TW201730353A - 具有優異耐衝擊剝離性及加工部耐蝕性的高強度熔融鍍鋅鋼板 - Google Patents

Abstract

本發明為一種高強度熔融鍍鋅鋼板，其係在拉伸強度為590MPa以上的鋼板母材上具有熔融鍍鋅層，其特徵為：前述鍍層具有接觸鋼板母材的凸狀合金層，凸狀合金層由剖面方向觀察到鋼板母材與鍍層的界面的每單位長度的個數密度為4個/mm以上，在該界面的凸狀合金層的最大粒徑為100μm以下，並且前述鋼板母材具有直接接觸鋼板母材與鍍層的界面的微細化層、接觸前述微細化層且存在於鋼板母材內側的脫碳層、以及前述微細化層及脫碳層以外的內部層，在前述微細化層、脫碳層、及凸狀合金層的層內含有Si及Mn的1種或2種以上的氧化物。

Description

具有優異耐衝擊剝離性及加工部耐蝕性的高強度熔融鍍鋅鋼板 發明領域

本發明關於一種高強度熔融鍍鋅鋼板，進一步詳細而言，關於一種鍍敷鋼板，其係可製成耐衝撃性及鍍敷密著性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，而適用於各種用途，例如汽車用強度構件。

發明背景

熔融鍍鋅鋼板被廣泛使用在以汽車為首的用途，以及家電、建材等。壓延成複雜形狀的汽車用鋼板需要具有非常高的成形性，而且近年來由於對汽車的防銹性能的需求提高，熔融鍍鋅鋼板適用於汽車用鋼板的情形也隨著增加。

另外，近年來，從車體輕量化的觀點看來，對於強度與延性優異的高強度鋼板的需求逐漸增加。例如專利文獻1揭示了一種鋼板，其中鋼板組織為肥粒鐵相、變韌鐵相、及沃斯田鐵相的三相混合而成的組織。另外還有文獻揭示一種鋼板，該鋼板在成形加工時，利用了殘留的沃斯田鐵相轉變為麻田散鐵而表現出高延性的相變誘發塑性。

這種鋼板含有例如0.05~0.4質量%的C、0.2~3.0質量%的Si、0.1~2.5質量%的Mn，在兩相區退火後，藉由控制冷卻過程的溫度變化模式，形成複合組織。因此，具備不需使用昂貴的合金元素即可確保所需要的特性的特徵。近年來為了確保防銹性，即使這種高強度鋼板也對鋼板母材表面實施熔融鍍鋅，高強度熔融鍍鋅鋼板的需求逐漸增加。

這種高強度鋼板，不僅用在內飾板用途的強度構件，由於車輛行駛時可能會受到飛來的石頭或障礙物所造成的衝撃，因此適用於外部構件的機會亦增加。此外，適用於形狀複雜的構件時，必須具有高加工性。在高強度熔融鍍鋅鋼板的情況，考慮在受到行駛中飛來的石頭或障礙物衝撃時，或者重加工(Heavy working)時等的鍍敷密著性，則不僅是通常的60°V彎曲測試，像是在進行落球沖撃測試(ball impact test)或拉延筋測試(drawbead test)這些嚴苛的評估法時，也必須能夠確保鍍敷密著性。

此外，在如180°彎曲加工頭的頂部般進行極嚴苛的加工的部位，鍍層及鐵基材會發生龜裂，因此即使實施化成處理或電鍍塗裝之後，也容易從該部位開始腐蝕。若該部位即使發生少許腐蝕，則氫也會由腐蝕部侵入，尤其在母材為高強度鋼板的情況，氫脆化破裂的可能性很高。

在以連續熔融鍍鋅設備對高強度鋼板實施鍍鋅的情況，若鋼板的Si量超過0.3質量%，則鍍敷潤濕性大幅降低。因此，使用通常的含鋁鍍浴的森吉米爾法，會有鍍 敷失敗，外觀品質惡化的問題。另外，鍍敷密著性同時也大幅降低，因此難以確保衝撃時或重加工時的鍍敷密著性。

這是被認為是因為在還原退火時，鋼板表面產生外部氧化被膜，該被膜含有對熔融Zn潤濕性差的Si或Mn的氧化物。

關於解決此問題的手段，專利文獻2提出了一種方法，預先在空氣比0.9~1.2的氣體環境中將鋼板加熱，產生Fe的氧化物，接下來，藉由含有H₂的還原帶，使氧化物的厚度在500Å以下，然後以添加Mn與Al的鍍浴進行鍍敷。然而，在實際的生產線是對含有各種添加元素的各種鋼板進行車牙，因此會有難以適當地控制氧化物的厚度，實機製造條件範圍狹窄這些課題。另外，雖然可期待改善潤濕性及通常加工時的鍍敷密著性的效果，然而改善衝撃時或重加工時的鍍敷密著性的效果小。

關於其他抑制鍍敷失敗的手段，專利文獻3揭示了對下層實施特定鍍敷，改善鍍敷性的方法。但是此方法中，在熔融鍍敷生產線的退火爐前段必須額外設置鍍敷設備，或在電鍍生產線中必須進行預鍍處理。在任一情況中，皆發現製造成本大幅增加。另外，衝撃時或重加工時的鍍敷密著性、或加工部耐蝕性的改善效果小。

另一方面，專利文獻4揭示了一種在退火時調整退火氣體環境的氧勢，使鋼板中的Fe不會氧化而製造出熔融鍍鋅鋼板的手段。在此手段中，藉由控制氣體環境的氧 勢，使鋼中的Si或Mn等的易氧化性元素內部氧化，抑制外部氧化被膜的形成，而達成鍍敷性的提升。藉由適用此手段，雖然在通常的加工時可確保充分的密著性，然而無法期待提升衝撃時或重加工時的鍍敷密著性以及加工部耐蝕性的效果。

[先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本特開平05-59429號公報

[專利文獻2]日本特開平04-276057號公報

[專利文獻3]日本特開2003-105514號公報

[專利文獻4]日本特許第4718782號公報

發明概要

本發明鑑於如上述般的現況而完成者，其目的在於提供一種具有優異耐衝撃剝離性及加工部耐蝕性的高強度熔融鍍鋅鋼板。

本發明人等為了解決上述課題而鑽研檢討。結果發現，即使在使用大量含有Si或Mn的鋼板作為鍍敷底板的情況，藉由在高強度熔融鍍鋅鋼板的鍍層內形成凸狀的合金層，也能夠進一步提升衝撃時或重加工時的鍍敷密著性。另外還發現，同時藉由將鋼板母材側的構造控制成微細化 層、脫碳層、內部層的3層構造，即使如180°彎曲加工頭的頂部般，在極嚴苛的形變狀態下進行加工，也能夠顯著抑制以母材為起點而貫通至鍍層表層的龜裂的發生與惡化。此外，藉由將鍍層與鋼板母材設計成上述構造，可保持590MPa這樣的高強度，同時表現出進一步提升加工部耐蝕性的效果，然而完成了本發明。

本發明基於上述見解而完成，其要旨如以下所述。

(1)一種耐衝撃性及加工部耐蝕性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，係在鋼板母材上具有熔融鍍鋅層者，其特徵在於：前述鋼板母材係含有：C：0.05~0.4質量%、Si：0.4~3.0質量%、Mn：1.0~4.0質量%、P：0.0001~0.1質量%、S：0.0001~0.01質量%、Al：0.005~0.1質量%、N：0.0005~0.01質量%、O：0.0001~0.01質量%，剩餘部分由Fe及無法避免的雜質所構成，且拉伸強度為590MPa以上；前述熔融鍍鋅層係由Fe：0.01~6.9質量%、Al：0.01~1.0質量%、剩餘部分的Zn、及無法避免的雜質所構成； 前述鍍層具有：接觸鋼板母材的凸狀合金層；凸狀合金層由剖面方向觀察到鋼板母材與鍍層的界面的每單位長度的個數密度為4個/mm以上，在該界面的凸狀合金層的最大粒徑為100μm以下；並且前述鋼板母材具有：微細化層，係直接接觸鋼板母材與鍍層的界面、脫碳層，係接觸前述微細化層且存在於鋼板母材內側、以及內部層，係前述微細化層及脫碳層以外；前述微細化層的平均厚度為0.1~5μm、微細化層內的肥粒鐵相的平均粒徑為0.1~3μm；前述脫碳層的平均厚度為10~200μm、脫碳層內的肥粒鐵相的平均粒徑為5~30μm，脫碳層中的肥粒鐵相的平均體積分率為70%以上，剩餘部分組織係由沃斯田鐵、變韌鐵、麻田散鐵、或波來鐵所構成；脫碳層的平均維氏硬度Hv(surf)與內部層的平均維氏硬度Hv(bulk)之比Hv(surf)/Hv(bulk)為0.3~0.8；在前述微細化層、脫碳層、及凸狀合金層的層內，含有Si及Mn的1種或2種以上的氧化物。

(2)如前述(1)所記載之耐衝撃性及加工部耐蝕性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述微細化層、脫碳層、及凸狀合金層的層內所含有的氧化物，係SiO₂、Mn₂SiO₄、MnSiO₃、Fe₂SiO₄、FeSiO₃、MnO的1種或2種以上。

(3)如前述(1)或(2)所記載之耐衝撃性及加工部耐 蝕性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述凸狀合金層中所含的氧化物的最大粒徑為0.05~0.4μm、個數密度為20~100個/μm²。

(4)如前述(1)~(3)任一者所記載之耐衝撃性及加工部耐蝕性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述微細化層中所含的氧化物的最大粒徑為0.01~0.2μm、個數密度為20~100個/mm²。

(5)如前述(1)~(4)之任一者所記載之耐衝撃性及加工部耐蝕性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述熔融鍍鋅層的最外表面不存在凸狀合金層。

(6)如前述(1)~(5)之任一者所記載之耐衝撃性及加工部耐蝕性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中鋼板母材進一步含有Ti：0.001~0.15質量%、Nb：0.001~0.10質量%的1種或2種。

(7)如前述(1)~(6)之任一者所記載之耐衝撃性及加工部耐蝕性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中鋼板母材進一步含有Mo：0.01~2.0質量%、Cr：0.01~2.0質量%、Ni：0.01~2.0質量%、Cu：0.01~2.0質量%、B：0.0001~0.01質量%的1種或2種以上。

本發明之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板是以大量含有Si或Mn的高強度鋼板作為底板，然而能夠確保衝撃時或重加工時的鍍敷密著性，另外即使是如180°彎曲加工頭的頂部般極嚴苛的加工部，也能夠表現出優異的加工部耐蝕性，可提供高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，作為汽車的內外板或高強度構件用途極為有效。

1‧‧‧鍍層

2‧‧‧凸狀合金層

3‧‧‧凸狀合金層的粒徑的測定方向

4‧‧‧鋼板母材

5‧‧‧微細化層

6‧‧‧脫碳層

7‧‧‧內部層

8‧‧‧肥粒鐵相

9‧‧‧剩餘部分組織(沃斯田鐵相、變韌鐵相、麻田散鐵相、波來鐵相之任一者)

圖1表示本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板之剖面構造的模式圖的一例之圖。

圖2為比較例的內部層之剖面照片與本發明例的內部層之剖面照片。

較佳實施例之詳細說明

以下針對本發明其中一個實施形態所關連的具有優異耐衝撃剝離性及加工部耐蝕性的高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法詳細說明。

本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板，係在鋼板母材上具有熔融鍍鋅層者，其特徵在於：前述鋼板母材係含有：C：0.05~0.4質量%、Si：0.4~3.0質量%、Mn：1.0~4.0質量%、P：0.0001~0.1質量%、 S：0.0001~0.01質量%、Al：0.005~0.1質量%、N：0.0005~0.01質量%、O：0.0001~0.01質量%，剩餘部分由Fe及無法避免的雜質所構成，且拉伸強度為590MPa以上；前述熔融鍍鋅層係由Fe：0.01~6.9質量%、Al：0.01~1.0質量%、剩餘部分的Zn、及無法避免的雜質所構成；前述鍍層具有：接觸鋼板母材的凸狀合金層；凸狀合金層由剖面方向觀察到鋼板母材與鍍層的界面的每單位長度的個數密度為4個/mm以上，在該界面的凸狀合金層的最大粒徑為100μm以下；並且前述鋼板母材具有：微細化層，係直接接觸鋼板母材與鍍層的界面、脫碳層，係接觸前述微細化層且存在於鋼板母材內側、以及內部層，係前述微細化層及脫碳層以外；前述微細化層的平均厚度為0.1~5μm、微細化層內的肥粒鐵相的平均粒徑為0.1~3μm；前述脫碳層的平均厚度為10~200μm、脫碳層內的肥粒鐵相的平均粒徑為5~30μm，脫碳層中的肥粒鐵相的平均體積分率為70%以上；剩餘部分組織係由沃斯田鐵、變韌鐵、麻田散鐵、或波來鐵所構成； 脫碳層的平均維氏硬度Hv(surf)與內部層的平均維氏硬度Hv(bulk)之比Hv(surf)/Hv(bulk)為0.3~0.8；在前述微細化層、脫碳層、及凸狀合金層的層內，含有Si及Mn的1種或2種以上的氧化物。

將本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板中的鍍層、微細化層、脫碳層、及內部層的剖面模式圖表示於圖1。

「鍍層中的凸狀合金層」

在本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板之中，藉由使鍍層中含有凸狀合金層，可確保衝撃時或重加工時的鍍敷密著性。藉由使鍍層內含有如圖1所示的凸狀合金層2，可在鋼板母材與鍍層的界面形成大的凹凸形狀，即使在受到衝撃或重加工，在鋼板母材與鍍層的界面方向產生高剪應力時，藉由定錨效果，也能夠期待顯著的鍍敷密著性提升效果。就凸狀合金層2的形態而言，相較於形成疏鬆粗大的凸狀合金層，小的凸狀合金層分散的形態較能夠期待較高的定錨效果。因此，在圖1的3所表示的母材4與鍍層1的界面的凸狀合金層2的最大粒徑超過100μm的情況，會因為過大而無法期待有效的定錨效果。因此將凸狀合金層的最大長度(最大粒徑3)的上限設定在100μm。宜將上限定為40μm。另外，凸狀合金層2的最大長度的下限並未受到特別限定，宜設定在3μm以上。另外，關於凸狀合金層的個數密度，由剖面方向觀察鋼板母材與鍍層的界面時，藉由設定在鋼板母材與鍍層的界面每1mm長度為4個以上，會表現出提升密著性的效果。另一方面，在凸狀合金層的個數密度超過100個 /mm的情況，不僅其效果達飽和，還有可能使抗碎落性惡化。因此，希望將凸狀合金層的個數密度的上限設定在100個/mm。宜設定在10~60個/mm的範圍。如圖1所示般，凸狀合金層2會接觸母材4與鍍層1的界面，具有呈凸狀的方式由界面進入鍍層1內的構造。凸狀合金層2只要接觸界面3而進入鍍層1內，則可為任意形狀。凸狀合金層2與母材3的界面並不會透過Fe-Al相來接觸，而突出至鍍層1中，因此被認為是利用定錨效果來改善鍍敷密著性。

本發明中的凸狀合金層如後述般，可藉由在浸漬於鍍浴之後實施輕度的合金化熱處理而形成。在鍍浴中，直接析出形成於鋼板母材與熔融鋅的界面，微細而且為柱狀ζ相(FeZn₁₃)或δ 1相(FeZn₇)的微細柱狀結晶(以下稱為浴中析出相)，即使與凸狀合金層共存，也不會對本發明的效果造成任何不良影響，然而無法期待提高衝撃時或重加工時的密著性的效果。因此，為了區別凸狀合金層與浴中析出相，凸狀合金層定義為厚度2μm以上，而且在凸狀合金層與鋼板母材的界面並未形成Fe-Al相的層。凸狀合金層的厚度的上限並未受到特別限定，宜設定在鍍層總厚度的90%以下。在凸狀合金層會在與鋼板母材的界面直接析出形成，與界面之間不存在Fe-Al相。凸狀合金層與母材不會隔著Fe-Al相而會直接接觸，因此被認為能夠有效改善密著性。

構成凸狀合金層的相的種類並未受到特別限定，以選自Fe-Zn系金屬間化合物相的ζ相(FeZn₁₃)、δ 1相 (FeZn₇)、Γ 1相(Fe₅Zn₂₁)、Γ相(Fe₃Zn₁₀)的單相構造或多相構造為較佳。

「凸狀合金層的測定方法」

凸狀合金層的最大長度及個數密度的測定方法，是在將剖面灌封並且研磨後，以0.5%硝太蝕劑進行蝕刻，並以光學顯微鏡拍攝200倍的照片，求得每單位長度的個數密度。另外還測定相同照片之中，凸狀合金層的最大長度。對於一個樣品以200倍拍攝5張照片，分別對其測定凸狀合金層的長度，將其中的最大值定為該樣品中的凸狀合金層的最大長度。

另外，凸狀合金層是藉由鍍層與鋼板母材的界面發生合金化反應而產生，若凸狀合金層到達鍍層的最外表面，則會降低表面光澤，而使外觀均勻性降低。因此，在本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板之中，熔融鍍鋅層的最外表面不存在凸狀合金層為較佳。

「鍍層的Fe濃度」

如前述般，對於本發明之高強度熔融鍍鋅層而言，控制凸狀合金層的形態很重要。藉由將Fe濃度定在0.01質量%以上，可使鍍層中含有凸狀合金層。另外，若將Fe濃度設定在超過6.9質量%，則一部分合金化反應進展至鍍層表面，鍍敷密著性的改善效果變小。因此，將鍍層中的Fe濃度限定在0.01~6.9質量%的範圍。宜設定在2.0~6.9質量%。

「鍍層的Al濃度」

在鍍層中的Al濃度未滿0.01質量%的情況，無法控制鍍 浴中過度的Fe-Zn反應，而難以控制鍍層的構造。另外，在Al濃度為1.0質量%的情況，在鍍層表面形成緻密的Al2O3被膜，因此會有進行點熔接時阻礙熔接性的顧慮。從控制鍍層構造的觀點看來，以將鍍層中的Al濃度設定在0.03質量%~0.8質量%為較佳。更佳為設定在0.1質量%~0.5質量%的範圍。

「其他無法避免的雜質」

在本發明之實施形態之中，熔融鍍鋅層可含有或混入Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、In、Cs、REM的1種或2種以上。即使熔融鍍鋅層含有或混入上述元素的1種或2種以上，也不會損害本發明之效果，依照其含量不同，也會有改善耐蝕性或加工性等合適的情形。

「鍍層組成測定法」

為了測定鍍層中的Fe濃度、及Al濃度，只要藉由使鍍層溶解於添加抑制劑的5%HCl水溶液中，並且對溶解液進行ICP分析來定量即可。

「鋼板母材側的構造」

以下針對本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板中，鋼板母材側的構造詳細說明。

「微細化層」

如圖1所示般，在本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板之中，鋼板母材側具有直接接觸鋼板母材與鍍層的界面的微細化層5。在微細化層5中，形成了主要由肥粒鐵相的極微細粒 所構成的層，即使是如180°彎曲加工頭的頂部般極嚴苛的形變狀態的部位，也能夠抑制從鋼板母材內部開始發生的龜裂、或後續的龜裂惡化。

藉由將微細化層的平均厚度定在0.1μm以上，可表現出抑制加工時的龜裂發生或惡化的效果。另外，將微細化層的平均厚度定在超過5μm的情況，在鍍浴中會發生過度合金化，而無法得到本發明之鍍層構造。因此，將微細化層的平均厚度限定在0.1~5μm的範圍。宜將微細化層的平均厚度定在0.1~3μm的範圍。另外，藉由將微細化層內的肥粒鐵相的平均粒徑定在0.1μm以上，可表現出抑制加工時的龜裂發生或惡化的效果，若定在超過3μm，則其效果有限。因此將微細化層內的肥粒鐵相的平均粒徑限定在0.1~3μm的範圍。宜設定在0.1~2μm的範圍。

在本發明中，如後述般，產生了微細化層及脫碳層，因此在退火步驟之中，以控制在特定溫度區域以及特定氣體環境的條件來進行退火。其結果，在特定溫度區域，鋼板母材表層之中會發生脫碳反應。在微細化層，鋼板母材發生脫碳，因此微細化層內的構成相，是除了氧化物或夾雜物粒子之外實質上以肥粒鐵相為主體的組織。

在本發明中，鋼板母材側存在微細化層的效果如前述般，能夠抑制重加工時龜裂的發生或惡化。同時，使鋼板母材表層的肥粒鐵粒徑微細化，在用以形成凸狀合金層的熔融鍍鋅後的加熱合金化處理過程之中，具有促進鋼板母材與熔融鍍鋅層的Fe-Zn合金化反應的效果。因此，在 具有微細化層的狀態下，能夠降低形成凸狀合金層所須的入熱量，可降低合金化處理過程的加熱溫度。若合金化處理過程的加熱溫度降低，則Fe-Zn反應速率降低，因此在凸狀合金化層覆蓋整個鍍層之前，容易使反應減慢，而能夠放大可進行製造的條件範圍。

「微細化層的測定方法」

為了對微細化層進行測定，只要藉由CP(Cross section polisher)裝置將剖面加工，以5000倍觀察FE-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscopy)的反射電子影像，測定微細化層的平均厚度及微細化層內的肥粒鐵相的平均結晶粒徑即可。微細化層的定義，是指將在鋼板母材最外表層中的肥粒鐵相的平均粒徑為脫碳層中的肥粒鐵相的平均粒徑的1/2以下的情況定義為存在微細化層。另外，將微細化層中的肥粒鐵相的平均粒徑超過脫碳層中的肥粒鐵相的平均粒徑的1/2的交界定義為微細化層與脫碳層的層交界。

「脫碳層」

在本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板之中，存在如圖1所示般的脫碳層6。脫碳層6與內部層7相比，硬質相(剩餘部分組織9)的體積分率較低，強度也較低，因此180°彎曲加工頭的頂部即使在嚴苛的形變狀態，也不易成為龜裂的起點，可抑制180°彎曲加工頭的頂部龜裂發生。藉由將脫碳層的平均厚度設定在10μm以上，180°彎曲加工頭的頂部也能夠表現出抑制龜裂發生的效果，若定在超過200μm，則脫碳 層的特性會降低鋼板母材整體的拉伸強度。因此限定在10~200μm的範圍。宜設定在30~150μm的範圍。

「脫碳層中的鋼板組織」

脫碳層6如圖1所示般，是以肥粒鐵相8為主體，剩餘部分組織9為沃斯田鐵相、變韌鐵相、麻田散鐵相、波來鐵相的中的1種或2種以上的混合組織。藉由將脫碳層6之中肥粒鐵相的體積分率設定在70%以上，脫碳層6的平均硬度相對於內部層7而言充分降低，而表現出抑制180°彎曲加工頭的頂部發生龜裂的效果。在脫碳層中肥粒鐵相的平均粒徑未滿5μm的情況，缺乏使脫碳層軟質化的效果。另外，若將脫碳層中的肥粒鐵相的平均粒徑設定在超過30μm，則會有低溫韌性不佳的可能性。因此，脫碳層中的肥粒鐵相的平均粒徑是限定在5~30μm的範圍。另外，藉由將脫碳層設定為如本發明所述的構造，可將脫碳層的平均維氏硬度Hv(surf)與內部層的平均維氏硬度Hv(bulk)之比Hv(surf)/Hv(bulk)設定在0.3~0.8的範圍。在180°彎曲加工頭的頂部之中，為了抑制在鋼板母材與鍍層表層的界面附近發生龜裂，相對於總體硬度而言必須降低脫碳層的硬度。在Hv(surf)/Hv(bulk)未滿0.3的情況，脫碳層的硬度過低，因此可能會有對鋼板母材整體的強度造成不良影響。另外，在Hv(surf)/Hv(bulk)超過0.8的情況，對於內部層而言，脫碳層不夠軟，因此180°彎曲加工頭的頂部會發生龜裂。因此，在本發明中，將Hv(surf)/Hv(bulk)限定在0.3~0.8的範圍。宜將Hv(surf)/Hv(bulk)定在0.3~0.6的範圍。

「脫碳層的測定法」

為了測定脫碳層的厚度，首先將鋼板的將剖面灌封並且研磨，由鋼板母材與鍍層的界面往鋼板母材側以顯微維氏硬度計測定硬度曲線，求得相對於內部層的硬度而言硬度降低的層的厚度。所求得的層厚度包括脫碳層厚度與微細化層厚度兩者，以顯微維氏硬度計求得的層厚度減掉由前述方法所求得的微細化層厚度的值即為脫碳層厚度。另外，將脫碳層中的測定硬度的平均值定為Hv(surf)，內部層中的測定硬度的平均值定為Hv(bulk)即可。

另外，為了求得脫碳層中的肥粒鐵相的體積分率，以與鋼板母材的壓延方向平行的板厚剖面作為觀察面來採取試樣，並將觀察面加以研磨，使用硝太蝕劑進行蝕刻，以FE-SEM觀察脫碳層，測定肥粒鐵相的面積分率，可將其視為體積分率。另外，同時還可測得肥粒鐵相的粒徑。

「內部層的組織」

本發明中的內部層的組織，只要能夠確保鋼板的拉伸強度在590MPa以上，Hv(surf)/Hv(bulk)在0.3~0.8的範圍，則組織形態並未受到特別限定，從確保強度與延性的平衡的觀點看來，宜為肥粒鐵相50%以上，剩餘部分組織9由麻田散鐵、沃斯田鐵、變韌鐵、波來鐵所構成的組織。

「加工部耐蝕性的提升效果」

在本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板之中，鍍層內具有凸狀合金層，鋼板母材側具有微細化層及脫碳層。各層單獨的效果如前述，而藉由如本發明所述般使這些層全部存在， 在如180°彎曲加工頭的頂部般極嚴苛的形變狀態的加工部，可得到以往無法期待的耐蝕性顯著提升效果。如果只存在凸狀合金層，鋼板母材表層不存在微細化層及脫碳層，則在180°彎曲加工頭的頂部的鋼板母材表層形變嚴重，因此會發生龜裂，結果龜裂會貫通至鍍層表面，而降低加工部的耐蝕性。另外，如果鋼板母材側具有微細化層及脫碳層，不存在凸狀合金層，則在180°彎曲加工頭的頂部，雖然可抑制鋼板母材表層中的龜裂，然而母材形變嚴重，因此鍍層隨之發生變形，在鋼板母材與鍍層的界面附近，密著性顯著降低、鍍層剝落、加工部耐蝕性降低。

在本發明中，只有在凸狀合金層、微細化層、脫碳層全部皆存在的狀態下，在180°彎曲加工頭的頂部不會由鋼板母材表層部發生龜裂，另外，藉由凸狀合金層的存在產生的定錨效果，即使是鋼板母材變形而使鍍層隨之發生變形的區域，鋼板母材與鍍層界面附近密著度也不會降低，鍍層不會剝落。因此可顯著提升加工部耐蝕性。

「氧化物」

在本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板之中的微細化層、脫碳層中，及凸狀合金層的層內含有氧化物，該氧化物含有Si及Mn的1種或2種以上。另外，微細化層、脫碳層、凸狀合金層所含有的氧化物的種類係以選自SiO₂、Mn₂SiO₄、MnSiO₃、Fe₂SiO₄、FeSiO₃、MnO之中的1種或2種以上為較佳。

「凸狀合金層中的氧化物」

在鍍層1中形成凸狀合金層2的效果，如前述般，是提升衝撃時及重加工時的鍍敷密著性。如後述般，在鋼板母材退火時，在特定溫度區域使鋼板母材表面形成內部氧化物，並在熔融鍍鋅後實施輕度的合金化熱處理，可形成凸狀合金層。藉由上述反應，可形成如圖1所示般的凸狀合金層2，因此凸狀合金層會無法避免地含有氧化物。凸狀合金層中所含的氧化物係以最大粒徑為0.05~0.4μm、個數密度為20~100個/μm²為較佳。

「微細化層中的氧化物」

在本發明中，如後述般，退火時在特定溫度區域，鋼板母材內部會形成內部氧化物，藉由內部氧化物粒子來抑制鋼板母材表層的肥粒鐵相結晶的成長，可形成如圖1所示般的構造的微細化層5。因此微細化層中無法避免地含有氧化物。微細化層的含有的氧化物，係以最大粒徑為0.01μm~0.2μm，個數密度為20~100個/μm²為較佳。

「氧化物的測定」

為了進行氧化物層是否存在、種類的鑑定、最大粒徑、個數密度的測定，是藉由以FIB(Focused Ion Beam)將鍍敷鋼板的剖面加工，製作出薄膜試樣，然後在FE-TEM(Field Emission Transmission Electron Microscopy)之中，以30000倍進行觀察來進行。對於一個樣品取5個視野進行攝影，由全部的視野取氧化物個數密度的平均值，定為該樣品的個數密度。另外，將在全部的視野所測量到的氧化物粒徑的最大值定為該樣品的氧化物最大粒徑。

「鋼板母材的化學成分組成」

針對構成本發明之實施形態所關連的高強度熔融鍍鋅鋼板的母材鋼板的化學成分組成作說明。

C：C是提高鋼的強度的元素，且含有0.05質量%以上是有效的，然而若過度含有，則強度過度上昇，加工性降低，因此上限定在0.4質量%。從加工性與熔接性的觀點看來，宜設定在0.07~0.3質量%的範圍。

Si：Si是不降低延性而提升強度的有效元素，添加0.4質量%以上是有效的。另一方面，若添加超過3.0質量%，則強度增加效果飽和，而且延性會降低。另外，鍍敷潤濕性的劣化顯著，並且外觀大幅惡化。因此將上限定在3.0質量%。宜設定在0.5~2.5質量%的範圍。

Mn：Mn是高強度化所需的重要元素，並且添加1.0質量%以上。但是，若超過4.0質量%，則鋼胚容易破裂，進行點熔接時的熔接性也會劣化，因此將4.0質量%定為上限。從強度與加工性的觀點看來，宜設定在1.5~3.5質量%的範圍。

P：P也是提高鋼的強度，另一方面卻會降低加工性的元素，因此上限定在0.1質量%。使P降低至未滿0.0001質量%所需要的精煉成本昂貴，因此下限定為0.0001質量%。從強度、加工性與成本的平衡看來，宜設定在0.005~0.02質量%。

S：S是會降低鋼的熱加工性、耐蝕性的元素。若超過0.01質量%，則會使熱加工性、耐蝕性惡化，因此將上 限定在0.01質量%。另外，設定在未滿0.0001質量%在成本方面是不利的，因此將下限定在0.0001質量%。但是，若過度減少S，則容易產生表面缺陷，因此宜設定在0.001質量%以上。

Al：Al是鋼的脫氧元素，另外還可抑制AlN造成的熱壓延材料的細粒化以及在一連串的熱處理步驟中結晶粒的粗大化，為了改善材質而必須添加0.005質量%以上。但是，若超過0.1質量%，則會有使熔接性惡化的顧慮，因此設定在0.1質量%以下。此外，從利用氧化鋁團簇來減少表面缺陷的觀點看來，係設定在0.08質量%以下為佳。

N：N可使鋼的強度上昇，另一方面會降低加工性，因此上限是定在0.01質量%。尤其在必須具有高加工性的情況，以定在0.005質量%以下為較佳。N愈少愈好，然而減少至未滿0.0005質量%需要過高的成本，因此下限是定在0.0005質量%。

O：O會使氧化物形成，而使延性及伸緣成形性劣化，因此必須抑制含量。若O含量超過0.010%，則伸緣成形性顯著劣化，因此將O含量的上限設定在0.010%。此外，O含量宜為0.007%以下，0.005%以下為較佳。即使O含量的下限沒有特別設定，也能夠發揮出本發明之效果，然而將O含量設定在未滿0.0001%，會導致製造成本大幅增加，因此將0.0001%定為下限。O含量宜為0.0003%以上，0.0005%以上為較佳。

此外，在本發明之實施形態所關連的熔融鍍鋅鋼 板的鋼板母材中，亦可因應必要添加以下的元素。

Ti：Ti是藉由析出物強化、抑制肥粒鐵結晶粒成長所得到的細粒強化以及透過再結晶的抑制所得到的位錯強化而有助於提升鋼板強度的元素。但是，若Ti含量超過0.150%，則碳氮化物的析出變多，成形性劣化，因此Ti含量係以0.150%以下為較佳。從成形性的觀點看來，Ti含量以0.080%以下為較佳。即使Ti含量的下限沒有特別設定，也能夠發揮出本發明之效果，然而為了充分得到添加Ti所產生的強度上昇效果，Ti含量宜為0.001%以上。為了使鋼板更進一步高強度化，Ti含量係以0.010%以上為較佳。

Nb：Nb是藉由析出物強化、抑制肥粒鐵結晶粒成長所得到的細粒強化以及透過再結晶的抑制所得到的位錯強化而有助於提升鋼板強度的元素。但是，若Nb含量超過0.100%，則碳氮化物的析出變多，成形性劣化，因此Nb含量係以0.100%以下為較佳。從成形性的觀點看來，Nb含量係以0.050%以下為較佳。即使Nb含量的下限沒有特別設定，也能夠發揮出本發明之效果，然而為了充分得到添加Nb所產生的強度上昇效果，Nb含量宜為0.001%以上。為了使鋼板更進一步高強度化，Nb含量係以0.010%以上為較佳。

Mo：Mo可抑制高溫下的相變化，是有助於高強度化的元素，可添加來取代一部分的C及/或Mn。如果Mo含量超過2.00%，則損及熱加工性，生產性降低，因此Mo含量宜設定在2.00%以下，1.40%以下為更佳。即使Mo含量 的下限沒有特別設定，也能夠發揮出本發明之效果，然而為了充分得到添加Mo所產生的高強度化的效果，Mo含量宜為0.01%以上，0.10%以上為更佳。

Cr：Cr可抑制高溫下的相變化，是有助於高強度化的元素，可添加來取代一部分的C及/或Mn。若Cr含量超過2.00%，則會損及熱加工性，生產性降低，因此Cr含量宜設定在2.00%以下，1.40%以下為更佳。即使Cr含量的下限沒有特別設定，也能夠發揮出本發明之效果，然而為了充分得到添加Cr所產生的高強度化的效果，Cr含量宜為0.01%以上，0.10%以上為更佳。

Ni：Ni可抑制高溫下的相變化，是有助於高強度化的元素，可添加來取代一部分的C及/或Mn。若Ni含量超過2.00%，則會損及熔接性，因此Ni含量宜設定在2.00%以下，1.40%以下為更佳。即使Ni含量的下限沒有特別設定，也能夠發揮出本發明之效果，然而為了充分得到添加Ni所產生的高強度化的效果，Ni含量宜為0.01%以上，0.10%以上為更佳。

Cu：Cu是藉由以微細粒子的形式存在於鋼中而提高強度的元素，可添加來取代一部分的C及/或Mn。若Cu含量超過2.00%，則損及熔接性，因此Cu含量宜設定在2.00%以下，1.40%以下為更佳。即使Cu含量的下限沒有特別設定，也能夠發揮出本發明之效果，然而為了充分得到添加Cu所產生的高強度化的效果，Cu含量宜為0.01%以上，0.10%以上為更佳。

B：B可抑制高溫下的相變化，是有助於高強度化的元素，可添加來取代一部分的C及/或Mn。若B含量超過0.010%，則會損及熱加工性，生產性降低，因此B含量宜設定在0.010%以下。從生產性的觀點看來，B含量係以0.006%以下為較佳。即使B含量的下限沒有特別設定，也能夠發揮出本發明之效果，然而為了充分得到添加B所產生的高強度化的效果，宜將B含量設定在0.0001%以上。為了達成進一步的高強度化，B含量係以0.0005%以上為較佳。

「製造方法」

接下來針對本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法作說明。在本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法中，以具有前述所記載的成分組成的鋼胚作為底板，熱壓延、冷卻、纏繞、酸洗、冷壓延，然後以CGL加熱退火後，浸漬於熔融鋅鍍浴，而製成高強度熔融鍍鋅鋼板。

供熱壓延的鋼胚並無特別限定，只要是藉由連續鑄造鋼胚或薄鋼胚連鑄等所製造的產品即可。另外，還適合於像是鑄造後立刻進行熱壓延的連續鑄造-直接熱軋(CC-DR)這樣的程序。

熱壓延的完工溫度並未受到特別限定，從確保鋼板的壓延成形性的觀點看來，以設定在850~970℃為較佳。另外，熱壓延後之冷卻條件或纏繞溫度並無特別限定，為了避免鋼捲兩端部材質的差異變大以及避免銹片厚度增加造成耐酸洗性的劣化，纏繞溫度宜設定在750℃以下，另外，若纏繞溫度過低，則冷壓延時容易發生耳破裂，在極端的 情況下，也會有板破裂的情形，因此以設定在550℃以上為較佳。在這之後，為了除去黑皮銹片，而實施通常的酸洗，然後進行冷壓延時，壓下率依照通常的條件即可，為了將加工性提升至最大限度，其壓延率係以設定在50%以上為較佳。另一方面，以超過85%的壓延率進行冷壓延，必須施加很大的冷延負荷，因此以定在85%以下為較佳。

如前述般，在實施冷壓延之後，實施熔融鍍鋅。本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法的一例，宜為將對具有前述所記載的成分組成的鋼板實施熔融鍍鋅時的氣體環境設定為含有0.1~20體積%的H₂，剩餘部分由N₂、H₂O、O₂及無法避免的雜質所構成的氣體環境，將650~最高加熱溫度之間的氣體環境設定為滿足-1.7≦log(P_H2O/P_H2)≦-0.6的氣體環境，以0.5~5℃/s的平均昇溫速度昇溫加熱之後，連續進行退火，然後以平均冷卻速度0.1~200℃/s冷卻至650℃，以平均冷卻速度3~200℃/s冷卻至650℃~500℃之間，在鋅鍍浴溫度：450~470℃，浸入鍍浴時的鋼板溫度：430~500℃的條件下浸漬於鋅鍍浴，接下來在400~440℃下進行加熱合金化處理1~50s，然後冷卻至室溫。

前述熔融鍍鋅宜在連續式熔融鍍敷設備的全還原爐進行。將退火時的氣體環境設定為含有0.1~20體積%的H2，剩餘部分由N₂、H₂O、O₂及無法避免的雜質所構成的氣體環境。若氫未滿0.1體積%，則無法使存在於鋼板表層的氧化膜充分還原，而無法確保鍍敷潤濕性。因此，還原退火氣體環境的氫量是設定在0.1體積%以上。若還原退 火氣體環境中之氫超過20體積%，則露點(對應於水蒸氣分壓P_H2O)過度上昇，而必須採用防止結露的設備。採用新設備會導致生產成本上昇，因此還原退火氣體環境的氫量是設定在20體積%以下。較佳為定在0.5體積%以上15體積%以下。

藉由將溫度650~最高加熱溫度之間的氣體環境設定為滿足：-1.7≦log(P_H2O/PH₂)≦-0.6的氣體環境，以平均昇溫速度0.5~5℃/s昇溫加熱，可形成本發明之如圖1所示般的微細化層5、或脫碳層6。在未滿650℃的溫度區域，鋼板組織是在幾乎不會開始發生再結晶的狀態。在650℃以上的溫度區域會開始發生再結晶，成核的再結晶顆粒徐緩成長。在這樣的溫度區域，藉由提高退火時的氣體環境的log(P_H2O/P_H2)使其成為易氧化側的氣體環境，可使鋼板母材中的Si及Mn在鋼板母材表層的內部氧化，內部氧化物粒子抑制了鋼板母材的再結晶顆粒的粒成長，因此在鋼板母材表層形成微細的再結晶顆粒，可形成微細化層5。另外，在內部氧化的同時，鋼板母材表層發生脫碳反應，鋼板母材表層的肥粒鐵相的體積分率上昇，可形成脫碳層6。在溫度650℃~最高加熱溫度之間的氣體環境的log(P_H2O/P_H2)未滿-1.7的情況，在鋼板表層之中，Si或Mn幾乎不會發生內部氧化，而且脫碳反應也沒有進行，因此無法形成微細化層或脫碳層。另外，若將log(P_H2O/P_H2)設定在超過-0.6，則脫碳層厚度變得過大，會對鋼板母材整體的強 度造成不良影響。因此宜設定在-1.7≦log(P_H2O/P_H2)≦-0.6的範圍。較佳為設定在-1.3≦log(P_H2O/P_H2)≦-0.7。另外，在本溫度區域的平均昇溫速度超過5℃/s的情況，在形成內部氧化物粒子之前，鋼板母材表層發生再結晶，而無法得到微細化層。另外，無法充分確保進行脫碳反應的時間，而無法形成脫碳層。另一方面，在本溫度區域的平均昇溫速度未滿0.5℃/s的情況，會有脫碳反應過度進行，鋼板母材整體的強度降低的顧慮。因此，宜將650℃~最高加熱溫度的間的平均昇溫速度設定在0.5~5℃/s的範圍。較佳為將平均昇溫速度設定在0.5~3℃/s的範圍。

最高加熱溫度不受特別限定，在超過900℃的情況，會有高溫車牙時的板形狀惡劣的顧慮，因此宜設定在800~900℃的範圍。

在本發明中，進行上述昇溫加熱之後，連續進行退火。退火時間並未受到特別限定，只要因應必要來設定條件即可，從經濟性及鋼板表面性狀的觀點看來，宜設定在1s~300s的範圍。較佳為設定在30s~150s的範圍。

在上述退火結束後，冷卻至鍍浴浸漬溫度。最高加熱溫度至650℃的平均冷卻速度希望設定在0.1~200℃/s。將冷卻速度設定在未滿0.1℃/s的情況會大幅損及生產性，因此不適合。另外，過度提高冷卻速度會導致製造成本高，因此宜將上限設定在200℃/s。在650~500℃的冷卻速度宜設定在3~200℃/s。若冷卻速度過小，則在冷卻過程中，沃斯田鐵相轉變為波來鐵組織，難以確保3%以上的沃斯田鐵 體積率。於是，宜將下限定在3℃/s。另一方面，即使提高冷卻速度，材質方面也完全沒有問題，然而冷卻速度過度提高會導致高製造成本。於是，宜將上限設定在200℃/s。冷卻方法可為輥筒冷卻、空氣冷卻、水冷卻及併用該等的任一方法。

熔融鍍鋅步驟中，鍍浴溫度宜設定在450~470℃。在鍍浴溫度未滿450℃的情況，浴溫控制不安定，會有鍍浴一部分凝固的顧慮。另外，若浴溫超過470℃，則沉浸輥或鋅槽等設備的壽命會變短。因此，鋅鍍浴的浴溫宜設定在450~470℃。

鋼板進入鍍浴的板溫宜設定在430~500℃。若將進入板溫定在未滿430℃，則鍍浴溫度顯著降低，為了使浴溫安定，必須對鍍浴供給大量的熱量。因此，宜將下限設定在430℃。另外，進入板溫若超過500℃，則無法控制鍍浴中Fe與Zn的合金化反應，難以控制附著量。因此宜將上限設定在500℃。

鍍浴中的Al濃度並未受到特別限定，為了在鍍層中形成凸狀合金相，宜將有效Al濃度(浴中總Al濃度減掉浴中總Fe濃度)設定在0.03~0.8質量%的範圍。較佳為設定在0.08~0.3質量%的範圍。

浸漬於鍍浴之後，宜在400~440℃下進行加熱合金化處理1s~50s，然後冷卻至室溫。在本加熱合金化步驟之中，藉由在低溫下進行合金化，以進行局部的合金化反應，可形成本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板中的凸狀合金層。 在合金化溫度未滿400℃的情況，幾乎不會發生局部的合金化反應，因此不會形成凸狀合金化層，而宜將下限設定在400℃。另外，在超過440℃的情況，合金化反應並非局部性，而會放大至整體，難以得到凸狀合金層的形態，因此宜將上限設定在440℃。另外，在加熱時間未滿1s的情況，不會形成凸狀合金層，在超過50s的情況，合金化爐的生產線變得過長，因此宜將加熱時間設定在1s~50s的範圍。

另外，在本發明中，宜在鍍層與鋼板母材的界面產生的凸狀合金層到達鍍層表面之前停止加熱合金化處理。另外，希望事先將與欲製造的鋼材相同成分的鋼材進行車牙，並且求得在400~440℃的溫度範圍反應至表面完全合金化所須的加熱時間。藉由在事先求出完全合金化所須的加熱時間(合金化結束時間)的10~80%的時間保持加熱，不會使凸狀合金層到達鍍層表面，能夠以高精密度來進行製造。

[實施例1]

接下來針對本發明之實施例作說明。實施例的條件是為了確認本發明之實施可能性及效果所採用的條件範例，本發明並不受此條件範例所限定。只要不脫離本發明要旨，達成本發明之目的，本發明可採用各種條件。

將由表1所示的組成所構成的鋼胚加熱至1150~1250℃，並將完工溫度設定為850~970℃以進行熱壓延，而製成厚度2.4mm的熱壓延鋼帶。酸洗後，實施冷壓延，製成厚度1.0mm的冷壓延鋼帶，依照表2所示的條件，在熔 融鍍鋅生產線進行車牙，而製造出實驗例1~34的熔融鍍鋅鋼板。

針對藉由上述方法所製造出的各實驗例鋼板，進行下述評估測試，將結果揭示於表3-1、3-2。

鍍層的附著量，是以添加抑制劑的鹽酸使評估面的鍍層溶解，並藉由重量法求得。同時藉由使4用ICP定量溶解液中的Fe、Al，可測得鍍層中Fe濃度、Al濃度。

鍍層中的凸狀合金層的最大長度、個數密度如前述般，在將剖面灌封並且進行鏡面研磨，然後在0.5質量%硝太蝕劑腐蝕液中浸漬1~3秒鐘以進行蝕刻，並藉由光學顯微鏡以200倍觀察而求得。

鋼板母材的微細化層的平均厚度、微細化層內的肥粒鐵相的平均粒徑如前述般，是藉由將剖面CP加工，以5000倍觀察FE-SEM的反射電子影像而測定。

鋼板母材的脫碳層的平均厚度如前述般，將剖面灌封後實施鏡面研磨，由鋼板母材與鍍層的界面往鋼板母材側以顯微維氏硬度計測定硬度曲線，由相對於內部層硬度而言硬度降低的層的厚度減掉先前求得的微細化層厚度而求得。

脫碳層內的肥粒鐵相的平均粒徑、脫碳層中的肥粒鐵相的平均體積分率，如前述般，可藉由在將剖面灌封並且研磨後，以3%硝太蝕劑進行蝕刻，以2000倍觀察脫碳層的FE-SEM二次電子影像而求得。

Hv(surf)/Hv(bulk)如前述般，可藉由在將剖面灌封並且研磨後，測定脫碳層的顯微維氏硬度的平均值Hv(surf)以及內部層的顯微維氏硬度的平均值Hv(bulk)，計算其比值而求得。

為了求得凸狀合金層、微細化層、脫碳層中的氧 化物的有無、種類、最大粒徑、個數密度，如前述般，藉由對鍍敷鋼板的剖面實施FIB加工，製作出薄膜試樣，然後使用FE-TEM以30000倍進行觀察來實施測定。

在拉伸測試中，關於拉伸強度，是由各實驗例的鋼板加工成JIS Z 2201所記載的5號測試片，並依照JIS Z 2241所記載的測試方法來測定拉伸強度(MPa)。

假設標準加工的鍍敷密著性，是藉由V彎曲測試來進行評估。V彎曲測試是使用60°V彎曲金屬模型。以彎曲內側為評估面，使用前端曲率半徑為1mm的金屬模型進行60°彎曲加工，在彎曲部內側貼上膠帶，並將膠帶撕開。由和膠帶一起剝離的鍍層的剝離狀況來評估粉化特性。評估基準如下，將○定為合格。

○：並未剝離；△：發生剝離；×：顯著剝離。

假設受到衝撃時以及重加工時的鍍敷密著性，是藉由落球沖撃測試來進行評估。落球沖撃測試，是使前端部為直徑25mm的半球且重量設定為3.2kg的金屬模型從高度60cm掉落至熔融鍍敷鋼板，對於變形的熔融鍍敷鋼板的凸部，藉由放大鏡觀察以及膠帶剝離測試來進行評估。評估基準如下，將◎◎、◎、○定為合格。

◎◎：沒有剝離、破裂；◎：局部存在微小的破裂，但是並沒有間題；○：局部存在微小的破裂、剝離，但是並沒有問題； △：明顯存在剝離，而有問題；×：剝離顯著，而有問題。

另外，藉由0T彎曲(180°密著彎曲)測試後的樣品來調查受到極嚴苛加工的部位的加工部耐蝕性。以0T彎曲的彎曲外側頭的頂部作為評估部位，依照下述條件對於0T彎曲後的樣品實施化成處理、電鍍塗裝。

化成處理：磷酸鋅處理附著量2.5g/m²

電鍍塗裝：無鉛的環氧系電鍍塗料膜厚20μm

然後進行JASO-M609-91所揭示的促進腐蝕測試，評估由0T彎曲頭的頂部產生紅銹的循環數。結果，依照以下基準來評分，將◎◎、◎、○定為合格。

◎◎：經過150次循環之後依然沒有產生紅銹、白銹；◎：經過150次循環之後沒有產生紅銹，但產生輕微的白銹；○：120次循環後沒有產生紅銹，但產生輕微的白銹；△：60次循環後產生紅銹；×：30次循環後產生紅銹。

由表3可知，所有的本發明例，在重加工時的鍍敷密著性、及重加工時的加工部耐蝕性皆在合格的水準。不滿足本發明之範圍的比較例，任一者在重加工時的鍍敷密著性、或重加工時的加工部耐蝕性皆不良。圖2表示被推測為相當於實驗編號8的比較例的內部層的剖面照片以及被推測為相當於實驗編號13的本發明例的內部層的剖面照片。

Claims (7)

1. 一種耐衝撃性及加工部耐蝕性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，係在鋼板母材上具有熔融鍍鋅層者，其特徵在於：前述鋼板母材係含有：C：0.05~0.4質量%、Si：0.4~3.0質量%、Mn：1.0~4.0質量%、P：0.0001~0.1質量%、S：0.0001~0.01質量%、Al：0.005~0.1質量%、N：0.0005~0.01質量%、O：0.0001~0.01質量%，剩餘部分係由Fe及無法避免的雜質所構成，且拉伸強度為590MPa以上；前述熔融鍍鋅層係由Fe：0.01~6.9質量%、Al：0.01~1.0質量%、剩餘部分的Zn、及無法避免的雜質所構成；前述鍍層具有：接觸鋼板母材的凸狀合金層；凸狀合金層由剖面方向觀察到鋼板母材與鍍層的界面的每單位長度的個數密度為4個/mm以上，在該界面的凸狀合金層的最大粒徑為100μm以下；並且 前述鋼板母材具有：微細化層，係直接接觸鋼板母材與鍍層的界面、脫碳層，係接觸前述微細化層且存在於鋼板母材內側、及內部層，係前述微細化層及脫碳層以外；前述微細化層的平均厚度為0.1~5μm，微細化層內的肥粒鐵相的平均粒徑為0.1~3μm；前述脫碳層的平均厚度為10~200μm，脫碳層內的肥粒鐵相的平均粒徑為5~30μm，脫碳層中的肥粒鐵相的平均體積分率為70%以上，剩餘部分組織係由沃斯田鐵、變韌鐵、麻田散鐵、或波來鐵所構成；脫碳層的平均維氏硬度Hv(surf)與內部層的平均維氏硬度Hv(bulk)的比Hv(surf)/Hv(bulk)為0.3~0.8；在前述微細化層、脫碳層、及凸狀合金層的層內，含有Si及Mn的1種或2種以上的氧化物。
2. 如請求項1之耐衝撃性及加工部耐蝕性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述微細化層、脫碳層、及凸狀合金層的層內所含有的氧化物，係SiO₂、Mn₂SiO₄、MnSiO₃、Fe₂SiO₄、FeSiO₃、MnO的1種或2種以上。
3. 如請求項1或2之耐衝撃性及加工部耐蝕性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述凸狀合金層中所含的氧化物的最大粒徑為0.05~0.4μm、個數密度為20~100個/μm²。
4. 如請求項1至3中任一項之耐衝撃性及加工部耐蝕性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述微細化層中所含的氧化物的最大粒徑為0.01~0.2μm、個數密度為20~100個/mm²。
5. 如請求項1至4中任一項之耐衝撃性及加工部耐蝕性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述熔融鍍鋅層的最外表面不存在凸狀合金層。
6. 如請求項1至5中任一項之耐衝撃性及加工部耐蝕性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中鋼板母材進一步含有：Ti：0.001~0.15質量%、Nb：0.001~0.10質量%的1種或2種。
7. 如請求項1至6中任一項之耐衝撃性及加工部耐蝕性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中鋼板母材進一步含有：Mo：0.01~2.0質量%、Cr：0.01~2.0質量%、Ni：0.01~2.0質量%、Cu：0.01~2.0質量%、B：0.0001~0.01質量%的1種或2種以上。