TWI467029B

TWI467029B - 合金化熔融鍍鋅鋼板與其製造方法

Info

Publication number: TWI467029B
Application number: TW101150413A
Authority: TW
Inventors: Takeshi Yasui; Kojiro Akiba; Kiyokazu Ishizuka; Koki Tanaka
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2012-12-25
Filing date: 2012-12-25
Publication date: 2015-01-01
Also published as: TW201425598A

Description

合金化熔融鍍鋅鋼板與其製造方法

發明領域

本發明係有關於一種具有優異鍍敷密著性之合金化熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。

發明背景

近年來，特別係在汽車技術領域中，由以燃料費提升之省能源為目的之車體輕量化的觀點來看，高強度鋼板的需求高漲。對於所述之需求，例如於專利文獻1中係揭示有一種鋼板，其為肥粒鐵相、變韌鐵相、及沃斯田鐵相之3相混合之組織者。並且，還揭示了該鋼板係於成型加工時，藉由殘留沃斯田鐵變態為麻田散鐵來展現高延展性之利用變態誘發塑性的鋼板。

此種鋼板含有0.05~0.4質量%的C、0.2~3.0質量%的Si、及0.1~2.5質量%的Mn，且於雙相域下退火後，藉由抑制冷卻步驟的溫度圖案來形成複合組織。因此，具有不使用高價的合金元素還可確保所需特性之特徵。

為了對所述鋼板賦與防鏽機能，於以連續熔融鍍鋅設備中進行鍍鋅時，若鋼板的Si量大於0.3質量%，則鍍敷濕潤性會降低。因此，使用一般的含Al鍍敷浴之森吉米爾法(Sendzimir process)，則會發生未鍍敷，而有外觀品質惡化的問題。

而其被認為係因於還原退火時，於鋼板表面生成了含有對熔融Zn之濕潤性不好的Si及Mn之外部氧化皮膜。

作為解決該問題之手段，於專利文獻2中揭示有一種方法，首先，於空氣比為0.9~1.2的氣體環境中加熱，使Fe氧化物生成，接著於含有H₂ 的還原帶上將氧化物的厚度製成500Å以下後，於添加有Mn與Al之浴中進行鍍敷之方法。但是，於實線上，因會通過含有各種添加元素的多樣鋼板，故要適宜地控制氧化物的厚度係很困難的。

而其他作為抑制未鍍敷的手段，於專利文獻3中揭示有於下層賦予特定之鍍敷來改善鍍敷性之方法。但是，該方法係在熔融鍍敷線上，於退火爐的前段重新設置鍍敷設備，或於電鍍線上必須事先進行鍍敷處理。不論於何種情況下，可預測會有大幅的製造成本增加。

另一方面，於專利文獻4中揭示有一種手法，係於退火時調整退火環境氣體的氧勢，而於不使鋼板中的Fe氧化來製造合金化熔融鍍鋅鋼板。該手法中，係藉由抑制環境氣體的氧勢使鋼中的Si及Mn等易氧化性元素內部氧化，來抑制外部氧化皮膜的形成，而達成鍍敷性提升。

藉由適用該手法，於鍍敷後將鋼板再加熱，使Zn鍍敷層與鋼板進行反應，而使形成由Zn-Fe合金所構成的合金鍍敷層之際的Zn-Fe合金化反應可均一地進行。但是，於一般加工時雖然可確保充分的密著性，但就強加工時的鍍敷密著性卻無法獲得改善的效果。

用於汽車用增強構件的高強度鋼板，一般來說係進行以彎曲為主體之加工來加工。當使用C量較高的高強度鋼板作為鍍敷原板時，因鍍敷原板本身硬，故於彎曲加工時鋼板表層會容易產生裂縫。而該裂縫在使用鋼板時會成為鋼板於板厚方向破裂的要因。

為解決該彎曲性的問題，申請人於專利文獻5中提出了一種技術，係抑制退火氣體環境中的氧勢，使鍍敷性提升的同時，降低鋼板表面的C量，並使極表層的延展性提升來抑制裂縫的發生，進而藉由於鋼板表層附近使Si、Mn的氧化物生成，則即使產生裂縫，亦可以該氧化物抑制裂縫的發展，而確保鋼板的彎曲性。

但是，專利文獻5的技術，係即使以內部氧化之條件下將鋼板退火，生成於鍍敷與鋼板之界面的氧化物也不可能全部消失。因此，由會造成氧化物的生成行為之鍍敷層與鋼板之界面的性狀，會有鋼板與鍍敷層的密著性劣化，而有於加工時鍍敷剝離之問題產生之情況。

並且，使用該等手法製造了鍍敷鋼板時，如同專利文獻4所記載，於合金化處理後，於含有Zn-Fe合金相的鍍敷層(Zn-Fe合金鍍敷層)中會有含有Si及Mn之氧化物的粒子分散，而該Zn-Fe合金相係於合金化處理時從鍍敷層滲入之Zn與鋼板中的Fe進行反應而生成者。

Zn-Fe合金鍍敷層中有複數之Zn-Fe合金相存在，而依Fe量少的順序，有ζ相、δ₁ 相、Γ相、Γ₁ 相等。一般來說，Zn-Fe合金相係Fe量越多，會變得越脆越硬。並且，若為上述氧化物粒子已分散於Zn-Fe合金相中之狀態時，則Zn-Fe合金相的可變形能力會變小，而於鍍敷層施加了應力時，容易引發鍍敷層的龜裂或剝離。

對於在以高強度鋼板作為原板來製造合金化熔融鍍鋅鋼板時所產生之鍍敷剝離及耐粉碎性之劣化的問題，例如專利文獻6中係揭示有一種技術，其係著眼於由生成於鍍敷層與鋼板之界面的Si-Mn氧化物與Zn-Fe介金屬化合物所構成之組織的形狀，以抑制組織以及鍍敷層與鋼板之界面的凹凸大小，使鍍敷層與鋼板的密著性提升。

但是，專利文獻6的技術，係在鍍敷前的退火中，採用在氧化氣體環境中將鋼板加熱後，於還原氣體環境中保持一定時間之步驟。因此，為了使合金化處理後的鍍敷層與鋼板之界面的狀態為預定之狀態，得嚴密地控制退火氣體環境。

於專利文獻7中揭示有一種技術，係藉由將從鍍敷層與鋼板界面起，於鋼板側深度方向上的Zn-Fe介金屬化合物的進入深度抑制在10μm以下，使耐粉碎性及鍍敷密著性提升。但是近年來，以汽車用途為首，對高強度合金化熔融鍍鋅鋼板係尋求具有更高的加工性。因此，以僅控制Zn-Fe介金屬化合物的最大進入深度來說，要確保可耐嚴苛之加工的鍍敷密著性係很困難的。例如，會有於使用模具進行嚴苛的成型加工時表面的鍍敷會剝離之發生粉碎之情況，故以往要防止粉碎不發生係很困難的。

先行技術文獻專利文獻

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：日本專利第4718782號公報

專利文獻5：國際公開WO2011/025042號手冊

專利文獻6：日本特開2011-127216號公報

專利文獻7：日本特開2011-153367號公報

發明概要

本發明係高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之鑑於上述課題而成者。即，本發明之目的係以提供具優異飛躍性的鍍敷密著性之合金化熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。

本發明者等就使合金化熔融鍍鋅鋼板(以下會有統稱為「鍍敷鋼板」的情況)的鍍敷密著性提升之手法進行了積極檢討。結果發現，鍍敷處理後的鍍敷鋼板中，在鍍敷層與鋼板之界面附近，下述兩種狀態對鍍敷密著性的提升會造成很大的影響：(i)形成於鋼板側之組織及氧化物的形成狀態；以及(ii)Zn從鍍敷層側滲入鋼板而生成之Zn-Fe合金相的存在狀態。

進而，本發明者基於上述見解發現，只要控制鍍敷層與鋼板之界面附近的組織，即可解決上述課題。

本發明係基於上述見解而成者，且其要旨如同下述。

(1)本發明之一態樣之一種合金化熔融鍍鋅鋼板，具有：鋼板；前述鋼板表面上之鍍鋅層；及形成於前述鋼板與前述鍍鋅層間之混合層；前述鋼板具有以質量%計：C：0.050%以上且0.50%以下，及Mn：0.01%以上且3.00%以下；進而含有下述1種或2種以上之元素：Si：0.01%以上且3.00%以下、Al：0.010%以上且2.00%以下、及Cr：0.01%以上且2.00%以下；且將下述元素限制為：P：0.100%以下、S：0.0200%以下、O：0.0100%以下、N：0.0100%以下、Ti：0.150%以下、Nb：0.150%以下、Mo：1.00%以下、Cu：2.00%以下、Ni：2.00%以下、及B：0.0100%以下；當將Mn含量、Si含量、Al含量、及Cr含量分別以質量%表示為[Mn]、[Si]、[Al]、[Cr]時，係滿足下述式1；並且剩餘部分係由Fe及不可避免之雜質所構成；前述鍍敷層含有以質量%計：Fe：7.0%以上且15.0%以下；及Al：0.01%以上且1.00%以下，且剩餘部分係由Zn及不可避免之雜質所構成；前述混合層含有：底鐵部，具有大於0μm且2μm以下之微細結晶粒；Zn-Fe合金相；及氧化物，含有Mn、Si、Al及Cr之1種以上；且前述混合層中，於形成前述微細結晶粒的結晶粒界中存在有前述氧化物、與前述Zn-Fe合金相，而前述Zn-Fe合金相係與前述底鐵部錯雜； [Mn]+[Si]+[Al]+[Cr]≧0.4．．．(式1)。

(2)如上述(1)之合金化熔融鍍鋅鋼板，其中前述鍍敷層從表面算起1μm以下之區域的鍍敷層表層區域，亦可為前述含有不含氧化物之ζ相的Zn-Fe合金相。

(3)如上述(1)或(2)之合金化熔融鍍鋅鋼板，其中前述混合層之沿前述鋼板的板厚方向之方向的平均厚度亦可為10μm以下。

(4)如上述(1)~(3)中任一項之合金化熔融鍍鋅鋼板，其係當於前述鋼板的板厚方向截面觀看時，前述混合層中的Zn-Fe合金相為自前述鍍敷層朝前述鋼板的板厚中心方向亦可呈V字狀突出的形狀。

(5)如上述(1)~(4)中任一項之合金化熔融鍍鋅鋼板，其係當以掃描型電子顯微鏡在倍率5000倍且10視野以上觀察時，前述混合層中具有存在有前述Zn-Fe合金相之前述結晶粒界的前述微細結晶粒係亦可在總觀察視野當中20%以上之視野被觀察到。

(6)如上述(1)~(5)中任一項之合金化熔融鍍鋅鋼板，其中前述混合層中之前述Zn-Fe合金相亦可為於進行合金處理時自前述鍍敷層浸入的前述Zn與前述鋼板中的前述Fe進行反應而生成者。

(7)本發明之一態樣之一種合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，具有下述步驟：第1升溫步驟，於由0.1體積%以上且50體積%以下的氫及剩餘部分由氮及不可避免之雜質所構成、且露點為大於-30℃且20℃以下之氣體環境中，將具有請專利範圍第1項之成分組成的鋼板，以設650℃~740℃間之平均升溫速度的第1升溫速度為0.2℃/秒以上且6℃/秒以下而進行加熱；第2升溫步驟，於前述第1升溫步驟後，於前述氣體環境中，將前述鋼板自740℃加熱至750℃以上且900℃以下的退火溫度為止；退火步驟，於前述第2升溫步驟後，使前述鋼板於前述氣體環境中在前述退火溫度下滯留30秒以上且300秒以下冷卻步驟，於前述退火步驟後，冷卻前述鋼板；鍍鋅步驟，於前述冷卻步驟後，對前述鋼板進行熔融鍍鋅；及合金化處理步驟，於前述鍍鋅步驟後，於420℃~550℃的合金處理溫度下對前述鋼板進行合金處理。

(8)如上述(7)之合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中前述合金化處理步驟中之合金化處理溫度亦可為420℃以上且500℃以下。

(9)如上述(7)或(8)之合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其亦可進而於前述第1升溫步驟前具有重研削步驟，該步驟係以研削量為0.01~3.00g/m² 的條件下進行重研削。

(10)如上述(7)~(9)中任一項之合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中前述冷卻步驟中，740℃~650℃間之平均冷卻速度亦可為0.5℃/秒以上。

(11)如(7)~(10)中任一項之合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其亦可於連續式熔融鍍鋅設備的總還原爐中進行前述退火步驟。

(12)如上述(7)~(11)中任一項之合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其亦可於前述熔融鍍鋅步驟中，將鋼板浸漬於含有0.01%以上且1.00%以下的Al、並且430℃以上且500℃以下之浴溫的鍍鋅浴中。

(13)如上述(7)~(12)中任一項之合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其亦可於前述合金化處理步驟中，設至420℃~460℃為止之平均升溫度的第2升溫速度為20℃/秒以上且100℃/秒以下，且設自460℃至前述合金化處理溫度為止之平均升溫速度的第3升溫速度為2℃/秒以上且40℃/秒以下。

根據本發明之上述態樣，可提供一種經將鍍敷密著性提升為習知以上之合金化熔融鍍鋅鋼板。

1‧‧‧微細組織(微細結晶粒)

2‧‧‧鍍敷層

3‧‧‧合金鍍敷層(合金化熔融鍍鋅層)

4‧‧‧氧化物

5‧‧‧Zn-Fe合金相(介金屬化合物)

6‧‧‧氧化膜

11‧‧‧底鐵部

13‧‧‧混合層

21‧‧‧ζ相

圖1A係示意顯示鍍敷密著性顯著提升之機構的圖，且顯示已對具有氧化物存在於粒界的顯微組織之鋼板進行了鍍鋅之態樣的圖。

圖1B係示意顯示鍍敷密著性顯著提升之機構的圖，且顯示V字狀(楔狀)之Zn-Fe合金相的態樣的圖，該Zn-Fe合金相係自鍍敷層浸入的Zn與鋼板中的Fe進行反應，而生成於存在於結晶粒界之氧化物的周圍者。(延續圖1A)

圖1C係示意顯示鍍敷密著性顯著提升之機構的圖，且顯示經合金化處理而形成之Zn-Fe鍍敷層的態樣的圖。(延續圖1B)

圖2A係顯示形成於鋼板表面附近之”存在於粒界之氧化物的顯微組織”與鍍敷層之相互關係的圖，且示意顯示形成於鋼板表面附近之”存在於粒界之氧化物的顯微組織”之態樣的圖。

圖2B係顯示經形成於鋼板表面附近之”存在於粒界之氧化物的顯微組織”與鍍敷層之相互關係的圖，且示意顯示鍍敷後”存在於粒界之氧化物的顯微組織”之態樣的圖。

圖3係顯示退火後之顯微組織的圖。

圖4係顯示合金化處理後之顯微組織的圖。

圖5係顯示於低溫下進行合金化處理時生成之ζ相的圖。

較佳實施例之詳細說明

以下，將詳細說明本發明一實施形態之合金化熔融鍍鋅鋼板。

本發明之一態樣之一種合金化熔融鍍鋅鋼板(以下有稱為「本實施形態之鍍敷鋼板」之情況)，具有：鋼板；前述鋼板表面上之鍍鋅層；及形成於前述鋼板與前述鍍鋅層間之混合層，前述鋼板具有以質量%計：C：0.050%以上且0.50%以下，及Mn：0.01%以上且3.00%以下；進而含有下述1種或2種以上之元素：Si：0.01%以上且3.00%以下、Al：0.010%以上且2.00%以下、及Cr：0.01%以上且2.00%以下；且將下述元素限制為：P：0.100%以下、S：0.0200%以下、O：0.0100%以下、N：0.0100%以下、Ti：0.150%以下、Nb：0.150%以下、Mo：1.00%以下、Cu：2.00%以下、Ni：2.00%以下、及B：0.0100%以下；當將Mn含量、Si含量、Al含量、及Cr含量分別以質量%表示為[Mn]、[Si]、[Al]、[Cr]時，係滿足下述式1；並且剩餘部分係由Fe及不可避免之雜質所構成；前述鍍敷層含有以質量%計：Fe：7.0%以上且15.0%以下，及Al：0.01%以上且1.00%以下；且剩餘部分係由Zn及不可避免之雜質所構成；前述混合層含有：底鐵部，具有大於0μm且2μm以下之微細結晶粒；Zn-Fe合金相；及氧化物，含有1種以上之Mn、Si、Al及Cr；且前述混合層中，於形成前述微細結晶粒的結晶粒界中存在有前述氧化物、與前述Zn-Fe合金相，而前述Zn-Fe合金相係與前述底鐵部錯雜。

[Mn]+[Si]+[Al]+[Cr]≧0.4．．．(式1)。

施行鍍鋅之鋼板的厚度(mm)並無特別限定。通常，施行鍍鋅的鋼板厚度為0.4~3.2mm，但若考慮到軋延機的負荷或生產性，則宜為1.0~3.2mm。

首先，將就本實施形態之鍍敷鋼板，其限定被鍍材之鋼板(亦有稱為本實施形態之鋼板之情況)的成分組成的理由進行說明。成分組成的%係表示質量%之意。

C：0.050%以上且0.5%以下

C係有效用以確保鋼強度的元素。但若含量低於0.050%，則無法期待有強度提升之效果。另一方面，若大於0.5%，則熔接性會劣化，而造成本發明鋼板的實用性降低。因此，設C含量為0.050%以上且0.5%以下。且宜為0.100%以上且0.4%以下。

Mn：0.01%以上且3.00%以下

Mn係有效用以確保鋼強度的元素。並且，Mn係於退火時可形成抑制鋼板表面附近結晶粒粗大化的氧化物之元素。但若含量低於0.01%，則無法期待其添加效果；另一方面，若大於3.00%，則熔接性會劣化，而造成本發明鋼板的實用性降低。因此，設Mn含量為0.01%以上且3.00%以下。且宜為0.07%以上且3.00%以下。

進而，鋼板必須於以下範圍含有選自Si、Al、Cr之1種或2種以上的元素。

Si：0.01%以上且3.00%以下

Si係可確保鋼強度的元素。並且，Si係於退火時可形成抑制鋼板表面附近結晶粒粗大化的氧化物之元素。為獲得其效果，係必須含有0.01%以上。因此，設於添加時其含量的下限為0.01%。另一方面，若大於3.00%，則會生成粗大氧化物，而鍍敷層容易剝離，故設Si含量的上限為3.00%。且宜為2.00%。

Al：0.010%以上且2.00%以下

Al係可將鋼脫氧的元素。並且，Al係於退火時可形成抑制鋼板表面附近結晶粒粗大化的氧化物之元素。為獲得其效果，係必須含有0.010%以上。因此，設於添加時其含量的下限為0.010%。另一方面，若大於2.00%，則會生成粗大的介在物及氧化物，而造成加工性降低，並且鍍敷層容易剝離，故設Al含量的上限為2.00%。且由確保高加工性之觀點來看，較佳上限為1.50%。

Cr：0.01%以上且2.00%以下

Cr係可在不損鋼板之加工性，尤其係延展性之下，有效確保鋼強度之元素。並且，Cr係於退火時可形成抑制鋼板表面附近結晶粒粗大化的氧化物之元素。為獲得其效果，係必須含有0.01%以上。因此，設於添加時其含量的下限為0.01%。另一方面，若Cr大於2.00%，則因粒界偏析而粒界會脆化，並且合金化速度會變慢。因此，設Cr含量的上限為2.00%。且較佳上限為1.50%。

Mn+Si+Al+Cr：0.400%以上

Mn、Si、Al及Cr如同前述，皆為於退火時可形成抑制鋼板表面附近結晶粒粗大化的氧化物之元素。然而，若Mn+Si+Al+Cr低於0.400%，則氧化物的生成量會不充分，鋼板表面附近的結晶粒會粗大化，而無法獲得所欲之顯微組織。因此，設Mn+Si+Al+Cr為0.400%以上。又宜為0.900%以上。而上限並無特別限定，只要為各元素上限的和即可，但以抑制氧化物過剩之生成的方面來說，宜為6.000%以下。

在此，如同上述抑制結晶粒粗大化的氧化物係Mn、Si、Al或Cr的氧化物，或者為由Mn、Si、Al及Cr之2種以上所構成的複合氧化物。

作為上述氧化物，例如為Si氧化物、Mn氧化物、Si-Mn氧化物、Al氧化物、Al-Si複合氧化物、Al-Mn複合氧化物、Al-Si-Mn複合氧化物、Cr氧化物、Cr-Si複合氧化物、Cr-Mn複合氧化物、Cr-Si-Mn複合氧化物、Cr-Al複合氧化物、Cr-Al-Si複合氧化物、Cr-Al-Mn複合氧化物、 Cr-Al-Mn-Si複合氧化物。此外，氧化物中亦可不含Fe。

為不使延展性降低，氧化物的大小宜為以平均圓相當直徑計不大於1μm，且為了發揮抑制鋼板結晶粒界的移動之效果，宜為10nm以上。氧化物的大小係以SEM(掃描型電子顯微鏡)之倍率50000倍下觀察經截面研磨的試樣，藉由影像解析求得圓相當直徑即可。雖氧化物的個數並無特別限定，但觀察時，深度d(μm)係宜於截面之板寬方向100μm長度中存在1個以上。

本實施形態之鋼板基本組成係含有以上元素，且剩餘部分係由鐵及不可避免的雜質所構成，但鋼板可因應需要，以下述含量範圍下更含有：P、S、O、N、Ti、Nb、Mo、Cu、Ni、B。並且，該等元素的下限值為0%，但為獲得所欲之效果，亦可分別設為下述所示之下限值。

P：0.100%以下

P係可提升鋼強度的元素，且亦為會於鋼板板厚中央部偏析，而使熔接部脆化之元素。因此，將含量限制在0.100%以下。且宜為0.080%以下。雖並無特別限制下限，但以確保強度提升效果來看，宜含有0.001%以上。

S：0.0200%以下

S會對熔接性以及於鑄造時及熱軋時之製造性造成不良影響。因此，設S含量的上限為0.0200%。並且，因S與Mn與結合會形成粗大的MnS而使延展性及延伸凸緣性降低，故宜設為0.0050%以下，又以0.0025%以下為佳。S含量的下限雖無需特別規定即可發揮本發明之效果，但因S含量低於0.0001%會伴隨製造成本大幅的增加，故宜為0.0001%以上。

O：0.0100%以下

因O會形成氧化物而使延展性及延伸凸緣性劣化，故必須抑制含量。若O含量大於0.0100%，則延伸凸緣性的劣化會變得顯著，故設O含量上限為0.0100%。O的含量宜為0.0080%以下，且以0.0060%以下更佳。O含量的下限雖無需特別規定即可發揮本發明之效果，但因O含量低於0.0001%會伴隨製造成本大幅的增加，故宜為0.0001%以上。

N：0.0100%以下

因N會形成粗大的氮化物而使延展性及延伸凸緣性劣化，故必須抑制含量。若N含量大於0.0100%，則該傾向會變得顯著，故設N含量的範圍為0.0100%以下。並且，因N會造成熔接時發產生氣孔，故宜少為佳。N含量的下限雖無需特別規定即可發揮本發明之效果，但因N含量低於0.0001%會伴隨製造成本大幅的增加，故宜為0.0001%以上。

Ti：0.150%以下

Ti係以析出物強化、因肥粒鐵結晶粒成長受抑制所致之細粒強化及透過抑制再結晶之差排強化，而對成為被鍍敷材之鋼板(母材鋼板)的強度提升有幫助之元素。但，若Ti含量大於0.150%，則因碳氮化物的析出變多而成形性會劣化，故Ti的含量宜為0.150%以下。以成形性觀點來看，Ti含量宜為0.120%以下，又以0.100%以下為佳。Ti含量的下限雖無需特別規定即可發揮本發明之效果，但為充分獲得Ti所帶來的強度提升效果，Ti含量宜為0.005%以上。而以母材鋼板的高強度化來說，Ti含量更宜為0.010%以上，且以0.015%以上更佳。

Nb：0.150%以下

Nb係以析出物強化、因肥粒鐵結晶粒成長受抑制所致之細粒強化及透過抑制再結晶之差排強化，而對母材鋼板的強度提升有幫助之元素。但，若Nb含量大於0.150%，則因碳氮化物的析出變多而成形性會劣化，故Nb的含量宜為0.150%以下。以成形性觀點來看，Nb含量宜為0.120%以下，又以0.100%以下為佳。Nb含量的下限雖無需特別規定即可發揮本發明之效果，但為充分獲得Nb所帶來的強度提升效果，Nb含量宜為0.005%以上。而以母材鋼板的高強度化來說，Nb含量更宜為0.010%以上，且以0.015%以上更佳。

Mo：1.00%以下

Mo係可抑制高溫下的相變態而對高強度化有效用之元素，且亦可添加來取代C及/或Mn的一部份。Mo含量若大於1.00%，則於熱軋時加工性會受損，造成生產性降低。由此看來，Mo含量宜為1.00%以下。Mo含量的下限雖無需特別規定即可發揮本發明之效果，但為充分獲得Mo所帶來的高強度化效果，Mo含量宜為0.01%以上。

Cu：2.00%以下

Cu係可以微細粒子存在於鋼中來提升強度之元素，且亦可添加來取代C及/或Mn的一部份。Cu含量若大於2.00%，則熔接性會受損，故Cu含量宜為2.00%以下。Cu含量的下限雖無需特別規定即可發揮本發明之效果，但為充分獲得Cu所帶來的高強度化效果，Cu含量宜為0.01%以上。

Ni：2.00%以下

Ni係可抑制高溫下的相變態而對高強度化有效用之元素，且亦可添加來取代C及/或Mn的一部份。Ni含量若大於2.00%，則熔接性會受損，故Ni含量宜為2.00%以下。Ni含量的下限雖無需特別規定即可發揮本發明之效果，但為充分獲得Ni所帶來的高強度化效果，Ni含量宜為0.01%以上。

B：0.0100%以下

B雖為可強化粒界而改善2次加工性的元素，但亦為會使鍍敷性劣化之元素。因此，設上限為0.0100%。又宜為0.0075%。雖無特別限制下限，但以確保上述改善效果來說，宜為0.0001%以上。

本實施形態之鋼板亦可進一步含有上述以外的元素W、Co、Sn、V、Ca、及REM之1種或2種以上作為不可避免的雜質來發揮本發明之效果。

接著，就本實施形態之鍍敷鋼板中限定形成於鋼板表面上之鍍敷層的成分組成之理由進行說明。成分組成的%係表示質量%之意。

Fe：7.0%以上且15.0%以下

鍍敷層中的Fe含量若低於7.0%，則為未完全合金，並且表面外觀不僅不佳，壓製時的耐剝落性還會變差。另一方面，鍍敷層中的Fe含量偌大於15.0%，則會過度合金，而壓製時的耐粉碎性會變差。因此，設鍍敷層中的Fe含量(Fe 濃度)為7.0%以上且15.0%以下。在此所謂鍍敷層中的Fe含量係指以合金化熔融鍍鋅層，及存在於混合層中的Zn-Fe合金相的附著量之合計為分母時之Fe的含有比例(質量%)。，Al：0.01~1.00%

鍍敷層中的Al含量(Al濃度)若低於0.01%，則鋼板製造時於鍍敷層中Zn-Fe的合金化反應會過度進行。並且，鍍敷層中的Al含量(Al濃度)若大於1.00%，則因Al所致之Zn-Fe合金化反應的抑制效果會變顯著，而為使Zn-Fe反應進行，則不得不使線速降低，故生產性會劣化。因此，設鍍敷層中的Al含量為0.01%以上且1.00%以下。

本實施形態之鍍敷鋼板係藉由合金化處理而於上述鋼板與鍍敷層之間形成混合層，該混合層係含有底鐵部、Fe-Zn相、及含Mn、Si、Al與Cr之1種以上元素之氧化物。

接著，將就本實施形態之鍍敷鋼板的組織特徵進行說明。

於製造合金化熔融鍍鋅鋼板時，於總還原爐型 (RTF)之線上對鍍敷材之鋼板進行退火時，可藉由調整退火爐內的氧勢還原存在於鋼板表面的氧化膜，另一方面還可氧化鋼板中的易氧化元素之Mn、Si、Al與Cr而形成氧化物。

退火前之鋼板的組織通常係軋延狀態之組織，大多數的情況係構成為粒徑為次微米等級之微細結晶粒。該微細組織於退火爐內加熱，若達某一定溫度以上時，會發生粒成長而結晶粒會慢慢粗大化。

但是，若調整退火爐內的氧勢或升溫圖案，則可於鋼板表面附近的結晶粒粗大化之前，在鋼板的結晶粒界中優先將鋼板中的Mn、Si、Al與Cr(易氧化性元素)氧化(優先氧化)。

經優先氧化而生成的氧化物可抑制結晶粒界的移動。因此，如同上述藉由調整退火爐內的氧勢或升溫圖案，可將鋼板表面之軋延狀態的微細組織維持在微細的狀態下，還形成結晶粒界存在有氧化物之微細組織。

本實施形態之鍍敷鋼板係對退火後之鋼板進行熔融鍍鋅。藉此，鋼板表面上會形成鍍敷層。並且，本實施形態之鍍敷鋼板係對具有該鍍敷層之鋼板進行合金化處理。藉由該合金化處理，鋼板與經合金化之鍍敷層(合金化熔融鍍鋅層)之間會形成混合層。該混合層係因Zn自鍍敷層浸入而形成於鋼板微細組織的粒界。因此，該混合層含有底鐵部(鋼板部分)、Zn-Fe合金相、及退火時形成於鋼板粒界之氧化物。此外，該混合層中的Zn-Fe合金相係因Zn自鍍敷層浸入，而自鍍敷層浸入的Zn與鋼板中的Fe進行反應，而生成於經藉由退火而生成之氧化物的粒成長抑制作用所得之鋼板中微細組織的結晶粒界。又，該混合層中的Zn-Fe合金相係沿著鋼板粒界形成，故Zn-Fe合金相與底鐵部係成錯雜的形狀。因此，鋼板與鍍敷層的密著性會顯著地上升。特別係本實施形態之鍍敷鋼板中，以板厚方向截面觀察時，混合層中的Zn-Fe合金相宜自前述鍍敷層朝向前述鋼板板厚中心方向，形成突出成V字狀的形狀(亦即楔狀)。而就該密著性提升機構將以圖示做說明。

圖1A~C係示意顯示鍍敷密著性顯著提升之機構的圖。圖1A係顯示已對具有氧化物存在於粒界(內含氧化物)的顯微組織之鋼板進行了鍍鋅之態樣的圖。圖1B係顯示V字狀(楔狀)之Zn-Fe合金相的態樣的圖，該Zn-Fe合金相係自鍍敷層浸入的Zn與鋼板中的Fe進行反應，而生成於存在於結晶粒界之氧化物的周圍者。圖1C係顯示經合金化處理而形成之Zn-Fe鍍敷層(合金鍍敷層)的態樣的圖。

如圖1A所示，對具有於粒界存在有氧化物4之微細組織1的鋼板施行熔融鍍鋅，而形成鍍敷層2。氧化物4係存在於大多數的結晶粒界，而存在氧化物4的結晶粒界係Zn易自鍍敷層2浸入。藉由鍍敷後的合金化處理，存在氧化物4之結晶粒界的一部份中，自鍍敷層2浸入之Zn會與鋼板中的Fe結合。而且，如圖1B所示，於鋼板與鍍敷層之間，具有以V字狀(楔狀)突出於鋼板側之形狀的Zn-Fe合金相(介金屬化合物)5係形成於氧化物4的周圍。

並且，隨著合金化處理的進行，如同圖1C所示，鍍敷層2會從與鋼板近的界面起合金化，而形成合金鍍敷層(合金化熔融鍍鋅層)3。而且，該合金化鍍敷層3會納入鋼板表面附近的微細組織1，往鋼板方向成長。該區域會形成上述混合層13。本發明者等發現，該混合層13係存在於合金鍍敷層與鋼板之間，而該混合層中，Zn-Fe合金相(介金屬化合物)5會錯雜於底鐵部11，藉此可穩固地結合合金鍍敷層3與鋼板，而可飛躍性地提升合金鍍敷層3與鋼板的密著性。

此外，如同上述藉由進行合金化處理，不僅混合層13於合金鍍敷層3上亦會有Zn-Fe合金相生成。混合層中的Zn-Fe合金相宜為如上所述。本發明者等亦一併發現了，進而於合金鍍敷層3中，只要從合金鍍敷層3的表面(與鋼板為相反側)起1μm以下之區域的鍍敷表層區域之Zn-Fe合金相為含有不含上氧化物之ζ相的Zn-Fe合金相，則可使與其他構件的接著強度更加提升。

如同前述，鋼板表面附近微細組織的一部份，係藉由合金化處理，而自鋼板表面側起會被納入合金鍍敷層而形成混合層。本發明者等發現，調整退火氣體環境與加熱速度來控制內部氧化的進行對形成混合層來說係重要的。而就關於退火氣體環境及加熱速度的調整將於之後闡述。

於鋼板中，於粒界存在有氧化物的微細組織止癢具有母程度的厚度而形成，則於鋼板與鍍敷層之界面上合金化會快速進行，並且於合金化處理結束後可得所欲之混合層。

圖2A、圖2B係顯示經形成於鋼板表面附近之”存在於粒界之氧化物的顯微組織”與鍍敷層之相互關係。圖2A係示意顯示經形成於鋼板表面附近之”存在於粒界之氧化物的顯微組織”之態樣的，而圖2B係示意顯示混合層中”存在於粒界之氧化物的顯微組織”之態樣。

若於圖2A所示之鋼板上形成鍍敷層，並施行合金化處理，則如同圖2B所示，合金鍍敷層會納入”粒界存在有氧化物之微細組織”而於鋼板側成長。結果，本實施形態之鍍敷鋼板會形成含有”粒界存在有氧化物之微細組織”的混合層。並且，該粒界中還形成有Zn-Fe相。

存在於混合層中”粒界存在有氧化物之微細組織”之結晶粒界的楔狀Zn-Fe合金相，因具有組織性地連結合金鍍敷層與鋼板之功能，故以本發明鋼板來說鍍敷密著性會飛躍性地提升。

為確保鍍敷密著性之飛躍性地提升，而於本實施形態之鋼板中係將上述混合層形成於鋼板與鍍敷層之間。並且，以包含：底鐵部，具有大於0μm且2μm以下之微細結晶粒(微細組織)；Zn-Fe合金相；及氧化物，含有1種以上之Mn、Si、Al及Cr，而形成上述混合層。進而，於上述混合層中，形成微細結晶粒的結晶粒界係存在有氧化物及Zn-Fe合金相，而Zn-Fe合金相係以錯雜於前述底鐵部之方式而形成。

如同前述，退火前之鋼板的組織通常係軋延狀態之組織，大多數的情況係構成為粒徑為次微米等級之微細結晶粒。據此，為了於混合層中的結晶粒界形成具充足量的”楔狀的Zn-Fe合金相”，上述底鐵部的微細組織係規定為具有結晶粒徑為2μm以下的微細結晶粒之微細組織。且微細組織的粒徑宜為1μm以下。此外，雖無需特別規定下限，但因微細組織必須存在，故設為大於0μm。

混合層13係比鋼板1及合金鍍敷層3脆。因此若上述混合層的厚度大於10μm，則於彎曲加工時易發生破裂。故混合層的厚度宜為10μm以內。

為確保充分的彎曲姓，混合層的厚度更宜為5μm以內。

為獲得充分的鍍敷密著性，當沿著混合層與鍍敷層之界面，以掃描型電子顯微鏡在倍率5000倍且10視野以上觀察混合層時，具有存在有Zn-Fe合金相之結晶粒界的微細結晶粒宜在總觀察視野當中以20%以上之視野觀察到1個以上。

具有存在有Zn-Fe合金相之結晶粒界的微細結晶粒之觀察視野的比例低於20%時，雖然只要為一般假定汽車用內板的壓製加工範圍即可充分確保鍍敷密著性，但於例如假定汽車用外板，施加更嚴苛的彎曲~彎回加工或滑動加工時，會有鍍敷密著性不充分之虞，而因會限制本發明之適用用途故而不宜。

此外，要更加提升接著強度時，宜降低合金化處理溫度，而使自表面起1μm以下之區域的鍍敷表層區域為図如圖五所示含有不含前述氧化物之ζ相21的Zn-Fe合金相。

於Zn-Fe合金相中，ζ相係較軟質且不含上述氧化物，故具有某程度之變形能力。故，於鍍敷層之表層上負荷應力時，會有某程度的變形。因此，以接著材與其他構件接著時，與其他構件的接著會變得緻密。

此外，雖然ζ相不含氧化物的理由還不明確，但可推測ζ相不是於合金化處理時生成者，而係於浸漬鍍敷浴時自鋼板表面溶出於鍍敷浴中的Fe與浴中的Zn進行反應，以含有ζ相的Zn-Fe合金相而析出者。

接著，將就本實施形態鍍敷鋼板之製造方法進行說明。

本實施形態之鍍敷鋼板的製造，具有下述步驟：第1升溫步驟，於由0.1體積%以上且50體積%以下的氫及剩餘部分由氮及不可避免之雜質所構成、且露點為大於-30℃且20℃以下之氣體環境中，將具有上述成分組成的鋼板，以設650℃~740℃間之平均升溫速度的第1升溫速度為0.2℃/秒以上且6℃/秒以下而進行加熱；第2升溫步驟，於前述第1升溫步驟後，於前述氣體環境中，將前述鋼板自740℃加熱至750℃以上且900℃以下的退火溫度為止；退火步驟，於前述第2升溫步驟後，使前述鋼板於前述氣體環境中在前述退火溫度下滯留30秒以上且300秒以下；冷卻步驟，於前述退火步驟後，冷卻前述鋼板；鍍鋅步驟，於前述冷卻步驟後，對前述鋼板進行熔融鍍鋅；及合金化處理步驟，於前述鍍鋅步驟後，對前述鋼板於420℃~550℃的合金處理溫度下進行合金處理。

前述退火宜於連續式熔融鍍鋅設備的全還原爐中進行。鍍敷前的還原退火氣體環境係氫於氣體環境中所佔比例為0.1~50體積%，且剩餘部分由氮及不可避免的雜質所構成之環境氣體。若氫低於0.1體積%，則無法充分還原存在於鋼板表面的氧化膜，而無法確保鍍敷濕潤性。因此，設還原退火氣體環境的氫量為0.1體積%。

還原退火氣體環境中的氫若大於50體積%，則露點(對應為水蒸氣分壓PH₂ O)會過度上升，而必須導入防止結露的設備。因導入新舍被會招致生產成本的上升，故設還原退火氣體環境的氫量為50體積%。又宜為0.1體積%以上且40體積%以下。

退火還原氣體環境的露點為大於-30℃且20℃以下。若為-30℃以下，則易使Si、Mn等易氧化性元素於鋼中內部氧化，故而難以確保必要的氧勢。又宜為-25℃以上。另一方面，若超過20℃，則流動還原氣體之配管的結露會變明顯，而難以控制穩定的氣體環境，因此設露點為20℃以下。又宜為15℃以下。

進而，宜將還原退火氣體環境的log(PH₂ O/PH₂ ) 調整成0以下。若增大log(PH₂ O/PH₂ )，則會促進合金化，而若大於0，則無法充分的還原於退火前已生成於鋼板表面的氧化膜。結果無法確保鍍敷濕潤性，而宜將log(PH₂ O/PH₂ )的上限設為0。又宜為-0.1以下。

於混合層中形成微細結晶的結晶粒界中會存在氧化物與Zn-Fe合金相，而在前述混合層中的Zn-Fe合金相形成錯雜於前述底鐵部的混合層上，還原退火氣體環境的成分組成及露點、以及鋼板的加熱速度及退火溫度係很重要的。

還原退火氣體環境中，將650℃~740℃間之平均升溫速度的第1升溫速度設為0.2℃/秒以上且6℃/秒以下而加熱(第1升溫步驟)。並且，於第1升溫步驟後，於氣體環境中，將前述鋼板自740℃加熱至750℃以上且900℃以下的退火溫度為止(第2升溫步驟)。第1升溫速度(加熱速度)若大於6℃/秒，則因升溫速度過快而於充分進行內部氧化之前鋼板內部的結晶粒會粗大化，而無法製得本發明所需之組織形態。因此，設第1升溫速度為6℃/秒以下。又宜為4℃/秒以下。下線則以生產性觀點來看宜為0.2℃/秒以上。

雖並無須特別限制第2升溫步驟中的升溫速度，但從生產性觀點來看宜為0.2℃/秒以上且在設備能力上限以下。如同上述藉由控制至740℃為止的加熱速度，因於擴散速度大的肥粒鐵相內會進行內部氧化，故於進行變態前，於之後的步驟進行鍍敷時會於成為混合層的區域生成氧化物。因此推測可生成上述混合層。

第2升溫步驟後，進行於750℃以上且900℃以下的退火溫度下滯留30秒以上且300秒以下(退火步驟)。在此，滯留並不僅有等溫保持之意，於該溫度域下有溫度變化亦可。若退火溫度低於750℃，則無法充分還原於退火前生成於鋼板表面的氧化膜，而有無法確保鍍敷濕潤性之情況。若退火溫度大於900℃，則壓製成形性劣化的同時，於加熱時所需的熱量會變大，而遭致製造成本的上升。並且因若退火溫度在900℃以上則粒的粗大化會變得易顯著地進行，而有使先形成於鋼板表面的微細組織消滅之虞。因此，設退火溫度為750℃以上且900℃以下。且退火溫度宜為760℃以上且880℃以下。

退火步驟後，進行冷卻(冷卻步驟)。冷卻速度雖無特別限制，但以材質的觀點來看，宜設740℃~650℃間之平均冷卻速度為0.5℃/秒以上。並且，若設冷卻速度的上限為20℃/秒，則於進行後面的鍍敷時，於成為混合層之區域的結晶粒界會易產生成分偏析，而於之後易生成混合層。因此，宜設740℃~650℃間之平均冷卻速度為0.5℃/秒以上且20℃/秒以下。又宜為15℃/秒以下，且更宜為6℃/秒以下。

本實施形態之鋼板係於退火後，對經進行過冷卻之鋼板進行用以形成鍍敷層之熔融鍍鋅(鍍鋅步驟)。熔融鍍鋅宜使用含有0.01%以上且1.00%以下的Al之鍍鋅浴，且餘浴溫：430~500℃以下進行。

若Al低於0.01%，則於鍍浴中Zn-Fe合金層會急遽成長，且隨著鋼種的不同，鍍敷層中的Fe濃度會變得過高等，而有僅無法於浸漬時間形成所欲之鍍敷層。並且，鍍敷浴中的底渣的生成量會增加，產生因渣所致之表面缺陷，而有發生鋼板外觀不良之虞。

另一方面，若Al大於1.00%，則因Al帶來的Zn-Fe 合金化反應之抑制效果會變得顯著，故會產生為使Zn-Fe反應進行而要降低線速度，導致生產性劣化。

若鍍敷浴的浴溫低於430℃，則因鋅的熔點約為 420℃，故浴溫控制會變得不穩定，而有浴的一部份凝固之虞。若浴溫大於500℃，則沉浸輥或鋅鍋等之設備的壽命會變短。因此，鍍鋅浴的浴溫宜為430~500℃。又宜為440~480℃。

鍍敷附著量雖無特限制，但以耐時性的觀點來看宜為以單面附著量計為1μm以上。並且，以加工姓、熔接性及經濟性的觀點來看宜為以單面附著量計為20μm以下。

合金化處理係於420~550℃以下進行(合金化處理步驟)。合金化處理溫度若低於420℃，則合金化的進行會變慢，而可能會於鍍敷表層殘留Zn層。故宜為450℃以上。另一方面，若合金化處理溫度大於550℃，則合金化會過度進行，而使於鍍敷鋼板界面上脆的Γ相變厚，故加工時的鍍敷密著性會降低。

合金化處理宜設自420℃至460℃為止之平均升溫度為20℃/秒以上且100℃/秒以下，且設自460℃至合金化處理溫度為止之平均升溫速度為20℃/秒以上且40℃/秒以下。

藉由於所述的升溫速度下進行加熱，則易於鍍敷層的表層形成ζ相。

但，若合金化處理溫度為460℃以下，則設自420℃至合金化處理溫度為止之平均升溫速度為2℃/秒以上且100℃/秒以下即可。

為使與其他構件的街著強度提升，而於鍍敷層表層形成ζ相時，宜設合金化處理溫度為420℃以上且500℃以下。若大於500℃，則ζ相會變得不穩定，而會分離成σ₁ 相與Zn相。

進而，於第1升溫步驟前，宜具有進行重研削之重研削步驟。藉由進行重研削可使混合層中的底鐵微細結晶粒的粒徑變得更細。

重研削的條件宜設研削量為0.01g/m² ~3.00g/m² 。若研削量低於0.01g/m² ，則無法觀察到經重研削所致之進一步的底鐵微細結晶粒微細化效果。而若研削量大於3.00g/m² ，則會對外觀造成不良影響。此外，即使經施行了重研削，藉由重研削所賦予之地體的粗度亦會被其之後的退火~熔融鍍鋅平滑化。意即，如同本申請案形成混合層，則如同圖1所示鋼板的Fe會擴散至鍍鋅中而鐵-鋅介面會移動至鍍敷側，故即使施行重研削，鋼板表面的凹凸(粗度)仍無法保持在重研削後的狀態。

並且，藉由重研削，鋼板表面因被施加強的剪切加工而會塑性變化，故被導入大量的差排之原子的擴散速度會變大。結果可推測，於肥粒鐵相更裡面會進行內部氧化。

此外，於本發明鍍敷鋼板上以改善塗裝性、熔接性之目的下，施行上層鍍敷、或各種化成處理，例如磷酸鹽處理、熔接性提升處理、潤滑性處理等，並外脫離本發明。

實施例

接著將就本發明的實施例進行說明。實施例的條件係用以確認本發明的可實施性及效果而採用之一條件例。本發明並不限於該一條件例。本發明係只要不脫離本發明之要旨而可達成本發明之目的，則可採用各種條件。

(實施例)

以表1所示成分組成之0.4~3.2mm的冷軋鋼板為鍍敷原板，使用縱形熔融鍍敷模擬器而製造出合金化熔融鍍鋅鋼板。並將鍍敷前的還原退火條件示於表2。最高到達溫度為800℃，且令最高到達溫度下之保持溫度為100秒。

接著於退火後在氮氣中將鋼板冷卻至450℃，並浸漬於含有0.13%之Al的熔融鋅浴中3杪。熔融鍍鋅浴的溫度係設為與鋼板進入浴中之溫度一樣為450℃。

鍍敷後，用氣刷將鋅的單位重量調整成5~ 15μm，並進行合金化處理。設合金化處理溫度為表2所示之溫度，而鍍敷層中的Fe量則設為如表2所示。合金化處理之後，於氮氣中將鋼板冷卻至室溫。鍍敷層的成分組成係於將鍍敷層於酸中溶解後，使用ICP進行化學分析而測定。

並且，鍍敷層與鋼板界面的組織觀察係將切成 10mm×10mm的鋼板以截面拋光機加工後，用FE-SEM於5000~50000倍的倍率下，就各試料觀察20視野以上。將所得之影像資料進行影像解析，而測定出於鍍敷/鋼板界面之鋼板側的組織中，鋼板初期界面與平行方向的結晶粒徑。並將結晶粒徑為2μm以下者作為微細組織。

於圖3中顯示退火後粒界存在有氧化物之微細組織，而於圖4顯示合金化處理後混合層中的微細組織。從圖3可知，於鋼板表面附近形成有粒界存在有氧化物之微細組織。並且，從圖4可知，於鋼板與合金鍍敷層之間形成有具有粒界存在有氧化物之微細組織。

就未發現具有結晶粒徑為2μm以下的結晶粒之微細組織者，則係未進行微細組織之平均粒徑的測定。表中微細組織的平均粒徑，「-」係表示未觀察到微細組織。並從上述影像資料確認圖1C所示之Zn-Fe合金層之有無往微細組織的結晶粒界浸入。

對該等鋼板調查了耐粉碎性、拉伸強度及接著強度。並將結果與還原退火條件、界面的組織觀察結果等一併顯示於表2。

滿足本發明條件的例子(試驗號1~19、21、22、27~32、35~42、48)，係皆具有優異耐粉碎性。

並且，於鍍敷層中具有ζ相時，可獲得更高的接著強度。

耐粉碎性的評價方法如下。

耐粉碎性

將以上述手法製造出的合金化熔融鍍鋅鋼板切成寬40mm×長250mm，並用r=5mm之半圓珠的模具以沖壓肩半徑5mm且沖具肩半徑5mm加工成成形高度65mm。於加工時測定已剝離的鍍敷層，並以以下基準進行評價。

此外，試驗號45則發生了未鍍敷。

評價基準

鍍敷剝離量：低於3g/m² ：VG(VERY GOOD)

3g/m² 以上且低於6g/m² ：G(GOOD)

6g/m² 以上且低於10g/m² ：NG(NO GOOD)

並以依循JIS Z 2241之方法進行拉伸試驗，而求出拉伸強度。

並且於拉伸剪切試驗中，接著強度的評價方法如同下述。

將以上述手法製造出的合金化熔融鍍鋅鋼板切斷成寬25mm×長100mm，並準備該等兩片以互相於長度方向上錯開12.5mm之狀態下於互相重疊部份塗布接著計來接合。

於接著材，係使用市售的環氧系接著劑於25mm×12.5mm的接著面上塗布約100μm的厚度。將經製備試驗片於冷藏後放置5小時候，於0℃的氣體環境下以50m/分的速度進行拉伸，藉此進行了剪切試驗。測定至破壞為止的最大荷重，並以由將該最大荷重除以剪切面積(接著面積)求出之拉伸剪切強度來評價接著強度。

評價基準

拉伸剪切強度：180Kgf/mm² 以上：VG

140Kgf/mm² 以上且低於180Kgf/mm² ：G

低於140Kgf/mm² ：NG

產業上之可利用性

如同前述，根據本發明可提供一種鍍敷密著性已飛躍性地提升之合金化熔融鍍鋅鋼板。因此，本發明係在鍍鋅鋼板製造產業上可利用性高者。

1‧‧‧微細組織

3‧‧‧合金鍍敷層(合金化熔融鍍鋅層)

4‧‧‧氧化物

5‧‧‧Zn-Fe合金相(介金屬化合物)

11‧‧‧底鐵部

13‧‧‧混合層

Claims

一種合金化熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於具有：鋼板；前述鋼板表面上之鍍鋅層；及形成於前述鋼板與前述鍍鋅層間之混合層，前述鋼板具有以質量%計：C：0.050%以上且0.50%以下，及Mn：0.01%以上且3.00%以下；進而含有下述1種或2種以上之元素：Si：0.01%以上且3.00%以下、Al：0.010%以上且2.00%以下、及Cr：0.01%以上且2.00%以下；且將下述元素限制為：P：0.100%以下、S：0.0200%以下、O：0.0100%以下、N：0.0100%以下、Ti：0.150%以下、Nb：0.150%以下、Mo：1.00%以下、Cu：2.00%以下、Ni：2.00%以下、及B：0.0100%以下；當將Mn含量、Si含量、Al含量、及Cr含量分別以質量%表示為[Mn]、[Si]、[Al]、[Cr]時，係滿足下述式1；並且剩餘部分係由Fe及不可避免之雜質所構成；前述鍍敷層含有以質量%計：Fe：7.0%以上且15.0%以下；及Al：0.01%以上且1.00%以下，且剩餘部分係由Zn及不可避免之雜質所構成；前述混合層含有：底鐵部，具有大於0μm且2μm以下之微細結晶粒；Zn-Fe合金相；及氧化物，含有Mn、Si、Al及Cr之1種以上；且前述混合層中，於形成前述微細結晶粒的結晶粒界中存在有前述氧化物、與前述Zn-Fe合金相，而前述Zn-Fe合金相係與前述底鐵部錯雜；[Mn]+[Si]+[Al]+[Cr]≧0.4．．．(式1)。
如申請專利範圍第1項之合金化熔融鍍鋅鋼板，其中前述鍍敷層從表面算起1μm以下之區域的鍍敷層表層區域，係前述含有不含氧化物之ζ相的Zn-Fe合金相。
如申請專利範圍第1或2項之合金化熔融鍍鋅鋼板，其中前述混合層之沿前述鋼板的板厚方向之方向的平均厚度係10μm以下。
如申請專利範圍第1或2項之合金化熔融鍍鋅鋼板，其係當於前述鋼板的板厚方向截面觀看時，前述混合層中的Zn-Fe合金相為自前述鍍敷層朝前述鋼板的板厚中心方向呈V字狀突出的形狀。
如申請專利範圍第1或2項之合金化熔融鍍鋅鋼板，其係當以掃描型電子顯微鏡在倍率5000倍且10視野以上觀察時，前述混合層中具有存在有前述Zn-Fe合金相之前述結晶粒界的前述微細結晶粒係在總觀察視野當中20%以上之視野被觀察到。
如申請專利範圍第1或2項之合金化熔融鍍鋅鋼板，其中前述混合層中之前述Zn-Fe合金相係於進行合金處理時自前述鍍敷層浸入的前述Zn與前述鋼板中的前述Fe進行反應而生成者。
一種合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵在於具有下述步驟：第1升溫步驟，於由0.1體積%以上且50體積%以下的氫及剩餘部分由氮及不可避免之雜質所構成、且露點為大於-30℃且20℃以下之氣體環境中，將具有請專利範圍第1項之成分組成的鋼板以設650℃~740℃間之平均升溫速度的第1升溫速度為0.2℃/秒以上且6℃/秒以下而進行加熱；第2升溫步驟，於前述第1升溫步驟後，於前述氣體環境中，將前述鋼板自740℃加熱至750℃以上且900℃以下的退火溫度為止；退火步驟，於前述第2升溫步驟後，使前述鋼板於前述氣體環境中在前述退火溫度下滯留30秒以上且300秒以下；冷卻步驟，於前述退火步驟後，冷卻前述鋼板；鍍鋅步驟，於前述冷卻步驟後，對前述鋼板進行熔融鍍鋅；及合金化處理步驟，於前述鍍鋅步驟後，於420℃~550℃的合金處理溫度下對前述鋼板進行合金處理。
如申請專利範圍第7項之合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中前述合金化處理步驟中之合金化處理溫度係420℃以上且500℃以下。
如申請專利範圍第7或8項之合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其進而於前述第1升溫步驟前具有重研削步驟，該步驟係以研削量為0.01~3.00g/m² 的條件下進行重研削。
如申請專利範圍第7或8項之合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中前述冷卻步驟中，740℃~650℃間之平均冷卻速度係0.5℃/秒以上。
如申請專利範圍第7或8項之合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其係於連續式熔融鍍鋅設備的總還原爐中進行前述退火步驟。
如申請專利範圍第7或8項之合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其係於前述熔融鍍鋅步驟中，將鋼板浸漬於含有0.01%以上且1.00%以下的Al、並且為430℃以上且500℃以下之浴溫的鍍鋅浴中。
如申請專利範圍第7或8項之合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其係於前述合金化處理步驟中，設至420 ℃~460℃為止之平均升溫度的第2升溫速度為20℃/秒以上且100℃/秒以下，且設自460℃至前述合金化處理溫度為止之平均升溫速度的第3升溫速度為2℃/秒以上且40℃/秒以下。