專利名稱：鍍層附著性能及壓力成形性能優異的高強度鍍鋅鋼板、高強度合金化鍍鋅鋼板及其制造工藝的制作方法
技術領域：
本發明涉及可用于汽車、建筑、電器等中的部件的高強度鋼板，及其制造工藝，尤其是涉及具有良好的適于壓力成形的拉拔性能及良好的鍍層附著性能的高強度熱浸涂鍍鋅鋼板，涉及熱浸涂鍍鋅的經鍍層擴散退火處理鍍覆的鋼板及其制造工藝。
背景技術：
為實現更低的燃料消耗，當前對于諸如汽車等的橫梁和縱梁之類部件的研究正朝著達到重量更輕的目標進行，而對材料的研究，正以既保證強度，同時又生產更薄的產品的方式，在達到更高強度方面取得了進展。但，由于大多數材料的壓力成形性能因強度的提高而變差，所以為取得重量更輕的零件就需要開發在壓力成形性能及高強度性能方面都令人滿意的鋼板。成形性指數包括延伸率以及在拉伸實驗中取得的n值和r值，而在當前的形勢是，借助更大的整體性來簡化壓力加工的步驟是目標之一，因而相應于均勻延伸的大的n值是至關重要的。
因此，已開發出一些熱軋和冷軋的鋼板，它們都吸取了鋼中殘留奧氏體的轉變誘發的塑性的優點。這些鋼板是以約0.07-0.4％C、約0.3-2.0％Si和約0.2-2.5％Mn為基本合金元素構成的鋼板，其中不含任何貴重的合金元素，這些鋼板的顯微組織中因熱處理而含有殘留奧氏體，該熱處理的特點是在退火之后，在該兩相區中以300-450℃的內、外溫度完成貝氏體轉變；這些鋼板，比如已公開于日本未審專利申請No.1-230715和No.2-217425中。這些鋼板不僅是作為經連續退火而制成的冷軋板被公開的，而且是作為通過用輸出輥道(冷床)控制冷卻和卷取溫度而獲得的熱軋鋼板被公開的，比如它們被公開于日本未審專利申請No.1-79345中。
為改進耐腐蝕性能及外觀對汽車部件進行鍍覆，以反映出汽車有較高的質量，因而當前大多數，除專門內裝的零件之外的零件都采用鍍鋅鋼板或鍍鋅的并經鍍層擴散退火處理的鋼板。因而，關于耐腐蝕性，用Zn或Fe-Zn鍍覆這類鋼板是有效的，但由于含Si量高的高強度鋼板的表面上還有氧化膜，這就產生了問題熱浸鍍鋅時出現微小的未鍍區，以及合金化之后，加工區的鍍層附著性能不佳；然而，目前還不能得到在加工區有優良鍍層附著性，有優良的耐腐蝕性、高強度和高延展性的經鍍層擴散退火處理的鍍鋅鋼板。
比如，由于公開于日本未審專利申請No.1-230715或No.2-217425中的鋼板含0.3-2.0％的Si，并為保證殘余奧氏體而利用了它獨特的貝氏體轉變的優點，但除非在退火后對兩相溫度范圍內的冷卻保持相當嚴格的控制及在300-450℃的內部溫度范圍內嚴格保溫，則不可能得到所需的顯微組織，而且所產生的強度和延伸率將超出目標范圍。雖然在工業上可用連續退火設備及在熱軋后于冷卻步驟期間用輸出輥道實現這種熱處理過程，但在450-600℃時奧氏體轉變完成得十分迅速，因而對450-600℃時的十分短暫保溫時間需要進行控制。甚至在350-450℃時，根據保溫時間，顯微組織也有明顯變化，因而相對于所定條件的任何偏移只會導致低的強度和延伸率。對于熱浸鍍鋅而言，450-600℃時的保溫時間一般要很長，因此這種技術無法應用。此外，問題在于，作為合金元素的Si所形成的夾雜物導致了較差的鍍層，而且這種夾雜物還妨礙用熱浸鍍鋅設備生產鍍覆鋼板。
為解決這些難題，比如，在日本未審專利申請No.5-247586和6-145788中已公開了通過限制Si含量來獲取具有改進了的鍍覆性能的鋼板。按這類工藝，為產生殘余奧氏體，加Al以代替Si。但，Al與Si一樣，也比Fe更易被氧化，因而Al和Si都趨于作為氧化膜集中在鋼板表面上，因而不可能得到適宜的鍍層附著性能。公開于日本未審專利No.5-70886中的另一方法是通過加Ni未改善鍍層的可潤濕性。然而，該文獻未公開該工藝中Al或Si與Ni之間何種關系必然抑制這種鍍層潤濕性。
此外，日本未審專利No.4-333552和No.4-346644公開了一些工藝，借助于該工藝，在熱浸鍍Zn之后，為進行合金化處理而在預鍍Ni之后進行快速的低溫加熱作為高Si高強度鋼板的熱浸鍍鋅鍍層擴散退火處理的工藝。但因這些工藝需進行預鍍Ni，因而出現了需要增加新設備的問題。這些工藝也不能將殘余奧氏體保留在最終的顯微組織中，更不用說無法制訂這種工藝。
本發明解決了上述難題，而且發現了具有優良的表面耐腐性能，能用熱浸鍍鋅設備產生的，優良的鍍層附著性能及滿足壓力成形要求的高強度鋼板在成份和顯微組織方面的特點。
本發明的公開本發明的目的在于提供一種滿足壓力成形和鍍層附著性能要求的高強度熱浸鍍鋅的經鍍層擴散退火處理的鋼板，以及提供制造該鋼板的有效工藝。
本發明人為提供高強度熱浸鍍鋅的經鍍層擴散退火處理的鋼板及其制造工藝，對鍍層的性能及鋼板的組份努力進行了研究，而且由于致力于研究鋼板的表面層從而完成了本發明，結果達到了下文所述的本發明的目的。
(1)經鍍層擴散退火處理的，高強度熱浸鍍鋅的，具有優良壓力成形性能和鍍層附著性能的鋼板，該鋼板含有(％重量)C:0.05-0.2％，Si:0.2-2.0％，Mn:0.2-2.5％，Al:0.01-1.5％，Ni:0.2-5.0％，P:＜0.03％，S:＜0.02％其中Si和Al間的關系是0.4(％)≤Si+0.8Al(％)≤2.0％，而余量為Fe及不可避免的雜質，該鋼板的特征在于，鋼板中殘余奧氏體的體積百分比為2-20％，及其中0.5μm的鋼板表面層中的Ni與Si,Al的關系為Ni(％)≥1/4Si(％)+1/3Al(％)，該鋼板的表面具有Zn鍍層，該層含Al:≤1％，其余為Zn及不可避免的雜質。
(2)具有優良的鍍層附著性能及壓力成形性能的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其特征為，除上述(1)中所述的鋼板組份外，它還含(％重量)小于2.0％的Cu，其中鋼板中殘留奧氏體的體積百分比為2-20％，在0.5μm的鋼板表面層中，Ni、Cu和Si、Al之間的關系為Ni+Cu(％)≥1/4Si+1/3Al(％)。
(3)具有優良的鍍層附著性能和壓力成形性能的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其特征為，除上述(2)中的鋼板組份外，它還含(％重量)0.0002-0.01％的B，其中Cu與B間的關系為B×Cu(％)≥0.00005(％)。
(4)具有優良的鍍層附著性能和壓力成形性能的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其特征為，除上述(1)-(3)中任何一項的鋼板組份外，它還含(％重量)至少一種選自＜0.3％的Co和＜0.3％的Sn的組份，其中該鋼板中的殘余奧氏體的體積百分比為2-20％，而在0.5μm的鋼板表面層中的Ni、Cu、Sn、Co與Si、Al之間的關系為Ni+Cu+Co+Sn(％)≥1/4Si+1/3Al(％)。
(5)具有優良的鍍層附著性能和壓力成形性能的高強度熱浸鍍Zn鋼板，其特征為，除上述(1)-(4)中的任何項的鋼板組份外，它還含(％重量)至少一種選自Mo:＜0.5％、Cr:＜1％、V:＜0.3％、Ti:＜0.06％、Nb:＜0.06％、REM:＜0.05％、Ca:＜0.05％、Zr:＜0.05％、Mg:＜0.05％、Zn:＜0.02％、W:＜0.05％、As＜0.02％、N:＜0.03％及O:＜0.05％的組份。
(6)具有優良的鍍層附著性能和壓力成形性能的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其特征在于，上述(1)-(5)項中的任何一項的鋼板表面具有Zn鍍層，它含有至少一種選自Al:≤1％、Mn:＜0.02％、Pb＜0.01％、Fe:＜0.2％、Sb＜0.01％、Ni:＜3.0％、Cu:＜1.5％、Sn:＜0.1％、Co:＜0.1％、Cd:＜0.01％及Cr:＜0.05％的組份和余量的Zn及不可避免的雜質。
(7)具有優良的壓力成形性的高強度的經熱浸鍍鋅，經鍍層擴散退火處理的鋼板，其特征為，該鋼板含(％重量)
C:0.05-0.2％，Si:0.2-2.0％，Mn:0.2-2.5％，Al:0.01-1.5％，Ni:0.2-5.0％，P:＜0.03％，S:＜0.02％其中Si和Al之間的關系為0.4(％)≤Si+0.8Al(％)≤2.0％，余量為Fe及不可避免的雜質，鋼板中的殘余奧氏體的體積百分比為2-20％，而0.5μm的鋼板表面層中Ni與Si、Al之間的關系為Ni(％)≥1/4Si+1/3Al(％)，該鋼板具有含Fe:8-15％、Al≤1％，余量的Zn及不可避免雜質的Zn合金鍍層。
(8)具有優良的壓力成形性能的高強度熱浸鍍鋅經鍍層擴散退火處理的鋼板，其特征為，除上述(6)中的鋼板組份外，它還含(重量％)＜2.0％的Cu及余量的Fe和不可避免的雜質，其中鋼板中殘余奧氏體的體積百分比為2-20％，在0.5μm鋼板表面層中Ni、Cu和Si、Al間的關系為Ni+Cu(％)≥1/4Si+1/3Al(％)，該鋼板具有含Fe8-15％、Al≤1％、余量的Zn和不可避免雜質的Zn合金鍍層。
(9)具有優良壓力成形性能的高強度熱浸鍍鋅的經鍍層擴散退火處理的鋼板，其特征為，除上述(7)中的鋼板組份外，它還含(％重量)B0.0002-0.01％和余量的Fe及不可避免的雜質，其中Cu和B之間的關系為B×Cu(％)≥0.00005％，該鋼板具有含F:8-15％,Al:≤1％、余量的Zn和不可避免雜質的Zn合金鍍層。
(10)具有優良的壓力成形性能的高強度熱浸鍍鋅的經鍍層擴散退火處理的鋼板，其特征為，除上述(7)-(9)中任一項的鋼板組份外，該鋼板還含(％重量)至少一種選自Co:＜0.3％,Sn:≤0.3％的組份，及余量的Fe和不可避免的雜質，其中鋼板內殘余奧氏體的體積百分比為2-20％，而0.5μm鋼板表面層中Ni、Cu、Co、Sn與Si、Al間的關系為Ni+Cu+Co+Sn(％)≥1/4Si+1/3Al(％)，該鋼板具有含Fe:8-15％,Al≤1％，余量的Zn和不可避免雜質的Zn合金鍍層。
(11)具有優良的壓力成形性能的高強度熱浸鍍鋅的經鍍層擴散退火處理的鋼板，其特征為，除上述(7)-(10)中的任意項的鋼板組份外，它還含(％重量)至少一種選自Mo:＜0.5％、Cr:＜1％、V:＜0.3％、Ti:＜0.06％、Nb:＜0.06％、REM:＜0.05％、Ca:＜0.05％、Zr:＜0.05％、Mg:＜0.05％、Zn:＜0.02％、W:＜0.05％、As:＜0.02％、N:＜0.03％及O:＜0.05％的組份。
(12)具有優良的鍍層附著性能及壓力成形性能的高強度經鍍層擴散退火處理的熱浸鍍鋅鋼板，其特征為，上述(7)-(11)中任何項的鋼板的表面具有含至少一種選自Fe:8-15％、Al:≤1％、Mn:＜0.02％、Pb:＜0.01％、Sb:＜0.01％、Ni:＜3.0％、Cu:＜1.5％、Sn:＜0.1％、Co:＜0.1％、Cd:＜0.01％、Cr:＜0.05％的組份及余量的Zn及不可避免雜質的Zn鍍層。
(13)制造具有優良的鍍層附著性能及壓力成形性能的高強度熱浸鍍鋅鋼板的工藝，該鋼板的特征為，它具有2-20％的殘余奧氏體及含Al:≤1％，余量的Zn及不可避免雜質的Zn鍍層，用此工藝鑄造具有上述(1)-(6)中任一項的組份的鋼板，并使其凝固，然后于1150℃或更高的溫度下將其至少加熱45分鐘，此后熱軋此板再于400-780℃時卷取，在去除氧化皮處理之后，以35-85％的壓縮比將此熱軋板冷軋，接著在650-900℃的兩相溫度范圍對此冷軋板作10秒-6分的退火，然后以2-200℃/秒的冷卻速度將其最終冷至300-500℃，再使其熱浸鍍Zn，然后以至少5℃/秒的冷卻速度將其冷至250℃以下。
(14)制造具有優良壓力成形性能的高強度經鍍層擴散退火處理的熱浸鍍鋅鋼板的工藝，該鋼板的特征為，它具有2-20％的殘余奧氏體及具有含Fe:8-15％、Al:≤1％、余量的Zn及不可避免雜質的Zn合金鍍層，用此工藝鑄造具有上述(7)-(12)中任一項的組份的鋼板，再使其凝固，然后于1150℃或更高的溫度下將其加熱至少45分鐘，此后將其熱軋并于400-780℃時卷取，在去除氧化皮處理之后，以35-85％的壓縮比將此熱軋板冷軋，接著在650-900℃的兩相溫度范圍內使其退火10秒-6分，再以2-200℃/秒的速度最終將此板冷至300-500℃，在以至少5℃/秒的冷卻速度冷至250℃以下之前，在450-600℃的溫度范圍內將其保溫5秒-1分。
(15)制造符合上述(13)或(14)的，具有優良壓力成形性能的高強度經鍍層擴散退火處理的熱浸鍍鋅鋼板的方法，其特征為，在冷軋以后在650-900℃的兩相溫度范圍內退火10秒-6分鐘，然后以2-200℃/秒的冷卻速度將此板冷至350-500℃，再于該溫度范圍內保溫不超過5分鐘。
本發明的最佳實施方案限定本發明各組份的原因在于提供具有令人滿意的壓力成形性能和鍍層附著性能的高強度熱浸鍍鋅的，經鍍層擴散退火處理的鋼板，而且下文將詳述此原因。
C是穩定奧氏體的元素，而且在兩相溫度范圍內和貝氏體轉變溫度范圍內C從鐵素體中轉移到奧氏體中。結果，即使冷至室溫之后，仍殘留2-20％化學性質穩定的奧氏體，從而因轉變誘發的塑性而得到令人滿意的成形性能。若C含量小于0.05％，則難以保證至少有2％的殘余奧氏體，因而達不到所期望的目標。為避免不良的焊接性能，C含量不得大于0.2％。
Si不溶于滲碳體，因而延遲了350-600℃時從奧氏體向滲碳體的轉變，因為該轉變的限制性過程是在此溫度下相當慢的Si擴散。在這段時間中，由于C在奧氏體中的加快濃聚，因而奧氏體的化學穩定性提高，從而引起轉變誘發的塑性，于是就能保證殘留奧氏體，結果產生了令人滿意的成形性能。若Si含量小于0.2％，則達不到這種效果。另一方面，Si含量不得大于2.0％，因為，若Si具有任何更高濃度，則鍍層性能變差。
Mn是穩定奧氏體的元素，由于在兩相溫度區退火之后的冷至350-600℃的期間，Mn阻礙奧氏體分解為珠光體，所以在表面冷至室溫的期間，Mn促使殘余奧氏體殘留在顯微組織中。若Mn含量小于0.2％，為抑制向珠光體轉變，則必須將冷卻速度提高到工業控制達不到的程度，因此這種情況是不能接受的。另一方面，Mn最好不大于2.5％，因為帶狀組織將變得較令人矚目，因而使性能惡化，同時點焊部位將傾向于在熔核內開裂。
Al是作為脫氧材料被使用的，因為，象Si一樣，Al不溶于滲碳體中，因而在350-600℃保溫時通過抑制滲碳體析出而阻礙了正在進行的轉變。但由于Al形成鐵素體的能力比Si的強，因而促進了向鐵素體的轉變，所以C在很短的時間內，在兩相溫度范圍內退火時濃聚在奧氏體中，于是提高了滲碳體的穩定性，在冷至室溫之后，只有痕量的損害成形性的馬氏體存在于顯微組織中。因此，當Al與Si共存時，取決于350-600℃的保溫條件，在強度和延伸率方面幾乎未發生任何改變，因而易于達到令人滿意的壓力成形性能和高的強度。因而必須加至少0.01％的Al。與Si一起時，“Si+0.8Al”至少為0.4％。另一方面，和加Si的情況相同，為避免有損于鍍層附著性能，Al含量不得超過1.5％。與Si一起時為保證鍍層附著性能，“Si+0.8Al”不得大于2.0％。
根據本發明，Ni是最重要的元素，而且象Mn一樣，Ni也是穩定奧氏體的元素，而且它還提高強度和鍍層附著性能。此外，與Si和Al相似，Ni也不溶于滲碳體中，因而在350-600℃保溫時它通過抑制滲碳體的析出阻礙了正在進行的轉變。在含Si或Al的鋼板中，當在連續熱浸鍍鋅線上生產鍍覆鋼板時，Si和Al比Fe易于氧化，因而濃聚在鋼板表面上，結果形成Si或Al的氧化物，從而降低鍍層附著性能。盡管Si或Al在表面濃聚，本發明人仍試圖通過使Ni代替Si和Al濃聚在表面上來防止鍍層附著性能下降，因為Ni比Fe耐氧化。經實驗確定在鍍覆反應過程中0.5μm厚的鋼板表面層與Zn層發生反應。因而，為提高鍍層附著性能，控制鋼板表面0.5μm厚的表面濃聚層就足夠了。若Ni含量為0.2％或更少，用本發明的鋼不能達到令人滿意的鍍層附著性。若Ni含量為5％或更高，則殘余奧氏體大于20％，從而使延伸率降到本發明范圍以下。由于實驗結果，發現了，只有在鋼板表面0.5μm厚度中的Ni與Al和Si的含量若至少為“Ni(％)≥1/4Si+1/3Al(％)”時才能得到令人滿意的鍍層附著性能。這種情況已示于
圖1。
P是作為雜質不可避免地包含在鋼中的元素，而且與Si、Al及Ni相似，P也不溶于滲碳體中，因而在350-600℃保溫時它通過抑制滲碳體析出阻礙了正在進行的轉變。但，由于大于0.03％的P含量明顯有損鋼板的延展性，而且還不希望地趨于導致熔核中的點焊部位開裂，所以按本發明將P含量限于0.03％以下。
S與P相似，也是不可避免地包含在鋼中的元素。高的S含量會使MnS析出，從而導致延展性下降，而且還導致熔核中的點焊部位開裂，因此按本發明，S含量應小于0.02％。
與Ni一樣，Cu也比Fe更耐氧化，它與Ni和Mn一樣也是穩定奧氏體的元素，也提高強度和鍍層附著性能。若在0.5μm的鋼板表面層中Ni和Cu與Si和Al的關系為“Ni+Cu(％)≥1/4Si+1/3Al(％)就能得到令人滿意的鍍層附著性能。2.0％或更高的Cu含量可產生Cu的析出物，因而有損于材料質量并妨礙本發明目的的實現。為防止加Cu時出現的Cu熱裂，最好保持“Cu(％)＜3×Ni(％)的關系。
B與Cu共存可降低轉變點，從而抑制滲碳體析出，并因阻礙轉變進程提高了殘余奧氏體的體積百分比。若B含量為0.0002％或更低，則得不到充分的效果。根據會使經濟性受到影響的含量，規定B的上限，其上限被定為0.01％。為體現B和Cu一起存在的效果，B和Cu必須滿足不等式B×Cu(％)≥0.00005(％)的關系。為體現更為有效的效果，上述關系更好是B×Cu(％)≥0.00008(％)。
還可通過進一步添加類似于Ni和Cu的，比Fe更耐氧化的元素、如Sn和Co來提高鍍層附著性能。若0.5μm厚的鋼板表面層中的Ni、Cu、Sn和Co含量與Si和Al的關系至少為“Ni+Cu(％)≥1/4Si+1/3Al(％)，則可得到令人滿意的鍍層附著性能。更高的Sn含量導致Sn引起的熱裂紋，因此將其限于0.3％以下。Co是昂貴的金屬，因此將其上限限于0.3％。
Mo、Cr、V、Ti、Nb、B、W、O、Zn和As是提高強度的元素，而REM、Ca、Zr和Mg是通過與S結合降低夾雜含量從而保證令人滿意的延伸率的元素，而N是穩定奧氏體的元素；當需要時，加選自Mo:＜0.5％、Cr:＜1％、V:＜0.3％、Ti:＜0.06％、Nb:＜0.06％、B:＜0.01％、REM:＜0.05％、Ca:＜0.05％、Zr:＜0.05％、Mg:＜0.05％、Zn:＜0.02％、W:＜0.05％、As:＜0.02％、N:＜0.03％及O:＜0.05％中的一種或幾種將不會影響本發明的目標。超過上述給定的上限時，這些元素的作用就飽和了，因此再添加該元素只會增加成本。
本發明的鋼板含有上述的基本組份，但除這些元素和Fe之外，即使還含有通常不可避免地包含在鋼中的，其總量最多達0.01％的其它元素，也不會損害本發明的目的，如Ta、Te、Be、Ru、Os、Rh、Ir、Pd、Pt、Ag、Au、Cd、Hg、Ge、Pb、Sb、Bi、Se和Te。
作為最終產品的本發明鋼板的延展性取決于該產品中的殘余奧氏體的體積百分比。雖然在不變形時這種殘余奧氏體穩定地存在于顯微組織中，但施加變形則使該奧氏體轉變成馬氏體，從而導致變形誘發的塑性，結果得到令人滿意的變形性能和高強度。若殘余奧氏體的體積百分比小于2％，則不能明顯地體現這種效果。另一方面，若殘余奧氏體的體積百分比大于20％，則在變形極大的壓力變形狀態下，會有大量的馬氏體存在，這會引起二次加工性能，或產生抗沖擊性的問題，因此按本發明，殘余奧氏體的體積百分比不大于20％。該組織中還包括鐵素體、貝氏體、馬氏體和碳化物。
按本發明，該鋼板有Zn鍍層或Zn合金鍍層，現在將作詳述。
Zn鍍層包括Al:≤1％，而根據情況還包括至少一種選自Mn:＜0.02％、Pb:＜0.01％、Fe:＜0.2％、Sb:＜0.01％、Ni:＜3.0％、Cu:＜1.5％、Sn:＜0.1％、Co:＜0.1％、Cd:＜0.01％、Cr:＜0.05％的組份，以及余量的Zn及不可避免的雜質。鍍層中的Al含量被限于不高于1％，因為若Al含量大于1％，偏析的Al將在鍍層中形成局部的電池，從而有損于耐磨蝕性能。若大量存有Mn、Pb、Fe、Sb、Ni、Cu、Sn、Co、Cd和Cr，則邊緣耐腐蝕性能受損，因而將這些元素限于Mn:＜0.02％、Pb:＜0.01％、Fe:＜0.2％、Sb:＜0.01％、Ni:＜3.0％、Cu:＜1.5％、Sn:＜0.1％、Co:＜0.1％、Cd:＜0.01％、Cr:＜0.05％。
Zn合金鍍層含Fe:8-15％、Al:≤1％，根據情況，還含至少一種選自Mn:＜0.02％、Pb:＜0.01％、Sb:＜0.01％、Ni:＜3.0％、Cu:＜1.5％、Sn:＜0.1％、Co:＜0.1％、Cd:＜0.01％、Cr:＜0.05％的組份，以及余量的Zn及不可避免的雜質。將鍍層中Fe含量限于至少8％是因為小于8％時，化學處理(磷酸鹽處理)性質和涂層附著性能變差。將Fe含量限于不大于15％是因為大于15％時發生過合金化，而且加工部位的鍍層附著性也變差。將鍍層中的Al含量限于不大于1％是因為，當Al含量大于1％時，偏析的Al將在鍍層中形成局部電池，從而有損于耐腐蝕性能。若Mn、Pb、Sb、Ni、Cu、Sn、Co、Cd及Cr大量存在，則邊緣耐腐蝕性能變差，因此將它們限于Mn:＜0.02％、Pb:＜0.01％、Sb:＜0.01％、Ni:＜3.0％、Cu:＜1.5％、Sn:＜0.1％、Co:＜0.1％、Cd:＜0.01％、Cr:＜0.05％。
本發明的Zn鍍層和鋅合金鍍層已陳述如上，但它們還可含其它雜質。
此外，雖然未對Zn合金鍍層厚度設置特別的限制，但出于耐腐蝕的立場，最好至少0.1μm，而出于加工性能立場，則不大于15μm為佳。
現在解釋本發明熱浸鍍鋅鋼板及本發明的經鍍層擴散退火處理的熱浸鍍鋅鋼板的制造工藝。
本發明的熱浸鍍鋅鋼板是通過鑄造滿足上述成份條件的鋼板并使之凝固，再將其于1150℃或更高的溫度下加熱至少45分，將其熱軋再于400-780℃卷取，在除去氧化鐵皮之后，以35-85％的壓縮比將此熱軋板冷軋，接著在650-900℃的兩相溫度范圍內使此冷軋板退火10秒-6分，再以2-200℃/秒的冷卻速度將其冷至350-500℃，然后根據情況將其在該溫度下保溫最多5分鐘，最后將其熱浸鍍鋅再以至少5℃/秒的冷卻速度將其冷至250℃以下而得到的。
本發明的經擴散的熱浸鍍鋅鋼板是這樣得到的按上述成份鑄成鋼板并使之凝固，然后以1150℃或更高的溫度將其至少加熱45分，再將其熱軋并于400-780℃時卷取，在脫除氧化鐵皮處理之后，以35-85％的壓縮比將此熱軋板冷軋，接著在650-900℃的兩相溫度范圍內使此冷軋板退火10秒-6分，再將其以2-200℃/秒的冷卻速度冷至350-500℃，再根據情況將其于此溫度范圍內最多保溫5分鐘，最后將其熱浸鍍鋅，在將此鍍Zn板以至少5℃/秒的冷卻速度冷至250℃以下之前，使其于450-600℃的溫度范圍內再保溫5秒-1分。
現在解釋各種制造條件的理由。
鑄造和凝固后的保溫溫度和時間對于提高鍍前的鋼板表面層部位中的Ni含量是重要的。因為Ni比Fe耐氧化，因此Ni不摻入加熱時所生成的氧化鐵皮中，因而濃聚在鋼板表面層中。即使冷軋之后也還保留這種濃聚的Ni，因而改善了鍍層性能。為使0.5μm厚的表面層中的Ni、Si和Al滿足Ni(％)≥1/4Si+1/3Al(％)的關系，需使加熱溫度至少為1150℃，而1150℃時的保溫時間為至少45分。
對于提高鍍前鋼板表面層部位中的Ni含量而言，熱軋后的卷取溫度也是重要的。Ni也不會摻入在卷取后所生成的氧化鐵皮中，因此濃聚在鋼板表面層中，從而改進了鍍層性能。在低溫卷取諸如本發明的鋼板時，Ni的濃度不足，結果導致了Zn鍍層附著性的問題，同時在過燒的部位出現硬化，于是使后續的酸洗除鱗等工序及冷軋復雜化。相反，以高溫卷取時，Zn鍍層性能得以改善，滲碳體變粗變軟，因此有利于酸洗和冷軋，但在退火時隨后需要過長的時間使滲碳體重溶，因而未能留下足夠的奧氏體。因此，可以確定熱軋后的卷取必須在400-780℃進行以避免這類麻煩。但，希望熱軋鋼板的酸洗和冷軋盡可能的容易，卷取溫度以550-750℃為佳。
熱軋之后去除氧化鐵皮，但對去除氧化鐵皮的方法沒有特別的限制。
若冷軋壓縮比小于35％，則組織不夠細，因而由于在后續的退火步驟時殘余奧氏體不足而使延展性變差。另一方面，若壓縮比大于85％，則軋機將承受過大的負荷，因而將冷軋壓縮比定為35-85％。
在冷軋后的冷軋鋼板連續退火時，首先在Ac1轉變點到Ac3轉變點的溫度范圍內進行加熱，以形成兩相顯微組織[鐵素體+奧氏體]。若此時的加熱溫度低于650℃，將需要過多的時間使滲碳體重新溶解，并只有少量奧氏體存在，因此加熱溫度的下限為650℃。若加熱溫度過高，則奧氏體的體積百分比變得過大，而奧氏體中的C濃度下降，因此加熱溫度的上限是900℃。若保溫時間過短，將有較多的未溶碳化物存在，因而將使奧氏體量下降。若保溫時間拉長，則晶粒變粗的趨勢加大，結果導致較差的強度/延展性的平衡。因此按本發明，將保溫時間定為為10秒-6分。
在以退火溫度保溫之后，以2-200℃/秒的冷卻速率將鋼板冷至350-500℃。這是為了使通過在兩相范圍加熱而產生的奧氏體直接轉變為貝氏體而不轉變成珠光體，從而通過后續處理得到所需的顯微組織和性能。若此時的冷卻速度小于2℃/秒，在冷卻時大多數奧氏體將轉變為珠光體，從而不能保證殘余奧氏體的量。若冷卻速度大于200℃/秒，則冷卻終點溫度在橫、縱兩向上的變化將很大，這樣就不可能制造出均勻的鋼板。
根據情況，接著可在350-500℃的范圍內最多保溫5分鐘。鍍鋅前于此溫度下的保溫能加速貝氏體轉變及使含有濃聚的C的殘余奧氏體穩定，從而得以穩定地制成既有強度又有延伸率的鋼板。若從兩相范圍開始冷卻的冷卻終點溫度是高于500℃的溫度，接著進行的保溫將導致奧氏體分解成碳化物，從而不能使奧氏體殘留下來。若冷卻終點溫度低于350℃，則更多的奧氏體轉變成馬氏體，因此盡管強度高但壓力成形性能變差，同時必須在鍍Zn時提高鋼板的溫度，從而需加以較多的熱能并形成低效狀態。若保溫超過5分鐘，則因碳化物析出及因鍍Zn后的加熱失去了未轉變的奧氏體，使強度和壓力成形性能均下降，因此將保溫限于不超過5分。
對制造熱浸鍍Zn鋼板而言，鍍后是以5℃/秒或更高的冷卻速度將其冷至250℃以下。這樣在鍍Zn時加快了貝氏體轉變，從而產生這樣一種顯微組織實際上無碳化物的貝氏體和殘余奧氏體的組合，在該奧氏體中已從那些部位中除去的C又發生濃聚，而且Ms點降到室溫以下，而在兩相范圍加熱時鐵素體變純；結果是得到高強度和高成形性。因而，若保溫后的冷卻速度小于5℃/秒或冷卻終點溫度高于250℃，則含有濃聚C的奧氏體在冷卻后也析出碳化物，并分解成貝氏體，從而因減少了可通過轉變誘發的塑性而改善加工性能的殘余奧氏體的數量，達不到所希望的目標。為留下量較多的殘余奧氏體，熱浸鍍Zn后于350-400℃的溫度范圍內的保溫時間以小于5分鐘為佳。
對于制造經鍍層擴散退火處理的熱浸鍍Zn鋼板而言，熱浸鍍Zn后在450-600℃的溫度范圍內保溫5秒-1分鐘，然后再以至少5℃/秒的冷卻速度冷至250℃以下。這出于對Fe和Zn之間發生合金化反應和結構上的考慮。采用本發明的，還含Si和Al的鋼，就可能利用分為2個階段進行從奧氏體到貝氏體的轉變的事實，從而得到含有實際上無碳化物的貝氏體和其中的已從那些部位去除的C又被濃聚的而Ms點已降至室溫以下的奧氏體以及在雙相范圍加熱時變純的鐵素體的組合的組織，利用這種組織得到高的強度和成形性能。若保溫溫度超過600℃，則產生珠光體，而無殘余奧氏體，而合金化反應過程導致在鍍層中有大于15％的，過多的Fe濃度。另一方面，若加熱溫度低于450℃，則鍍層中的合金化反應速度變慢，從而使鍍層中的Fe濃度下降。保溫時間小于5秒，則不能產生足夠的貝氏體，而且未轉變的奧氏體中的C濃度也不夠，從而在冷卻過程中產生馬氏體，因此有損于成形性，同時鍍層中的合金化反應也不充分。若保溫時間長于1分，則鍍層變得“過”合金化，從而傾向于導致成形時鍍層剝落。若保溫后的冷卻速度小于5℃/秒，當冷卻終點溫度高于250℃時，則開始進行貝氏體轉變，而且甚至因先前的反應而含濃聚C的奧氏體將析出碳化物并分解成貝氏體，從而由于通過轉變誘發的塑性而改善加工性能的殘余奧氏體的量減少而達不到所希望的目的。
熱浸鍍Zn的溫度最好在鍍液熔化溫度與500℃之間。若該溫度高于500℃，則來自鍍液的蒸氣過多而達到有礙于可處理性的程度。雖然無需對鍍覆后加熱到保溫溫度的加熱速度加以特別的限制，但出于鍍層結構和鋼的顯微組織的立場，該速度以3℃/秒為佳。
上述各步驟中的加熱溫度和冷卻溫度不必是固定不變的，只要它們在規定范圍內即可，在這些范圍內的變化對于最終產品并無損害，并且經常是有所改進。
為進一步改進鍍層附著性能，可在冷軋后的鍍層退火之前在鋼板上形成Ni、Cu、Co或Fe的單一的或復合鍍層。還是為進一步提高鍍層附著性能，可以調節鋼板退火時的氣氛，從而使鋼板表面先氧化，然后為在鍍前使鋼板表面變純，再使之還原。還有在退火前，通過酸洗或拋光以從鋼板表面上去除氧化物，以進一步改善鍍層附著性能也是可以的。這種處理可大為提高鍍層附著性能。實施例按表2所述條件對含有表1所列成份的鋼進行熱軋、冷軋、退火和鍍覆，再以0.6％的壓縮比進行表面光軋從而制成鋼板。對該制得的鋼板作“拉伸試驗”、“殘余奧氏體測量試驗”、“焊接試驗”、“0.5μm鋼板表面層部位的分析”、“鍍層性能”、“鍍層附著性能”及“鍍層濃度測量”試驗，以上試驗于下文中解釋。
“拉伸試驗”是對JIS#5拉伸試驗帶，以50mm的標準厚度及10mm/分的拉動速度進行的常溫拉伸試驗。
“殘余奧氏體測量試驗”是用所謂的“5-峰值”法測得的，用此法，將距表面層1/4鋼板厚度內層進行化學拋光，再用Mo管進行X射線分析確定α-Fe和γ-Fe的強度。
按如下條件，焊接電流10KA，所加的壓力220Kg，焊接時間12周期，電極直徑6mm，電極形狀半球形、末端6φ-40R，點焊，以進行“焊接度驗”，然后評價直到熔核直徑低于4t(t板厚)時的連續點焊數。評分標準如下。○:＞1000連續焊點、△:500-1000連續焊點、·:＜500連續焊點。此處的○的定義是可以接受的，△/·是不可接受的。
“0.5μm鋼板表面層部位的分析”基于兩類方法，即通過在鍍鋅板的橫截面的鍍層/鋼板界面處的0.5μm鋼板部位的EPMA分析所作的測量，及通過對于按FIB法制得的試樣的TEM觀察所作的EDS分析。對于這種測量而言，標準樣品被用來形成校準曲線。這兩種測量方法之間沒有實質的差別。
“鍍層性能”是用肉眼判斷鍍鋅板外側上的任何未鍍部分而確定的，并按以下計分法評價◎≤3/dm2、○:4-10/dm2、△:11-15/dm2、·:≥16/dm2。這里，◎/○被定義為可以接受的，而△/·為不可接受的。
“鍍層附著性能”是對鍍鋅板彎曲進行60°V形彎曲試驗后進行膠帶試驗(tape test)而確定的，并按以下計分法評價紙帶試驗變黑程度(％)評價◎……0-＜10評價○……10-＜20評價△……20-＜30評價·……≥30(◎/○=可接受的；△/·=不可接受的)“鍍層濃度測量”是通過在將鍍層溶于含有胺基抑制劑的5％鹽酸中后進行ICP發射分析確定的。
性能評價試驗的結果示于表3和4中。本發明的試樣1-32是熱浸鍍鋅鋼板和熱浸鍍鋅后經鍍層擴散退火處理的鋼板，它們都含有2-20％的殘余奧氏體，即使在550MPa或更大應力下至少有30％的總延伸率，它們都有令人滿意的強度和壓力成形性能、鍍層性能及焊接性能。相反，試樣33、34的C含量低；試樣35、36 C含量高；試樣37、38Si含量低；試樣39、40 Si含量高；試樣41、42 Al含量低；試樣43、44 Al含量高；試樣45、46不滿足鋼中的Si和Al間的關系；試樣47、48不滿足鋼板表面層0.5μm部位中的濃度關系；試樣49、50 Mn含量低；試樣51、52 Mn含量高；試樣53、54 P含量高；試樣55、56 S含量高；試樣57、58 Ni含量低；試樣59、60 Ni含量高；試樣61、62 Cu含量高；試樣63、64的鍍層中Al含量高；這些試樣不滿足規定的殘余奧氏體量、高強度和壓力成形性的組合、鍍層性能及焊接性能，因而達不到本發明的目的。
即使采用本發明的鋼，如在試樣65-98的情況下，由于任何處理條件所產生的任何問題使殘余奧氏體量、高強度和壓力成形性能的組合，鍍層性能和焊接性能不能令人滿意，則達不到本發明的目的。
表1
注inv.ex.本發明實施例comp.ex.對比例表1(續)
注該表中的劃線的數值是超過本發明范圍的數值。
“*”號表示Si和Al間的關系未被滿足的情況。
comp.ex.對比例表2
表2(續)
表2(續)
注表中加下劃線的數值是超過本發明范圍的數值。
鍍后加熱速度一直為10℃/秒。非合金化的樣品是熱浸鍍鋅的鋼板。
表3
注inv.ex.本發明實施例comp.ex.對比例表3(續)
注表中加下劃線的數值是超過本發明范圍的數值“對比例*”是指達不到本發明的目的的，綜合強度/延展性差的樣品。
“對比例**”是指由于軋后酸洗不充分而殘留有氧化物因而鍍層不良的樣品。
對于以“-”標示Sn和Co的樣品是鋼中不含Sn和Co的樣品，因此未測量這些元素。
inv.ex.本發明實施例comp.ex.對比例表4
表4(續)
注表中加下劃線的數值是超過本發明范圍的數值。
“對比例*”是指達不到本發明的目的的，綜合強度/延展性差的樣品。
“對比例**”是指由于軋后酸洗不充分而殘留有氧化物因而鍍層不良的樣品。
對于以“-”標示Sn和Co的樣品是鋼中不含Sn和Co的樣品，因此未測量這些元素。
inv.ex.本發明實施例comp.ex.對比例工業實用性如上所述，根據本發明，提供了高強度熱浸鍍鋅的及熱浸鍍鋅后又經擴處理的鋼板，它們有令人滿意的壓力成形性能及鍍層性能，并提供了制造此鋼板的有效制造方法。
權利要求
1．具有優良的鍍層附著性能和壓力成形性能的高強度熱浸鍍鋅鋼板，它含有(％重量)C:0.05-0.2％，Si:0.2-2.0％，Mn:0.2-2.5％，Al:0.01-1.5％，Ni:0.2-5.0％，P:＜0.03％，S:＜0.02％其中的Si與Al間的關系為0.4(％)≤Si+0.8Al(％)≤2.0％，及余量的Fe及不可避免的雜質，其特征在于，該鋼板中殘余奧氏體的體積百分比為2-20％，其中的0.5μm鋼板表面層中Ni與Si、Al之間的關系為Ni(％)≥1/4Si+1/3Al(％)的鋼板表面具有含Al:≤1％，余量的Zn及不可避免的雜質的Zn鍍層。
2．具有優良的鍍層附著性能和壓力成形性能的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其特征在于，除權利要求1所述的鋼板組份外，它還含(％重量)小于2.0％的Cu，其中，該鋼板中的殘余奧氏體的體積百分比為2-20％，而0.5μm鋼板表面層中的Ni、Cu與Si、Al間的關系為Ni+Cu(％)≥1/4Si+1/3Al(％)。
3．具有優良鍍層附著性能和壓力成形性能的高強度熱浸鍍Zn鋼板，其特征在于，除權利要求2中所述的鋼板組份之外，它還含(％重量)0.0002-0.01％的B，其中的Cu和B之間的關系為B×Cu(％)≥0.00005(％)。
4．具有優良鍍層附著性能和壓力成形性能的高強度熱浸鍍Zn鋼板，其特征在于，除權利要求1-3中任何項所述的鋼板組份外，它還含(％重量)至少一種選自Co:＜0.3％、和Sn:＜0.3％的組份，其中該鋼板中的殘余奧氏體的體積百分比為2-20％，在0.5μm的鋼板表面層中的Ni、Cu、Co、Sn與Si、Al的關系為Ni+Cu+Co+Sn(％)≥1/4Si+1/3Al(％)。
5．具有優良鍍層附著性能和壓力成形性能的高強度熱浸鍍Zn鋼板，其特征在于，除權利要求1-4中任何項所述的鋼板組份外，它還含至少一種選自Mo:＜0.5％、Cr:＜1％、V:＜0.3％、Ti:＜0.06％、Nb:＜0.06％、REM:＜0.05％、Ca:＜0.05％、Zr:＜0.05％、Mg:＜0.05％、Zn:＜0.02％、W:＜0.05％、As＜0.02％、N:＜0.03％及O:＜0.05％中的組份。
6．具有優良鍍層附著性和壓力成形性能的高強度熱浸鍍Zn鋼板，其特征在于，權利要求1-5中任何項的鋼板的表面具有含選自Al:≤1％、Mn:＜0.02％、Pb＜0.01％、Fe:＜0.2％、Sb＜0.01％、Ni:＜3.0％、Cu:＜1.5％、Sn:＜0.1％、Co:＜0.1％、Cd:＜0.01％及Cr:＜0.05％的至少一種組份及余量的Zn和不可避免雜質的鋅鍍層。
7．具有優良的壓力成形性能的高強度合金化熱浸鍍鋅鋼板，其特征在于，它含(％重量)C:0.05-0.2％，Si:0.2-2.0％，Mn:0.2-2.5％，Al:0.01-1.5％，Ni:0.2-5.0％，P:＜0.03％，S:＜0.02％其中的Si和Al間的關系為0.4(％)≤Si+0.8Al(％)≤2.0％，以及余量的Fe及不可避免雜質，該鋼板中的殘余奧氏體的體積百分比為2-20％，及0.5μm的該鋼板表面層中的Ni與Si、Al間的關系為Ni(％)≥1/4Si+1/3Al(％)，該鋼板具有含Fe:8-15％、Al:≤1％、余量的Zn和不可避免雜質的鋅合金鍍層。
8．具有優良壓力成形性能的高強度熱浸鍍鋅的，經鍍層擴散退火處理的鋼板，其特征在于，除權利要求7中所述的鋼板組份外，該鋼板還含(％重量)小于2.0％的Cu及余量的Fe及不可避免雜質，其中，該鋼板中的殘余奧氏體的體積百分比為2-20％,0.5μm的該鋼板表面層中的Ni、Cu和Si、Al間的關系為Ni+Cu(％)≥1/4Si+1/3Al(％)，該鋼板具有含8-15％Fe,≤1％的Al及余量的Zn及不可避免雜質的鋅合金鍍層。
9．具有優良壓力成形性能的高強度熱浸鍍Zn的，經鍍層擴散退火處理的鋼板，其特征在于，除權利要求7中所述的鋼板組份外，它還含(％重量)0.0002-0.01％的B，其中Cu與B間的關系為B×Cu(％)≥0.00005(％)，和余量的Fe及不可避免雜質，該鋼板具有含Fe:8-15％、Al:≤1％、余量的Zn及不可避免雜質的鋅合金鍍層。
10．具有優良壓力成形性能的高強度熱浸鍍鋅的，經鍍層擴散退火處理的鋼板，其特征為，除權利要求7-9中任何項的鋼板組份外，它還含(％重量)至少一種選自Co:＜0.3％及Sn:≤0.3％的組份及余量的Fe及不可避免雜質，其中的所述鋼板中殘余奧氏體的體積百分比為2-20％，而0.5μm該鋼板表面層中的Ni、Cu、Co、Sn與Si、Al間的關系為Ni+Cu+Co+Sn(％)≥1/4Si+1/3Al(％)，該鋼板具有含Fe:8-15％、Al:≤1％、余量的Zn及不可避免雜質的Zn合金化鍍層。
11．具有優良壓力成形性能的熱浸鍍鋅的，經鍍層擴散退火處理的高強度鋼板，其特征為，除權利要求7-10中任何項所述的鋼板組份外，它還含(％重量)至少一種選自Mo:＜0.5％、Cr:＜1％、V:＜0.3％、Ti:＜0.06％、Nb:＜0.06％、REM:＜0.05％、Ca:＜0.05％、Zr:＜0.05％、Mg:＜0.05％、Zn:＜0.02％、W:＜0.05％、As＜0.02％、N:＜0.03％及O:＜0.05％的組份。
12．具有優良鍍層附著性及壓力成形性能的高強度經鍍層擴散退火處理的熱浸鍍Zn鋼板，其特征在于，權利要求7-11中任意項的鋼板表面具有含至少一種選自Fe:8-15％、Al:≤1％、Mn:＜0.02％、Pb＜0.01％、Sb＜0.01％、Ni:＜3.0％、Cu:＜1.5％、Sn:＜0.1％、Co:＜0.1％、Cd:＜0.01％、Cr:＜0.05％的元素及余量的Zn及不可避免雜質的Zn鍍層。
13．制造具有優良的鍍層附著性及壓力成形性能的高強度熱浸鍍Zn鋼板的方法，該鋼板的特征在于它具有2-20％的殘余奧氏體及具有含有≤1％的Al及余量的Zn及不可避免雜質的Zn鍍層，借助于此工藝，鑄造具有權利要求1-6中之任何項的成分的鋼板，再使之凝固，再于1150℃或更高的溫度下將其加熱至少45分鐘，此后，將其熱軋再于400-780℃時卷取，在去除氧化皮處理之后，以35-85％的壓縮比將此熱軋板冷軋，接著在650-900℃的兩相溫度范圍內使此冷軋板退火10秒-6分鐘，最后以2-200℃/秒的冷卻速度將其冷至300-500℃，對其熱浸鍍Zn然后以至少5℃/秒的冷卻速度將此鍍鋅板冷至250℃以下。
14．制造高強度的具有優良壓力成形性能的，經鍍層擴散退火處理的熱浸鍍Zn鋼板的方法，該鋼板的特征在于它含有2-20％的殘余奧氏體及具有含Fe:8-15％、Al≤1％和余量的Zn及不可避免雜質的Zn合金鍍層，通過該方法，鑄造含有權利要求7-12中任一項成份的鋼板，再使之凝固，然后將其于1150℃或更高的溫度下加熱至少45分，此后將其熱軋并于400-780℃卷取，除去氧化皮處理之后，以35-85％的壓縮比冷軋此熱軋板，接著于650-900℃的兩相溫度區使此冷軋板退火10秒-6分，最后以2-200℃/秒的冷卻速度將其冷至300-500℃，在將其以至少5℃/秒的冷卻速度冷至250℃以下以前，將其于450-600℃的溫度范圍保溫5秒-1分。
15．權利要求13或14的制造具有優良壓力成形性能的高強度經鍍層擴散退火處理的熱浸鍍鋅鋼板的方法，其特征在于，在所述冷軋之后，在650-900℃的兩相溫度范圍內進行10秒-6分的退火，然后以2-200℃/秒的冷卻速度冷至350-500℃，再于此溫度范圍內保溫不超過5分鐘。
全文摘要
本發明涉及具有優良的適于壓力成形的拉拔性能和鍍層附著性能的高強度熱浸鍍鋅鋼板和經鍍層擴散退火處理的熱浸鍍Zn鋼板,它們可用于汽車、建筑、電器的部件等,本發明還涉及制造該鋼板的方法。按本發明的實施方案，該鋼板含(%重量):C:0.05—0.2%，Si:0.2—2.0%，Mn:0.2—2.5%，Al:0.01—1.5%，Ni:0.2—5.0%，P:<0.03%,S:<0.02%,Si和Al之間的關系為0.4(%)≤Si+0.8Al(%)≤2.0%,及和余量的Fe及不可避免的雜質,以及2－20%(體積)的殘余奧氏體,在該鋼板0.5μm的表面層中,Ni和Si、Al間的關系為Ni(%)≥1/4Si+1/3Al(%),該鋼板具有含Al:≤1%、余量的Zn及不可避免雜質的Zn鍍層。
文檔編號C22C18/02GK1310770SQ9980888
公開日2001年8月29日 申請日期1999年12月2日 優先權日1999年2月22日
發明者高田良久, 末廣正芳 申請人:新日本制鐵株式會社