TWI431125B - 深衝性及拉伸凸緣性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 - Google Patents

深衝性及拉伸凸緣性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 Download PDF

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TWI431125B
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Kaneharu Okuda
Reiko Sugihara
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Jfe Steel Corp
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Description

深衝性及拉伸凸緣性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法
本發明係關於一種對汽車用鋼板等用途有用之拉伸強度(TS)為440 MPa以上，且具有高r值(平均r值≧1.2)、高λ值(λ≧80%)之深衝性及拉伸凸緣性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。
近年來，就保護地球環境之觀點而言，為規制CO2 之排出量而要求汽車之燃耗改善(車體輕量化)。除此以外，為確保碰撞時車上人員之安全，亦要求提高汽車車體之以碰撞特性為中心之安全性。為同時滿足汽車車體之輕量化與安全性之提高，普遍認為有效的是於剛性不成為問題之範圍內使素材高強度化而減小板厚所帶來之輕量化，最近正積極地將高張力鋼板用於汽車零件中。由於所使用之鋼板強度越高輕量化效果越大，故而於汽車行業中，存在例如使用TS為440 MPa以上之鋼板作為內板及外板用之面板用材料的動向。
另一方面，由於以鋼板為素材之汽車零件之多數係藉由壓製加工而成形，故而要求汽車用鋼板具有優異之壓製成形性。然而，高強度鋼板與通常之軟鋼板相比，成形性、尤其是深衝性、拉伸凸緣性會發生較大劣化，故而作為推進汽車之輕量化方面之課題，對TS≧440 MPa、更佳為TS≧500 MPa、進而較佳為TS≧590 MPa，且兼具有良好之深衝成形性、拉伸凸緣成形性之鋼板的要求強烈，要求一種具有以作為深衝性之評價指標之蘭克福特值(以下記作r值)計平均r值≧1.2、更佳為平均r值≧1.3之高r值，且具有作為拉伸凸緣性之評價指標之擴孔率(以下記作λ)為80%以上之高λ值的高強度鋼板。
作為一面具有高r值一面高強度化之手法，例如於專利文獻1中揭示有如下方法：於極低碳鋼板中添加使固溶於鋼中之碳或氮固著之Ti或Nb，以經IF(Interstitial atom free，無間隙原子)化之鋼為基材而添加Si、Mn、P等固溶強化元素。
然而，於上述以極低碳鋼作為素材而添加固溶強化元素之技術中，當欲製造拉伸強度為440 MPa以上之高強度鋼板時，若合金元素之添加量變多，例如Si之添加量變多，則於連續退火中於表面濃度增加，與存在於環境中之微量之水蒸氣反應，而於表面形成Si系之氧化物，鍍敷之潤濕性變差，導致鍍敷不均之產生，鍍敷品質明顯劣化。又，若P之添加量變多，則P偏析至晶界而使耐二次加工脆性劣化，若Mn之添加量變多，則存在r值下降，越謀求高強度化r值越下降之問題。
作為使鋼板高強度化之方法，除如上所述之固溶強化法以外，亦存在組織強化法。包含軟質之肥粒鐵與硬質之麻田散鐵的複合組織鋼板通常存在延展性良好且具有優異之強度-延展性平衡，進而降伏強度較低之特徵。因此，壓製成形性相對良好。然而，r值較低而深衝性較差。認為其原因在於，麻田散鐵之形成所必需之固溶C抑制形成對高r值化有效之{111}再結晶集合組織。
作為改善上述複合組織鋼板之r值之技術，例如於專利文獻2中揭示有如下方法：冷軋後，於再結晶溫度～Ac3 變態點之溫度下進行裝箱退火，其後，為形成複合組織而加熱至700～800℃後，進行淬火及回火。又，於專利文獻3中揭示有如下之高強度鋼板：含有既定之C量，且於組織中以體積率計含有變韌鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵中之1種以上合計3%以上，平均r值為1.3以上。
然而，專利文獻2、3中記載之技術均分別需要藉由形成Al與N之簇或析出物而使集合組織發達來提高r值之退火及用以充分構築組織之熱處理，又，於退火步驟中，以裝箱退火為基本方式，必需其保持時間為1小時以上之長時間保持。因此，由於必需裝箱退火，故而與連續退火相比處理時間較長，步驟數增加，因此效率及生產性極差，就製造成本之觀點而言經濟性較差，而且於製造步驟方面亦存在鋼板間之密著之多次發生、回火色之發生及爐體內罩之壽命下降等較多問題。
又，於專利文獻4中揭示有藉由以與C含量之關係謀求V含量之精確化來改善複合組織鋼板之r值之技術。該技術係如下者：於再結晶退火前使鋼中之C以V系碳化物之形式析出，儘量減少固溶C量而謀求高r值化，繼而，於α-γ之2相區內進行加熱，藉此使V系碳化物熔解而於γ中使C濃度增加，於其後之冷卻過程中生成麻田散鐵，從而製造複合組織鋼板。
然而，於2相區退火中使V系碳化物熔解之方法中，存在由熔解速度之差異引起之材質變動之擔憂，故而對於退火溫度及退火時間，必需高精度之管理，於實機製造中之穩定性方面存在問題。
又，於專利文獻5中揭示有如下技術：於以質量%計C含量為0.010～0.050%之範圍內，以Nb含量與C含量成為0.2≦(Nb/93)/(C/12)≦0.7之方式進行控制，藉此使高r值化與複合組織化並存。又，亦揭示有以使Nb含量與Ti含量成為0.2≦{(Nb/93)+(Ti/48)}/(C/12)≦0.7之方式進行複合添加之技術。該等技術係如下者：於熱軋板之階段，於退火後使形成麻田散鐵所必需之固溶C殘存，並且藉由Nb添加之熱軋板組織之微細化效果與NbC析出之固溶C量減少效果而謀求高r值化。
進而，作為改善複合組織鋼板之r值與λ值之技術，於專利文獻6中揭示有如下技術：於以質量%計C含量為0.010～0.050%之範圍內，以Nb含量與C含量成為0.2≦(Nb/93)/(C/12)≦0.7之方式進行控制，進而，以第2相之硬度相對於肥粒鐵相之硬度的比成為1.5～3.0之範圍之方式進行控制，藉此使高r值化與高λ值化並存。
然而，專利文獻5、6中記載之技術均係藉由Nb添加之熱軋板組織之微細化效果與NbC析出之固溶C量減少效果而謀求高r值化者，Nb不僅成本極高，而且Nb會明顯延遲沃斯田鐵之再結晶，故而存在熱軋時之負荷較高之問題。進而，由於熱軋板中所析出之NbC會使冷軋時之變形電阻變高，故而例如實施例中所揭示之軋縮率為65%之冷軋會使對輥之負荷變大而增大故障發生之危險性，並且生產性之下降、可製造之製品範圍之限制等亦成為問題。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本專利特公昭57-57945號公報
[專利文獻2]日本專利特公昭55-10650號公報
[專利文獻3]日本專利特開2003-64444號公報
[專利文獻4]日本專利特開2002-226941號公報
[專利文獻5]日本專利特開2005-120467號公報
[專利文獻6]日本專利第4501699號公報
於使深衝性優異之軟鋼板高強度化時，於先前研究之藉由固溶強化之高強度化之方法中必需添加大量合金元素，此於成本、鍍敷品質方面存在問題，又，於提高r值本身方面亦存在問題。又，於充分利用組織強化之方法中，由於必需2次退火法或高速冷卻設備，故而存在製造步驟方面之問題，亦揭示有充分利用VC之方法，但存在由VC之熔解速度之差異引起之材質變動之擔憂，對於退火溫度及退火時間，必需高精度之管理，於實機製造中之穩定性方面存在問題。進而，揭示有利用Nb添加之熱軋板組織之微細化效果與NbC析出之固溶C量減少效果而謀求高r值化之技術，但由於Nb不僅成本極高，而且會明顯延遲沃斯田鐵之再結晶，故而熱軋時之負荷較高，進而熱軋板中所析出之NbC會使冷軋時之變形電阻變高，因此難以實現穩定之實機製造。
本發明之目的在於解決上述習知技術之問題，而提出一種TS≧440 MPa、且平均r值≧1.2、λ≧80%的深衝性及拉伸凸緣性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法，其目的在於提供一種即便或者為TS≧500 MPa、或者進而為TS≧590 MPa之高強度亦具有平均r值≧1.2、λ≧80%之高r值、高λ值的深衝性及拉伸凸緣性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。
於本發明中，為解決如上所述之問題而不斷潛心研究，不添加過剩之合金元素或使用特殊設備而於0.010～0.06%之C含量之範圍內，以與該C含量之關係規制Nb含量，進而將未經Nb或Ti固定之C量(固溶C量)控制於滿足下述關係式之範圍內，藉此成功獲得TS≧440 MPa，平均r值為1.2以上、λ為80%以上，深衝性及拉伸凸緣性優異，且具有包含肥粒鐵與麻田散鐵之鋼組織的高強度熔融鍍鋅鋼板。
本發明之主旨如下所示。
[1]一種深衝性及拉伸凸緣性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於，以質量%計含有C：0.010%以上且0.06%以下、Si：超過0.5%且為1.5%以下、Mn：1.0%以上且3.0%以下、P：0.005%以上且0.1%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.005%以上且0.5%以下、N：0.01%以下、Nb：0.010%以上且0.090%以下、Ti：0.015%以上且0.15%以下，且鋼中之Nb及C之含量(質量%)滿足(Nb/93)/(C/12)＜0.20之關係，進而下述式(1)所表示之C* 滿足0.005≦C* ≦0.025，剩餘部分具有包含Fe及不可避免之雜質之成分組成，且含有以面積率計為70%以上之肥粒鐵與以面積率計為3%以上之麻田散鐵，平均r值為1.2以上，擴孔率(λ)為80%以上，
C* =C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N}…(1)
式中，C、Nb、Ti、N分別表示鋼中之C、Nb、Ti、N之含量(質量%)，
其中，於Ti-(48/14)N≦0之情形時，設為Ti-(48/14)N=0。
[2]如上述[1]之深衝性及拉伸凸緣性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中除上述組成以外，以質量%計進而含有Mo、Cr、V中之1種或2種以上合計0.5%以下。
[3]如上述[1]或[2]之深衝性及拉伸凸緣性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中除上述組成以外，以質量%計進而含有Cu：0.3%以下、Ni：0.3%以下之1種或2種。
[4]如上述[1]至[3]中任一項之深衝性及拉伸凸緣性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中除上述組成以外，以質量%計進而含有Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下之1種或2種。
[5]如上述[1]至[4]中任一項之深衝性及拉伸凸緣性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中除上述組成以外，以質量%計進而含有Ta：0.005%以上且0.1%以下，進而代替上述式(1)而以下述式(2)表示之C* 滿足0.005≦C* ≦0.025之關係，
C* =C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N}…(2)
式中，C、Nb、Ta、Ti、N分別表示鋼中之C、Nb、Ta、Ti、N之含量(質量%)，其中，於Ti-(48/14)N≦0之情形時，設為Ti-(48/14)N=0。
[6]一種深衝性及拉伸凸緣性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵在於，對具有如上述[1]至[5]中任一項之成分組成之鋼進行熱軋、冷軋後，以未滿3℃/s之平均加熱速度加熱700～800℃之溫度範圍，於800℃～950℃之退火溫度下進行退火，自上述退火溫度開始以3～15℃/s之平均冷卻速度進行冷卻，將其浸漬於鍍鋅浴中而實施熔融鍍鋅，於上述熔融鍍鋅後以5～100℃/s之平均冷卻速度進行冷卻，或者於上述熔融鍍鋅後進而實施鍍鋅之合金化處理，上述合金化處理後以5～100℃/s之平均冷卻速度進行冷卻。
[7]如上述[6]之深衝性及拉伸凸緣性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中於熱軋後3秒以內開始冷卻，以40℃/s以上之平均冷卻速度冷卻至650℃，其後，於500～650℃之捲取溫度下進行捲取，以50%以上之軋縮率進行冷軋。
根據本發明，於C含量為0.010～0.06%之範圍內，規制Nb含量與C含量以使其滿足下述關係式，且將未經Nb或Ti固定之C量(固溶C量)控制於滿足上述關係式之範圍內，藉此使{111}再結晶集合組織發達確保平均r值≧1.2而具有良好之深衝性，並且減小由肥粒鐵母相之藉由添加Si之高強度化引起之與第2相之硬度差，確保擴孔率(λ)≧80%而具有良好之拉伸凸緣性，形成包含肥粒鐵與麻田散鐵之鋼組織，藉此可達成TS為440 MPa以上之高強度化。
以下，詳細地說明本發明。
首先，對鋼之成分組成進行說明。再者，表示成分之量之%只要無特別說明則指質量%。
C：0.010%以上且0.06%以下
C係形成麻田散鐵而有助於強度提高之元素。若C量未滿0.010%，則難以形成麻田散鐵，無法確保所期望之麻田散鐵之面積率，而無法獲得440 MPa以上之強度。另一方面，若C量超過0.06%，則麻田散鐵之面積率超過需要地增加而導致肥粒鐵之面積率下降，無法獲得良好之r值(r值≧1.2)、λ值(λ≧80%)。因此，將C量設為0.010%以上且0.06%以下。
Si：超過0.5%且為1.5%以下
Si係促進肥粒鐵變態，提高未變態沃斯田鐵中之C量，使得易於形成肥粒鐵與麻田散鐵之複合組織，此外亦具有固溶強化之效果，而對高強度化有效之元素。又，使肥粒鐵相硬化，減小與麻田散鐵相之硬度差，對高λ化有效。為獲得該等效果，必需使含量超過0.5%，較佳為含有0.8%以上，更佳為超過1.0%。另一方面，若Si含量超過1.5%，則於熱軋時產生紅鏽而使鍍敷後之表面外觀惡化，又，於實施熔融鍍鋅時使鍍敷之潤濕性變差而導致產生鍍敷不均，鍍敷品質劣化，因此將Si設為1.5%以下，較佳為設為1.3%以下。
Mn：1.0%以上且3.0%以下
Mn係對麻田散鐵之生成有效之元素，提高淬火性而穩定地生成麻田散鐵。若Mn量未滿1.0%，則存在難以形成麻田散鐵，無法確保既定之麻田散鐵之面積率，而無法獲得440 MPa以上之強度之情形。因此，就強度確保之觀點而言，添加1.0%以上，較佳為設為1.2%以上，更佳為設為1.5%以上。另一方面，若添加Mn超過3.0%，則不僅導致成本之增加，而且使r值及焊接性劣化。因此，將Mn含量設為1.0%以上且3.0%以下，較佳為設為1.2%以上且3.0%以下，更佳為設為1.5%以上且3.0%以下。
P：0.005%以上且0.1%以下
P係固溶強化元素，且為對高強度化有效之元素。然而，若P含量未滿0.005%，則不僅其效果無法顯現，而且於製鋼步驟中導致脫磷成本提高。因此，將P量設為0.005%以上，較佳為設為0.01%以上。另一方面，若P量超過0.1%，則P偏析至晶界，使耐二次加工脆性及焊接性劣化。又，於熔融鍍鋅鋼板之情形時，於熔融鍍鋅後之合金化處理時，鍍敷層與鋼板之界面之自鋼板向鍍敷層之Fe擴散受到抑制，合金化處理性劣化。因此，必需高溫下之合金化處理，所獲得之鍍敷層易產生粉化、碎屑等鍍敷剝離。因此，將P量之上限設為0.1%，較佳為設為0.06%以下，更佳為設為未滿0.035%。
S：0.01%以下
S使熱加工性下降，提昇鋼坯之熱裂敏感性，進而，以MnS之形式存在於鋼中，使鋼板之加工性劣化。因此，將S量設為0.01%以下。
sol.Al：0.005%以上且0.5%以下
Al係固溶強化元素，且為對高強度化有效之元素。進而，Al作為脫氧元素而具有減少鋼中之夾雜物之作用。然而，若sol.Al量未滿0.005%，則無法穩定地獲得上述作用，因此設為0.005%以上。另一方面，若sol.Al量超過0.5%，則導致成本之增加，進而誘發表面缺陷，因此將sol.Al量之上限設為0.5%，較佳為設為0.1%。
N：0.01%以下
N較佳為含量較低。若超過0.01%，則因生成過剩之氮化物而導致延展性、韌性及表面性狀劣化。因此，將N量設為0.01%以下。
Nb：0.010%以上且0.090%以下
Nb於本發明中為重要元素之一。Nb係具有使熱軋板組織微細化之作用，且具有藉由在熱軋板中以NbC之形式析出而固定鋼中之C之作用，藉由該等作用而有助於高r值化之元素。為表現上述效果，於本發明中將Nb含量設為0.010%以上。另一方面，超過0.090%之過剩之Nb之含量會導致成本之增加，且使熱軋時之負荷增大，又，存在使冷軋時之變形電阻變高而導致穩定之實機製造變得困難之情形。又，如下所述，於本發明中，於退火後之冷卻步驟中必需用以形成麻田散鐵之固溶C，若超過0.090%而過剩地含有Nb，則導致鋼中之C均以NbC之形式固定，阻礙麻田散鐵之形成。因此，將Nb含量設為0.010%以上且0.090%以下，較佳為設為0.010%以上且0.075%以下。
Ti：0.015%以上且0.15%以下
Ti於本發明中為重要元素之一。Ti係與Nb同樣地具有藉由在熱軋板中以碳化物(TiC)之形式析出而固定C之作用，藉由該等作用而有助於高r值化之元素。為表現上述效果，於本發明中將Ti含量設為0.015%以上。另一方面，超過0.15%之過剩之Ti會導致成本之增加，且與Nb之情形同樣地存在因使冷軋時之變形電阻變高而導致穩定之實機製造變得困難之情形。又，超過0.15%之過剩之Ti之含量與Nb同樣地有可能阻礙退火後之冷卻步驟中之麻田散鐵之形成。因此，將Ti含量設為0.015%以上且0.15%以下。
(Nb/93)/(C/12)＜0.20且0.005≦C* ≦0.025
C* 係以下述式(1)表示(其中，於Ta添加鋼之情形時，C* 係以下述式(2)表示)。
C* =C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N}…(1)
C、Nb、Ti、N分別表示鋼中之C、Nb、Ti、N之含量(質量%)。C* 表示未經Nb或Ti固定之C量(固溶C量)。再者，於Ti-(48/14)N≦0之情形時，設為Ti-(48/14)N=0。
於本發明中，(Nb/93)/(C/12)及C* 為最重要之指標。Nb與Ti相比，價格極高，進而，有可能明顯增加熱軋時之軋製負荷而使製造穩定性下降。又，如上所述，為於退火後之冷卻過程中形成麻田散鐵，必需未經Nb或Ti固定之C量、即固溶C(C* )。因此，就成本、製造穩定性、鋼板組織及鋼板特性之觀點而言，必需精確地控制(Nb/93)/(C/12)及C* 。
若(Nb/93)/(C/12)為0.20以上，則昂貴之Nb之比例變高，除成本較高以外，熱軋時之負荷亦增大。因此，將(Nb/93)/(C/12)設為未滿0.20。又，若C* 未滿0.005，則無法確保既定之麻田散鐵量，而難以獲得440 MPa以上之強度。因此，將C* 設為0.005以上。另一方面，若C* 超過0.025，則存在如下情形：不僅抑制形成對高r值化有效之肥粒鐵之{111}再結晶集合組織而無法獲得良好之深衝性，而且因麻田散鐵之面積率之增加而導致λ下降，從而無法獲得良好之拉伸凸緣性。因此，將C* 設為0.005以上且0.025以下。進而，為達成平均r值：1.3以上，較佳為將C* 設為0.020以下，為達成平均r值：1.4以上，較佳為將C* 設為未滿0.017。
以上為本發明之鋼板之基本組成，除基本組成以外，視需要亦可進而選擇含有Mo、Cr、V中之1種或2種以上及/或Cu、Ni之1種或2種及/或Sn、Sb之1種或2種及/或Ta。
Mo、Cr、V中之1種或2種以上之合計：0.5%以下
Mo、Cr、V與Mn同樣地提高淬火性，於穩定地生成麻田散鐵之方面有效地發揮作用。上述效果於合計0.1%以上之含量下變得顯著。另一方面，即便添加合計超過0.5%之該等元素之1種或2種以上，其效果仍飽和，由於導致成本之提高，因此較佳為將該等元素之1種或2種以上之合計添加量設為0.5%以下。
Cu：0.3%以下、Ni：0.3%以下之1種或2種
Cu係積極地充分利用廢料等時混入之元素。於本發明中，藉由容許Cu之混入，可於原料中充分利用再循環資源而削減製造成本。再者，於本發明之鋼板中，Cu對材質之影響較小，但若混入過剩，則導致鋼板之表面損傷，因此較佳為將Cu含量設為0.3%以下。
Ni亦對鋼板之材質之影響較小，於添加Cu之情形時於減少鋼板之表面損傷之方面有效地發揮作用。該效果係藉由含有Cu含量之1/2之Ni而明顯產生，因此於添加Ni之情形時，較佳為將Ni量之下限設為Cu量之1/2。然而，若過剩地添加Ni，則助長由比例之不均一性引起的鋼板之表面缺陷，因此較佳為將Ni量設為0.3%以下。
Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下之1種或2種
Sn可出於抑制鋼板表面之氮化、氧化、或因氧化而產生之鋼板表層之數十微米區域之脫碳之觀點而添加。藉此，疲勞特性、耐時效性得以改善。就抑制氮化或氧化之觀點而言，較理想為將Sn含量設為0.005%以上，若超過0.2%，則會導致韌性之劣化，故而較理想為將Sn含量設為0.2%以下。
Sb亦可與Sn同樣地出於抑制鋼板表面之氮化、氧化、或因氧化而產生之鋼板表層之數十微米區域之脫碳之觀點而添加。藉由抑制上述氮化或氧化，可防止於鋼板表面麻田散鐵之生成量減少，改善疲勞特性或耐時效性。就抑制氮化或氧化之觀點而言，較理想為將Sb含量設為0.005%以上，若超過0.2%，則導致韌性之劣化，故而較理想為將Sb含量設為0.2%以下。
Ta：0.005%以上且0.1%以下
Ta係與Nb或Ti同樣地於熱軋板中以碳化物(TaC)之形式析出而有助於高r值化之元素。就此種觀點而言，可添加0.005%以上之Ta。另一方面，超過0.1%之過剩之Ta添加不僅導致成本之增加，而且與Nb、Ti同樣地有可能阻礙退火後之冷卻過程中之麻田散鐵之形成，進而，於熱軋板中析出之TaC有時會使冷軋時之變形電阻變高而導致穩定之實機製造變得困難，因此較理想為將Ta含量之上限設為0.1%。
又，於上述範圍內含有Ta情形時，以滿足0.005≦C* ≦0.025之方式調整C、Nb、Ta、Ti、N之含量。此處，C* 係以下述式(2)表示。
C* =C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N}…(2)
C、Nb、Ta、Ti、N分別表示鋼中之C、Nb、Ta、Ti、N之含量(質量%)。其中，於Ti-(48/14)N≦0之情形時，設為Ti-(48/14)N=0。
若C* (=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N})未滿0.005，則無法獲得既定之麻田散鐵之面積率，而無法獲得440 MPa以上之強度。因此，將C* 設為0.005以上。另一方面，若C* 超過0.025，則有可能抑制形成對高r值化有效之肥粒鐵相之{111}再結晶集合組織，而難以獲得良好之r值(平均r值：1.2以上)。
因此，較佳為將C* 設為0.025以下。進而，為穩定地獲得1.3以上之平均r值，較佳為將C* 設為0.020以下。又，為穩定地獲得1.4以上之平均r值，更佳為將C* 設為未滿0.017。
於本發明之鋼板中，上述以外之成分為Fe及不可避免之雜質。再者，作為不可避免之雜質，例如可列舉氧(O)，由於氧(O)會形成非金屬夾雜物而對品質造成不良影響，故而較佳為將其含量減小至0.003%以下。
其次，對本發明之鋼板組織之限定理由進行說明。
本發明之鋼板組織具有包含以面積率計為70%以上之肥粒鐵與以面積率計為3%以上之麻田散鐵的組織。於本發明中，於謀求鋼板之強度與壓製成形性(尤其是深衝性)之並存時，限定肥粒鐵及麻田散鐵之各自之面積率。
肥粒鐵：以面積率計為70%以上
肥粒鐵係用以確保鋼板之壓製成形性、尤其是深衝性之軟質相，於本發明中，藉由使肥粒鐵之{111}再結晶集合組織發達而謀求高r值化。若肥粒鐵之面積率未滿70%，則難以達成平均r值為1.2以上，而無法確保良好之深衝性，壓製成形性下降。因此，將肥粒鐵之面積率設為70%以上。再者，於謀求平均r值之進一步提高時，較佳為將肥粒鐵之面積率設為75%以上，更佳為設為80%以上。另一方面，若肥粒鐵之面積率超過97%，則存在鋼板強度下降，而難以確保440 MPa以上之強度之情形。
再者，所謂「肥粒鐵」，除多邊形肥粒鐵以外，亦包括自沃斯田鐵變態而成之錯位密度較高之貝氏體肥粒鐵。
麻田散鐵：以面積率計為3%以上
麻田散鐵係用以確保鋼板之強度之硬質相。若麻田散鐵之面積率未滿3%，則鋼板之強度下降，難以確保440 MPa以上之強度。因此，將麻田散鐵之面積率設為3%以上。於謀求鋼板之進一步高強度化時，較佳為將麻田散鐵之面積率設為5%以上。另一方面，若麻田散鐵之面積率超過30%，則使r值提高之肥粒鐵之面積率下降，難以確保良好之深衝性。又，隨著硬質之麻田散鐵相之增加，與肥粒鐵相之界面增大，沖裁時之空隙生成變得顯著，拉伸凸緣性下降，而有壓製成形性下降之擔憂。因此，必需將麻田散鐵之面積率設為30%以下，較佳為設為20%以下。
再者，於本發明之鋼板中，作為肥粒鐵與麻田散鐵以外之組織，可列舉：波來鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵、不可避免之碳化物等，該等只要以面積率(合計)計為5%以下則可包含。
其次，對本發明之熔融鍍鋅鋼板之製造方法進行說明。
本發明之鋼板係依序實施如下步驟而製造：熔化上述成分組成之熔鋼作為鋼素材，對該鋼素材實施熱軋，而製成熱軋鋼板之熱軋步驟；對該熱軋鋼板實施冷軋而製成冷軋鋼板之冷軋步驟；及對該冷軋鋼板實施退火處理、鍍鋅處理之退火、鍍鋅步驟。
於本發明中，鋼素材之熔化方法並無特別限定，可採用轉爐、電爐等公知之熔化方法。又，熔化後，就偏析等觀點而言較佳為藉由連續鑄造法製作鋼坯，亦可利用造塊-分塊軋製法、薄鋼坯連鑄法等公知之鑄造方法製作鋼坯。再者，於鑄造後對鋼坯進行熱軋時，可於利用加熱爐將鋼坯再加熱後進行軋製，於保持既定溫度以上之溫度之情形時，亦可不加熱鋼坯而進行直送軋製。
(熱軋步驟)
於熱軋步驟中，加熱鋼素材，實施粗軋及精軋。於本發明中，對於鋼素材之加熱條件、粗軋條件、精軋條件，無需特別限定，於加熱鋼素材之情形時，較佳為將加熱溫度設為1100℃以上且1300℃以下、精軋結束溫度設為Ar3 變態點以上且1000℃以下。
捲取溫度並無限定，較佳為設為500～700℃。其原因在於，若捲取溫度超過700℃，則存在結晶粒粗大化，強度下降之擔憂，且有可能妨礙冷軋退火後之高r值化。又，其原因在於，若捲取溫度未滿500℃，則有可能使NbC或TiC之析出變得困難而不利於高r值化。
又，於謀求藉由熱軋板之結晶粒徑微細化提高r值時，更佳為於精軋結束後3秒以內開始冷卻，以40℃/s以上之平均冷卻速度冷卻至650℃，於500～650℃之捲取溫度下進行捲取。
於本發明中，藉由以滿足上述成分組成之方式進行調整，可將熱軋板階段中之C* 調整至0.005～0.025之範圍，藉此可實現高r值化與利用複合組織化之高強度化之並存。進而，藉由將(Nb/93)/(C/12)調整至未滿0.20，可大幅度地抑制伴隨鋼中含有Nb之高成本化或生產性之下降。即，儘量減少使熱軋負荷增大之昂貴之Nb，積極地充分利用Ti而控制C* ，藉此可獲得廉價且製造性優異之高r值之高強度鋼板。
(冷軋步驟)
冷軋步驟只要依據常法進行即可，較佳為於酸洗熱軋板後，以50%以上之軋縮率進行冷軋。對謀求高r值化有效的是提高冷軋之軋縮率。若軋縮率未滿50%，則存在肥粒鐵之{111}再結晶集合組織未充分地發達，無法獲得優異之深衝性之情形。因此，較佳為將冷軋之軋縮率設為50%以上。另一方面，若軋縮率超過90%，則冷軋時之對輥之負荷增大，伴隨於此，存在通板故障發生率上升之擔憂，因此較佳為將冷軋之軋縮率設為90%以下。
(退火、鍍鋅步驟)
於退火步驟中，對冷軋鋼板以未滿3℃/s之平均加熱速度加熱700～800℃之溫度範圍，於800～950℃之退火溫度下進行退火，自上述退火溫度開始以3～15℃/s之平均冷卻速度進行冷卻，將其浸漬於鍍鋅浴中而實施熔融鍍鋅處理，熔融鍍鋅處理後以5～100℃/s之平均冷卻速度進行冷卻。於熔融鍍鋅處理後進而實施鍍鋅之合金化處理之情形時，合金化處理後以5～100℃/s之平均冷卻速度進行冷卻。
700～800℃之溫度範圍之平均加熱速度：未滿3℃/s於本發明中，由於在熱軋鋼板之階段中析出TiC或NbC，故而經過冷軋步驟而獲得之冷軋鋼板之再結晶溫度變得相對高溫。因此，於將冷軋鋼板加熱至退火溫度時，就促進再結晶使對高r值有效之{111}再結晶集合組織發達之觀點而言，以未滿3℃/s之平均加熱速度加熱700～800℃之溫度範圍。
若該平均加熱速度為3℃/s以上，則存在{111}再結晶集合組織之發達變得不充分，難以實現高r值化之情形。再者，就生產效率之觀點而言，較佳為將上述平均加熱速度設為0.5℃/s以上。
退火溫度：800～950℃
為使鋼板組織形成包含所期望之面積率之肥粒鐵與麻田散鐵之複合組織，於退火步驟中加熱至肥粒鐵-沃斯田鐵之2相區。因此，於本發明中，將退火溫度設為800℃以上。若退火溫度未滿800℃，則不僅於退火冷卻後無法獲得所期望之麻田散鐵量，而且於退火步驟中再結晶未結束，因此肥粒鐵之{111}再結晶集合組織未充分地發達，無法實現平均r值為1.2以上之高r值化。另一方面，若退火溫度超過950℃，則根據其後之冷卻條件會導致第2相(麻田散鐵、波來鐵、變韌鐵)超過需要地增加，因此不僅存在無法獲得所期望之面積率之肥粒鐵而未能獲得良好之r值之情形，而且導致生產性之下降或能量成本之增加，故而欠佳。因此，將退火溫度設為800～950℃，較佳為設為820～880℃。
關於退火時間，就使沃斯田鐵中之C等合金元素之濃度增加充分地進行之觀點、及促進肥粒鐵之{111}再結晶集合組織之發達之觀點而言，較佳為設為15 s以上。另一方面，若退火時間超過300 s，則存在結晶粒粗大化、強度之下降或鋼板表面性狀之劣化等對鋼板之各特性造成不良影響之情形。又，會使連續熔融鍍鋅線之線速度變得極慢，亦導致生產性之下降。因此，較佳為將退火時間設為15～300 s。更佳為15～200 s。
自退火溫度開始至鍍鋅浴為止之平均冷卻速度(1次冷卻速度)：3～15℃/s
於上述退火溫度下均熱後，以3～15℃/s之平均冷卻速度進行冷卻直至達到通常保持於400～500℃下之鍍鋅浴之溫度。於平均冷卻速度未滿3℃/s之情形時，於550～650℃之溫度區域通過波來鐵生成鼻端，因此存在於第2相中大量生成波來鐵及變韌鐵，無法獲得既定量之麻田散鐵，從而無法獲得所期望之強度之情形。另一方面，於平均冷卻速度超過15℃/s之情形時，自退火溫度開始冷卻時，藉由γ→α變態之於γ中之Mn、C等元素之濃度增加變得不充分，於實施合金化處理之情形時，有時易生成波來鐵等，無法獲得既定量之麻田散鐵，從而無法獲得所期望之強度。因此，將自退火溫度開始至鍍鋅浴為止之平均冷卻速度設為3～15℃/s，較佳為設為5～15℃/s。
又，浸漬於鍍鋅浴中而實施熔融鍍鋅處理後，視需要亦可實施鍍鋅之合金化處理。於該情形時，鍍鋅之合金化處理係例如於熔融鍍鋅處理後，加熱至500～700℃之溫度區域，保持數秒～數十秒。於本發明鋼中，如上所述控制自退火溫度開始至鍍鋅浴為止之冷卻速度，故而即便實施此種合金化處理，亦不會大量地生成波來鐵等，而可獲得既定量之麻田散鐵，確保所期望之強度。作為鍍鋅條件，鍍敷附著量係每單面為20～70 g/m2 ，於合金化之情形時，較佳為將鍍敷層中之Fe%設為6～15%。
熔融鍍鋅處理後、或鍍鋅之合金化處理後之平均冷卻速度(2次冷卻速度)：5～100℃/s
關於熔融鍍鋅處理後、或實施鍍鋅之合金化處理後之2次冷卻速度，為穩定地獲得麻田散鐵而以5℃/s以上之平均冷卻速度冷卻至150℃以下之溫度為止。若為2次冷卻速度未滿5℃/s之緩冷卻，則存在於400～500℃左右生成波來鐵或變韌鐵，無法獲得既定量之麻田散鐵，從而無法獲得所期望之強度之情形。另一方面，關於2次冷卻速度之上限，若超過100℃/s，則麻田散鐵變得過硬，延展性下降。因此，2次冷卻速度較佳為100℃/s以下。如上所述，將2次冷卻速度設為5～100℃/s，較佳為設為10～100℃/s。
進而，於本發明中，於熱處理後，亦可以形狀矯正、表面粗度調整為目的而實施調質軋製或調平加工。再者，於進行調質軋製之情形時，較佳為以伸長率計設為0.3～1.5%左右。
[實施例1]
以下，藉由實施例進一步說明本發明。
利用真空熔解熔化具有表1所示之化學成分之鋼，進行鑄造，實施分塊軋製，製成板厚30 mm之鋼坯。將該等鋼坯加熱至1200℃後，於880℃之精軋溫度(精軋結束溫度)下實施熱軋，於表2所示之條件下冷卻後，於600℃下進行捲取，製造板厚4.5 mm之熱軋鋼板。再者，於熱軋步驟中，於精軋結束後3秒以內開始冷卻。對所獲得之熱軋鋼板進行酸洗後，以69%之軋縮率進行冷軋，製成板厚1.4 mm之冷軋鋼板。
繼而，利用紅外線熱像爐，以表2所示之退火溫度、保持時間對自以上述方式獲得之冷軋鋼板所切割之樣品進行退火後，於表2所示之條件下進行1次冷卻，實施熔融鍍鋅(鍍敷浴溫度：460℃)後，進行合金化處理(520℃×20 s)，進行2次冷卻直至達到150℃以下之溫度為止，其後，實施伸長率0.5%之調質軋製。此處，鍍敷處理係以單面附著量成為50 g/m2 之方式進行調整，合金化處理係以鍍敷層中之Fe%成為9～12%之方式進行調整。
自以上述方式所獲得之熔融鍍鋅鋼板採集樣品，進行組織觀察、拉伸試驗等，測定肥粒鐵及麻田散鐵之面積率、拉伸特性、平均r值、及λ值。試驗方法如下所示。
(i)組織觀察
自所獲得之熔融鍍鋅鋼板採集試驗片，於試驗片之L剖面(平行於軋製方向之垂直剖面)機械性地研磨板厚之1/4位置，利用硝酸浸蝕液進行腐蝕後，使用利用掃描式電子顯微鏡(SEM，Scanning Electron Microscope)以2000倍之倍率所拍攝之組織照片(SEM照片)進行組織之種類之判別、面積率之定量化。於組織照片中，肥粒鐵為對比度稍黑之區域，將碳化物生成片狀之區域視為波來鐵，碳化物生成點列狀之區域視為變韌鐵，對比度較白之附著粒子視為麻田散鐵或殘留γ。藉由以此種方式判別組織之種類，可使觀察視野內之肥粒鐵之面積率定量化。又，對於上述對比度較白之附著粒子為麻田散鐵或殘留γ之判別，於250℃下對熔融鍍鋅鋼板實施4 hr之回火處理後，以與上述相同之方式拍攝組織照片，於該組織照片中，將碳化物生成片狀之區域視為於上述回火處理前為波來鐵區域，碳化物生成點列狀之區域視為於上述回火處理前為變韌鐵、麻田散鐵區域，又，對保持較白對比度而殘存之粒子進行計數作為殘留γ，求出其面積率，計算以此種方式求得之回火處理後之對比度較白之附著粒子(殘留γ)的面積率、與回火處理前之對比度較白之附著粒子(麻田散鐵或殘留γ)的面積率之差，藉此可求出各自之面積率，因此以此種方式可求出麻田散鐵之面積率。再者，各自之相之面積率係於透明之OHP(OverHead Projection，高射投影)片上為區別各相而分別著色，取得影像後，進行二值化，利用影像分析軟件(Microsoft公司，Digital Image Pro Plus)求出面積率。
(ii)拉伸試驗
自所獲得之熔融鍍鋅鋼板採集將相對於軋製方向成90°之方向(C方向)作為拉伸方向之JIS5號試驗片(JIS Z 2201)，進行依據JIS Z 2241之規定之拉伸試驗，測定拉伸強度(TS)及總延伸量(EL)。
(iii)平均塑性應變比
自所獲得之熔融鍍鋅鋼板採集分別將相對於軋製方向成0°之方向(L方向)、45°之方向(D方向)、90°之方向(C方向)作為拉伸方向之JIS5號試驗片，測定對該等試驗片賦予10%之單純拉伸應變時各試驗片之寬度方向真應變與厚度方向真應變，依據JIS Z 2254之規定由該等測定值計算出平均r值(平均塑性應變比)。
(iv)擴孔率λ
拉伸凸緣成形性係藉由依據日本鋼鐵聯合會規格JFST1001之擴孔試驗而進行評價。即，於100 mm×100 mm見方尺寸之樣品上開出利用打孔徑為10 mm之打孔機沖裁而成之孔，使用頂角60°之圓錐打孔機，以毛邊成為外側之方式進行擴孔試驗直至產生貫穿板厚之破裂為止，將此時之d0 設為初始孔徑(=10 mm)，d設為破裂產生時之孔徑(mm)，根據下式求出擴孔率λ。
擴孔率λ(%)={(d-d0 )/d0 }×100
將所獲得之結果示於表3。
本發明例(鋼板No.3～13、15～19、22～28)成為TS為440 MPa以上，且具有1.2以上之平均r值、80%以上之λ，兼具有強度、深衝性及拉伸凸緣性之鋼板。又，C* 為0.020%以下之本發明例(鋼板No.3～13、15～18、22～27)之平均r值為1.3以上，進而C* 未滿0.017%之本發明例(鋼板No.3～10、15～17、22～26)具有平均r值為1.4以上之極其良好之深衝性。又，於C* 未滿0.017%、且TS水平同等(TS：558～609 MPa)之本發明例(鋼板No.5～10、15～17、23、24、26)中，Si含量處於較佳範圍(超過1.0%)之鋼板No.6、8、10相比Si含量為1.0%以下之本發明例(鋼板No.5、7、9、15～17、23、24、26)，λ較高。又，於C* 為0.017～0.020%、且TS水平同等(TS：675～727 MPa)之本發明例(鋼板No.11～13、18、27)中，Si含量處於較佳範圍(超過1.0%)之鋼板No.11、12、18相比Si含量為1.0%以下之本發明例(鋼板No.13、27)，λ較高。
另一方面，關於比較例，鋼板No.1由於C、Si含量及C* 不滿足本發明之範圍，又，鋼板No.2由於Mn含量不滿足本發明之範圍，故而無法獲得既定量之麻田散鐵，TS低於440 MPa。鋼板No.14由於Si含量不滿足本發明範圍，故而λ低於80%。鋼板No.20由於Ti含量及Nb含量不滿足本發明範圍，鋼板No.21由於C含量不滿足本發明範圍，結果C* 超過本發明之範圍，故而對高r值化有效之肥粒鐵之面積率變低，平均r值低於1.2，且硬質之麻田散鐵之面積率變高，與肥粒鐵相之界面增大，因此λ低於80%。進而，鋼板No.20由於Nb含量及(Nb/93)/(C/12)超過本發明範圍，故而存在隨著熱軋負荷之增大製造性下降之擔憂，鋼板No.21由於Si含量超過本發明範圍，故而存在由熱軋時之紅鏽引起表面外觀惡化之擔憂。
[實施例2]
利用真空熔解熔化具有表1之鋼No.G、P、R所示之化學成分的鋼，進行鑄造，實施分塊軋製，製作板厚30 mm之鋼坯。將該等鋼坯加熱至1200℃後，於880℃之精軋溫度(精軋結束溫度)下實施熱軋，製造板厚4.5 mm之熱軋鋼板。再者，於熱軋步驟中，於精軋結束後3秒以內開始冷卻。又，冷卻開始後，冷卻至650℃之平均冷卻速度及捲取溫度如表4所示。對以此種方式獲得之熱軋鋼板進行酸洗後，以69%之軋縮率進行冷軋，製成板厚1.4 mm之冷軋鋼板。繼而，利用紅外線熱像爐，以表4所示之退火溫度、保持時間對自以上述方式獲得之冷軋鋼板所切割之樣品進行退火，其後進行1次冷卻，實施熔融鍍鋅(鍍敷浴溫度為460℃)後，進行合金化處理(520℃×20 s)，進行2次冷卻直至達到150℃以下之溫度為止，其後，實施伸長率0.5%之調質軋製。不進行合金化處理者係實施熔融鍍鋅後，進行2次冷卻直至達到150℃以下之溫度為止，其後，實施伸長率0.5%之調質軋製。此處，鍍敷處理係以單面附著量成為50 g/m2 之方式進行調整，合金化處理係以鍍敷層中之Fe%成為9～12%之方式進行調整。
以與實施例1相同之方式自以此種方式獲得之熔融鍍鋅鋼板採集樣品，進行組織觀察、拉伸試驗等，測定肥粒鐵及麻田散鐵之面積率、拉伸特性、平均r值、及擴孔率λ。
將所獲得之結果示於表5。
滿足本發明之製造條件之本發明例(鋼板No.29、32～36、40～46)成為TS為440 MPa以上，且具有1.2以上之平均r值、80%以上之λ，兼具有強度、深衝性及拉伸凸緣性之鋼板。進而，以謀求利用熱軋板組織之微細化之高r值化為目的而將精軋結束後之平均冷卻速度設為40℃/s以上之本發明例(鋼板No.32、42、46)相比將精軋結束後之平均冷卻速度設為未滿40℃/s之其他本發明例之鋼板，平均r值較高。
另一方面，關於不滿足本發明之製造條件之比較例，鋼板No.30之退火溫度低於本發明之範圍，TS未滿440 MPa。鋼板No.31由於退火溫度超過本發明之範圍，成為沃斯田鐵單相區退火，故而於其後之冷卻過程中未生成對高r值化有效之肥粒鐵，平均r值未滿1.2。鋼板No.37由於1次冷卻速度為本發明範圍外之未滿3℃/s，故而於550～650℃之溫度區域通過波來鐵鼻端，因此於第2相中大量生成波來鐵，無法獲得既定量之麻田散鐵，TS未滿440 MPa。鋼板No.38由於1次冷卻速度為本發明範圍外之超過15℃/s，故而1次冷卻時藉由γ→α變態之於γ中之Mn、C等元素之濃度增加變得不充分，於合金化處理時生成波來鐵或變韌鐵，無法獲得既定量之麻田散鐵，TS未滿440 MPa。鋼板No.39由於2次冷卻速度未滿5℃/s，故而於400～500℃左右下生成波來鐵或變韌鐵，無法獲得既定量之麻田散鐵，TS未滿440 MPa。鋼板No.47由於退火步驟之700～800℃中之平均加熱速度超過本發明之範圍，故而肥粒鐵之{111}再結晶集合組織之發達變得不充分，平均r值未滿1.2。
(產業上之可利用性)
根據本發明，藉由儘量減少昂貴之Nb並積極地充分利用Ti，可廉價且穩定地製造即便為TS 440 MPa以上、或者強度更高之TS 500 MPa以上或TS 590 MPa以上，仍具有平均r值為1.2以上、λ≧80%的深衝性及拉伸凸緣性優異之高強度鋼板，於產業上起到明顯之效果。於將本發明之高強度鋼板應用於汽車零件之情形時，至今為止難以進行壓製成形之部位亦可實現高強度化，具有可充分地有助於汽車車體之碰撞安全性及輕量化之效果。又，不限於汽車零件，亦可用作家電零件或管道用素材。

Claims (5)

  1. 一種深衝性及拉伸凸緣性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於，以質量%計含有C：0.010%以上且0.06%以下、Si：超過0.5%且1.5%以下、Mn：1.0%以上且3.0%以下、P：0.005%以上且0.1%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.005%以上且0.5%以下、N：0.01%以下、Nb：0.010%以上且0.090%以下、Ti：0.015%以上且0.15%以下，且鋼中之Nb及C之含量(質量%)滿足(Nb/93)/(C/12)<0.20之關係，進而，下述式(1)所表示之C* 滿足0.005≦C* ≦0.025，剩餘部分具有包含Fe及不可避免之雜質之成分組成，且含有以面積率計為70%以上之肥粒鐵與以面積率計為3%以上且未滿30%之麻田散鐵，平均r值為1.2以上且1.97以下，擴孔率(λ)為80%以上，C* =C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N}…(1)式中，C、Nb、Ti、N分別表示鋼中之C、Nb、Ti、N之含量(質量%)，但於Ti-(48/14)N≦0之情形時，設為Ti-(48/14)N=0。
  2. 如申請專利範圍第1項之深衝性及拉伸凸緣性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，除了上述組成以外，以質量%計進而含有下述群組(A)~(C)之至少一個群組：(A)以質量%合計0.5%以下的Mo、Cr、V中之1種或2種以上； (B)以質量%計Cu：0.3%以下、Ni：0.3%以下之1種或2種；及(C)以質量%計Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下之1種或2種。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之深衝性及拉伸凸緣性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，除了上述組成以外，以質量%計進而含有Ta：0.005%以上且0.1%以下，進而，取代上述式(1)，以下述式(2)所表示之C* 滿足0.005≦C* ≦0.025之關係，C* =C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N}…(2)式中，C、Nb、Ta、Ti、N分別表示鋼中之C、Nb、Ta、Ti、N之含量(質量%)，但於Ti-(48/14)N≦0之情形時，設為Ti-(48/14)N=0。
  4. 一種深衝性及拉伸凸緣性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵在於，對具有申請專利範圍第1至3項中任一項之成分組成之鋼進行熱軋、冷軋後，以未滿3℃/s之平均加熱速度加熱700~800℃之溫度範圍，於800℃~950℃之退火溫度下進行退火，自上述退火溫度開始以3~15℃/s之平均冷卻速度進行冷卻，將其浸漬於鍍鋅浴中而實施熔融鍍鋅，於上述熔融鍍鋅後以5~100℃/s之平均冷卻速度進行冷卻，或於上述熔融鍍鋅後進而實施鍍鋅之合金化處理，上述合金化處理後以5~100℃/s之平均冷卻速度進 行冷卻。
  5. 如申請專利範圍第4項之深衝性及拉伸凸緣性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中，於熱軋後3秒以內開始冷卻，以40℃/s以上之平均冷卻速度冷卻至650℃，其後，於500~650℃之捲取溫度下進行捲取，以50%以上之軋縮率進行冷軋。
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