TWI564404B - 熔融鍍鋅鋼板 - Google Patents

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TWI564404B
TWI564404B TW104136602A TW104136602A TWI564404B TW I564404 B TWI564404 B TW I564404B TW 104136602 A TW104136602 A TW 104136602A TW 104136602 A TW104136602 A TW 104136602A TW I564404 B TWI564404 B TW I564404B
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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
中島康宏
中村登代充
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Description

熔融鍍鋅鋼板 發明領域
本發明係有關於一種熔融鍍鋅鋼板。本發明係關於一種尤其在延性、彎曲性、擴孔性及彎曲變形時鍍覆密著性優異且耐連續彎曲疲勞特性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板。
本案係根據已於2014年11月5日於日本提申之特願2014-225612號主張優先權並在此沿用其內容。
發明背景
近年，對於主要使用在汽車骨架構件上的鋼板愈發講究高強度化的要求。在該等高強度鋼板中，為了獲得複雜的構件形狀，便需要延性、彎曲性及延伸凸緣成形性等成形性。又，作為汽車用構件使用時會曝露在不斷振動的情況下，因此亦講求高耐疲勞特性。此外，就汽車用鋼板來說一般常在屋外作使用，所以通常會要求優異的耐蝕性。
不過，在汽車外板等用途上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)。又，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，那一處就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。又，即使不至於到鍍覆層剝離的程度，也會失去鍍覆層與母材鋼板的密著性，在其部分即使只有產生些許的空隙，就會有外氣或水分滲入其空隙。因而失去藉鍍覆層所得的防蝕功能，與前述同樣地在早期便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結合而氣化，結果使碳從鋼板離脫。因此，在專利文獻1~3中記載之技術下，在鋼板中脫碳之區域的強度有顯著降低的情況。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，步驟有所增加，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。此時，在專利文獻5記載之方法中，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。
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。在該等專利文獻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，在成本面上仍留有課題。
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，在專利文獻9~11之鍍覆鋼板，為了讓鍍覆層充分合金化必須將鋼板加熱至高溫。一旦將鋼板加熱至高溫，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，容易有損害鋼板特性的情況，故不適宜。
在專利文獻12中有揭示一種技術，其係在製造含Si-Mn-Al母材之熔融鍍鋅鋼板中控制浸入材溫並規定鋅鍍料與母材鋼板之界面合金層的截面面積率，藉以提升鍍覆密著性及點熔接性。
在專利文獻12記載之鋼板中有提到Si-Mn氧化物會對鍍覆密著性造成不良影響。然而，專利文獻12中卻未揭示於鍍覆開始前使Si-Mn氧化物減低的技術。又，在專利文獻12中係將浸入材溫設定得比浴溫高(依鍍浴之Al而異但最低比浴溫高4℃且最高比浴溫高28℃)，因此研究課題還留有浴溫的穩定性，甚至製品特性的均一性。
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
有鑑於以上現狀，本發明為提供一種以延性、彎曲性及延伸凸緣成形性為表徵的鋼板成形性優異且耐疲勞特性、熔接性、耐蝕性及鍍覆密著性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板者。
本發明人等為了獲得以延性、彎曲性及延伸凸緣成形性為表徵的鋼板成形性以及耐疲勞特性、熔接性、耐蝕性及鍍覆密著性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，不斷重複精闢研討。於是，本發明人等藉由將鋼板之微組織控制在適恰的組織分率，改善了延性及擴孔性(延伸凸緣性)。又，本發明人等藉由從鍍覆層與母材鋼板之境界控制母材鋼板側之硬質相的體積分率，改善了彎曲性及耐疲勞特性。再來，本發明人等藉由使鍍覆層中生成ζ相(FeZn13)以將破壞起點之粗大氧化物擷取至其內部而抑制了鍍覆剝離。藉由這些，本發明人等發現一種不用施行鍍覆層的合金化處理即可獲得以延性、彎曲性及擴孔性(延伸凸緣性)為表徵的鋼 板成形性以及耐疲勞特性、熔接性、耐蝕性及鍍覆密著性優異的熔融鍍鋅鋼板。
本發明係根據該等見解而完成者，其態樣如以下表述。
(1)本發明一態樣之熔融鍍鋅鋼板係由母材鋼板及形成在前述母材鋼板之至少一表面的熔融鍍鋅層所構成；前述母材鋼板具有下述化學成分：以質量%計，C：0.040~0.280%、Si：0.05~2.00%、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%，且剩餘部分由Fe及雜質所構成；並且，前述母材鋼板具有下述微組織：在以前述母材鋼板表面起算1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚的範圍內，以體積分率計具有40%以上且97%以下之肥粒鐵相及合計3%以上之硬質組織，且該硬質組織係由變韌鐵相、變韌肥粒鐵相、新生麻田散鐵相及回火麻田散鐵相中之1種以上所構成，而且殘留沃斯田鐵相以體積分率計為0~8%，波來鐵相與粗大雪明碳鐵相之合計以體積分率計為0~8%；又，在前述熔融鍍鋅層與母材鋼板之界面起算鋼板方向深度20 μm的表層範圍內，殘留沃斯田鐵之體積分率為0~3%，並且，將在前述表層範圍之前述硬質組織的體積分率V1與在以鋼板表面起算1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚之範圍之前述硬質組織的體積分率V2之比V1/V2，限制在0.10以上且在0.90以下之範圍；前述熔融鍍鋅層之Fe含量為大於0%且在5%，Al含量為大於0%且在1.0%，並含有由ζ相所構成之柱狀晶；在前述熔融鍍鋅層與母材鋼板之整個界面(A)中，前述ζ相與母材鋼板之界面(A*)所佔比率((A*/A)×100)為20%以上，又，在前述母材鋼板中於前述界面側形成細密化層，前述細密化層之平均厚度為0.1~5.0μm，前述細密化層之肥粒鐵相的平均粒徑為0.1~3.0μm，前述細密化層中含有Si及Mn之1種或2種以上的氧化物，前述氧化物之最大徑為0.01~0.4μm。
(2)如上述(1)中記載之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計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%。
(3)如上述(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%。
(4)如上述(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。
(5)如上述(1)~(4)中任一項記載之熔融鍍鋅鋼板，其中前述熔融鍍鋅層中，ζ晶粒中存有粗大氧化物之ζ晶粒與母材鋼板的界面相對於前述ζ相與母材鋼板的整個界面為50%以下。
(6)如上述(1)~(5)中任一項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。
根據本發明之前述態樣，可提供一種成形性、耐疲勞特性、熔接性、耐蝕性及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的截面中，含括熔融鍍鋅層/母材鋼板界面之附近的擴大組織照片。
圖2係本實施例之熔融鍍鋅鋼板的截面中，含括熔融鍍鋅層/母材鋼板界面之附近的擴大截面組織照片。
用以實施發明之形態
本發明之實施形態的熔融鍍鋅鋼板係於母材鋼板(以下僅表記為鋼板)表面形成熔融鍍鋅層(以下僅表記為鍍覆層)而成者，且該母材鋼板具有下述化學成分：以質量%計含有C：0.040~0.280%、Si：0.01~2.00%、Mn：0.50~3.50%、P：0.0001~0.100%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.001~1.500%、O：0.0001~0.0100%、N：0.0001~0.0100%，且剩餘部分由Fe及雜質所構成。
而，母材鋼板之板厚在0.6mm以上且小於5.0mm為宜。母材鋼板之板厚若小於0.6mm，便很難使母材鋼板之形狀保持平坦，不適宜。又，母材鋼板之板厚若在5.0mm以上，製造過程中的冷卻便不好控制，有無法獲得預定的微組織而讓成形性劣化的情況。
首先說明構成本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板的母材鋼板之化學成分(組成)。而，以下說明中的符號[%]為[質量%]。
[C：0.040~0.280%]
C係為了提高母材鋼板之強度而含有。然而，C含量一旦超過0.280%，點熔接性便會劣化，因此C含量係設為0.280%以下。還有，從點熔接性的觀點來看，C含量在0.250%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，因此將C含量設為0.040%以上。而，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：0.05~2.00%]
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，所以含量一旦超過2.00%便容易引發所鑄造之鋼胚破裂等障礙。因此將Si含量設為2.00%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。基於此觀點，Si含量在1.500%以下為佳，在1.200%以下較佳。另一方面，Si含量低於0.05%時會在熔融鍍鋅鋼板之鍍覆步驟中多量生成粗大的鐵系碳化物，令強度及成形性劣化，因此將Si含量設為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%，便會於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。所以將Mn含量設為3.50%以下。又，Mn含量一旦增大，熔融鍍鋅鋼板之點熔接性也會劣化。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%，在退火後的冷卻期間會多量形成軟質組織，進而難以確保夠高的拉伸最大強度。因此，必須將Mn含量設為0.50%以上。為了進一步提高熔融鍍鋅鋼板之強度，Mn含量在0.80%以上為佳，在 1.00%以上較佳。
[P：0.0001~0.1000%]
P係令鋼材脆化的元素，再加上P含量一旦超過0.1000%，所鑄造之鋼胚可能會破裂或容易在輥軋期間引發鋼胚破裂等障礙，因此將P含量設為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%以下更佳。另一方面，令P含量低於0.0001%會伴隨製造成本的大幅增長，因此令P含量以0.0001%為下限值而設為0.0010%以上為佳。
[S：0.0001~0.0100%]
S係與Mn結合形成粗大的MnS而使延性、擴孔性(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，令S含量低於0.0001%會伴隨製造成本的大幅增長。因此，令S含量以0.0001%為下限值而設為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，所以將Al含量設為1.200%以下較佳，設定在1.000%以下更佳。另一方面，Al含量之下限無須特別規定即可發揮本實 施形態之效果。不過，Al係會微量存在於原料中的雜質，為使其含量低於0.001%將伴隨製造成本的大幅增長。因此，將Al含量設為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，將Al含量設為0.010%以上較佳。
[N：0.0001~0.0100%]
N係會形成粗大的氮化物而使延性、擴孔性(延伸凸緣性)及彎曲性等成形性劣化的元素，因此必須節制其添加量。N含量一旦超過0.0100%，成形性的劣化就會變顯著，所以令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，所以含量愈少愈好。基於這些觀點，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實施形態之效果，不過令N含量低於0.0001%會招致製造成本的大幅增長。基於此點，將N含量之下限設為0.0001%以上。N含量在0.0003%以上為佳，在0.0005%以上較佳。
[O：0.0001~0.0100%]
O會形成氧化物而使熔融鍍鋅鋼板之延性、擴孔性(延伸凸緣性)及彎曲性等成形性劣化，所以必須節制含量。O含量一旦超過0.0100%，成形性便會顯著劣化，所以令O含量之上限為0.0100%。
進一步說，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實施形態之效果，不過令O含量低於0.0001%會伴隨製造成本的大幅增 長，故以0.0001%為下限。O含量在0.0003%以上為佳，在0.0005%以上較佳。
其他，於本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。
首先，在本實施形態之母材鋼板中更含有選自Ti：0.001~0.150%、Nb：0.001~0.100%、V：0.001~0.300%中之1種或2種以上。
[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，促使熔融鍍鋅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實施形態之效果，不過為了充分獲得Ti添加所得的強度上升效果，Ti含量在0.001%以上為佳。為了熔融鍍鋅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，促使熔融鍍鋅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令熔融鍍鋅鋼板之成形性劣化，所以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 規定即可發揮本實施形態之效果，不過為了充分獲得Nb添加所得的強度上升效果，Nb含量在0.001%以上為佳。為了熔融鍍鋅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，促使熔融鍍鋅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實施形態之效果。不過為了充分獲得V添加所得的強度上升效果，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而有助於熔融鍍鋅鋼板之高強度化的元素，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%便會損傷熱處理的加工性而降低生產性，所以將Cr含量設為2.00%以下為佳，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實施形態之效果，不過為了充分獲得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而有助於熔融鍍鋅鋼板之高強度化的元素，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%便有損熔接性，故宜將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實施形態之效果，不過為了充分獲得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熔融鍍鋅鋼板之強度的元素，可添加來取代C及/或Mn的一部分。但，Cu含量一旦超過2.00%便有損熔接性，故宜將Cu含量設為2.00%以下為佳，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實施形態之效果，不過為了充分獲得Cu添加所得的熔融鍍鋅鋼板高強度化之效果，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而有助於熔融鍍鋅鋼板之高強度化的元素，亦可添加來取代C及/或Mn的一部分。但，Mo含量只要超過2.00%便會損傷熱處理的加工性而降低生產性，故而宜將Mo含量設為2.00%以下為佳，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實施形態之效果，不過為了充分獲得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而有助於熔融鍍鋅鋼板之高強度化的元素，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%便會損傷熱處理的加工性而降低生產性，所以將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實施形態之效果，不過為了充分獲得B添加所得的高強度化效果，將B含量設為0.0001%以上為佳。為了更好的熔融鍍鋅鋼板之高強度化，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而有助於熔融鍍鋅鋼板之高強度化的元素，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%便會損傷熱處理的加工性而降低生產性，所以W含量在2.00%以下為佳，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實施形態之效果，不過為了充分獲得藉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。
另外，於本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。該等元素的添加理由如下。
而，REM為Rare Earth Metal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雜質，仍可發揮本實施形態之效果。又，即使添加金屬La或Ce，仍可發揮本實施形態之效果。
Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM係可有效改善熔融鍍鋅鋼板之成形性的元素，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%便會損傷延性，因此各元素之含量合計在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實施形態之效果，不過為了充分獲得改善熔融鍍鋅鋼板成形性的效果，該等各元素之含量合計在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。
在本實施形態之熔融鍍鋅鋼板的化學成分中，以上所說明之各元素的剩餘部分為Fe及雜質。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。
規定本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板之母材鋼板組織的理由如下。
(微組織)
本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板之母材鋼板的微組織，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，肥粒鐵相(以下稱為肥粒鐵)以體積分率計為40%以上且97%以下，由變韌鐵相(以下稱為變韌鐵)、變韌肥粒鐵相(以下稱為變韌肥粒鐵)、新生麻田散鐵相(以下稱為新生麻田散鐵)及回火麻田散鐵相(以下稱為回火麻田散鐵)中之1種以上所構成的硬質組織合計以體積分率計為3%以上，殘留沃斯田鐵相(以下稱為殘留沃斯田鐵)以體積分率計為0~8%(含0%)，且波來鐵相(以下稱為波來鐵)與粗大雪明碳鐵相(以下稱為雪明碳鐵)之合計以體積分率計為0~8%(含0%)者。
「肥粒鐵」
肥粒鐵係具有優異延性的組織。但，肥粒鐵為軟質屬低強度，所以一旦讓肥粒鐵之體積分率超過97%便無法獲得具充分拉伸最大強度的熔融鍍鋅鋼板。因此將肥粒鐵之體積分率設定在97%以下。為了提高熔融鍍鋅鋼板之拉伸最大強度，將肥粒鐵之體積分率設定在92%以下為佳，設定在85%以下較佳。
此外，為了獲得拉伸最大強度超過950MPa的熔融鍍鋅鋼板，將肥粒鐵之體積分率設定在80%以下更佳，更以設定在70%以下為佳。另一方面，肥粒鐵之體積分率小於40%時會無法獲得充分的延性，因此將肥粒鐵之體積分率設定在40%以上。將肥粒鐵之體積分率設定在45%以上為佳，在 50%以上更佳。
「殘留沃斯田鐵」
殘留沃斯田鐵係可提高熔融鍍鋅鋼板之強度-延性平衡的組織。另一方面，殘留沃斯田鐵會隨著變形變態成硬質的麻田散鐵而作為破壞起點起作用，使延伸凸緣性劣化，因此將殘留沃斯田鐵之體積分率上限設定為8%。從熔融鍍鋅鋼板之成形性觀點來看，殘留沃斯田鐵之體積分率以小為宜，設定為5%以下為佳，設定為0~3%(含0%)更佳。熔融鍍鋅鋼板之殘留沃斯田鐵的體積分率愈小愈好，亦可為0%。
「硬質組織」
為了提高熔融鍍鋅鋼板之拉伸最大強度，必須將硬質組織之體積分率設定成合計在3%以上且該硬質組織係由變韌鐵、變韌肥粒鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵中之1種以上所構成。為了提高熔融鍍鋅鋼板之拉伸最大強度，硬質組織之體積分率設為7%以上為佳，設為15%以上更佳。另一方面，一旦過度提高硬質組織之體積分率，熔融鍍鋅鋼板之延性便會劣化，因此將硬質組織之體積分率限制在60%以下。基於此觀點，硬質組織之體積分率設定在55%以下為佳，50%以下更佳。
「變韌肥粒鐵及/或變韌鐵」
變韌肥粒鐵及/或變韌鐵係熔融鍍鋅鋼板之強度與成形性平衡良好的組織，鋼板組織中以體積分率計含有60%以下之變韌肥粒鐵及/或變韌鐵為佳。又，變韌肥粒鐵及/或變 韌鐵係具有軟質的肥粒鐵與硬質的麻田散鐵、回火麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之中間強度的微組織，從延伸凸緣性的觀點來看，含有5%以上較佳，含有10%以上更佳。此外，變韌肥粒鐵及/或變韌鐵之體積分率一旦超過60%，降伏應力便會過度升高而有形狀凍結性劣化的疑慮，故不適宜。
「回火麻田散鐵」
回火麻田散鐵係可大幅提升熔融鍍鋅鋼板之拉伸強度的組織，亦可於鋼板組織中以體積分率計含有60%以下。從拉伸強度的觀點來看，回火麻田散鐵之體積分率設為5%以上為佳。另一方面，鋼板組織中所含回火麻田散鐵之體積分率一旦超過60%，降伏應力便會過度升高而有形狀凍結性劣化的疑慮，故不適宜。
「新生麻田散鐵」
新生麻田散鐵可大幅提升熔融鍍鋅鋼板之拉伸強度，但同時又會成為破壞起點使延伸凸緣性劣化，所以鋼板組織中以體積分率計含有30%以下為佳。尤其為了提高擴孔性，將新生麻田散鐵之體積分率設為20%以下較佳，設為10%以下更佳。
「其他的微組織」
本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板的鋼板組織中亦可含有波來鐵及/或粗大的雪明碳鐵等上述以外的組織。但，熔融鋅鋼板之鋼板組織中一旦波來鐵及/或粗大的雪明碳鐵變得太多，延性就會劣化。基於此點，鋼板組織中所含波來鐵及/或粗大的雪明碳鐵之體積分率係設定成合計在8% 以下。還有，波來鐵及/或粗大的雪明碳鐵的合計在5%以下為佳。
又，本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板的鋼板組織在以鍍覆層與母材鋼板(基鐵)之界面為起點朝鋼板方向深度20μm為止的表層範圍內，殘留沃斯田鐵之體積分率係限制在3%以下，並且，在前述表層範圍內之前述硬質組織的體積分率「V1」會落在體積分率「V2」的0.10倍以上且0.90倍以下之範圍內，該「V2」係前述硬質組織在以鋼板表面起算1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚之範圍內的體積分率。
「鍍覆層與基鐵之界面附近的殘留沃斯田鐵」
位在熔融鍍鋅鋼板之鍍覆層與母材鋼板界面附近的殘留沃斯田鐵會隨著變形變態成硬質的麻田散鐵，在對熔融鍍鋅鋼板表面附近施加巨大應變之彎曲變形時會成為破壞起點起作用，因此為造成彎曲性及耐疲勞特性劣化的組織。基於此觀點，在以鍍覆層與母材鋼板之界面為起點朝鋼板方向深度20μm為止的表層範圍內，必需將殘留沃斯田鐵之體積分率限制為0~3%(含0%)。還有，該表層範圍內的殘留沃斯田鐵之體積分率愈低愈好，亦可為0%。
「鍍覆層與基鐵之界面附近的硬質組織」
位在熔融鍍鋅鋼板之鍍覆層與母材鋼板(基鐵)之界面附近的硬質組織係可提高熔融鍍鋅鋼板之表層部的強度，使疲勞限強度大幅提升，有助於改善耐疲勞特性的組織。基於此觀點，令以鍍覆層與基鐵之界面為起點朝鋼板方向深度20μm為止之表層範圍內的硬質組織之體積分率為 「V1」，且以鋼板表面起算1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚之範圍內的合計體積分率為「V2」時，該等之比V1/V2必須在0.10以上以充分提高熔融鍍鋅鋼板之表層部的強度。還有為了充分提升耐疲勞特性，V1/V2在0.20以上為佳，在0.30以上較佳，0.40以上更佳。另一方面，藉由將以鍍覆層與基鐵之界面為起點朝鋼板方向深度20μm為止之表層範圍內的硬質組織分率抑制在某種程度，降低熔融鍍鋅鋼板表面附近的強度以提升局部性的延性，也得以改善彎曲性。基於此觀點，為了獲得良好的彎曲性，V1/V2係設為0.90以下，設為0.85以下為佳，設為0.80以下較佳。
此外，以本實施形態之熔融鍍鋅鋼板的鍍覆層與基鐵之界面為起點朝鋼板方向深度20μm為止的表層範圍內，可具有在鐵之BCC晶粒界及/或晶粒內含有Si及/或Mn之細密氧化物。使表層範圍之鋼板內部先行生成細密的氧化物，可抑制可能成為鍍覆層剝離起點之鋼板表面即鍍覆層與母材鋼板界面上產生含有Si及/或Mn之氧化物。
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。
本發明之熔融鍍鋅鋼板的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之體積分率可以與鋼板之輥軋方向平行的板厚截面作為觀察面採取試料，將觀察面研磨、進行硝太蝕劑蝕刻，就以板厚1/4為中心之1/8厚~3/8厚的範圍、或是以鍍覆層與母材鋼板(基鐵)之界面為起點朝鋼板方 向深度20μm為止的範圍，分別以場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察，測定面積分率並以此視作體積分率。惟，以硝太蝕劑蝕刻除去鍍覆層時，亦可以試料表面當作鍍覆層與基鐵之界面。
本實施形態之熔融鍍鋅鋼板的鋼板組織中所含殘留沃斯田鐵之體積分率係使用FE-SEM利用EBSD(Electron Bach-Scattering Diffraction)法進行高解析度晶向解析、作評估。
首先，將與輥軋方向平行的板厚截面精加工成鏡面，在以母材鋼板表面起算1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚的範圍內或者以鍍覆層與基鐵之界面為起點朝鋼板方向深度20μm為止的範圍內，分別在測定節距為0.15μm以下且合計有10000μm2以上之區域中測定晶向。接著，判定各測定點為BCC(體心立方結構)之鐵還是FCC(面心立方結構)之鐵後，可將判定為FCC鐵之點視作殘留沃斯田鐵，測定殘留沃斯田鐵之面積分率並以此當作體積分率。
而，若在充分寬廣的區域進行測定，面積分率會與體積分率等值，因此在前述於合計為10000μm2以上之區域中測定晶向時可將殘留沃斯田鐵之面積分率當作體積分率。
本實施形態之熔融鍍鋅鋼板在母材鋼板中與鍍覆層之界面側具有細密化層。在細密化層中，接近鍍覆層的部分係與鍍覆層直接連接。
細密化層係指存在於母材鋼板之最表層，且構成細密 化層之肥粒鐵相的平均粒徑為母材鋼板中位在比細密化層更下層側之肥粒鐵相的平均粒徑之1/2以下的區域。細密化層之肥粒鐵相的平均粒徑在其下層之肥粒鐵相的平均粒徑之超過1/2的境界係定義為細密化層與其下層之邊界。
細密化層與母材鋼板及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。細密化層內之肥粒鐵相的平均粒徑為0.1~3.0μm。細密化層中含有Si及Mn的氧化物1種或2種以上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定為0.1μm以上，且以設為1μm以上較佳。又，細密化層之平均厚度若在5.0μm以下，便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含量過大所造的鍍覆密著性降低。基於此，細密化層之平均厚度係設定為5.0μm以下，且以設為3.0μm以下為佳。
藉由將細密化層內之肥粒鐵相的平均粒徑設為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，細密化層內之肥粒鐵相的平均粒徑係設定為0.1μm以上，且以設為1μm以上較佳。又，細密化層內之肥粒鐵相的平均粒徑一旦超過3.0μm，抑制裂痕發生或伸展的效果將受限。所以，細密化層內之肥粒鐵相的平均粒徑係設定為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種以上的Si及Mn氧化物之最大徑若在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。又，上述氧化物的最大徑若在0.4μm以下，便可在形成的同時抑制鍍覆層的過度合金化。因此，可形成細密化層並同時防止鍍覆層中之Fe含量過大所造成的鍍覆密著性降低。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之肥粒鐵相的平均粒徑係藉由以下所示方法進行測定。從熔融鍍鋅鋼板，以與母材鋼板之輥軋方向平行的板厚截面作為觀察面並採取試料。將試料之觀察面以CP(Cross section polisher)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。
細密化層中含有之1種或2種以上的Si及Mn氧化物之最大徑係以下述所示方法進行測定。從熔融鍍鋅鋼板，以與母材鋼板之輥軋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)加工製成薄膜試料。然後使用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，並將在總視野所測得的氧化物之直徑最大值視為該薄膜試料之氧化物的最大徑。
(鍍覆層)
本發明之實施形態之熔融鍍鋅鋼板係於母材鋼板表面形成有熔融鍍鋅層者。
在本發明之實施形態中，熔融鍍鋅層之Fe含量為大於0%且在5.0%，Al含量為大於0%且在1.0%。此外，熔融鍍鋅層亦可為含有或混入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之1種或2種以上者。如此一來，熔融鍍鋅層即使為含有或混入上述元素之1種或2種以上者，本實施形態之效果也不會受到損害，還有可能藉其含量來改善耐蝕性及加工性等。
又，熔融鍍鋅層的特徵在於含有ζ相所構成之柱狀晶，鍍覆層與基鐵之整個界面中有20%以上被ζ相被覆。即，熔融鍍鋅層與母材鋼板之整個界面(A)中，前述ζ相與母材鋼板之界面(A*)所佔比率((A*/A)×100)為20%以上。
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。
[熔融鍍鋅層之Fe含量：大於0%以上且在5.0%]
熔融鍍鋅層之Fe含量一升高，鍍覆密著性便會劣化，所以必須將Fe含量設定為大於0%且在5.0%。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含量的下限並無特別設定，但低於0.5%時將無法充分獲得改善密著性所需的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%]
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含量設為大於0%且在1.0%。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含量的下限並無特別設定，不過為了設定成低於0.01%就必須極端減少鍍浴中的Al濃度，其結果會使鍍覆層之合金化過度進展而造成鍍覆層中之Fe含量增加、鍍覆密著性劣化，因此鍍覆層中之Al含量設為0.01%以上為佳。基於此觀點，鍍覆層中之Al含量設為0.05%以上為佳。
此外，熔融鍍鋅層亦可為含有或混入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之1種或2種以上者。熔融鍍鋅層即使為含有或混入上述元素之1種或2種以上者，本實施形態之效果也不會受到損害，還有可能藉其含量來改善耐蝕性或加工性等。
「ζ相」
圖1中顯示本實施形態之熔融鍍鋅鋼板的截面擴大照片。如圖1顯示，本實施形態之熔融鍍鋅層係被覆在母材鋼板(基鐵)表面的鍍覆層，含有由Fe與Zn合金之ζ相(FeZn13)所構成的柱狀晶。尤其，在本實施形態之熔融鍍鋅鋼板的 特徵在於，於熔融鍍鋅層與母材鋼板之全部界面(A)中ζ相與母材鋼板相接之界面(A*)的比率((A*/A)×100)為20%以上。藉此，可能作為剝離起點作用的含有Si及/或Mn之長徑0.2μm以上的粗大氧化物會從母材鋼板表面被擷取至ζ相內部，好讓粗大的氧化物難以作為破壞起點起作用，進而提升鍍覆層的密著性。基於此觀點，ζ相與基鐵之界面相對於鍍覆層與母材鋼板之全部界面所佔比率在25%以上為佳，在30%以上較佳。還有，ζ相與母材鋼板之界面在鍍覆層與基鐵之全部界面的佔有率上限並無特別規定，亦可為100%。
另一方面，含有Si及/或Mn且長徑0.2μm以上的粗大氧化物未被擷取至ζ相而有該粗大氧化物存在於ζ相與母材鋼板之界面時，將無法充分獲得藉ζ相所得的鍍覆密著性之提升效果，故不宜。基於此點，相對於ζ相與母材鋼板的全部界面，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佔有率在50%以下為佳，在35%以下較佳。在ζ相與母材鋼板之界面上粗大氧化物愈少愈好，所以ζ相與母材鋼板的全部界面中，在ζ相與母材鋼板之界面中含粗大氧化物之ζ晶粒與母材鋼板構成之界面的佔有率為0%最佳。
前述含有Si及/或Mn之氧化物的長徑若在0.2μm以上，以氧化物為起點產生的破裂就愈發顯著；長徑若小於0.2μm，則不易作為破裂起點起作用。此乃因為熔融鍍鋅鋼板變形時的應力集中程度會依氧化物的大小改變所 致。具體而言，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。
又，熔融鍍鋅層亦可含有δ1相(FeZn7)。然而，為了提高δ1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使鍍覆層進行合金化，母材鋼板之拉伸特性便會因加熱而劣化。基於此觀點，δ1相之分率以小為宜。尤其，在鍍覆層與母材鋼板的全部界面中，δ1相與母材鋼板相接之界面的比率設定在20%以下為佳。
本實施形態中的ζ相與母材鋼板之界面在鍍覆層與母材鋼板之全部界面所佔比率可以下述技巧求得。
即，以與母材鋼板之輥軋方向平行的板厚截面作為觀察面採取試料，並將觀察面鏡面研磨後，首先使用場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)進行觀察直到所觀察界面的合計長度L達到200μm以上。在與觀察前述L之視野相同的視野下，呈柱狀的晶粒視為ζ相或δ1相，並測定ζ相及δ1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，進行δ1相的鑑別，求出δ1相與母材鋼板之界面的合計長度L2。以(L1-L2)/L作為ζ相與母材鋼板之界面在鍍覆層與母材鋼板之全部界面中的佔有率。
同樣地，以L2/L作為δ1相與母材鋼板之界面在鍍覆層與母材鋼板之全部界面中的佔有率。
而，ζ相與δ1相之分離亦可利用上述EBSD法以外的方法進行。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δ1相。
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。
長徑0.2μm以上之粗大氧化物的有無可藉由前述方法實施截面SEM觀察並測定所拍攝的氧化物之長徑來作判別。
還有，含氧化物之ζ晶粒可以BSE像(反射電子像)拍攝界面合金層，以色調的差異來判別。反射電子像在原子編號愈大時就愈多，所以氧化物比起周圍看來較為暗沉。可形成氧化物的位置會依退火露點而異，露點愈高(約0℃以上)，就愈容易生成在鋼板表層的內部側而非鋼板的表面。形成鍍覆層後，在鍍覆層與母材鋼板之間會進行合金化，有愈多的母材鋼板表層之Fe擴散到鍍覆層中，內部的氧化物就愈會依序從表層被擷取至鍍覆層中。又，在已判別之各氧化物中，測定觀察面上的長徑並將長徑為2μm以上者判別為粗大氧化物。
[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便無法獲得充分的耐蝕性，因此將鍍覆層對於母材鋼板單面的附著量設為10g/m2以上。從耐蝕性的觀點來看，附著量在20g/m2 以上為佳，在30g/m2以上較佳。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，連續實施熔接時會引發熔融熔核徑之減少或熔接接合強度的劣化。因此，將鍍覆層之附著量設為100g/m2以下。從連續熔接性的觀點來看，附著量在93g/m2以下為佳，在85g/m2以下較佳。
(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。
本實施形態之熔融鍍鋅鋼板的製造方法具備：熱軋步驟，係將具有上述化學成分之鋼胚加熱至1080℃以上，實施輥軋完成溫度設定在850~980℃之範圍內的熱輥軋製成熱軋鋼板後將之捲取成捲料的步驟，並且，將在熱輥軋後降至300℃為止的冷卻過程中的鋼板的溫度控制成滿足後述式(1)；冷軋步驟，緊接著熱軋步驟進行酸洗後，實行合計之軋縮率設為85%以下的冷輥軋；退火步驟，係將冷軋步驟後之鋼板在600~750℃間之平均加熱速度為1.0℃/s以上、且最高加熱溫度為(Ac1+25)℃以上且750℃以上至Ac3℃以下的溫度區內加熱，接著在760~700℃間之平均冷卻速度為0.1~5.0℃/s、且650℃~500℃間之平均冷卻速度為1.0℃/s以上的條件下進行冷卻；鍍覆步驟，係於退火步驟後在下述鍍覆條件下將鋼板浸漬於鍍浴，對鋼板表面施行熔融鍍鋅而形成鍍覆層，鍍覆條件：鍍浴溫度設為450~470℃，鍍浴進入時之鋼板溫度設為440~480℃，鍍浴中之有效Al量設為0.050~0.180質量%；冷卻步驟，係於鍍覆步驟 後降至350℃為止的冷卻過程滿足後述式(2)；及加工步驟，係將鋼板進一步冷卻至100℃以下後，使用直徑50~800mm之輥件進行合計2次以上的彎曲-折回變形。
以下，將針對各製造步驟詳細說明。
製造本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板時，一開始先製造母材鋼板。
為了製造鋼板，首先鑄造具有上述化學成分(組成)的鋼胚。供於熱輥軋的鋼胚可使用連續鑄造鋼胚或以薄鋼胚鑄造機等所製造者。
「熱軋步驟」
在熱軋步驟中，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。較理想係將鋼胚之加熱溫度設為1150℃以上。另外，鋼胚的加熱溫度上限雖無特別規定，但超過1300℃進行加熱時必需投入多量的能量而招致製造成本的大幅增加，因此設定在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不易於穩定獲得指定的板厚。因此，熱輥軋的完成溫度設定在850℃以上為佳，設定在870℃以上較佳。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輥軋完成的步驟中必須要有加熱鋼板的裝置，就必得為高成本。因此，將熱輥軋的完成溫度設為980℃以下，並以設定在950℃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的平均冷卻速度設定在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。
熱軋鋼板之捲取溫度則設為450℃以上且650℃以下為佳。此係為了使波來鐵及/或長徑1μm以上之粗大雪明碳鐵分散生成於熱軋鋼板之微組織中，好讓藉冷輥軋而導入的應變局佈化。藉此，在退火步驟中逆變態成各種晶向的沃斯田鐵，藉以讓退火後的母材鋼板之有效晶粒細密化。捲取溫度若低於450℃，波來鐵及/或粗大雪明碳鐵可能不會生成，故不適宜。另外，捲取溫度一旦超過650℃，波來鐵與肥粒鐵便會各自沿著輥軋方向生成為長條帶狀。藉此緣故，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有成為沿著輥軋方向伸長之粗大物的傾向，不甚理想。
在此，在退火後的母材鋼板表面，為了將硬質組織控制成預定的體積分率，在熱輥軋步驟必須讓母材鋼板表面適度脫碳。從母材鋼板脫碳的行為可藉由環境氣體控制來予以控制，不過需要大規模的設備，成本面的負荷較大。所以，在本實施形態中係在最後輥軋完成(熱輥軋完成)以後到降至300℃為止的區間內控制冷卻速度以控制鋼板溫度，藉以控制脫碳行為。
母材鋼板之溫度控制係在最後輥軋完成以後到降至 300℃為止的區間中，在母材鋼板表面上鐵之BCC相呈穩定之溫度Ae3*以下的範圍內進行。此係因為從鐵之BCC相的脫碳會比從高溫下為穩定相之FCC相的脫碳更早進行。而，在本實施形態中，在母材鋼板溫度低於300℃之溫度範圍內，氧的擴散速度會變得十分慢，對於脫碳的進行速度也看似不會對脫碳行為有所影響，所以在熱軋步驟中之母材鋼板之溫度控制的溫度範圍係設在降低至300℃為止的區間。
還有，Ae3*可使用下式求算。
Ae3*[℃]=885+31.7Si-29.3Mn+123.2Al-18.2Cr-40.0Ni-21.0Cu+12.6Mo
上述式中，C、Si、Mn、Al、Cr、Ni、Cu、Mo為各元素的添加量[質量%]。
又，鋼板的脫碳行為係分成最後輥軋完成以後到巻取成捲料為止的第1期及捲取成捲料以後到降至室溫為止的第2期來作控制。此乃因為，第1期係在大氣下進行脫碳，相對地，第2期係以捲取作成捲料使鋼板彼此密著在幾乎無外氣侵入的條件下進行脫碳，在兩者間脫碳的進行速度大相逕庭之故。
具體上，為了使鋼板表層部適度脫碳，在最後輥軋完成以後降至300℃為止的冷卻過程中將鋼板溫度控制在滿足下述式(1)的範圍內。式(1)係脫碳行為之進行程度的關係式，式(1)之值愈大表示脫碳愈有進展。
還有，有關式(1)之各項，t[秒]為最後輥軋完成以後的 經過時間，t1[秒]為最後輥軋完成以後到Ae3*溫度為止的經過時間，t2[秒]為最後輥軋完成以後到捲取成捲料為止的經過時間，t3[秒]為最後輥軋完成以後到鋼板溫度降至300℃為止的經過時間。又，T(t)[℃]為鋼板溫度，WSi[質量%]及WMn[質量%]分別為鋼板整體之Si、Mn各元素的平均含量。此外，α、β、γ、δ各項為常數項，分別為8.35×108、2.20×104、1.73×1010、2.64×104。
上述式(1)中，括弧內的第1積分項係與第1期冷卻中之脫碳進行程度相關之項，第2積分項係與第2期冷卻中之脫碳進行程度相關之項。不論是哪一項，都表示母材鋼板溫度愈高且停留時間愈長，脫碳愈有進展。尤其在第2期中，促使脫碳的元素氧在環境氣體中幾乎不存在而必須藉自表層之鏽皮層被鋼中Si及Mn吸引來的氧促使脫碳進行，因此在第2積分項中還包含Si及Mn含量的影響，鋼中Si及Mn量愈多，式(1)之值就愈大，表示脫碳愈有進展。
在最後輥軋完成後的冷卻過程中，上述式(1)之值一旦小於0.8，母材鋼板表層部幾乎不會脫碳，表層部之硬質組織的體積率V1與以板厚表面起算1/4厚為中心之硬質組織的體積率V2之比V1/V2會超過0.90，使彎曲性劣化，所以須以上述式(1)之值為0.8以上的方式進行冷卻。基於此觀點，以上述式(1)之值為1.0以上的方式進行冷卻為佳，且 以1.3以上更佳。另一方面，上述式(1)之值一旦超過20.0，鋼板表層部便會過度脫碳且V1/V2小於0.30，使鋼板之耐疲勞特性顯著劣化，所以須以上述式(1)之值為20.0以下的方式進行冷卻。基於此觀點，以上述式(1)之值為15.0以下的方式進行冷卻為佳，且以10.0以下更佳。
接著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。
在冷輥軋中，軋縮率的合計一旦超過85%，母材鋼板便會失去延性，提高冷輥軋期間母材鋼板斷裂的危險性，因此須將軋縮率的合計設為85%以下。基於此觀點，軋縮率的合計設為75%以下為佳，設為70%以下更佳。冷輥軋步驟中的軋縮率的合計下限並無特別規定，不過在其小於0.05%時母材鋼板的形狀會變不均質，使鍍覆無法均勻附著而損害外觀，所以設為0.05%以上為佳，設為0.10%以上更佳。還有，冷輥軋宜以多次的道次進行，但不管冷輥軋的道次數及對於各道次之軋縮率的分配。
又，冷輥軋中之軋縮率合計大於10%且小於20%的範圍內，其後的退火步驟中再結晶不會充分進展。因此，含有多量的差排而失去展性的粗大晶粒可能會殘留在表層附近，使熔融鍍鋅鋼板之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的合計，減輕差排於晶粒之蓄積以使晶粒保留展性，或可增加軋縮率的合計，在退火步驟中使再結晶可充分進行，將加工組織作成內部差排蓄積較少的再晶粒。從減輕差排於晶粒之蓄積的觀點來看，冷軋步驟中之軋縮率合計設為10%以下為佳，設為5.0%以下更佳。另一方面，為了使退火步驟中之再結晶可充分進展，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，利用具有預熱帶、還原帶及鍍覆帶之連續退火鍍覆線，一邊進行退火步驟一邊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為佳。
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。
首先，作為使用於預熱燃燒器之空氣與燃料氣體的混合氣體之條件，在設為空氣比：0.7~1.2之預熱帶中一邊加熱至400~800℃之鋼板溫度並一邊使鋼板通過。
藉此，於鋼板表層部生成氧化物。而，上述空氣比為單位體積之混合氣體中所含之空氣體積與理論上為了使單位體積之混合氣體中所含燃料氣體完全燃燒所需的空氣體積之比。
接下來，可利用藉由在設為H2O與H2之分壓比 P(H2O)/P(H2)：0.0001~2.0的還原帶上加熱至750℃以上，使預熱帶上所生成之氧化物還原後進行冷卻的方法。而且，退火步驟後的鍍覆步驟可利用在鍍浴溫度：450~470℃、鍍浴進入時之鋼板溫度：440~480℃、鍍浴中之有效Al量：0.05~0.18質量%的條件下將鋼板浸漬於鋅鍍浴之條件下，實施熔融鍍鋅的方法。
退火步驟中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相關。加熱速度一慢，便會長時間曝露在氧化環境氣體下，脫碳便可進行。尤其，600~750℃下的加熱速度相當重要，為了確保在預熱帶上的處理時間以促進ζ相之生成，設定在10℃/秒以下為佳。另一方面，600~750℃下的加熱速度一旦過度緩慢，氧化便可能過度進行而於鋼板內部形成粗大的氧化物。為了避免在鋼板內部形成粗大的氧化物，將其間的平均加熱速度設為1.0℃/秒以上。
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之空氣體積與理論上為了使單位體積之混合氣體中所含燃料氣體完全燃燒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之空氣體積 (m3)]/[理論上為了使單位體積之混合氣體中所含燃料氣體完全燃燒所需的空氣體積(m3)]}
在本實施形態中係在前述條件下對通過預熱帶之母材鋼板進行預熱，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。
在鋼板表層部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。
又，氧化被膜雖會在還原帶上被還原而形成鍍覆密著性優異的表面，上述空氣比太小而不達0.7時，將無法獲得預定的氧化物。又，通過預熱帶時的鋼板溫度若低於400℃，便無法形成充分的氧化被膜。另外，在通過預熱帶之鋼板溫度超過800℃的高溫下氧化被膜會過度成長，因而很難將脫碳層之厚度控制在預定範圍內。因此，將通過預熱帶的鋼板溫度設定在800℃以下，並以設定在750℃以下較佳。
退火步驟中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。又，最高加熱溫度低於750℃時，熱軋鋼板中的粗大鐵碳化物有無法充分溶解而殘留在製成製品的板上，大幅損害延性之虞。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(Ac1點+25℃)℃以上且750℃以上，設定在(Ac1點+50)℃以上為佳。另一方 面，最高加熱溫度一旦超過Ac3點，鋼中之肥粒鐵分率便會顯著減少，所以將最高加熱溫度設為Ac3點以下。又，從鍍覆密著性的觀點來看，為了減少基鐵表面之氧化物，最高加熱溫度愈低愈好。基於此觀點，最高加熱溫度設定在850℃以下為佳，設定在830℃以下較佳。
鋼板之Ac1點及Ac3點分別為沃斯田鐵逆變態的開始點與完成點，具體上可藉由將熱輥軋後的鋼板切成小片，在10℃/秒下加熱至1200℃並測定其間之體積膨脹而取得。
退火步驟中的最高加熱溫度(750℃以上)宜在還原帶上達到。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，在還原帶的環境氣體下將水蒸氣分壓P(H2O)與氫分壓P(H2)之比P(H2O)/P(H2)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。另外，P(H2O)/P(H2)一旦超過2.00，鋼板表層的細密化便會過度進行，讓鍍覆層過度合金化，進而使鍍覆密著性劣化。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)設定在0.002~1.50之範圍內較佳，又以設定在0.005~1.20之範圍內較佳。
如前述，P(H2O)/P(H2)若為0.0001~2.00，若對還原環境氣體添加水蒸氣，成為鍍覆剝離之起點的Si及/或Mn氧化物便不會形成於最表面層上，取而代之的係Si及 Mn於母材表層內部形成細密的氧化物。細密的氧化物之尺寸在前述條件下為0.01μm以上且0.4μm以下。又，還原環境氣體中之水蒸氣會使母材表層脫碳，所以母材表層會變成肥粒鐵。該等之Si-Mn內部氧化物會抑制還原退火中之Fe再結晶的成長，因此可在母材表層形成一平均厚度0.1μm以上且5μm以下、且肥粒鐵相之平均粒徑為0.1μm以上且3μm以下的細密化層。
退火步驟中，在到達最高加熱溫度以後到進入鍍浴前的鍍覆前冷卻(鍍覆前冷卻步驟)中，藉由分成760℃至700℃溫度區及650℃至500℃溫度區的2階段來控制鋼板溫度，可獲得預定的微組織。
首先，為了使肥粒鐵之生成充分進行，規定760℃至700℃之間的平均冷卻速度。760℃至700℃之平均冷卻速度一旦超過5.0℃/秒，肥粒鐵之生成有時會無法充分進行，因此將平均冷卻速度設為5.0℃/秒以下。為了使肥粒鐵之生成十分進行，平均冷卻速度設定在3.5℃/秒以下為佳，設定在2.5℃/秒以下較佳。另外，760℃至700℃之平均冷卻速度小於0.3℃/秒時可能會生成多量的波來鐵，因此將平均冷卻速度設為0.3℃/秒以上。為了避免波來鐵的生成，將平均冷卻速度設為0.5℃/秒以上為佳，設為0.7℃/秒以上較佳。
接下來，為了避免過度的波來鐵及/或粗大的雪明碳鐵生成，規定650℃至500℃的冷卻速度。650℃至500℃的平均冷卻速度小於1.0℃/秒時，波來鐵及/或粗大的雪明碳鐵會多量生成，因此將平均冷卻速度設為1.0℃/秒以 上。鋼中不含有波來鐵及/或粗大的雪明碳鐵為宜，因此為了充分該等之生成，平均冷卻速度設定在2.0℃/秒以上為佳，設定在3.0℃/秒以上較佳。650℃至500℃溫度區間的平均冷卻速度之上限並無特別設定，不過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。基於此觀點，上述溫度區下的平均冷卻速度設定在100℃/秒以下為佳，設定在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點為上限並以50℃為下限。又，麻田散鐵變態處理時間係設為1~100秒鐘。還有，以該處理獲得之麻田散鐵係藉由在鍍覆步驟中浸入高溫之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，在本實施形態中為了決定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，為了促進變韌鐵生成，可在鋼板溫度達到500℃以後到進入鍍浴的期間內，讓鋼板停留在預定溫度區內一定時間作為變韌鐵變態處理。變韌鐵變態處理溫度一旦超過500℃，便會促使波來鐵及/或粗大的雪明碳鐵生成，因此將變韌鐵變態處理溫度設為500℃以下。又，變韌鐵變態處理溫度一旦低於350℃，變態便無法充分進行，因此將變韌鐵變態處理溫度設為350℃以上。變韌鐵變態處理時間係設為10秒以上以使變態充分進行，並設為500秒以下以抑制波來鐵及/或粗大的雪明碳鐵之生成。
還有，在鍍覆前冷卻步驟後施行變韌鐵變態處理與麻田散鐵變態處理兩者時，施行順序係設為施行變韌鐵變態處理及麻田散鐵變態處理。
「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以質量%之組成的鍍浴中之有效Al量一旦低於0.050%，Fe便會過度侵入鍍覆層中而損害鍍覆密著性，因此必須設定在0.050%以上，而該有效Al量係從鍍浴中之總Al量減去總Fe量之值。基於此觀點，鍍浴中之有效Al量在0.065%以上為佳，在0.070%以上更佳。另外，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Fe及Zn原子在該境界上的移動，抑制ζ相之生 成，使鍍覆密著性明顯受損。基於此觀點，鍍浴中之有效Al量必須設定在0.180%以下，設定在0.150%以下為佳，設定在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。依鍍浴之各元素含量，說不定還有得以改善熔融鍍鋅層之耐蝕性或加工性等的可能。
又，鍍浴溫度係設為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。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，因此鍍浴溫度設定在470℃以下為佳。
又，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，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多量熱量的設備，因此在製造成本觀點上不適宜。所以，為了穩定鍍浴浴溫，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，將母材鋼板進入鍍浴時的溫度限制在450℃以上且470℃以下。
鍍浴浴溫只要在450~470℃之範圍內，便可實 施本實施形態。然而，當浴溫在450~470℃之範圍內不固定時，會招致鍍覆層中之ζ相的不均而導致鍍覆層外觀‧密著性的不均。因此，在實際製造中浴溫以維持在450~470℃中之任意值恆定不變為佳。所以，浸入材溫度與鍍浴溫度一致為佳。但，從實製造設備的控制性極限來看，浸入材溫度在鍍浴溫度±4℃以內為佳。
依照熔融鍍鋅鋼板的製造線，可能不具備實行後述「鍍覆後冷卻步驟」所需的裝置而無法實施本實施形態之製造條件。屆時，可藉由適度控制鍍浴浸漬時間而製造出與本實施形態相同的製品。即，只要延長鋼板於鍍浴中之浸漬時間，有可能可與實施「後冷卻步驟」時同樣地讓鍍覆層/母材鋼板界面生成ζ相。
所需的浸漬時間依鍍浴之Al量而異，但一定得在3秒以上，宜為5秒以上，較宜為10秒以上，更宜為20秒以上為佳。
還有，浸漬鍍浴後為了獲得適當的鍍覆附著量，宜對鋼板表面噴附以氮氣為主體之高壓氣體以除去表層上過剩的鋅。
「鍍覆後冷卻步驟」
將鋼板浸漬於鍍浴後到降至室溫之鍍覆後冷卻步驟中，以滿足下述式(2)的方式來控制冷卻處理可於鍍覆層中獲得適量的ζ相。而，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，t4[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%]為鍍浴中之有效Al量。又，ε、θ及μ為常數 項，分別為2.62×107、9.13×103、1.0×10-1。
上述式(2)係ζ相之生成行為的關係式，上述式(2)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(2)之值就愈大。又，鍍浴中之有效Al量一大，上述式(2)之值就變小，且ζ相之生成受到阻礙。還有，鋼板溫度在350℃以下之溫度範圍內，Fe原子幾乎不會從母材鋼板擴散到鍍覆層，ζ相之生成也幾乎停止。因此，上述式(2)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(2)之值一旦低於0.40，鍍覆層中便無法獲得充分的ζ相，鍍覆密著性會受損。因此，必須以上述式(2)之值為0.40以上的方式來控制冷卻處理。
前述式(2)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(A)中前述ζ相與母材鋼板之界面(A*)所佔比率((A*/A)×100)便會在20%以上。又，上述式(2)之值若在0.40以上，ζ相與母材鋼板之界面(A*)中，存有粗大氧化物的ζ晶粒與母材鋼板構成之界面(A**)的佔有率((A**/A*)×100)會在50%以下。
為了進一步提高鍍覆密著性，以上述式(2)之值在0.50以上的方式來施行冷卻處理為佳，設定在0.60以上更佳。另外，冷卻處理中之上述式(2)之值一旦變得過大，鍍覆層之合金化便會進展而讓鍍覆層中之Fe含量變得過大，讓鍍覆密著性受損。基於此觀點，必須以上述式(2)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(2)之值在2.00以下的方式加以控制為佳，以在1.80以下的方式加以控制更佳。
在此，若從鍍浴取出後使鋼板溫度上升，上述式(2)之值便會明顯增大而使鍍覆密著性劣化。又，鋼板之微組織會變質，無法獲得預定的硬質組織且強度降低。再者，有粗大的碳化物生成且熔融鍍鋅鋼板之成形性劣化的疑慮。因此，從鍍浴取出後的鋼板溫度不可以超過鍍浴浸漬前之鋼板溫度與鍍浴溫度中的最高溫度。
此外，如一般的熔融鍍鋅鋼板之製造方法中所見，若在浸漬於鍍浴後施行急冷，上述式(2)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。為了讓上述式(2)之值保留在預定範圍內，例如從鍍浴取出後可進行一定時間的等溫保持處理，然後再進行急冷。
又，上述式(2)之值若保留在預定範圍內，亦可進行其他任意的溫度控制。亦即，上述式(2)之值只要是本實施形態之範圍內的溫度控制，可隨意採用任何冷卻控制形態。例如，可為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。
如此一來，藉由滿足上述式(2)之冷卻處理於鍍覆層中獲得充分量的ζ相後，為了獲得硬質組織，可在1.0℃/秒以上之平均冷卻速度下冷卻至250℃以下。為了獲得新生麻田散鐵相及/或回火麻田散鐵相，將平均冷卻速度設定在3.0℃/秒以上為佳，設定在5.0℃/秒以上更佳。
又，冷卻至250℃以下後，為了獲得回火麻田散鐵，可施行再加熱處理。再加熱處理之處理溫度及處理時間可因應作為目標之特性適宜設定。惟，再加熱處理溫度低於250℃時會無法獲得充分的效果，另外一旦超過350℃，便有鍍覆層變質且鍍覆密著性劣化之疑慮，因此再加熱處理溫度設為250℃以上且350℃以下為佳。又，再加熱處理時間一旦超過1000秒，處理效果便會飽和，因此處理時間設定在1000秒以下為佳。
再者，以滿足上述式(2)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，可進行變韌鐵變態處理，其係在250℃~350℃之溫度範圍內停留500秒以下。處理溫度低於250℃時，麻田散鐵會生成而無法充分獲得殘留沃斯田鐵，另外一旦超過350℃，便有獲得過多的殘留沃斯田鐵之疑慮。又，處理時間若超過500秒，有從殘留沃斯田鐵生成粗大的碳化物而使成形性大幅劣化之疑慮。
又，變韌鐵變態處理(在250℃~350℃之溫度範圍內停留500秒以下)後，為了讓殘留沃斯田鐵更穩定化，可在冷卻至250℃以下後施行再加熱處理。再加熱處理之 處理溫度及處理時間可因應作為目標之特性適宜設定。惟，再加熱處理溫度低於250℃時會無法獲得充分的效果，而一旦超過350℃，殘留沃斯田鐵便會分解成為碳化物，有特性大幅劣化之疑慮，因此處理溫度設定在350℃以下為佳。又，再加熱處理時間若超過1000秒，處理效果便會飽和，因此處理時間設定在1000秒以下為佳。
「加工步驟」
接下來，將鋼板溫度冷卻至100℃以下後，為了減少母材鋼板表層之殘留沃斯田鐵，對鍍覆鋼板施行彎曲-折回變形。彎曲可使用直徑為50~800mm之輥件施行。輥徑小於50mm時會因為彎曲變形而於母材鋼板表層導入多量的應變，損害鋼板的成形性。又，輥徑超過800mm時，母材鋼板表層之應變量很小，無法充分減少殘留沃斯田鐵。彎曲-折回變形為了減少母材鋼板表面與背面各面的殘留沃斯田鐵，必須將表面背面各面彎曲作成外側的變形分別施行1次以上，因此須施行合計2次以上的彎曲-折回變形。藉此，可將母材鋼板之表面與背面兩面的殘留沃斯田鐵限制在預定範圍。
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，在本發明之實施形態中，亦可賦予藉上述方法所製得之熔融鍍鋅鋼板的鋅鍍覆層表面由磷氧化物及/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鋅鍍覆層。
此外，在本實施形態中，可對已冷卻至室溫的熔融鍍鋅鋼板在軋縮率3.00%以下施行冷輥軋以矯正形狀。冷輥軋可在彎曲-折回加工的前後、或是彎曲-折回加工途中的任一階段施行。
還有，上述本發明實施形態的熔融鍍鋅鋼板之製造方法適用來製造母材鋼板之板厚在0.6mm以上且小於5.0mm之熔融鍍鋅鋼板為佳。母材鋼板之板厚若小於0.6mm，便很難將母材鋼板之形狀保持平坦，有時會不適當。又，母材鋼板之板厚若在5.0mm以上，有時會很難控制退火步驟及鍍覆步驟中的冷卻。
實施例
以下說明本發明之實施例。而，本實施例中的條件係用以確認本發明之實施可能性及效果所採用之一條件例。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。
鑄造具有表1~表6中所示A~BY之化學成分(組成)的鋼胚，並在表7~表10中所示條件(鋼胚加熱溫度、輥軋完成溫度)下熱軋。接著，在表7~表10中所示條件(從熱軋完成到捲取的平均冷卻速度、捲取溫度、式(1))冷卻而獲得熱軋鋼板。
然後對熱軋鋼板施行酸洗、及實施表7~表10中所示條件(軋縮率)的冷輥軋而獲得冷軋鋼板。
接著，在表11~表14中所示條件(預熱帶上的空氣比、還原帶環境氣體中之H2O與H2之分壓比(P(H2O)/P(H2)、600~750℃溫度區下的平均加熱速度、最高加熱溫度)下實施退火而獲得母材鋼板。將該母材鋼板在表15~表18中所示條件(冷卻速度1(760~700℃溫度區下的平均冷卻速度)、冷卻速度2(650~500℃溫度區下的平均冷卻速度)、麻田散鐵變態處理條件(處理溫度、處理時間)、變韌鐵變態處理1之條件(處理溫度、處理時間))下實施冷卻處理而獲得鍍覆處理用的母材鋼板。
再來在表15~表18中所示條件(有效Al量、鍍浴溫度、鋼板之侵入溫度)下浸漬於鋅鍍浴中，在表19~表22所示條件(式(2)、冷卻速度3(350~250℃溫度區下的平均冷卻速度)、變韌鐵變態處理2之條件(處理溫度、處理時間)、再加熱處理條件(處理溫度、處理時間))下施行鍍覆後冷卻處理。然後在表19~表22所示條件(輥徑、加工次數)下實施彎曲-折回加工，再於表19~表22中所示條件(軋縮率)下施行冷輥軋而獲得實驗例1~200之熔融鍍鋅鋼板(惟，在一部分的實驗例中有實驗中斷者)。
接下來，從各熔融鍍鋅鋼板以與母材鋼板之輥軋方向平行的板厚截面作為觀察面並採取試料，利用場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)進行微組織觀察及利用EBSD法進行高解析度晶向解析，分別測定以板厚1/4為中心之1/8厚~3/8厚之範圍(1/4厚)、及以鍍覆層與母材鋼板之界面為起點到深度20μm為止的表層範圍(基鐵表層)的 微組織之體積分率。
而，表中「麻田散鐵」係表示新生麻田散鐵，表中之微組織中「其他」係表示波來鐵及/或粗大的雪明碳鐵。又，「硬質相」係由變韌鐵、變韌肥粒鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵中之1種以上所構成的硬質組織。
此外，從熔融鍍鋅鋼板以與鋼板之輥軋方向平行的板厚截面作為觀察面並採取試料，利用場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)進行觀察，觀察鍍覆層與母材鋼板之界面，以測定ζ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)。
而，表中「存有氧化物之ζ晶粒的佔有率」係表示存有粗大氧化物之ζ晶粒與基鐵之界面相對於ζ相與基鐵之整個界面的百分率。
又，將熔融鍍鋅鋼板進行離子研削加工，以FE-SEM在加速電壓5kV下拍攝倍率5000倍的BSE像。在該BSE像中，氧化物及ζ相晶粒界係呈現黑色。鍍覆層/母材鋼板界面長度中，係藉由照片讀取ζ相所生成之長度及含有氧化物之ζ相所生成之長度，當作存有氧化物之ζ晶粒的佔有率。
圖2係顯示實施例No.1之熔融鍍鋅鋼板的截面組織照片。將所得之熔融鍍鋅鋼板試料的截面以離子研削加工研磨後，使用FE-SEM在加速度電壓5kV下拍攝BSE像並將結果顯示於圖2。
如圖2顯示，於實施例1之母材鋼板表層確實有形成晶粒細密化的細密化層。又確認在細密化層之鍍覆層側的界 面有生成Si-Mn內部氧化物。
鍍覆的附著量係使用含抑制劑的鹽酸將鍍覆層溶融並比較溶融前後之重量而求得。
針對以上說明之熔融鍍鋅鋼板的各試料，於表23~表34顯示微組織觀察結果、及鍍覆層之組成等構成。
接下來，為了調查熔融鍍鋅鋼板的特性進行了拉伸試驗、擴孔試驗、彎曲試驗、疲勞試驗、密著性評估試驗、點熔接試驗及腐蝕試驗。於表35~表42中顯示各實驗例之特性。
拉伸試驗係從熔融鍍鋅鋼板製作JIS Z 2201中記載之5號試驗片並以JIS Z2241中記載之方法進行，求出降伏強度YS、拉伸最大強度TS、總延伸率El。而，強度係以拉伸最大強度TS為550MPa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El及擴孔性λ會伴隨拉伸最大強度TS改變，在滿足下述式(4)之情況下可有良好的強度、延性及擴孔性。
TS1.5×El×λ0.5≧2.5×106…(4)
彎曲試驗係從熔融鍍鋅鋼板製作JIS Z 2201中記載之5號試驗片，並使用JIS Z 2248中記載之V型凹塊法(v-block method)進行90°V型彎曲試驗。使V型凹塊底部之半徑以0.5mm刻度在1.0mm至6.0mm間做變化，並令試驗片上未發生破裂的最小半徑為最小彎曲半徑r[mm]。彎曲性係以將最小彎曲半徑r以板厚t[mm]規格化之「r/t」作評估，「r/t」為2.0以下時評估為良好的彎曲性。
疲勞試驗係從熔融鍍鋅鋼板製作JIS Z 2275中記載之1號試驗片並依照JIS Z 2273進行振動平面彎曲疲勞試驗。令最大重複數為1000萬次評估疲勞限度DL及疲勞限度比DL/TS，並以疲勞限度比為0.30以上時評估為良好的耐疲勞特性。
鍍覆密著性係對已賦予5%之單軸拉伸應變的熔融鍍鋅鋼板施行杜邦衝擊試驗，並於衝撃試驗後之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(○)，鍍層剝離之情況則視為不合格(×)。杜邦衝撃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。
點熔接性係以連續打點試驗進行評估。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以上之情況視為合格(○)，小於0.90之情況則視為不合格(×)。
於耐蝕性之評估係使用將熔融鍍鋅鋼板切成150×70mm之試驗片，實施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，以絶緣膠帶將背面與端部密封。於耐蝕性試驗係使用以SST6hr→乾燥4hr→濕潤4hr→冷凍4hr為1循環之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基鐵後，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(×)。
碎裂性係將熔融鍍鋅鋼板切成70mm×150mm，進行汽車用的脫脂、化成、3層塗裝而製成試驗試樣。將試驗試樣冷卻保持在-20℃之狀態下，在氣壓2kgf/cm2下對試驗試樣垂直放射碎石(0.3~0.5g)。每1試樣放射10個碎石。觀察各水準實施N5且合計50個的碎裂痕跡，依其剝離界面之位置加以評估。剝離界面比鍍覆層更上面(鍍覆-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-基鐵(母材鋼板)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型彎曲加工(JIS Z 2248)。
使用將熔融鍍鋅鋼板切成50×90mm並以1R-90°V字模具壓機製成的成型體。於谷部實施膠帶剝離。於彎曲加工部上壓黏寬24mm的透明膠帶(cellophane tape)並剝離後，以目測判斷透明膠帶之長度90mm的部分。評估基準如下。
○相對於加工部面積，剝離小於5%
×相對於加工部面積，剝離大於5%
實驗例190係C含量小、硬質相之體積分率變小 且無法獲得充分的強度、延性及擴孔性之例。
實驗例191係C含量大、點熔接性劣化之例。而且，麻田散鐵之分率變大、耐疲勞特性、延性、擴孔性及彎曲性為劣等。
實驗例192係Si含量小、在退火步驟及鍍覆步驟中有多量的波來鐵及粗大雪明碳鐵生成而無法充分獲得鋼板之成形性之例。
實驗例193係Si含量大、在熱軋步驟中鋼胚於加熱期間破裂而中斷實驗之例。
實驗例194係Mn含量小、在退火步驟及鍍覆步驟中有多量的波來鐵及粗大雪明碳鐵生成而無法充分獲得鋼板之成形性之例。
實驗例195係Mn含量大、在熱軋步驟中鋼胚於加熱期間破裂而中斷實驗之例。
實驗例196係P含量大、在熱軋步驟中輥軋鋼胚期間發生破裂而中斷實驗之例。
實驗例197係因為S含量大、有多量的粗大硫化物生成而使延性、擴孔性、彎曲性、點熔接性及耐疲勞特性劣化之例。
實驗例198係Al含量大、在熱軋步驟中鋼胚於運送期間破裂而中斷實驗之例。
實驗例199係因為N含量大、有多量的粗大氮化物生成而使延性、擴孔性、彎曲性、點熔接性及耐疲勞特性劣化之例。
實驗例200係因為O含量大、有多量的粗大氧化物生成而使延性、擴孔性、彎曲性、點熔接性及耐疲勞特性劣化之例。
實驗例27、132、157係在熱輥軋步驟中式(1)之值小、表層之硬質相的分率(V1/V2)變大而無法獲得充分的彎曲性之例。
實驗例51、115、168係在熱輥軋步驟中式(1)之值大、表層之脫碳過度進展使硬質相之分率(V1/V2)變小而無法獲得充分的耐疲勞特性之例。
實驗例85係在退火步驟中600~750℃間之溫度區下的平均加熱速度小、鋼板內部的氧化物成長過度進展使會成為破壞起點之粗大氧化物生成而讓彎曲性、耐疲勞特性劣化之例。還有，伴隨彎曲性之劣化，在鍍覆密著性及粉碎性之評估試驗中有發生鋼板之彎曲破裂所造成的鍍覆剝離，因此鍍覆密著性及粉碎性也劣化。
實驗例68係在退火步驟中最高加熱溫度(TM)高於Ac3溫度、在1/4厚之肥粒鐵相的體積分率變小且延性及彎曲性劣化之例。
實驗例186係在退火步驟中最高加熱溫度(TM)低於(Ac1+20)℃讓粗大的鐵系碳化物溶解殘留且延性及擴孔性劣化之例。
實驗例46係在退火步驟之加熱步驟中預熱帶上的空氣比小且鍍覆密著性劣化之例。還有，藉由鍍覆密著性之劣化在彎曲變形時有產生鍍覆剝離，所以彎曲性也劣 化。
實驗例14係在退火步驟之加熱步驟中預熱帶上的空氣比大使表層之脫碳過度進行，而讓硬質相之分率(V1/V2)變小、耐疲勞特性劣化之例。
實驗例171係在退火步驟之加熱步驟中還原帶上的水蒸氣分壓P(H2O)與氫分壓P(H2)之比P(H2O)/P(H2)小、母材鋼板表層之粒徑無法細密化而使鍍覆層中無法進行ζ相之生成，進而使鍍覆密著性劣化之例。還有，母材鋼板表面之肥粒鐵的平均粒徑為3.4μm，且距離表面0.5μm之範圍內的鋼板內部之氧化物的最大徑小於0.01μm。
實驗例201係在退火步驟之加熱步驟中還原帶上的水蒸氣分壓P(H2O)與氫分壓P(H2)之比P(H2O)/P(H2)大、表層之細密化層變得過厚且鍍覆層之合金化過度進行，而使鍍覆密著性劣化之例。
實驗例76係在退火步驟之加熱步驟中還原帶上的水蒸氣分壓P(H2O)與氫分壓P(H2)之比P(H2O)/P(H2)特別大而使表層之脫碳過度進行，進而使硬質相之分率(V1/V2)變小、耐疲勞特性劣化之例。
實驗例20係在退火步驟之冷卻步驟中760~700℃間的平均冷卻速度(冷卻速度1)小、有多量的波來鐵生成且延性及擴孔性劣化之例。
實驗例49係在退火步驟之冷卻步驟中760~700℃間的平均冷卻速度(冷卻速度1)大、在1/4厚的肥粒鐵相之體積分 率變小而無法獲得充分的延性之例。
實驗例139係在退火步驟之冷卻步驟中650~500℃間的平均冷卻速度(冷卻速度2)小、有多量的波來鐵生成且延性及擴孔性劣化之例。
實驗例2係在鍍覆步驟中鍍浴中之有效Al量小、鍍覆層中之Fe量變大而使鍍覆密著性受損之例。
實驗例150係在鍍覆步驟中鍍浴中之有效Al量大、鍍覆層中之Al量變大的同時鍍覆層與基鐵之界面上ζ相與基鐵之界面佔有率降低而使彎曲性及鍍覆密著性受損之例。
實驗例12係在鍍覆步驟中式(2)之值小、且鍍覆層與基鐵之界面上ζ相與基鐵之界面佔有率降低而使鍍覆密著性受損之例。
實驗例183係在鍍覆步驟中式(2)之值大、鍍覆層中之Fe量變大而使鍍覆密著性受損之例。
實驗例65係在鍍覆步驟中浸漬鍍浴後以氮氣為主體之混合氣體的噴附壓力小、鍍覆層之附著量變得過大而使點熔接性受損之例。
實驗例136係在鍍覆步驟中浸漬鍍浴後以氮氣為主體之混合氣體的噴附壓力大、鍍覆層之附著量變小而無法獲得充分的耐蝕性之例。
實驗例7、15、30、42、82、182係在退火步驟之冷卻步驟中有實施麻田散鐵變態處理之例，可獲得成形性、鍍覆密著性、熔接性、耐蝕性及耐疲勞特性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板。
實驗例3、36、45、67、90、103、105、109、144、151、164、184係在退火步驟之冷卻步驟中有實施變韌鐵變態處理1之例，可獲得成形性、鍍覆密著性、熔接性、耐蝕性及耐疲勞特性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板。
實驗例43係在退火步驟之冷卻步驟中有實施變韌鐵變態處理1之例，但因為處理溫度很高，所以有波來鐵及粗大雪明碳鐵生成、延性及擴孔性劣化。
實驗例177係在退火步驟之冷卻步驟中有實施變韌鐵變態處理1之例，但因為處理時間很長，所以有波來鐵及粗大雪明碳鐵生成、延性及擴孔性劣化。
實驗例23、40、55、91、114、137、154、173、187係在鍍覆後冷卻步驟中有實施變韌鐵變態處理2之例，可獲得成形性、鍍覆密著性、熔接性、耐蝕性及耐疲勞特性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板。
實驗例165係在鍍覆後冷卻步驟中有實施變韌鐵變態處理2之例，但亦為因為處理溫度高，所以有多量的殘留沃斯田鐵生成而使彎曲性受損之例。
實驗例4、18、26、48、53、62、74、77、88、95、113、130、167、189係在鍍覆後冷卻步驟中有實施再加熱處理之例，可獲得成形性、鍍覆密著性、熔接性、耐蝕性及耐疲勞特性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板。
實驗例16係在退火步驟之冷卻步驟中有實施麻田散鐵變態處理及變韌鐵變態處理1之例，可獲得成形性、鍍覆密著性、熔接性、耐蝕性及耐疲勞特性優異的高 強度熔融鍍鋅鋼板。
實驗例8、111、133、140、156、172係在退火步驟之冷卻步驟中實施變韌鐵變態處理1後，在鍍覆後冷卻步驟中實施變韌鐵變態處理2之例，可獲得成形性、鍍覆密著性、熔接性、耐蝕性及耐疲勞特性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板。
實驗例22、33、97係在退火步驟之冷卻步驟中實施變韌鐵變態處理1後，在鍍覆後冷卻步驟中實施再加熱處理之例，可獲得成形性、鍍覆密著性、熔接性、耐蝕性及耐疲勞特性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板。
實驗例10係在鍍覆後冷卻步驟中有實施變韌鐵變態處理2及再加熱處理之例，可獲得成形性、鍍覆密著性、熔接性、耐蝕性及耐疲勞特性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板。
實驗例175係在退火步驟之冷卻步驟中實施變韌鐵變態處理1後，在鍍覆後冷卻步驟中實施變韌鐵變態處理2及再加熱處理之例，可獲得成形性、鍍覆密著性、熔接性、耐蝕性及耐疲勞特性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板。
實驗例80係在加工步驟之彎曲-折回加工步驟中於加工使用的輥件直徑小而於鋼板表層部導入過度的應變，進而使延性劣化之例。
實驗例59係在加工步驟之彎曲-折回加工步驟中加工使用的輥件直徑大而未於鋼板表層部充分導入應變，進而使鋼板表層部存有多量的殘留沃斯田鐵、使彎曲性劣化之例。
以上係就本發明之各實施形態及實施例詳細說明，惟上述實施形態及實施例都只是表示用以實施本發明的具體化之範例。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
本發明係有益於成形性、耐疲勞特性、熔接性、耐蝕性及鍍覆密著性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法的技術。而且，依據本發明之實施形態，可提供一種延性、擴孔性及彎曲性優異、甚至成形後的鍍覆密著性優異、具有高疲勞限度並具備優異的點熔接性及耐蝕性之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。

Claims (12)

  1. 一種熔融鍍鋅鋼板，係由母材鋼板及形成在前述母材鋼板之至少一表面的熔融鍍鋅層所構成；前述母材鋼板具有下述化學組成：以質量%計，C：0.040~0.280%、Si：0.05~2.00%、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%，且剩餘部分由Fe及雜質所構成；並且，前述母材鋼板具有下述微組織：在以前述母材鋼板表面起算1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚的範圍內，以體積分率計具有40%以上且97%以下之肥粒鐵相及合計3%以上之硬質組織，且該硬質組織係由變韌鐵相、變韌肥粒鐵相、新生麻田散鐵相及回火麻田散鐵相中之1種以上所構成，而且殘留沃斯田鐵相以體積分率計為0~8%，波來鐵相與粗大雪明碳鐵相之合計以體積分率計為0~8%；又，在前述熔融鍍鋅層與母材鋼板之界面起算鋼板方向深度20μm的表層範圍內，殘留沃斯田鐵之體積分 率為0~3%，並且，令在前述表層範圍之前述硬質組織的體積分率V1與在以鋼板表面起算1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚之範圍之前述硬質組織的體積分率V2之比V1/V2，為0.10以上且在0.90以下之範圍；前述熔融鍍鋅層之Fe含量為大於0%且在5%，Al含量為大於0%且在1.0%，並且於前述熔融鍍鋅層含有由ζ相所構成之柱狀晶；在前述熔融鍍鋅層與母材鋼板之整個界面(A)中，前述ζ相與母材鋼板之界面(A*)所佔比率((A*/A)×100)為20%以上，又，在前述母材鋼板中於前述界面側形成細密化層，前述細密化層之平均厚度為0.1~5.0μm，前述細密化層之肥粒鐵相的平均粒徑為0.1~3.0μm，前述細密化層中含有Si及Mn之1種或2種以上的氧化物，前述氧化物之最大徑為0.01~0.4μm。
  2. 如請求項1之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計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%。
  3. 如請求項1或2之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計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%。
  4. 如請求項1或2之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計含有合計為0.0001~0.0100%之Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM中之1種或2種以上。
  5. 如請求項3項之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計含有合計為0.0001~0.0100%之Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM中之1種或2種以上。
  6. 如請求項1或2之熔融鍍鋅鋼板，其中前述熔融鍍鋅層中，在前述ζ相與母材鋼板的界面(A*)中，存有粗大氧化物之ζ晶粒與母材鋼板所構成的界面(A**)比率((A**/A*)×100)為50%以下。
  7. 如請求項3之熔融鍍鋅鋼板，其中前述熔融鍍鋅層中，在前述ζ相與母材鋼板的界面(A*)中存有粗大氧化物之ζ晶粒與母材鋼板所構成的界面(A**)比率((A**/A*)×100)為50%以下。
  8. 如請求項4之熔融鍍鋅鋼板，其中前述熔融鍍鋅層中，在前述ζ相與母材鋼板的界面(A*)中存有粗大氧化物之ζ晶粒與母材鋼板所構成的界面(A**)比率((A**/A*)×100)為50%以下。
  9. 如請求項1或2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。
  10. 如請求項3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。
  11. 如請求項4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。
  12. 如請求項6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。
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