TWI558820B

TWI558820B - 熔融鍍鋅鋼板

Info

Publication number: TWI558820B
Application number: TW104136605A
Authority: TW
Inventors: 川田裕之; 安井健志; 植田浩平; 丸山直紀; 山口裕司; 內田智史; 駒見亮介; 荒井隼人; 中村登代充
Original assignee: 新日鐵住金股份有限公司
Priority date: 2014-11-05
Filing date: 2015-11-05
Publication date: 2016-11-21
Also published as: BR112017008043A2; BR112017007973A2; EP3216892B1; ES2748019T3; KR20170062500A; MX2017005505A; PL3216892T3; US20170305114A1; JP6519028B2; WO2016072475A1; US10822683B2; CN107148491A; JPWO2016072478A1; US10822684B2; PL3216891T3; CN107148492B; CN107148491B; MX2017005503A; TW201629245A; KR101913989B1

Description

熔融鍍鋅鋼板

發明領域

本發明係有關於一種鍍覆密著性優異的熔融鍍鋅鋼板。

本案係根據已於2014年11月05日向日本提申之特願2014-225398號主張優先權並於此引申其內容。

發明背景

對於主要使用於汽車骨架構件之鋼板，高強度化之需求愈來愈高。在該等高強度鋼板中，為了獲得高強度及優異的成形性，一般係添加有助於強度提升之以Si或Mn等為代表的合金元素。但，以Si或Mn為代表的合金元素也具有降低鍍覆密著性的作用。

又，汽車用鋼板一般常在屋外作使用，因此通常會要求優異的耐蝕性。

不過，在汽車外板等用途上通常會藉由加壓加工對板周邊部施加嚴峻的彎曲加工(緣邊彎曲)還有，不僅汽車外板，在其他用途上也多會藉由加壓加工實施嚴峻的彎曲加工或擴孔加工等來作使用。而且，在習知對熔融鍍鋅鋼板施行嚴峻的彎曲加工或擴孔加工等時，在其加工部分常有鍍覆層從母材鋼板剝離的現象像這樣只要鍍覆層一剝離，那一處便會失去耐蝕性而在早期即於母材鋼板產生腐蝕、生鏽的問題。而且，即使不至於到鍍覆層剝離的地步也會失去鍍覆層與母材鋼板的密著性，在其部分只要產生些許的空隙就會有外氣或水分滲入其空隙而失去鍍覆層的防蝕功能。結果便如前述同樣地在早期於母材鋼板產生腐蝕、生鏽。

基於這些問題，針對施加嚴峻的彎曲加工等來作使用的高強度鋼板，迫切需要一種具備鍍覆層對母材鋼板之密著性優異之熔融鍍鋅層的鍍覆鋼板。

為了提高鍍覆層之密著性，就代表例而言可如專利文獻1~3中所提議之方法，其係使鋼板內部生成氧化物，藉以減少形成鍍覆剝離之原因的基鐵及鍍覆層界面的氧化物。然而，在使鋼板表層生成這些氧化物時，鋼板表層的碳會與氧鍵結而氣化。結果碳便會從鋼板離脫，因此該碳已離脫之區域的強度可能會明顯降低。鋼板表層之強度降低時，強烈仰賴表層部之特性的耐疲勞特性便有劣化而使疲勞限強度大幅降低之疑慮。

或者，為了提高鍍覆層之密著性，在專利文獻4中提出在一般的退火步驟前增加實施額外的退火步驟及酸洗步驟，藉以將母材鋼板表面改質而提高鍍覆密著性的方法。然而，以專利文獻4中記載之方法來看，比起一般的高強度鍍覆鋼板之製造方法，步驟有增加，所以在成本面上仍留有課題。

此外，在專利文獻5中提出從母材鋼板之表層部除去碳以提高鍍覆之密著性的方法。然而，以專利文獻5中記載之方法來看，已去除碳之區域的強度會顯著降低。所以，專利文獻5中記載之方法有強烈仰賴表層部之特性的耐疲勞特性劣化而使疲勞限強度大幅降低之疑慮。

又，在專利文獻6、7中係提出一種將鍍覆層中之Mn、Al及Si量控制在適當的範圍內而提升鍍覆密著性的鋼板。在專利文獻6、7記載之鋼板中，製造時必須以高精度控制鍍覆層中之元素量，操作上的負荷很大，在成本面上留有課題。

作為提高鍍覆密著性之方法，在專利文獻8中有提出一種鋼板之微組織僅由肥粒鐵所構成的高強度鋼板。然而，在專利文獻8中記載之鋼板，由於微組織僅為軟質的肥粒鐵，因此無法獲得充分的高強度。

在此，於熔融鍍鋅處理後常廣泛使用已施行合金化處理的合金化熔融鍍鋅鋼板。合金化處理係將鍍覆層加熱至Zn之融點以上的溫度，使多量的Fe原子從母材鋼板中擴散至鍍覆層中而將鍍覆層製成Zn-Fe合金主體之層的處理。例如，專利文獻9、10、11中便提出一種鍍覆密著性優異的合金化熔融鍍鋅鋼板。然而，為了讓鍍覆層充分合金化必須將鋼板加熱至高溫。鋼板一旦加熱至高溫，鋼板內部的微組織便會變質而特別容易生成粗大的鐵系碳化物，有時會損害鋼板特性，故不適宜。

專利文獻12中記載了一種基底鋼板係含有選自於由Si、Mn、Al所構成群組中之1種以上的熔融鍍鋅鋼板。專利文獻12中有記載，在製造步驟中控制基底鋼板之鍍浴浸入溫度。又，專利文獻12中揭示出一種已規定形成在基底鋼板與鍍覆層之界面的合金層之截面面積率且鍍覆密著性及點熔接性優異的熔融鍍鋅鋼板。

專利文獻12中闡述，若使表面存有Si、Mn氧化物的鋼板浸入熔融鍍鋅浴，會大量發生未施予鍍鋅的未鍍部分。但，專利文獻12中並未揭示在鍍覆開始前使Si、Mn氧化物減低的技術。而且，在專利文獻12中係將基底鋼板之鍍浴浸入溫度制定成高於熔融鍍鋅浴溫度。並說明雖依熔融鍍鋅浴中之Al含量而定，但最少係將基底鋼板之鍍浴浸入溫度制定成比熔融鍍鋅浴溫度高4℃以上且最高為高28℃。因此，在專利文獻12中有浴溫之穩定性進而到製品的特性均一性有不夠充分的情況。

先前技術文獻專利文獻

專利文獻1：日本特開2008-019465號公報

專利文獻2：日本特開2005-060742號公報

專利文獻3：日本特開平9-176815號公報

專利文獻4：日本特開2001-026853號公報

專利文獻5：日本特開2002-088459號公報

專利文獻6：日本特開2003-055751號公報

專利文獻7：日本特開2003-096541號公報

專利文獻8：日本特開2005-200750號公報

專利文獻9：日本特開平11-140587號公報

專利文獻10：日本特開2001-303226號公報

專利文獻11：日本特開2005-060743號公報

專利文獻12：日本特表2013-541645號公報

發明概要

有鑑於以上現況，本發明課題為提供一種強度、延性、擴孔性、點熔接性、鍍覆密著性優異的熔融鍍鋅鋼板。

本發明人等為了獲得鍍覆密著性優異的熔融鍍鋅鋼板而重複精闢研討。結果本發明人等發現，使鍍覆層中生成ζ相(FeZn¹³)以將破壞起點之粗大的氧化物擷取至其內部，可抑制鍍覆剝離。藉此，無須施行鍍覆層之合金化處理，即可獲得鍍覆密著性優異的熔融鍍鋅鋼板。

本發明係根據此見解完成者，其態樣如下。

(1)一種熔融鍍鋅鋼板，係由母材鋼板與形成於前述母材鋼板之至少一表面的熔融鍍鋅層所構成；前述熔融鍍鋅層在前述鋼板之表面上Fe含量為大於0%起在5%以下，Al含量為大於0%且在1.0%以下，且含有ζ相所構成之柱狀晶；而且，前述熔融鍍鋅層與母材鋼板之整個界面中有20%以上被ζ相被覆，且前述熔融鍍鋅層中相對於前述ζ相與母材鋼板之整個界面，ζ晶粒中存有粗大氧化物的ζ晶粒與母材鋼板構成之界面為50%以下；前述母材鋼板具有下述化學成分：以質量%計，C：0.040~0.400%、Si：0.05~2.50%、Mn：0.50~3.50%、P：0.0001~0.1000%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.001~1.500%、N：0.0001~0.0100%、O：0.0001~0.0100%，且滿足Si+0.7Al≧0.30(式中之元素記號表示其元素之含量(質量%))，並且剩餘部分由Fe及無法避免之雜質所構成；又，具有與前述母材鋼板及前述熔融鍍鋅層之界面直接連接的細密化層，前述細密化層之平均厚度為0.1~5.0μm，前述細密化層內的肥粒鐵相之平均粒徑為0.1~3.0μm，且前述細密化層中含有1種或2種以上之Si及Mn的氧化物，前述氧化物的最大徑為0.01~0.4μm；此外，在以前述母材鋼板之表面起算1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚的範圍內，以體積分率計具有1%以上之殘留沃斯田鐵相。

(2)如(1)中記載之熔融鍍鋅鋼板，其中前述熔融鍍鋅層，在前述母材鋼板單面上的鍍覆附著量為10g/m²以上且100g/m²以下。

(3)如(1)或(2)中記載之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計更含有選自下述成分中之1種或2種以上：Ti：0.001~0.150%、Nb：0.001~0.100%、V：0.001~0.300%。

(4)如(1)~(3)中任一項記載之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計更含有選自下述成分中之1種或2種以上：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%、W：0.01~2.00%。

(5)如(1)~(4)中任一項記載之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計更含有合計為0.0001~0.0100%之Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM中之1種或2種以上。

依據本發明之上述態樣，可提供一種強度、延性、擴孔性、點熔接性、鍍覆密著性優異的熔融鍍鋅鋼板。

圖1係本實施形態之熔融鍍鋅鋼板截面中，含括熔融鍍鋅層/母材鋼板界面之附近的截面之掃描型電子顯微鏡(SEM)照片。

圖2係本實施形態之熔融鍍鋅鋼板截面的場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)照片。

用以實施發明之形態

本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板係由母材鋼板(以下僅表記為鋼板)及形成於鋼板之至少一表面的熔融鍍鋅層(以下僅表記為鍍覆層)所構成。

鍍覆層中，Fe含量為大於0%且在5%以下，Al含量為大於0%且在1.0%以下，且含有ζ相所構成之柱狀晶。鍍覆層中，鍍覆層與母材鋼板之整個界面中有20%以上被ζ相被覆，且ζ相與母材鋼板之界面中存有粗大氧化物的ζ晶粒與母材鋼板構成之界面的比率為50%以下。

首先，說明構成本發明實施形態之實施形態的熔融鍍鋅鋼板的鍍鋅層。而，以下說明之符號[%]為[質量%]。

(鍍覆層)

在本發明之實施形態中，熔融鍍鋅層係Fe含量為大於0%在5.0%以下，且Al含量為大於0%且在1.0%以下。此外，熔融鍍鋅層可含有或混入Ag、B、Be、Bi、Ca、Cd、Co、Cr、Cs、Cu、Ge、Hf、I、K、La、Li、Mg、Mn、Mo、Na、Nb、Ni、Pb、Rb、Sb、Si、Sn、Sr、Ta、Ti、V、W、Zr、REM中之1種或2種以上。如此一來，熔融鍍鋅層即使含有或混入上述元素之1種或2種以上，依舊不會損害本發明效果，且藉其含量也有得以改善耐蝕性及加工性等絕佳的可能。

又，本實施形態之特徵在於，熔融鍍鋅層含有ζ相所構成之柱狀晶，且鍍覆層與母材鋼板之整個界面中有20%以上被ζ相所被覆。

此外，母材鋼板單面上的熔融鍍鋅層之附著量為10g/m²以上且100g/m²以下為佳。

[熔融鍍鋅層之Fe含量：大於0%且在5.0%以下]

熔融鍍鋅層之Fe含量一升高，鍍覆密著性便會劣化，因此必須將Fe含量設為5.0%以下。為了進一步提高鍍覆密著性，鍍覆層中之Fe含量設為4.0%以下為佳，設為3%以下更佳。鍍覆層中之Fe含量下限係設為大於0%。Fe含量小於0.5%時，可能無法充分獲得用以改善密著性所需的ζ相。因此，鍍覆層中之Fe含量設為0.5%以上為佳，設為1.0%以上更佳。

[熔融鍍鋅層之Al含量：大於0%且在1.0%以下]

熔融鍍鋅層之Al含量一升高，鍍覆密著性便會劣化，因此必須將Al含量設為1.0%以下。為了進一步提高鍍覆密著性，鍍覆層中之Al含量設為0.8%以下為佳，設為0.5%以下更佳。鍍覆層中之Al含量下限係設為大於0%。為了使Al含量小於0.01%，必須極度地降低鍍浴中之Al濃度。一旦極端降低鍍浴中之Al濃度，鍍覆層之合金化會過度進展而使鍍覆層中之Fe含量增加，讓鍍覆密著性劣化。基於此，鍍覆層中之Al含量設為0.01%以上為佳。由此觀點來看，鍍覆層中之Al含量設為0.05%以上較佳。

此外，熔融鍍鋅層可含有或混入Ag、B、Be、Bi、Ca、Cd、Co、Cr、Cs、Cu、Ge、Hf、I、K、La、Li、Mg、Mn、Mo、Na、Nb、Ni、Pb、Rb、Sb、Si、Sn、Sr、Ta、Ti、V、W、Zr、REM中之1種或2種以上。熔融鍍鋅層即使含有或混入上述元素之1種或2種以上，依舊不會損害本發明效果，且藉其含量也有得以改善耐蝕性及加工性等絕佳的可能。

「ζ相」

圖1係顯示本實施形態之熔融鍍鋅鋼板截面的掃描型電子顯微鏡(SEM)照片。如圖1顯示，本發明之熔融鍍鋅層含有由ζ相(FeZn¹³)所構成的柱狀晶，且該ζ相為Fe與Zn之合金。尤其其特徵在於在鍍覆層與母材鋼板之全部界面中，ζ相與母材鋼板相接之界面的比率為20%以上。藉此，可作為剝離起點起作用之含有Si及/或Mn的長徑0.2μm以上的粗大氧化物就會從母材鋼板表面被擷取至ζ相內部。藉此，粗大氧化物便不易作為破壞起點發揮作用，可提升鍍覆層之密著性。由此觀點來看，相對於鍍覆層與母材鋼板之全部界面，ζ相與母材鋼板之界面的所佔比率在25%以上為佳，在30%以上較佳。而，ζ相與母材鋼板之界面在鍍覆層與母材鋼板之全部界面的所佔比率上限並無特別規定，亦可為100%。還有，含有Si及/或Mn之氧化物的長徑若在0.2μm以上，以氧化物為起點的破裂就會變得很明顯；長徑小於0.2μm時則比較不容易作為破裂起點發揮作用。此係因為熔融鍍鋅鋼板變形時的應力集中的程度會隨氧化物之大小變化所致。具體上，氧化物愈大(長徑愈長)，變形時應力就愈容易集中，鍍覆層便容易剝離。

另一方面，含有Si及/或Mn之粗大氧化物未被擷取至ζ相內而在ζ相與母材鋼板之界面存有粗大氧化物時，便無法充分獲得ζ相的鍍覆密著性之提升效果，不宜。基於此，令相對於ζ相與母材鋼板之全部界面，ζ相之結晶(ζ晶粒)中存有粗大氧化物的ζ晶粒(含粗大氧化物之ζ晶粒)與母材鋼板之界面的比率為50%以下。含粗大氧化物之ζ晶粒與母材鋼板之界面的比率為50%以下時，未被擷取至ζ相內而存在之含有Si及/或Mn的粗大氧化物可充分減少。還有，相對於ζ相與母材鋼板之全部界面，含粗大氧化物之ζ晶粒與母材鋼板之界面的比率在35%以下為佳。在ζ相與母材鋼板之界面上，長徑0.2μm以上的粗大氧化物愈少愈佳。ζ相與母材鋼板之全部界面中，含粗大氧化物之ζ晶粒與母材鋼板構成之界面的比率為0%最佳。

又，熔融鍍鋅層可含有δ 1相(FeZn⁷)。然而，為了提高δ 1相之分率，將母材鋼板浸漬於鍍浴後必須將母材鋼板加熱以促使鍍覆層合金化，母材鋼板之拉伸特性會受加熱而劣化。由此觀點來看，δ 1相之分率以小為宜。尤其，令鍍覆層與母材鋼板之全部界面中δ 1相與母材鋼板相接界面的比率為20%以下為佳。

本發明中，ζ相與母材鋼板之界面在鍍覆層與母材鋼板之全部界面的所佔比率及、δ 1相與母材鋼板之界面在鍍覆層與母材鋼板之全部界面的所佔比率可以下述技巧求得。

即，從熔融鍍鋅鋼板以與母材鋼板之軋延方向平行的板厚截面作為觀察面並採取試料。將觀察面進行鏡面研磨，並使用場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)進行觀察直到已觀察之鍍覆層與母材鋼板之界面的合計長度L達200μm以上。所謂觀察到界面的合計長度L達200μm以上可以係在1個板厚截面內進行觀察直到L達200μm以上，或可在多個板厚截面內進行觀察直到L達200μm以上。

在與觀察前述L之視野相同的視野下，呈現柱狀的晶粒為ζ相或δ 1相，並測定ζ相及δ 1相與母材鋼板之界面的合計長度L1。接著，在與觀察前述L1之視野相同的視野下，藉由使用FE-SEM的EBSD(Electron Bach-Scattering Diffraction)法進行高解析度晶向解析，鑑定δ 1相，以求算δ 1相與母材鋼板之界面的合計長度L2。

並以(L1-L2)/L視作ζ相與母材鋼板之界面在鍍覆層與母材鋼板之全部界面的所佔比率。

同樣地，以L2/L視作δ 1相與母材鋼板之界面在鍍覆層與母材鋼板之全部界面的所佔比率。

而，ζ相與δ 1相之分離亦可藉由上述EBSD法以外的手法進行。例如，可藉由場發射型電子探針微量分析器(FE-EPMA：Field Emission Electron Probe MicroAnalyser)進行鍍覆層中之Zn元素映射，從Zn量的差異判別ζ相與δ 1 相。

又，ζ相之結晶(ζ晶粒)中，存有粗大氧化物之ζ晶粒(含粗大氧化物之ζ晶粒)與母材鋼板之界面的比率可以下述技巧求得。即，在與觀察L之視野相同的視野下觀察ζ相與母材鋼板之界面，於ζ相與母材鋼板之界面找出具有長徑0.2μm以上之粗大氧化物的ζ晶粒(含粗大氧化物之ζ晶粒)。存在於鍍覆層之ζ相與母材鋼板界面的氧化物在SEM之反射電子(BSE)像下比周圍看來更暗沉。因此，在鍍覆層之ζ相與母材鋼板的界面是否有氧化物存在可藉由觀察與已觀察L之視野相同視野下的SEM之反射電子(BSE)像，利用與周圍之亮度差異作判別。又，針對已判別之各氧化物測定在觀察面上的長徑並將長徑為0.2μm以上者判別為粗大氧化物。然後，求出含粗大氧化物之ζ晶粒與母材鋼板之界面的長度，取得其界面的合計長度L**。藉由求出L**/(L1-L2)，可獲得ζ相與母材鋼板之全部界面中含粗大氧化物之ζ晶粒與母材鋼板構成之界面的比率。

還有，為了使ζ相鮮明顯現，亦可將試料之觀察面進行鏡面研磨後，使用硝太蝕劑等腐蝕液腐蝕觀察面。

[熔融鍍鋅之附著量：10~100g/m²]

熔融鍍鋅層對於母材鋼板單面的附著量一少，就有無法獲得充分的耐蝕性之虞。基於此，鍍覆層對母材鋼板單面的附著量設為10g/m²以上為佳。從耐蝕性的觀點來看，附著量在20g/m²以上較佳，在30g/m²以上更佳。另一方面，鍍覆層之附著量一多，進行點熔接時的電極損耗便很劇烈，連續實施熔接時有引發熔融塊金徑減少或熔接接合強度劣化之虞。因此，將鍍覆層之附著量設為100g/m²以下為佳。從連續熔接性的觀點來看，附著量在93g/m²以下較佳，在85g/m²以下更佳。

本發明之熔融鍍鋅鋼板具備上述鍍覆層，且母材鋼板具有以下顯示之細密化層。

細密化層係存在於最表層的肥粒鐵相之平均粒徑為其下層的肥粒鐵相之平均粒徑1/2以下的區域。細密化層的肥粒鐵相之平均粒徑在其下層的肥粒鐵相之平均粒徑之大於1/2的境界係定義為細密化層與旗下層之境界。

細密化層與母材鋼板與熔融鍍鋅層之界面直接連接。細密化層之平均厚度為0.1~5.0μm。在細密化層內，肥粒鐵相之平均粒徑為0.1~3.0μm。細密化層中含有1種或2種以上之Si及Mn之氧化物且氧化物的最大徑為0.01~0.4μm。

細密化層之平均厚度若在0.1μm以上，於熔融鍍鋅鋼板加工時可抑制裂痕的發生及伸展。因此，細密化層之平均厚度係設為0.1μm以上，且以設為1.0μm以上為佳。又，平均厚度為5.0μm以下的細密化層可在形成的同時抑制鍍浴中的過度合金化。因此，可防止鍍覆層中之Fe含量過大所造成的鍍覆密著性降低。基於此，細密化層之平均厚度係設為5.0μm以下，且以設為3.0μm以下為佳。

藉由將細密化層內的肥粒鐵相之平均粒徑設在0.1μm以上，可在熔融鍍鋅鋼板加工時抑制裂痕的發生或伸展。因此，細密化層內的肥粒鐵相之平均粒徑係設為0.1μm以上，且以設為1.0μm以上為佳。又，細密化層內的肥粒鐵相之平均粒徑一旦超過3.0μm，抑制裂痕發生或伸展的效果將受限。所以，細密化層內的肥粒鐵相之平均粒徑係設為3.0μm以下，且以設為2.0μm以下為佳。

細密化層中含有之1種或2種以上的Si及Mn之氧化物可舉如選自SiO₂、Mn₂SiO₄、MnSiO₃、Fe₂SiO₄、FeSiO₃、MnO中之1種或2種以上。

細密化層中含有之1種或2種以上Si及Mn之氧化物的最大徑若在0.01μm以上，便可形成細密化層，且同時可形成已充分促使ζ相生成的鍍覆層。上述氧化物的最大徑在0.05μm以上為佳。又，上述氧化物的最大徑為0.4μm以下的細密化層可在形成的同時抑制鍍覆層的過度合金化。上述氧化物的最大徑在0.2μm以下為佳。

細密化層之平均厚度及細密化層內的肥粒鐵相之平均粒徑係以下述所示方法測定。從熔融鍍鋅鋼板以與母材鋼板之軋延方向平行的板厚截面作為觀察面並採取試料。將試料之觀察面藉由CP(Cross section polisher：截面拋光儀)裝置加工後，在5000倍數下觀察FE-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscopy)下的反射電子像並進行測定。

細密化層中含有之1種或2種以上的Si及Mn之氧化物的最大徑係以下述所示方法測定。從熔融鍍鋅鋼板以與母材鋼板之軋延方向平行的板厚截面作為觀察面並採取試料。將試料之觀察面進行FIB(Focused Ion Beam：聚焦離子束)加工製成薄膜試料。其後使用FE-TEM(Field Emission Transmission Electr on Microscopy)在30000倍數下觀察薄膜試料。針對各薄膜試料觀察5視野，並將總視野所測得之氧化物的直徑最大值視為該薄膜試料之氧化物的最大徑。

下述將針對構成本實施形態之熔融鍍鋅鋼板的母材鋼板之化學成分(組成)加以說明。而，以下說明之符號[%]為[質量%]。

[C：0.040~0.400%]

C係用以提高母材鋼板之強度而添加的元素。然而，C含量一旦超過0.400%，點熔接性便會劣化而不適用，故將C含量設為0.400%以下。還有，從點熔接性的觀點來看，C含量在0.300%以下為佳，在0.220%以下較佳。另一方面，C含量若低於0.040%，強度便會降低而難以確保充分的拉伸最大強度，故將C含量設為0.040%以上。還有，為了進一步提高強度，C含量在0.055%以上為佳，在0.070%以上較佳。

[Si：0.05~2.50%]

Si係用以抑制在母材鋼板生成鐵系碳化物以提高強度及成形性的元素。然而，Si也是令鋼材脆化的元素，所以其含量一旦超過2.50%便容易引發所鑄造之鋼胚破裂等障礙。因此，Si含量係設為2.50%以下。此外，Si會在退火步驟中於母材鋼板表面形成氧化物而明顯損害鍍覆的密著性。由此觀點來看，Si含量在2.00%以下為佳，在1.60%以下較佳。另一方面，Si含量低於於0.05%時會在熔融鍍鋅鋼板之鍍覆步驟中大量生成粗大的鐵系碳化物，令強度及成形性劣化。因此，Si含量係設為0.05%以上。還有，從抑制鐵系碳化物生成的觀點來看，Si含量在0.10%以上為佳，在0.25%以上較佳。

[Mn：0.50~3.50%]

Mn係藉由提高母材鋼板之淬火性來提高強度而添加。然而，Mn含量一旦超過3.50%，便會在母材鋼板之板厚中央部生成粗大的Mn濃化部，容易引起脆化，進而容易引發所鑄造之鋼胚破裂等障礙。因此，Mn含量係設為3.50%以下。又，Mn含量一旦增大，點熔接性也會劣化。基於此，Mn含量在3.00%以下為佳，在2.80%以下較佳。另一方面，Mn含量若低於0.50%，在退火後的冷卻中會大量形成軟質組織，而不易確保夠高的拉伸最大強度。因此，Mn含量係設為0.50%以上。為了進一步提高強度，Mn含量在0.80%以上為佳，在1.00%以上較佳。

[P：0.0001~0.1000%]

P係使鋼材脆化的元素，再加上P含量一旦超過0.1000%，便容易引起所鑄造之鋼胚破裂等障礙。因此，P含量係設為0.1000%以下。又，P也是令藉點熔接生成之熔融部脆化的元素，為了獲得充分的熔接接合強度，P含量設為0.0400%以下為佳，設為0.0200%以下較佳。另一方面，將P含量規定為低於0.0001%會伴隨製造成本的大幅增長。基於此，P含量係設為0.0001%以上，且理想係設為0.0010%以上。

[S：0.0001~0.0100%]

S係會與Mn結合形成粗大的MnS，使延性、延伸凸緣性及彎曲性等成形性降低的元素。因此，將S含量設為0.0100%以下。再者，S也是令點熔接性劣化的元素。因此，S含量設為0.0060%以下為佳，設為0.0035%以下較佳。另一方面，將S含量規定為低於0.0001%會伴隨製造成本的大幅增長。因此，S含量係設為0.0001%以上，且以設為0.0005%以上為佳，設為0.0010%以上較佳。

[Al：0.001~1.500%]

Al係令鋼材脆化的元素。Al含量一旦超過1.500%，便容易引發所鑄造之鋼胚破裂等障礙，因此將Al含量設為1.500%以下。又，Al含量一旦增加將令點熔接性惡化，因此Al含量設為1.200%以下為佳，設為1.000%以下較佳。另一方面，Al含量之下限無須特別規定即可發揮本發明效果，惟Al係微量存在於原料中之無法避免的雜質，使其含量低於0.001%時將伴隨製造成本的大幅增長。因此，Al含量係設為0.001%以上。又，Al也是有效作為脫氧材的元素，為了較充分獲得脫氧效果，Al含量設為0.010%以上為佳。

[N：0.0001~0.0100%]

N係會形成粗大的氮化物而使延性、延伸凸緣性及彎曲性等成形性劣化的元素，因此宜節制其添加量。N含量一旦超過0.0100%，成形性的劣化就會變顯著，因此令N含量之上限為0.0100%。又，N的過剩添加會成為熔接時氣孔發生的原因，因此含量愈少愈好。基於該等觀點，N含量在 0.0070%以下為佳，在0.0050%以下較佳。另一方面，N含量之下限無須特別規定即可發揮本發明效果，惟令N含量低於0.0001%將會招致製造成本的大幅增長。基於此，N含量之下限係設為0.0001%以上。N含量在0.0003%以上為佳，0.0005%以上較佳。

[O：0.0001~0.0100%]

O會形成氧化物而使延性、延伸凸緣性及彎曲性等成形性劣化，因此宜節制含量。O含量一旦超過0.0100%，成形性的劣化會變顯著，所以令O含量之上限為0.0100%。此外，O含量在0.0050%以下為佳，在0.0030%以下較佳。O含量之下限無須特別規定即可發揮本發明效果，惟令O含量低於0.0001%會伴隨製造成本的大幅增長。因此以0.0001%作為下限。O含量在0.0003%以上為佳，在0.0005%以上較佳。

[Si+0.7Al≧0.30]

Si及Al係用以抑制伴隨變韌鐵變態而來之碳化物生成的元素。為了獲得殘留沃斯田鐵，將Si及/或Al添加一定量以上為佳。基於此觀點，Si之添加量與Al之添加量必須滿足下述式2。下述式2左側(Si+0.7Al)之值在0.45以上較佳，在0.70以上較佳。

Si+0.7Al≧0.30…(式2)

惟，式2之Si及Al為各元素之添加量[質量%]。

此外，於本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板的母材鋼板中，亦可因應需求添加以下元素。

具體而言，除上述化學成分以外亦可含有選自Ti：0.001 ~0.150%、Nb：0.001~0.100%、V：0.001~0.300%中之1種或2種以上元素。

[Ti：0.001~0.150%]

Ti係藉由析出物強化、藉肥粒鐵晶粒之成長抑制所得的細粒強化、及透過抑制再結晶的差排強化，促使母材鋼板之強度上升的元素。但，Ti含量一旦超過0.150%，碳氮化物之析出便會增多使成形性劣化，因此Ti含量在0.150%以下為佳。又，從成形性的觀點來看，Ti含量在0.080%以下較佳。另一方面，Ti含量之下限無須特別規定即可發揮本發明效果。為了充分獲得藉Ti添加所得的強度上升效果，Ti含量在0.001%以上為佳。為了母材鋼板更優異的高強度化，Ti含量在0.010%以上較佳。

[Nb：0.001~0.100%]

Nb係藉由析出物強化、藉肥粒鐵晶粒之成長抑制所得的細粒強化及透過抑制再結晶的差排強化，促使母材鋼板之強度上升的元素。但，Nb含量一旦超過0.100%，碳氮化物之析出便會增多使成形性劣化，因此Nb含量在0.100%以下較佳。從成形性的觀點來看，Nb含量在0.060%以下較佳。另一方面，Nb含量之下限無須特別規定即可發揮本發明效果。為了充分獲得藉Nb添加所得的強度上升效果，Nb含量在0.001%以上為佳。為了母材鋼板更優異的高強度化，Nb含量在0.005%以上較佳。

[V：0.001~0.300%]

V係藉由析出物強化、藉肥粒鐵晶粒之成長抑制所得的細粒強化及透過抑制再結晶的差排強化，促使母材鋼板之強度上升的元素。但，V含量一旦超過0.300%，碳氮化物之析出便會增多使成形性劣化。因此，V含量在0.300%以下為佳，在0.200%以下更佳。另一方面，V含量之下限無須特別規定即可發揮本發明效果。為了充分獲得藉V添加所得之強度上升效果，V含量在0.001%以上為佳，在0.010%以上更佳。

又，在本實施形態之母材鋼板中更可含有選自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%、W：0.01~2.00%中之1種或2種以上元素。

[Cr：0.01~2.00%]

Cr係抑制高溫下之相變態且有助於高強度化的元素，亦可添加來取代C及/或Mn的一部分。但，Cr含量一旦超過2.00%，便會損及熱處理的加工性而降低生產性。基於此，Cr含量設為2.00%以下為佳，在1.20%以下更佳。另一方面，Cr含量之下限無須特別規定即可發揮本發明效果。為了充分獲得藉Cr添加所得的高強度化效果，Cr含量在0.01%以上為佳，在0.10%以上更佳。

[Ni：0.01~2.00%]

Ni係抑制高溫下之相變態且有助於高強度化的元素，亦可添加來取代C及/或Mn的一部分。但，Ni含量一旦超過2.00%，熔接性便會受損。基於此，Ni含量設為2.00%以下為佳，在1.20%以下更佳。另一方面，Ni含量之下限無須特別規定即可發揮本發明效果。為了充分獲得藉Ni添加所得的高強度化效果，Ni含量在0.01%以上為佳，在0.10%以上更佳。

[Cu：0.01~2.00%]

Cu係以細密粒子存在於鋼中藉以提高強度的元素，可添加來取代C及/或Mn的一部分。但，Cu含量一旦超過2.00%，熔接性便會受損。基於此，Cu含量設為2.00%以下為佳，在1.20%以下更佳。另一方面，Cu含量之下限無須特別規定即可發揮本發明效果。為了充分獲得藉Cu添加所得的高強度化效果，Cu含量在0.01%以上為佳，在0.10%以上更佳。

[Mo：0.01~2.00%]

Mo係抑制高溫下之相變態且有助於高強度化的元素，亦可添加來取代C及/或Mn的一部分。但，Mo含量一旦超過2.00%，便會損及熱處理的加工性而降低生產性。基於此，Mo含量設為2.00%以下為佳，在1.20%以下更佳。另一方面，Mo含量之下限無須特別規定即可發揮本發明效果。為了充分獲得藉Mo添加所得的高強度化效果，Mo含量在0.01%以上為佳，在0.05%以上更佳。

[B：0.0001~0.0100%]

B係抑制高溫下之相變態且有助於高強度化的元素，亦可添加來取代C及/或Mn的一部分。但，B含量一旦超過0.0100%，便會損及熱處理的加工性而降低生產性，因此B含量設為0.0100%以下為佳。從生產性的觀點來看，B含量在0.0050%以下較佳。另一方面，B含量之下限無須特別規定即可發揮本發明效果。為了充分獲得藉B添加所得的高強度化效果，將B含量設為0.0001%以上為佳。為了更進一步的高強度化，B含量在0.0005%以上較佳。

[W：0.01~2.00%]

W係抑制高溫下之相變態且有助於高強度化的元素，亦可添加來取代C及/或Mn的一部分。但，W含量一旦超過2.00%，便會損及熱處理的加工性而降低生產性。基於此，W含量在2.00%以下為佳，在1.20%以下更佳。另一方面，W含量之下限無須特別規定即可發揮本發明效果。為了充分獲得藉W所得的高強度化，W含量在0.01%以上為佳，在0.10%以上更佳。

此外，於本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板的母材鋼板中，亦可含有合計0.0001~0.0100%之Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之1種或2種以上作為其他元素。該等元素之添加理由如下。

還有，REM為Rare Earth Metal(稀土金屬)的簡稱，指屬於鑭系列的元素。在本發明之實施形態中，REM及Ce多以密鈰合金作添加，有時也會複合含有La及Ce以外的鑭系列元素。即使含有該等La及Ce以外的鑭系列元素作為無法避免的雜質，仍可發揮本發明效果。又，即使添加金屬La或Ce，仍可發揮本發明效果。

Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM係可有效改善成形性的元素，可添加1種或2種以上。但，Ca、Ce、Mg、Zr、 La、REM之1種或2種以上的含量合計一旦超過0.0100%，便有損害延性之虞。因此，各元素的含量合計在0.0100%以下為佳，在0.0070%以下更佳。另一方面，Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之1種或2種以上的含量下限無須特別規定即可發揮本發明效果。為了充分獲得改善母材鋼板之成形性的效果，該等各元素的含量合計在0.0001%以上為佳。從成形性的觀點來看，Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之1種或2種以上的含量合計在0.0010%以上更佳。

在本實施形態之鍍覆鋼板的母材鋼板之化學成分中，以上所說明之各元素的剩餘部分為Fe及無法避免的雜質。還有，對於前述Ti、Nb、V、Cr、Ni、Cu、Mo、B、W，可接受含有低於各項元素之前述下限值的微量作為雜質。又，對於Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM也接受含有低於其合計量之下限值的極微量作為雜質。

(微組織)

接下來，說明本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板之母材鋼板的微組織。

「殘留沃斯田鐵」

本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板的母材鋼板含有殘留沃斯田鐵相。殘留沃斯田鐵係可大幅提高強度-延性平衡的組織。在以母材鋼板表面起算1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚的範圍內殘留沃斯田鐵之體積分率小於1%時，提高強度-延性平衡的效果很小。因此，令殘留沃斯田鐵之體積分率為1%以上。為了提高強度-延性平衡，殘留沃斯田鐵之體積分率設為3%以上為佳，設為5%以上更佳。另一方面，為了獲得大量的殘留沃斯田鐵，必須大幅增加添加的C量，其結果有因多量C而使熔接性明顯受損之疑慮。因此，將殘留沃斯田鐵之體積分率設為25%以下為佳。又，殘留沃斯田鐵會隨著變形變態成硬質的麻田散鐵，其麻田散鐵便會作為破壞起點起作用而使延伸凸緣性劣化。基於此，殘留沃斯田鐵之體積分率設為20%以下更佳。

本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板的母材鋼板除了殘留沃斯田鐵以外，亦可具有由粒狀肥粒鐵、針狀肥粒鐵、未再結晶肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵、變韌肥粒鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵、粗大雪明碳鐵中之1種或2種以上所構成的微組織。母材鋼板為了獲得因應熔融鍍鋅鋼板用途的特性，可適當選擇各相、各組織之體積分率的分配、組織尺寸及配置。

本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板的母材鋼板中所含各組織之體積分率例如可藉由以下所示方法測定。

本實施形態之熔融鍍鋅鋼板的母材鋼板組織中所含殘留沃斯田鐵的體積分率係以X射線繞射法進行評估。在自板厚表面起算1/8厚~3/8厚的範圍內，將與板面平行之面精加工成鏡面，藉由X射線繞射法測定FCC鐵的面積分率並以此作為殘留沃斯田鐵的體積分率。

本實施形態之熔融鍍鋅鋼板的母材鋼板組織中所含肥粒鐵、變韌肥粒鐵、變韌鐵、回火麻田散鐵、新生麻田散鐵、波來鐵及粗大雪明碳鐵的體積分率可藉由以下所示方法算出。以與母材鋼板之軋延方向平行的板厚截面作為觀察面並採取試料。將試料之觀察面進行研磨、硝太蝕劑蝕刻。以場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察以觀察面之板厚1/4為中心之1/8厚~3/8厚的範圍，測出面積分率並以此視為體積分率。

又，在本實施形態之熔融鍍鋅鋼板中，母材鋼板的板厚並無特別限定，惟從熔融鍍鋅鋼板之平坦性、冷卻時之控制性的觀點來看，母材鋼板的板厚以0.6mm以上且小於5.0mm的範圍為佳。

(熔融鍍鋅鋼板之製造方法)

接下來，將詳細說明製造本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板的方法。

本實施形態之鍍覆鋼板的製造方法具備退火步驟、鍍覆步驟及鍍覆後冷卻步驟，在退火步驟與前述鍍覆步驟之間及/或在鍍覆後冷卻步驟會進行後述之變韌鐵變態處理以獲得殘留沃斯田鐵。

退火步驟係令600~750℃間之平均加熱速度為1.0℃/秒以上而將母材鋼板加熱至750℃以上。鍍覆步驟係在令鍍浴溫度為450~470℃、鍍浴進入時之鋼板溫度為440~480℃、且鍍浴中之有效Al量為0.050~0.180質量%之條件下，將母材鋼板浸漬於鋅鍍浴中，對鋼板表面施行熔融鍍鋅而形成鍍覆層。鍍覆後冷卻步驟係於鍍覆步驟後降至350℃的冷卻過程滿足後述之下述式(1)。

為了製造本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板，首先係製造母材鋼板。

母材鋼板係鑄造已添加因應特性之合金元素的鋼胚後，施行熱輥軋並施行冷輥軋而製造。

以下將針對各製造步驟詳細說明。

「鑄造步驟」

首先，鑄造供於熱輥軋的鋼胚。鋼胚的化學成分(組成)以上述成分為佳。供於熱軋的鋼胚可使用連續鑄造鋼胚或以薄鋼胚鑄造機等所製成者。

「熱軋步驟」

在熱輥軋步驟中，為了抑制鑄造所造成的晶向的異向性，將鋼胚之加熱溫度設為1080℃以上為佳。鋼胚之加熱溫度較理想係設為1150℃以上。另一方面，鋼胚的加熱溫度上限並無特別規定。不過若以超過1300℃來加熱鋼胚，必需投入大量能量，會招致製造成本的大幅增長。基於此，鋼胚之加熱溫度設為1300℃以下為佳。

將鋼胚加熱後進行熱輥軋。熱輥軋的完成溫度(輥軋完成溫度)低於850℃時，輥軋反作用力會升高而難以穩定獲得指定的板厚。因此，熱輥軋的完成溫度設為850℃以上為佳，較理想係設為870℃以上。另一方面，為了讓熱輥軋的完成溫度超過980℃，在鋼胚加熱結束後至熱軋完成為止的步驟中必須有加熱鋼板的裝置，就必得為高成本。因此，將熱輥軋的完成溫度設為980℃以下為佳，設為960℃以下較佳。

接下來，將熱輥軋後的熱軋鋼板捲取成捲料。而，從熱輥軋到捲取為止的冷卻過程中之平均冷卻速度設為10℃/秒以上為佳。此係因為藉由在較低溫度下進行變態，可使熱軋鋼板之粒徑變細密，讓冷軋及退火後的母材鋼板之有效晶粒徑細密化。

熱軋鋼板的捲取溫度設為350℃以上且750℃以下為佳。此係為了讓波來鐵及/或長徑為1μm以上的粗大雪明碳鐵分散生成於熱軋鋼板的微組織中，好讓藉冷輥軋導入的應變局佈化，在退火步驟中逆變態成各種晶向的沃斯田鐵。藉此讓退火後的母材鋼板之有效晶粒細密化。捲取溫度若低於350℃，波來鐵及/或粗大雪明碳鐵可能不會生成，故不適宜。又，為了降低熱軋鋼板之強度以易於進行冷輥軋，將捲取溫度提高至450℃以上更佳。另一方面，捲取溫度一旦超過750℃，波來鐵及肥粒鐵便會各自沿著軋延方向生成為長條帶狀，而從肥粒鐵部分於冷輥軋及退火後生成的母材鋼板之有效晶粒則有變成沿軋延方向伸長之粗大物的傾向，不甚理想。又，為使退火後的母材鋼板之有效晶粒徑細密化，將捲取溫度降低至680℃以下更佳。

接下來，將以上述方法製造之熱軋鋼板進行酸洗。酸洗可除去熱軋鋼板表面的氧化物，因此對於母材鋼板的鍍覆性提升而言相當重要。酸洗可為一次，亦可分數次進行。

「冷軋步驟」

接著，對酸洗後的熱軋鋼板進行冷輥軋而獲得冷軋鋼板。

冷輥軋中，軋縮率的合計一旦超過85%，鋼板便會失去延性，提高冷軋中鋼板斷裂的危險性。因此將軋縮率合計設為85%以下為佳。由此觀點來看，軋縮率合計設為75%以下較佳，設為70%以下更佳。在冷輥軋步驟中，軋縮率合計的下限並無特別規定。軋縮率合計小於0.05%時，母材鋼板的形狀會不均質，使鍍覆無法均勻附著而損害外觀。因此，設為0.05%以上為佳，設為0.10%以上更佳。還有，冷輥軋宜分多道次進行，但不規定冷軋的道次數或對於各道次之軋縮率的分配。

又，在冷輥軋之軋縮率的合計在大於10%且小於20%的範圍內，其後的退火步驟中再結晶會無法充分進展，而可能有含有多量差排而失去展性的粗大晶粒殘留於表層附近，使彎曲性或耐疲勞特性劣化。為了避免此等情況，有效的作法係縮小軋縮率之合計，減輕差排在晶粒的蓄積以使晶粒保留展性。或者，有效的作法係增加軋縮率之合計，在退火步驟中使再結晶充分進行，將加工組織作成內部差排蓄積較少的再晶粒。從減輕差排在晶粒的蓄積的觀點來看，冷軋步驟之軋縮率合計設為10%以下為佳，設為5.0%以下更佳。另一方面，為了使退火步驟之再結晶可充分進展，將軋縮率合計設為20%以上為佳，設為30%以上更佳。

「退火步驟」

在本發明之實施形態中，對冷軋鋼板施行退火。在本發明之實施形態中，宜利用具有預熱帶、還原帶及鍍覆帶的連續退火鍍覆線。並且，宜在進行進行退火步驟的同時使鋼板通過預熱帶及還原帶，並在抵達鍍覆帶以前結束退火步驟，在鍍覆帶中進行鍍覆步驟。

如上述，於退火步驟及鍍覆步驟利用連續退火鍍覆線時，宜使用例如以下顯示之方法。

退火步驟之加熱速度係藉由預熱帶上的處理時間而與鋼板表層部的脫碳進行建立關係。退火步驟的加熱速度一慢，便會長時間曝露在預熱帶上的氧化氣體環境下，便可進行鋼板表層部之脫碳。又，加熱速度一旦過度緩慢，鋼板便可能氧化而於鋼板內部生成粗大的氧化物。尤其，在600~750℃間的加熱速度相當重要，為了避免鋼板表層部的過度脫碳及氧化，將其間的平均加熱速度設定在1.0℃/秒以上。為了避免鋼板表層部的脫碳，600~750℃間的平均加熱速度設為1.5℃/秒以上為佳，設為2.0℃/秒以上較佳。為了確保在預熱帶上的處理時間以促進ζ相生成，600~750℃間的平均加熱速度設為50℃/秒以下為佳。平均加熱速度若在50℃/秒以下，便可獲得在鍍覆層與母材鋼板之整個界面中ζ相與母材鋼板之界面的所佔比率更大的鍍覆層。為了充分促進ζ相生成，平均加熱速度在10℃/秒以下較佳。

在預熱帶上施行用以於鋼板表層部形成適當厚度之Fe氧化被膜的氧化處理。此時，在預熱燃燒器使用之空氣與燃料氣體的混合氣體下，於以下顯示之空氣比設在 0.7以上的預熱帶上一邊加熱至400~800℃之鋼板溫度一邊使鋼板通過。

「空氣比」係單位體積之混合氣體中所含空氣體積與為了使單位體積之混合氣體中所含燃料氣體完全燃燒理論上所需的空氣體積之比，並以下述式表示。

空氣比=[單位體積之混合氣體中所含空氣體積(m³)]/[為了使單位體積之混合氣體中所含燃料氣體完全燃燒理論上所需的空氣體積(m³)]}

在本實施形態中係在上述條件下對通過預熱帶的母材鋼板進行預熱，以於母材鋼板表層形成0.01~5.0μm之Fe氧化被膜。生成於鋼板表層部的Fe氧化被膜(氧化物)會在還原帶上被還原而成為鍍覆密著性優異的表面。

上述空氣比太大而超過1.2時，會於鋼板表層部生成過剩的Fe氧化被膜，使還原後的脫碳層肥大化。因此，上述空氣比在1.2以下為佳，在1.1以下較佳。上述空氣比太小而不達0.7時，將無法獲得預定的氧化物。因此，上述空氣比係設為0.7以上，且以0.8以上為佳。

又，通過預熱帶的鋼板溫度若低於400℃，便無法形成充分的氧化被膜。因此，通過預熱帶的鋼板溫度(預熱完成溫度)係設為400℃以上，且以設為600℃以上為佳。另一方面，通過預熱帶的鋼板溫度若為超過800℃之高溫，將無法在下一個還原帶上還原，且粗大的含有Si及/或Mn之氧化物會生成於鋼板表面。因此，通過預熱帶的鋼板溫度係設為800℃以下，且以設為750℃以下為佳。

退火步驟的最高加熱溫度係用以將與鋼板成形性相關的微組織分率控制在預定範圍內相當重要的因子。最高加熱溫度一低，粗大的鐵系碳化物便會溶解殘留於鋼中，使成形性劣化。為了使鐵系碳化物充分固溶以提高成形性，最高加熱溫度係設為750℃以上。尤其，為了獲得殘留沃斯田鐵，最高加熱溫度必須在(Ac1+50)℃以上。最高加熱溫度之上限並無特別規定，但從鍍覆密著性的觀點來看，為了減少母材鋼板表面的氧化物，設為950℃以下為佳，設為900℃以下較佳。

鋼板之Ac1點分別為沃斯田鐵逆變態的起始點。具體上，Ac1點可藉由從熱輥軋後之鋼板切出一小片，在10℃/秒下加熱至1200℃並測定其間之體積膨張而取得。

退火步驟的最高加熱溫度(750℃以上)會在還原帶上達到。在該還原帶上還原在預熱帶上所生成之鋼板表面的薄Fe氧化被膜，提高鍍覆密著性。因此，在還原帶的氣體環境下，水蒸氣分壓P(H₂O)與氫氣分壓P(H₂)之比P(H₂O)/P(H₂)係設為0.0001~2.00。P(H₂O)/P(H₂)小於0.0001時，會在最表面層形成成為鍍覆剝離起點的Si及/或Mn氧化物。另一方面，P(H₂O)/P(H₂)一旦超過2.00，鋼板表層的細密化便會過度進行使鍍覆層之合金化過度進展，進而讓鍍覆密著性劣化。甚至，P(H₂O)/P(H₂)一旦超過3.00，脫碳就會過度進行而讓母材鋼板表層的硬質相明顯減少。基於以上觀點，P(H₂O)/P(H₂)設在0.002~1.50之範圍內為佳，設在0.005~1.20之範圍內較佳。

如上述，還原帶的P(H₂O)/P(H₂)若為0.0001~2.00，成為鍍覆剝離起點之Si及/或Mn氧化物便不會形成於最表面層，而可再鋼板表層之內部形成最大徑為0.01~0.4μm之細密的Si及/或Mn氧化物。細密的Si及/或Mn氧化物可在退火中抑制Fe再結晶之成長。又，還原氣體環境中之水蒸氣會使母材表層脫碳，因此退火後的母材表層會變成肥粒鐵。結果，在退火後的母材表層上便可形成一平均厚度為0.1~5.0μm、肥粒鐵相之平均粒徑為0.1~3.0μm且含有最大徑為0.01~0.4μm之Si及/或Mn氧化物的細密化層。

退火步驟中，在到達最高加熱溫度後至鍍浴之鍍覆前的冷卻(鍍覆前冷卻步驟)中，為了獲得殘留沃斯田鐵必須抑制波來鐵及雪明碳鐵之生成。因此，在鍍覆前冷卻步驟中將750℃至700℃之平均冷卻速度設為1.0℃/秒以上，並且將700℃至500℃之平均冷卻速度設為5.0℃/秒以上。平均冷卻速度之上限並無特別規定，但要獲得過大的平均冷卻速度，需要特殊的冷卻設備或不會干涉鍍覆步驟的冷媒，故不適宜。由此觀點來看，上述溫度區下的平均冷卻速度設為100℃/秒以下為佳，設為70℃/秒以下較佳。

鍍覆前冷卻步驟後緊接著為了獲得回火麻田散鐵，可在鋼板溫度達到500℃以後到進入鍍浴前的期間內，讓鋼板停留在預定溫度區內一定時間作為麻田散鐵變態處理。麻田散鐵變態處理溫度係以麻田散鐵變態開始溫度Ms點為上限，並將上限設為(Ms點-20℃)較佳。麻田散鐵變態處理以50℃為下限為佳，且將下限設為100℃較佳。又，麻田散鐵變態處理時間設為1秒~100秒鐘為佳，設為10秒~60秒鐘較佳。還有，以麻田散鐵變態處理獲得之麻田散鐵係藉由在鍍覆步驟中侵入於高溫的鍍浴內而變成回火麻田散鐵。

而，Ms點係以下述式計算。

Ms點[℃]=541-474C/(1-VF)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni+19Al

上述式中，VF表示肥粒鐵之體積分率，C、Si、Mn、Cr、Ni、Al為各元素的添加量[質量%]。

還有，製造中很難直接測定肥粒鐵之體積分率。因此，在本發明中為了決定Ms點，會先將通過連續退火線之前的冷軋鋼板切出一小片，以與使其小片通過連續退火線時相同的溫度歷程下進行退火，測定小片之肥粒鐵的體積變化，並以利用其結果所算出的數值作為肥粒鐵之體積分率VF。

此外，為了於鍍覆前冷卻步驟後獲得殘留沃斯田鐵，可使鋼板停留在250℃~500℃之溫度區內一定時間作為變韌鐵變態處理。

變韌鐵變態處理可在退火步驟及鍍覆步驟之間進行，亦可在鍍覆後冷卻步驟進行，或可在兩者時間點都進行。

在退火步驟及鍍覆步驟之間與在鍍覆後冷卻步驟進行之變韌鐵變態處理的停留時間合計必須為15秒以上且500秒以下。停留時間合計若在15秒以上，變韌鐵變態便可充分進行，可獲得充分的殘留沃斯田鐵。停留時間合計在25秒以上為佳。另一方面，停留時間的和一旦超過500秒，便會生成波來鐵及/或粗大雪明碳鐵。因此，將停留時間合計設為500秒以下且以設為300秒以下為佳。

在退火步驟及鍍覆步驟之間進行時，變韌鐵變態處理溫度一旦超過500℃，便會促使波來鐵及/或粗大雪明碳鐵生成而無法獲得殘留沃斯田鐵。因此，變韌鐵變態處理溫度係設為500℃以下。為了促進伴隨變韌鐵變態所行之碳濃縮成沃斯田鐵，變韌鐵變態處理溫度宜設為485℃以下，設為470℃以下較佳。另一方面，變韌鐵變態處理溫度一旦低於250℃，變韌鐵變態便無法充分進行，進而無法獲得殘留沃斯田鐵。因此，變韌鐵變態處理溫度係設為250℃以上。為了有效進行變韌鐵變態，變韌鐵變態處理溫度設為300℃以上為佳，設為340℃以上較佳。

還有，在鍍覆前冷卻步驟後施行變韌鐵變態處理及麻田散鐵變態處理兩者時，施工順序係設定為在變韌鐵變態處理前進行麻田散鐵變態處理。

「鍍覆步驟」

接下來，將以上述方式製得之母材鋼板浸漬於鍍浴中。

鍍浴係以鋅為主體，具有有效Al量為0.050~0.180質量%之組成且該有效Al量係從鍍浴中之總Al量減去總Fe量之值。鍍浴中之有效Al量一旦低於0.050%，Fe侵入至鍍覆層中便會過度進展而損及鍍覆密著性，因此必須設在0.050%以上。由此觀點來看，鍍浴中之有效Al量在0.065%以上為佳，在0.070%以上更佳。另外，鍍浴中之有效Al量一旦超過0.180%，便會在母材鋼板與鍍覆層境界生成Al系氧化物，進而阻礙在同境界上的Fe及Zn原子移動，抑制ζ相之生成，使鍍覆密著性明顯受損。由此觀點來看，鍍浴中之有效Al量必須在0.180%以下，設為0.150%以下為佳，設為0.135%以下更佳。

鍍浴可為混有Ag、B、Be、Bi、Ca、Cd、Co、Cr、Cs、Cu、Ge、Hf、I、K、La、Li、Mg、Mn、Mo、Na、Nb、Ni、Pb、Rb、Sb、Si、Sn、Sr、Ta、Ti、V、W、Zr、REM之1種或2種以上元素者，且藉各元素之含量也有得以改善熔融鍍鋅層之耐蝕性及加工性等絕佳的可能。

又，鍍浴之溫度係設為450℃~470℃。鍍浴溫度低於450℃時，鍍浴之黏度會過度升高而變得難以控制鍍覆層之厚度，損害熔融鍍鋅鋼板之外觀。因此，鍍浴之溫度係設為450℃以上，且以設為455℃以上為佳。另一方面，鍍浴溫度一旦超過470℃便會產生多量的煙氣而變得難以安全製造。因此，鍍浴溫度係設為470℃以下，且以設為465℃以下為佳。

又，母材鋼板進入鍍浴時的鋼板溫度一旦低於440℃，為了使鍍浴溫度穩定在450℃以上，就必須賦予鍍浴多量的熱量，因此實用上不適宜。另一方面，母材鋼板進入鍍浴時的鋼板溫度一旦高於480℃，為了使鍍浴溫度穩定在470℃以下，必須導入可從鍍浴除去大量熱量的設備，在製造成本的觀點上不適宜。所以，為了使鍍浴之浴溫穩定，將母材鋼板進入鍍浴時的溫度設為440℃以上且480℃以下。又，為了正確控制ζ相的生成行為，母材鋼板進入鍍浴時的溫度控制在450℃以上且470℃以下更佳。

鍍浴的溫度以穩定在450~470℃之範圍內的溫度為佳。鍍浴的溫度一旦不穩定，鍍覆層中之ζ相就會不均勻而招致鍍覆層的外觀及密著性的不均。為了使鍍浴的溫度穩定，令進入鍍浴時的鋼板溫度與鍍浴溫度約略一致為佳。具體上，從實際製造設備之溫度控制性的極限來看，將進入鍍浴時的鋼板溫度設為鍍浴溫度之±4℃以內為佳，設為鍍浴溫度之±2℃以內較佳。

還有，浸漬鍍浴後為了有適當的鍍覆附著量，宜對鋼板表面噴吹以氮氣為主體的高壓氣體以去除表層上過剩的鋅。

「鍍覆後冷卻步驟」

鍍浴步驟後，在降至室溫之鍍覆後冷卻步驟中，以降至350℃之冷卻過程滿足下述式(1)的方式來控制冷卻處理。藉此可於鍍覆層中獲得適量的ζ相。

還有，式(1)之T(t)[℃]為鋼板溫度，t[秒]係以鋼板出鍍浴之時間點為起點的經過時間，t1[秒]係以鋼板出鍍浴之時間點為起點到鋼板溫度降至350℃的經過時間，W*_Al[質量%]為鍍浴中的有效Al量。又，ε、θ及μ為常數項，分別為2.62×10⁷、9.13×10³、1.0×10^-1。

[數1]

上述式(1)係ζ相之生成行為的關係式，上述式(1)之值愈大表示鍍覆層中之ζ相生成愈有進展。鋼板溫度愈高且處理時間愈長，上述式(1)之值就愈大。又，鍍浴中之有效Al量一變大，上述式(1)之值就會變小而阻礙ζ相的生成。還有，在鋼板溫度為350℃以下之溫度範圍內，Fe原子幾乎不會從母材鋼板擴散至鍍覆層，ζ相之生成也幾乎停止。因此，上述式(1)係在鋼板溫度為350℃以上之範圍內進行計算。

在浸漬於鍍浴後的鍍覆後冷卻步驟中，上述式(1)之值一旦低於0.40，便無法在鍍覆層中獲得充分的ζ相而讓鍍覆密著性受損。上述式(1)之值若在0.40以上，便可充分促進ζ相之生成，熔融鍍鋅層與母材鋼板之整個界面中前述ζ相與母材鋼板之界面的所佔比率便在20%以上。又，上述式(1)之值若在0.40以上，ζ相與母材鋼板之界面中存有粗大氧化物的ζ晶粒與母材鋼板構成之界面的比率會在50%以下。因此，為了獲得充分的鍍覆密著性，必須以上述式(1)之值在0.40以上的方式來控制冷卻處理。為了進一步提高鍍覆密著性，以上述式(1)之值為0.50以上的方式來施行冷卻處理為佳，設定在0.60以上又更佳。另外，冷卻處理的上述式(1)之值一旦變得過大，鍍覆層之合金化便會進展，使鍍覆層中之Fe含量變得過大，讓鍍覆密著性受損。由此觀點來看，必須以上述式(1)之值在2.20以下的方式來控制冷卻處理。為了提高鍍覆密著性，冷卻處理以上述式(1)之值為2.00以下的方式進行控制為佳，以1.80以下的方式進行控制更佳。

在此，若自鍍浴取出後讓鋼板之溫度上升，上述式(1)之值會明顯增大而使鍍覆密著性劣化。又，鋼板之微組織會變質而無法獲得預定的殘留沃斯田鐵，使強度降低。再者，有粗大的碳化物生成讓成形性劣化的疑慮。因此，從鍍浴取出後的鋼板溫度不可超過鍍浴浸漬前之鋼板溫度與鍍浴溫度兩者中的最高溫度。

另外，如一般的熔融鍍鋅鋼板之製造方法中所見，若在浸漬於鍍浴後即施行急冷，上述式(1)之值會明顯變小。結果將無法獲得充分的ζ相，使鍍覆密著性劣化。為了將上述式(1)之值保留在預定範圍內，例如可在從鍍浴取出後進行一定時間的等溫保持處理，然後再進行急冷。

又，如果上述式(1)之值有保留在預定範圍內，亦可進行其他任意的溫度控制。亦即，上述式(1)之值只要是本發明範圍內的溫度控制，可採用任一種冷卻控制形態。例如，可為在上述等溫保持處理後進行急冷的冷卻形態，或可為進行約略恆定速度之緩冷卻的冷卻形態。

又，藉由滿足上述式(1)之冷卻處理於鍍覆層中獲得充分量的ζ相後，為了獲得殘留沃斯田鐵，亦可進行在250℃~350℃之溫度範圍內實施停留的變韌鐵變態處理。另一方面，變韌鐵變態處理溫度低於250℃時，變韌鐵變態將無法充分進行，進而無法充分獲得殘留沃斯田鐵。因此，變韌鐵變態處理溫度係設為250℃以上。為了有效率地進行變韌鐵變態，變韌鐵變態處理溫度設為300℃以上較佳。另一方面，變韌鐵變態處理溫度一旦超過350℃，Fe原子從母材鋼板到鍍覆層的擴散就會過度進行，使鍍覆密著性劣化。因此，變韌鐵變態處理溫度係設為350℃以下，宜設為340℃以下。

又，為了使殘留沃斯田鐵更穩定化，可在冷卻至250℃以下之後再施行再加熱處理。再加熱處理的處理溫度及處理時間可因應目標特性適當設定。惟，再加熱處理溫度低於250℃時無法獲得充分的效果。因此，再加熱處理溫度設為250℃以上為佳，設為280℃以上較佳。再加熱處理溫度一旦高於350℃，Fe原子從母材鋼板到鍍覆層的擴散就會過度進行，使鍍覆密著性劣化。因此，再加熱處理溫度設為350℃以下為佳，設為340℃以下較佳。

又，再加熱處理時間一旦超過1000秒，處理效果便達飽和，所以處理時間宜設為1000秒以下。此外，為了抑制波來鐵及/或粗大雪明碳鐵之生成，再加熱處理時間設為500秒以下較佳。

藉由以上說明之製造方法可製造本實施形態之熔融鍍鋅鋼板，惟本發明不受上述實施形態限定。

例如，在上述實施形態之製造方法中係列舉在鍍覆步驟後進行降至350℃之冷卻過程滿足上述式(1)之「鍍覆後冷卻步驟」的情況為例加以說明，惟鍍覆後冷卻步驟亦可為降至350℃之冷卻過程不滿足上述式(1)。此時，為了製造與降至350℃之冷卻過程滿足上述式(1)之情況相同的熔融鍍鋅鋼板，必須適恰地控制鍍浴浸漬時間。

因為，藉由拉長鍍浴浸漬時間，可促進ζ相在鍍浴中之生成，且同時可促進存在於將形成鍍覆層之母材鋼板表面上的Si及/或Mn氧化物與鍍浴中之Al的反應。藉由上述氧化物與鍍浴中之Al的反應，可使存在於母材鋼板表面上的上述氧化物之一部分還原，而減低存在於母材鋼板表面上之Si及/或Mn氧化物的數及量。

為了藉由拉長鍍浴浸漬時間獲取上述效果，必須將鍍浴浸漬時間設定在3秒以上，理想係設為5秒以上，較理想係設為7秒以上，更理想係設為10秒以上。令鍍浴浸漬時間為10秒以上，可獲得與進行降至350℃之冷卻過程滿足上述式(1)之「鍍覆後冷卻步驟」之情況相同的熔融鍍鋅鋼板。於是便可獲得一熔融鍍鋅層與母材鋼板之整個界面中ζ相與母材鋼板之界面的所佔比率為20%以上，且ζ相與母材鋼板之界面中存有粗大氧化物的ζ晶粒與母材鋼板構成之界面的比率為50%以下的鍍覆層。

製造熔融鍍鋅鋼板時，在使用將鍍浴浸漬時間設為10秒以上之方法的情況下，鍍覆後冷卻步驟可為降至350℃之冷卻過程不滿足上述式(1)。因此，即使係在不易實行上述「鍍覆後冷卻步驟」之熔融鍍鋅鋼板的製造線，也可輕易地製造本實施形態之熔融鍍鋅鋼板。

鍍浴浸漬時間可因應鍍浴中之Al含量等適當決定。為了確保良好的生產性，鍍浴浸漬時間在20秒以下為佳，在15秒以下較佳。

例如，在本發明之實施形態中，亦可賦予藉上述方法製得之熔融鍍鋅鋼板的鍍鋅層表面一由磷氧化物及/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在加工熔融鍍鋅鋼板時作為潤滑劑起作用，可保護形成於母材鋼板表面上的鍍鋅層。

此外，在本實施形態中，可對已冷卻至室溫之熔融鍍鋅鋼板在軋縮率3.00%以下施行冷輥軋以矯正形狀。

還有，以上所述的本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板之製造方法很適合用來製造母材鋼板板厚為0.6mm以上且小於5.0mm的熔融鍍鋅鋼板。母材鋼板的板厚一旦小於0.6mm，便很難將母材鋼板形狀保持平坦，可能不適當。又，母材鋼板板厚若在5.0mm以上，有時可能很難控制退火步驟及鍍覆步驟中的冷卻。

實施例

說明本發明之實施例。而，在本實施例之條件係用以確認本發明之實施可能性及效果所採用的一條件例。本發明不受此一條件例限定。本發明可在不脫離本發明主旨並達成本發明目的之前提下採用各種條件。

「實施例1」

鑄造具有表1~4所示化學成分(組成)之鋼胚，並在表5、6所示之熱軋步驟條件(鋼胚加熱溫度、輥軋完成溫度)下進行熱輥軋，在表5、6所示熱軋步驟條件(從熱軋完成到捲取的平均冷卻速度、捲取溫度)下進行冷卻而獲得熱軋鋼板。

然後，對熱軋鋼板施行酸洗，施行表5、6所示冷軋步驟條件(軋縮率)的冷輥軋而獲得冷軋鋼板。

接下來，在表7、8所示退火步驟之加熱步驟條件(在預熱帶上的空氣比、預熱帶上的預熱完成溫度、還原帶氣體環境中之H₂O與H₂之分壓比(P(H₂O)/P(H₂)、在600~750℃溫度區下的平均加熱速度、最高加熱溫度Tm)下施行退火。而，實驗例1~94之預熱完成溫度係設在623~722℃之範圍內。

接著，在表7、8所示鍍覆前冷卻步驟條件(冷卻速度1(在750~700℃溫度區下的平均冷卻速度)、冷卻速度2(在700~500℃溫度區下的平均冷卻速度)、變韌鐵變態處理1條件(處理溫度、處理時間)、麻田散鐵變態處理(處理溫度、處理時間))下施行冷卻處理。而，未施行變韌鐵變態處理1、麻田散鐵變態處理的鋼板係將該處理之條件欄以空欄表示。

接下來，在表9、10所示鍍覆步驟條件(有效Al量、鍍浴溫度(浴溫)、鋼板的進入溫度、浸漬時間)下浸漬於鋅鍍浴、施行鍍覆。

鍍覆步驟後，在表9、10所示鍍覆後冷卻步驟條件(式 (1)、變韌鐵變態處理2條件(處理溫度、處理時間)、再加熱處理條件(處理溫度、處理時間))下施行冷卻處理。而，未施行變韌鐵變態處理2、再加熱處理的鋼板係將該處理之條件欄以空欄表示。

此外，在表9、10所示條件(軋縮率)下施行冷輥軋而獲得實驗例1~94、C1~C44之鍍覆鋼板(惟，在一部分的實驗例中也有中斷實驗者)。

在製得之鍍覆鋼板(實驗例1~94、C1~C44)中，觀察母材鋼板之微組織及鍍覆層。於表11、12中顯示母材鋼板之微組織及鍍覆層的觀察結果。

首先，從鍍覆鋼板以與母材鋼板之軋延方向平行的板厚截面作為觀察面並採取試料。針對試料之觀察面，進行場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)的組織觀察及EBSD法的高解析度晶向解析，觀察以板厚1/4為中心之1/8厚~3/8厚之範圍內的微組織並鑑定構成組織。在表11、12中，F表示粒狀肥粒鐵、WF表示針狀肥粒鐵、NRF表示未再結晶肥粒鐵、P表示波來鐵、θ表示粗大雪明碳鐵、BF表示變韌肥粒鐵、B表示變韌鐵、M表示麻田散鐵、tM表示回火麻田散鐵、γ表示殘留沃斯田鐵各自受到觀察。

又，從鍍覆鋼板採取25mm×25mm之小片作為試驗片。在距離試驗片之板厚表面1/8厚~3/8厚的範圍內，將與板面平行之面精加工成鏡面，並藉由X射線繞射法測定殘留沃斯田鐵之體積分率(γ分率)。

再來，從鍍覆鋼板以與母材鋼板之軋延方向平行的板厚截面作為觀察面並採取試料。針對試料之觀察面進行場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)的觀察，觀察鍍覆層與母材鋼板之界面。從其結果藉由上述方法求出ζ相與母材鋼板之界面在鍍覆層與母材鋼板之界面全體的所佔比率(境界面佔有率)、δ 1相與母材鋼板之界面在鍍覆層與母材鋼板之界面整體的所佔比率(境界面佔有率)、ζ相與母材鋼板之全部界面中存有粗大氧化物之ζ晶粒與母材鋼板構成之界面的比率(存有氧化物之境界面比率)。

鍍覆的附著量係使用含有抑制劑的鹽酸將鍍覆層溶融並比較溶融前後的重量而求得。

此外，從鍍覆鋼板以與母材鋼板之軋延方向平行的板厚截面作為觀察面並採取試料，利用上述測定方法求出與母材鋼板及熔融鍍鋅層之界面直接連接的細密化層之平均厚度(細密化層之平均厚度)、在細密化層內的肥粒鐵相之平均粒徑(肥粒鐵相之平均粒徑)、及細密化層中之1種或2種以上之Si及Mn氧化物的最大徑(氧化物的最大徑)。其結果顯示於表11、12。

接著，為了調查鍍覆鋼板之特性，進行拉伸試驗、擴孔試驗、彎曲試驗、密著性評估試驗、點熔接試驗、腐蝕試驗、碎裂性試驗、粉碎性試驗。於表13、14顯示各實驗例之特性。

拉伸試驗係從鍍覆鋼板製作JIS Z 2201中記載之5號試驗片，並以JIS Z2241中記載之方法施行求出降伏強度YS、拉伸最大強度TS、總延伸率El。還有，拉伸特性係以拉伸最大強度TS為420MPa以上之情況評估為良好。

擴孔試驗係以JIS Z 2256中記載之方法進行。成形性中，延性(總延伸率)El及擴孔性λ會隨拉伸最大強度TS而改變，在滿足下述式(3)之情況下可有良好的強度、延性及擴孔性。

TS^1.5×El×λ ^0.5≧2.5×10⁶…式(3)

鍍覆密著性係對已賦予5%之單軸拉伸應變的鍍覆鋼板施行杜邦衝擊試驗。於衝撃試驗後的鍍覆鋼板黏貼黏著膠帶後將之剝離，鍍層未剝離之情況視為合格(○)且鍍層剝離之情況視為不合格(×)。杜邦衝擊試驗係使用前端的曲率半徑為1/2英寸的沖模，使3kg之錘子從1m高度落下而進行。

點熔接性係施行連續打點試驗來評估。在熔融部之直徑為板厚之平方根之5.3~5.7倍的熔接條件下，連續進行1000次的點熔接，並比較第1點d₁與第1000點d₁₀₀₀的熔融部直徑，d₁₀₀₀/d₁為0.90以上時視為合格(○)，小於0.90時視為不合格(×)。

於耐蝕性之評估使用從鍍覆鋼板切出150×70mm的試驗片。於試驗片施行磷酸鋅系的浸漬式化成處理，接著施行陽離子電沉積20μm，再施行二塗35μm與最後塗裝35μm後，以絶縁膠帶密封背面與端部。於耐蝕性試驗係使用以SST6hr→乾燥4hr→濕潤4hr→冷凍4hr為1循環的CCT。塗裝後耐蝕性之評估係以切刀於塗裝面上實施橫切直達母材鋼板後，測定經過CCT60循環後的膨脹幅度。膨脹幅度在3.0mm以下之情況視為合格(○)，大於3.0mm之情況視為不合格(×)。

碎裂性係使用將鍍覆鋼板切出70mm×150mm之試驗片進行評估。首先，對試驗片進行汽車用的脫脂、化成皮膜之形成及3層塗裝之各步驟。接下來在試驗片冷卻保持在-20℃之狀態下，以氣壓2kgf/cm²垂直放射碎石(0.3~0.5g)10個。碎石之放射係就各試驗片重複實施5次。然後針對各試驗片觀察合計50個的碎裂痕跡，並依其剝離界面之位置藉由以下基準加以評估。剝離界面比鍍覆層更上面(鍍覆層-化成皮膜之界面、或電沉積-二塗塗裝之界面)者評估為(○)，在鍍覆層-基鐵之界面剝離只要有1個就評估為(×)。

粉碎性係用以評估鍍覆層之加工性，使用V彎曲加工(JIS Z 2248)進行評估。將鍍覆鋼板切成50×90mm並以1R-90°V字模具壓機形成成型體作為試驗體。在各試驗體的谷部實施膠帶剝離。具體上，係於試驗體的彎曲加工部上壓黏寬24mm的透明膠帶(cellophane tape)並將之剝離後，以目測判斷透明膠帶之長度90mm的部分。評估基準如下。鍍覆層之剝離相對於加工部面積小於5%者視為(○)，鍍覆層之剝離相對於加工部面積超過5%者視為(×)。

實驗例89係Si含量大且在鑄造步驟中鋼胚在冷卻中破裂而中斷實驗之例。

實驗例92係P含量大且在熱軋步驟中鋼胚於加熱中破裂而中斷實驗之例。

實驗例94係Al含量大且在鑄造步驟中鋼胚於冷卻中破裂而中斷實驗之例。

實驗例33係退火步驟之加熱速度小、母材鋼板之氧化物過度成長而於母材鋼板表面生成成為破壞起點之粗大氧化物，使鍍覆密著性及粉碎性劣化之例。

實驗例C44係預熱完成溫度高、於鍍覆前之鋼板表面生成多量的含Si及Mn之粗大氧化物，而使存有粗大氧化物的ζ晶粒與母材鋼板構成之界面相對於ζ相與母材鋼板之整個界面超過50%之例，鍍覆密著性為劣等。

實驗例9係退火步驟之預熱帶上的空氣比小、ζ相的境界面佔有率低而在鋼板一部分發生未鍍部分，使外観、鍍覆密著性及耐蝕性劣化之例。

實驗例43係退火步驟之預熱帶上的空氣比大使鋼板表面之脫碳過度進展，而讓細密化層之平均厚度增厚、TS^1.5×El×λ ^0.5降低、未獲得充分特性之例。

實驗例3係鍍覆步驟之式1值過小，無法在鍍覆層與母材鋼板之界面使δ相充分生成而未獲得充分的鍍覆密著性之例。

實驗例26係鍍覆步驟之式1值過大且鍍覆層中之Fe%過高而未獲得充分的鍍覆密著性之例。

實驗例C39係C含量小、未生成殘留沃斯田鐵而使硬質相之體積分率變小而無法獲得充分的拉伸強度之例。

實驗例C38係C含量大、點熔接性及成形性劣化之例。

實驗例C40係Mn含量小且在退火步驟及鍍覆步驟中生成多量的波來鐵及粗大雪明碳鐵而未生成殘留沃斯田鐵相，進而無法充分獲得鋼板之拉伸強度及成形性之例。

實驗例91係Mn含量大且在熱軋步驟中鋼胚於加熱中破裂而中斷實驗之例。

實驗例C41係S含量大且有多量的粗大氧化物生成而使延性及擴孔性劣化之例。

實驗例C42係N含量大且有多量的粗大氮化物生成而使延性及擴孔性劣化之例。

實驗例C43係O含量大且有多量的粗大氧化物生成而使延性及擴孔性劣化之例。

實驗例C34係Si及Al含量不滿足式(2)且生成多量的碳化物而未獲得殘留沃斯田鐵，故而強度及成形性平衡劣化之例。

實驗例C18係熱輥軋的完成溫度低且鋼板形狀明顯惡化而中止實驗之例。

實驗例C22係熱輥軋後捲取成捲料之溫度低且在冷輥軋步驟中鋼板斷裂而中止實驗之例。

實驗例6係未對熱軋鋼板施行冷輥軋之例，鋼板的平坦度差、未進行退火處理而中止實驗之例。

實驗例35係冷輥軋之軋縮率過大且鋼板斷裂而中止實驗之例。

實驗例C4係退火步驟之最高加熱溫度低、未生成殘留沃斯田鐵相且鋼板中存有多數的粗大雪明碳鐵、TS^1.5×El×λ ^0.5劣化而未獲得充分特性之例。

實驗例C28係退火步驟之最高加熱溫度低於Ac1+50℃、未生成殘留沃斯田鐵相且鋼板中存有多數的粗大雪明碳鐵、TS^1.5×El×λ^0.5劣化而未獲得充分特性之例。

實驗例C23係退火步驟之還原帶上的水蒸氣分壓P(H₂O)與氫氣分壓P(H₂)之比P(H₂O)/P(H₂)小、未使表層之粒徑細密化且在鍍覆層中未生成ζ相而使鍍覆密著性劣化之例。實驗例C23係未形成細密化層，母材鋼板表面的肥粒鐵相之平均粒徑為3.3μm且從表面到深度0.5μm範圍內的鋼板內部之氧化物最大徑小於0.01μm。

實驗例40係退火步驟之還原帶上的水蒸氣分壓P(H₂O)與氫氣分壓P(H₂)之比P(H₂O)/P(H₂)大使母材鋼板表層的細密化層變得過厚、讓鍍覆層之合金化過度進行而使鍍覆密著性、粉碎性及碎裂性劣化之例。

實驗例C5係750℃至700℃之平均冷卻速度小、生成多量的碳化物且未獲得殘留沃斯田鐵故而強度及成形性平衡劣化之例。

實驗例C15係700℃至500℃之平均冷卻速度小、生成多量的碳化物且未獲得殘留沃斯田鐵故而強度及成形性平衡劣化之例。

實驗例C24係鍍覆處理前及鍍覆處理後都未施行變韌鐵變態處理且未獲得殘留沃斯田鐵故而強度及成形性平衡劣化之例。

實驗例C25係鍍覆處理前之變韌鐵變態處理溫度高、生成多量的碳化物且未獲得殘留沃斯田鐵故而強度及成形性平衡劣化之例。

實驗例C26係鍍覆處理前之變韌鐵變態處理溫度低、變韌鐵變態之進行受到過度抑制且未獲得殘留沃斯田鐵故而強度及成形性平衡劣化之例。

實驗例C9係鍍覆處理前之變韌鐵變態處理時間短、未充分進行變韌鐵變態且未獲得殘留沃斯田鐵故而強度及成形性平衡劣化之例。

實驗例C37係鍍覆處理前之變韌鐵變態處理時間長、生成多量的碳化物且未獲得殘留沃斯田鐵故而強度及成形性平衡劣化之例。

實驗例C8係鍍覆處理後之變韌鐵變態處理溫度高、式(1)值過度上升使鍍覆層中之Fe量上升而使鍍覆密著性劣化之例。

實驗例C16係鍍覆處理後之變韌鐵變態處理溫度低，過度抑制變韌鐵變態之進行且未獲得殘留沃斯田鐵故而強度及成形性平衡劣化之例。

實驗例C30係鍍覆處理前之變韌鐵變態處理時間與鍍覆處理後之變韌鐵變態處理時間的和小、而變韌鐵變態未充分進行且未獲得殘留沃斯田鐵故而強度及成形性平衡劣化之例。

實驗例C10係在鍍覆步驟之鍍浴中有效Al量過小、式1值過大而使鍍覆層中之Fe%變得過高而未獲得充分的鍍覆密著性之例。

實驗例C17係在鍍覆步驟之鍍浴中有效Al量過大、式1值變過小而無法在鍍覆層與母材鋼板之界面使δ相充分生成、未獲得充分的鍍覆密著性之例。

上述以外之實驗例為有獲得優異的強度、延性、擴孔性、點熔接性、鍍覆密著性的熔融鍍鋅鋼板之例。

「實施例2」

從「實施例1」獲得之實驗例1的鍍覆鋼板採取試驗片。接著，將試驗片之以與母材鋼板之軋延方向平行的板厚截面作為觀察面，藉離子研削加工研磨並以場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)在加速電壓5kV之條件下取得反射電子(BSE)像。其結果顯示於圖2。

如圖2顯示，在實驗例1之鍍覆鋼板有形成含有由ζ相所構成之柱狀晶的鍍覆層。又，於實驗例1之鍍覆鋼板的母材鋼板形成有與鍍覆層之界面直接連接的細密化層。如圖2顯示，在實驗例1之鍍覆鋼板的細密化層中含有氧化物(比周圍看來更暗沉的部分)。

「實施例3」

以與「實施例1」獲得之實驗例1之鍍覆鋼板同樣的方法製造冷軋鋼板，並以與實驗例1之鍍覆鋼板同樣的方法進行退火步驟而獲得退火板。在表15所示之鍍覆步驟條件(有效Al量、鍍浴溫度(浴溫)、鋼板的進入溫度、浸漬時間)下將退火板浸漬於鋅鍍浴，施行鍍覆。

於鍍覆步驟後，在表15所示之鍍覆後冷卻步驟條件(式(1))下施行冷卻處理。再來，在表15所示之條件(軋縮率)下施行冷輥軋而獲得實驗例104~111之鍍覆鋼板。

針對製得之鍍覆鋼板以與「實施例1」同樣的方式觀察母材鋼板之鍍覆層。其結果顯示於表15。

又，針對製得之鍍覆鋼板以與「實施例1」同樣的方式測定殘留沃斯田鐵之體積分率(γ分率)。

並且，針對製得之鍍覆鋼板以與「實施例1」同樣的方式求出鍍覆的附著量。其結果顯示於表15。

再來，針對鍍覆鋼板以與「實施例1」同樣的方式求出細密化層之平均厚度、肥粒鐵相之平均粒徑及氧化物的最大徑。其結果顯示於表15。

又，針對製得之鍍覆鋼板以與「實施例1」同樣的方式進行拉伸試驗、擴孔試驗、彎曲試驗、密著性評估試驗、點熔接試驗、腐蝕試驗。其結果顯示於表15。

還有，實驗例1之結果亦合併顯示於表15。

如表15顯示，本發明實施例之實驗例105~111具有良好的鍍覆密著性，點熔接性及耐蝕性也很優異。

相對於此，如表15顯示，實驗例104在鍍覆層與母材鋼板之整個界面中，ζ相與母材鋼板之界面的所佔比率(ζ境界面佔有率)小於20%，因此鍍覆密著性及點熔接性不夠充分。

以上係就本發明之各實施形態詳細說明，惟上述實施形態均僅表示用以實施本發明的具體化範例。本發明不得以該等實施形態來限定解釋技術範圍。即，本發明只要不脫離其技術思想或其主要特徵，可以各種形態實施。

產業上之可利用性

本發明係有利於形成鍍覆密著性優異之熔融鍍鋅鋼板的技術。而且，根據本發明，可提供一種成形後之鍍覆密著性優異的熔融鍍鋅鋼板。

Claims

一種熔融鍍鋅鋼板，係由母材鋼板與形成於前述母材鋼板之至少一表面的熔融鍍鋅層所構成；前述熔融鍍鋅層在前述鋼板之表面上Fe含量為大於0%且在5%以下，Al含量為大於0%且在1.0%以下，且含有ζ相所構成之柱狀晶；而且，前述熔融鍍鋅層與母材鋼板之整個界面中有20%以上被ζ相被覆，且前述熔融鍍鋅層中相對於前述ζ相與母材鋼板之整個界面，ζ晶粒中存有粗大氧化物的ζ晶粒與母材鋼板構成之界面為50%以下；前述母材鋼板具有下述化學成分：以質量%計，C：0.040~0.400%、Si：0.05~2.50%、Mn：0.50~3.50%、P：0.0001~0.1000%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.001~1.500%、N：0.0001~0.0100%、O：0.0001~0.0100%，且滿足Si+0.7Al≧0.30(式中之元素記號表示其元素之含量(質量%))，並且剩餘部分由Fe及無法避免之雜質所構成；又，具有與前述母材鋼板及前述熔融鍍鋅層之界面直接連接的細密化層，前述細密化層之平均厚度為0.1~5.0μm，前述細密化層內的肥粒鐵相之平均粒徑為0.1~3.0μm，且前述細密化層中含有1種或2種以上之Si及Mn的氧化物，前述氧化物的最大徑為0.01~0.4μm；此外，在以前述母材鋼板之表面起算1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚的範圍內，以體積分率計具有1%以上之殘留沃斯田鐵相。
如請求項1之熔融鍍鋅鋼板，其中前述熔融鍍鋅層，在前述母材鋼板單面上的鍍覆附著量為10g/m²以上且100g/m²以下。
如請求項1或請求項2之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計更含有選自下述成分中之1種或2種以上：Ti：0.001~0.150%、Nb：0.001~0.100%、V：0.001~0.300%。
如請求項1或請求項2之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計更含有下述成分中之1種或2種以上：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%、 W：0.01~2.00%。
如請求項3之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計更含有下述成分中之l種或2種以上：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%、W：0.01~2.00%。
如請求項1或請求項2之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計更含有合計為0.0001~0.0100%之Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM中之1種或2種以上。
如請求項3之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計更含有合計為0.0001~0.0100%之Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM中之1種或2種以上。
如請求項4之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計更含有合計為0.0001~0.0100%之Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM中之1種或2種以上。