TWI467028B - High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent impact resistance and its manufacturing method and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof - Google Patents

High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent impact resistance and its manufacturing method and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof Download PDF

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TWI467028B
TWI467028B TW101136124A TW101136124A TWI467028B TW I467028 B TWI467028 B TW I467028B TW 101136124 A TW101136124 A TW 101136124A TW 101136124 A TW101136124 A TW 101136124A TW I467028 B TWI467028 B TW I467028B
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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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Description

具優異耐衝擊特性之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法以及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 技術領域
本發明係有關於具優異耐衝撃特性之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法、及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板及其製造方法，特別是，有關於低溫下具優異耐衝撃特性之高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板及該等之製造方法。
 背景技術
近年來，對更加提升使用於汽車等之高強度鍍敷鋼板中的耐衝撃特性之要求日益高漲。關於具優異耐衝撃特性之高強度鍍敷鋼板的技術，有人提出例如，專利文獻1~專利文獻11中記載的技術。
專利文獻1中記載著一種具優異彎曲加工性及韌性之異向性的高強度熱軋鋼板，係以質量%計，含有C：0.08~0.15%、Si：0.3~1.5%、Mn：1.5~2.5%、P：≦0.01%、S：≦0.01%、Al：0.01~0.05%、Ti：0.03~0.15%、N：≦0.004%、B：0.0003~0.001%、O：≦0.005%，剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成，JIS Z 2242規定之沙丕試驗中的能量吸收量Eab-L(長度方向係L方向之試驗片的沙丕試驗(以-40℃實施)中之能量吸收量)、Eab-C之比(Eab-L/Eab-C(長度方向係C方向之試驗片的沙丕試驗(以-40℃實施)中之能量吸收量))係0.9以上1.3以下。
又，專利文獻2中記載著一種製造具抗拉強度980MPa以上之強度的高強度熱軋鋼板的技術，該鋼板係具含有C：0.08~0.20%、Si：小於0.2%、Mn：大於1.0%、3.0%以下、N：0.01%以下、V：大於0.1%、0.5%以下、Ti：0.05%以上、小於0.25%、Nb：0.005~0.10%之鋼組成，並具肥粒鐵面積率60%以上、麻田散鐵面積率5%以下之鋼組織，肥粒鐵平均粒徑5μm以下、清淨度d0.05%以下、平均粒徑5μm以上之夾雜物及析出物合計的個數密度係300個/mm2 以下。
又，專利文獻3中記載著一種具優異低溫韌性，且強度異向性小之高張力鋼材，係自鋼板板厚之表面起1/4厚度的位置之{110}面的X射線隨機強度比係1.2~4.0，且自鋼板板厚之表面起1/2厚度的位置之{211}面的X射線隨機強度比係1.2~4.0。
專利文獻4中記載著一種高強度熱軋鋼板，係以質量%計，具有分別限制有C：0.05%以上小於0.20%、Mn：0.5%以上小於1.5%、sol.Al：0.002%以上小於0.05%，Si小於0.1%、Cr小於0.1%、Ti係0.01%以下、Nb小於0.005%、V係0.01%以下、N小於0.005%，剩餘部分係由Fe及不純物所構成的組成，自鋼板表面起之深度係自板厚之表面起1/4厚度的位置之組織係以肥粒鐵相作為主相，以體積比例計含有10~30%之麻田散鐵相者，前述肥粒鐵相之平均結晶粒徑係1.1~3.0μm，前述麻田散鐵相之平均粒徑係3.0μm以下。
又，專利文獻5中記載著一種高張力熱軋鋼板的製造方法，係將含有C：0.05~0.30wt%、Si：2.0wt%以下、 Mn：1.0~2.5wt%、Al：0.05wt%以下，且含有Ti：0.05~0.3wt%、Nb：0.10wt%以下中之1種或2種，剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成的鋼加熱至950~1100℃之溫度後，至少施加2次以上每1次之軋縮量為20%以上的軋縮，並熱軋延使最後溫度為Ar3變態點以上，以20℃/sec以上之速度冷卻至Ar3變態點~750℃的溫度範圍，接著，於小於750℃~600℃之溫度範圍中，滯留5~20sec後，再以20℃/sec以上之速度冷卻至550℃以下的溫度，於550℃以下之溫度捲取成線圈的肥粒鐵體積率係80%以上，平均肥粒鐵粒徑小於10μm之極微細組織。
又，專利文獻6中記載著一種具優異之加工性、疲勞特性及低溫韌性的高強度熱軋薄鋼板，係包含C=0.04~0.15質量%、Si≧1.0質量%、Mn≧1.0質量%、Nb≧0.005質量%、Al=0.005~0.10質量%、S≦0.01質量%及以Fe作為主成分，微觀組織主要係由肥粒鐵、麻田散鐵所構成，肥粒鐵佔空因數(VF )>50%、肥粒鐵平均粒徑(dF)≦5μm且麻田散鐵平均粒徑(dM )≦5μm，特性具有抗拉強度(TS)>590MPa、降伏比(YR)≦70%、強度-延性均衡(抗拉強度×全伸長)≧18000(MPa．%)、擴孔比(d/d0 )≧1.2、疲勞限度比≧0.40、脆斷轉移溫度≦-40℃。
然而，專利文獻1~專利文獻6記載之技術均係與熱軋鋼板相關的技術，並非可用於具有冷軋步驟及退火步驟之鋼板的製造方法。具有冷軋步驟及退火步驟之具優異耐衝撃特性之鋼板的製造方法，有人提出了專利文獻7~專 利文獻11中記載之技術。
又，專利文獻7中揭示了一種具優異能量吸收特性之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，係以具有包含C：0.05~0.20質量%，Si：0.3~1.5質量%，Mn：1.0~2.5質量%，P：0.1質量%以下，剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成之成分組成，與包含合計25~50體積%的麻田散鐵與殘留沃斯田鐵內之1種或2種，剩餘部分係由肥粒鐵與變韌鐵所構成的微觀組織之鋼板作為基材，並於其兩面施行有合金化熔融鍍鋅。
又，專利文獻8中記載著一種高張力熔融鍍鋅鋼板，係以質量%計，具含有C：0.035~0.150%、Si：0.05~0.60%、Mn：2.0~4.0%、P：0.015%以下、S：小於0.0015%、sol.Al：0.8%以下、N：0.0031~0.015%、O：0.0030%以下、Ti：0.005~0.130%及Nb：0~0.130%，Ti與Nb之合計量係0.055%以上，剩餘部分係由Fe及不純物所構成的化學組成，且具有肥粒鐵之平均結晶粒徑係5.0μm以下，硬質第2相之平均粒徑係5.0μm以下的金屬組織。
又，專利文獻9中記載著一種具優異衝撃特性與形狀凍結性之高強度冷軋鋼板的製造方法，係將具有C：0.08~0.18質量%，Si：1.00~2.0質量%，Mn：1.5~3.0質量%，P：0.03質量%以下，S：0.005%質量%以下，T．Al：0.01~0.1質量%之組成，且Mn偏析度(=(扁鋼胚中心部Mn濃度-基質Mn濃度)/基質Mn濃度)係1.05~1.10的扁鋼胚熱軋延，並於冷軋延後，於連續退火生產線750~870℃之2相域或單相域 中加熱保持時間60秒以上，之後於720~600℃之溫度域以平均冷卻速度10℃/s以下冷卻後，以平均冷卻速度10℃/s以上冷卻至350~460℃，保持30秒~20分鐘後，冷卻至室溫，作成多邊形肥粒鐵+針狀肥粒鐵+變韌鐵+殘留沃斯田鐵+麻田散鐵之5相組織。
專利文獻10中記載著一種具優異衝撃吸收特性之冷軋鋼板，係含有C、Si、Mn、Ni、Ti、Nb、Al、P、S、N，肥粒鐵相之體積分率係75%以上，且肥粒鐵之平均結晶粒徑係3.5μm以下，並且具有肥粒鐵相以外之剩餘部分組織實質上成為回火麻田散鐵的鋼組織之超微細粒組織。
專利文獻11中記載著一種具優異表面性狀及衝撃吸收性之高延性型高張力冷軋鋼板，以質量比例計，包含C：0.06~0.25%，Si：2.5%以下，Mn：0.5~3.0%，P：0.1%以下，S：0.03%以下，Al：0.1~2.5%，Ti：0.003~0.08%，N：0.01%以下，且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成，Ti含量滿足(48/14)N≦Ti≦(48/14)N+(48/32)S+0.01之關係，並包含冷軋-再結晶退火後之組織以體積率計係5%以上的殘留沃斯田鐵之組織。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利特開2010-156016號公報
專利文獻2：日本專利特開2008-285741號公報
專利文獻3：日本專利特開2008-266758號公報
專利文獻4：日本專利特開2006-342387號公報
專利文獻5：日本專利特開平9-143570號公報
專利文獻6：日本專利特開平7-150294號公報
專利文獻7：日本專利特開2009-68039號公報
專利文獻8：日本專利特開2008-255441號公報
專利文獻9：日本專利特開2004-300452號公報
專利文獻10：日本專利特開2004-277858號公報
專利文獻11：日本專利特開平10-130776號公報
 發明概要
然而，以往之抗拉強度「TS」900MPa以上的高強度鍍鋅鋼板中，因未能得到充分之低溫下的耐衝撃特性，故要求更加提升低溫下之耐衝撃特性。
有鑑於如以上之現狀，本發明係提供具優異低溫下之耐衝撃特性之抗拉強度900MPa以上的高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板及該等的製造方法。
本發明人等為得到具優異低溫下之耐衝撃特性之抗拉強度900MPa以上的高強度熔融鍍鋅鋼板，致力地反覆檢討。結果，本發明人等發現作成如下述之高強度鍍鋅鋼板即可：令表面形成有熔融鍍鋅層的母材鋼板具有可獲得900MPa以上之抗拉強度的預定化學成分，且自板厚表面起算，以1/4厚度作為中心的1/8厚度~3/8厚度範圍中，鋼板組織的殘留沃斯田鐵相以體積分率計係5%以下，變韌鐵 相、變韌肥粒鐵相、新生麻田散鐵相及回火麻田散鐵相之合計以體積分率計係40%以上，平均有效結晶粒徑係5.0μm以下，最大有效結晶粒徑係20μm以下，於表層部形成厚度0.01μm~10.0μm之脫碳層，前述脫碳層中分散之氧化物的密度係1.0×1012 ~1.0×1016 個/m2 ，前述氧化物之平均粒子徑係500nm以下。
換言之，如此之高強度鍍鋅鋼板中作為破壞起點的母材鋼板之殘留沃斯田鐵相以體積分率計係少至5%以下。又，自板厚之表面起算，以1/4厚度作為中心的1/8厚度~3/8厚度範圍中，母材鋼板之平均有效結晶粒徑係5.0μm以下，最大有效結晶粒徑係20μm以下，因有效結晶粒徑之平均與最大粒徑均小，故成為具優異低溫韌性者，係具優異低溫下之耐衝撃特性者。
並且，如此之高強度鍍鋅鋼板係於母材鋼板之表層部形成厚度0.01μm~10.0μm之硬質組織少的脫碳層，前述脫碳層中分散之氧化物的密度係1.0×1012 ~1.0×1016 個/m2 ，前述氧化物之平均粒子徑係不易變成破壞起點的500nm以下者，故為母材鋼板之脫碳層與中心部之降伏強度的差小者。藉此，高強度鍍鋅鋼板中，因可防止自母材鋼板之表層部產生的破壞，並抑制賦與衝撃時於脫碳層與其下層之界面產生的應力集中，故不易脆性破壞，成為具優異耐衝撃特性者。
本發明係依據如此之觀察所得知識而完成者，其要旨係如以下所述。
(1)一種具優異耐衝撃特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，係於母材鋼板表面形成有熔融鍍鋅層，該母材鋼板以質量%計，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%、O：0.0001~0.0100%、N：0.0001~0.0100%，且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成；前述母材鋼板中，自板厚表面起算，以1/4厚度作為中心的1/8厚度~3/8厚度範圍中，鋼板組織的殘留沃斯田鐵相以體積分率計係5%以下，且變韌鐵相、變韌肥粒鐵相、新生麻田散鐵相及回火麻田散鐵相之合計以體積分率計係40%以上；自板厚表面起算，以1/4厚度作為中心的1/8厚度~3/8厚度範圍中，平均有效結晶粒徑係5.0μm以下，最大有效結晶粒徑係20μm以下；並且，表層部形成有厚度0.01μm~10.0μm的脫碳層，分散於前述脫碳層中之氧化物密度係1.0×1012 ~1.0×1016 個/m2 ，前述氧化物之平均粒徑係500nm以下。
(2)如(1)之具優異耐衝撃特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計，更含有選自於Ti：0.001~0.150%、Nb：0.001~0.100%及V：0.001~0.300%中之1種或2種以上元素。
(3)如(1)或(2)之具優異耐衝撃特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板更含有選自Cr：0.01~2.00%、Ni：0.01~2.00%、Cu：0.01~2.00%、Mo：0.01~2.00%、B：0.0001~0.0100%及W：0.01~2.00%中之1種或2種以上元素。
(4)如(1)~(3)之一項的具優異耐衝撃特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板更含有合計為0.0001~0.0100%之選自Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM中的1種或2種以上元素。
(5)一種具優異耐衝撃特性之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，係使如(1)~(4)中任一項的高強度熔融鍍鋅鋼板之前述熔融鍍鋅層呈合金化者。
(6)一種具優異耐衝撃特性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，具有：得到母材鋼板之步驟；及，鍍敷步驟，係將前述母材鋼板浸漬於有效Al量為0.01~0.18質量%的鍍浴中，使前述母材鋼板表面形成熔融鍍鋅層而製成熔融鍍鋅鋼板者；其中，前述得到母材鋼板之步驟係藉由進行下述步驟而製得母材鋼板者：熱軋步驟，係將以質量%計含有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%、O：0.0001~0.0100%及N：0.0001~0.0100%，且剩餘部分由Fe及不可避免的不純物所構成的扁鋼胚加熱至1080℃以上，並於850℃~950℃之溫度下結束熱軋延，以進行1050℃~至熱軋延結束溫度之溫度區域下的軋縮量會滿足以下所示之(式1)的熱軋延，而得到熱軋鋼板；冷軋步驟，係對前述熱軋鋼板進行軋縮率為30%~75%之冷軋延，得到冷軋鋼板；及，退火步驟，係於預熱時使用之空氣與燃料氣體的混合氣體中，使用單位體積的混合氣體所含之空氣體積，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，即空氣比係0.7~1.2的混合氣體並加熱的預熱帶中通過前述冷軋鋼板，於表層部生成氧化被膜，並於H2 O與H2 之分壓比(P(H2 O)/P(H2 ))係0.0001~2.00之環境氣體的還原帶中，以Ac3點-50℃以上之最高加熱溫度通過前述冷軋鋼板，還原前述氧化被膜而形成脫碳層，於740℃~500℃之溫度域中以1.0℃/s以上的平均冷卻速度冷卻，並施行一面負載3~100MPa之張力，一面進行1次以上的彎曲半徑800mm以下之彎曲加工的退火；
於(式1)中，N表示自開始熱軋延至結束之全道次(pass)數，i表示道次之順序，Ti 表示第i次之道次的軋延溫度(℃)，hi 表示第i次之道次的加工後板厚(mm)，ti 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，令最終道次至下個道次之經過時間為最終道次至熱軋延結束後之開始冷卻時點的經過時間。
(7)如(6)之具優異耐衝撃特性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其中前述扁鋼胚以質量%計更含有選自Ti：0.001~0.150%、Nb：0.001~0.100%及V：0.001~0.300%中之1種或2種以上元素。
(8)如(6)或(7)之具優異耐衝撃特性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其中前述扁鋼胚更含有選自Cr：0.01~2.00%、Ni：0.01~2.00%、Cu：0.01~2.00%、Mo： 0.01~2.00%、B：0.0001~0.0100%及W：0.01~2.00%中之1種或2種以上元素。
(9)如(6)~(8)中任一項之具優異耐衝撃特性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其中前述扁鋼胚更含有合計為0.0001~0.0100%之選自Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM中之1種或2種以上元素。
(10)如(6)~(9)中任一項之具優異耐衝撃特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使430~490℃之前述母材鋼板進入並浸漬於450~470℃的鍍浴中之步驟。
(11)如(6)~(10)中任一項之具優異耐衝撃特性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其係於使前述母材鋼板浸漬於前述鍍浴前及/或浸漬後，進行於300~470℃之溫度範圍內停留10~1000秒鐘的變韌鐵變態處理。
(12)一種具優異耐衝撃特性之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板的製造方法，係使如(6)~(11)中任一項之高強度熔融鍍鋅鋼板進行於470~620℃之溫度範圍內停留2秒~200秒鐘的合金化處理。
依據本發明，可提供具優異低溫下之耐衝撃特性，並可得900MPa以上之抗拉強度的高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板及該等的製造方法。
 用以實施發明之形態
本發明之實施形態的高強度鍍鋅鋼板係以質量%計，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%、O：0.0001~0.0100%、N：0.0001~0.0100%，剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成的母材鋼板表面形成熔融鍍鋅層而作成者。
另外，母材鋼板之板厚以0.6mm以上、小於5.0mm為佳。母材鋼板之板厚小於0.6mm時，將不易保持平坦之母材鋼板形狀，係不佳。又，母材鋼板之板厚為5.0mm以上時，將不易控制冷卻。此外，板厚為5.0mm以上時，彎曲加工所產生的應變並不充分，變韌鐵不易微細地分散化，而不易作成預定的微觀組織。
首先，說明構成本發明之實施形態的高強度鍍鋅鋼板之母材鋼板的化學成分(組成)。另，本發明中[%]若未特別否定係[質量%]。
[C：0.075~0.400%]
C係含有以提高高強度鋼板之強度。然而，C之含量大於0.400%時，韌性及熔接性將變得不充分。又，由韌性及熔接性之觀點來看，C之含量以0.300%以下為佳，以0.250%以下較佳。另一方面，C之含量小於0.075%時，強度下降，不易確保充分之抗拉最大強度。為更加提高強度，C之含量以0.085%以上為佳，以0.100%以上較佳。
[Si：0.01~2.00%]
Si係抑制鋼板中鐵系碳化物之生成，提高強度與成形性的元素。然而，Si之含量大於2.00%時，脫碳層中分散之氧化物的密度變得過高，脫碳層變得容易破壞，耐衝撃特性下降。又，Si之含量大於2.00%時，鋼板脆化，延性劣化，冷軋延變得困難。由耐衝撃特性之觀點來看，Si之含量以1.80%以下為佳，以1.50%以下較佳。另一方面，Si之含量小於0.01%時，脫碳層中分散之氧化物的密度變得不充分，脫碳層之強度變得不充分，耐衝撃特性下降。又，Si之含量小於0.01%時，於將高強度熔融鍍鋅鋼板合金化時，因合金化大量地生成粗大之鐵系碳化物，使強度及成形性劣化。由耐衝撃特性之觀點來看，Si之下限值以0.20%以上為佳，以0.50%以上較佳。
[Mn：0.80~3.50%]
Mn係添加以提高鋼板之強度。然而，Mn之含量大3.50%時，脫碳層中分散之氧化物的密度變得過高，脫碳層變得容易破壞，耐衝撃特性下降。又，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，由耐衝撃特性之觀點來看，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，脫碳層中分散之氧化物的密度變得不充分，脫碳層之強度變得不充 分，耐衝撃特性下降。又，Mn之含量小於0.80%時，因於退火後之冷卻中大量地生成軟質之組織，故不易充分地確保高之抗拉最大強度。因此，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之含量的上限設為0.100%。另一方面，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，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，將使延性或延伸凸緣性下降，故以設為0.0050%以下為佳，以設為0.0030%以下較佳。另一方面，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，以0.0005%以上為佳，以0.0010%以上較佳。
[Al：0.001~2.00%]
Al將抑制鐵系碳化物之生成，並提高鋼板之強度及成形性。然而，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%。又，由該觀點來看，Al之含量以設為1.50%以下較佳，以設為1.20%以下更佳。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，將導致製造成本之大幅增加，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時，以將Al之含量設為0.010%以上較佳。
[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%。又，N將成為熔接時產生氣孔之原因，故其含量以少為佳。N含量以0.0070%以下為佳，以0.0050%以下較佳。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，將導致製造成本之大幅增加。因此，將N含量之下限設為0.0001%以上。N含量以0.0003%以上為佳，以0.0005%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，故需抑制含量。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之含量的上限設為0.0100%。並且，O之含量以0.0070%以下為佳，以0.0050%以下較佳。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，將導致製造成本之大幅增加，故以0.0001%作為下限。O含量以0.0003%以上為佳，以0.0005%以上較佳。
其他，本發明之實施形態的熔融鍍鋅鋼板之母材 鋼板中亦可視需要添加以下的元素。
[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。由成形性的觀點來看，Ti之含量以0.080%以下更佳。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。為了鋼板之更高強度化，Ti之含量以0.010%以上較佳。
[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0.100%時，碳氮化物之析出變多，成形性劣化，故Nb之含量以0.100%以下較佳。由成形性的觀點來看，Nb之含量以0.050%以下較佳。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添加Nb所得的強度提升效果，Nb之含量以0.001%以上為佳。為了鋼板之更高強度化，Nb之含量以0.010%以上較佳。
[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%以下較佳，以0.200%以下更佳。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，以0.010%以上更佳。
[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，以1.40%以下更佳。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所得的高強度化之效果，Cr之含量以0.01%以上為佳，以0.10%以上更佳。
[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，以1.40%以下更佳。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所得的高強度化之效果，Ni之含量以0.01%以上為佳，以0.10%以上更佳。
[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，以1.40% 以下更佳。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所得的高強度化之效果，Cu之含量以0.01%以上為佳，以0.10%以上更佳。
[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，以1.40%以下更佳。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所得的高強度化之效果，Mo之含量以0.01%以上為佳，以0.10%以上更佳。
[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。由生產性之觀點來看，B之含量以0.0060%以下較佳。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所得的高強度化之效果，B之含量以0.0001%以上為佳。為更加高強度化，B之含量以0.0005%以上較佳。
[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，以1.40%以下更佳。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W所得的高強度化，W之含量以0.01%以上為佳，以0.10%以上更佳。
此外，本發明之實施形態的熔融鍍鋅鋼板中母材鋼板亦可含有合計0.0001~0.0100%之Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之1種或2種以上，作為其他之元素。該等元素之添加理由係如下述。
另外，REM係Rare Earth Metal(稀土金屬)之簡稱，指屬於鑭系列的元素。於本發明之實施形態中，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。又，即使添加有金屬La或Ce，仍可發揮本發明之效果。
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，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，以0.0070%以下更佳。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。由成形性之觀點來看，Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之1種或2種以上之含量的合計以0.0010%以上更佳。
以上各元素之剩餘部分係Fe及不可避免的不純 物。另，均可含有小於前述下限值之微量的前述Ti、Nb、V、Cr、Ni、Cu、Mo、B、W，作為不純物。又，可含有小於其合計量之下限值的極微量之Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM，作為不純物。
規定本發明之實施形態的高強度鍍鋅鋼板之母材鋼板組織的理由係如下述。
(微觀組織)
本發明之實施形態的高強度鍍鋅鋼板之母材鋼板，以自板厚之表面起1/4厚度作為中心的1/8厚度~3/8厚度之範圍中鋼板組織的殘留沃斯田鐵相(以下，稱作殘留沃斯田鐵)以體積分率計係5%以下，變韌鐵相(以下，稱作變韌鐵)、變韌肥粒鐵相(以下，稱作變韌肥粒鐵)、新生麻田散鐵相(以下，稱作新生麻田散鐵)及回火麻田散鐵相(以下，稱作回火麻田散鐵)之合計以體積分率計係40%以上。
「殘留沃斯田鐵」
殘留沃斯田鐵係提高強度-延性均衡，並提高室溫中之衝撃吸收能量的組織。另一方面，於較室溫低溫之衝撃試驗中，殘留沃斯田鐵容易因衝撃而變態成麻田散鐵。麻田散鐵係非常硬，強力地作為脆性破壞之起點作用，故殘留沃斯田鐵將使低溫中之韌性顯著地劣化。殘留沃斯田鐵之體積分率大於5%時，於-40℃中，有產生脆性破壞的可能性。因此，將殘留沃斯田鐵之體積分率設為5%以下。為更加提高韌性，殘留沃斯田鐵之體積分率以設為3%以下為佳，以設為2%以下為佳。殘留沃斯田鐵之體積分率越小越 佳，亦可為0%。
「肥粒鐵」
肥粒鐵係具有優異之延性的組織。但，因肥粒鐵係低強度，故於過度提高肥粒鐵之體積分率時，為確保強度，需大幅地提高其他硬質組織的強度。此時，於低溫下之衝撃試驗時，因硬質組織與肥粒鐵之界面容易變成破壞起點，故低溫韌性劣化。由以上之觀點來看，肥粒鐵之體積分率以設為50%以下為佳。為更加提高韌性，肥粒鐵之體積分率以設為45%以下為佳，以設為40%以下更佳。並未特別設置肥粒鐵之體積分率的下限，亦可為0%，但由延性之觀點來看，肥粒鐵之體積分率以設為5%以上為佳，以10%以上更佳。
「變韌肥粒鐵及/或變韌鐵」
變韌肥粒鐵及/或變韌鐵係具優異強度、延性、韌性之組織，鋼板組織中以體積分率計以含有10~50%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50%時，降伏應力過高，有形狀凍結性劣化的疑慮故不佳。
「回火麻田散鐵」
回火麻田散鐵係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設為10%以上為佳。另 一方面，鋼板組織所含之回火麻田散鐵的體積分率大於50%時，降伏應力過高，有形狀凍結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，但將成為破壞起點，使低溫韌性劣化，故鋼板組織中以體積分率計以含有20%以下為佳。為提高低溫韌性，新生麻田散鐵之體積分率以設為15%以下較佳，以10%以下更佳。
「其他之微觀組織」
本發明之實施形態的高強度鍍鋅鋼板之鋼板組織中，亦可包含波來鐵及/或粗大之雪明碳鐵等前述以外的組織。但，高強度鋼板之鋼板組織中的波來鐵及/或粗大之雪明碳鐵變多時，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%以下較佳。
本發明之實施形態的高強度鍍鋅鋼板之母材鋼板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。
殘留沃斯田鐵之體積分率可以平行於母材鋼板之板面且1/4厚度的面作為觀察面，進行X射線繞射，算出面積分率，並可以其作為體積分率。
本發明之實施形態的高強度鍍鋅鋼板之母材鋼板組織所含之肥粒鐵、波來鐵、變韌肥粒鐵、變韌鐵、回火麻田散鐵及新生麻田散鐵的體積分率係以平行於母材鋼板之軋延方向的板厚截面作為觀察面，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)觀察以自板厚之表面起1/4厚度作為中心的1/8厚度~3/8厚度之範圍，測定面積分率，可以其作為體積分率。
本發明之實施形態的高強度鍍鋅鋼板中，以自板厚之表面起1/4厚度作為中心的1/8厚度~3/8厚度之範圍中母材鋼板的平均有效結晶粒徑係5.0μm以下，最大有效結晶粒徑係20μm以下。
為提高低溫韌性，並提高低溫下之耐衝撃特性，將母材鋼板的有效結晶粒微細化係為重要。為得到充分之低溫韌性，需將以自板厚之表面起1/4厚度作為中心的1/8厚度~3/8厚度之範圍，即非脫碳層之範圍中的母材鋼板之平均有效結晶粒徑設為5.0μm以下。為更加提高低溫韌性，母材鋼板之平均有效結晶粒徑以設為4.0μm以下為佳，以設為3.0μm以下較佳。
又，局部地存在有粗大之有效結晶粒時，因低溫韌性劣化，故將最大有效結晶粒徑設為20μm以下。為更加提高低溫韌性，並提高低溫下之耐衝撃特性，最大有效結晶粒徑以設為15μm以下為佳，以設為12μm以下較佳。
有效結晶粒係使用FE-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscopy)，並利用EBSD(電子背向散射繞射：Electron Bach-Scattering Diffraction)法進行高分解能結晶方位解析，並評價。另，於以平行於軋延方向之板厚截面作為鏡面後，於以自板厚之表面起1/4厚度作為中心 的1/8厚度~3/8厚度之範圍中，以0.5μm以下作為測定節距，於合計50000μm2 之領域中測定BCC(體心立方構造)的鐵之結晶方位，並於鄰接之測定點間，將(100)面之方位差為最小但為10°以上的邊界定義為有效結晶粒界。另，結晶構造為BCC之組織係由肥粒鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵、變韌鐵、變韌肥粒鐵、波來鐵、及該等之2種以上所構成的複合組織。
平均有效結晶粒徑可藉由以下所示之截斷法求得。換言之，使用有效結晶粒界作成粒界圖，並於該粒界圖上畫出合計300μm以上之平行於軋延方向的線，將線之合計長度除以線與有效結晶粒界之交點數的值作為平均有效結晶粒徑。又，將鄰接之交點間的距離最遠處之粒徑作為最大有效結晶粒徑。
本發明之實施形態的高強度鍍鋅鋼板於母材鋼板之表層部形成厚度0.01μm~10.0μm的脫碳層，前述脫碳層中分散之氧化物的密度係1.0×1012 ~1.0×1016 個/m2 ，前述氧化物之平均粒子徑係500nm以下。
本發明之實施形態中，於低溫下之衝突試驗中，為防止產生自鋼板表層的破壞，故將表層部作為硬質組織少之脫碳層。另，脫碳層係自母材鋼板之最表面連續的領域，係指硬質組織之體積分率為1/4厚度的硬質組織之體積分率的一半以下之領域。另，硬質組織係指變韌鐵、變韌肥粒鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵之意。
母材鋼板之脫碳層的厚度可藉於將平行於軋延 方向之板厚截面作成鏡面後，使用FE-SEM觀察測定。本發明之實施形態中，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。
脫碳層之厚度小於0.01μm時，因無法充分地抑制表層部的破壞，故將脫碳層之厚度設為0.01μm以上。為更加提升低溫韌性，脫碳層之厚度以設為0.10μm以上為佳，以0.30μm以上較佳。另一方面，過厚之脫碳層將使高強度鍍鋅鋼板的抗拉強度或疲勞強度下降。由該觀點來看，將脫碳層之厚度設為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以下較佳。
脫碳層係低強度，故於母材鋼板之表層部中不易產生以脫碳層作為起點的破壞。但，因母材鋼板之正常部(中心部)與脫碳層的強度差大，故於其界面將產生新的破壞起點。為避免此情形，以於脫碳層之結晶粒內及/或結晶粒界分散有包含Si及/或Mn之氧化物，提高脫碳層的強度，可有效地降低母材鋼板之中心部與脫碳層的強度差。本發明之實施形態中，藉設有5μm以下之平均有效結晶粒徑、20μm以下之最大有效結晶粒徑，並於表面生成脫碳層，可提升低溫下之耐衝撃性，且藉於脫碳層中析出1.0×1012 ~1.0×1016 個/m2 氧化物，提升鋼板母材的低溫韌性、提升表層之低溫韌性及降低脫碳層與鋼板母材之正常部的強度差，可提升低溫下之耐衝撃性。
為得具有充分之強度的脫碳層，將脫碳層中分散之包含Si及/或Mn之氧化物的密度設為1.0×1012 個/m2 以 上。為更加提升低溫韌性，脫碳層中分散之氧化物的密度以設為3.0×1012 個/m2 以上為佳，以設為5.0×1012 個/m2 以上較佳。另一方面，脫碳層中分散之氧化物的密度大於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，反倒降低脫碳層之強度，故低溫韌性劣化。又，以輕度之加工破壞表層部，並損及其上之熔融鍍鋅層。因此，將脫碳層中分散之氧化物的密度設為1.0×1016 個/m2 以下。為使鋼板表層具有充分之成形性，脫碳層中分散之氧化物的密度以設為5.0×1015 個/m2 以下為佳，以設為1.0×1015 個/m2 以下較佳。
脫碳層中分散之氧化物的尺寸大時，該氧化物本身將作為破壞起點作用，故氧化物越微細越可提升低溫韌性。因此，將氧化物之平均粒子徑設為500nm以下。為更加提高低溫韌性，氧化物之平均粒子徑以設為300nm以下為佳，以設為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，於後述之退火步驟中需嚴格地控制環境氣體及溫度，不易實際使用，故以將氧化物之平均粒子徑設為30nm以上為佳。
於脫碳層中分散之氧化物係將平行於軋延方向之板厚截面作成鏡面後，可使用FE-SEM觀察。氧化物之密度係使用FE-SEM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，藉由平均隨機選出的100~1000個圓等效直徑後，算出氧化物之平均粒子徑。另，圓等效直徑係使用粒子之短軸 長度與長軸長度的積之平方根。
本發明之實施形態之高強度熔融鍍鋅鋼板係於母材鋼板表面形成有熔融鍍鋅層而作成者。
熔融鍍鋅層亦可為經合金化者。
於本發明之實施形態中，熔融鍍鋅層或經合金化之熔融鍍鋅層中亦可為含有或混入有Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、REM之1種或2種以上者。熔融鍍鋅層或經合金化之熔融鍍鋅層即使為含有或混入有前述元素之1種或2種以上者，仍未損及本發明之效果，視其含量，亦有改善耐蝕性或加工性等較佳的情形。
並未特別限制熔融鍍鋅層或經合金化之熔融鍍鋅層的附著量，但由耐蝕性之觀點來看，以20g/m2 以上為佳，由經濟性之觀點來看，以150g/m2 以下為佳。
「高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法」
接著，詳細地說明製造本發明之實施形態的高強度鍍鋅鋼板之方法。
本發明之實施形態的高強度鍍鋅鋼板之製造方法適用於製造母材鋼板之板厚為0.6mm以上、小於5.0mm的鋼板。母材鋼板之板厚小於0.6mm時，不易保持平坦之母材鋼板形狀，並不適當。又，母材鋼板之板厚為5.0mm以上時，將不易控制冷卻。此外，板厚為5.0mm以上時，因彎曲加工造成的應變並不充分，變韌鐵之微細分散化係為困難，不易作成預定之微觀組織。
為製造本發明之實施形態的高強度熔融鍍鋅鋼板，首先，係製造作為母材鋼板之鋼板。為製造鋼板，首先，鑄造具有化學成分(組成)的扁鋼胚。用以熱軋延之扁鋼胚，可使用連續鑄造扁鋼胚、或以薄扁鋼胚鑄造機等製造者。本發明之實施形態的高強度鍍鋅鋼板之製造方法可使用如鑄造後立刻進行熱軋延之連續鑄造-直接軋延(CC-DR)製程。
「熱軋步驟」
於熱軋步驟中，為抑制因鑄造造成之結晶方位異向性，將扁鋼胚的加熱溫度設為1080℃以上。較佳者係設為1180℃以上。並未特別限定扁鋼胚之加熱溫度的上限，但為加熱至大於1300℃，需投入大量之能量，故以設為1300℃以下為佳。
於加熱扁鋼胚後，進行熱軋延。於本發明之實施 形態中，進行以850℃~950℃作為熱軋延之結束溫度，且將1050℃~至結束熱軋延溫度之溫度域的軋縮量設為滿足以下所示之(式1)的範圍內之熱軋延，得到熱軋鋼板。
於(式1)中，N係表示自開始熱軋延至結束之全道次數、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。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延後之開始冷卻時點的經過時間。
前述(式1)之值大於1.00時，熱軋鋼板的結晶粒徑變得粗大，冷軋延及退火後之結晶粒徑變得粗大，使高強度鍍鋅鋼板的有效結晶粒徑粗大化。因此，將(式1)之值設為1.00以下。為將高強度鍍鋅鋼板之有效結晶粒徑微細化，提升低溫韌性，(式1)之值以0.90以下為佳，以0.80以下較佳。
另一方面，(式1)之值低於0.10時，於熱軋步驟鋼板中之沃斯田鐵的再結晶未能充分地進行，成為於軋延方向上伸長之組織，隨著冷軋延及退火後之微觀組織，朝母材鋼板之軋延方向的有效結晶粒徑粗大化。因此，將(式1)之值設為0.10以上。為將高強度鍍鋅鋼板之有效結晶粒徑微細化，更加提升低溫韌性，(式1)之值以設為0.20以上為佳，以設為0.30以上較佳。藉此，可提升作為提升低溫下之耐衝撃性的要因之一的低溫韌性。
至將熱軋延後之熱軋鋼板作為線圈捲取的平均冷卻速度以設為10℃/秒以上為佳。這是因為，藉由以更低溫進行變態，可使熱軋鋼板之粒徑呈微細，可作成微細之冷軋及退火後的母材鋼板之有效結晶粒徑。
熱軋鋼板之捲取溫度以500℃以上650℃以下為佳。這是因為，藉於熱軋鋼板之微觀組織中分散波來鐵及/或長徑1μm以上的雪明碳鐵，使因冷軋延導入之應變局部化，於退火步驟中逆變態成各種結晶方位的沃斯田鐵，可使退火後之母材鋼板的有效結晶粒微細化。捲取溫度小於500℃時，有未生成波來鐵及/或雪明碳鐵的情形，故不佳。 另一方面，捲取溫度大於650℃時，將分別於軋延方向上生成帶狀之波來鐵與肥粒鐵，有自肥粒鐵部分於冷軋延及退火後生成之母材鋼板的有效結晶粒成為於軋延方向上伸長的粗大者之傾向，故不佳。
接著，以將如此地製造之熱軋鋼板進行酸洗為佳。酸洗係用以去除熱軋鋼板表面之氧化物者，故對提升母材鋼板之鍍敷性係為重要。酸洗可進行一次，亦可分成複數次進行。
「冷軋步驟」
然後，對酸洗後之熱軋鋼板進行冷軋延，得到冷軋鋼板。冷軋延中，係以合計軋縮率為30%以上75%以下地進行。冷軋延之軋縮率低於30%時，未能於鋼板累積充分之應變，於之後的退火步驟中未能充分地進行再結晶，殘留加工後的組織，有產生於軋延方向上伸長的粗大之有效結晶粒的情形。欲藉由冷軋延充分地累積應變，以將軋縮率之合計設為33%以上為佳，以設為36%以上更佳。另一方面，軋縮率之合計大於75%時，因冷軋延中鋼板斷裂的危險性高，故將軋縮率之合計設為75%以下。由該觀點來看，軋縮率之合計以設為70%以下為佳，以設為65%以下更佳。另，冷軋延以於複數道次中進行為佳，但未限制冷軋延之道次數或各道次之軋縮率的分配。
「退火步驟」
於本發明之實施形態中，於冷軋鋼板施行退火。於本發明之實施形態中，以使用具有預熱帶、還原帶及鍍敷帶 的連續退火鍍敷生產線，一面進行退火步驟一面通過預熱帶與還原帶，至到達鍍敷帶之前結束退火步驟，並於鍍敷帶中進行鍍敷步驟為佳。
於退火步驟中，藉使冷軋鋼板通過使用混合氣體進行加熱之預熱帶，於表層部生成氧化被膜，且該混合氣體係於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者，並於H2 O與H2 之分壓比(P(H2 O)/P(H2 ))係0.0001~2.00之環境氣體的還原帶中，以Ac3點-50℃以上之最高加熱溫度使前述冷軋鋼板通過，還原前述氧化被膜，形成脫碳層，且於740℃~500℃之溫度域中，以1.0℃/s以上之平均冷卻速度冷卻，並一面負載3~100Mpa之張力一面進行1次以上的彎曲半徑800mm以下之彎曲加工地施行退火。
預熱帶之環境氣體可為於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，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。
於使冷軋鋼板通過預熱帶時，將於冷軋鋼板之表層部形成預定厚度的Fe氧化皮膜。藉將於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，即空氣比設為0.7~1.2，可於冷軋鋼板表層形成0.01~20μm的Fe氧化被膜。Fe氧化皮膜將於還原帶中還原，產生作為用以生成Si及/或Mn氧化物的供氧源作用。
預熱帶之加熱使用的混合氣體之空氣與燃料氣體的體積比大於1.2時，Fe氧化皮膜將於冷軋鋼板之表層部過度地成長，退火後所得之母材鋼板的脫碳層厚度變得過厚。又，空氣與燃料氣體之體積比大於1.2時，有脫碳層中分散之氧化物的密度變得過剩之情形。又，空氣與燃料氣體之體積比大於1.2時，過度成長之Fe氧化皮膜將未於還原帶還原，於呈氧化皮膜之狀態下作為厚之膜厚殘留，有阻礙母材鋼板之鍍敷性的情形。
又，預熱帶之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，即空氣比小於0.7時，冷軋鋼板表層部中之Fe氧化皮膜的成長變得不充分，有無法於母材鋼板形成充分之厚度的脫碳層之疑慮。又，該空氣比小於0.7時，有脫碳層中分散之氧化物的密度變得不充分之情形。
退火步驟中之加熱速度將影響鋼板內之再結晶行為。藉由充分地進行再結晶，可使逆變態沃斯田鐵之結晶粒徑微細化，退火後所得之母材鋼板的有效結晶粒徑將變得微細。又，藉由進行再結晶，可使未逆變態而殘留之 肥粒鐵的結晶粒徑微細化。為進行再結晶，於600~750℃中之加熱速度係特別重要，該溫度域中的平均加熱速度以設為20℃/秒以下為佳。
還原帶中，係將預熱帶中生成之Fe氧化被膜還原，形成脫碳層，並於脫碳層以適度之密度分散適度之平均粒子徑的Si及/或Mn氧化物。因此，於還原帶之環境氣體中，將水蒸氣分壓P(H2 O)與氫分壓P(H2 )之比P(H2 O)/P(H2 )設為0.0001~2.00。P(H2 O)/P(H2 )以設為0.001~1.50之範圍為佳，以設為0.002~1.20之範圍較佳。
又，還原帶之環境氣體P(H2 O)/P(H2 )小於0.0001時，將於鋼板表面生成氧化物，有不易於脫碳層內部分散預定之氧化物的情形。又，P(H2 O)/P(H2 )大於2.00時，將過度地進行脫碳，有無法控制脫碳層之厚度於預定範圍的情形。
於還原帶中到達退火步驟之最高加熱溫度。最高加熱溫度低時，無法充分地進行對沃斯田鐵之逆變態，肥粒鐵之體積分率變得過大。為降低殘留沃斯田鐵之量，確保充分之硬質組織的體積分率，最高加熱溫度係(Ac3點-50℃)℃以上，以(Ac3點-35)℃以上為佳。並未特設置最高加熱溫度之上限，但加熱至1000℃時，將損害表面品質，使母材鋼板的鍍敷之施潤性劣化，故最高加熱溫度以設為1000℃以下為佳，以設為950℃以下較佳。
之後，為使退火後所得之母材鋼板的有效結晶粒徑微細化，需抑制肥粒鐵變態，並盡量使變態溫度為低溫，於740℃~500℃之溫度域中以1.0℃/秒以上的平均冷卻速度 冷卻。為充分地抑制肥粒鐵變態，740℃~500℃之溫度域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740℃~500℃之溫度域中的平均冷卻速度之上限，但為得過大的平均冷卻速度，因需特殊之冷卻設備或不會干涉鍍敷步驟之冷媒，故不佳。由該觀點來看，前述溫度域中之平均冷卻速度以150℃/秒以下為佳，以100℃/秒以下較佳。
又，於740℃~500℃之溫度域中，一面負載3~100MPa之張力，一面進行1次以上彎曲半徑800mm以下的彎曲加工。藉此，因促進於作為母材鋼板之冷軋鋼板的結晶方位相異之結晶粒的核生成，故退火後所得之母材鋼板的有效結晶粒徑將成更微細者。
於進行彎曲加工時，負載以軋延方向作為抗拉軸之3MPa以上100MPa以下的張力(抗拉應力)。張力小於3MPa時未發現核生成之促進效果，故將其作為下限。為更加促進核生成，使有效結晶粒徑微細化，以將張力設為5MPa以上為佳，以設為7MPa以上較佳。另一方面，張力大於100MPa時，有因彎曲加工使鋼板大幅地變形的情形，故將張力設為100MPa以下。為更加降低鋼板之變形，張力以設為70MPa以下為佳，以設為50MPa以下更佳。藉由該彎曲加工，可使結晶粒更微細化，即可作成平均有效結晶粒徑5μm以下、最大有效結晶粒徑20μm以下，並於脫碳層中析出1.0×1012 ~1.0×1016 個/m2 氧化物，可降低脫碳層之強度與鋼板母材正常部的強度差。
於彎曲加工中，係例如，使用半徑800mm以下之輥，進行彎曲半徑800mm以下的加工。加工度越大越能促進核生成，故彎曲半徑以設為650mm以下為佳。另一方面，並未特別設定彎曲半徑之下限，但過小的半徑將不易均質地彎曲鋼板全域，故彎曲半徑以設為50mm以上為佳，以設為100mm以上較佳。
彎曲加工之次數係設為1次以上，加工度越大越能促進核生成，故以設為2次以上為佳。並未特別限定彎曲加工之次數的上限，但於該溫度域中於停留時間內施行20次以上之彎曲加工係為困難，故以設為20次以下為佳。
「鍍敷步驟」
接著，將如此所得之母材鋼板浸漬於鍍敷浴。鍍敷浴係以鋅作為主體，並具有作為自鍍敷浴中之全Al量扣除全Fe量的值，即有效Al量係0.01~0.18質量%的組成。特別是，於鍍敷步驟後施行合金化處理時，因控制熔融鍍鋅層之合金化的進行，故以將鍍敷浴中之有效Al量設為0.07~0.12質量%為佳。
又，未合金化鍍敷層時，浴中之有效Al量亦可為0.18~0.30質量%之範圍。
鍍敷浴亦可混入Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、REM之1種或2種以上的元素，亦有藉由各元素之含量改善熔融鍍鋅層之耐蝕性或加工性等較佳的情形。
又，鍍敷浴之溫度以設為450℃~470℃為佳。鍍敷浴溫 度小於450℃時，鍍敷浴之黏度將變得過高，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，將產生大量的煙霧，不易安全地製造，故鍍敷浴溫度以470℃以下為佳。
又，鋼板於進行鍍敷浴時的鋼板溫度低於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之熱量，故於實用上不適合。另一方面，鋼板進入鍍敷浴時的鋼板溫度大於490℃時，為使鍍敷浴溫度穩定地為470℃以下，需導入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，以將母材鋼板進入鍍敷浴時的溫度設為430℃~490℃為佳。
又，於本實施形態中，於將母材鋼板浸漬於鍍敷浴之前及/或浸漬之後，以進行變韌鐵變態為目的，以於300~470℃之溫度範圍停留10~1000秒鐘地進行變韌鐵變態處理為佳。於鍍敷步驟後進行合金化處理時，變韌鐵變態處理可於合金化處理之前亦可為之後。
但，變韌鐵變態處理之溫度為430℃以下時，隨著變韌鐵變態的進行，大量之碳於未變態之沃斯田鐵濃化，冷卻至室溫時有殘留於殘留沃斯田鐵之體積分率變大的情形。藉以較產生變韌鐵變態溫度高的溫度進行再加熱，可減少沃斯田鐵中之固溶碳量。因此，變韌鐵變態處理溫度為430℃以下時，限制於將母材鋼板浸漬於鍍敷浴之前進行變韌鐵變態處理，利用將母材鋼板再加熱至鍍敷浴之溫度，可降低未變態之沃斯田鐵中的固溶碳量，降低冷 卻至室溫時殘留於鋼板之殘留沃斯田鐵量為佳。
於浸漬於鍍敷浴後，亦可進行熔融鍍鋅層之合金化處理。合金化處理溫度小於470℃時，未能充分地進行合金化，故設為470℃以上。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，故設為620℃以下。合金化處理溫度以設為480~600℃為佳，以設為490~580℃較佳。
為充分地進行熔融鍍鋅層之合金化，合金化處理時間係設為2秒以上，以設為5秒以上為佳。另一方面，合金化處理時間大於200秒時，鍍敷層將過度合金，有特性劣化的疑慮。因此，將合金化處理時間設為200秒以下，以設為100秒以下較佳。
另外，於將母材鋼板浸漬於鍍敷浴後立刻進行合金化處理為佳，但亦可於將母材鋼板浸漬於鍍敷浴後，將所得之熔融鍍鋅鋼板溫度降至150℃以下後，再加熱至合金化處理溫度後進行合金化處理。
又，鍍敷步驟後或合金化處理後，以將所得之熔融鍍鋅鋼板或合金化熔融鍍鋅鋼板的溫度降至150℃以下之平均冷卻速度設為0.5℃/秒以上為佳。這是因為，冷卻速度小於0.5℃/秒時，於熔融鍍鋅鋼板或合金化熔融鍍鋅鋼板殘留有未變態之沃斯田鐵時，未變態之沃斯田鐵中進行變韌鐵變態，沃斯田鐵中之碳濃化進行，故有冷卻至室溫後所得的殘留沃斯田鐵之體積分率大於5%的情形。由該觀點來看，前述平均冷卻速度以設為1.0℃/秒以上較佳。
另外，鍍敷步驟後或合金化處理後所得之熔融鍍鋅鋼板或合金化熔融鍍鋅鋼板的冷卻途中或冷卻後，亦可以回火麻田散鐵為目的，進行再加熱處理。進行再加熱處理時之加熱溫度小於200℃時，因未能充分地進行回火，故以設為200℃以上為佳。又，再加熱處理之溫度大於620℃時，因強度顯著地劣化，故以設為620℃以下為佳，以設為550℃以下較佳。
另外，本發明並未受前述實施形態所限定。
例如，於本發明之實施形態中，亦可賦與藉前述方法所得的鍍鋅鋼板之鍍鋅層表面由P氧化物及/或包含P之複合氧化物所構成的皮膜。
由磷氧化物及/或包含磷之複合氧化物所構成的皮膜於加工鋼板時可作為潤滑劑作用，可保護形成於母材鋼板表面之鍍鋅層。
並且，於本實施形態中，亦可對經冷卻至室溫之高強度鍍鋅鋼板以軋縮率3.00%以下施行冷軋延，以矯正形狀。
實施例
說明本發明之實施例。
鑄造具有如表1~表3所示之A~AC的化學成分(組成)之扁鋼胚，並以表4~表8所示的條件(扁鋼胚加熱溫度、熱軋結束溫度、1050℃~至結束熱軋延溫度之溫度域下的軋縮量)熱軋延，以表4~表8所示之溫度捲取，得到熱軋鋼板。
之後，於熱軋鋼板施行酸洗，並以表4~表8所示之條件 (軋縮率)施行冷軋延，得到冷軋鋼板。
接著，以表9~表13所示之條件(預熱帶之加熱使用的混合氣體中空氣與燃料氣體之體積比(空氣體積/燃料氣體體積)、600~750℃下之加熱速度、還原帶環境氣體中H2 O與H2 之分壓比(P(H2 O)/P(H2 ))、最高加熱溫度、740℃~500℃之溫度域中的平均冷卻速度與彎曲加工條件(張力(負載應力)、彎曲半徑、彎曲加工次數))施行退火，得到實驗例1~133之母材鋼板(但，於一部分之實驗例中，亦有中斷實驗的情形)。
實驗例124係Si之含量大，冷軋延步驟中鋼板斷裂，中斷試驗的例。
實驗例126係Mn之含量大，至熱軋延步驟扁鋼胚斷裂，中斷試驗的例。
實驗例1004係Al之含量大，於退火步驟中前後鋼板之熔接部位斷裂，中斷試驗的例。
接著，以表14~表18所示之溫度範圍加熱實驗例1~133之母材鋼板中的一部分母材鋼板，並停留表14~表18所示之時間地進行變韌鐵變態處理。
接著，將表14~表18所示之進入溫度的母材鋼板加入表14~表18所示之有效Al量及溫度的鍍敷浴浸漬後，得到實驗例1~133之熔融鍍鋅鋼板。又，將實驗例1~133之熔融鍍鋅鋼板中的一部分之熔融鍍鋅鋼板以表14~表18所示之溫度範圍加熱，並停留表14~表18所示之滯留時間地進行合金化處理，得到實驗例1~133的合金化熔融鍍鋅鋼板(GA)。其以外之鋼板係未進行合金化處理、或處理溫度小於470℃，並作成鍍敷層未合金化的熔融鍍鋅鋼板(GI)。
以表14~表18所示之平均冷卻速度冷卻，使鍍敷步驟後之實驗例1~133的熔融鍍鋅鋼板(或合金化處理後之合金化熔融鍍鋅鋼板)之溫度至150℃以下。
另外，實驗例1~133之鍍敷步驟後的熔融鍍鋅鋼板(或合金化處理後之合金化熔融鍍鋅鋼板)之一部分，係於以表14~表18所示之平均冷卻速度冷卻至150℃以下的途中，以表14~表18所示之再加熱溫度進行再加熱處理。
並且，冷卻至室溫之實驗例1~133之熔融鍍鋅鋼板(或合金化熔融鍍鋅鋼板)的一部分，係以表14~表18所示之軋縮率施行冷軋延。
如此所得之實驗例1~133的熔融鍍鋅鋼板(或合金化熔融鍍鋅鋼板)中，觀察以自板厚之表面起1/4厚度作為中心的1/8厚度至3/8厚度之範圍中的微觀組織，並測定體積分率。於表19~表23顯示其結果。
微觀組織之體積分率中，殘留沃斯田鐵量係藉由X射線繞射測定，其他係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19~表23顯示其結果。
又，藉由以下所示之方法，測定實驗例1~133的平均有效結晶粒徑、最大有效結晶粒徑、脫碳層(厚度、氧化物之密度、氧化物之平均粒子徑)。於表19~表23顯示其結果。
「平均有效結晶粒徑、最大有效結晶粒徑」
於分別將實驗例1~133之熔融鍍鋅鋼板(或合金化熔融鍍鋅鋼板)的平行於軋延方向之板厚截面作為鏡面後，於以自板厚之表面起1/4厚度作為中心的1/8厚度~3/8厚度之範圍中，以0.5μm以下作為測定節距，並以合計50000μm2 的領域，使用FE-SEM進行利用EBSD法之高分解能結晶方位解析，測定BCC(體心立方構造)鐵的結晶方位。
之後，於鄰接之測定點間，將(100)面之方位差為最小但為10°以上的邊界作為有效結晶粒界。使用經測定之有效結晶粒界作成粒界圖，於該粒界圖上畫出合計300μm以上的於軋延方向平行之線，將線之合計長度除以線與有效結晶粒界的交點數之值作為平均有效結晶粒徑。又，鄰接之交點間的距離最遠處之粒徑作為最大有效結晶粒徑。
「脫碳層厚度」
於分別將實驗例1~133之熔融鍍鋅鋼板(或合金化熔融鍍鋅鋼板)的平行於軋延方向之板厚截面作為鏡面後，藉由使用FE-SEM觀察，測定脫碳層厚度。另，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。
「氧化物之密度」「氧化物之平均粒子徑」
於分別將實驗例1~133之熔融鍍鋅鋼板(或合金化熔融鍍鋅鋼板)平行於軋延方向的板厚截面作為鏡面後，使用FE-SEM觀察7μm2 部分後計算氧化物之個數、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，藉由平均隨機選出之100~1000個氧化物的圓等效直徑，算出氧化物之平均粒子徑。
又，藉由以下所示之方法測定實驗例1~133的韌性。於表24~表28顯示其結果。
「韌性(衝撃吸收能量(-40℃)、脆性破裂率)」
實驗例1~133之熔融鍍鋅鋼板(或合金化熔融鍍鋅鋼板)因板厚薄如0.5~3.5mm，故以1片不易進行正確之試驗。因此，將鋼板重疊，並以螺栓固定，確認鋼板間無縫隙後作成加工成預定形狀的積層沙丕試驗片。重疊之鋼板的片數N係設定成最接近[板厚]×N為10mm。例如，板厚為1.8mm時，設為N=6，板厚之合計係10.8mm。
因平行於軋延方向之板厚截面破裂，故以板寬度方向作為長度擷取積層沙丕試驗片。鋼板之衝撃吸收能量係衝撃試驗中之全吸收能量除以破裂面積0.8×[板厚]×N，並作為每單位面積的吸收能量(-40℃)評價。
鋼板之破裂，因結晶粒徑係微細，故未能使用光學顯微鏡或放大鏡區別脆性破裂與延性破裂。因此，使用SEM觀察破裂，求出脆性破裂率。
前述以外之條件係依據JIS Z 2242測定。
藉由以下所示之方法評價實驗例1~133之熔融鍍鋅鋼板(或合金化熔融鍍鋅鋼板)的特性，並於表24~表28顯示結果。
自實驗例1~133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「YS」、抗拉強度「TS」、全伸長「EL」。
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。
如表24~表28所示，實驗例1~133中作為本發明之實施例的實驗例均未產生未鍍敷，外觀係良好，抗拉強度「TS」係900MPa以上，且無脆性破裂。又，作為本發明之實施例的實驗例之鍍敷剝離評價均係「○」，具優異鍍敷密著性，並可得充分之降伏應力及全伸長。
相對於此，實驗例1~133中作為比較例之實驗例，未產生鍍敷剝離及未鍍敷，抗拉強度「TS」係900MPa以上，且無脆性破裂。
實驗例121因C之添加量少，未能得到硬質組織，故強度差。
實驗例122因C之添加量多，韌性不充分，脆性破裂率係100%。
實驗例123因Mn之添加量少，退火後之冷卻中大量地形成軟質的組織，故強度不充分。
實驗例32係冷軋延之軋縮率低的例，最大有效結晶粒徑大，韌性不充分，觀察到脆性破裂。
實驗例44係熱軋延之扁鋼胚加熱溫度低的例，最大有效結晶粒徑大，韌性不充分，觀察到脆性破裂。
實驗例56係冷軋延之軋縮率高的例，最大有效結晶粒 徑大，韌性不充分，觀察到脆性破裂。
實驗例96係熱軋延之軋縮量大的例，平均有效結晶粒徑及最大有效結晶粒徑大，韌性不充分，觀察到脆性破裂。
實驗例116係熱軋延之軋縮量低的例，最大有效結晶粒徑大，韌性不充分，觀察到脆性破裂。
實驗例8係退火步驟中未賦與負載應力之例，平均有效結晶粒徑大，韌性不充分，觀察到脆性破裂。
實驗例20係鍍敷步驟中鍍敷浴之有效Al量過剩的例，產生未鍍敷，外觀不良。
實驗例24係退火步驟中彎曲加工之彎曲半徑大的例，平均有效結晶粒徑大，韌性不充分，觀察到脆性破裂。
實驗例28係因於浸漬於鍍敷浴後進行變韌鐵變態處理，碳於未變態沃斯田鐵濃化下直接冷卻至室溫之例，殘留沃斯田鐵多，韌性不充分，觀察到脆性破裂。因此，於實驗例28中，變韌鐵變態處理之停留時間雖於本發明之範圍內，但未作為實施例，係作為比較例(表中，附加標示「*」)。
實驗例52係燃料氣體與空氣之體積比大的例，脫碳層厚度厚，產生未鍍敷，強度不充分。
實驗例60係合金化處理時間短之例，產生有鍍敷剝離。
實驗例68係未進行彎曲加工之例，平均有效結晶粒徑及最大有效結晶粒徑大，韌性不充分，觀察到脆性破裂。
實驗例76係H2 O與H2 之分壓比高的例，脫碳層厚度厚，強度不充分。
實驗例80係燃料氣體與空氣之體積比小的例，未形成脫碳層，韌性不充分，觀察到脆性破裂。
實驗例84係退火步驟中最高加熱溫度低之例，硬質組織少，韌性不充分，觀察到脆性破裂。
實驗例88係退火步驟中740℃~500℃下之平均冷卻速度小的例，硬質組織少，平均有效結晶粒徑大，韌性不充分，觀察到脆性破裂。
實驗例92係H2 O與H2 之分壓比低的例，未形成脫碳層，韌性不充分，觀察到脆性破裂。又，實驗例92中產生鍍敷剝離及未鍍敷。
實驗例100係合金化處理時間長之例，產生有鍍敷剝離。
實驗例108係鍍敷步驟中鍍敷浴之有效Al量少的例，產生有鍍敷剝離。
實驗例112係合金化處理溫度高之例，產生鍍敷剝離及未鍍敷，強度不充分。
實驗例125之合金化熔融鍍鋅鋼板的Si之含量小，脫碳層中分散之氧化物的密度變得不充分，且因藉由合金化處理生成大量鐵系碳化物，故韌性及強度上均差。
實驗例128之合金化熔融鍍鋅鋼板中，脫碳層中的氧化物之密度係顯著地高，鋼板之韌性及鍍敷密著性差。
實驗例129之合金化熔融鍍鋅鋼板中，脫碳層中的氧化 物尺寸係顯著地大，鋼板之韌性差。
實驗例130係熱軋結束溫度低，鋼板的平坦度係顯著地差，因不易冷軋延，故中斷試驗的例。
實驗例131之合金化熔融鍍鋅鋼板係因熱軋結束溫度高，超出式1之值所規定之範圍，故粒徑粗大化，韌性劣化的例。
實驗例132之熔融鍍鋅鋼板係740~500℃下的平均冷卻速度小，肥粒鐵分率過高，故韌性劣化之例。
實驗例133之合金化熔融鍍鋅鋼板係變韌鐵變態處理溫度低，該處理中生成麻田散鐵，之後藉由合金化以高溫回火，故強度顯著地下降的例。
以上，詳細地說明本發明之各實施形態，但前述實施形態均僅係表示於實施本發明時具體化的例。本發明並未受該等實施形態限定技術範圍。換言之，只要不脫離本發明之技術思想或主要特徵，可以各種形態實施本發明。
產業上之可利用性
本發明係對具優異耐衝撃特性之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法、及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板及其製造方法有效之技術。並且，依據本發明，可提供具優異低溫下之耐衝撃特性，且可得900MPa以上之抗拉強度的高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板及該等的製造方法。

Claims (12)

  1. 一種具優異耐衝撃特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於母材鋼板表面形成有熔融鍍鋅層，該母材鋼板以質量%計係含有：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%、O：0.0001~0.0100%、N：0.0001~0.0100%，且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成；前述母材鋼板中，自板厚表面起算，以1/4厚度作為中心的1/8厚度~3/8厚度範圍中，鋼板組織的殘留沃斯田鐵相以體積分率計係5%以下，且變韌鐵相、變韌肥粒鐵相、新生麻田散鐵相及回火麻田散鐵相之合計以體積分率計係40%以上；肥粒鐵係不足50%；自板厚之表面起算，以1/4厚度作為中心的1/8厚度~3/8厚度之範圍中，平均有效結晶粒徑係5.0μm以下，最大有效結晶粒徑係20μm以下；並且，表層部形成有厚度0.01μm~10.0μm的脫碳層，分散於前述脫碳層中之氧化物密度係 1.0×1012 ~1.0×1016 個/m2 ，前述氧化物之平均粒徑係500nm以下。
  2. 如申請專利範圍第1項之具優異耐衝撃特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計，更含有選自Ti：0.001~0.150%、Nb：0.001~0.100%及V：0.001~0.300%中之1種或2種以上元素。
  3. 如申請專利範圍第1項之具優異耐衝撃特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板更含有選自Cr：0.01~2.00%、Ni：0.01~2.00%、Cu：0.01~2.00%、Mo：0.01~2.00%、B：0.0001~0.0100%及W：0.01~2.00%中之1種或2種以上元素。
  4. 如申請專利範圍第1項之具優異耐衝撃特性之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板更含有合計為0.0001~0.0100%之選自Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM中的1種或2種以上元素。
  5. 一種具優異耐衝撃特性之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，係使如申請專利範圍第1項的高強度熔融鍍鋅鋼板之前述熔融鍍鋅層呈合金化者。
  6. 一種具優異耐衝撃特性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於具有：得到母材鋼板之步驟；及鍍敷步驟，係將前述母材鋼板浸漬於有效Al量為0.01~0.18質量%的鍍浴中，使於前述母材鋼板表面形成熔融鍍鋅層而製成熔融鍍鋅鋼板者； 其中前述得到母材鋼板之步驟係藉由進行下述各步驟而製得母材鋼板者：熱軋步驟，係將以質量%計含有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%、O：0.0001~0.0100%及N：0.0001~0.0100%且剩餘部分由Fe及不可避免的不純物所構成的扁鋼胚加熱至1080℃以上，並於850℃~950℃之溫度下結束熱軋延，以進行1050℃~至熱軋延結束溫度之溫度區域下的軋縮量會滿足以下所示(式1)的熱軋延，而得到熱軋鋼板；冷軋步驟，係對前述熱軋鋼板進行軋縮率為30%~75%之冷軋延，而得到冷軋鋼板；及退火步驟，係於預熱時使用之空氣與燃料氣體的混合氣體中，使用單位體積的混合氣體所含之空氣體積，與理論上使單位體積之混合氣體所含之燃料氣體完全燃烷所需的空氣體積之比，即空氣比係0.7~1.2的混合氣體並加熱的預熱帶中通過前述冷軋鋼板，於表層部生成氧化被膜，並於H2 O與H2 之分壓比(P(H2 O)/P(H2 ))係0.0001~2.00之環境氣體的還原帶中，以Ac3點-50℃以上之最高加熱溫度通過前述冷軋鋼板，還原前述氧化被膜而形成脫碳層，於740℃~500℃之溫度域中以1.0℃/s以上的平均冷卻速度冷卻，並施行一面負載3~100MPa之張力，一面進行1次以上的彎曲半徑800mm以下之彎曲加工的退火； 於(式1)中，N表示自開始熱軋延至結束之全道次數，i表示道次之順序，Ti 表示第i次之道次的軋延溫度(℃)，hi 表示第i次之道次的加工後板厚(mm)，ti 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，令最終道次至下個道次之經過時間為最終道次至熱軋延結束後之開始冷卻時點的經過時間。
  7. 如申請專利範圍第6項之具優異耐衝撃特性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其中前述扁鋼胚以質量%計更含有選自Ti：0.001~0.150%、Nb：0.001~0.100%及V：0.001~0.300%中之1種或2種以上元素。
  8. 如申請專利範圍第6項之具優異耐衝撃特性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其中前述扁鋼胚以質量%計更含有選自Cr：0.01~2.00%、Ni：0.01~2.00%、Cu：0.01~2.00%、Mo：0.01~2.00%、B：0.0001~0.0100%及W：0.01~2.00%中之1種或2種以上元素。
  9. 如申請專利範圍第6項之具優異耐衝撃特性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其中前述扁鋼胚更含有合計為0.0001~0.0100%之選自Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM中之1種或2種以上元素。
  10. 如申請專利範圍第6項之具優異耐衝撃特性之高強度熔 融鍍鋅鋼板的製造方法，其中前述鍍敷步驟係使430~490℃之前述母材鋼板進入並浸漬於450~470℃的鍍浴之步驟。
  11. 如申請專利範圍第6項之具優異耐衝撃特性之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其係於將前述母材鋼板浸漬於前述鍍敷浴之前及/或浸漬之後，進行於300~470℃之溫度範圍內停留10~1000秒鐘的變韌鐵變態處理。
  12. 一種具優異耐衝撃特性之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於：使如申請專利範圍第6項之高強度熔融鍍鋅鋼板進行於470~620℃之溫度範圍內停留2秒~200秒鐘的合金化處理。
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