烧结硬化型热镀锌钢板
阅读：133发布：2023-01-17
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1.一种烧结硬化型热镀锌钢板，该烧结硬化型热镀锌钢板具有基底钢板和在该基底钢板上形成的镀层，
其中，所述基底钢板以质量％计含有C：0.015％～0.100％、Si：0.01％～0.30％、Mn：
0.1％～1.0％、P：0.010％～0.070％、S：0.003％～0.020％、Sol.Al：0.01％～0.10％、N：
0.002％～0.005％、余量由铁和不可避免的杂质构成，
所述基底钢板的金属组织由铁素体相与渗碳体相构成，铁素体平均粒径为10μm～30μm，每单位体积的铁素体与渗碳体的界面的表面积为1.0/mm～10.0/mm，
所述基底钢板的钢中氢浓度小于0.1ppm，
所述镀层的锌附着量相对于钢板表面积为40g/m2～100g/m2。
2.如权利要求1所述的烧结硬化型热镀锌钢板，其中，
所述基底钢板以质量％计进一步含有B：0.0010％～0.0050％。
3.如权利要求1或2所述的烧结硬化型热镀锌钢板，其中，
所述基底钢板以质量％计进一步含有选自Ti：0.001％～0.1％、Nb：0.001％～0.1％、Zr：0.001％～0.1％、Cr：0.001％～0.1％、Cu：0.001％～0.1％、Ni：0.001％～0.1％和V：
0.001％～0.1％中的至少1种。
烧结硬化型热镀锌钢板
技术领域
背景技术
[0002] 汽车外板要求具有冲压成型中的形状固定性与冲压成型后的耐凹陷性。因此，用于制造汽车外板的材料要求具有涂装烧结硬化性，所谓涂装烧结硬化性是指能够以低屈服强度进行加工，并通过涂装烧结进行硬化。专利文献1～3中公开了可以用连续退火炉进行制造的烧结硬化型钢板的制造方法。
[0004] 此外，专利文献5中公开了下述方法：为了得到150℃以下的低温下的涂装烧结硬4 2
化性，使粒内碳化物为4×10个/mm以上。
化性，使粒内碳化物为4×10个/mm以上。
[0006] 实施镀覆的技术的情况下，在镀层厚度为40g/m2以上的热镀锌钢板中，连续退火中在镀层下密封有从含有氢的还原气氛气体渗入至钢板中的氢。并且，冷却至常温后，过饱和的氢在钢板表面与镀层界面发生气化，镀层膨胀的气泡缺陷成为问题。在镀层厚度较厚的情况以及未进行合金化处理的情况下，气泡缺陷存在变得更加显著的趋势。作为防止这样的气泡缺陷的方法，专利文献7中公开了下述方法：在C＜0.005％的极低碳钢中，控制Ti系析出物的尺寸和量。
[0007] 现有技术文献
[0008] 专利文献
[0009] 专利文献1：日本特开昭56-119736号公报
[0010] 专利文献2：日本特开昭58-019442号公报
[0011] 专利文献3：日本特开平02-125817号公报
[0012] 专利文献4：日本特开平05-059445号公报
[0013] 专利文献5：日本特开平06-073498号公报
[0014] 专利文献6：日本特开昭58-031035号公报
[0015] 专利文献7：日本特开2002-167646号公报
发明内容
[0016] 发明所要解决的课题
[0017] 本发明的目的在于提供一种烧结硬化型热镀锌钢板，其通过使用熔炼较容易的低碳钢，由此，在制造成本低的同时，适合于汽车外板等，并且具有烧结硬化性和耐腐蚀性，具有良好的冲压成型性，且在热镀锌层中不产生气泡缺陷。
[0018] 用于解决课题的手段
[0019] 为了解决上述课题，本发明人反复进行深入研究。在该过程中，本发明人考虑通过将成为气泡产生原因的氢捕集至钢板内来防止其扩散至表面，能够抑制气泡产生。但是，如专利文献7中公开的那样，为了利用Ti系析出物而使用Ti时，低碳钢的情况下，生成大量的微细TiC，因此强度升高，无法得到作为外板面板所需的成型性。另一方面，如专利文献4、5中公开的那样，在低碳钢中，能够在铁素体中生成渗碳体，因此期待由渗碳体带来的氢捕集效果。但是，仅仅控制渗碳体的存在位置、数密度，无法得到气泡抑制效果。
[0020] 因此，本发明人进一步进行深入研究，结果发现铁素体与渗碳体的界面的表面积最影响氢的捕集特性。并且了解到：调整上述表面积时，若考虑基底钢板的组成、金属组织、钢中的氢浓度、镀层的附着量，则能够抑制气泡的产生，且能够实现作为汽车外板的最适合的成型性。
[0021] 本发明是基于上述见解而完成的，本发明提供以下内容。
[0022] (1)一种烧结硬化型热镀锌钢板，该烧结硬化型热镀锌钢板具有基底钢板和在该基底钢板上形成的镀层，其中，所述基底钢板以质量％计含有C：0.015～0.100％、Si：0.01～0.30％、Mn：0.1～1.0％、P：0.010～0.070％、S：0.003～0.020％、Sol.Al：0.01～0.10％、N：0.002～0.005％、余量由铁和不可避免的杂质构成，所述基底钢板的金属组织由铁素体相与渗碳体相构成，铁素体平均粒径为10～30μm，每单位体积的铁素体与渗碳体的界面的表面积为1.0～10.0/mm，所述基底钢板的钢中氢浓度小于0.1ppm，所述镀层的锌附着量相对于钢板表面积为40～100g/m2。
[0023] (2)如(1)所述的烧结硬化型热镀锌钢板，其中，所述基底钢板以质量％计进一步含有B：0.0010～0.0050％。
[0024] (3)如(1)或(2)所述的烧结硬化型热镀锌钢板，其中，所述基底钢板以质量％计进一步含有选自Ti：0.001～0.1％、Nb：0.001～0.1％、Zr：0.001～0.1％、Cr：0.001～0.1％、Cu：0.001～0.1％、Ni：0.001～0.1％和V：0.001～0.1％中的至少1种。
[0025] 发明效果
[0026] 根据本发明，能够提供一种烧结硬化型热镀锌钢板，其在制造成本低的同时，适合于汽车外板等，并且具有烧结硬化性、耐腐蚀性和良好的冲压成型性，且在热镀锌层中不产生气泡缺陷。即，本发明通过汽车的高强度化、轻量化，能够在提高乘员的安全性、保护地球环境上做出贡献。
具体实施方式
[0027] 以下，对于本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明不限于以下的实施方式。此外，在以下的说明中，关于成分的量，“％”是指“质量％”，“ppm”是指“质量ppm”。
[0028] 本发明的烧结硬化型热镀锌钢板具有基底钢板和在该基底钢板上形成的镀层。
[0029] 基底钢板
[0030] 本发明的基底钢板以质量％计含有C：0.015～0.100％、Si：0.01～0.30％、Mn：0.1～1.0％、P：0.010～0.070％、S：0.003～0.020％、Sol.Al：0.01～0.10％、N：0.002～0.005％、余量由铁和不可避免的杂质构成。此外，本发明的基底钢板可以进一步含有B：
0.0010～0.0050％。此外，本发明的基底钢板以质量％计可以进一步含有选自Ti：0.001～
0.1％、Nb：0.001～0.1％、Zr：0.001～0.1％、Cr：0.001～0.1％、Cu：0.001～0.1％、Ni：
0.001～0.1％和V：0.001～0.1％中的至少1种。首先，对于基底钢板的化学成分的限定理由进行说明。
0.0010～0.0050％。此外，本发明的基底钢板以质量％计可以进一步含有选自Ti：0.001～
0.1％、Nb：0.001～0.1％、Zr：0.001～0.1％、Cr：0.001～0.1％、Cu：0.001～0.1％、Ni：
0.001～0.1％和V：0.001～0.1％中的至少1种。首先，对于基底钢板的化学成分的限定理由进行说明。
[0031] C：0.015～0.100％
[0032] 对于C而言，具有强化钢板的效果，并且，生成渗碳体捕集氢，从而具有抑制镀层的气泡的效果。C的含量小于0.015％时，气泡抑制的效果不充分。此外，C的含量大于0.100％时，强度过于升高，损害加工性。因此，C的含量设定为0.015～0.100％。此外，能够根据C的含量调整烧结硬化型热镀锌钢板的强度，因此可以根据所需的强度在上述范围内确定C的含量。
[0033] Si：0.01～0.30％
[0034] 使基底钢板的Si含量小于0.01％时，脱硅成本显著升高。Si的含量大于0.30％时，在冷轧后用于退火处理的加热保持中形成Si氧化物，阻碍热镀锌层的附着。因此，Si的含量需要设定为0.01～0.30％。
[0035] Mn：0.1～1.0％
[0036] Mn通过形成MnS而使S无害，其是在提高钢板的加工性的同时也有助于钢板的强化的元素。Mn的含量小于0.1％时，MnS形成的效果不充分。此外，Mn的含量大于1.0％时，强度过于升高，损害加工性。因此，Mn的含量需要设定为0.1～1.0％。此外，能够根据Mn的含量调整烧结硬化型热镀锌钢板的强度，因此可以根据所需的强度在上述范围内确定Mn的含量。
[0037] P：0.010～0.070％
[0038] 使基底钢板的P含量小于0.010％时，脱磷成本显著升高。P的含量大于0.070％时，强度过于升高，损害加工性。因此，P的含量需要设定为0.010～0.070％。
[0039] S：0.003～0.020％
[0041] Sol.Al：0.01～0.10％
[0042] Al用于脱酸。Sol.Al的含量小于0.01％时，其效果不充分，提高表面缺陷的产生风险。另一方面，Sol.Al的含量大于0.10％时，脱酸的效果饱和，会不经济。因此，Sol.Al的含量设定为0.01～0.10％。
[0043] N：0.002～0.005％
[0044] 在本发明的基底钢板中，多数情况下含有N作为杂质。N的含量大于0.005％时，会导致成型性劣化、表面缺陷。另一方面，使N的含量小于0.002％时，脱氮成本显著升高。因此，N的含量需要设定为0.002～0.005％。
[0045] 余量为铁和不可避免的杂质
[0046] 本发明的基底钢板中所含的必要成分如上所述，余量包含铁、钢原料或会在其制造工序混入的不可避免的杂质元素。
[0047] 此外，在不阻碍上述各成分元素的作用效果的范围内，本发明的基底钢板可以进一步含有少量的其他元素。作为不损害本发明效果的元素、不可避免的杂质元素，可以示例例如Mo、Cr、Ti、Nb、V、Cu、Ni、B、Ca、Zr等。这些元素具有提高强度等效果。但是，这些元素的含量过多时，延展性、表面性状劣化。因此，应将各任选成分的含量分别抑制成：Mo为0.5％以下、Cr为1.0％以下、Ti为0.2％以下、Nb为0.1％以下、V为0.1％以下、Cu为1.0％以下、Ni为1.0％以下、Ca为0.005％以下、Zr为0.1％以下。
[0048] 上述任选元素中，在本发明中优选基底钢板进一步含有B：0.0010～0.0050％。
[0049] B：0.0010～0.0050％
[0050] B与固溶N结合生成粗大的BN，从而具有使N无害的效果，可以根据需要添加。B的含量小于0.0010％时，上述效果不充分。其大于0.0050％时，使时效性过度升高，容易产生拉伸应变。添加B的情况下，B的含量优选为0.0010～0.0050％。
[0051] 此外，上述任选成分中，在本发明中优选基底钢板进一步含有选自Ti：0.001～0.1％、Nb：0.001～0.1％、Zr：0.001～0.1％、Cr：0.001～0.1％、Cu：0.001～0.1％、Ni：
0.001～0.1％和V：0.001～0.1％中的至少1种。
0.001～0.1％和V：0.001～0.1％中的至少1种。
[0052] Ti：0.001～0.1％
[0053] 基底钢板含有Ti时，Ti与固溶N结合生成TiN。如此，Ti具有使N无害的效果。Ti的含量小于0.001％时，上述效果不充分。Ti的含量大于0.1％时，形成过量的TiC，有时伸长劣化。因此，含有Ti的情况下，Ti的含量优选为0.001～0.1％。
[0054] Nb：0.001～0.1％
[0055] 基底钢板含有Nb时，具有因NbC的析出带来的析出强化的效果。Nb的含量小于0.001％时，上述效果不充分。Nb的含量大于0.1％时，生成过量的NbC，有时伸长劣化。因此，含有Nb的情况下，Nb的含量优选为0.001～0.1％。
[0056] Zr：0.001～0.1％
[0057] 含有Zr时，具有因ZrC的析出带来的析出强化的效果。Zr的含量小于0.001％时，上述效果不充分。Zr的含量大于0.1％时，生成过量的ZrC，有时伸长劣化。因此，含有Zr的情况下，Zr的含量优选为0.001～0.1％。
[0058] Cr：0.001～0.1％
[0059] 含有Cr时，具有固溶强化的效果。Cr的含量小于0.001％时，上述效果不充分。Cr的含量大于0.1％时，有时伸长劣化。因此，含有Cr的情况下，Cr的含量优选为0.001～0.1％。
[0060] Cu：0.001～0.1％
[0061] 含有Cu时，具有固溶强化的效果。Cu的含量小于0.001％时，上述效果不充分。Cu的含量大于0.1％时，有时伸长劣化。因此，含有Cu的情况下，Cu的含量优选为0.001～0.1％。
[0062] Ni：0.001～0.1％
[0063] 含有Ni时，具有固溶强化的效果。Ni的含量小于0.001％时，上述效果不充分。Ni的含量大于0.1％时，有时伸长劣化。因此，含有Ni的情况下，Ni的含量优选为0.001～0.1％。
[0064] V：0.001～0.1％
[0065] 含有V时，具有因VC析出带来的析出强化的效果。V的含量小于0.001％时，上述效果不充分。V的含量大于0.1％时，生成过量的VC，有时伸长劣化。因此，含有V的情况下，V的含量优选为0.001～0.1％。
[0066] 接着，对基底钢板的金属组织进行说明。本发明的金属组织由铁素体相与渗碳体相构成，铁素体平均粒径为10～30μm，每单位体积的铁素体与渗碳体的界面的表面积为1.0～10.0/mm(mm2/mm3)。
[0067] 铁素体相与渗碳体相
[0068] 铁素体相具有提高强度和加工性的效果，渗碳体相通过氢捕集而具有抑制气泡产生的效果。珠光体相为铁素体相与渗碳体相的层状组织，因此由铁素体相与渗碳体相构成。此外，从加工性的观点出发，期望尽量不产生贝氏体、马氏体等低温相变相。低温相变相的含量分别为5体积％以下时，影响较小，因此可以含有这些相。除此之外，含有金属元素的碳化物、氮化物、硫化物可以根据各自的元素含量含有。需要说明的是，金属组织由铁素体相与渗碳体相构成可以利用实施例中记载的方法进行确认。
[0069] 铁素体平均粒径为10～30μm
[0070] 铁素体平均粒径小于10μm时，加工性劣化。此外，铁素体平均粒径大于30μm时，由于冲压加工等容易产生变形，产生由于每个结晶粒的变形量差异导致的钢板表面的凹凸，损害成型品的美观。因此，铁素体平均粒径需要设定为10～30μm。需要说明的是，铁素体平均粒径是指通过实施例中记载的方法进行测定而得到的铁素体平均粒径。
[0071] 每单位体积的铁素体与渗碳体的界面的表面积为1.0～10.0/mm
[0072] 通过将每单位体积的铁素体与渗碳体的界面的表面积控制为1.0～10.0/mm，能够抑制热镀锌层的气泡产生。该表面积小于1.0/mm时，该效果不充分，其大于10.0/mm时，钢板的局部延展性下降，加工性劣化。
[0073] 需要说明的是，铁素体与渗碳体的界面的表面积的测定存在各种方法。在本发明中，采用如下进行测定而得到的值。对钢板的任意截面进行研磨、腐蚀，利用扫描型电子显微镜(SEM)对铁素体相、渗碳体相进行识别分离后，以线段法对上述表面积进行测定(参照例如日本金属学会会报，vol.10(1971)，p279.说明文档“定量金属组织学”(「定量金属組織学」))。对于上述测定中的测量，可以使用市售的图像解析软件(例如住友金属Technology株式会社制造的“颗粒解析”)。
[0074] 钢中氢浓度小于0.1ppm
[0075] 氢在冷轧后的热处理工序中从气氛气体渗入钢板中并在镀覆处理时被封入钢板中，成为镀覆后产生气泡的原因。因此，需要在镀覆后对钢板中的氢浓度进行评价。其值为0.1ppm以上时，即使适当控制金属组织，也难以抑制气泡的产生。因此，钢中氢浓度必须小于0.1ppm。
[0076] 需要说明的是，对于镀覆后的钢中氢浓度，在不去除镀层的情况下利用非活性气体熔融-热传导法进行测定。若用酸洗进行镀层去除，则此时氢渗入钢中，此外，若机械地去除镀层，则氢释放，氢浓度减少，因此需要在不去除镀层的情况下进行分析。需要说明的是，对于升温分析法，锌镀层抑制氢释放，因此不合适。
[0077] 镀层
[0078] 对于镀层而言，除了含有Zn作为主体的镀锌层以外，也包含含有Fe-Zn合金作为主体的合金化镀锌层，所述Fe-Zn合金为通过合金化反应使得钢中的Fe扩散到锌镀层中而得到的。
[0079] 在镀层中，除了Zn以外在不损害本发明的效果的范围内可以含有Fe、Al、Sb、Pb、Bi、Mg，Ca、Be、Ti、Cu、Ni、Co、Cr、Mn、P、B、Sn、Zr、Hf、Sr、V、Se、REM。
[0080] 镀层的锌附着量相对于钢板表面积为40～100g/m2
[0081] 镀层的锌附着量相对于钢板表面积为40～100g/m2。若锌附着量在上述范围内，则能够对以汽车外板用途为代表的加工用钢板赋予所需的耐腐蚀性、加工性以及耐气泡性。更具体而言，锌附着量小于40g/m2时，无法得到充分的耐腐蚀性。此外，锌附着量大于100g/m2时，镀覆钢板的表面摩擦系数升高，加工性劣化。此外，因镀层带来的钢板中的氢的封入效果增加，容易产生气泡。因此，需要镀层的锌附着量相对于钢板表面积为40～100g/m2。
[0082] 烧结硬化型热镀锌钢板的制造方法
[0083] 针对本发明的烧结硬化型热镀锌钢板的制造方法，对优选的方法、条件进行说明。
[0084] 以上述基底钢板的成分组成在上述范围内的方式制造钢坯。对于钢坯的制造方法没有特别限定，可以举出例如采用转炉、电炉等公知的熔炼方法对钢进行熔炼，之后利用连续铸造法制成钢坯(钢原材)的方法。
[0085] 可以将钢坯保持原状态进行热轧，也可以冷却至任意温度后在加热炉中等进行再加热后热轧。进行再加热时的加热温度优选设定为1150℃～1300℃。上述加热温度小于1150℃时，变形阻力大，有时难以轧制至所需的板厚。另一方面，上述加热温度大于1300℃时，铸块的表面氧化显著，常常存在损害制品的表面外观的情况。
[0086] 为了将铁素体与渗碳体的界面的表面积调整为所需的范围，热轧工序优选采用常规方法进行粗轧、精轧后，将至600℃的平均冷却速度设定为100℃/秒以上，在500℃以下进行卷取。进一步优选卷取温度为350℃以下。
[0087] 热轧后进行冷轧，冷轧后进行热处理。此时，为了将铁素体与渗碳体的界面的表面积调整为所需的范围，优选以100℃/s以上的平均升温速度加热至600℃以上。优选上述加热后，根据需要进一步加热至800～870℃。以加热后的温度保持10s以上之后，以平均冷却速度10～30℃/s冷却至600～700℃。优选的理由如下所述。
[0088] 加热温度小于800℃时，无法得到较高的伸长。另一方面，其大于870℃时，氢渗入钢板变得显著，镀覆后气泡的产生增加。
[0089] 保持时间小于10s时，无法得到较高的伸长。对于保持时间的上限没有限定，从生产率的观点出发，优选为10分钟以下。
[0090] 平均冷却速度小于10℃/s时，冷却需要时间，生产率降低。另一方面，平均冷却速度大于30℃/s时，钢中过饱和地残留固溶C，伸长劣化。
[0091] 此外，该热处理优选在特定的气氛气体中进行。为了抑制气泡和得到作为汽车外板的优异的表面外观，此时的气氛气体很重要。
[0092] 优选的气氛气体由氢浓度3～15体积％、氧浓度0.001～0.1体积％、CO浓度100～2000体积ppm、余量为氮的混合气体构成，且露点为-30～-60℃。优选使用该气氛气体的理由如下所述。
[0093] 氢浓度小于3体积％时，加热中Fe或合金元素发生氧化，镀层表面外观劣化。另一方面，氢浓度大于15体积％时，加热中氢渗入钢板变得显著，镀覆后气泡的产生增加。
[0094] 氧浓度小于0.001体积％时，氢渗入钢板变得显著。另一方面，氧浓度大于0.1体积％时，由于钢板表面的氧化，导致镀层表面外观劣化。
[0096] 露点大于-30℃时，Fe中的合金元素发生氧化，损害镀层表面外观。另一方面，其小于-60℃时，氢渗入钢板变得显著，镀覆后气泡的产生增加。
[0097] 加热、冷却后，实施热镀锌，此时的熔融锌浴中的Al浓度为0.1～1％较适合。热镀锌后可以进行合金化处理。
[0098] 进一步可以以伸长率1.2～2.0％实施表面光轧。伸长率小于1.2％时，产生屈服伸长，冲压成型后的表面性状劣化。另一方面，伸长率大于2.0％时，伸长显著劣化。
[0099] 实施例
[0100] 实施例1
[0101] 将具有表1所示的钢成分、组成的钢块熔化、铸造。将其加热至1250℃，热轧至板厚为3.6mm。热轧中的最终道次出口侧温度为860℃。以100～250℃/s的平均冷却速度冷却后，以300～350℃进行卷取。接着，进行冷轧，制成板厚为1.2mm，进一步实施热处理。该热处理的条件为氢浓度10体积％、氧浓度0.01体积％、CO浓度500体积ppm、余量为氮且露点-50℃的气氛气体，以平均加热速度100～150℃/s加热至750℃并保持300s。
[0102] 该热处理后，以平均冷却速度10℃/s冷却至700℃，接着，以平均冷却速度15℃/s冷却至500℃。之后，在含有0.1～1％的Al的熔融锌浴中实施镀覆。冷却至室温后，进行伸长率1.4～1.6％的表面光轧。
[0103] 通过以下的方法对如此制造的热镀锌钢板进行评价。对于铁素体平均粒径，对轧制方向的截面进行镜面研磨，用3％硝酸乙醇腐蚀后，根据100倍的光学显微镜图像，利用切断法(JIS G0552-1977)进行测定。
[0104] 对于铁素体与渗碳体的界面的表面积，使用上述样品，用扫描型电子显微镜(SEM)对铁素体相、渗碳体相进行识别分离后，以线段法进行测定。
[0105] 对于钢中氢，将镀覆钢板保持原状地利用非活性气体熔融-热传导法(氢分析设备：LECO公司制造的RH-402型)进行测定。
[0106] 对于拉伸特性，从轧制方向的直角方向裁取JIS 5号试验片(JIS Z2201)，依据JIS Z2241进行测定。
[0107] 对于涂装烧结硬化量(BH)，依据JIS G3135附录进行测定。
[0108] 对于气泡，通过目视和10倍的放大镜观察每1m2钢板表面积中存在的直径0.1mm以上的镀层膨胀位置，计量个数。
[0109] 耐腐蚀性利用以下的方法进行评价。用日本PARKERIZING株式会社制造的化学转化处理液PB-SX35T实施化学转化处理，之后将日本涂料株式会社制造的阳离子电沉积涂料powernix110以约20μm厚进行涂装。之后，用切刀在涂膜上进行交叉切割，进行180个周期(60天)的汽车技术会规定的复合腐蚀试验(JASO-M609)，对自交叉切割起的膨胀宽度(单侧最大膨胀宽度)进行测定。最终，将膨胀宽度为5mm以下评价为良好，将大于5mm评价为×。
[0111] 表2(表2-1、表2-2合起来为表2)中列出评价结果。由该结果可知，利用本发明方法制造的钢板在拉伸特性、涂装烧结硬化量、耐气泡性、冲压成型性中均优异。另一方面，本发明条件外的钢板的某个特性差。例如钢板1、2中，C量低，因此未充分生成铁素体与渗碳体的界面而产生气泡。钢板9中，C量高，因此生成过量的渗碳体，从而伸长降低，冲压成型性劣化。钢10中，Mn量高，因此伸长下降，冲压成型性劣化。钢11、12中，Si量或P量高，因此伸长下降，冲压成型性劣化且产生镀覆不良。钢14中，B量高，因此产生屈服伸长，在冲压成型性试验中产生拉伸应变。
[0112] 实施例2
[0113] 使用表1所示的钢，以表3所示的制造条件制造板厚1.2mm的热镀锌钢板。利用与实施例1同样的方法对如此制造的热镀锌钢板进行评价。表4(表4-1、表4-2合起来为表4)中列出评价结果。由本结果可知，利用适当的方法制造的钢板在拉伸特性、涂装烧结硬化量、耐气泡性、冲压成型性中均优异。另一方面，根据表3和4可知适当条件外的钢板存在某个特性差的情况。例如钢板A中，钢成分在本发明范围外，因此未充分生成铁素体与渗碳体的界面而产生气泡。钢板B中，热轧后的冷却速度低，因此未充分生成铁素体与渗碳体的界面而产生气泡。钢板C中，热轧卷取温度高，因此未充分生成铁素体与渗碳体的界面而产生气泡。钢板F中，热处理的气氛气体中的氢浓度高，镀覆钢板中的氢浓度高，因此产生气泡。钢板G中，热处理的气氛气体中的氧浓度低，镀覆钢板中的氢浓度高，因此产生气泡。钢板I中，热处理的气氛气体的露点低，镀覆钢板中的氢浓度高，因此产生气泡。钢板J中，热处理温度低，铁素体晶体粒径小，因此伸长低，冲压成型性劣化。钢板K中，热处理温度高，镀覆钢板中的氢浓度高，因此产生气泡。此外，铁素体晶体粒径大，因此在冲压成型性试验中产生表面粗糙缺陷。钢板O中，热镀锌的附着量多，因此产生气泡。此外，在冲压成型试验也产生裂纹。钢板P中，热镀锌的附着量少，因此耐腐蚀性不充分。
[0114] [表1]
[0115]
[0116] [表2-1]
[0117]
[0118] [表2-2]
[0119]
[0120] [表3]
[0121]
[0122] [表4-1]
[0123]
[0124] [表4-2]
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