述，在其后設置保溫步驟，因此能夠將卷取溫度設定得低于所述的第一制造方法中的卷取溫度的下限600℃。優選的卷取溫度為540℃以上，更優選為570℃以上。另外，卷取溫度的優選的上限與所述的第一制造方法相同，優選為750℃以下。

然后，在500℃以上的溫度下將如上所述地獲得的熱軋鋼板保溫80分鐘以上。據此，能夠獲得所期望的內部氧化層。為了有效地發揮保溫帶來的所述效果，優選將所述熱軋鋼板例如放入具有隔熱性的裝置中進行保溫。本發明中所使用的所述裝置只要由隔熱性材料制成就無特別限定，作為此種材料，優選使用例如陶瓷纖維等。

為了有效地發揮所述效果，需要在500℃以上的溫度下保溫80分鐘以上。優選的溫度為540℃以上，更優選為560℃以上。此外，優選的時間為100分鐘以上，更優選為120分鐘以上。另外，考慮到酸洗性、生產效率等，優選將所述溫度及時間的上限大概控制為700℃以下、500分鐘以下。

以上，對本發明所涉及的第一及第二制造方法進行了說明。

對于通過所述制造方法獲得的本發明的鍍覆鋼板，也可以進一步進行：各種涂裝和涂裝基層處理，例如進行磷酸鹽處理等的化學轉化處理；以及有機涂層處理，例如進行薄膜層疊之類的有機涂層的形成等。

對于各種涂裝中所使用的涂料，可以使用公知的樹脂，例如環氧樹脂、氟樹脂、硅丙烯酸樹脂(siliconeacrylicresin)、聚氨酯樹脂、丙烯酸樹脂、聚酯樹脂、酚樹脂、醇酸樹脂、三聚氰胺樹脂等。從耐蝕性的觀點考慮，優選為環氧樹脂、氟樹脂、硅丙烯酸樹脂。還可以與所述樹脂一同使用硬化劑。而且，涂料還可以含有公知的添加劑，例如著色用顏料、偶聯劑、均化劑、增效劑(intensifier)、抗氧化劑、紫外線穩定劑、阻燃劑等。

在本發明中，涂料的形態并不特別限定，可以使用任意形態的涂料，例如溶劑系涂料、水系涂料、水分散型涂料、粉體涂料、電泳涂料等。此外，涂裝方法也并不特別限定，可以采用浸漬法、輥涂法、噴霧法、幕式淋涂法、電泳涂裝法等。鍍覆層、有機涂層、化學轉化處理涂層、涂膜等包覆層的厚度可根據用途適宜設定。

本發明的高強度鍍覆鋼板的強度超高，且加工性(彎曲性及擴孔性)、耐延遲斷裂特性優異，因此可以用于汽車用強度部件，例如前部或后部的縱梁、碰撞吸能盒等碰撞部件、以及中柱加強件等支柱類、車頂邊梁加強件、側梁、地板部件、腳踩部等車體構成部件。

本申請基于2015年1月9日申請的日本國專利申請第2015-003671號以及2015年8月11日申請的日本國專利申請第2015-159212號要求優先權的利益。將2015年1月9日申請的日本國專利申請第2015-003671號以及2015年8月11日申請的日本國專利申請第2015-159212號的說明書的全部內容引入本申請作為參考。

以下，列舉實施例更具體地說明本發明，但本發明不受下述實施例的限制，當然還可以在可符合所述及后述的主旨的范圍內加以變更來實施，這些也都包含在本發明的技術范圍內。

實施例

將具有下述表1所示的成分組成且余量是鐵和不可避免的雜質的板坯加熱至1250℃，在終軋溫度900℃下熱軋為2.4mm后，在表2所示的溫度下進行了卷取。

對于一部分的例no.27～29、38～40、42，之后放入到陶瓷纖維隔熱裝置中以表2所示的條件進行了保溫。500℃以上的保溫時間使用安裝在線圈外周部的熱電偶來測定。

接著，在以下條件下對如上所述地獲得的熱軋鋼板進行了酸洗，然后以50％的冷軋率進行了冷軋。冷軋后的板厚為1.2mm。

酸洗液：10％鹽酸、溫度：82℃、酸洗時間：如表2所示。

接著，在連續熱浸鍍鋅生產線中，以下述表2所示的條件下進行了退火(氧化、還原)及冷卻。在此，連續熱浸鍍鋅生產線中設置的氧化爐的溫度被設為800℃，還原爐中的氫濃度設為20體積％，余量是氮和不可避免的雜質，并且露點控制為-45℃。此外，在表2所示的均熱溫度下的保持時間均設為50秒。

然后，除了下述的no.26以外，浸漬于460℃的鍍鋅浴后，以10℃/秒的平均冷卻速度冷卻至室溫，獲得了熱浸鍍鋅鋼板(gi)(no.25)。關于合金化熱浸鍍鋅鋼板(ga)，在浸漬于所述鍍鋅浴中而實施熱浸鍍鋅后，加熱至500℃，在該溫度下保持20秒而進行了合金化處理，然后以10℃/秒的平均冷卻速度冷卻至室溫(no.1～24、27～42)。

另外，在no.26，冷卻至表2中所記載的冷卻停止溫度250℃后，加熱至460℃，然后浸漬于鍍鋅浴中，通過與上述同樣的方法獲得了ga鋼板。

對于如上所述地獲得的鍍覆鋼板即gi或ga評價了以下特性。另外，內部氧化層的平均深度如下所述地不僅對鍍覆鋼板進行了測定，而且對酸洗、冷軋后的基底鋼板也同樣地進行了測定，以供參考。這是為了確認通過控制熱軋后的卷取溫度、酸洗條件等，在退火前的冷軋鋼板中已經獲得所期望的內部氧化層的平均深度。

(1)鍍覆鋼板中的內部氧化層的平均深度d的測定

設鍍覆鋼板的板寬為w，從w/4的部位采集了尺寸為50mm×50mm的試片，然后，利用輝光放電發光分析法[gd-oes(glowdischarge-opticalemissionspectroscopy)]，針對從鍍覆層表面起的o含量、fe含量及zn含量分別進行了分析，并進行了定量。詳細而言，利用堀場制作所制造的gd-profiler2型gda750的gd-oes裝置，在ar輝光放電區域內對所述試片的表面進行了高頻濺射，對所濺射的o、fe、zn各元素在ar等離子體內的發光線連續地進行分光，從而測定了基底鋼板的深度方向的各元素量的分布。濺射條件如下所述，并將測定區域設為自鍍覆層表面起直至深度50μm為止。

(濺射條件)

脈沖濺射頻率：50hz

陽極直徑(分析面積)：直徑6mm

放電功率：30w

ar氣壓：2.5hpa

將分析結果表示于圖2中。如圖2所示，將從鍍覆層表面起zn量與fe量相等的位置設為鍍覆層與基底鋼板之間的界面。另外，將自鍍覆層表面起深度40μm至50μm的各測定位置處的o量的平均值設為試片內部的o量平均值，并將比其高0.02％的范圍、即o量≥(試片內部的o量平均值+0.02％)定義為內部氧化層，將其最大深度設為內部氧化層深度。利用3個試片實施了同樣的試驗，將其平均設為內部氧化層的平均深度d。

(2)酸洗、冷軋后的內部氧化層深度的測定(參考)

除了使用酸洗、冷軋后的基底鋼板這一點以外，通過與所述(1)同樣的方式計算了內部氧化層的平均深度。

(3)軟質層的平均深度d的測定

使垂直于鍍覆鋼板的板寬w方向的截面即w/4部位露出，采集尺寸為20mm×20mm的試片后，將其埋入樹脂中，并從鍍覆層與基底鋼板之間的界面起，朝向基底鋼板的板厚t內部測定了維氏硬度。利用維氏硬度計，在負載為3gf下進行了測定。詳細而言，如圖3所示，自鍍覆層1與基底鋼板2的界面起的板厚內部深度為10μm的測定位置開始，朝向板厚內部每隔5μm的間距進行了維氏硬度的測定，直至深度100μm的位置。測定點之間的間隔、即在圖3中的×與×之間的距離最小也有15μm以上。在各深度位置以n＝1的個數測定了維氏硬度，調查了板厚內部方向的硬度分布。進一步，利用維氏硬度計，在負載為1kgf下測定了基底鋼板的t/4部位的維氏硬度(n＝1)。將與基底鋼板的t/4部位的維氏硬度相比維氏硬度為90％以下的區域設為軟質層，并計算了其深度。在同一試片中的10個部位實施了同樣的試驗，將其平均設為軟質層的平均深度d。

(4)鍍覆鋼板的組織分率的測定方法

使鍍覆鋼板的垂直于板寬w方向的截面w/4部位露出，并對該截面進行拋光，進而進行電解拋光后，進行硝酸乙醇腐蝕，用sem(scanningelectronmicroscope)進行了觀察。觀察位置是將基底鋼板的板厚設為t時的t/4位置，觀察倍率為2000倍，觀察區域為40μm×40μm。對用sem拍攝的金屬組織相片進行了圖像分析，分別測定了馬氏體和貝氏體(不區分兩者)以及鐵素體的面積率。表3中，α＝鐵素體，(b+m)＝(貝氏體及馬氏體)。此外，表3中，“其它”的組織的面積分率是從100面積％減去馬氏體和貝氏體以及鐵素體的各面積率而計算出的。任意地以3個視野進行觀察并計算出了平均值。

(5)拉伸試驗的測定方法

以使垂直于鍍覆鋼板的軋制方向的方向和試片的長邊方向相互平行的方式采集了jis13號b拉伸試片，依照jisz2241測定了c方向的抗拉強度(ts)、降伏應力(ys)以及延伸率(el)。根據ts及ys計算了降伏比yr(ys/ts)。

在本實施例中，將980mpa以上的抗拉強度ts評價為高強度(合格)。

此外，根據如上所述地獲得的抗拉強度和延伸率計算了ts×el。在本實施例中，將ts×el為14000以上的鋼板評價為強度和延性的均衡優異(合格)。

(6)彎曲加工試驗

準備了以使垂直于鍍覆鋼板的軋制方向的方向和試片的長邊方向相互平行的方式從鍍覆鋼板切出的20mm×70mm的試片，以使彎曲棱線沿著長邊方向的方式進行了90°v型彎曲試驗。通過適宜地改變彎曲半徑r來實施了試驗，求出了可以在不讓試片上產生斷裂的狀態下進行彎曲加工的最小彎曲半徑rmin。

基于rmin除以基底鋼板的板厚t而所得的rmin/t，按各抗拉強度ts分別評價了彎曲性。詳細內容如下所述。另外，對于ts不滿足合格基準980mpa以上的試片，沒有評價彎曲性(在表3中記為“－”)。

在ts為980mpa以上且小于1080mpa的情況下，將rmin/t＜1.5作為合格。

在ts為1080mpa以上且小于1180mpa的情況下，將rmin/t＜2.5作為合格。

在ts為1180mpa以上的情況下，將rmin/t＜3.2作為合格。

(7)耐延遲斷裂特性試驗

使垂直于鍍覆鋼板的板寬w方向的截面即w/4部位露出，切出了150mm(w)×30mm(l)的試片，以最小彎曲半徑進行u型彎曲加工后，用螺釘緊固，對u型彎曲加工試片的外側表面施加了1000mpa的拉伸應力。將應變計貼在u型彎曲加工試片的外側，并將應變換算為拉伸應力來測定了拉伸應力。然后，遮蔽u型彎曲加工試片的邊緣部，以電化學方式進行了充氫。充氫是將試片浸漬在0.1m-h2so4(ph＝3)與0.01m-kscn的混合溶液中，在室溫且100μa/mm²的恒流的條件下進行。

所述充氫試驗的結果，將24小時未斷裂的評價為合格，即耐延遲斷裂特性優異。

(8)擴孔試驗

依據日本鋼鐵聯盟規格jfst1001實施擴孔試驗，測定了λ。詳細而言，在鍍覆鋼板上沖了直徑為10mm的孔，然后，在固定周圍的狀態下將60°圓錐沖頭壓入孔中，測定了裂紋產生臨界的孔的直徑。根據下式求出了臨界擴孔率λ(％)，在λ為20％以上時評價為合格，即擴孔性優異。

臨界擴孔率λ(％)＝{(df-d0)/d0}×100

式中，df是裂紋產生臨界的孔的直徑(mm)，d0是初始孔直徑(mm)。

(9)鍍覆外觀

通過肉眼觀察了鍍覆鋼板的外觀，基于有無發生未鍍覆來評價了鍍覆性。

將這些結果示于表2及表3中。

可根據表如下地考察。

首先，no.1～12、16、18、21、25、26、27、30～42是滿足本發明的要件的例子，強度、加工性[強度和延性的均衡(ts×el)、彎曲性及擴孔性(λ)]、耐延遲斷裂特性、鍍覆性均良好。特別是內部氧化層的平均深度d與軟質層的平均深度d滿足d＞2d(即、表2中“d/2d”的值超過1)的關系的no.1(d/2d＝1.21)與不滿足所述關系的no.21(d/2d＝0.92)相比，彎曲性提高。

相對于此，no.13是使用了c量多的表1的鋼種m的例子，彎曲性、λ以及耐延遲斷裂特性降低。

no.14是使用了si量少的表1的鋼種n的例子，內部氧化層未充分生成，彎曲性、λ、強度和延性的均衡及耐延遲斷裂特性降低。

no.15是使用了鋼成分滿足本發明的要件的表1的鋼種a但熱軋時的卷取溫度低的例子，酸洗、冷軋后的內部氧化層的平均深度淺，因此鍍覆后的內部氧化層的平均深度d、軟質層的平均深度d也變淺。其結果，彎曲性、λ、耐延遲斷裂特性及鍍覆性降低。

no.17是使用了鋼成分滿足本發明的要件的表1的鋼種a但均熱溫度高的例子，完全沒有生成鐵素體，因此強度和延性的均衡降低。

no.19是使用了鋼成分滿足本發明的要件的表1的鋼種a但均熱溫度低的例子，鐵素體過量生成而(b+m)的合計量也變少，未能獲得所期望的硬質層。因此，ts變低，λ也降低。

no.20是使用了鋼成分滿足本發明的要件的表1的鋼種a但氧化爐中的空氣比低的例子，鐵氧化膜未充分生成，鍍覆性降低。而且，軟質層也未充分生成，因此，彎曲性、λ、耐延遲斷裂特性也降低。

no.22是使用了鋼成分滿足本發明的要件的表1的鋼種a但熱軋時的卷取溫度低且氧化爐中的空氣比低的例子，酸洗、冷軋后的內部氧化層的平均深度淺，因此鍍覆后的內部氧化層的平均深度d、軟質層的平均深度d也變淺。其結果，λ、彎曲性、耐延遲斷裂特性及鍍覆性降低。

no.23是使用了鋼成分滿足本發明的要件的表1的鋼種a但熱軋時的卷取溫度低的例子，酸洗、冷軋后的內部氧化層的平均深度淺，因此鍍覆后的內部氧化層的平均深度d也變淺。其結果，λ、耐延遲斷裂特性及鍍覆性降低。

no.24是使用了鋼成分滿足本發明的要件的表1的鋼種a但均熱后的平均冷卻速度慢的例子，在冷卻過程中鐵素體過量生成而(b+m)的合計量也變少，未能獲得所期望的硬質層。因此，λ、彎曲性降低。

no.28是使用了鋼成分滿足本發明的要件的表1的鋼種a但熱軋時的卷取溫度低的例子，酸洗、冷軋后的內部氧化層的平均深度淺，因此鍍覆后的內部氧化層的平均深度d、軟質層的平均深度d也變淺。其結果，彎曲性、λ、耐延遲斷裂特性及鍍覆性降低。

no.29是使用了鋼成分滿足本發明的要件的表1的鋼種a但保溫時間不充分的例子，酸洗、冷軋后的內部氧化層的平均深度淺，因此鍍覆后的內部氧化層的平均深度d、軟質層的平均深度d也變淺。其結果，彎曲性、λ、耐延遲斷裂特性及鍍覆性降低。

符號說明

1鍍覆層

2基底鋼板

3內部氧化層

4軟質層

5硬質層