TW201329251A - 具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板及其等之製造方法 - Google Patents

具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板及其等之製造方法 Download PDF

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Naoki Maruyama
Akinobu Murasato
Akinobu Minami
Takeshi Yasui
Takuya Kuwayama
Hiroyuki Ban
Kaoru Hiramatsu
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Abstract

本發明係一種鋼，其分別含有C、Si、Mn、P、S、Al、N、及O，且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成；於以自母材鋼板之表面起板厚1/4作為中心的1/8厚度~以自表面起板厚1/4作為中心的3/8厚度之範圍中，母材鋼板之組織以體積分率計含有3%以上的殘留沃斯田鐵相、50%以下之肥粒鐵相、及40%以上之硬質相；且平均差排密度係5×1013/m2以上，殘留沃斯田鐵相所含之固溶C量以質量%計係0.70~1.00%，殘留沃斯田鐵相之集合組織的FCC鐵之X射線隨機強度比係3.0以下，殘留沃斯田鐵相之相對於軋延方向的粒徑與相對於板寬度方向的粒徑的比係0.75~1.33；並且於母材鋼板表面形成有熔融鍍鋅層，而使板厚為0.6~5.0mm。

Description

具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板及其等之製造方法 技術領域
本發明係有關於具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板、及其等之製造方法。
背景技術
近年來，對汽車等所使用之鋼板的高強度化之需求高漲，亦正使用抗拉最大應力900MPa以上的高強度鋼板。另一方面，於壓機加工等成形加工時，正追求發揮優異之成形加工性。然而，提升強度將容易引起成形加工性劣化，故不易滿足兩者。
因此，近年來為了兼具延性或擴孔性等加工性與高強度化，正在開發利用有以成形加工後塗裝燒附處理(燒附硬化處理)產生燒附硬化性(BH性)之鋼板。
此處，燒附硬化係指鋼板中以固溶狀態殘留之C(固溶C)或N(固溶N)於塗裝後的燒附處理(通常係加熱至170℃左右，保持數十分鐘)中擴散至差排，固定連結於該差排，以提升降伏強度的現象。該降伏強度之上升量係塗裝燒附硬化量(BH量)，BH量一般係藉由增加固溶C量或固溶N量而增加係為已知。
專利文獻1中，揭示了一種以由變韌鐵及麻田散鐵所構成之硬質組織作為主要的組織，並藉由將肥粒鐵之 分率限制為5%以下，確保高燒附硬化量的冷軋鋼板。
又，專利文獻2中，揭示了一種以變韌鐵作為主要之組織，並藉由降低變韌鐵與肥粒鐵的硬度比，且降低個別組織中硬度之分散，以期提升有燒附硬化性、延性、擴孔性的高強度冷軋鋼板。
又，專利文獻3中，揭示了一種未於熱軋鋼板施行冷軋地直接進行退火、或包含藉於冷軋後進行2次退火所得之回火麻田散鐵及/或回火變韌鐵的鋼板，以提升加工性及燒附硬化性的方法。
又，專利文獻4、5及6中，揭示了藉由添加大量之N，以提升燒附硬化性的技術。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利特開2008-144233號公報
專利文獻2：日本專利特開2004-263270號公報
專利文獻3：日本專利特開2003-277884號公報
專利文獻4：日本專利特開2005-023348號公報
專利文獻5：日本專利特開2003-049242號公報
專利文獻6：日本專利特開2001-247946號公報
發明概要
然而，專利文獻1及2中雖提及燒附硬化量，但未提及燒附硬化性之異向性，能否穩定地確保所期之燒附硬 化量，係極不穩定者。
又，專利文獻3之方法中因未進行冷軋，故有鋼板之板厚精度劣化的問題。又，即使進行冷軋，於之後進行2次退火步驟，仍有製造成本增加之問題。
又，專利文獻4、5及6中，為確保燒附硬化量，需添加大量之N，有熔接性劣化的疑慮。
因此，本發明係有鑑於如此之情事所作成者，係以提供可確保抗拉最大強度900MPa以上之高強度、優異之延性，且具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板、及其等之製造方法作為目的。
本發明人等為解決前述課題，致力地進行檢討。結果，發現藉由提高鋼板中之平均差排密度，並降低沃斯田鐵之集合組織的異向性，作成等向性之組織，可得可確保抗拉最大強度900MPa以上之高強度及優異之延性，且燒附硬化量大，具等向之燒附硬化性的鋼板。
以解決前述課題為目的之本發明的要旨係如下述。
[1]一種具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板，係母材鋼板以質量%計，分別含有：C：0.075~0.400%、Si：0.01~2.00%、Mn：0.80~3.50%、P：0.0001~0.100%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.001~2.00%、N：0.0001~0.0100、及O：0.0001~0.0100，且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成；前述母材鋼板之組織以體積分率計含有3%以上的殘留沃斯田鐵相、50%以下之肥粒鐵相、及40%以上之 硬質相，且於以自前述母材鋼板之表面起板厚1/4作為中心的1/8厚度~以自表面起板厚1/4作為中心的3/8厚度之範圍中，平均差排密度係5×1013/m2以上，前述殘留沃斯田鐵相所含之固溶C量以質量%計係0.70~1.00%，前述殘留沃斯田鐵相之集合組織的FCC鐵之X射線隨機強度比係3.0以下，前述殘留沃斯田鐵相之相對於軋延方向的粒徑與相對於板寬度方向的粒徑的比係0.75~1.33；並且，更於前述母材鋼板表面形成有熔融鍍鋅層，而使板厚為0.6~5.0mm。
[2]如前述[1]之具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述硬質相係由變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相、回火麻田散鐵相、及新生麻田散鐵相所構成。
[3]如前述[1]之具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其於前述母材鋼板之表層部形成有氧化物呈微細地分散且厚度為0.01~10.0μm的脫碳層；前述氧化物之平均粒子徑係500nm以下，且平均密度係1.0×1012個/m2以上。
[4]如前述[1]之具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其以質量%計，更含有Ti：0.001~0.150%、Nb：0.001~0.100%、及V：0.001~0.300%之1種或2種以上元素。
[5]如前述[1]之具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其以質量%計，更含有Mo：0.01~2.00%、W：0.01~2.00%、Cr：0.01~2.00%、Ni：0.01~2.00%、Cu：0.01~2.00%、及B：0.0001~0.0100%之1種或2種以上元素。
[6]如前述[1]之具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其以質量%計，更含有合計為0.0001~0.0100%的Ca、 Ce、Mg、Zr、La、REM之1種或2種以上元素。
[7]一種具優異燒附硬化性之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，其形成於如前述[1]之高強度鋼板表面之前述熔融鍍鋅層係經施行有合金化處理者。
[8]一種具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，係具有下述步驟：熱軋步驟，係將下述扁鋼胚加熱至1180℃以上後，開始於複數道次(pass)下進行之熱軋，且進行於1050℃~至結束軋延溫度之範圍中熱軋鋼板的溫度T、板厚h、及各道次間之經過時間t的關係滿足下述式(1)之熱軋，並於880℃以上之溫度域使軋延結束，其中該扁鋼胚具有以質量%計，分別含有：C：0.075~0.400%、Si：0.01~2.00%、Mn：0.80~3.50%、P：0.0001~0.100%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.001~2.00%、N：0.0001~0.0100、O：0.0001~0.0100，且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成之化學成分；第1冷卻步驟，係自結束熱軋後至開始冷卻之經過時間為1.0秒以上後開始冷卻，並於450℃以上停止該冷卻；冷軋步驟，係自第1冷卻後至400℃之經過時間為1.0小時以上，並於之後，以30~75%作為合計軋縮率進行冷軋；連續退火步驟，係以最高加熱溫度為(Ac3-50)℃以上進行退火；及鍍敷步驟，係於前述連續退火步驟後，將前述鋼板浸漬於鍍鋅浴而於前述鋼板表面形成熔融鍍鋅層。
[數1]
另，於前述式(1)中，N係表示自開始熱軋至結束之總道次數，i係表示道次之順序，Ti係表示第i次之道次中的軋延溫度(℃)，hi係表示第i次之道次中的加工後板厚(mm)，ti係表示自第i次之道次至下個道次的經過時間。又，i=1時h0=扁鋼胚厚度。又，自最終道次至下個道次之經過時間係自最終道次至結束熱軋後之開始冷卻時點的經過時間。
[9]如前述[8]之具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其中前述鍍敷步驟係於下述空氣比為0.7~1.2的預熱帶中，於前述鋼板表層部使氧化物生成，接著，於H2O與H2之分壓比(P(H2O)/P(H2))為0.0001~2.0的還原帶中還原前述氧化物後，藉以設鍍敷浴溫度為450~470℃、進入鍍敷浴時之鋼板溫度為430~490℃、且鍍敷浴中之有效Al量為0.01~0.18質量%的條件，將前述鋼板浸漬於鍍鋅浴，而於前述鋼板表面形成前述熔融鍍鋅層；該空氣比係加熱時使用之空氣與燃料氣體而成的混合氣體中單位體積之該混合氣體所含之空氣體積，與理論上使單位體積之該混合氣體所含之燃料氣體完全燃燒所需的空氣體積之比。
[10]如前述[8]之具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其於前述鍍敷步驟後具有調質軋延步驟，該步驟係將前述鋼板以5.00%以下之軋縮率施行軋延。
[11]一種具優異燒附硬化性之高強度合金化熔融鍍鋅 鋼板的製造方法，係於藉由如前述[8]之製造方法作成高強度熔融鍍鋅鋼板後，使前述熔融鍍鋅層合金化者。
[12]如前述[10]之具優異燒附硬化性之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其於使前述熔融鍍鋅層合金化後具有調質軋延步驟，該步驟係將前述鋼板以小於10%之軋縮率施行軋延。
本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板藉將鋼板之微觀組織規定為預定之分率，賦與充分之平均差排密度，故可使C固定連結於該大量之差排，可增大鋼板中的C量。結果，可增加燒附硬化量。又，藉由降低殘留沃斯田鐵中之固溶C量，可使該殘留沃斯田鐵為不穩定者，可藉由成形加工等輕易地變態為麻田散鐵。結果，可增加燒附硬化量。此外，藉如此地使沃留沃斯田鐵變態成非常硬之麻田散鐵，將於麻田散鐵組織之周邊導入可動差排，故可更加確保燒附硬化量。
又，藉由降低殘留沃斯田鐵之集合組織的FCC鐵之X射線隨機強度比，可作成等向之殘留沃斯田鐵組織。因此，藉由之後的成形加工等加工可變態成等向之麻田散鐵，故燒附硬化性亦可成等向者。又，藉由規定殘留沃斯田鐵之結晶粒的形態，可穩定地使因加工方向而成之麻田散鐵的變態率成一定者，可使藉由麻田散鐵變態所得之燒附硬化性為等向者。
如此，本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板及高強度合金化 熔融鍍鋅鋼板可確保充分之燒附硬化量，並可得等向之燒附硬化性。因此，除了提升強度、延性，亦可大幅地提升燒附硬化性。
又，本發明之鋼板因賦與等向之燒附硬化性，故於使用本發明之鋼板作為構件等時，可不需限定其利用方向地進行設計。
又，本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板的製造方法中，藉由規定熱軋步驟與其後之冷卻步驟的條件，可作成具有充分之差排密度的所期之微觀組織，並可抑制沃斯田鐵的集合組織之發達，可降低沃斯田鐵組織的異向性。因此，可使藉其後之加工而變態的麻田散鐵組織為等向者，可提升燒附硬化性。又，於鍍敷步驟中，於將鋼板浸漬於鍍敷浴前後中，藉於300~470℃之溫度範圍停留預定時間，以促進變韌鐵變態。因此，可控制退火步驟中所得之殘留沃斯田鐵中的固溶C量，使殘留沃斯田鐵不穩定化。結果，於其後步驟之加工時，變得容易變態成麻田散鐵，可增加燒附硬化量。
用以實施發明之形態
以下，詳細地說明本發明之具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板、及其等之製造方法。
<高強度熔融鍍鋅鋼板>
本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板的特徵係，母材鋼板以 質量%計，分別含有：C：0.075~0.400%、Si：0.10~2.00%、Mn：0.80~3.50%、P：0.0001~0.100%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.001~2.00%、N：0.0001~0.0100、及O：0.0001~0.0100，且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成；母材鋼板之組織以體積分率計含有3%以上的殘留沃斯田鐵相、50%以下之肥粒鐵相、及40%以上之硬質相，且於以自前述母材鋼板之表面起板厚1/4作為中心的1/8厚度~以自表面起板厚1/4作為中心的3/8厚度之範圍中，平均差排密度係5×1013/m2以上，殘留沃斯田鐵相所含之固溶C量係以質量%計係0.70~1.00%，殘留沃斯田鐵相之集合組織的FCC鐵之X射線隨機強度比係3.0以下，殘留沃斯田鐵相之相對於軋延方向的粒徑與相對於板厚方向的粒徑的比係0.75~1.33；並且，更於母材鋼板表面形成有熔融鍍鋅層，而使板厚為0.6~5.0mm。
以下，說明限定本發明之鋼板組織及化學成分(組成)的理由。另，%之標記於未特別否定的情況下係質量%之意。
(板厚)
適用之鋼板的板厚係0.6~5.0mm。這是因為小於0.6mm時，將不易保持平坦之鋼板形狀，大於5.0mm時，不易均等地冷卻鋼板內部，而不易得到預定的微觀組織之故。
(微觀組織)
本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板的母材鋼板之微觀組織具有預定之化學成分，於鋼板中以自表面起板厚1/4作為中心的1/8厚度~以自表面起板厚1/4作為中心的3/8厚度之範 圍中，具有以體積分率計3%以上的殘留沃斯田鐵相(以下，稱作殘留沃斯田鐵)、50%以下之肥粒鐵相(以下，稱作肥粒鐵)、及40%以上之硬質相。
「肥粒鐵」
肥粒鐵係降伏應力低，具有優異之加工硬化特性的組織。因此，過度地提高肥粒鐵分率時，因燒附硬化處理前之強度變高，且燒附硬化處理後之降伏應力下降，燒附硬化性將大幅地劣化，故鋼板中之肥粒鐵分率係設為50%以下。為更加提高燒附硬化性，肥粒鐵分率以45%以下為佳，以40%以下更佳。並未特別限定肥粒鐵分率之下限，亦可為0%，但由延性之觀點來看，以將肥粒鐵分率設為5%以上為佳，以設為10%以上更佳。
「殘留沃斯田鐵」
殘留沃斯田鐵係具有FCC(面心立方晶格)結晶構造，於成形加工等加工中變態成硬質之麻田散鐵，顯示大之加工硬化的組織。又，加工中生成之麻田散鐵藉由以燒附硬化處理低溫地回火，可躍進地提高降伏應力，藉由提高殘留沃斯田鐵之體積分率，可得大的燒附硬化量。並且，藉使殘留沃斯田鐵變態成麻田散鐵，於麻田散鐵組織之周邊導入可動差排，更可得燒附硬化量。由該等之觀點來看，殘留沃斯田鐵之體積分率係設為3%以上。為更加提高燒附硬化量與延性，以將殘留沃斯田鐵之體積分率設為5%以上為佳，以7%以上更佳。
另一方面，為得大於30%之殘留沃斯田鐵，需大量地 添加C或Mn等沃斯田鐵穩定化元素，將使熔接性顯著地劣化，故將殘留沃斯田鐵之體積分率設為30%以下。由熔接性之觀點來看，殘留沃斯田鐵之體積分率以25%以下為佳，以20%以下更佳。
於殘留沃斯田鐵固溶之沃斯田鐵穩定化元素量將決定殘留沃斯田鐵的穩定性，改變殘留沃斯田鐵變態成硬質之麻田散鐵所需的應變量。因此，藉由控制殘留沃斯田鐵之固溶元素量，控制加工硬化行為，可大幅地提升燒附硬化性、延性及抗拉強度。
本實施形態中，係將殘留沃斯田鐵作為不穩定者，控制作為沃斯田鐵穩定化元素的C之固溶量，使僅以少量之應變量仍可輕易地變態成麻田散鐵。
本實施形態中，對於加工，因過度穩定之殘留沃斯田鐵將無法得到充分之燒附硬化性，故將殘留沃斯田鐵中的固溶碳量設為1.00%以下。殘留沃斯田鐵中之固溶碳量大於1.00%時，殘留沃斯田鐵將變得過度穩定，藉燒附硬化處理前之成形加工等加工生成的麻田散鐵之量少，未能得到充分之燒附硬化性。為有效率地使殘留沃斯田鐵變態成麻田散鐵，殘留沃斯田鐵中的固溶碳量以0.96%以下為佳。另一方面，殘留沃斯田鐵中之固溶碳量小於0.70%時，將於退火步驟後冷卻至室溫的過程中開始麻田散鐵變態，無法確保殘留沃斯田鐵之分率，故將固溶碳量設為0.70%以上。為得充分之量的殘留沃斯田鐵，固溶碳量以0.75%以上為佳，以0.80%以上更佳。
此處，固溶碳之調整係受下述兩者影響：1]將自1050℃至結束最後軋延的軋縮量與溫度設於後述式(1)之範圍、及2]如後述地退火後於300~470℃下保持20~1000秒。即，若無法兼具1]及2]時，將無法實質地調整固溶碳。
換言之，於滿足後述式(1)時，熱軋板的微觀組織係均質且微細者，島狀之波來鐵係均質且微細地分散。該波來鐵中因Mn偏析，故經由退火步驟中之相變態將優先地取代成殘留γ。並且，均質且微細之沃斯田鐵隨著退火步驟中之相變態，將有效率地濃化固溶碳，成為適當的固溶碳量。
另一方面，於式(1)低於指定範圍時，因未進行再結晶，生成於軋延方向上伸長的粗大之波來鐵。並且，經由退火步驟生成之殘留沃斯田鐵將成為經伸長的粗大之沃斯田鐵。因此，不易進行利用相變態的碳之濃化，固溶碳未於適當之範圍。又，殘留沃斯田鐵的形狀亦成為問題。
又，後述之式(1)高於指定範圍時，將過度地進行再結晶，而生成塊狀且粗大之波來鐵。並且，經由退火步驟生成之殘留沃斯田鐵將成為塊狀且粗大之沃斯田鐵。因此，不易進行利用相變態的碳之濃化，固溶碳未於適當之範圍。又，殘留沃斯田鐵的形狀亦成為問題。
另外，殘留沃斯田鐵中之固溶C量(Cγ)可以與殘留沃斯田鐵之面積分率的測定相同之條件進行X射線繞射試驗，求得殘留沃斯田鐵之格子狀數a，使用下述式(2)求得。另，式(2)係揭示於文獻Scripta Metallurgica et Materialia, vol.24.1990.p509-514中。
又，隨著加工之自殘留沃斯田鐵至麻田散鐵的變態將受殘留沃斯田鐵之結晶方位的影響。因此，於殘留沃斯田鐵之結晶方位強力地偏向時，藉由加工方向相對於該加工度的對麻田散鐵之變態率將變化，改變燒附硬化量。藉此，為等向地得到燒附硬化量，需隨機地設定殘留沃斯田鐵之結晶方位，使不論於任一方向上加工，相對於加工度的對麻田散鐵之變態率係為一定。
殘留沃斯田鐵之結晶方位的偏向方面，可藉由利用X射線繞射法測定鐵之FCC結晶的集合組織，來評價其程度。具體而言，FCC鐵之X射線隨機強度比係依據以X射線繞射所測定的{200},{311},{220}極圖中複數之極圖，由以級數展開法計算之3維集合組織的結晶方位分布函數(稱作Orientation Distribution Function，ODF。)求得。
於本實施形態中，為充分地降低燒附硬化性之異向性，得到等向之燒附硬化量，需將殘留沃斯田鐵之集合組織的FCC鐵之X射線隨機強度比設為3.0以下。為降低異向性，該隨機強度比越低越佳，以2.5以下為佳，以2.0以下更佳。並未特別限定該隨機強度比之下限，但小於1.2時於工業上係非常困難，故以1.2以上為佳。
另外，X射線隨機強度比係以相同條件藉由X射線繞射 法等測定未具朝特定方位之累積的標準試料與被測材料，所得之被測材料的X射線強度除以標準試料之X射線強度的數值。
X射線繞射用試料之製作可如以下地進行。
首先，藉由機械研磨或化學研磨等於板厚方向研磨鋼板至預定之位置，於視需要利用電解研磨或化學研磨去除應變的同時，將1/4板厚部調整成測定面。另，因欲正確地將測定面作為1/4板厚部係為困難，故將目標之位置作為中心地使相對於板厚3%之範圍內成為測定面地製作試料即可。又，於不易利用X射線繞射進行測定時，亦可藉由EBSD法進行統計上充分之數的測定。
此外，於平行於板面之面中，殘留沃斯田鐵之結晶粒於特定方向上伸長時，對麻田散鐵之變態率將隨加工之方向變化，產生燒附硬化量的異向性。即，藉由規定殘留沃斯田鐵之結晶粒的形態，可降低燒附硬化量之異向性。
本實施形態中，於將殘留沃斯田鐵之結晶粒相對於軋延方向的平均粒徑作為d(RD)、及相對於板寬度方向之平均粒徑作為d(TD)時，將由該兩者所構成的參數，d(RD)/d(TD)限定於0.75以上、1.33以下之範圍。為更加降低燒附硬化量之異向性，d(RD)/d(TD)以0.80以上、1.25以下為佳，以0.85以上、1.18以下更佳。
另外，殘留沃斯田鐵之結晶粒於將1/4厚度中之與板面平行的面作成鏡面後，使用FE-SEM(場致發射掃描電子顯微鏡：Field Emission Scanning Electron Microscopy)，進行利用EBSD(電子背向散射繞射：Electron Bach-Scattering Diffraction)法之高分解能結晶方位解析，並評價。以0.1μm作為測定節距，聚集10處以上顯示FCC鐵之繞射圖案的點，且將相互之結晶方位差小於10°的領域作為殘留沃斯田鐵之結晶粒。此時，於各測定點中求出與第2接近測定點之結晶方位差，忽視判斷為相異結晶粒的結晶方位差為10.0°以上之點，求得與判斷於剩餘之相同結晶粒內的結晶方位差為10.0°以下之第2接近測定點群的結晶方位差之平均值。粒徑係於隨機選出之30~300個殘留沃斯田鐵結晶粒中分別測定軋延方向與板寬度方向中的粒徑。
「硬質相」
本實施形態中，除了前述肥粒鐵及殘留沃斯田鐵以外，含有40%以上之硬質相。另，硬質相，以複合地含有變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相、回火麻田散鐵相、及新生麻田散鐵相為佳。該硬質相係較肥粒鐵相硬質之變態生成物的總稱。
「變韌肥粒鐵及/或變韌鐵」
變韌肥粒鐵及/或變韌鐵係為有效率地得到殘留沃斯田鐵的必要組織，鋼板組織以體積分率計以含有10~80%為佳。又，變韌肥粒鐵及/或變韌鐵係具有軟質之肥粒鐵與硬質之麻田散鐵、回火麻田散鐵及殘留沃斯田鐵中間強度的微觀組織，由延伸凸緣性之觀點來看，以含有15%以上較佳，以含有20%以上更佳。另一方面，變韌肥粒鐵及/或變韌鐵之體積分率大於80%時，降伏應力過高，有延性劣化 的疑慮故不佳。由延性之觀點來看，變韌肥粒鐵及/或變韌鐵之體積分率以70%以下為佳，以60%以下較佳。
「回火麻田散鐵」
回火麻田散鐵係可大幅地提升抗拉強度之組織，鋼板組織中以體積分率計亦可含有50%以下。由抗拉強度之觀點來看，回火麻田散鐵之體積分率以10%以上為佳。另一方面，鋼板組織所含之回火麻田散鐵之體積分率大於50%時，降伏應力過高，有燒附硬化性劣化的疑慮，故不佳。
「新生麻田散鐵」
新生麻田散鐵雖可大幅地提升抗拉強度，但因將成為破壞之起點使延伸凸緣性劣化，故鋼板組織中以體積分率計以含有25%以下為佳。為提高延伸凸緣性，以將新生麻田散鐵之體積分率設為20%以下較佳，以15%以下更佳。
「其他之微觀組織」
本發明之鋼板的微觀組織中，亦可含有波來鐵及/或粗大之雪明碳鐵等前述以外之組織。但，高強度鋼板之鋼板組織中含有大量波來鐵及/或粗大之雪明碳鐵時，延性將劣化。因此，鋼板組織所含之波來鐵及/或粗大之雪明碳鐵之體積分率的合計以10%以下為佳，以5%以下更佳。
另外，如以上說明之鋼板組織所含的各組織之體積分率可藉由例如，以下所示的方法測定。
本發明之鋼板的鋼板組織所含之肥粒鐵、殘留沃斯田鐵、變韌肥粒鐵、變韌鐵、回火麻田散鐵及新生麻田散鐵之體積分率，係以平行於鋼板之軋延方向且垂直於板 面的截面作為觀察面，擷取試料，並研磨、硝太蝕劑蝕刻觀察面，再利用場致發射掃描電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察以板厚1/4作為中心之1/8厚度~以自表面起板厚1/4作為中心的3/8厚度之範圍，測定面積分率，可以其作為體積分率。
(平均差排密度)
本實施形態之母材鋼板中以自表面起板厚1/4作為中心的1/8厚度~以自表面起板厚1/4作為中心的3/8厚度之範圍中，係以1.0×1013/m2以上作為平均差排密度(出貨時)。
以下，說明平均差排密度之規定理由。
為提高燒附硬化性，添加大量之固溶碳係非常有效。然而，因鐵之BCC結晶中固溶的碳量係微量，故盡量降低變態溫度，提高鋼板中之平均差排密度，使碳固定連結於大量的差排，係有效增加固溶碳量。由該觀點來看，將鋼板中之平均差排密度設為1.0×1013/m2以上。差排密度越大，越容易得固溶碳，故平均差排密度以設為3.0×1013/m2以上為佳，以5.0×1013/m2以上較佳。並未特別設置差排密度之上限，但差排密度大於1.0×1017/m2時，因延性將顯著地劣化，故以1.0×1017/m2以下為佳，以3.0×1016/m2以下較佳。
差排密度可藉由X射線繞射法或穿透式電子顯微鏡(TEM)觀察求得。TEM因可觀察微小領域，若為複相組織鋼板，則可分別測定肥粒鐵及硬質組織的差排密度。但，TEM觀察於製作試樣的階段需將鋼板加工成薄板狀、或細針狀，不易作成試料，且因試料小，以些微之運動將 使差排到達試料表面而消滅，故有差排密度下降的情形，於製作試樣時，需充分地注意。又，TEM觀察方面，可測定之視野亦受限。另一方面，X射線繞射法可較簡單地測定大領域之平均差排密度測定。因此，本發明中使用以X射線繞射法測定差排密度的方法。
另外，差排密度可藉由將微觀組織之分率控制於預定範圍，且施行適當的調質軋延得到。這是由於因微觀組織的種類造成內部累積之差排密度相異。
(脫碳層)
又，本實施形態之高強度熔融鍍鋅鋼板中，為提高鍍敷層之密著性，並提高基質鐵表層之降伏應力，防止燒附硬化處理後容易降伏，藉由將表層部作為硬質組織少的脫碳層，並使微細之氧化物分散，提升燒附硬化性。另，此處所指之硬質組織係主要由前述之硬質層或殘留沃斯田鐵所構成者。
本實施形態中，將形成於母材鋼板表層部的脫碳層之厚度設為0.01~10.0μm、脫碳層中微細地分散之氧化物的平均粒子徑設為500nm以下，並將脫碳層中氧化物之平均密度設為1.0×1012個/m2以上之範圍。
以下，說明該等之限定理由。
藉於母材鋼板之表層部形成具有適當厚度的脫碳層，可確保抗拉強度，並可提高母材鋼板與鍍敷層之密著性。脫碳層之厚度小於0.01μm時，未能得到充分的鍍敷層密著性，故將脫碳層之厚度設為0.01μm以上。為更佳提 升鍍敷層之密著性，脫碳層之厚度以設為0.08μm以上為佳，以0.15μm以上更佳。另一方面，過厚之脫碳層將使鋼板的抗拉強度或疲勞強度降低。由該觀點來看，脫碳層之厚度係10.0μm以下。由疲勞強度之觀點來看，脫碳層之厚度以9.0μm以下為佳，以8.0μm以下更佳。
另外，脫碳層係自基質鐵之最表面連續的領域，係指該領域中硬質組織之分率為母材鋼板之1/4厚度中硬質組織的分率之一半以下之領域者。
脫碳層之厚度係於將平行於軋延方向之板厚截面作成鏡面後，使用FE-SEM觀察，於1個鋼板中測定3處以上的脫碳層厚度，並以其平均值作為脫碳層厚度。
形成於母材鋼板之表層部的脫碳層係低強度，雖不易產生以脫碳層作為起點的破壞，但因鋼板內部與脫碳層具有大之強度差，故基質鐵與脫碳層之界面將作為新的破壞起點作用。為防止該情況，藉使氧化物分散於脫碳層中之結晶粒內及/或結晶粒界，提高脫碳層的強度，可有效地降低與鋼板內部之強度差。為得充分之強化，係將氧化物之密度設為1.0×1012個/m2以上。為更加提升低溫韌性，氧化物之密度以3.0×1012個/m2以上為佳，以5.0×1012個/m2以上更佳。另一方面，氧化物之密度大於1.0×1016個/m2時，氧化物間之距離變得過近，以輕度之加工即可破壞表層部，並損害其上之鍍敷層，故設為1.0×1016個/m2以下。為使鋼板表層具充分之成形性，氧化物之密度以5.0×1015個/m2以下為佳，以1.0×1015個/m2以下較佳。
另外，此處所指之氧化物主要係指包含Si及/或Mn的氧化物。
又，脫碳層中分散之氧化物的尺寸大時，因該氧化物本身將作為破壞之起點作用，故延性等耐破壞特性劣化。故將氧化物之平均粒子徑設為500nm以下。為更加提升延性等耐破壞特性，氧化物之平均粒子徑以300nm以下為佳，以100nm以下較佳。並未特別設置氧化物之平均粒子徑的下限，但小於30nm時，需嚴格地控制處理環境氣體及溫度，不易實際使用，故以30nm以上為佳。
脫碳層中之氧化物於將平行於軋延方向之板厚截面作為鏡面後，使用FE-SEM觀察。氧化物之密度係觀察脫碳層之7μm2部分後計算氧化物的個數、或使用計算至1000個氧化物所需之觀察面積求得。又，氧化物之平均粒子徑係將隨機選出的100~1000個圓等效之粒子徑平均後而成者。
<高強度合金化熔融鍍鋅鋼板>
另外，本實施形態之高強度熔融鍍鋅鋼板表面所形成的熔融鍍鋅層亦可合金化處理，作成高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。藉此所得之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板亦可發揮與前述之高強度熔融鍍鋅鋼板相同的效果。
又，本發明之高強度鋼板亦可於前述熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層之表面形成由磷氧化物及/或含磷之複合氧化物所構成的皮膜。藉此，於加工鋼板時可作為潤滑劑作用，可保護形成於鋼板表面的鍍鋅。
接著，說明本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板的化學成分(組成)。另，以下說明中的[%]係[質量%]。
「C：0.075~0.400%」
C係含有以提高高強度鋼板之強度及燒附硬化性。但，C之含量大於0.400%時，熔接性將變得不充分。又，由熔接性之觀點來看，C之含量以0.300%以下為佳，0.250%以下更佳。另一方面，C之含量小於0.075%時，強度下降，不易確保900MPa以上的抗拉最大強度。為更加提高強度及燒附硬化性，C之含量以0.085%以上較佳，以0.100%以上更佳。
「Si：0.01~2.00%」
Si係於退火步驟中抑制鐵系碳化物之生成，提高強度與成形性，並用以得到預定量之殘留沃斯田鐵所需的元素。但，Si之含量大於2.00%時，鋼板脆化，有冷軋變得困難的情形。因此，由冷軋之觀點來看，Si之含量以1.80%以下為佳，以1.50%以下更佳。另一方面，Si之含量小於0.01%時，鐵系碳化物將於退火步驟中大量地生成，未能得到充分量的殘留沃斯田鐵，更於鍍敷層之合金化處理中大量地生成粗大之鐵系碳化物，有強度及成形性劣化的疑慮。故Si之含量以0.20%以上為佳，以0.50%以上較佳。
「Mn：0.80~3.50%」
Mn係添加於本發明之鋼板以提高鋼板之強度。但，Mn之含量大於3.50%時，將於鋼板之板厚中央部產生粗大之Mn濃化部，容易引起脆化，容易產生鑄造後之扁鋼胚破裂 等問題。又，Mn之含量大於3.50%時，熔接性亦劣化。因此，Mn之含量需設為3.50%以下。又，由熔接性之觀點來看，Mn之含量以3.00%以下為佳，以2.70%以下較佳。另一方面，Mn之含量小於0.80%時，因退火後之冷卻中形成大量軟質之組織，故變得不易確保900MPa以上的抗拉最大強度，Mn之含量需為0.80%以上。為更加提高強度，Mn之含量以1.00%以上為佳，以1.30%以上較佳。
「P：0.0001~0.100%」
P有於鋼板之板厚中央部偏析的傾向，使熔接部脆化。P之含量大於0.100%時，因熔接部大幅地脆化，故將P之含量限定為0.100%。又，脆化之觀點來看，P之含量以0.030%以下為佳。另，不需特別限定P之含量的下限即可發揮本發明之效果，但P之含量小於0.0001%時，因將導致製造成本大幅增加，故以0.0001%作為下限值。又，以0.0010%以上為佳。
「S：0.0001~0.0100%」
S將對熔接性及鑄造時與熱軋時之製造性造成不良影響。因此，將S之含量的上限值設為0.0100%以下。又，S因與Mn結合而形成粗大之MnS，使延性或延伸凸緣性下降，故以設為0.0050%以下為佳，以設為0.0025%以下較佳。不需特別限定S之含量的下限即可發揮本發明之效果，但S之含量小於0.0001%時，將導致製造成本大幅增加，故以0.0001%作為下限值。另，以0.0005%以上為佳，以0.0010%以上較佳。
「Al：0.001%~2.00%」
Al係抑制鐵系碳化物之生成以容易地得到殘留沃斯田鐵，並提高強度及成形性的元素。但，Al之含量大於2.00%時，因熔接性惡化，故將Al之含量的上限設為2.00%。由該觀點來看，Al之含量以設為1.50%以下為佳，以設為1.20%以下較佳。另一方面，不需特別限定Al之含量的下限即可發揮本發明之效果，但Al係於原料中微量地存在之不可避免的不純物，其含量小於0.001%時，將導致製造成本大幅增加，故設為0.001%以上。又，Al係有效地作為脫氧材之元素，但為得較充分之脫氧效果，以Al量以0.010%以上為佳。
「N：0.0001~0.0100%」
N將形成粗大之氮化物，使延性及延伸凸緣性劣化，故需抑制其添加量。N之含量大於0.0100%時，該傾向將變得顯著，故將N含量的上限設為0.0100%。由延性及延伸凸緣性之觀點來看，N含量之上限以設為0.0070%為佳，以設為0.0050%較佳。又，N將成為熔接時產生氣孔之原因，故其含量以少為佳。不需特別限定N之含量的下限即可發揮本發明之效果，但N之含量小於0.0001%時，將導致製造成本大幅增加，故設為0.0001%以上。又，以0.0005%以上為佳，以0.0010%以上較佳。
「O：0.0001~0.0100%」
O將形成氧化物，使延性及延伸凸緣性劣化，故需抑制其添加量。O之含量大於0.0100%時，因延伸凸緣性的劣化 變得顯著，故將O含量的上限設為0.0100%。並且，O之含量以0.0070%以下為佳，以0.0050%以下較佳。又，不需特別限定O之含量的下限即可發揮本發明之效果，但O之含量小於0.0001%時，將導致製造成本大幅增加，故以0.0001%作為下限。又，O之含量的下限以0.0003%為佳，以0.0005%較佳。
又，本發明之母材鋼板中，除了前述元素，以添加Ti：0.001~0.150%、Nb：0.001~0.100%、V：0.001~0.300%、之1種或2種以上為佳。
「Ti：0.001~0.150%」
Ti係藉由強化析出物、利用抑制肥粒鐵結晶粒之成長的強化細粒及經由抑制再結晶之差排強化，幫助提升鋼板之強度的元素。但，Ti之含量大於0.150%時，碳氮化物之析出變多，成形性劣化，故Ti之含量以0.150%以下為佳。不需特別限定Ti之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由添加Ti所得的強度提升效果，Ti之含量以0.001%以上為佳。
「Nb：0.001~0.100%」
Nb係藉由強化析出物、利用抑制肥粒鐵結晶粒之成長的強化細粒及經由抑制再結晶之差排強化，幫助提升鋼板之強度的元素。但，Nb之含量大於0.150%時，碳氮化物之析出變多，成形性劣化，故Nb之含量以0.150%以下為佳。不需特別限定Nb之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由Nb所得的強度提升效果，Nb之含量以 0.001%以上為佳。
「V：0.001~0.300%」
V係藉由強化析出物、利用抑制肥粒鐵結晶粒之成長的強化細粒及經由抑制再結晶之差排強化，幫助提升鋼板之強度的元素。但，V之含量大於0.300%時，碳氮化物之析出變多，成形性劣化，故V之含量以0.300%以下為佳。不需特別限定V之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由添加V所得的強度提升效果，V之含量以0.001%以上為佳。
此外，本發明之母材鋼板中，除了前述元素，以添加Mo：0.01~2.00%、W：0.01~2.00%、Cr：0.01~2.00%、Ni：0.01~2.00%、Cu：0.01~2.00%、B：0.0001~0.0100%、之1種或2種以上為佳。
「Mo：0.01~2.00%」
Mo係抑制高溫下之相變態，有效地高強度化的元素，亦可添加以取代C及/或Mn之一部分。Mo之含量大於2.00%時，加熱下之加工性受損，生產性下降，故Mo之含量以2.00%以下為佳。不需特別限定Mo之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由添加Mo所得的高強度化，Mo之含量以0.01%以上為佳。
「W：0.01~2.00%」
W係抑制高溫下之相變態，有效地高強度化的元素。亦可添加以取代C及/或Mn之一部分。W之含量大於2.00%時，加熱下之加工性受損，生產性下降，故W之含量以2.00% 以下為佳。不需特別限定W之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由添加W所得的高強度化，W之含量以0.01%以上為佳。
「Cr：0.01~2.00%」
Cr係抑制高溫下之相變態，有效地高強度化的元素，亦可添加以取代C及/或Mn之一部分。Cr之含量大於2.00%時，加熱下之加工性受損，生產性下降，故Cr之含量以2.00%以下為佳。不需特別限定Cr之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由添加Cr所得的高強度化，Cr之含量以0.01%以上為佳。
「Ni：0.01~2.00%」
Ni係抑制高溫下之相變態，有效地高強度化的元素，亦可添加以取代C及/或Mn之一部分。Ni之含量大於2.00%時，因熔接性受損，故Ni之含量以2.00%以下為佳。不需特別限定Ni之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由添加Ni所得之高強度化，Ni之含量以0.01%以上為佳。
「Cu：0.01~2.00%」
Cu係作為微細之粒子存在於鋼中，以提高強度的元素，可添加以取代C及/或Mn之一部分。Cu之含量大於2.00%時，因熔接性受損，故Cu之含量以2.00%以下為佳。不需特別限定Cu之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由添加Cu所得的高強度化，Cu之含量以0.01%以上為佳。
「B：0.0001~0.0100%」
B係抑制高溫下之相變態，有效地高強度化的元素，亦可添加以取代C及/或Mn之一部分。B之含量大於0.0100%時，加熱下之加工性受損，生產性下降，故B之含量以0.0100%以下為佳。不需特別限定B之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由添加B所得的高強度化，B之含量以0.0001%以上為佳。
又，本發明之母材鋼板中除了前述元素以外，更以添加合計0.0001~0.0100%之Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM的1種或2種以上為佳。
「合計0.0001~0.0100%之Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之1種或2種以上」
Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM係有效改善成形性之元素，可添加1種或2種以上。但，Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之1種或2種以上之含量的合計大於0.0100%時，反倒有損及延性之疑慮，故各元素之含量的合計以0.0100%以下為佳。不需特別限定Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之1種或2種以上之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到改善鋼板之成形性的效果，各元素之含量的合計以0.0001%以上為佳。
另外，REM係Rare Earth Metal(稀土金屬)之簡稱，指屬於鑭系列的元素。於本發明中，REM或Ce大多以稀土金屬合金添加，亦有複合地含有La或Ce以外之鑭系列的元素之情形。不可避免的不純物方面，即使包含該等La或Ce以 外之鑭系列的元素，仍可發揮本發明之效果。
<高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法>
接著，說明本實施形態之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法。
本實施形態之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法具有：熱軋步驟，係將具有前述之化學成分的扁鋼胚加熱至1180℃以上後，開始於複數道次進行之熱軋，進行1050℃~至結束軋延溫度之範圍中熱軋鋼板的溫度T、板厚h、及各道次間之經過時間t的關係滿足下述式(1)之熱軋，並於880℃以上之溫度域結束軋延；第1冷卻步驟，係自結束熱軋後至開始冷卻之經過時間為1.0秒以上後開始冷卻，並於450℃以上停止冷卻；冷軋步驟，係自第1冷卻後至400℃之經過時間為1.0小時以上，之後，以30~75%作為合計軋縮率，進行冷軋；連續退火步驟，係以最高加熱溫度(Ac3-50)℃以上，進行退火；及鍍敷步驟，係於連續退火步驟後，將鋼板浸漬於鍍鋅浴，於鋼板表面形成熔融鍍鋅層。
另外，於下述式(1)中，N係表示自開始熱軋至結束之全道次數、i係表示道次之順序、Ti係表示第i次之道次中的軋延溫度(℃)、hi係表示第i次之道次中的加工後板厚(mm)、ti係表示自第i次之道次至下個道次的經過時間。又，i=1時h0=扁鋼胚厚度。又，自最終道次至下個道次之經過時間係自最終道次至結束熱軋後之開始冷卻時點的經過時間。
此處，式(1)係考量到熱軋步驟中之沃斯田鐵的 再結晶之進行及再結晶沃斯田鐵之成長的經驗公式，係顯示軋延後沃斯田鐵結晶粒之大小的指標。軋延溫度T之多項式與軋縮率的積係表示再結晶之驅動力。指數項係表示原子之擴散容易度，與再結晶粒沃斯田鐵之成長速度相關。 兩者之積再加上時間t，可評價每1道次之沃斯田鐵的成長程度，求得均方根，藉由該平方根可評價經多道次熱軋之沃斯田鐵粒系。
以下，說明前述製造條件的限定理由。
為製造本實施形態之高強度熔融鍍鋅鋼板，首先，係鑄造具有前述化學成分(組成)的扁鋼胚。
用以熱軋之扁鋼胚，可使用連續鑄造扁鋼胚、或以薄扁鋼胚鑄造機等製造者。本發明之高強度鋼板的製造方法可使用如鑄造後立刻進行熱軋之連續鑄造-直接軋延(CC-DR)製程。
(熱軋步驟)
於熱軋步驟中，係將扁鋼胚加熱溫度設為1180℃以上。扁鋼胚加熱溫度過低時，將有因鑄造使扁鋼胚組織之結晶方位產生異向性的疑慮。又，扁鋼胚加熱溫度若低，最後軋延溫度將低於Ar3變態點，成為肥粒鐵及沃斯田鐵之二相域軋延，熱軋板組織變成不均質的混粒組織，即使經過冷軋及退火步驟仍無法消除不均質之組織，延性或彎曲 性差。又，最後軋延溫度之下降將導致過度的軋延負載增加，有軋延變得困難、或導致軋延後之鋼板的形狀不良的疑慮，故扁鋼胚加熱溫度以1200℃以上為佳。另一方面，並未特別限定扁鋼胚加熱溫度之上限，但為加熱至大於1300℃，需投入大量之能量，故扁鋼胚加熱溫度以1300℃以下為佳。
另外，Ar3變態點溫度係藉由下述式計算。
Ar3=901-325×C+33×Si-92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)+52×Al
於前述式中，C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Mo、Al係各元素之含量[質量%]。
將扁鋼胚加熱至前述扁鋼胚加熱溫度後，進行熱軋作成熱軋鋼板。於加熱中軋延時，若於高溫下施加過度之軋縮量，沃斯田鐵之集合組織變強，其異向性亦變大。為避免此情況，自1100℃至結束熱軋之間，以滿足由熱軋鋼板之溫度、板厚、及各道次間之經過時間所構成的前述式(1)之條件進行熱軋。
前述式(1)係評價沃斯田鐵之集合組織的發達程度之式，前述式(1)之值低於0.10時，熱軋鋼板中沃斯田鐵之集合組織變強，故將前述式(1)之值設為0.10以上。為更加減弱集合組織，使沃斯田鐵的結晶方位隨機化，前述式(1)之值以設為0.20以上為佳，以設為0.30以上較佳。
另一方面，前述式(1)之值高於1.00時，沃斯田鐵之再結晶將過度地進行，組織變得粗大，故前述式(1)之值以設 為1.00以下為佳，以設為0.90以下較佳。
又，於熱軋步驟中，熱軋之最後軋延溫度，即熱軋之結束溫度係設為880℃以上。
熱軋之結束溫度小於880℃時，將促進沃斯田鐵之集合組織發達，結晶方位強力地偏向，亦有冷軋及退火後之殘留沃斯田鐵的結晶方位偏向的疑慮。因此，於熱軋中盡量以高溫軋延，不使殘留沃斯田鐵之集合組織發達係為重要。
另一方面，並未特別限定熱軋之結束溫度的上限，但結束溫度為大於1000℃之過度高溫域時，為確保該溫度需以非常高之溫度抽出扁鋼胚，於成本面上不佳，故結束溫度以1000℃以下為佳。
(第1冷卻步驟)
結束熱軋後將所得之熱軋鋼板急速冷卻作成線圈，以作成熱軋線圈，但至該急速開始冷卻的經過時間、及急速冷卻之條件將對熱軋鋼板的異向性造成影響，故需適當地控制該等。本實施形態中，將自結束熱軋後至急速開始冷卻之經過時間設為1.0秒以上，之後開始急速冷卻，並於450℃以上停止該冷卻。該等之限定理由係如下述。
於熱軋後，熱軋鋼板中之沃斯田鐵的集合組織藉由軋延之加工具有強之異向性。為降低該異向性，於結束熱軋後至開始之後的急速冷卻之間，需促進沃斯田鐵之再結晶。由該觀點來看，將自結束熱軋後至開始急速冷卻的經過時間設為1.0秒以上。為更加促進沃斯田鐵之再結晶，以設為1.5秒以上為佳，以設為2.0秒以上較佳。並未特別設 置該時間之上限，但於經過大於20秒之長時間後，開始急速冷卻時，需熱軋後使鋼板停留的充分空間，需大幅地使設備大型化，於成本上不佳，故該時間以20秒以下為佳。由成本之觀點來看，以15秒以下更佳。
又，熱軋後至捲取成線圈之急速冷卻的平均冷卻速度以10℃/秒以上60℃/秒以下為佳。平均冷卻速度為10℃/秒以下時，將形成肥粒鐵與波來鐵於軋延方向上帶狀地伸長的微觀組織，且波來鐵中Mn濃化，可形成帶狀之Mn濃化領域。退火步驟所得之殘留沃斯田鐵受到該Mn濃化領域的影響，容易留下於軋延方向上伸長的形狀，有產生燒附硬化性之異向性的情形，故不佳。另一方面，平均冷卻速度大於60℃/秒時，冷卻中未進行自沃斯田鐵之變態，冷卻後變成低溫變態組織。該低溫變態組織因強力地反映沃斯田鐵之集合組織，故不佳。
又，急速冷卻中之冷卻停止溫度將對將熱軋鋼板捲取成線圈之步驟中的組織變態造成影響。換言之，於將熱軋鋼板捲取成線圈之步驟中，藉於熱軋鋼板內生成波來鐵及/或長徑大於1μm的粗大之雪明碳鐵，隨冷軋導入的應變將不均一地分散，故於退火步驟中藉由逆變態將生成各種結晶方位的沃斯田鐵，殘留沃斯田鐵之集合組織將變得隨機。即，殘留沃斯田鐵之異向性變弱，可提升藉由該殘留沃斯田鐵變態所得的麻田散鐵之等向化。由該觀點來看，為生成波來鐵及/或粗大之雪明碳鐵，以得到殘留沃斯田鐵的等向性，熱軋後之急速冷卻的停止溫度係設為500℃ 以上。為降低異向性，冷卻停止溫度以530℃以上為佳，以550℃以上較佳。另一方面，冷卻停止溫度過高時，鋼板表層之鏽皮層變得過厚，表面品質受損，故需將冷卻停止溫度設為650℃以下。由該觀點來看，以將冷卻停止溫度設為630℃以下為佳。
(第2冷卻步驟)
接著，於將如前述地急速冷卻之鋼板緊接著捲取成線圈的步驟中，將自停止急速冷卻至400℃之經過時間設為1.0小時以上。換言之，於該經過時間之間，為充分地生成波來鐵及/或粗大之雪明碳鐵，以減少燒附硬化性的異向性，於停止前述急速冷卻後，需於生成雪明碳鐵之溫度域中停留充分之時間，故使自停止急速冷卻至400℃的經過時間為1小時以上地進行緩冷卻。
該經過時間以設為2.0小時以上為佳，以設為3.0小時以上較佳。並未特別設置經過時間之上限，但停留大於24.0小時時，需特殊之設備，於成本上不佳，故以24.0小時以下為佳。
又，此處，於如此之經過時間之間停留熱軋鋼板的步驟通常係與捲取步驟重複，但經過期間亦可包含至捲取後的線圈放置期間。並且，二次冷卻步驟之緩冷卻係包含於前述經過期間內之一部分的期間內滯留於一定溫度下的情形。
(冷軋步驟)
對如前述地捲取成熱軋線圈的鋼板施行冷軋。
以合計軋縮率為30%以上75%以下地進行冷軋。冷軋以於複數道次進行為佳，未限制軋延之道次數或各道次之軋縮率的分配。冷軋之合計軋縮率低於30%時，無法於鋼板累積充分之應變，於之後的退火步驟中，因逆變態產生之沃斯田鐵的結晶方位未能充分地隨機，而產生異向性，造成燒附硬化性之異向性。為充分地累積應變，冷軋之軋縮率的合計以33%以上為佳，以36%以上更佳。另一方面，軋縮率之合計大於75%時，因鋼板於冷軋中斷裂的危險性高，故將軋縮率之合計設為75%以下。由該觀點來看，軋縮率之合計以70%以下為佳，以65%以下更佳。
(連續退火步驟)
接著，對如前述所得之冷軋鋼板施行退火處理。該退火步驟中到達最高加熱溫度後的冷卻過程中，以加入對鋼板表面進行熔融鍍鋅處理(視情況，更可進行鍍敷層之合金化處理)為佳。換言之，用以實施退火步驟的設備，以使用具有預熱帶、還原帶、鍍敷帶之連續退火鍍敷生產線為佳。另，預熱帶之環境氣體可為氧化環境氣體、無氧化環境氣體、下方還原環境氣體之任一者。
因此，以下，使用如此之連續退火鍍敷生產線，作為於退火後之冷卻過程中加入有鍍敷相關步驟的連續處理，進行說明。
退火步驟以600~750℃之範圍內的平均加熱速度為20℃/sec以下地升溫為佳，加熱至最高加熱溫度為(Ac3-50)℃以上，並以740~500℃之範圍內的平均冷卻速度 為1.0℃/秒以上地冷卻。
此處，於連續退火鍍敷生產線中，於預熱帶進行包含前述600~750℃之範圍內的20℃/sec以下之升溫的加熱過程，緊接著於還原帶中，到達退火之最高加熱溫度至鍍敷帶之間的冷卻過程中，於前述740~500℃之範圍內以1.0℃/秒以上進行冷卻。
說明該等之退火條件。
退火步驟中之加熱速度將影響鋼板內的再結晶行為。特別是，600~750℃中之升溫速度將大幅地影響組織的等向化。因此，於該溫度範圍內，藉由充分地進行再結晶，使逆變態前的組織均一且等向，則由該處逆變態產生之沃斯田鐵亦係微細且等向之形態，故特別是600~750℃中之平均加熱速度以20℃/秒以下為佳。
又，此處，退火步驟之加熱過程係於連續退火鍍敷生產線中的預熱帶進行，但以於該預熱帶之至少一部分作為氧化性環境氣體的氧化處理區，並於該氧化處理區中，進行用以於鋼板表層形成適當厚度之Fe氧化被膜的氧化處理為佳。換言之，藉之後的還原帶中之加熱，於鋼板表層形成脫碳層的階段之前處理，以於預熱帶之至少一部分的氧化處理區中形成適當厚度之Fe氧化被膜為佳。此時，通過氧化處理區時的鋼板溫度係400~800℃，預熱帶內之氧化處理區中，藉使於加熱時預熱燃燒器中使用之空氣與燃料氣體的混合氣體中，「單位體積之混合氣體所含之空氣的體積」與「理論上使單位體積之混合氣體所含之燃料 氣體完全燃燒所需的空氣體積」之比，即空氣比為0.7~1.2，於鋼板表層形成0.01~20μm的Fe氧化被膜為佳。
若前述空氣比大於1.2，氧化被膜將過度地成長，於之後的還原帶有形成於鋼板表層部之脫碳層過度地成長的疑慮，又，還原帶中氧化被膜未完全還原，氧化被膜殘留於鋼板表層，有鍍敷性下降的疑慮。另一方面，前述體積比小於0.7時，未能充分地生成氧化被膜。又，此處，預熱帶之氧化處理區所生成的氧化被膜係作為之後於還原帶所形成之脫碳層中的包含Si及/或Mn之氧化物的供氧源產生作用，但若未充分地生成氧化被膜，有無法得到如前述的分散有高密度且微細之氧化物的脫碳層之疑慮。
又，此處，於通過預熱帶之氧化處理區時，鋼板溫度小於400℃時，將無法形成充分的氧化被膜，另一方面，大於800℃之高溫下，氧化皮膜將過度成長，故不易使脫碳層之厚度於預定之範圍內。
退火步驟中之最高加熱溫度低時，對沃斯田鐵之逆變態未能充分地進行，肥粒鐵之分率變得過大。又，為確保充分之硬質組織分率，最高加熱溫度係(Ac3-50)℃以上，以(Ac3-35)℃以上為佳。並未特別設置最高加熱溫度之上限，但加熱大於1000℃時，將顯著地損害鋼板表面之品質，使鍍敷之濕潤性劣化，故最高加熱溫度以1000℃以下為佳，以950℃以下較佳。
又，此處，以於連續退火鍍敷生產線內之還原帶到達退火步驟中之最高加熱溫度為佳。還原帶中，係還原 預熱帶之氧化處理區所生成的Fe氧化被膜，形成脫碳層，並可使包含Si及/或Mn之氧化物適當地分散於該脫碳層中。此處，還原帶之環境氣體以水蒸氣分壓P(H2O)與氫分壓P(H2)的比(P(H2O)/P(H2))為0.0001~2.00之範圍內的環境氣體為佳。(P(H2O)/P(H2))小於0.0001時，將僅於最表面層形成包含Si及/或Mn之氧化物，不易於脫碳層內部適度地分散包含Si及/或Mn之氧化物。另一方面，(P(H2O)/P(H2))大於2.00時，將過度地進行脫碳，有無法將脫碳層之厚度控制於預定之範圍的疑慮。另，(P(H2O)/P(H2))以0.001~1.50之範圍為佳，以0.002~1.20之範圍更佳。
退火步驟中之自最高加熱溫度的冷卻過程因可抑制肥粒鐵變態，且盡量使變態溫度為低溫使有效結晶粒徑為微細，故以該冷卻過程中自740℃~500℃之範圍內的平均冷卻速度為1.0℃/秒以上地冷卻。換言之，自740℃~500℃係肥粒鐵生成之溫度域，藉使該溫度域中的平均冷卻速度為1.0℃/秒以上，可抑制肥粒鐵變態。由如此之觀點來看，自最高加熱溫度之冷卻過程中的平均冷卻速度，以設為2.5℃/秒以上為佳，以設為4.0℃/秒以上較佳。並未特別設置冷卻速度之上限，但為得過大之平均冷卻速度需要特殊的冷卻設備或影響鍍敷步驟之冷媒，故不佳。由該觀點來看，平均冷卻速度以150℃/秒以下為佳，以100℃/秒以下較佳。
(鍍敷步驟)
接著，將鋼板浸漬於鍍敷帶之熔融鍍鋅浴中進行熔融鍍鋅。鍍敷浴之組成係以鋅作為主體，並以浴中之全Al量 扣除全Fe量的值，即有效Al量為0.01~0.18wt%之範圍內為佳。特別是，於鍍敷後施行合金化處理時，為控制鍍敷層之合金化的進行，浴中之有效Al量以0.07~0.12wt%之範圍內為佳。
另一方面，於未合金化鍍敷層時，浴中之有效Al量亦可為0.18~0.30wt%之範圍。Al多時，於合金化之前將先於基質鐵/鍍敷層間產生Al合金，因其作為障壁作用，故無法進行合金化。因此，於進行合金化時將抑制Al量。另一方面，於過度抑制Al量時，將過度地進行合金化，故由該觀點來看，需添加Al，並以兩者之均衡關係來決定Al量。相對於此，於未合金化時，即使形成障壁層仍不構成問題，故即使Al量變多實質上仍無問題。
又，即使於鍍鋅浴中混入Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、Sr、REM之1種或2種以上仍不損本發明之效果，亦有因該量而改善耐蝕性或加工性等較佳情形。
鍍敷浴之溫度以450℃~470℃為佳。鍍敷浴溫度小於450℃時鍍敷浴之黏度過高，將不易控制鍍敷層的厚度，損及鋼板之外觀。另一方面，鍍敷浴溫度大於470℃時將產生大量之煙霧，不易安全地製造，故鍍敷浴溫度以70℃以下為佳。
又，鋼板進入鍍敷浴時之鋼板溫度低於430℃時，為使鍍敷浴溫度穩定地為450℃以上，因需賦與鍍敷浴大量的熱量，故於實用上不適合。另一方面，鋼板進入鍍敷浴時之 鋼板溫度高於490℃時，為使鍍敷浴溫度穩定地為470℃以下，因需可自鍍敷浴熱傳遞出大量之熱量的設備，由製造成本來看係不適合。因此，為穩定鍍敷浴之浴溫，進入鍍敷浴之鋼板溫度以430℃~490℃為佳。
此外，於浸漬於鍍敷浴之前或浸漬後，以促進變韌鐵變態，充分地確保殘留沃斯田鐵為目的，於300~470℃之範圍內的溫度中配合浸漬於鍍敷浴之時間，滯留20~1000秒，藉此，可控制殘留沃斯田鐵之體積分率。此時，停留時間小於20秒時，變韌鐵變態將未充分地進行，對殘留沃斯田鐵之碳的濃化變得不充分。為更加地提高燒附硬化性，停留時間以35秒以上為佳，以50秒以上更佳。另一方面，停留時間大於1000秒時，對殘留沃斯田鐵將過度地碳濃化、或開始生成雪明碳鐵，無法得到預定之特性。為限制殘留沃斯田鐵中的碳濃化，得到高燒附硬化性，停留時間以600秒以下為佳，以450秒以下更佳。
又，於鍍敷後進行合金化處理時，可於合金化處理之前或後進行變韌鐵變態處理。
亦可於浸漬於鍍敷浴後進行鍍敷層之合金化處理。合金化處理溫度小於470℃時將未能充分地進行合金化，故以470℃以上為佳。又，合金化處理溫度大於620℃時，將生成粗大之雪明碳鐵，顯著地降低強度，故以620℃以下為佳。合金化處理溫度以480~600℃較佳，以490~580℃更佳。
為充分地促進合金化，合金化處理時間以2秒以上為 佳，以5秒以上較佳。另一方面，合金化處理時間大於200秒時，鍍敷層將過度地合金化，有特性劣化的疑慮，故以將合金化處理時間設為200秒以下為佳，以設為100秒以下較佳。
另外，以於浸漬於鍍敷浴後立刻進行合金化處理為佳，亦可於浸漬後暫時將鋼板溫度降低至150℃以下後再加熱至合金化處理溫度。
熔融鍍鋅後(於熔融鍍鋅後立刻施行合金化處理時係合金化處理後)之冷卻過程中，冷卻至150℃以下的溫度域時之平均冷卻速度低於0.5℃/秒時，將生成粗大之雪明碳鐵，有強度及/或延性劣化的疑慮，故以將該平均冷卻速度設為0.5℃/秒以上為佳，又，以設為1.0℃/秒以上較佳。
又，熔融鍍鋅後(於熔融鍍鋅後立刻施行合金化處理時係合金化處理後)之冷卻途中或冷卻後，亦可以回火麻田散鐵為目的，進行再加熱處理。再加熱時之加熱溫度小於200℃時將未能充分地進行回火，故以200℃以上為佳。又，加熱溫度大於620℃時，強度將顯著地劣化，故以620℃以下為佳，以550℃以下較佳。
並且，於鍍敷步驟後，為提高平均差排密度，以對冷卻至室溫之鋼板進行施行冷軋的調質軋延為佳。該調質軋延之軋縮率亦以5.00%以下為佳。另外，並未特別限定軋縮率之下限，但以0.05%以上為佳，以0.10%以上較佳。
此時，實際上未生成加工誘發麻田散鐵，且肥粒鐵中可生成差排之程度的調質軋延之軋縮率以1%以下為佳，以 0.50%較佳。藉由該調質軋延，可不使大部分之殘留沃斯田鐵加工誘發變態，而於鋼板全域中導入1.0×1013/m2程度的應變。
又，亦可對以前述方法所得之熔融鍍鋅鋼板施行磷酸系皮膜形成處理，形成由磷氧化物及/或含磷之複合氧化物所構成的皮膜。由磷氧化物及/或含磷之複合氧化物所構成的皮膜可作為加工鋼板時的潤滑劑產生作用，可保護形成於母材鋼板表面之鍍敷層。
以下，藉由實施例具體地說明本發明。另，以下之實施例係用以顯示利用本發明的具體效果，實施例所記載之條件並未能限定本發明之技術的範圍。
實施例
以下，藉由實施例說明本發明之效果，但本發明並未受以下實施例中使用之條件所限定。
鑄造具有表1~3所示之A~AG的化學成分(組成)之扁鋼胚，於鑄造後立刻以表4~7所示之熱軋步驟的條件(扁鋼胚加熱溫度、前述式(1)、結束熱軋溫度)熱軋，再以表4~7所示之條件作為自結束熱軋後至捲取成線圈的急速冷卻(第1冷卻步驟)之條件(至開始急速冷卻之經過時間、急速冷卻之平均冷卻速度、急速冷卻之停止溫度)冷卻，之後，於捲取成線圈之步驟中，以表4~7所示之條件作為自停止急速冷卻至400℃的冷卻(第2冷卻)所需之經過時間地進行。並且，於捲取鋼板作為線圈後，以表4~7所示之軋縮率進行冷軋步驟(冷軋步驟)。
接著，使用具有預熱帶、還原帶、鍍敷帶之連續退火鍍敷生產線，以表8~14所示之各條件進行退火步驟~鍍敷步驟。
另外，實驗例2、26、38、98及114中，於將鋼板浸漬於鍍敷浴後，至冷卻至室溫之間施行變韌鐵變態處理。另一方面，於實驗例10、22、42、102及107中，將鋼板浸漬於鍍敷浴，進行合金化處理後，至冷卻至室溫之間施行變韌鐵變態處理。該等以外之實驗例中，於第一冷卻步驟後將鋼板浸漬於鍍敷浴之前施行變韌鐵變態處理。
又，表中記載之第三冷卻步驟係740~500℃之範圍的冷卻步驟，變韌鐵變態處理係於浸漬於鍍敷浴後於300~470℃之範圍內的溫度中停留之處理，第四冷卻步驟係於停留後之冷卻過程中，冷卻至150℃以下之溫度域的步驟。
於鍍敷步驟後中，於一部分之鋼板進行再加熱處理(回火步驟)，以將麻田散鐵回火為目的，更於一部分之鋼板以表8~14所示的軋縮率進行調質軋延。
另外，表8~14中所示之鋼種GI係於鋼板表面施行有熔融鍍鋅的熔融鍍鋅鋼板，GA係顯示施行熔融鍍鋅後經合金化處理之合金化熔融鍍鋅鋼板。
另外，表8~14中之Ac3係依據以下實驗式計算。
Ac3[℃]=910-203√C+44.7Si-30Mn+200Al-20Ni-10Cr
於如以上所得之實驗例1~137之熔融鍍鋅鋼板(或合金化熔融鍍鋅鋼板)中，觀察以自表面起板厚1/4作為中心的1/8厚度~以自表面起板厚1/4作為中心的3/8厚度之範圍中的微觀組織，並測定體積分率。於表15~表18顯示其結果。
微觀組織分率中，殘留沃斯田鐵量係藉由X射線繞射測定，另，切出平行於鋼板之軋延方向的板厚截面，以硝太蝕劑蝕刻經研磨成鏡面之截面，並使用場致發射掃描電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察求出。
又，使用EDX，測定合金化鍍鋅層之1/2厚度中的鐵之含量。於表15~表18顯示其結果。
又，殘留沃斯田鐵中之固溶碳量係以與測定殘留沃斯田鐵之面積分率相同的條件進行X射線繞射試驗，求得殘留沃斯田鐵之格子狀數a，並使用前述式(2)求出。
又，藉由X射線繞射測定殘留沃斯田鐵之FCC鐵的X射線隨機強度比。
求出相對於殘留沃斯田鐵之結晶粒的軋延方向之平均粒徑d(RD)、及相對於板寬度方向之平均粒徑d(TD)，並算出由該兩者所構成的參數d(RD)/d(TD)。另，於將平行於1/4厚度之板面的面作成鏡面後，使用FE-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscopy)，並利用EBSD(Electron Bach-Scattering Diffraction)法進行高分解能結晶方位解析，以評價殘留沃斯田鐵之結晶粒。以0.1μm作為測定節 距，集合10點顯示FCC鐵之繞射圖樣的點，並將互相之結晶方位差小於10°的領域作為殘留沃斯田鐵之結晶粒。於隨機選出之30~300個殘留沃斯田鐵結晶粒中，分別測定軋延方向與板寬度方向的粒徑。
又，將平行於軋延方向之板厚截面作成鏡面後，藉使用FE-SEM觀察，測定脫碳層厚度。另，於1個鋼板測定3處以上之脫碳層厚度，並將其平均值作為脫碳層厚度。
並且，將平行於軋延方向之板厚截面作成鏡面後，使用FE-SEM觀察7μm2部分後計算氧化物的個數、或使用計算至1000個氧化物所需之觀察面積，算出氧化物的密度。又，藉由平均隨機選出的100~1000個氧化物之圓等效直徑，算出氧化物的平均粒子徑。
接著，藉由測定BH量，進行燒附硬化性之評價試驗。
首先，由以前述製法所得之各鋼板製作JIS5號試驗片，於附加2%之抗拉預應變後，以保持170℃×20min的條件施行相當於塗裝燒附之熱處理，測定燒附硬化量(BH)量。另，將相對於軋延方向之BH量作為△BH(RD)、將相對於板寬度方向之BH量作為△BH(TD)，本評價中，判斷分別之BH量未滿65MPa者係NG。並且，將△BH(RD)/△BH(TD)為0.8~1.2之範圍內作為合格。
然後，由實驗例1~109之熔融鍍鋅鋼板(或合金化熔融鍍鋅鋼板)擷取依據JIS Z 2201的抗拉試驗片，並依據JIS Z 2241進行抗拉試驗，測定降伏應力、抗拉強度、全伸長。
鋼板表面之外觀係藉由目視判斷未鍍敷之產生狀況地進行。「×」係觀察到直徑0.5mm以上之未鍍敷，脫離外觀上之容許範圍的鋼板，「○」係前述以外之具有實用上可容許之外觀的鋼板。
又，為評價施加軋縮應力加工時之鍍敷密著性，於60°V彎曲試驗後，於彎曲部內側貼上膠帶，並剝除膠帶。由與膠帶一同剝離之鍍敷層的剝離狀況評價鍍敷密著性。「×」係剝離寬度為7.0mm以上，係實用上不容許之鋼板，「○」係前述以外之具有實用上可容許的鍍敷密著性之鋼板。
於表15~表18顯示以上之試驗結果、評價結果。
另外，於表1~18中，標有底線之數值及記號係表示本發明範圍外。此時，實驗例124係與化學成分相關，Si之含量大，冷軋步驟中鋼板斷裂，中斷試驗的例。
實驗例125之合金化熔融鍍鋅鋼板係Si之含量小，未能得到充分量之殘留沃斯田鐵，鍍敷層的合金化處理中大量地生成鐵系碳化物，故強度及延性劣化之例。
實驗例126係與化學成分相關，Mn之含量大，自鑄造結束後至熱軋步驟之間扁鋼胚斷裂，中斷試驗的例。
實驗例127係與化學成分相關，Al之含量大，連續退火步驟中與前方鋼板之熔接部位斷裂，中斷試驗的例。
實驗例128係與平均冷卻速度10~60℃/秒(參照[0077])相關，合金化熔融鍍鋅鋼板之熱軋後的冷卻速度小，退火後之殘留沃斯田鐵伸長，燒附硬化性之異向性增大的例。
實驗例129係合金化熔融鍍鋅鋼板於熱軋後之冷卻速 度大，退火後之殘留沃斯田鐵的集合組織強，燒附硬化性之異向性增大的例。
實驗例130係與退火步驟中加熱步驟650~750℃下之加熱速度20℃/秒以下(參照[0082])相關，合金化熔融鍍鋅鋼板於退火步驟中加熱步驟650~750℃下之加熱速度大，退火後的殘留沃斯田鐵之異向性強，燒附硬化性之異向性增大的例。
實驗例131係與退火步驟中第1冷卻步驟740~500℃下之冷卻速度1.0℃/秒以上(參照[0087])相關，合金化熔融鍍鋅鋼板於退火步驟中第1冷卻步驟740~500℃下之冷卻速度小，肥粒鐵分率過高，燒附硬化性劣化的例。
實驗例132係與退火步驟中第2冷卻步驟下之冷卻速度0.5℃/秒以上(參照[0091])相關，合金化熔融鍍鋅鋼板於退火步驟中第2冷卻步驟中之冷卻速度小，產生大量粗大之碳化物，殘留沃斯田鐵分率下降，強度及燒附硬化性劣化的例。
實驗例133係與鍍敷步驟中之空氣比0.7~1.2(參照相關，合金化熔融鍍鋅鋼板於鍍敷步驟之預熱帶中的空氣比小，表層之脫碳層的厚度變得不充分，鍍敷密著性劣化之例。
實驗例134係合金化熔融鍍鋅鋼板於鍍敷步驟之預熱帶中的空氣比大，表層之脫碳層的厚度變得過大之例，疲勞強度顯著地差，係不實用者。
實驗例135係與鍍敷步驟中還原帶環境氣體之分壓比 0.0001~2.00(參照[0086])相關，合金化熔融鍍鋅鋼板於鍍敷步驟之還原帶的環境氣體係脫離本發明之範圍，表層之脫碳層中的氧化物少，於鍍敷剝離試驗中產生以脫碳層與母材之界面作為起點的破裂，因外觀惡化，故評價鍍敷密著性差之例。
實驗例136係合金化熔融鍍鋅鋼板的鍍敷步驟之還原帶的環境氣體脫離本發明之範圍，表層之脫碳層過剩地成長的例，疲勞強度顯著地差，係不實用者。
實驗例137係與鍍敷步驟中有效Al量0.01~0.18wt%(參照[0088])相關，合金化熔融鍍鋅鋼板之鍍敷浴的有效Al濃度高之例，退火步驟後的檢查中外觀品質顯著地差，故中止以後的微觀組織觀察及特性評價試驗。
如表1~18所示，於本實施例中，可得優異之燒附硬化性。相對於此，比較例中，未能得到充分之抗拉強度、燒附硬化性。
產業上之可利用性
利用本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板可充分地確保燒附硬化量，並可得等向之燒附硬化性，故可提升強度、延性，並大幅地提升燒附硬化性。

Claims (12)

  1. 一種具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於，母材鋼板以質量%計，分別含有：C：0.075~0.400%、Si：0.01~2.00%、Mn：0.80~3.50%、P：0.0001~0.100%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.001~2.00%、N：0.0001~0.0100、及O：0.0001~0.0100，且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成；前述母材鋼板之組織以體積分率計含有3%以上的殘留沃斯田鐵相、50%以下之肥粒鐵相、及40%以上之硬質相，且於以自前述母材鋼板之表面起板厚1/4作為中心的1/8厚度~以自表面起板厚1/4作為中心的3/8厚度之範圍中，平均差排密度係5×1013/m2以上，前述殘留沃斯田鐵相所含之固溶C量以質量%計係0.70~1.00%，前述殘留沃斯田鐵相之集合組織的FCC鐵之X射線隨機強度比係3.0以下，前述殘留沃斯田鐵相之相對於軋延方向的粒徑與 相對於板寬度方向的粒徑的比係0.75~1.33；並且，更於前述母材鋼板表面形成有熔融鍍鋅層，而使板厚為0.6~5.0mm。
  2. 如申請專利範圍第1項之具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述硬質相係由變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相、回火麻田散鐵相、及新生麻田散鐵相所構成。
  3. 如申請專利範圍第1項之具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其於前述母材鋼板之表層部形成有氧化物呈微細地分散且厚度為0.01~10.0μm的脫碳層；前述氧化物之平均粒子徑係500nm以下，且平均密度係1.0×1012個/m2以上。
  4. 如申請專利範圍第1項之具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其以質量%計，更含有：Ti：0.001~0.150%、Nb：0.001~0.100%、及V：0.001~0.300%之1種或2種以上元素。
  5. 如申請專利範圍第1項之具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其以質量%計，更含有：Mo：0.01~2.00%、W：0.01~2.00%、Cr：0.01~2.00%、Ni：0.01~2.00%、Cu：0.01~2.00%、及B：0.0001~0.0100%之1種或2種以上元素。
  6. 如申請專利範圍第1項之具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其以質量%計，更含有合計為0.0001~0.0100%的Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之1種或2種以上元素。
  7. 一種具優異燒附硬化性之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於，其形成於如申請專利範圍第1項之高強度鋼板表面的前述熔融鍍鋅層係經施行合金化處理者。
  8. 一種具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於具有下述步驟：熱軋步驟，係將下述扁鋼胚加熱至1180℃以上後，開始於複數道次下進行之熱軋，且進行於1050℃~至結束軋延溫度之範圍中熱軋鋼板的溫度T、板厚h、及各道次間之經過時間t的關係滿足下述式(1)之熱軋，並於880℃以上之溫度域使軋延結束；該扁鋼胚具有以質量%計，分別含有：C：0.075~0.400%、Si：0.01~2.00%、Mn：0.80~3.50%、P：0.0001~0.100%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.001~2.00%、N：0.0001~0.0100、及O：0.0001~0.0100，且剩餘部分係由Fe及不可避免 的不純物所構成之化學成分；第1冷卻步驟，係自結束熱軋後至開始冷卻之經過時間為1.0秒以上後開始冷卻，並於450℃以上停止該冷卻；冷軋步驟，係自第1冷卻後至400℃之經過時間為1.0小時以上，並於之後，以30~75%作為合計軋縮率進行冷軋；連續退火步驟，係以最高加熱溫度為(Ac3-50)℃以上進行退火；及鍍敷步驟，係於前述連續退火步驟後，將前述鋼板浸漬於鍍鋅浴而於前述鋼板表面形成熔融鍍鋅層；並且，於浸漬於前述鍍鋅浴之前、或經浸漬後，進行變韌鐵變態處理，該處理係於300~470℃之範圍內的溫度中使之滯留20~1000秒； 此處，於式(1)中，N係表示自開始熱軋至結束之總道次數，i係表示道次之順序，Ti係表示第i次之道次中的軋延溫度(℃)，hi係表示第i次之道次中的加工後板厚(mm)，ti係表示自第i次之道次至下個道次的經過時間；另，i=1時h0=扁鋼胚厚度；又，自最終道次至下個道次之經過時間係自最終道次至結束熱軋後之開始冷卻時 點的經過時間。
  9. 如申請專利範圍第8項之具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其中前述鍍敷步驟係於下述空氣比為0.7~1.2的預熱帶中，於前述鋼板表層部使氧化物生成，接著，於H2O與H2之分壓比(P(H2O)/P(H2))為0.0001~2.0的還原帶中還原前述氧化物後，藉以設鍍敷浴溫度為450~470℃、進入鍍敷浴時之鋼板溫度為430~490℃、且鍍敷浴中之有效Al量為0.01~0.18質量%的條件，將前述鋼板浸漬於鍍鋅浴，而於前述鋼板表面形成前述熔融鍍鋅層；該空氣比係加熱時使用之空氣與燃料氣體而成的混合氣體中單位體積之該混合氣體所含的空氣體積，與理論上使單位體積之該混合氣體所含的燃料氣體完全燃燒所需的空氣體積之比。
  10. 如申請專利範圍第8項之具優異燒附硬化性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其於前述鍍敷步驟後具有調質軋延步驟，該步驟係將前述鋼板以5.00%以下之軋縮率施行軋延。
  11. 一種具優異燒附硬化性之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於，其係於藉由如申請專利範圍第8項之製造方法作成高強度熔融鍍鋅鋼板後，使前述熔融鍍鋅層合金化者。
  12. 如申請專利範圍第10項之具優異燒附硬化性之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其於使前述熔融鍍鋅層合金化後具有調質軋延步驟，該步驟係將前述鋼板以 小於10%之軋縮率施行軋延。
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Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104419887A (zh) * 2013-09-05 2015-03-18 鞍钢股份有限公司 一种高镀层硬度的锌铝镁镀层钢板生产方法及其镀层钢板
TWI558820B (zh) * 2014-11-05 2016-11-21 新日鐵住金股份有限公司 熔融鍍鋅鋼板
TWI564404B (zh) * 2014-11-05 2017-01-01 新日鐵住金股份有限公司 熔融鍍鋅鋼板
TWI626318B (zh) * 2016-10-20 2018-06-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 鍍敷鋼板、熔融鍍鋅鋼板的製造方法及合金化熔融鍍鋅鋼板的製造方法
US10113223B2 (en) 2014-11-05 2018-10-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-dip galvanized steel sheet
US11732341B2 (en) 2016-10-19 2023-08-22 Nippon Steel Corporation Metal coated steel sheet, manufacturing method of hot-dip galvanized steel sheet, and manufacturing method of alloyed galvannealed steel sheet

Families Citing this family (68)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5327410B1 (ja) * 2011-09-30 2013-10-30 新日鐵住金株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2013256714A (ja) * 2012-05-14 2013-12-26 Jfe Steel Corp めっき後外観に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP6221424B2 (ja) * 2013-07-04 2017-11-01 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
KR101560900B1 (ko) 2013-12-06 2015-10-15 주식회사 포스코 소부경화성이 우수한 복합조직강판 및 이의 제조방법
WO2015088523A1 (en) 2013-12-11 2015-06-18 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Cold rolled and annealed steel sheet
WO2015102050A1 (ja) 2014-01-06 2015-07-09 新日鐵住金株式会社 鋼材およびその製造方法
JP6314520B2 (ja) * 2014-02-13 2018-04-25 新日鐵住金株式会社 引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、及び、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とそれらの製造方法
JP6237365B2 (ja) * 2014-03-17 2017-11-29 新日鐵住金株式会社 成形性と衝突特性に優れた高強度鋼板
JP2015200012A (ja) * 2014-03-31 2015-11-12 株式会社神戸製鋼所 延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
US10435762B2 (en) * 2014-03-31 2019-10-08 Jfe Steel Corporation High-yield-ratio high-strength cold-rolled steel sheet and method of producing the same
WO2015177582A1 (fr) 2014-05-20 2015-11-26 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier doublement recuite à hautes caractéristiques mécaniques de résistance et ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
EP3170912B1 (en) * 2014-07-18 2019-05-29 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel product and manufacturing method of the same
JP5943157B1 (ja) * 2014-08-07 2016-06-29 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
US10570475B2 (en) 2014-08-07 2020-02-25 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet
MX2017001529A (es) 2014-08-07 2017-05-11 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo de produccion para la misma, y metodo de produccion para lamina de acero galvanizada de alta resistencia.
WO2016092733A1 (ja) 2014-12-12 2016-06-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP6540162B2 (ja) * 2015-03-31 2019-07-10 日本製鉄株式会社 延性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
US20180119240A1 (en) * 2015-04-01 2018-05-03 Jfe Steel Corporation Hot rolled steel sheet and method of manufacturing same
TWI606125B (zh) 2015-04-22 2017-11-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Plated steel
JP6586776B2 (ja) * 2015-05-26 2019-10-09 日本製鉄株式会社 成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
EP3342891B1 (en) * 2015-08-21 2021-10-13 Nippon Steel Corporation Steel sheet
US20180195143A1 (en) * 2015-09-04 2018-07-12 Jfe Steel Corporation High-strength thin steel sheet and method of producing the same
JP6610113B2 (ja) * 2015-09-16 2019-11-27 日本製鉄株式会社 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板と該鋼板用熱延鋼板及びそれらの製造方法
JP6168118B2 (ja) * 2015-10-19 2017-07-26 Ｊｆｅスチール株式会社 ホットプレス部材およびその製造方法
JP6222198B2 (ja) * 2015-10-19 2017-11-01 Ｊｆｅスチール株式会社 ホットプレス部材およびその製造方法
WO2017109541A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved ductility and formability, and obtained coated steel sheet
TWI623622B (zh) * 2016-01-14 2018-05-11 Ａｋ鋼鐵資產公司 溫軋含介穩態奧氏體的鋼
WO2017126678A1 (ja) 2016-01-22 2017-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
MX2018007364A (es) 2016-03-25 2018-08-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero de alta resistencia y lamina de acero galvanizada de alta resistencia.
US11560606B2 (en) 2016-05-10 2023-01-24 United States Steel Corporation Methods of producing continuously cast hot rolled high strength steel sheet products
US10385419B2 (en) 2016-05-10 2019-08-20 United States Steel Corporation High strength steel products and annealing processes for making the same
JP6524977B2 (ja) * 2016-07-05 2019-06-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP6852736B2 (ja) 2016-07-15 2021-03-31 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき冷延鋼板
JP6315044B2 (ja) * 2016-08-31 2018-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
US11401595B2 (en) 2016-08-31 2022-08-02 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method therefor
US11021776B2 (en) * 2016-11-04 2021-06-01 Nucor Corporation Method of manufacture of multiphase, hot-rolled ultra-high strength steel
WO2018115935A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
WO2018115936A1 (en) 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
KR101899688B1 (ko) * 2016-12-23 2018-09-17 주식회사 포스코 연속 생산성이 우수한 고강도 열연강판, 표면 품질 및 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR102264783B1 (ko) 2017-03-31 2021-06-14 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 냉간 압연 강판 및 용융 아연 도금 냉간 압연 강판
CN107245664A (zh) * 2017-06-07 2017-10-13 武汉钢铁有限公司 一种抗拉强度≥590MPa的合金化热镀锌钢及生产方法
EP3663424B1 (en) * 2017-07-31 2024-02-28 Nippon Steel Corporation Hot-dip galvanized steel sheet
KR102331003B1 (ko) * 2017-07-31 2021-12-01 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 용융 아연 도금 강판
KR102345533B1 (ko) * 2017-07-31 2021-12-31 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 용융 아연 도금 강판
WO2019031583A1 (ja) 2017-08-09 2019-02-14 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
US11242583B2 (en) * 2017-11-08 2022-02-08 Nippon Steel Corporation Steel sheet
WO2019092482A1 (en) 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2019092481A1 (en) * 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
KR20200118445A (ko) * 2018-02-07 2020-10-15 타타 스틸 네덜란드 테크날러지 베.뷔. 고강도 열간 압연 또는 냉간 압연 및 어닐링된 강 및 그 제조 방법
JP6690793B1 (ja) * 2018-06-29 2020-04-28 日本製鉄株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR102098478B1 (ko) * 2018-07-12 2020-04-07 주식회사 포스코 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법
CN112703265A (zh) * 2018-10-04 2021-04-23 日本制铁株式会社 冷轧钢板
EP3896184B1 (en) * 2018-12-11 2023-10-18 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheet having excellent moldability and impact resistance, and method for manufacturing high-strength steel sheet having excellent moldability and impact resistance
JP6750771B1 (ja) * 2019-02-06 2020-09-02 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN113166839B (zh) * 2019-02-06 2023-02-10 日本制铁株式会社 热浸镀锌钢板及其制造方法
KR102196211B1 (ko) * 2019-02-20 2020-12-30 포스코강판 주식회사 내융착성이 우수한 도금강판 및 그 제조방법
JP7173303B2 (ja) * 2019-04-11 2022-12-08 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
JP6880245B1 (ja) * 2019-11-08 2021-06-02 株式会社特殊金属エクセル 高炭素冷延鋼板およびその製造方法並びに高炭素鋼製機械部品
CN111024738A (zh) * 2019-12-12 2020-04-17 首钢集团有限公司 一种测量trip钢表面脱碳层深度的方法
KR102322713B1 (ko) * 2019-12-19 2021-11-04 주식회사 포스코 내열성과 성형성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
JPWO2021167079A1 (zh) * 2020-02-20 2021-08-26
JP7436824B2 (ja) 2020-03-26 2024-02-22 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ部品用鋼板およびその製造方法
CN111850262B (zh) * 2020-06-22 2022-07-26 鞍钢蒂森克虏伯汽车钢有限公司 一种超低碳烘烤硬化连续热镀锌钢板的生产方法
CN111850263B (zh) * 2020-06-22 2022-07-26 鞍钢蒂森克虏伯汽车钢有限公司 一种连续热镀锌烘烤硬化钢板提升耐时效性能的生产方法
CN112159932A (zh) * 2020-09-29 2021-01-01 上海加宁新材料科技有限公司 超高强度稀土4340钢的制造方法
JP7464887B2 (ja) 2020-10-15 2024-04-10 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
CN112795837B (zh) * 2020-11-20 2022-07-12 唐山钢铁集团有限责任公司 一种1300Mpa级高韧性冷成形钢板及其生产方法
WO2023162573A1 (ja) * 2022-02-25 2023-08-31 日本製鉄株式会社 亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3318385B2 (ja) * 1993-03-04 2002-08-26 川崎製鉄株式会社 プレス加工性と耐めっき剥離性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP3477955B2 (ja) * 1995-11-17 2003-12-10 Ｊｆｅスチール株式会社 極微細組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法
DZ2531A1 (fr) * 1997-12-19 2003-02-08 Exxon Production Research Co Procédé de préparation d'une tôle d'acier double phase cette tôle et procédé pour renforcer la résistance à la propagation des fissures.
US6159312A (en) * 1997-12-19 2000-12-12 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness
US6189534B1 (en) * 1998-10-13 2001-02-20 Mallinckrodt Inc. Bi-functional in-line phonation valve
KR100572179B1 (ko) 1999-10-22 2006-04-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및그 제조방법
JP3714094B2 (ja) 2000-03-03 2005-11-09 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および歪時効硬化特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP3636112B2 (ja) 2001-08-07 2005-04-06 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付硬化性に優れた高張力熱延鋼板および高張力めっき鋼板
JP2003277884A (ja) 2002-01-21 2003-10-02 Kobe Steel Ltd 加工性及び焼付硬化性に優れた高強度鋼板
JP4325223B2 (ja) 2003-03-04 2009-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4415579B2 (ja) 2003-06-30 2010-02-17 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
EP2700730A3 (en) * 2004-07-27 2017-08-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet having high Young's modulus, hot-dip galvanized steel sheet using the same, alloyed hot-dip galvanized steel sheet, steel pipe having high Young's modulus, and methods for manufacturing these
JP4634915B2 (ja) * 2004-11-15 2011-02-16 新日本製鐵株式会社 高ヤング率鋼板、それを用いた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、高ヤング率鋼管、高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼管、及び高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼管、並びにそれらの製造方法
JP4555694B2 (ja) * 2005-01-18 2010-10-06 新日本製鐵株式会社 加工性に優れる焼付け硬化型熱延鋼板およびその製造方法
US20080175743A1 (en) * 2005-03-31 2008-07-24 Jfr Steel Corporation, A Corporation Of Japan Alloyed Hot-Dip Galvanized Steel Sheet and Method of Producing the Same
KR100685036B1 (ko) * 2005-09-23 2007-02-20 주식회사 포스코 내시효성이 우수한 고장력 소부경화성 냉간압연강판,용융도금강판 및 냉간압연강판의 제조방법
KR100685037B1 (ko) 2005-09-23 2007-02-20 주식회사 포스코 내시효성이 우수한 고장력 소부경화형 냉간압연강판,용융도금강판 및 냉연강판의 제조방법
JP4964488B2 (ja) * 2006-04-20 2012-06-27 新日本製鐵株式会社 プレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びにそれらの製造方法
JP5228447B2 (ja) * 2006-11-07 2013-07-03 新日鐵住金株式会社 高ヤング率鋼板及びその製造方法
JP4688782B2 (ja) 2006-12-11 2011-05-25 株式会社神戸製鋼所 焼付硬化用高強度鋼板およびその製造方法
JP5194878B2 (ja) * 2007-04-13 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5037415B2 (ja) * 2007-06-12 2012-09-26 新日本製鐵株式会社 穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板及びその製造方法
JP5053157B2 (ja) * 2007-07-04 2012-10-17 新日本製鐵株式会社 プレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びに、それらの製造方法
JP4712882B2 (ja) * 2008-07-11 2011-06-29 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板
JP5245921B2 (ja) 2009-03-05 2013-07-24 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用鋼材の製造方法
JP5342902B2 (ja) * 2009-03-11 2013-11-13 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性および母材疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法
JP2010229514A (ja) * 2009-03-27 2010-10-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板およびその製造方法
JP5740847B2 (ja) 2009-06-26 2015-07-01 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104419887A (zh) * 2013-09-05 2015-03-18 鞍钢股份有限公司 一种高镀层硬度的锌铝镁镀层钢板生产方法及其镀层钢板
TWI558820B (zh) * 2014-11-05 2016-11-21 新日鐵住金股份有限公司 熔融鍍鋅鋼板
TWI564404B (zh) * 2014-11-05 2017-01-01 新日鐵住金股份有限公司 熔融鍍鋅鋼板
US10113223B2 (en) 2014-11-05 2018-10-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-dip galvanized steel sheet
US10507629B2 (en) 2014-11-05 2019-12-17 Nippon Steel Corporation Hot-dip galvanized steel sheet
US10822684B2 (en) 2014-11-05 2020-11-03 Nippon Steel Corporation Hot-dip galvanized steel sheet
US10822683B2 (en) 2014-11-05 2020-11-03 Nippon Steel Corporation Hot-dip galvanized steel sheet
US11732341B2 (en) 2016-10-19 2023-08-22 Nippon Steel Corporation Metal coated steel sheet, manufacturing method of hot-dip galvanized steel sheet, and manufacturing method of alloyed galvannealed steel sheet
TWI626318B (zh) * 2016-10-20 2018-06-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 鍍敷鋼板、熔融鍍鋅鋼板的製造方法及合金化熔融鍍鋅鋼板的製造方法

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