TWI651418B

TWI651418B - 合金化熔融鍍鋅鋼板

Info

Publication number: TWI651418B
Application number: TW107111268A
Authority: TW
Inventors: 佐野幸一; 川田裕之; 山口裕司; 內田智史; 今井義典; 岡本力
Original assignee: 日商新日鐵住金股份有限公司
Priority date: 2018-03-30
Filing date: 2018-03-30
Publication date: 2019-02-21
Also published as: TW201942386A

Abstract

本發明係一種於鋼板表面具有熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層的鋼板，該鋼板係由以下所構成：以質量%計，C：0.06%以上0.22%以下、Si：0.50%以上2.00%以下、Mn：1.50%以上2.80%以下、Al：0.01%以上1.00%以下、P：0.001%以上0.100%以下、S：0.0005%以上0.0100%以下、N：0.0005%以上0.0100%以下、剩餘部分：Fe及雜質；其中，以自鋼板表面朝板厚方向之1/4板厚為中心的1/8板厚~3/8板厚之微觀組織是由以下所構成：以面積率計，肥粒鐵：15%以上85%以下、殘留沃斯田鐵：小於5%、麻田散鐵：15%以上75%以下、波來鐵：5%以下、及剩餘部分(包含0%)：變韌鐵；板厚方向之厚度20mm以下之肥粒鐵塊數量為肥粒鐵塊總數的50%以上；於鋼板表層部形成有厚度10mm以上150mm以下之脫C層；前述脫C層中肥粒鐵粒徑為30mm以下，麻田散鐵中縱橫比為5以上之麻田散鐵的比例為50%以下。

Description

合金化熔融鍍鋅鋼板

本發明係有關於一種高強度之合金化熔融鍍鋅鋼板，具適合作為壓製加工之汽車用鋼板的590MPa(以980MPa為佳)以上之強度，且延伸性、擴孔性、及疲勞特性優異。

近年來隨著環境問題意識高漲，汽車業界因燃料費提升，車體的輕量化變得重要。另一方面，為確保衝撞時之安全，亦需提高車體強度。為兼具該車體輕量化與安全性，只要使用高強度材即可，但強度越高，壓機成形越為困難。又，為提升壓製性能，以鋼板寬度方向之特性為均質為佳。

這是因為，一般而言，隨著鋼材強度變高，降伏強度增大，將導致延伸性或擴孔性下降之故。又，越為高強度，疲勞比將越下降，故不易更加高強度化。

高強度熔融鍍鋅鋼板於習知退火步驟之緩冷卻中生成變韌鐵。因此，例如，專利文獻1所揭示之包含以麻田散鐵為主體之肥粒鐵的鋼板係眾所皆知，但未能實現具充分成形性之熔融鍍鋅鋼板。

專利文獻2中揭示了一種矯正沃斯田鐵低溫變態相尺寸，改善延伸性與凸緣性之技術，但未能兼具強度與延伸性。又，關於改善延伸性方面，例如，專利文獻3及4中揭示了一種利用殘留沃斯田鐵之加工誘發變態的鋼板(以下，TRIP鋼)等。

但，通常之TRIP鋼板中為抑制雪明碳鐵生成，需大量之Si，但添加大量之Si時因鋼板表面之熔融鍍鋅性惡化，故可使用之鋼材受到限制。此外，為確保高強度，需大量之C，但添加大量之C時將產生塊金裂痕等熔接上的問題。

鋼板表面之熔融鍍鋅性方面，專利文獻5中揭示了一種減少TRIP鋼中之Si的方法，雖期望提升熔融鍍鋅性與延性，但仍留下前述熔接性之課題。

可以較TRIP鋼少之C量製作的DP鋼中，Si量多時，如後述延性將變高。但，與TRIP鋼同樣地殘留鍍敷性的問題。高Si導致鍍敷性下降之課題的解決方法，例如，專利文獻6中揭示了一種控制退火時之環境氣體，使鋼板表層脫C的方法。藉使鋼板表層脫C，即使Si超過1質量%仍可進行鍍敷，但因鋼板表層變軟將產生疲勞特性大幅劣化的問題。另外，因強度980MPa以上之超高強度級鋼板的微觀組織強度高，故製造時容易受到冷卻或軋縮等寬度方向變動之影響，具有不易製作寬度方向上具均一特性之鋼板的課題。先前技術文獻專利文獻

專利文獻1：專利第5305149號公報專利文獻2：專利第4730056號公報專利文獻3：日本專利特開昭61-157625號公報專利文獻4：日本專利特開2007-063604號公報專利文獻5：日本專利特開2000-345288號公報專利文獻6：專利第5370104號公報專利文獻7：國際公開第2013/047755號

發明概要發明欲解決之課題本發明有鑑於習知技術之現狀，目的在於提供一種可解決以下課題之合金化熔融鍍鋅鋼板，該課題為於具590MPa以上(以980MPa以上為佳)強度之合金化熔融鍍鋅鋼板中，提高延伸性、擴孔性、及疲勞特性，以及均一化鋼板寬度方向之特性。用以解決課題之手段

本發明人等致力研究解決前述課題之方法，而得到以下觀察所得知識。

(w)冷軋延後經過2相域或單相域之熱處理後、冷卻、或保持於較變韌鐵之生成溫度高的溫度，抑制變韌鐵變態，形成變韌鐵分率低，且為肥粒鐵與麻田散鐵的複合組織，可期提升延性。

(x)藉由添加Si，可穩定地提高肥粒鐵分率，提升延性，且以固溶強化可期提升強度，故可確保優異之強度-延性均衡。

(y)對於添加Si造成鍍敷性下降，以習知之環境氣體控制處理，但只要將以環境氣體控制生成，阻礙疲勞特性之脫C層中的麻田散鐵改成縱橫比小之麻田散鐵的話，即可提高疲勞特性。酸洗熱軋鋼板前後對熱軋鋼板施行校平的話，即可將脫C層中之麻田散鐵作成縱橫比小之麻田散鐵。

(z)隨著施行校平，於冷軋延後之退火步驟中，將所需溫度域之加熱速度控制在所需之範圍內，抑制肥粒鐵之偏存，將累積有肥粒鐵粒之肥粒鐵塊均質化至無害的形態的話，擴孔性提升可兼具延伸性與擴孔性，且可均一化鍍敷狀態與鋼板寬度方向之特性。

本發明係基於前述觀察所得知識而成者，其要旨係如下述。

(1)一種合金化熔融鍍鋅鋼板，其於鋼板表面具有合金化熔融鍍鋅層，且其特徵在於：該鋼板之成分組成由以下所構成：以質量%計， C：0.06%以上、0.22%以下、 Si：0.50%以上、2.00%以下、 Mn：1.50%以上、2.80%以下、 Al：0.01%以上、1.00%以下、 P：0.001%以上、0.100%以下、 S：0.0005%以上、0.0100%以下、 N：0.0005%以上、0.0100%以下、 Ti：0%以上、0.10%以下、 Mo：0%以上、0.30%以下、 Nb：0%以上、0.050%以下、 Cr：0%以上、1.00%以下、 B：0%以上、0.0050%以下、 V：0%以上、0.300%以下、 Ni：0%以上、2.00%以下、 Cu：0%以上、2.00%以下、 W：0%以上、2.00%以下、 Ca：0%以上、0.0100%以下、 Ce：0%以上、0.0100%以下、 Mg：0%以上、0.0100%以下、 Zr：0%以上、0.0100%以下、 La：0%以上、0.0100%以下、 REM：0%以上、0.0100%以下、 Sn：0%以上、1.000%以下、 Sb：0%以上、0.200%以下、剩餘部分：Fe及雜質：其中，以自鋼板表面朝板厚方向之1/4板厚為中心的1/8板厚~3/8板厚範圍之微觀組織是由以下所構成：以面積率計，肥粒鐵：15%以上、85%以下，殘留沃斯田鐵：小於5%，麻田散鐵：15%以上、75%以下，波來鐵：5%以下，及剩餘部分(包含0%)：變韌鐵；前述板厚方向之厚度20mm以下之肥粒鐵塊數量為肥粒鐵塊總數的50%以上；於鋼板表層部形成有厚度10mm以上150mm以下之脫C層；前述脫C層中肥粒鐵粒徑為30mm以下，麻田散鐵中縱橫比為5以上之麻田散鐵的比例為50%以下。

(2)如前述(1)之合金化熔融鍍鋅鋼板，其中於前述合金化熔融鍍鋅層與前述脫C層之間更具有平均厚度0.1mm~5.0mm的微細化層。

(3)如前述(1)或(2)之合金化熔融鍍鋅鋼板，其中前述合金化熔融鍍鋅層中，在寬度方向上Fe濃度差以質量%計小於1.0%，且在寬度方向上前述縱橫比為5以上之麻田散鐵比例差為10%以下。

(3)如前述(1)~(3)中任一項之合金化熔融鍍鋅鋼板，其中前述成分組成包含以下之1種或2種以上：以質量%計， Ti：0.01%以上、0.10%以下、 Mo：0.01%以上、0.30%以下、 Nb：0.005%以上、0.050%以下、 Cr：0.01%以上、1.00%以下、 B：0.0002%以上、0.0050%以下、 V：0.001%以上、0.300%以下、 Ni：0.01%以上、2.00%以下、 Cu：0.01%以上、2.00%以下、 W：0.01%以上、2.00%以下、 Ca：0.0001%以上、0.0100%以下、 Ce：0.0001%以上、0.0100%以下、 Mg：0.0001%以上、0.0100%以下、 Zr：0.0001%以上、0.0100%以下、 La：0.0001%以上、0.0100%以下、 REM：0.0001%以上、0.0100%以下、 Sn：0.001%以上、1.000%以下、 Sb：0.001%以上、0.200%以下。發明效果

依據本發明，可提供一種延伸性、擴孔性、及疲勞特性優異，且均一化鋼板寬度方向之特性的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。

用以實施發明之形態本實施形態之合金化熔融鍍鋅鋼板，其於鋼板表面具有合金化熔融鍍鋅層，且其特徵在於：該鋼板之成分組成由以下所構成：以質量%計， C：0.06%以上、0.22%以下、 Si：0.50%以上、2.00%以下、 Mn：1.50%以上、2.80%以下、 Al：0.01%以上、1.00%以下、 P：0.001%以上、0.100%以下、 S：0.0005%以上、0.0100%以下、 N：0.0005%以上、0.0100%以下、 Ti：0%以上、0.10%以下、 Mo：0%以上、0.30%以下、 Nb：0%以上、0.050%以下、 Cr：0%以上、1.00%以下、 B：0%以上、0.0050%以下、 V：0%以上、0.300%以下、 Ni：0%以上、2.00%以下、 Cu：0%以上、2.00%以下、 W：0%以上、2.00%以下、 Ca：0%以上、0.0100%以下、 Ce：0%以上、0.0100%以下、 Mg：0%以上、0.0100%以下、 Zr：0%以上、0.0100%以下、 La：0%以上、0.0100%以下、 REM：0%以上、0.0100%以下、 Sn：0%以上、1.000%以下、 Sb：0%以上、0.200%以下、剩餘部分：Fe及雜質；其中，以自鋼板表面朝板厚方向之1/4厚為中心的1/8厚~3/8厚範圍之微觀組織是由以下所構成：以面積率計，肥粒鐵：15%以上、85%以下，殘留沃斯田鐵：小於5%，麻田散鐵：15%以上、75%以下，波來鐵：5%以下，及剩餘部分(包含0%)：變韌鐵；前述板厚方向之厚度20mm以下之肥粒鐵塊數量為肥粒鐵塊總數的50%以上；於鋼板表層部形成有厚度10mm以上150mm以下之脫C層；前述脫C層中肥粒鐵粒徑為30mm以下，麻田散鐵中縱橫比為5以上之麻田散鐵的比例為50%以下。

以下，依序說明本實施形態之合金化熔融鍍鋅鋼板、及本實施形態製造方法。

目前之DP(Dual Phase[雙相])型超高強度鋼(DP鋼)中一般藉由適當地調整肥粒鐵或麻田散鐵等之組織分率，即可控制鋼之材質。提高肥粒鐵分率雖可提升延性，但肥粒鐵增加的話，將因(a)軟質組織分率增加導致強度下降，並且(b)肥粒鐵粒之塊狀化導致延性下降等原因，未能得到所需之強度-延性均衡。

本發明人等為於本實施形態之合金化熔融鍍鋅鋼板中提高延伸性、擴孔性、及疲勞特性，著眼於肥粒鐵之特性與存在形態、及其他組織的特性與存在狀態，反覆致力研究。結果，發現DP鋼(亦包含含有少量殘留沃斯田鐵之情形)中藉由控制軟質之肥粒鐵的硬質化與形態，即使強度提高，延性及擴孔性仍未下降。於以下進行說明。

為減少前述(a)強度下降之程度，故將鋼之Si量設為0.5%時，可知強度-延性-擴孔性均衡提升。其理由尚未明確，可視為因(a1)固溶強化肥粒鐵，可降低麻田散鐵分率，減少裂痕起點，提升局部延性、或藉由(a2)肥粒鐵之固溶強化，減少塑性不穩定區域，提升均一延伸性等。

但，另一方面，增加Si將增加表層之鏽皮，造成鍍敷性下降，不易製造鍍敷鋼板。因此，使用進行環境氣體控制，不於鋼板表層而於鋼板內部形成氧化物，以確保良好之鍍敷性的方法。但，該方法於形成鋼板內部之氧化物的同時，因於鋼板表層進行脫C，故鋼板表層軟質化而容易傳播疲勞龜裂，疲勞比大幅地減少。

本發明人等致力檢討解決本發明課題之方法中，熱軋結束後，發現經校平之鋼板、或經研磨鋼板表層之鋼板的疲勞特性良好。又，發現退火步驟中對鋼板施行彎曲加工的話將更加提升疲勞特性。

其理由尚未明確，但可視為存在於鋼板表性所形成之脫C層的麻田散鐵之縱橫比變小、或表層組織微細化，而不易產生疲勞之龜裂傳播之故。

如以上，藉由添加Si可提升強度-延性均衡，但即使肥粒鐵分率增加，強度-延性均衡之提升程度、或強度-擴孔性均衡之提升程度仍小。

一般而言，軟質相之肥粒鐵於DP鋼中具有變形的存在，於低應變域中之變形量大。但，存在於麻田散鐵附近之肥粒鐵於變形時因受麻田散鐵拘束，變形量小。

本發明人等著眼於該現象，檢討了拘束肥粒鐵變形之最佳條件。並且，藉由維持可提升延伸性之肥粒鐵分率，並適當化肥粒鐵受到鄰接之硬質相(麻田散鐵)的變形拘束狀態，而可兼具延伸性與擴孔性。

迄今，微觀組織控制之主流為檢討結晶晶界與特性之關係。若為單相鋼可知特性相異之晶界的影響大，本發明人等於如肥粒鐵與麻田散鐵之特性大幅相異之組織共存的複合組織中，檢討提升擴孔性的情形，認為各個組織之結晶粒徑並無多大意義，反倒是相同相之存在形態對特性大有助益。

並且，本發明人等基於前述想法，確認以與硬質相(變韌鐵、麻田散鐵)鄰接之肥粒鐵塊(具多數肥粒鐵粒之被硬質相包圍之肥粒鐵粒的集合體，以下稱作「肥粒鐵塊」。)評價之重要性，發現拘束肥粒鐵變形之最適當條件。

前述適當條件下材質改善之原理尚未明確，但本發明人等認為肥粒鐵塊板厚方向之厚度薄時，因硬質相之變形拘束使肥粒鐵之變形更受到拘束，擬肥粒鐵硬化而有意地作用維持強度，且抑制局部巨大變形導致裂痕產生，而有效作用於提升擴孔性。

肥粒鐵塊之厚度於各個被硬質相所包圍之肥粒鐵塊中，為與板面垂直方向厚度的最大值。

此外，延伸性與肥粒鐵之變形能力有關，因與肥粒鐵分率線性地相關，故藉由控制肥粒鐵分率及肥粒鐵之存在形態，可兼具延伸性與擴孔性。

本實施形態之合金化熔融鍍鋅鋼板為本發明人等發現以上觀察所得知識而作成者，以下說明本實施形態之合金化熔融鍍鋅鋼板的特徵要件。

首先，說明成分組成之限定理由。以下，成分組成之%為質量%之意。

成分組成 C:0.06%以上、0.22%以下 C為提高麻田散鐵硬度，有助於提升強度之元素。C小於0.06%時，因未能充分地得到添加效果，故將C設為0.06%以上。以0.07%以上為佳。另一方面，C超過0.22%的話，將促進雪明碳鐵生成，因擴孔性或熔接性下降，故將C設為0.22%以下。以C為0.17%以下為佳。

Si：0.50%以上、2.00%以下 Si為固溶強化不會使延性下降，有助於提升強度與疲勞強度之元素。Si小於0.50%時，因未能充分地得到添加效果，故將Si設為0.50%以上。以0.80%以上為佳，較佳者為1.00%以上。另一方面，Si超過2.00%的話，因延性與點熔接性下降，故將Si設為2.00%以下。以Si為1.80%以下為佳，較佳者為1.60%以下。

Mn：1.50%以上、2.80%以下 Mn為提升固溶強化與淬火性，有助於提升強度之元素。Mn小於1.50%時，因未能充分地得到添加效果，故將Mn設為1.50%以上。以1.80%以上為佳。另一方面，Mn超過2.80%的話，因熔接性下降且肥粒鐵之生成受到抑制，延性下降，又，偏析擴大擴孔性亦下降，故將Mn設為2.80%以下。以Mn為2.50%以下為佳。

Al：0.01%以上、1.00%以下 Al為脫氧所需之元素，且可抑制有害碳化物生成，有助於提升延伸性與擴孔性的元素。特別是，於低Si系之成分系統中不會使延性下降，而有助於提升化學轉化處理性之元素。

Al小於0.01%時，因未能充分地得到添加效果，故將Al設為0.01%以上。另一方面，Al超過1.00%的話，因添加效果飽和，且化學轉化處理性與點熔接性下降，故將Al設為1.00%以下。由提升化學轉化處理來看，以0.80%以下為佳。

P：0.001%以上、0.100%以下 P為有助於提升強度之元素，與Cu共存下可提高耐蝕性之元素。P小於0.001%時，未能充分地得到添加效果，又，製鋼成本大幅地上升，故將P設為0.001%以上。由製鋼成本來看，以P為0.010%以上為佳。另一方面，P超過0.100%的話，因熔接性或加工性下降，故將P設為0.100%以下。於耐蝕性不成問題，而重視加工性時，以P為0.050%以下為佳。

S：0.0005%以上、0.0100%以下 S為形成成為裂痕起點之硫化物(MnS等)，阻礙擴孔性與全延伸性之元素。S以少為佳，但將S減少至小於0.0005%的話，因製鋼成本大幅地上升，故將S設為0.0005%以上。另一方面，S超過0.0100%的話，因擴孔性與全延伸性顯著地下降，故將S設為0.0100%以下。以S為0.0060%以下為佳。

N：0.0005%以上、0.0100%以下 N為阻礙加工性之元素。又，N與Ti及/或Nb共存時，將形成阻礙延伸性與擴孔性之氮化物(TiN及/或NbN)，為降低Ti及/或Nb之有效量的元素。

N以少為佳，將N減少至小於0.0005%的話，因製鋼成本將大幅地上升，故將N設為0.0005%以上。另一方面，N超過0.0100%的話，因加工性、延伸性、及擴孔性顯著地下降，故將N設為0.0100%以下。以N為0.0060%以下為佳。

以提升特性為目的，本發明鍍敷鋼板之成分組成亦可適當地包含Ti：0.01%以上、0.10%以下、Mo：0.01%以上、0.30%以下、Nb：0.005%以上、0.050%以下、Cr：0.01%以上、1.00%以下、B：0.0002%以上、0.0050%以下、V：0.001%以上、0.300%以下、Ni：0.01%以上、2.00%以下、Cu：0.01%以上、2.00%以下、W：0.01%以上、2.00%以下、Ca：0.0001%以上、0.0100%以下、Ce：0.0001%以上、0.0100%以下、Mg：0.0001%以上、0.0100%以下、Zr：0.0001%以上、0.0100%以下、La：0.0001%以上、0.0100%以下、REM：0.0001%以上、0.0100%以下、Sn：0.001%以上、1.000%以下、Sb：0.001%以上、0.200%以下之1種或2種以上。

Ti：0.01%以上、0.10%以下 Ti為延遲再結晶，有助於形成未再結晶肥粒鐵，且形成碳化物及/或氮化物，而有助於提升強度之元素。

Ti小於0.01%時，因未能充分地得到含有效果，故以Ti為0.01%以上為佳。另一方面，超過0.10%的話，將導致成形性下降，故將Ti設為0.10%以下。以Ti為0.05%以下為佳。

Mo：0.01%以上、0.30%以下 Mo為延遲再結晶，有助於形成未再結晶肥粒鐵，且可提高淬火性，有助於控制麻田散鐵分率之元素。又，Mo於晶界偏析，抑制熔接時鋅進入熔接部組織，有助於防止熔接時之裂痕，且亦有助於抑制退火步驟之冷卻中波來之生成的元素。

Mo小於0.01%時，因未能充分地得到含有效果，故以Mo為0.01%以上為佳。較佳者為Mo為0.04%以上。另一方面，Mo超過0.30%的話，將導致成形性劣化，故將Mo設為0.30%以下。以Mo為0.25%以下為佳。

Nb：0.005%以上、0.050%以下 Nb為延遲再結晶，有助於形成未再結晶肥粒鐵，且形成碳化物及/或氮化物，而有助於提升強度之元素。Nb小於0.005%時，因未能充分地得到含有效果，故以將Nb設為0.005%以上為佳。較佳者為Nb為0.010%以上。另一方面，Nb超過0.050%的話，將導致成形性下降，故將Nb設為0.050%以下。以Nb為0.030%以下為佳。

Cr：0.01%以上、1.00%以下 Cr為延遲再結晶，有助於形成未再結晶肥粒鐵，且有助於抑制退火步驟之冷卻中波來鐵之生成的元素。Cr小於0.01%時，因未能充分地得到含有效果，故以Cr為0.01%以上為佳。較佳者為Cr為0.05%以上。另一方面，Cr超過1.00%的話，將導致成形性下降，故將Cr設為1.00%以下。以Cr為0.50%以下為佳。

B：0.0002%以上、0.0050%以下、 B為延遲再結晶，有助於形成未再結晶肥粒鐵，且可提高淬火性，有助於控制麻田散鐵分率之元素。又，B於晶界偏析，抑制熔接時鋅進入熔接部組織，有助於防止熔接時之裂痕，且亦有助於抑制退火步驟之冷卻中波來鐵之生成的元素。

B小於0.0002%時，因未能充分地得到含有效果，故以B為0.0002%以上為佳。較佳者為B為0.0010%以上。另一方面，B超過0.0050%的話，將導致成形性下降，故將B設為0.0050%以下。以B為0.0025%以下為佳。

V：0.001%以上、0.300%以下 V為藉由析出物強化、抑制肥粒鐵結晶粒成長之細粒強化、及透過抑制再結晶之轉位強化，而有助於提升強度之元素。V小於0.001%時，因未能充分地得到強度提升效果，故以V為0.001%以上為佳。較佳者為V為0.010%以上。另一方面，V超過0.300%的話，碳氮化物將過剩地析出，造成成形性下降，故將V設為0.300%以下。以V為0.150%以下為佳。

Ni：0.01%以上、2.00%以下 Ni為抑制高溫下之相變態，有助於提升強度的元素。Ni小於0.01%時，因未能充分地得到含有效果，故以Ni為0.01%以上為佳。較佳者為Ni為0.10%以上。另一方面，Ni超過2.00%的話，將導致熔接性下降，故將Ni設為2.00%以下。以Ni為1.20%以下為佳。

Cu：0.01%以上、2.00%以下 Cu作為微細粒子存在，為有助於提升強度之元素。Cu小於0.01%時，因未能充分地得到含有效果，故以Cu為0.01%以上為佳。較佳者為Cu為0.10%以上。另一方面，Cu超過2.00%的話，將導致熔接性下降，故將Cu設為2.00%以下。以Cu為1.20%以下為佳。

W：0.01%以上、2.00%以下 W為抑制高溫下之相變態，有助於提升強度之元素。W小於0.01%時，因未能充分地得到含有效果，故以W為0.01%以上為佳。較佳者為W為0.10%以上。另一方面，W超過2.00%的話，因熱加工性下降導致生產性下降，故將W設為2.00%以下。以W為1.20%以下為佳。

Ca：0.0001%以上、0.0100%以下 Ce：0.0001%以上、0.0100%以下 Mg：0.0001%以上、0.0100%以下 Zr：0.0001%以上、0.0100%以下 La：0.0001%以上、0.0100%以下 REM：0.0001%以上、0.0100%以下 Ca、Ce、Mg、Zr、La、及REM為有助於提升成形性之元素。Ca、Ce、Mg、Zr、La、及REM分別小於0.0001%時，因未能充分地得到含有效果，故以任一元素均為0.0001%以上為佳。較佳者為任一元素均為0.0010%以上。

另一方面，Ca、Ce、Mg、Zr、La、及REM各超過0.0100%時，因有延性下降的疑慮，故將任一元素均設為0.0100%以下。以任一元素均為0.0070%以下為佳。

再者，REM係Rare Earth Metal(稀土金屬)之簡稱，指屬鑭系列之元素。REM或Ce多以稀土金屬合金之形態含有，但除了La或Ce以外，仍有複合含有鑭系列元素的情形。雜質方面，即使含有La或Ce以外之鑭系列元素亦不會阻礙特性。又，亦可含有金屬La或Ce。

Sn：0.001%以上、1.000%以下 Sn為抑制組織粗大化，有助於提升強度之元素。Sn為0.001%以上時，因未能充分地得到含有效果，故以Sn為0.001%以上為佳。較佳者為Sn為0.010%以上。另一方面，Sn超過1.000%的話，鋼板將過度地脆化，有造成軋延時鋼板斷裂的情形，故將Sn設為1.000%以下。以Sn為0.500%以下為佳。

Sb：0.001%以上、0.200%以下 Sb為抑制組織粗大化，有助於提升強度之元素。Sb小於0.001%時，因未能充分地得到含有效果，故以Sb為0.001%以上為佳。較佳者為Sb為0.005%以上。另一方面，Sb超過0.200%時，鋼板將過度地脆化，有造成軋延時鋼板斷裂的情形，故將Sb設為0.200%以下。以Sb為0.100%以下為佳。

本實施形態合金化熔融鍍鋅鋼板之成分組成中，去除前述元素之剩餘部分為Fe及雜質。雜質為自鋼原料及/或製鋼過程中不可避免地混入之元素，為不阻礙本實施形態合金化熔融鍍鋅鋼板特性之範圍內容許存在的元素。

例如，Ti、Mo、Nb、Cr、B、V、Ni、Cu、W、Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM、Sn、及Sb只要為小於本實施形態合金化熔融鍍鋅鋼板之成分組成規定之下限值的微量的話，均可為不可避免之雜質。

又，雜質容許H、Na、Cl、Sc、Co、Zn、Ga、Ge、As、Se、Y、Tc、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Te、Cs、Ta、Re、Os、Ir、Pt、Au、及Pb為合計0.010%以下之範圍。

接著，說明本實施形態合金化熔融鍍鋅鋼板之微觀組織。

本實施形態合金化熔融鍍鋅鋼板中，藉由控制肥粒鐵與麻田散鐵之分率與形態，且控制表層組織，可高度得到強度、延性、擴孔性、及疲勞特性各自之均衡。

一般而言，提高肥粒鐵分率時，延性雖提升，但因肥粒鐵為軟質，故強度與擴孔性下降。本實施形態中，藉由硬質相拘束軟質相之變形，故可有效地活用肥粒鐵之特性及機能。

微觀組織之限定範圍：以自鋼板表面朝板厚方向之1/4板厚為中心的1/8板厚~3/8板厚以自鋼板表面朝板厚方向之1/4板厚為中心的1/8板厚~3/8板厚範圍之微觀組織，主要具有鋼板全體之機械特性。因此，本實施形態中將規定組織分率之板厚方向的範圍設為“以1/4板厚為中心之1/8板厚~3/8板厚”。再者，組織分率之%為面積率。

肥粒鐵：15%以上、85%以下肥粒鐵小於15%時，因不易確保所需之延伸性，故將肥粒鐵設為15%以上。以肥粒鐵為20%以上為佳。另一方面，肥粒鐵超過85%的話，因不易確保所需之強度，故將肥粒鐵設為85%以下。以肥粒鐵為75%以下為佳。

波來鐵：5%以下波來鐵超過5%的話，將造成延伸性與擴孔性下降，故將波來鐵設為5%以下。下限包含0%。

殘留沃斯田鐵：小於5% 由確保延伸性來看，輔助性地利用殘留沃斯田鐵為有效，但因使用條件不同殘留沃斯田鐵將成為產生氫裂解之原因，故將殘留沃斯田鐵設為小於5%。下限包含0%。

麻田散鐵：15%以上、75%以下麻田散鐵小於15%時，因不易確保所需之強度，故將麻田散鐵設為15%以上。以麻田散鐵為20%以上為佳。另一方面，麻田散鐵超過75%的話，因不易確保所需之延伸性，故將麻田散鐵設為75%以下。以麻田散鐵為65%以下為佳。

變韌鐵：剩餘部分變韌鐵作為調整麻田散鐵分率之組織，可作為剩餘部分組織生成，亦可為0%。為以各下限分率確保肥粒鐵與麻田散鐵，故將剩餘部分之上限設為70%。

此處，說明面積率之算出方法。

將與軋延方向平行之板厚截面作為觀察面並擷取試樣，研磨觀察面，進行硝太蝕劑蝕刻，再以光學顯微鏡或掃描電子顯微鏡(scanning electron microscopy：SEM)觀察。使用拍攝後之影像、或機器內之影像解析軟體算出面積率。面積率為將影像之1個視野訂為縱200mm、橫200mm以上，並對相異之10個視野以上進行各影像解析，算出各組織之面積率後求得平均值，將平均值作為面積率。

使用前述影像測定肥粒鐵塊之厚度。前述視野中將肥粒鐵塊之板厚方向上最長的厚度作為肥粒鐵塊之厚度。

使用前述影像可算出後述脫C層中麻田散鐵之縱橫比。測定麻田散鐵之厚度中長之部分與短之部分，並將長之部分的厚度除以短之部分的厚度後，以此作為縱橫比。此外，於前述縱200mm橫200mm以上之面積視野中的麻田散鐵中，算出縱橫比為5以上之麻田散鐵的個數比例。

再者，麻田散鐵不易使用硝太蝕劑蝕刻判別時，亦可使用里培拉蝕刻(LePera etching)。

接著，說明殘留沃斯田鐵之測定方法。

殘留沃斯田鐵之面積率可以電子背向散射繞射(electron backscatter diffraction：EBSD)法、或X射線繞射法測定。以X射線繞射法測定時，使用Mo-Ka線，測定肥粒鐵之(111)面的繞射強度(a(111))、殘留沃斯田鐵之(200)面的繞射強度(g(200))、肥粒鐵之(211)面的繞射強度(a(211))、及殘留沃斯田鐵之(311)面的繞射強度(g(311))，並可使用下式算出殘留沃斯田鐵之面積率(f _A)。 f _A=(2/3){100/(0.7×a(111)/g(200)+1)} +(1/3){100/(0.78×a(211)/g(311)+1)}

板厚方向的肥粒鐵塊之厚度：20mm以下前述厚度20mm以下之肥粒鐵塊數量：肥粒鐵塊總數的50%以上本實施形態合金化熔融鍍鋅鋼板中，由確保所需之擴孔性來看，肥粒鐵塊之厚度與數量係為重要。

肥粒鐵塊板厚方向之厚度超過20mm的話，未能充分地作用鄰接之硬質相(麻田散鐵、變韌鐵)對肥粒鐵塊的拘束，於肥粒鐵塊之中心部產生過度變形，容易到達變形界限，於鋼板產生局部變形，未能得到擴孔性之提升效果，故將肥粒鐵塊板厚方向之厚度設為20mm以下。以16mm以下為佳。

板厚方向之厚度為20mm以下的肥粒鐵塊數量小於肥粒鐵塊總數之50%的話，因不易得到具優異差別程度之前述擴孔性的提升效果，故將板厚方向之厚度為20mm以下的肥粒鐵塊數量設為肥粒鐵塊總數之50%以上。以70%以上為佳。

鋼板表層部脫C層之厚度：10mm以上150mm以下脫C層是因為鋼板表層之C與環境氣體中之氧反應變成CO或CO ₂並散逸至環境氣體中而形成。減少C後之表層部中因不易得到硬質組織，故成為較鋼板內部軟質之組織。

如下設定脫C層之厚度。

板厚方向中以1/4板厚為中心，測定1/8板厚~3/8板厚範圍之硬度，將平均值作為鋼板硬度之基準硬度。自鋼板之1/8板厚朝鋼板表層測定硬度，內插基準硬度為0.9以下之點，並將0.9以下之點起至鋼板表面的距離設為脫C層之厚度。

本實施形態合金化熔融鍍鋅鋼板中，為確保所需之擴孔性與疲勞特性，鋼板表層部之厚度：10mm以上150mm以下之脫C層的存在係為重要。脫C層之形成稍待後述。

脫C層之厚度小於10mm時，因鍍敷性與擴孔性下降，故將脫C層之厚度設為10mm以上。以20mm以上為佳，較佳者為30mm以上。另一方面，脫C層之厚度超過150mm時，即使控制脫C層中麻田散鐵之形態，疲勞特性仍未提升，又，疲勞特性與強度下降，故將脫C層之厚度設為150mm以下。以120mm以下為佳，較佳者為100mm以下。

前述脫C層中由確保所需之疲勞特性來看，將肥粒鐵粒徑設為30mm以下，麻田散鐵中縱橫比為5以上之麻田散鐵比例設為50%以下。於以下說明。

脫C層中肥粒鐵粒徑：30mm以下脫C層中肥粒鐵粒徑超過30mm時，因疲勞特性下降，故將肥粒鐵粒徑設為30mm以下。疲勞特性下降之理由尚未明確，但認為因肥粒鐵粒徑大時鄰接之麻田散鐵分率變小，而容易傳播疲勞龜裂之故。肥粒鐵粒徑越小越佳，以25mm以下為佳，以20mm以下較佳。此處，肥粒鐵粒徑表示平均粒徑。例如，觀察面積40000mm ²以上之區域，劃出與軋延方向平行之線段，將線段長度之合計除以線段與晶界交點之數量後的平均值作為肥粒鐵粒徑。

縱橫比為5以上之麻田散鐵比例：50%以下縱橫比為5以上之麻田散鐵中因容易沿著麻田散鐵產生疲勞龜裂並傳播，故本實施形態合金化熔融鍍鋅鋼板中降低脫C層中麻田散鐵之縱橫比為5以上的比例，以期更加提升疲勞特性。

脫C層中麻田散鐵之縱橫比為5以上的比例超過50%的話，疲勞特性將顯著地下降，故將前述比例設為50%以下。以40%以下為佳，較佳者為30%以下。又，為更均一化寬度方向之特性，在寬度方向上之縱橫比為5以上之麻田散鐵比例差以10%以下為佳。較佳者為6%以下。

接著，說明脫C層與合金化熔融鍍鋅層間存在之微細化層。微細化層為如後述退火時藉由控制於特定環境氣體之條件下進行氧化或脫碳反應生成的層。因此，構成微細化層之組織去除氧化物或夾雜物粒子後實質上以肥粒鐵相為主體。將微細化層與脫C層之邊界設為微細化層之肥粒鐵的平均粒徑為小於脫C層肥粒鐵平均粒徑之1/2的邊界。

微細化層之平均厚度以設為0.1mm~5.0mm為佳。微細化層之平均厚度小於0.1mm時未能得到抑制裂痕產生及伸展的效果，未能得到鍍敷密著性之改善效果。超過5.0mm的話，鍍敷層之合金化(Zn-Fe合金生成)進行，合金化熔融鍍鋅層中之Fe含量變大，鍍敷密著性下降。較佳之微細化層的平均厚度為0.2mm~4.0mm，更佳者是0.3mm~3.0mm。

微細化層之平均厚度藉由以下所示方法測定。自合金化熔融鍍鋅鋼板擷取與母材鋼板之軋延方向平行之截面作為觀察面的試樣。利用CP(Cross section polisher：截面研磨機)裝置加工試樣之觀察面，使用FE-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscopy：場發射掃描式電子顯微鏡)以5000倍觀察並測定反射電子像。

微細化層中含有Si及Mn之1種以上的氧化物。氧化物可舉選自於由SiO ₂、Mn ₂SiO ₄、MnSiO ₃、Fe ₂SiO ₄、FeSiO ₃、MnO所構成群組中之1種以上為例。該氧化物如後述，於退火時特定之溫度域中形成於母材鋼板內。藉由氧化物粒子抑制母材鋼板表層之肥粒鐵相結晶的成長，而形成微細化層。

接著，說明合金化熔融鍍鋅層。

合金化熔融鍍鋅層為將通常之鍍敷條件下形成之熔融鍍鋅層(亦包含熔融鍍敷形成有鋅合金之鍍敷層)以通常之合金化處理條件合金化後的鍍敷層。

合金化熔融鍍鋅層之鍍敷附著量並未特別限定為特定量，但由確保所需之耐蝕性來看，單面附著量以5g/m ²以上為佳。

又，為減少外觀不均，以將合金化熔融鍍鋅層之寬度方向Fe濃度的差，以質量%計設為小於1.0%為佳。較佳者為0.7以下。

本實施形態合金化熔融鍍鋅鋼板中，以改善塗裝性或熔接性為目的，亦可於合金化熔融鍍鋅層上施行上層鍍敷(例如，Ni鍍敷)。又，以改善合金化熔融鍍鋅層之表面性狀為目的，亦可施行各種處理，例如，鉻酸處理、磷酸鹽處理、潤滑性提升處理、熔接性提升處理等。

本實施形態合金化熔融鍍鋅鋼板的抗拉強度以590MPa以上為佳。抗拉強度590MPa以上之高強度鋼板適合作為汽車用構件之素材鋼板。

本實施形態合金化熔融鍍鋅鋼板之板厚並未限定於特定之板厚範圍內，但以0.1~11.0mm為佳。板厚0.1~11.0mm之高強度薄鋼板適合作為壓製加工製造之汽車用構件的素材鋼板。又，前述板厚之高強度薄鋼板可輕易地於薄板製造產線製造。

接著，說明本實施形態製造方法。

製造本實施形態合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法例如， (a)將本實施形態合金化熔融鍍鋅鋼板之成分組成的鑄造扁鋼胚加熱至1100℃以上進行熱軋延，並以Ar3點以上之完成溫度結束熱軋延，於680℃以下之溫度域捲取熱軋結束後之熱軋鋼板； (b)於酸洗捲取之熱軋鋼板前及/或後，對熱軋鋼板施行校平，之後，進行軋延率30%以上、70%以下之冷軋延作成冷軋鋼板； (c)對冷軋鋼板　(c-1)於由1~10體積%之H ₂、及N ₂、H ₂O、及O ₂之1種或2種以上的剩餘部分所構成，預熱帶與均熱帶之水分壓與氫分壓的比以log(P _H2O/P _H2)計為-1.7以上、-0.2以下之環境氣體中；　(c-2)將500℃以上、最高到達溫度-50℃溫度域之平均加熱速度設為1℃/秒以上，加熱至720℃以上、900℃以下之最高到達溫度後，保持30秒以上、30分以下，保持後； (c-3)自最高到達溫度-50℃之溫度，以滿足下述式(A)之X(℃/秒)以上的平均冷卻速度，冷卻至滿足下述式(B)之冷卻停止溫度T(℃)，施行進行1次以上之彎曲半徑800mm以下之彎曲加工的退火； (d)對退火後之鋼板施行熔融鍍鋅，接著對熔融鍍鋅施行合金化處理。

X≧(Ar3-350)/10 ^a×××(A) a=0.6[C]+1.4[Mn]+1.3[Cr]+3.7[Mo]-100[B]-0.87 T≧730-350[C]-90[Mn]-70[Cr]-83[Mo]　　　　×××(B) [元素]：元素之質量%

以下，說明本實施形態製造方法之步驟條件。

(a)步驟鑄造扁鋼胚之加熱溫度：1100℃以上完成熱軋溫度：Ar3點以上捲取溫度：680℃以下

依據通常方法準備本實施形態合金化熔融鍍鋅鋼板之成分組成的鑄造扁鋼胚。將鑄造扁鋼胚暫時冷卻後加熱至1100℃以上，進行熱軋延。鑄造扁鋼胚之加熱溫度小於1100℃時，因鑄造扁鋼胚之均質化及碳氮化物的熔解不充分，將導致強度下降或加工性下降，故將鑄造扁鋼胚之加熱溫度設為1100℃以上。以1150℃以上為佳。

另一方面，鑄造扁鋼胚之加熱溫度超過1300℃時，製造成本將上升，且生產性下降，初期之沃斯田鐵粒徑局部地變大而成為混粒組織，有延性下降的疑慮。因此，鑄造扁鋼胚之加熱溫度以1300℃以下為佳。較佳者為1250℃以下。

鑄造扁鋼胚亦可直接於鑄造扁鋼胚鑄造後之高溫(1100℃以上，以1300℃以下為佳)下進行熱軋延。

以Ar3點以上之溫度結束熱軋延。完成熱軋溫度小於Ar3點時，於接下來之冷軋延中因有於鋼板產生裂痕，造成材質下降的疑慮，故將完成熱軋溫度設為Ar3點以上。以(Ar3+15)℃以上為佳。

完成熱軋溫度於Ar3點以上之溫度範圍內對應熱軋鋼板之成分組成、材質等，適當地設定即可，故並未特別設定完成熱軋溫度之上限。

再者，Ar3點可以下述式算出。 Ar3=901-325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]-92([Mn]+[Mo]) [元素]：元素之質量%

結束熱軋延後之熱軋鋼板以680℃以下之溫度捲取。捲取溫度超過680℃的話，雪明碳鐵將粗大化，退火時間變長，又，表層脫C層中肥粒鐵粒徑超過30mm，故將捲取溫度設為680℃以下。以630℃以下為佳，較佳者為580℃以下。

捲取溫度之下限並未特別限定，若小於400℃的話，因熱軋鋼板強度過度上升，導致冷軋延之軋延負載上升，故捲取溫度以400℃以上為佳。

(b)步驟軋延率：30%以上、70%以下酸洗熱軋鋼板去除鏽皮層後，將熱軋鋼板進行冷軋延。軋延率小於30%時，將不易產生再結晶核之形成，因回復粒之粗大化導致粒成長開始，再結晶變得不充分，延性下降，又，板厚方向之厚度20mm以下的肥粒鐵塊數量比例減少，故將軋延率設為30%以上。

為減少未再結晶肥粒鐵之面積率，更加提升鋼板之延伸性，軋延率以越高越佳，但隨著軋延率之上升軋延負載亦上升，故將軋延率設為70%以下。軋延負載高時，因有鋼板之形狀精度下降的疑慮，故軋延率以65%以下為佳。

又，寬度方向中為提升組織之均一性，於酸洗熱軋鋼板前及/或後，對熱軋鋼板施行校平。藉由該處理可降低脫C層中之麻田散鐵中縱橫比為5以上之麻田散鐵的數量比例。

藉由施行校平，冷軋延後亦殘留校平之應變與冷軋延之應變。藉由累積於鋼板表層之應變，肥粒鐵於退火中回復再結晶，接近於等軸狀，之後，逆變態成為縱橫比小之沃斯田鐵，藉由冷卻成為縱橫比小之麻田散鐵，推測其分布亦於寬度方向上均一。因此，未施行校平時，縱橫比為5以上之麻田散鐵的比例變高，且寬度方向之比例差變大(例如，在寬度方向上之縱橫比為5以上的麻田散鐵比例差超過10%)，導致疲勞比差亦變大，疲勞特性下降。

此外，對如前述寬度方向上均一之表層組織施行鍍敷處理及合金化處理時，將容易均一地合金化，合金化熔融鍍鋅層中在寬度方向上之Fe濃度差變小。

又，藉由施行校平，將於寬度方向之1/4板厚附近範圍施加不如表層之校平應變，相較於未施加校平的情形，升溫時肥粒鐵將微細再結晶。並且，於維持時自微細之肥粒鐵晶界析出沃斯田鐵，藉此大之肥粒鐵粒塊分散。結果，板厚方向之厚度20mm以下的肥粒鐵塊數量為肥粒鐵塊總數之50%以上，可確保所需之擴孔性。又，施行校平時，於接下來之冷軋延中寬度方向的軋延變得均一，且亦於寬度方向上均一地殘留校平應變，故寬度方向之1/4厚附近範圍內肥粒鐵組織亦分散，提升組織之均一性。例如，軋輥校平導入鋼板表層之應變量最大為0.2%以上的話，即可視為對表層之組織變化造成影響。

(c)步驟退火步驟為製作本實施形態合金化熔融鍍鋅鋼板之微觀組織中最重要的步驟。以下，說明各步驟條件。

(c-1)退火環境氣體環境氣體組成：1~10體積%之H ₂、及N ₂、H ₂O、及O ₂之1種或2種以上的剩餘部分均熱帶之水分壓與氫分壓之比：以log(P _H2O/P _H2)計為-1.7以上、-0.2以下

退火步驟中，以1~10體積%之H ₂、及N ₂、H ₂O、及O ₂之1種或2種以上的剩餘部分形成退火環境氣體，並將均熱帶之水分壓與氫分壓之比控制於以log(P _H2O/P _H2)計為-1.7以上、-0.2以下。

前述退火環境氣體中，將鋼板退火時鋼板表層之鏽皮消失，於鋼板內部生成氧化物。結果，可確保鋼板之鍍敷性，後述鍍敷步驟中，可於鋼板表面密著性佳地形成熔融鍍鋅層。

H ₂小於1體積%時，均熱帶中不易將log(P _H2O/P _H2)設於-1.7~-0.2範圍內，因鋼板之鍍敷性下降，故將H ₂設為1體積%以上。以3體積%以上為佳。H ₂超過10體積%時，因環境氣體成本上升，故將H ₂設為10體積%以下。以7體積%以下為佳。

均熱帶之log(P _H2O/P _H2)小於-1.7時，脫C層之厚度小於10mm，因鍍敷性下降，故將均熱帶之log(P _H2O/P _H2)設為-1.7以上。以-1.3以上為佳，較佳者為-1以上。均熱帶之log(P _H2O/P _H2)超過-0.2的話，脫C層之厚度超過150mm，因疲勞特性下降，故將均熱帶之log(P _H2O/P _H2)設為-0.2以下。以-0.5以下為佳，較佳者為-0.7。

再者，只要可控制脫C層之厚度的話，亦可取代水分壓與氫分壓之比，例如，控制二氧化碳之分壓與一氧化碳之分壓的比。

前述退火環境氣體條件為均熱帶之條件，但亦可控制預熱帶於以log(P _H2O/P _H2)計為-1.7以上、-0.2以下。預熱帶中，調整水蒸氣分壓P _H2O與氫分壓P _H2之比，將影響脫C層之厚度、微細化層厚度、麻田散鐵之縱橫比、寬度方向Fe濃度之均一性及鍍敷前鋼板之表面性狀。

如前述冷軋延後亦殘留校平應變與寬度方向上冷軋延之應變。此外，藉由調整預熱帶中水蒸氣分壓P _H2O與氫分壓P _H2之比，因表層C濃度之下降受到抑制，可抑制再結晶過度地進行，故升溫時再結晶之肥粒鐵微細化。結果，之後之均熱帶中退火時於表層微細析出沃斯田鐵，冷卻後生成之麻田散鐵的縱橫比變小，肥粒鐵亦為微細。如此施行校平，更控制預熱帶中以log(P _H2O/P _H2)計為-1.7以上、-0.2以下，藉此改善脫C層中麻田散鐵之縱橫比。

又，藉由控制預熱帶中以log(P _H2O/P _H2)計為-1.7以上、-0.2以下，可抑制鋼板表面過剩之脫碳，於後續之鍍敷步驟及合金化步驟中抑制鋼板表面晶界過剩之Fe-Zn合金反應。藉此，於合金化熔融鍍鋅層中促進形成均一之Fe-Al合金層，寬度方向之Fe濃度均一化，可得優異之鍍敷密著性、外觀均一化。

預熱帶中log(P _H2O/P _H2)超過-0.2的話，鋼板表面之脫碳變得過剩，脫C層之厚度超過150mm，疲勞特性下降。因此，將預熱帶之log(P _H2O/P _H2)設為-0.2以下。以-0.5以下為佳，較佳者為-0.7。另一方面，預熱帶中log(P _H2O/P _H2)小於-1.7時，因於鋼板表面形成碳濃度高之部分，表面未形成微細化層，故寬度方向之Fe濃度容易變得不均一，甚至鍍敷密著性下降。因此，將預熱帶之log(P _H2O/P _H2)設為-1.7以上。以-1.3以上為佳，較佳者為-1以上。

(c-2)加熱、保持 500℃以上、最高到達溫度-50℃溫度域之平均加熱速度：1℃/秒以上最高到達溫度：720℃以上、900℃以下最高到達溫度下之保持：30秒以上、30分以下退火步驟中500℃以上、最高到達溫度-50℃之溫度域的平均加熱速度對形成所需形態之肥粒鐵係為重要。

加熱鋼板時，因於500℃以上開始生成肥粒鐵，故將規定平均加熱速度之溫度域的下限設為500℃。最終將鋼板加熱至720℃以上、900℃以下之最高到達溫度，並保持30秒以上、30分以下，將以1℃/秒以上之平均加熱速度加熱的溫度域設為最高到達溫度-50℃。

由控制肥粒鐵形態來看，前述溫度域之平均加熱速度以快為佳。平均加熱速度小於1℃/秒時，將優先自核生成位置開始核生成，肥粒鐵塊變大，板厚方向之厚度為20mm以上的肥粒鐵塊數量比例超過50%，擴孔性下降，故將前述溫度域之平均加熱速度設為1℃/秒以上。以5℃/秒以上為佳。

鋼板包含形成碳化物之Ti、Nb、V等時，於加熱鋼板時，將於550~760℃之溫度域停留30秒，之後，加熱至最高到達溫度-50℃，以最高到達溫度720~900℃進行退火時，可於鋼板組織中微細地析出TiV、NbC、VC等碳化物。

將退火步驟之最高到達溫度設為720以上、900℃以下。最高到達溫度小於720℃時，未能充分地形成沃斯田鐵，並未能充分地確保麻田散鐵，又，熔解殘留雪明碳鐵，抗拉強度(TS)與擴孔性(l)下降，故將最高到達溫度設為720℃以上。為充分地形成沃斯田鐵，且充分地熔解雪明碳鐵，確保所需之抗拉強度(TS)與擴孔性(l)，最高到達溫度以770℃以上為佳。

最高到達溫度超過900℃的話，因沃斯田鐵粒粗大化，之後之肥粒鐵的形成延遲，延性下降，故將最高到達溫度設為900℃以下。為確保所需之延性，更加提高強度-延性均衡，最高到達溫度以850℃以下為佳。

將最高到達溫度之保持時間設為30秒以上、30分以下。保持時間小於30秒時，未能充分地形成沃斯田鐵，並未能充分地確保麻田散鐵，又，熔解殘留雪明碳鐵。麻田散鐵下降導致抗拉強度(TS)下降，且因存在熔解殘留之雪明碳鐵，即使強度下降，延性或擴孔性(l)仍未上升，故TS×l下降。將保持時間設為30秒以上。以60秒以上為佳。

保持時間超過30分的話，因沃斯田鐵粒粗大化，肥粒鐵塊厚度較規定範圍大，故擴孔性下降，強度×l之值變低。因此，將保持時間設為30分以下。以20分以下為佳。

再者，保持時間為最高到達溫度~最高到達溫度-50℃之溫度域中的保持時間。

(c-3)冷卻、彎曲加工冷卻溫度域：最高到達溫度-50℃~滿足下述式(B)之冷卻停止溫度T(℃) 平均冷卻速度：滿足下述式(A)之X(℃/秒)以上冷卻中之半徑800mm以下的彎曲加工：1次以上

緊接著前述保持，將鋼板自最高到達溫度-50℃之溫度，以滿足下述式(A)之X(℃/秒)以上的平均冷卻速度，冷卻至滿足下述式(B)之冷卻停止溫度T(℃)，並對鋼板施行1次以上彎曲半徑800mm以下的彎曲加工。

下述式(A)為使可抑制波來鐵生成之平均冷卻速度(℃/秒)與成分組成相關地規定的經驗式。下述式(B)為使抑制變韌鐵生成、可確保充分量之麻田散鐵的溫度域下限與成分組成相關地規定的經驗式。

冷卻停止溫度T(℃)未滿足下述式(B)式的話，將生成大量變韌鐵，未能得到充分量之麻田散鐵，未能確保所需之強度，故將冷卻停止溫度T(℃)設為滿足下述式(B)之溫度。

至冷卻停止溫度T(℃)之平均冷卻速度慢時，冷卻中將生成阻礙延伸性與擴孔性之波來鐵，故為抑制波來鐵分率為5%以下，將至冷卻停止溫度T(℃)之平均冷卻速度X(℃/秒)設為滿足下述式(A)的平均冷卻速度。

於冷卻鋼板中對鋼板施行1次以上彎曲半徑800mm以下之彎曲加工。藉由該彎曲加工可使鋼板表層之粒徑微細，可使脫C層中之肥粒鐵粒徑為30mm以下。該理由尚未明確，但可視為促進結晶方位相異之結晶粒的核生成，退火後所得之鋼板表層的結晶粒徑變小。

彎曲半徑超過800mm的話，對鋼板表層之導入應變量少，未產生結晶粒之核生成，未能得到結晶粒微細化效果，故將彎曲半徑設為800mm以下。彎曲量(加工量)越多，越能促進核生成，更可得結晶粒微細化效果，故將彎曲半徑設為730mm以下為佳。較佳者為650mm以下。

依據鋼板板厚、或設備負載規格適當地設定彎曲半徑即可，故並未特別設定彎曲半徑之下限。

(d)步驟熔融鍍鋅鍍敷浴溫度：440~480℃ 鋼板溫度：430~490℃ 將結束退火步驟後之鋼板浸漬於鍍敷浴，於鋼板表面施行包含鋅合金之熔融鍍敷的熔融鍍鋅。

鍍敷浴為以熔融鋅作為主體之鍍敷浴，亦可包含Al、Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sc、I、Cs、REM之1種或2種以上。Al量可視合金化之容易度適當地調整即可。

鍍敷浴溫度以440~480℃為佳。鍍敷浴溫度小於440℃時，鍍敷浴之黏度將過度上升，不易適當地控制鍍敷層之厚度，導致鋼板外觀、或鍍敷密著性下降，故鍍敷浴溫度以440℃以上為佳。較佳者為450℃以上。

另一方面，鍍敷浴溫度超過480℃的話，將產生大量煙霧，作業環境惡化，阻礙作業安全，故鍍敷浴溫度以480℃以下為佳。較佳者為470℃以下。

浸入鍍敷浴之鋼板溫度小於430℃時，不易穩定地維持鍍敷浴溫度為450℃以上，故進入鍍敷浴之鋼板溫度以430℃以上為佳。較佳者為450℃以上。

另一方面，浸入鍍敷浴之鋼板溫度超過490℃的話，不易穩定地維持鍍敷浴溫度為470℃以下，故浸入鍍敷浴之鋼板溫度以490℃以下為佳。較佳者為470℃以下。

對鍍敷後冷卻至室溫之熔融鍍鋅鋼板亦可施行軋縮率3%以下之冷軋延。該冷軋延可矯正熔融鍍鋅鋼板之形狀，又，可調整該鋼板之耐力或延性。再者，軋縮率超過3%的話，因延性下降，故軋縮率以3%以下為佳。

熔融鍍鋅之合金化加熱溫度：470~620℃ 加熱時間：2~200秒於將鋼板浸漬於鍍敷浴後形成之熔融鍍鋅層施行合金化處理，於鋼板表面形成合金化熔融鍍鋅層。

合金化處理溫度小於470℃時，因未充分地進行合金化，故合金化處理溫度以470℃以上為佳。較佳者為490℃以上。另一方面，合金化處理溫度超過620℃的話，將生成粗大之雪明碳鐵並生成波來鐵，強度下降，故合金化處理溫度以620℃以下為佳。較佳者為600℃以下。

合金化處理時間小於2秒時，因未充分地進行熔融鍍鋅層之合金化，故合金化處理時間以2秒以上為佳。較佳者為5秒以上。另一方面，合金化處理時間超過200秒的話，將生成波來鐵且鍍敷層過合金化，故合金化處理時間以200秒以下為佳。較佳者為150秒以下。

再者，合金化處理可於將鋼板自鍍敷浴拉出後立刻進行，亦可暫時將鍍敷鋼板冷卻至室溫後進行再加熱。

合金化處理後，亦可對冷卻至室溫之合金化熔融鍍鋅鋼板施行軋縮率3%以下之冷軋延。藉由該冷軋延可矯正合金化熔融鍍鋅鋼板之形狀，又，可調整該鋼板之耐力或延性。再者，軋縮率超過3%的話，因延性下降，故軋縮率以3%以下為佳。 [實施例]

接著，說明本發明之實施例，但實施例之條件係用以確認本發明之可實施性及效果所使用的一條件例，本發明並未受該一條件例所限定。本發明只要不脫離本發明之要旨，而可達成本發明之目的的話，可使用各種條件。

(實施例1) 將表1所示成分組成之熔鋼依據通常方法連續鑄造後作成鑄造扁鋼胚。表1中，符號A~T之成分組成滿足本發明之成分組成。

符號a之成分組成中C與Mo未滿足本發明之成分組成，符號b之成分組成中Mn與P未滿足本發明之成分組成，符號c之成分組成中Al與Nb未滿足本發明之成分組成，符號d之成分組成中C與Mn未滿足本發明之成分組成。

符號e之成分組成中Si與S未滿足本發明之成分組成，符號f之成分組成中N與Ti未滿足本發明之成分組成，符號g之成分組成中Si、N、及Ti未滿足本發明之成分組成，符號h之成分組成中Cr未滿足本發明之成分組成，符號i之成分組成中B未滿足本發明之成分組成。

[表1]

將表1所示成分組成之鑄造扁鋼胚加熱，進行熱軋延，酸洗、校平後進行冷軋延，製造板厚1.6mm之鋼板，再將該鋼板以表2~6所示之條件退火、冷卻，冷卻後施行鍍敷。

[表2]

[表3]

[表4]

表2~表4與之後的表5~表7所示之處理編號(字母+數字)中，字母表示表1所示成分組成之鋼，數字表示實施例之編號。例如，處理編號「A1」表示使用表1中顯示成分組成之鋼A所實施的第1個實施例。

表2~表4中顯示鑄造扁鋼胚加熱溫度、Ar3、熱軋延之完成溫度、捲取溫度、酸洗前之熱軋鋼板的處理、冷軋延之軋延率、退火之爐內環境氣體、退火步驟之加熱速度、到達溫度(最高溫度)、保持時間、冷卻步驟之平均冷卻速度、冷卻停止溫度。又，亦一併顯示式(A)、式(B)右邊之值。發明例及一部分之比較例中以校平於表面附加最大0.2%以上的應變。

此外，顯示退火中彎曲加工之彎曲半徑及彎曲次數、鍍鋅浴溫度、鍍敷浴中之進入板溫。又，經合金化處理者顯示其合金化處理溫度與合金化處理時間。

對鋼板施行表2~表4所示條件之處理後，測定並評價微觀組織之態樣與機械特性。

藉由前述方法求出微觀組織之各組織分率、肥粒鐵塊之厚度、脫C層之厚度。以掃描電子顯微鏡如以下地觀察後算出脫C層中之肥粒鐵粒徑與脫C層中麻田散鐵之縱橫比為5以上的數量密度。

於較脫C層中脫C層一半厚度外側的區域中，觀察面積40000mm ²以上之區域，劃出與軋延方向平行之線段，將線段長度之合計除以線段與晶界交點之數量後的平均值作為肥粒鐵粒徑。

求得麻田散鐵之個數與各個麻田散鐵之短軸與長軸長度，將長軸長度除以短軸長度之值作為縱橫比，將縱橫比為5以上之麻田散鐵的數量除以全體麻田散鐵之數量後算出數量密度。又，作為寬度方向組織之差，亦一併算出將脫C層之麻田散鐵縱橫比為5以上之麻田散鐵的數量除以全體麻田散鐵之數量後的數量密度之差。

如以下評價鍍敷外觀之評價，鍍敷層在寬度方向上之Fe濃度差，與目視判斷未鍍敷產生狀況之評判。「×」為觀察到直徑0.5mm以上之未鍍敷，脫離外觀上之容許範圍的情形。「○」為雖未觀察到直徑0.5mm以上之未鍍敷，但在寬度方向上之Fe濃度差為1.0%以上產生了不均的情形。又，「◎」為該等以外的情形。

以60°V彎曲試驗後之剝離狀況評價施加壓縮應力加工時之鍍敷密著性。「×」為剝離寬度7.0mm以上，實用上不能容許之情形，「○」為其以外之情形。

依據JIS Z 2241進行試驗，評價機械特性(降伏應力、抗拉強度、延伸性、降伏點延伸性)。針對擴孔性，依據JIS Z 2256進行試驗。以平面彎曲疲勞試驗測定疲勞特性。試驗片使用JIS1號試驗片，應力比設為-1。將重複頻率設為25Hz，最大重複數設為2×10 ⁶次。將疲勞限度之強度除以抗拉最大強度之值作為疲勞比。又，亦算出寬度方向之疲勞比的差作為鋼板寬度方向之特性是否均一化的指標。

於表5~表7顯示測定結果及評價結果。

[表5]

[表6]

[表7]

實施例中為了確認鋼種之良莠，將TS×EL≧16000MP%、TS×EL×l≧480000MP%%、疲勞比≧0.40、疲勞比之差≦0.10的情形作為發明鋼顯示。

處理編號A1與F7之鋼板中，軋延率低、“肥粒鐵塊之厚度20mm以下率”低、TS×EL×l變低。處理編號A6之鋼板中，捲取溫度高、脫C層中之肥粒鐵粒徑大、疲勞比變低。處理編號A9之鋼板中，彎曲加工之彎曲半徑大、脫C層中之肥粒鐵粒徑大、疲勞比變低。

處理編號A11與B6之鋼板中，因未進行彎曲加工，故脫C層中之肥粒鐵粒徑大，疲勞比變低。處理編號A12中預熱帶之爐內環境氣體的log(P _H2O/P _H2)高，脫C層之厚度變厚，疲勞比變低。處理編號A13中預熱帶之爐內環境氣體的log(P _H2O/P _H2)低，於表面產生不均，且鍍敷密著性下降。又，脫C層中因縱橫比為5以上之麻田散鐵的比例超過50%，故疲勞比下降。

處理編號B1之鋼板中，因冷卻速度慢，故波來鐵分率高，TS×EL與TS×EL×l變低。處理編號C1之鋼板中，因加熱時之保持時間短，故組織分率未於本發明範圍內，TS×EL與TS×EL×l變低。

處理編號C3之鋼板中，因加熱時之保持時間長，故TS×EL×l變低。處理編號C5之鋼板中，因均熱帶之爐內環境氣體的log(P _H2O/P _H2)低，脫C層之厚度小於10mm，故鍍敷外觀與鍍敷密著性下降。處理編號C6之鋼板中，均熱帶之爐內環境氣體的log(P _H2O/P _H2)高，脫C層之厚度變厚，TS×EL×l及疲勞比變低。

處理編號D1之鋼板中，最高到達溫度低，組織分率未於本發明範圍內，TS×EL與TS×EL×l變低。處理編號D4之鋼板中，合金化處理溫度高，鍍敷外觀下降，又，有大量之波來鐵，故TS×EL與TS×EL×l變低。處理編號D5之鋼板中，合金化處理時間短，鍍敷外觀下降。

處理編號D8之鋼板中，合金化處理時間長，鍍敷外觀下降。又，因有大量之波來鐵，故TS×EL與TS×EL×l變低。處理編號G1與E1之鋼板中，加熱速度慢，“肥粒鐵塊之厚度20mm以下率”低，TS×EL×l變低。

處理編號E5之鋼板中，冷卻停止溫度低，變韌鐵變態過度進行，麻田散鐵分率變低，TS×EL與TS×EL×l變低。處理編號F1之鋼板中，最高到達溫度高，肥粒鐵分率變少，TS×EL與TS×EL×l變低。處理編號F5之鋼板中，捲取溫度高，脫C層中之肥粒鐵粒徑變大，疲勞比變低。

處理編號F6之鋼板中，彎曲加工之彎曲半徑大，脫C層中之肥粒鐵粒徑變大，疲勞比變低。處理編號G5及H2之鋼板中，鍍鋅浴溫度低，鍍敷外觀雖下降，但延伸性、擴孔性、及疲勞特性優異，且鋼板寬度方向之特性亦均一化。處理編號L2之鋼板中，加熱溫度低，麻田散鐵分率超出本發明範圍，TS×EL與TS×EL×l變低。

處理編號B4、C9、G3、G9之鋼板中，於酸洗前及/或後均未施行校平。因此，板厚方向之厚度20mm以下的肥粒鐵塊數量均小於肥粒鐵塊總數之50%，且脫C層中縱橫比為5以上之麻田散鐵的比例超過50%。結果，在寬度方向上之縱橫比為5以上之麻田散鐵比例差均超過10%，脫C層中寬度方向之組織的差變大，故疲勞比之差亦變大。又，TS×EL×l低，疲勞比小。

處理編號a1、b1、c1、d1、e1、f1、g1、h1、及i1之鋼板中，因成分組成超出本發明範圍，故TS×EL、TS×EL×l等變低。其他條件方面，為本發明之範圍內之組織，表面品質(外觀、鍍敷密著性)、TS×EL、TS×EL×l、疲勞比、疲勞比之差均為良好。產業上之可利用性

如前述，依據本發明可提供一種高強度之合金化熔融鍍鋅鋼板，其延伸性、擴孔性、及疲勞特性優異，且均一化有鋼板寬度方向之特性。因此，本發明於鋼板製造產業、汽車製造產業、及其他機械製造產業中之可利用性高。

Claims

一種合金化熔融鍍鋅鋼板，其於鋼板表面具有合金化熔融鍍鋅層，且其特徵在於：該鋼板之成分組成由以下所構成：以質量%計， C：0.06%以上、0.22%以下、 Si：0.50%以上、2.00%以下、 Mn：1.50%以上、2.80%以下、 Al：0.01%以上、1.00%以下、 P：0.001%以上、0.100%以下、 S：0.0005%以上、0.0100%以下、 N：0.0005%以上、0.0100%以下、 Ti：0%以上、0.10%以下、 Mo：0%以上、0.30%以下、 Nb：0%以上、0.050%以下、 Cr：0%以上、1.00%以下、 B：0%以上、0.0050%以下、 V：0%以上、0.300%以下、 Ni：0%以上、2.00%以下、 Cu：0%以上、2.00%以下、 W：0%以上、2.00%以下、 Ca：0%以上、0.0100%以下、 Ce：0%以上、0.0100%以下、 Mg：0%以上、0.0100%以下、 Zr：0%以上、0.0100%以下、 La：0%以上、0.0100%以下、 REM：0%以上、0.0100%以下、 Sn：0%以上、1.000%以下、 Sb：0%以上、0.200%以下、剩餘部分：Fe及雜質；其中，以自鋼板表面朝板厚方向之1/4板厚為中心的1/8板厚~3/8板厚範圍之微觀組織是由以下所構成：以面積率計，肥粒鐵：15%以上、85%以下，殘留沃斯田鐵：小於5%，麻田散鐵：15%以上、75%以下，波來鐵：5%以下，及剩餘部分(包含0%)：變韌鐵；前述板厚方向之厚度20mm以下之肥粒鐵塊數量為肥粒鐵塊總數的50%以上；於鋼板表層部形成有厚度10mm以上150mm以下之脫C層；前述脫C層中肥粒鐵粒徑為30mm以下，麻田散鐵中縱橫比為5以上之麻田散鐵的比例為50%以下。
如請求項1之合金化熔融鍍鋅鋼板，其中於前述合金化熔融鍍鋅層與前述脫C層之間更具有平均厚度0.1mm~5.0mm的微細化層。
如請求項1或2之合金化熔融鍍鋅鋼板，其中前述合金化熔融鍍鋅層中，在寬度方向上Fe濃度差以質量%計小於1.0%，且在寬度方向上前述縱橫比為5以上之麻田散鐵比例差為10%以下。
如請求項1或2之合金化熔融鍍鋅鋼板，其中前述成分組成包含以下之1種或2種以上：以質量%計， Ti：0.01%以上、0.10%以下、 Mo：0.01%以上、0.30%以下、 Nb：0.005%以上、0.050%以下、 Cr：0.01%以上、1.00%以下、 B：0.0002%以上、0.0050%以下、 V：0.001%以上、0.300%以下、 Ni：0.01%以上、2.00%以下、 Cu：0.01%以上、2.00%以下、 W：0.01%以上、2.00%以下、 Ca：0.0001%以上、0.0100%以下、 Ce：0.0001%以上、0.0100%以下、 Mg：0.0001%以上、0.0100%以下、 Zr：0.0001%以上、0.0100%以下、 La：0.0001%以上、0.0100%以下、 REM：0.0001%以上、0.0100%以下、 Sn：0.001%以上、1.000%以下、 Sb：0.001%以上、0.200%以下。
如請求項3之合金化熔融鍍鋅鋼板，其中前述成分組成包含以下之1種或2種以上：以質量%計， Ti：0.01%以上、0.10%以下、 Mo：0.01%以上、0.30%以下、 Nb：0.005%以上、0.050%以下、 Cr：0.01%以上、1.00%以下、 B：0.0002%以上、0.0050%以下、 V：0.001%以上、0.300%以下、 Ni：0.01%以上、2.00%以下、 Cu：0.01%以上、2.00%以下、 W：0.01%以上、2.00%以下、 Ca：0.0001%以上、0.0100%以下、 Ce：0.0001%以上、0.0100%以下、 Mg：0.0001%以上、0.0100%以下、 Zr：0.0001%以上、0.0100%以下、 La：0.0001%以上、0.0100%以下、 REM：0.0001%以上、0.0100%以下、 Sn：0.001%以上、1.000%以下、 Sb：0.001%以上、0.200%以下。