TWI662139B - Hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet - Google Patents

Hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet Download PDF

Info

Publication number
TWI662139B
TWI662139B TW107111476A TW107111476A TWI662139B TW I662139 B TWI662139 B TW I662139B TW 107111476 A TW107111476 A TW 107111476A TW 107111476 A TW107111476 A TW 107111476A TW I662139 B TWI662139 B TW I662139B
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
steel sheet
hot
iron
γgb
temperature
Prior art date
Application number
TW107111476A
Other languages
English (en)
Other versions
TW201942394A (zh
Inventor
芳賀純
佐野幸一
林宏太郎
林邦夫
龜田正春
上西朗弘
川田裕之
Original Assignee
日商新日鐵住金股份有限公司
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日商新日鐵住金股份有限公司 filed Critical 日商新日鐵住金股份有限公司
Priority to TW107111476A priority Critical patent/TWI662139B/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI662139B publication Critical patent/TWI662139B/zh
Publication of TW201942394A publication Critical patent/TW201942394A/zh

Links

Landscapes

  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

一種提升了均一延展性及局部延展性、降伏強度及抗拉強度、以及低溫衝撃特性的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於：具有預定的成分組成，且金屬組織以體積%計含有：殘留沃斯田鐵：大於5.0%、及回火麻田散鐵：大於5.0%，殘留沃斯田鐵含有C：0.85質量%以上；在舊沃斯田鐵晶界中的C偏析量(原子數/nm 2)：[C] γgb與P偏析量(原子數/nm 2)：[P] γgb之比：[C] γgb/[P] γgb為4.0以上。

Description

熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板
發明領域 本發明是有關於一種適合壓製成形的高強度熔融鍍鋅鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，特別是有關於一種延展性及低溫衝撃特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。
發明背景 產業技術領域高度分工化的今日，在各個技術領域中，正追求特殊且高性能的材料。關於汽車用鋼板而言，因為車體輕量化導致燃料費提升，正追求降伏強度及抗拉強度兩者的高強度化。
一旦將高強度鋼板適用於汽車車體，即可將鋼板的板厚變薄並使車體輕量化，同時賦予車體所欲的強度。惟，在形成汽車車體的壓製成形中，鋼板越薄就越容易產生裂紋、皺紋，故對汽車用薄鋼板而言，亦追求優異的均一延展性及局部延展性。
另外，為了提高汽車的衝撞安全性能，鋼板必須具有優異的衝撃吸收性。從衝撃吸收性的觀點來看，汽車用鋼板除了必須更高強度之外，為了抑制衝撃荷重負荷時的裂紋，局部延展性必須優異。
如此一般，汽車用鋼板乃追求：輕量化車體及提升衝撞安全性所需高的強度、提升成形性所需的高均一延展性、以及提升成形性及提升衝撞安全性所需的局部延展性。進一步，為了在低溫環境下也仍確保衝撞安全性，汽車用鋼板亦追求優異的低溫衝撃特性。
惟，在鋼板中，均一延展性及局部延展性的提升與高強度化、低溫衝撃特性的提升與高強度化，都是相反的情況，要同時達成此等是有困難的。又，汽車用鋼板雖追求耐蝕性，但要維持所欲耐蝕性，將會更難以確保延展性及低溫衝撃特性同時高強度化。
作為提升高張力冷軋鋼板的延展性之方法，有人提出一種讓金屬組織中含有殘留沃斯田鐵的方法。含殘留沃斯田鐵之鋼板會因為加工中沃斯田鐵變態成麻田散鐵所顯現的變態誘發塑性(Transformation Induced Plasticity：TRIP)，而展現大的拉伸。
專利文獻1及2揭露一種高強度冷軋鋼板的製造方法，係將含有Si及Mn之鋼板加熱至肥粒鐵-沃斯田鐵的二相區域或沃斯田鐵單相區域，並退火後進行冷卻，接著，對鋼板施行保持在350~500℃之沃斯田鐵等溫淬火處理來使沃斯田鐵安定化。根據此等製造方法，在冷軋鋼板中可均衡提升強度與延展性。
專利文獻3揭露一種高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係相對C量含有一定比率以上的Si及Mn，藉此抑制合金化處理中沃斯田鐵的變態，而形成一種殘留沃斯田鐵混合存在於肥粒鐵中的金屬組織。
專利文獻4則揭露一種延展性、拉伸凸緣性及耐疲勞特性優異的高張力熔融鍍鋅鋼板，係使殘留沃斯田鐵及低溫變態生成相分散於平均結晶粒徑10μm以下的肥粒鐵及回火麻田散鐵中。而且揭露：回火麻田散鐵是一種有效提升拉伸凸緣性及耐疲勞特性的相，一旦將回火麻田散鐵細粒化，上述特性會更為提升。
先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本特開昭61-157625號公報 專利文獻2：日本特開昭61-217529號公報 專利文獻3：日本特開平11-279691號公報 專利文獻4：日本特開2001-192768號公報
發明概要 發明所欲解決之課題 在熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板的製造中，以一般連續熔融鍍鋅設備而言，並無法透過限制保持溫度及保持時間來充分進行沃斯田鐵等溫淬火處理，因而難以適用如專利文獻1及2所揭露的那種冷軋鋼板的製造方法。況且，在鍍敷步驟及合金化步驟中，沃斯田鐵容易分解，因而難以確保所欲量的殘留沃斯田鐵。
就專利文獻3而言，則是沒有對下述作任何考量：在殘留沃斯田鐵混合存在於金屬組織的鋼板中會構成之問題即局部延展性及低溫衝撃特性之劣化。
關於專利文獻4而言，為了獲得含回火麻田散鐵與殘留沃斯田鐵之金屬組織，就會需要：生成麻田散鐵所需的一次加熱處理、將麻田散鐵進行回火進而獲得殘留沃斯田鐵所需的二次加熱處理，所以專利文獻4之鋼板的製造方法的生產性極低。又，專利文獻4之鋼板的製造方法中，因為在Ac 1點以上之高溫進行二次加熱處理，故回火麻田散鐵會過度軟質化，而難以獲得高強度。
如上所述，強度(降伏強度及抗拉強度)之提升、與延展性(均一延展性及局部延展性)及低溫衝撃特性之提升，是相反的情況，因此，製造出此等全部都夠高的鋼板，以習知技術而言是有困難的。
本發明有鑑於習知技術，其課題在於：在熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板中，提供一種均一延展性及局部延展性、低溫衝撃特性、與降伏強度及抗拉強度全部都已提升的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板。
用以解決課題之手段 本案發明人等就上述課題之解決方法進行了專心探討。結果獲得了隨後(A)~(D)之見解。
(A)一旦以連續熔融鍍鋅設備來製造含有Si及Mn之低碳熔融鍍鋅鋼板、或含有Si及Mn之低碳合金化熔融鍍鋅鋼板，則均一延展性及局部延展性會下降，而且有時降伏強度也會下降。一般認為這是因為，以連續熔融鍍鋅設備而言，沃斯田鐵等溫淬火處理就會不充分，而會形成一種含有低C濃度之殘留沃斯田鐵與硬質之麻田散鐵的金屬組織。
(B)不過，一旦對具有該金屬組織的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板施行再加熱處理，該金屬組織即含有低C濃度的殘留沃斯田鐵與硬質之麻田散鐵的金屬組織，則均一延展性及局部延展性便會提升，進一步降伏強度也會提高。
此乃推定是起因於：再加熱處理中C會朝沃斯田鐵變濃而沃斯田鐵的安定性增高，以及硬質的麻田散鐵受到回火而變化成軟質的回火麻田散鐵。
(C)另外，在施行上述再加熱處理之前，一旦對熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板施行調質輥軋，則均一延展性及局部延展性會更為提升，而降伏強度也會更為提高。
此乃推定是起因於：透過調質輥軋，差排被導入沃斯田鐵，接著藉由再加熱處理，促進C朝沃斯田鐵變濃而更加提升沃斯田鐵的安定性；透過調質輥軋，部分沃斯田鐵會進行麻田散鐵變態，而再加熱處理後的金屬組織中，回火麻田散鐵會增加；以及，再加熱處理後之冷卻中所發生的麻田散鐵變態會被抑制，而再加熱處理後的金屬組織中，硬質的麻田散鐵會減少。
(D)在上述再加熱處理之加熱段階中，一旦是以緩慢的升溫速度加熱低溫區域且以快速的升溫速度加熱高溫區域，則熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板的低溫衝撃特性將會提升。
此乃推定是起因於：一旦舊沃斯田鐵晶界被強化，則以舊沃斯田鐵晶界為起點的脆性破壞會被抑制，而低溫衝撃特性會提升；透過緩慢加熱低溫區域，C、B會於舊沃斯田鐵晶界偏析而晶界會被強化；以及，藉由急速加熱高溫區域，P朝舊沃斯田鐵晶界的偏析會被抑制而晶界會被強化。
於是，本案發明人等基於(A)~(D)之見解，而得出以下見解：對熔融鍍鋅鋼板或對合金化熔融鍍鋅鋼板施行調質輥軋，接著，若施行藉由2段加熱的再加熱處理，即可製造出一種熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板，其具有：含有C濃度高的殘留沃斯田鐵及回火麻田散鐵的金屬組織，且其均一延展性、局部延展性及低溫衝撃特性優異，還有降伏強度及抗拉強度高。
本發明便是基於上述見解所完成者，其要旨乃如下所述。又，在本發明中，「鋼板」包含「鋼帶」。
(1)一種熔融鍍鋅鋼板，係在鋼板之表面具有熔融鍍鋅層的熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於：上述鋼板之成分組成以質量%計含有：C：0.03~0.70%、Si：0.25~2.50%、Mn：1.00~5.00%、P：0.0005~0.100%、S：0.010%以下、sol.Al：0.001~2.500%、N：0.020%以下、B：0~0.0200%、Ti：0~0.30%、Nb：0~0.30%、V：0~0.30%、Cr：0~2.00%、Mo：0~2.00%、Cu：0~2.00%、Ni：0~2.00%、Ca：0~0.010%、Mg：0~0.010%、REM：0~0.10%、及Bi：0~0.050%，剩餘部分為Fe及不可避免的不純物；上述鋼板之金屬組織以體積%計含有：殘留沃斯田鐵：大於5.0%、及回火麻田散鐵：大於5.0%，上述殘留沃斯田鐵含有C：0.85質量%以上；上述鋼板之金屬組織中，在舊沃斯田鐵晶界中的C偏析量(原子數/nm 2)：[C] γgb與P偏析量(原子數/nm 2)：[P] γgb之比：[C] γgb/[P] γgb為4.0以上。
(2)如前述(1)之熔融鍍鋅鋼板，其中，前述鋼板之成分組成以質量%計含有下述的1種以上：B：0.0002~0.0200%、Ti：0.001~0.30%、Nb：0.001~0.30%、V：0.001~0.30%、Cr：0.001~2.00%、Mo：0.001~2.00%、Cu：0.001~2.00%、Ni：0.001~2.00%、Ca：0.0001~0.010%、Mg：0.0001~0.010%、REM：0.0001~0.10%、及Bi：0.0001~0.050%。
(3)如前述(1)或(2)之熔融鍍鋅鋼板，其中，在前述鋼板之成分組成中，B含量為0.0002%以上；前述鋼板之金屬組織中，在舊沃斯田鐵晶界中的B偏析量(原子數/nm 2)：[B] γgb與P偏析量(原子數/nm 2)：[P] γgb之比：[B] γgb/[P] γgb為4.0以上。
(4)一種合金化熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於：在如前述(1)~(3)之任一熔融鍍鋅鋼板中，熔融鍍鋅層為合金化熔融鍍鋅層。
(5)一種熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係製造如前述(1)~(3)之任一熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於具備下述步驟：退火步驟，係將前述(1)或(2)之成分組成的素材鋼板加熱至大於Ac 1點的溫度區域並進行退火；第1冷卻步驟，係退火步驟後，650~500℃之溫度區域中的平均冷卻速度設為2℃/秒以上且小於100℃/秒，而將素材鋼板冷卻至500℃以下為止；鍍敷步驟，係第1冷卻步驟後，對素材鋼板施行熔融鍍鋅；第2冷卻步驟，係鍍敷步驟後，鍍敷溫度~300℃之溫度區域中的平均冷卻速度設為2℃/秒以上，而將素材鋼板冷卻至小於300℃為止；調質輥軋步驟，係第2冷卻步驟後，對素材鋼板施行拉伸率0.10%以上的調質輥軋；以及，2段加熱處理步驟，係調質輥軋步驟後，對素材鋼板施行下述熱處理：至300℃為止之溫度區域中的平均加熱速度設為小於10℃/秒，加熱至300℃為止，接著，大於300℃的溫度區域中之平均加熱速度設為大於10℃/秒，加熱至大於300℃且在600℃以下的溫度區域，並在該加熱溫度保持1秒以上。
(6)一種合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係製造前述(4)之合金化熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於具備下述步驟：退火步驟，係將前述(1)或(2)之成分組成的素材鋼板加熱至大於Ac 1點的溫度區域並進行退火；第1冷卻步驟，係退火步驟後，650~500℃之溫度區域中的平均冷卻速度設為2℃/秒以上且小於100℃/秒，而將素材鋼板冷卻至500℃以下為止；鍍敷步驟，係第1冷卻步驟後，對素材鋼板施行熔融鍍鋅；合金化步驟，係鍍敷步驟後，對素材鋼板施行合金化處理；第2冷卻步驟，係合金化步驟後，合金化處理溫度~300℃之溫度區域中的平均冷卻速度設為2℃/秒以上，而將素材鋼板冷卻至小於300℃為止；調質輥軋步驟，係第2冷卻步驟後，對素材鋼板施行拉伸率0.10%以上的調質輥軋；以及，2段加熱處理步驟，係調質輥軋步驟後，對素材鋼板施行下述熱處理：至300℃為止之溫度區域中的平均加熱速度設為小於10℃/秒，加熱至300℃為止，接著，大於300℃的溫度區域中之平均加熱速度設為大於10℃/秒，加熱至大於300℃且在600℃以下的溫度區域，並在該加熱溫度保持1秒以上。
發明效果 依照本發明，即可提供一種熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板，其均一延展性及局部延展性皆為良好，壓製成形性優異，又，降伏強度及抗拉強度高，並且局部延展性良好，衝撃吸收性優異，進一步低溫衝撃特性也優異。
本發明的實施形態 以下，依序就本發明的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板(以下統稱「本發明的鋼板」)其成分組成、金屬組織及機械特性進行說明。
一開始先就本發明的鋼板之成分組成作說明。以下，成分組成的「%」乃意指「質量%」。
(C：0.03~0.70%) C是為了獲得殘留沃斯田鐵所必須的元素。此外，在本發明的鋼板中，是藉由偏析於舊沃斯田鐵晶界來強化晶界的元素。一旦C小於0.03%，會變得難以獲得含殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵的金屬組織，故C設為0.03%以上。宜為0.10%以上，較宜為0.13%以上，更宜為0.16%以上。
另一方面，一旦C大於0.70%，鋼板的熔接性便會明顯下降，故C設為0.70%以下。宜為0.30%以下，較宜為0.26%以下，更宜為0.24%以下。
(Si：0.25~2.50%) Si是一種抑制雪明碳鐵析出且會發揮促進殘留沃斯田鐵生成之作用的元素，又是一種會抑制回火麻田散鐵過度軟質化而有助於確保強度的元素。
一旦Si小於0.25%，便無法充分獲得添加效果，故Si設為0.25%以上，宜為大於0.60%，較宜大於1.00%，更宜為大於1.45%。
另一方面，一旦Si大於2.50%，則鋼板的鍍敷性會明顯下降同時鋼板的熔接性會下降，故Si設為2.50%以下。宜為2.30%以下，較宜為2.10%以下，更宜為1.90%以下。
(Mn：1.00~5.00%) Mn是一種有助於提升鋼的淬火性，且對於獲得含殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵之金屬組織屬有效的元素。一旦Mn小於1.00%，便無法充分獲得添加效果，故Mn設為1.00%以上。宜為大於1.50%，較宜為大於2.00%，更宜為大於2.50%。
另一方面，一旦Mn大於5.00%，則鋼板的熔接性會下降，故Mn設為5.00%以下。宜為4.00%以下，較宜為3.50%以下，更宜為3.00%以下。
(P：0.0005~0.100%) P因為會在舊沃斯田鐵晶界偏析而使鋼板脆化，故其乃越少越好之元素。惟，本發明是一種抑制P朝舊沃斯田鐵晶界偏析並讓C、B偏析之技術，且是以P在鋼中殘留一定程度為前提。因此，無需過度降低P。尤其，一旦將P降低至小於0.0005%，則製造成本會大幅提高，故P可設為0.0005%以上。亦可設為0.0010%以上。
另一方面，一旦P大於0.100%，則偏析會變得顯著，且鋼板會明顯脆化，故P設為0.100%以下。宜為小於0.020%，較宜為小於0.015%，更宜為小於0.010%。
(S：0.010%以下) S因為會在鋼中形成硫化物系夾雜物而有礙鋼板的局部延展性，故其乃越少越好之元素。一旦S大於0.010%，則鋼板的局部延展性會明顯下降，故S設為0.010%以下。宜為0.0050%以下，較宜為0.0012%以下。
下限雖含0%，但是一旦將S降低至小於0.0001%，則製造成本會大幅提高，故實際使用的鋼板上，0.0001%是實質的下限。
(sol.Al：0.001~2.500%) Al是一種與Si同樣會發揮將熔融鋼脫氧之作用的元素，又是一種會促進殘留沃斯田鐵的生成而對於形成含殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵之金屬組織屬有效的元素。
一旦sol.Al小於0.001%，便無法充分獲得脫氧效果，故sol.Al設為0.001%以上。宜為0.015%以上，較宜為0.025%以上，更宜為0.045%以上。在促進殘留沃斯田鐵的觀點下，宜為0.055%以上，較宜為0.065%以上，更宜為0.075%以上。
另一方面，一旦sol.Al大於2.500%，則造成表面瑕疵發生之原因的氧化鋁(Al 2O 3)便會大量生成，又，變態點會提高而退火變得困難，故sol.Al設為2.500%以下。宜為小於0.600%，較宜為小於0.200%，更宜為小於0.080%。
(N：0.020%以下) N因為會在鋼的連續鑄造中形成出造成鋼胚裂紋之原因的氮化物，故其乃越少越好之元素。一旦N大於0.020%，則鋼胚裂紋會頻繁產生，故N設為0.020%以下。宜為0.010%以下，較宜為0.008%小於，更宜為0.005%以下。
下限雖含0%，但是一旦將N降低至小於0.0005%，則製造成本會大幅提高，故實際使用的鋼板上，0.0005%是實質的下限。
(B：0~0.0200%) B是一種與C同樣會在舊沃斯田鐵晶界偏析而強化晶界的元素。本發明的鋼板的均一延展性及局部延展性皆為良好、壓製成形性優異，又，降伏強度及抗拉強度高，並且局部延展性良好、衝撃吸收性優異，進一步低溫衝撃特性也優異的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板，其即使不添加B也能獲得，但透過添加B會更為提高強化晶界的效果，故可視需求而添加。又，B是提升鋼的淬火性，並對於形成含殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵之金屬組織屬有效的元素。為了充分獲得添加的效果，宜將B設為0.0002%以上。較宜為0.0005%以上，更宜為0.0010%以上。
另一方面，一旦B大於0.0200%，則添加效果達飽和且經濟性會下降，故B設為0.0200%以下。宜為0.0100%以下，較宜為0.0050%以下，更宜為0.0020%以下。
除了上述元素之外，本發明的鋼板亦可為了提升特性而含有：Ti、Nb、V、Cr、Mo、Cu、Ni、Ca、Mg、REM、Bi的1種或2種以上。
(Ti：0~0.30%、Nb：0~0.30%、V：0~0.30%) Ti、Nb及V是一種會將金屬組織微細化而有助於提升鋼板的強度與延展性的元素。為了充分獲得Ti、Nb及V的添加效果，Ti、Nb及V宜皆為0.001%以上。較宜的是，Ti及Nb為0.005%以上，V為0.010%以上；更宜的是，Ti及Nb為0.010%以上，V為0.020%以上。
另一方面，一旦Ti、Nb及V大於0.30%，則添加效果達飽和，同時退火時的再結晶溫度會提高，而退火後的金屬組織會變得不均勻，局部延展性會下降，故Ti、Nb及V宜皆為0.30%以下。較宜的是，Ti小於0.080%，Nb小於0.050%，V為0.20%以下；更宜的是，Ti為0.035%以下，Nb為0.030%以下，V小於0.10%。
(Cr：0~2.00%、Mo：0~2.00%) Cr及Mo是一種會提升鋼的淬火性而有助於形成含殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵之金屬組織的元素。為了充分獲得Cr及Mo的添加效果，Cr及Mo宜皆為0.001%以上。較宜的是，Cr為0.100%以上，Mo為0.050%以上。
另一方面，一旦Cr及Mo大於2.00%，添加效果達飽和，經濟性會下降，故Cr及Mo宜皆為2.00%以下。較宜的是，Cr為1.00%以下，Mo為0.50%以下。
(Cu：0~2.00%、Ni：0~2.00%) Cu及Ni是一種有助於提升降伏強度及抗拉強度的元素。為了充分獲得Cu及Ni的添加效果，Cu及Ni宜皆為0.001%以上。較宜的是，任一元素皆為0.010%以上。
另一方面，一旦Cu及Ni大於2.00%，則添加效果達飽和，且經濟性會下降，故Cu及Ni宜皆為2.00%以下。較宜的是，任一元素皆為0.80%以下。
(Ca：0~0.010%、Mg：0~0.010%、REM：0~0.10%) Ca、Mg及REM是一種會控制夾雜物的形狀而有助於提升局部延展性的元素。為了充分獲得Ca、Mg及REM的添加效果，Ca、Mg及REM宜皆為0.0001%以上。較宜的是，任一元素皆為0.0005%以上。
另一方面，一旦Ca及Mg大於0.010%，則添加效果達飽和，經濟性會下降，故Ca及Mg宜為0.010%以下。較宜的是，任一元素皆為0.002%以下。
一旦REM大於0.10%，則添加效果達飽和，且經濟性會下降，故REM宜為0.10%以下。較宜為0.010%以下。
REM是Sc、Y及鑭系元素合計17種元素的統稱。鑭系元素在工業上是以稀土金屬合金(mischmetall)之形態來添加。又，REM的量，則是此等元素的合計量。
(Bi：0~0.050%) Bi是會使凝固組織微細化而有助於提升局部延展性的元素。為了充分獲得Bi的添加效果，Bi宜為0.0001%以上。較宜為0.0003%以上。
另一方面，一旦Bi大於0.050%，則添加效果達飽和，且經濟性會下降，故Bi宜為0.050%以下。較宜為0.010%以下，更宜為0.005%以下。
本發明鋼板之成分組成的剩餘部分，是Fe及不可避免的不純物。不可避免的不純物是從鋼原料(礦石、廢料等)及/或在製造步驟中不可避免而混入的元素，且是在無礙於本發明鋼板特性的範圍下所容許的元素。
接著，就本發明的鋼板之金屬組織進行說明。以下，組織分率的「%」乃意指「體積%」。
(殘留沃斯田鐵：大於5.0%、回火麻田散鐵：大於5.0%) 本發明的鋼板之金屬組織，是一種以體積%計含有：大於5.0%的殘留沃斯田鐵及大於5.0%的回火麻田散鐵之金屬組織。藉由形成此種金屬組織，可在維持降伏強度與抗拉強度的同時，提升均一延展性與局部延展性。
一旦殘留沃斯田鐵為5.0%以下，均一延展性便不會提升，故殘留沃斯田鐵設為大於5.0%。宜為大於6.0%，較宜為大於8.0%，更宜為大於10.0%。
殘留沃斯田鐵的體積%因與其他組織的體積%有關連而未明白地規定，故上限並無法設定，但是一旦為30.0%以上，則局部延展性及低溫衝撃特性會劣化，故殘留沃斯田鐵宜小於30.0%。較宜為小於20.0%。
一旦回火麻田散鐵為5.0%以下，則難以在維持降伏強度與抗拉強度的同時提高局部延展性，故回火麻田散鐵設為大於5.0%。宜為大於8.0%，較宜為大於10.0%，更宜為大於12.0%。
回火麻田散鐵的體積%因與其他組織的體積%有關連而未明白地規定，故上限並無法設定，但是一旦大於70.0%，則均一延展性會下降，故回火麻田散鐵宜為70.0%以下。較宜為50.0%以下，更宜為30.0%以下。
金屬組織的剩餘部分是一種含有下述的組織：多邊形肥粒鐵、麻田散鐵(係指未被回火的麻田散鐵，亦稱新生麻田散鐵)、針狀肥粒鐵或變韌鐵的低溫變態生成組織、及波來鐵，還有雪明碳鐵等的析出物。
多邊形肥粒鐵是一種對於提高均一延展性屬有效的組織，故宜含有大於2.0%。較宜為3.0%以上。
多邊形肥粒鐵的體積%因與其他組織的體積%有關連而未明白地規定，故上限並無法設定，但是一旦多邊形肥粒鐵為50.0%以上，則降伏強度與抗拉強度會下降，還有局部延展性也會下降，故多邊形肥粒鐵宜為小於50.0%。較宜為小於20.0%，更宜為小於10.0%。
麻田散鐵是一種會維持降伏強度而有礙於提高局部延展性的組織，故越少越好，宜小於5.0%。較宜為小於2.0%，更宜為小於1.0%。
針狀肥粒鐵或變韌鐵的低溫變態生成組織、波來鐵、及雪明碳鐵等的析出物，因其有礙降伏強度及抗拉強度，故宜合計為40.0%以下。較宜為20.0%以下，更宜為10.0%以下。
波來鐵其除了降伏強度及抗拉強度之外也有礙於均一延展性，故宜小於10.0%。較宜為小於5.0%，更宜為小於3.0%。
麻田散鐵、針狀肥粒鐵或變韌鐵的低溫變態生成組織、波來鐵、及雪明碳鐵等的析出物，有時會無法避免而生成，故雖未特別設定下限，但金屬組織的剩餘部分並無含有此等組織之必要，故下限為0%。
本發明的鋼板之金屬組織的體積%，乃如下進行測定。
從鋼板採取試驗片，並對平行於輥軋方向的縱剖面進行研磨，再以掃描式顯微鏡(SEM)觀察基材鋼板與鍍敷層的邊界起算基材鋼板板厚的1/4深度位置之金屬組織並攝影。將影像進行影像處理，並算出各組織的面積率，再將所算出的面積率視為體積率。
回火麻田散鐵因為其內部所存在的鐵碳化物是朝數個方向伸長，故能以此點來與變韌鐵作區別。多邊形肥粒鐵則以形態為塊狀之點及差排密度較低之點，而能與針狀肥粒鐵作區別。
(殘留沃斯田鐵的C量：0.85質量%以上) 在本發明的鋼板中，為了使殘留沃斯田鐵安定化，並提升均一延展性與局部延展性，是將殘留沃斯田鐵的C量設為0.85質量%以上。宜為0.87質量%以上，較宜為0.89質量%以上。又，所謂殘留沃斯田鐵的C量，乃意指沃斯田鐵相中的C濃度。
殘留沃斯田鐵的C量因為會依鋼板的C量、製造條件而變動，故其上限並無法設定，但是一旦C量為1.50質量%以上，便無法獲得TRIP效果，而均一延展性會下降，故殘留沃斯田鐵的C量宜為小於1.50質量%。較宜為小於1.20質量%，更宜為小於1.10質量%。
殘留沃斯田鐵的體積%及殘留沃斯田鐵的C量是藉由下述而算出：在採取自鋼板的試驗片中，基材鋼板與鍍敷層之邊界起算至基材鋼板板厚的1/4深度位置為止，將輥軋面進行化學研磨，並以X光繞射裝置(XRD)測定研磨面的X線繞射強度及峰值位置而算出。
([C] γgb/[P] γgb：4.0以上) 舊沃斯田鐵晶界中的C偏析量(原子數/nm 2)：[C] γgb與舊沃斯田鐵晶界中的P偏析量(原子數/nm 2)：[P] γgb之比：[C] γgb/[P] γgb設為4.0以上，藉此低溫衝撃特性會顯著提升。
一旦[C] γgb/[P] γgb小於4.0，低溫衝撃特性便不會提升，故[C] γgb/[P] γgb設為4.0以上。宜為5.0以上，較宜為6.0以上。上限雖未特別限定，但從生產性的觀點來看宜為30.0以下。
在舊沃斯田鐵晶界中的[C] γgb與[P] γgb，是如下進行測定，並算出[C] γgb/[P] γgb。
在採取自鋼板的試驗片中，觀察基材鋼板與鍍敷層之邊界起算基材鋼板板厚的1/4深度位置之金屬組織，並確認舊沃斯田鐵晶界。透過Lift-out法切出含舊沃斯田鐵晶界的方塊，並使用聚焦離子束裝置(FIB)製作出三維原子微探(3DAP)用的針樣品。
以3DAP來測定含舊沃斯田鐵晶界的區域中C及P原子之分布，將濃度分布進行梯形圖解析來求出每單位晶界面積的偏析原子密度(Interfacial excess)，並令所得數值為[C] γgb及[P] γgb。[C] γgb及[P] γgb的測定，是對5處以上不同的舊沃斯田鐵晶界來施行，並求出在各個舊沃斯田鐵晶界所得[C] γgb/[P] γgb之值的平均值。
([B] γgb/[P] γgb：4.0以上) 在本發明的鋼板含有B之情況下，則是進一步令舊沃斯田鐵晶界中的B偏析量(原子數/nm 2)：[B] γgb與舊沃斯田鐵晶界中的P偏析量(原子數/nm 2)：[P] γgb之比：[B] γgb/[P] γgb設為4.0以上，藉此低溫衝撃特性會顯著提升。
一旦[B] γgb/[P] γgb小於4.0，低溫衝撃特性便不會提升，故[B] γgb/[P] γgb設為4.0以上。宜為5.0以上，較宜為6.0以上。上限雖未特別限定，但從生產性的觀點來看宜為30.0以下。
在舊沃斯田鐵晶界中的[B] γgb與[P] γgb，則是如下進行測定，並算出[B] γgb/[P] γgb。
在採取自鋼板的試驗片中，觀察基材鋼板與鍍敷層之邊界起算基材鋼板板厚的1/4深度位置之金屬組織，並確認舊沃斯田鐵晶界。透過Lift-out法切出含舊沃斯田鐵晶界的方塊，並使用聚焦離子束裝置(FIB)製作出三維原子微探(3DAP)用的針樣品。
以3DAP來測定含舊沃斯田鐵晶界的區域中B及P原子之分布，將濃度分布進行梯形圖解析來求出每單位晶界面積的偏析原子密度(Interfacial excess)，並令所得數值為[B] γgb及[P] γgb。[B] γgb及[P] γgb的測定，是對5處以上不同的舊沃斯田鐵晶界來施行，並求出在各個舊沃斯田鐵晶界所得[B] γgb/[P] γgb之值的平均值。
接著，就本發明鋼板的熔融鍍鋅層、及合金化熔融鍍鋅層進行說明。
熔融鍍鋅層及合金化熔融鍍鋅層以通常的鍍敷條件及合金化條件來形成即可。惟，一旦合金化熔融鍍鋅層之Fe量小於7質量%，便無法確保熔接性及滑動性，故合金化熔融鍍鋅層之Fe量宜為7質量%以上。從抑制耐粉碎性的觀點來看，Fe量的上限宜為20質量%以下，較宜為15質量%以下。合金化熔融鍍鋅層之Fe量是適宜調整合金化處理條件來調整。
接著，就本發明鋼板的機械特性進行說明。
就鋼板的拉伸特性，是將垂直於輥軋方向之方向的均勻拉伸定義為UEl(Uniform Elongation)，並基於下述式(1)，將垂直於輥軋方向之方向的總拉伸(TEl 0)換算成相當於板厚1.2mm的總拉伸後，將換算所得數值定義為TEl(Total Elongation)；基於下述式(2)，將相當於板厚1.2mm且垂直於輥軋方向之方向的局部拉伸定義為LEl(Local Elongation)。 TEl＝TEl 0×(1.2/t 0) 0.2・・・(1) LEl＝TEl-UEl ・・・(2)
UEl是使用JIS5號拉伸試驗片所測定的均勻拉伸實測值；TEl 0則是使用JIS5號拉伸試驗片所測定的總拉伸實測值；t 0則是供給至測定的JIS5號拉伸試驗片其板厚。TEl及LEl分別是換算成板厚1.2mm之情況後的總拉伸及局部拉伸。
TS×UEl是因為當抗拉強度(TS)與均勻拉伸(UEl)兩者皆優異時其數值會變大，故被用作均一延展性的評價指標。
TS×LEl則是因為當抗拉強度(TS)與局部拉伸(LEl)兩者皆優異時其數值會變大，故被用作局部延展性的評價指標。
在本發明的鋼板中，從壓製成形性的觀點來看，TS×UEl宜為10000MPa・%以上，TS×LEl宜為5000MPa・%以上。較宜的是，TS×UEl為11000MPa・%以上，TS×LEl為6000MPa・%以上。更宜的是，TS×UEl為12000MPa・%以上，TS×LEl為7000MPa・%以上。
為了提升本發明鋼板的衝撃吸收性，抗拉強度(TS)宜為780MPa以上，較宜為980MPa以上，更宜為1180MPa以上。降伏比(YR)宜為0.59以上，較宜為0.66以上，更宜為0.72以上。
局部延展性越優異，則衝撃荷重負荷時的裂紋會被抑制，且吸收能會提高，故從抑制裂紋的觀點來看，TS×LEl宜為5500MPa・%以上，較宜為6500MPa・%以上。
就鋼板的低溫衝撃特性而言，令垂直於輥軋方向之方向為長度方向而長度為55mm、厚度為10mm且寬度為鋼板板厚之小尺寸夏比衝撃試驗片，在沿寬度方向重疊數片之狀態下進行夏比衝撃試驗。將試驗片之凹口形狀作成JIS Z 2242所規定之V凹口，並將試驗溫度設為-60℃及40℃而施行夏比衝撃試驗後，此時的夏比衝撃值分別定義為IV LT及IV HT。
IV LT/IV HT可用作低溫衝撃特性的評價指標，在本發明的鋼板中，IV LT/IV HT宜大於0.50，較宜為大於0.60，更宜為大於0.70。
接著，就本發明鋼板的製造方法進行說明。
(素材鋼板) 本發明鍍敷前的鋼板(下稱「素材鋼板」)是具有本發明鋼板之成分組成的鋼板即可，素材鋼板的製造方法並未限定於特定的製造方法。作為素材鋼板，可使用熱軋鋼板。又，亦可使用對熱軋鋼板酸洗後施行冷輥軋之冷軋鋼板。以下，說明素材鋼板的製造方法之一例。
(鑄造) 鋼胚的鑄造法雖未限定於特定的鑄造法，但宜為連續鑄造法。亦能以其他鑄造法鑄造鋼塊，並將該鋼塊透過分塊輥軋等來作成鋼片。在連續鑄造步驟中，為了抑制起因於夾雜物的表面缺陷之發生，宜在鑄型內以電磁攪拌等來使熔融鋼流動。連續鑄造後之高溫狀態鋼塊、或分塊輥軋後之高溫狀態鋼片，亦可先暫時冷卻後，進行再加熱並供給至熱輥軋。
又，連續鑄造後之高溫狀態鋼塊、或分塊輥軋後之高溫狀態鋼片，亦可維持原樣而供給至熱輥軋，亦可在進行輔助性加熱後再供給至熱輥軋。另外，供給至熱輥軋的鋼塊及鋼片統稱為「鋼胚」。
為了防止沃斯田鐵的粗大化，供給至熱輥軋的鋼胚其溫度宜為小於1250℃。較宜為1200℃以下。供給至熱輥軋的鋼胚其溫度之下限雖未特別限定，但宜為能在Ar 3點以上完成熱輥軋之溫度。
(熱輥軋) 熱輥軋之條件雖未特別限定，但是一旦熱輥軋之完成溫度過低，則在熱軋鋼板之金屬組織中，恐會生成沿輥軋方向展伸之粗大低溫變態生成組織。
由於此種粗大低溫變態生成組織有礙均一延展性及局部延展性，故熱輥軋之完成溫度宜為Ar 3點以上且大於850℃。較宜為Ar 3點以上且大於880℃，更宜為Ar 3點以上且大於900℃。熱輥軋之完成溫度的上限雖未特別限定，但在使熱軋鋼板之金屬組織細粒化的觀點下，宜為1000℃以下。
在熱輥軋是粗輥軋與精輥軋所構成的情況下，為了將熱輥軋之完成溫度維持在上述溫度範圍，在粗輥軋與精輥軋之間亦可將粗輥軋材進行加熱。
此時，宜以粗輥軋材後端較粗輥軋材先端還高溫之方式來加熱粗輥軋材，並將精輥軋開始時遍布粗輥軋材全長之溫度差異抑制在140℃以下。透過此種溫度的抑制，捲取熱軋鋼板而成的捲材內之特性均一性會提升。
粗輥軋材的加熱採用習知手段來進行即可。例如，亦可在粗輥軋機與精輥軋機之間設置電磁式感應加熱裝置，並根據該感應加熱裝置上游側處粗輥軋材之長度方向的溫度分布等，來控制電磁式感應加熱裝置所帶來的加熱升溫量。
從熱輥軋結束後起至捲取開始為止之條件為通常的條件即可，但為了將熱軋鋼板軟質化來提高熱軋鋼板的冷輥軋性，捲取溫度宜為600℃以上。捲取溫度較宜為640℃以上，更宜為680℃以上。一旦捲取溫度過高，熱軋鋼板的酸洗性便會下降，故捲取溫度宜為750℃以下，較宜為小於720℃。
(冷輥軋) 冷輥軋的條件並未限定於特定的條件。亦可於冷輥軋前，對熱軋鋼板透過酸洗等來進行脫鏽垢處理。為了讓退火後的金屬組織均一化，並更加提升局部延展性，冷輥軋的軋縮率宜為40%以上。一旦軋縮率過高，則輥軋荷重會增大，而輥軋會變得困難，故軋縮率宜為小於70%，較宜為小於60%。
(退火) 將素材鋼板加熱至大於Ac 1點之溫度並進行退火。Ac 1點是加熱素材鋼板時金屬組織中開始生成沃斯田鐵之溫度。
一旦加熱溫度為Ac 1點以下，便不會生成沃斯田鐵，而在本發明鋼板之金屬組織中無法獲得殘留沃斯田鐵，且均一延展性會下降，故加熱溫度宜為大於Ac 1點。較宜為大於(Ac 1+30)℃。
為了將鋼板之金屬組織均一化，並更加提升局部延展性，加熱溫度宜為(Ac 3點-40)℃以上。較宜為大於Ac 3點。Ac 3點是加熱素材鋼板時肥粒鐵會在金屬組織中消失之溫度。
一旦加熱溫度過高，則沃斯田鐵會粗大化，且局部延展性會受損，故加熱溫度宜為(Ac 3點+100)℃以下，較宜為(Ac 3點+50)℃以下。
在加熱溫度之保持時間雖未特別限定，但為了使素材鋼板之金屬組織均一化，宜為10秒以上。在抑制沃斯田鐵粗大化之觀點下，宜為240秒以下。
退火後，650~500℃之溫度區域中的平均冷卻速度設為2℃/秒以上且小於100℃/秒，且過程不進行等溫保持，將素材鋼板冷卻至500℃以下的溫度區域為止。
界定平均冷卻速度的冷卻溫度區域設為650~500℃之溫度區域。在此溫度區域下，肥粒鐵與波來鐵會析出，因此，為了調整析出量並確保所欲的機械特性，必須控制冷卻速度。
一旦650~500℃之溫度區域中的平均冷卻速度小於2℃/秒，則多邊形肥粒鐵與波來鐵會過量生成，而降伏強度與抗拉強度會下降，故在上述溫度區域中的平均冷卻速度宜為2℃/秒以上。較宜為4℃/秒以上，更宜為10℃/秒以上。
另一方面，一旦650~500℃之溫度區域中的平均冷卻速度為100℃/秒以上，則鋼板的形狀、尺寸的精度會下降，故在上述溫度區域中的平均冷卻速度宜小於100℃/秒。較宜為30℃/秒以下。
以650~500℃之溫度區域中的平均冷卻速度為2℃/秒以上且小於100℃/秒，將素材鋼板冷卻至500℃以下。冷卻至500℃以下後的冷卻條件雖未特別限定，但於鍍敷後的金屬組織中，在調整殘留沃斯田鐵的體積%及殘留沃斯田鐵的C量以圖謀提升均一延展性及局部延展性與提高降伏強度之觀點下，宜將素材鋼板在500℃以下且460℃以上之溫度區域保持4~45秒。
(熔融鍍鋅) 對素材鋼板根據通常方法施行熔融鍍鋅，而在素材鋼板的片面或雙面形成熔融鍍鋅層。對素材鋼板施行熔融鍍鋅之前，亦可將素材鋼板進行適當的冷卻及/或加熱。
熔融鍍鋅浴之浴溫度及浴組成可為通常的浴溫度及浴組成。鍍敷附著量亦可為通常的附著量。例如，宜為素材鋼板的每單面20~80g/m 2之範圍。
亦可將具有熔融鍍鋅層之素材鋼板加熱至所欲溫度，而對熔融鍍鋅層施行合金化處理。合金化處理以通常的條件進行即可。例如，以470~560℃、5~60秒進行合金化處理即可。惟，鍍敷層中之Fe量在7質量%以上之條件為宜。
(鍍敷處理後或合金化處理後的冷卻) 從鍍敷溫度起算至300℃為止的溫度區域中，或者，從合金化處理溫度起算至300℃為止之溫度區域中其平均冷卻速度設為2℃/秒以上，而將鍍敷處理後或合金化處理後的鋼板冷卻至小於300℃為止。
一旦上述平均冷卻速度小於2℃/秒，則波來鐵會過量生成而降伏強度及抗拉強度會下降，又，殘留沃斯田鐵量會減少而均一延展性會下降，故上述平均冷卻速度宜為2℃/秒以上。較宜為大於10℃/秒。
平均冷卻速度之上限雖未特別限定，但在經濟性的觀點下，宜為500℃/秒以下。冷卻停止溫度雖是小於300℃，但在有效進行隨後的調質輥軋之觀點下，冷卻停止溫度宜為室溫。
(調質輥軋) 對具有熔融鍍鋅層或合金化鍍敷層的鋼板施行2段加熱處理之前，施行拉伸率0.10%以上的調質輥軋。透過此調質輥軋，在隨後的2段加熱處理中，會促進C朝沃斯田鐵變濃，而均一延展性及局部延展性會提升，同時降伏強度會提升。
一旦拉伸率小於0.10%，在隨後的2段加熱處理中，不會促進C朝沃斯田鐵變濃，均一延展性及局部延展性不會提升，又，降伏強度不會提升，故拉伸率宜為0.10%以上。較宜為0.30%以上，更宜為0.50%以上。
拉伸率之上限雖未特別規定，但是一旦過高則輥軋負荷會增大，故拉伸率宜為2.00%以下。較宜為小於1.50%，更宜為小於1.00%。
調質輥軋溫度雖未特別限定，但在對沃斯田鐵有效施予加工應變之觀點下，是越低溫越好，尤以室溫為宜。
(2段加熱處理) 對具有熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層的鋼板，施行拉伸率0.10%以上的調質輥軋後，以平均加熱速度小於10℃/秒將上述鋼板加熱至300℃為止，接著，在大於300℃且在600℃以下之溫度區域以平均加熱速度10℃/秒以上進行加熱，且在大於300℃且在600℃以下之溫度區域中的加熱溫度保持1秒以上。
藉由此2段加熱處理，在舊沃斯田鐵晶界中，C偏析量(原子數/nm 2)：[C] γgb與P偏析量(原子數/nm 2)：[P] γgb之比：[C] γgb/[P] γgb會滿足[C] γgb/[P] γgb≧4.0，C會朝殘留沃斯田鐵變濃而達到0.85質量%以上，且麻田散鐵會受到回火。其結果，均一延展性及局部延展性會提升，降伏強度會提升，低溫衝撃特性會提升。
進一步地，在鋼板含有B之情況下，B偏析量(原子數/nm 2)：[B] γgb與P偏析量(原子數/nm 2)：[P] γgb之比：[B] γgb/[P] γgb會滿足[B] γgb/[P] γgb≧4.0，均一延展性及局部延展性會提升，降伏強度會提升，且低溫衝撃特性會提升。
以下，就2段加熱處理之各個步驟條件進行說明。
(至300℃為止的平均加熱速度：小於10℃/秒) 在調質輥軋後鋼板之金屬組織中，為了使C朝沃斯田鐵變濃同時將麻田散鐵回火，要將金屬組織加熱至大於300℃且在600℃以下的溫度區域。此時，至300℃為止，是以小於10℃/秒的平均加熱速度進行加熱。藉由此加熱，會促進C、B朝舊沃斯田鐵晶界偏析。
一旦至300℃為止的平均加熱速度為10℃/秒以上，則不會促進C、B朝舊沃斯田鐵晶界偏析，故至300℃為止的平均加熱速度設為小於10℃/秒。宜為7℃/秒以下，較宜為3℃/秒以下。
(大於300℃且在600℃以下的溫度區域之平均加熱速度：10℃/秒以上) 至大於300℃且在600℃以下的溫度區域之加熱溫度為止，平均加熱速度設為10℃/秒以上，藉此可抑制P朝舊沃斯田鐵晶界偏析。
即，以300℃為分界，將小於10℃/秒的平均加熱速度改變成10℃/秒以上，藉此即可實現下述式(3)，且在鋼板含有B的情況下則可實現下述式(4)。大於300℃且在600℃以下的溫度區域之平均加熱速度，宜為大於20℃/秒。
[C] γ gb/[P] γ gb≧4.0・・・(3) [B] γ gb/[P] γ gb≧4.0・・・(4)
若在舊沃斯田鐵晶界實現上述式，則於舊沃斯田鐵晶界中，C及B的強化作用會增強，同時P的脆化作用會被抑制，而可提升低溫衝撃特性。
(在大於300℃且在600℃以下的溫度區域中的保持時間：1秒以上) 上述2段加熱之後，在大於300℃且在600℃以下的溫度區域之加熱溫度，將鋼板保持1秒鐘以上。一旦加熱溫度為300℃以下，則C朝沃斯田鐵變濃程度會變得不足，而無法提升均一延展性，又，硬質的麻田散鐵會殘留，而有損局部延展性同時降伏強度會下降，故加熱溫度設為大於300℃。宜為大於350℃，較宜為大於400℃。
另一方面，一旦加熱溫度大於600℃，則殘留沃斯田鐵的量不足，均一延展性會下降，又，回火麻田散鐵會過度軟質化而降伏強度及抗拉強度會下降，另外，硬質的新生麻田散鐵會生成，而局部延展性會下降同時降伏強度會下降，故加熱溫度設為600℃以下。宜為550℃以下，較宜為500℃以下。
一旦加熱保持時間小於1秒，則C朝沃斯田鐵變濃程度變得不足，均一延展性不會提升，又，硬質的麻田散鐵會殘留，而局部延展性會下降同時降伏強度會下降，故加熱保持時間設為1秒以上。宜為5秒以上，較宜為15秒以上。
一旦加熱保持時間過長，則殘留沃斯田鐵的量會減少，均一延展性會下降，又，回火麻田散鐵會過度軟質化而降伏強度及抗拉強度會下降，另外，硬質的新生麻田散鐵會生成，而局部延展性會下降同時降伏強度會下降，故加熱保持時間宜為96小時。較宜為48小時以下，更宜為24小時以下。
加熱保持時間會因應加熱溫度而適當調節。例如，加熱溫度為400~600℃時，加熱保持時間宜為20分以下。較宜為6分以下，更宜為小於3分。從生產性的觀點來看，加熱溫度宜大於400℃，而加熱保持時間宜為20分以下。
另外，對鋼板施行2段加熱處理之後，為了矯正鋼板的平坦度，亦可對鋼板施行調質輥軋，又，亦可對鋼板施加塗油、潤滑作用的皮膜。
本發明鋼板的板厚雖未特別限定於特定範圍，但在通用性的板厚0.8~2.3mm之鋼板中，會顯著展現2段加熱處理的效果。 [實施例]
接著，就本發明的實施例進行，不過實施例中的條件是用以確認本發明的可實施性及效果所採用的一條件例，本發明並不限定於此一條件例。在不脫離本發明之要旨並達成本發明之目的下，本發明可採用各種條件。
(實施例1) 使用真空熔解爐鑄造熔融鋼，來製造具有表1所示成分組成的鋼A~U。表1中的Ac 1點及Ac 3點是求自：將鋼A~P的冷軋鋼板以2℃/秒加熱後的熱膨脹變化。將鋼A~U加熱至1200℃並保持60分鐘後，以表2-1、2-2所示熱軋條件進行了熱輥軋。
[表1]
鋼 成分組成（質量%）（剩餘部分：Fe及不純物） Ac1點 (℃) Ac3點 (℃)
C Si Mn P S sol.Al N B 其他
A 0.235 1.46 2.12 0.005 0.0008 0.046 0.0022 0 732 838
B 0.211 0.21 2.26 0.006 0.0011 0.045 0.0024 0 697 785
C 0.188 1.82 2.53 0.005 0.0012 0.046 0.0034 0 738 853
D 0.175 1.24 0.82 0.005 0.0012 0.047 0.0036 0 742 884
E 0.191 1.61 2.88 0.005 0.0011 0.045 0.0033 0 Ti:0.012 715 846
F 0.183 1.37 2.85 0.006 0.0009 0.048 0.0027 0 Nb:0.018 713 835
G 0.202 1.50 2.54 0.005 0.0008 0.046 0.0035 0.0019 Ti:0.025 716 854
H 0.227 1.32 2.06 0.004 0.0008 0.045 0.0026 0 Cu:0.28 Ni:0.16 728 831
I 0.177 1.63 2.51 0.006 0.0008 0.047 0.0038 0 Cr:0.52 744 849
J 0.182 1.65 2.70 0.005 0.0012 0.048 0.0031 0.0015 Mo:0.17 734 846
K 0.183 1.52 2.54 0.005 0.0011 0.047 0.0026 0 Cr:0.32 Mo:0.08 735 847
L 0.186 1.60 2.97 0.006 0.0012 0.046 0.0029 0 Ca:0.0008 Mg:0.0007 729 838
M 0.220 1.47 2.03 0.004 0.0011 0.045 0.0032 0 Bi:0.0030 REM:0.0005 736 848
N 0.299 1.64 3.07 0.004 0.0009 0.049 0.0025 0 Ti:0.047 717 829
O 0.297 1.67 2.55 0.004 0.0008 0.048 0.0023 0 Cr:0.55 742 817
P 0.365 1.83 2.76 0.004 0.0008 0.047 0.0023 0 740 810
Q 0.235 1.46 2.11 0.005 0.0010 0.046 0.0024 0.0016 743 849
R 0.190 1.81 2.54 0.006 0.0012 0.046 0.0028 0.0015 745 858
S 0.185 1.35 2.83 0.006 0.0011 0.046 0.0025 0.0014 Nb:0.017 727 860
T 0.295 1.65 3.00 0.005 0.0009 0.048 0.0026 0.0014 Ti:0.045 726 851
U 0.175 1.64 2.51 0.006 0.0009 0.045 0.0033 0.0014 Cr:0.50 756 861
注)1.A c1點及A c3點是求自：將冷軋鋼板以2℃/秒加熱後的熱膨脹變化。
具體而言，在Ar 3點以上的溫度區域中，對鋼A~U施行10道次的輥軋，作成厚度2.5~3.0mm的熱軋鋼板。熱輥軋後，以水噴霧將熱軋鋼板冷卻至500~680℃為止，以冷卻結束溫度為捲取溫度，將熱軋鋼板裝入已保持於此捲取溫度的電性加熱爐中並保持60分鐘，之後，將熱軋鋼板以20℃/小時之冷卻速度進行爐冷卻至室溫為止，來模擬捲取後的緩冷卻。
將緩冷卻後的熱軋鋼板進行酸洗而作成冷輥軋用的母材，並以軋縮率47~52%施行冷輥軋，而作成厚度1.2~1.6mm的冷軋鋼板(素材鋼板)。使用熔融鍍鋅模擬器，以10℃/秒之加熱速度將素材鋼板加熱至650℃為止，之後以2℃/秒之加熱速度加熱至表2-1、2-2所示溫度為止，並進行30~90秒的均熱。
之後，以表2-1、2-2所示冷卻條件將素材鋼板冷卻至460℃為止，將素材鋼板浸漬於已保持在460℃的熔融鍍鋅浴，來對素材鋼板施行熔融鍍鋅。對一部分的素材鋼板，熔融鍍鋅後加熱至520℃為止來施行合金化處理。
以表2-1、2-2所示冷卻條件，從鍍敷溫度(意指：鍍敷浴溫度)或從合金化溫度，將素材鋼板進行二次冷卻。於表2-1，2-2中，「RT」表示室溫。
[表2-1]
試驗 編號 鋼 熱軋條件 退火條件
輥軋後 板厚 (mm) 輥軋 完成 溫度 (℃) 捲取 溫度 (℃) 均熱 溫度 (℃) 650~500℃之溫度區域中的平均冷卻速度 (℃/秒) 合金化 處理之 有無 二次 冷卻 速度 (℃/秒) 二次 冷卻 停止 溫度 (℃)
1 A 2.5 960 640 850 30 有 12 RT
2 A 2.5 960 640 850 30 有 12 RT
3 A 2.5 960 640 830 30 無 12 RT
4 A 2.5 960 640 820 1 有 12 RT
5 B 3 900 500 790 4 有 14 RT
6 C 2.5 940 680 870 30 有 14 RT
7 C 2.5 940 680 870 30 無 14 RT
8 C 2.5 940 680 870 30 有 14 RT
9 C 2.5 940 680 870 30 無 14 RT
10 C 2.5 940 680 870 30 有 14 RT
11 C 2.5 940 680 870 30 有 14 RT
12 C 2.5 940 680 870 30 有 1 RT
13 C 2.5 940 680 870 30 有 14 100
14 C 2.5 940 680 870 30 有 14 RT
15 C 2.5 940 680 840 30 有 14 RT
16 C 2.5 940 680 870 30 無 14 RT
17 C 2.5 940 680 870 30 有 14 RT
18 C 2.5 940 680 820 1 有 14 RT
19 C 2.5 940 680 700 30 無 14 RT
20 D 3 960 500 900 4 有 14 RT
21 E 2.5 940 600 860 30 有 12 RT
22 E 2.5 940 600 860 30 有 12 RT
23 E 2.5 940 600 860 30 有 12 RT
24 E 2.5 940 600 860 30 有 12 RT
25 E 2.5 940 600 840 30 有 12 RT
26 E 2.5 940 600 860 30 無 12 RT
注)1.熱軋條件之輥軋後板厚欄位：顯示熱軋鋼板的板厚。 2.退火條件之合金化處理之有無欄位：標記有，表示在熔融鍍鋅後進行了合金化處理；標記無，則表示在熔融鍍鋅後未進行合金化處理。 3.退火條件欄位：就二次冷卻速度而言，在進行了合金化處理之情況下，是意指從合金化溫度起算300℃之溫度區域中的平均冷卻速度；在未進行合金化處理之情況下，則意指從鍍敷溫度起算300℃之溫度區域中的平均冷卻速度。 4.退火條件之二次冷卻停止溫度欄位：標記RT乃表示室溫。
[表2-2] (表2-1的接續)
試驗 編號 鋼 熱軋條件 退火條件
輥軋後 板厚 (mm) 輥軋完成 溫度 (℃) 捲取 溫度 (℃) 均熱 溫度 (℃) 650~500℃之溫度區域中的平均冷卻速度 (℃/秒) 合金化 處理之 有無 二次 冷卻 速度 (℃/秒) 二次冷卻 停止溫度 (℃)
27 F 2.5 940 600 850 20 有 14 RT
28 F 2.5 940 600 850 20 有 14 RT
29 G 2.5 950 600 870 20 有 14 RT
30 G 2.5 950 600 870 20 有 14 RT
31 G 2.5 950 600 870 20 無 14 RT
32 H 3 950 600 850 30 無 14 RT
33 I 2.5 960 600 840 30 有 12 RT
34 J 2.5 940 550 850 10 無 14 RT
35 K 3 960 550 860 10 有 14 RT
36 L 3 940 550 850 30 有 14 RT
37 M 3 950 600 860 30 有 12 RT
38 N 2.5 950 640 840 4 有 14 RT
39 N 2.5 950 640 840 4 無 14 RT
40 N 2.5 950 640 840 4 有 14 RT
41 N 2.5 950 640 840 4 有 14 RT
42 N 2.5 950 640 820 4 無 14 RT
43 O 2.5 940 640 830 20 有 14 RT
44 P 2.5 940 640 830 20 有 14 RT
45 P 2.5 940 640 800 4 有 14 100
46 Q 2.5 960 640 860 30 有 12 RT
47 R 2.5 940 680 870 10 有 14 RT
48 S 2.5 940 600 870 10 有 14 RT
49 T 2.5 950 640 860 4 有 14 RT
50 U 2.5 960 600 850 30 有 12 RT
注) 1.熱軋條件之輥軋後板厚欄位：顯示熱軋鋼板的板厚。 2.退火條件之合金化處理之有無欄位：標記有，表示在熔融鍍鋅後進行了合金化處理；標記無，則表示在熔融鍍鋅後未進行合金化處理。 3.退火條件欄位：就二次冷卻速度而言，在進行了合金化處理之情況下，是意指從合金化溫度起算300℃之溫度區域中的平均冷卻速度；在未進行合金化處理之情況下，則意指從鍍敷溫度起算300℃之溫度區域中的平均冷卻速度。 4.退火條件之二次冷卻停止溫度欄位：標記RT乃表示室溫。
[表3-1]
試驗 編號 鋼 調質 輥軋 之 有無 熱處理條件
至300℃為止之溫度區域中的平均加熱速度 (℃/秒) 300℃以上之溫度區域中的平均加熱速度 (℃/秒) 熱處理 溫度 (℃) 熱處理 時間 (分)
1 A 有 3 30 410 0.5
2 A 有 3 3 450 0.5
3 A 有 3 30 420 0.5
4 A 有 3 30 410 20
5 B 有 3 30 400 0.5
6 C 有 3 30 410 1.5
7 C 有 3 30 450 1.0
8 C 有 0.01 20 320 60
9 C 無 3 30 400 1.5
10 C 有 3 － 120 120
11 C 有 3 30 650 1.0
12 C 有 3 30 400 20
13 C 有 2 20 450 1.5
14 C 有 ＝ ＝ ＝ ＝
15 C 有 3 30 410 1.0
16 C 有 3 3 420 0.5
17 C 有 30 30 380 1.0
18 C 有 3 30 410 2.0
19 C 有 3 30 450 0.5
20 D 有 3 30 400 0.5
21 E 有 3 30 410 1.5
22 E 無 3 30 410 1.5
23 E 有 3 － 120 60
24 E 有 3 3 400 0.5
25 E 有 3 30 410 1.0
26 E 有 30 30 420 1.0
注)1.調質輥軋之有無欄位：標記有，表示進行了調質輥軋；標記無，則表示未進行調質輥軋。 2.熱處理條件欄位：標記＝，表示未進行熱處理。 3.熱處理條件之300℃以上之溫度區域中的平均加熱速度欄位：標記－，表示熱處理溫度為300℃以下。
[表3-2] (表3-1的接續)
試驗 編號 鋼 調質 輥軋 之 有無 熱處理條件
至300℃為止之溫度區域中的平均加熱速度 (℃/秒) 300℃以上之溫度區域中的平均加熱速度 (℃/秒) 熱處理 溫度 (℃) 熱處理 時間 (分)
27 F 有 3 30 380 1.5
28 F 有 3 30 620 2.0
29 G 有 3 30 380 1.0
30 G 有 3 30 410 0.5
31 G 有 3 3 380 0.5
32 H 有 3 30 410 0.5
33 I 有 3 30 350 0.5
34 J 有 3 30 380 1.5
35 K 有 3 30 410 1.0
36 L 有 3 30 410 1.5
37 M 有 3 30 350 0.5
38 N 有 0.01 20 320 180
39 N 有 30 30 420 1.5
40 N 無 2 20 400 1.5
41 N 有 3 － 120 180
42 N 有 3 30 410 0.5
43 O 有 3 30 350 1.5
44 P 有 3 30 420 1.0
45 P 有 2 20 410 1.0
46 Q 有 3 30 410 0.5
47 R 有 0.01 20 320 60
48 S 有 3 30 380 1.5
49 T 有 0.01 20 320 180
50 U 有 3 30 350 0.5
注)1.調質輥軋之有無欄位：標記有，表示進行了調質輥軋；標記無，則表示未進行調質輥軋。 2.熱處理條件欄位：標記＝，表示未進行熱處理。 3.熱處理條件之300℃以上之溫度區域中的平均加熱速度欄位：標記－，表示熱處理溫度為300℃以下。
對於施行二次冷卻後的素材鋼板，施予拉伸率0.50%之調質輥軋，之後以表3-1、3-2所示熱處理條件施行熱處理，而獲得熔融鍍鋅鋼板或合金化熔融鍍鋅鋼板(以下，將熔融鍍鋅鋼板與合金化熔融鍍鋅鋼板統稱為「鍍敷鋼板」)。
在將二次冷卻之停止溫度設為100℃之情況下，是在二次冷卻停止後不冷卻至室溫便進行調質輥軋，之後，不冷卻至室溫便以表3-1、3-2所示熱處理條件進行熱處理。對於一部分的素材鋼板，則省略了調質輥軋或熱處理。在表3-1、3-2之「熱處理條件」欄位中的「-」，乃表示未曾進行熱處理。
從鍍敷鋼板採取XRD測定用試驗片，並從基材鋼板與鍍敷層之邊界起算至基材鋼板板厚的1/4深度位置為止，將試驗片的輥軋面進行化學研磨。對該輥軋面進行X光繞射試驗，並測定殘留沃斯田鐵的體積率及殘留沃斯田鐵的C量。
具體而言，對試驗片照射Mo-Kα線，來測定α相(200)、(211)繞射峰的積分強度、以及γ相(200)、(220)、(311)繞射峰的積分強度，並求出殘留沃斯田鐵的體積率。
又，照射Fe-Kα線，並從γ相(200)、(220)、(311)繞射峰之位置，求出沃斯田鐵的晶格常數(aγ)，並使用aγ(Å)＝3.578+0.033×Cγ(質量%)之關係式來算出殘留沃斯田鐵的C量(Cγ)。
又，從鍍敷鋼板採取EBSP測定用試驗片，並將平行於輥軋方向的縱剖面進行電解研磨，之後觀察基材鋼板與鍍敷層之邊界起算基材鋼板板厚的1/4深度位置處的金屬組織，並確認舊沃斯田鐵晶界。接著，使用FIB，製作含舊沃斯田鐵晶界的3DAP測定用針樣品。
使用3DAP來測定C、B及P原子之濃度分布，求出在舊沃斯田鐵晶界中的C偏析量([C] γgb)、B偏析量([B] γgb)及P偏析量([P] γgb)，並算出[C] γgb/[P] γgb及[B] γgb/[P] γgb。
又，從鍍敷鋼板採取SEM觀察用試驗片，並研磨該試驗片平行於輥軋方向的縱剖面，之後對該縱剖面進行硝太蝕劑腐蝕及里培拉(Lepera)腐蝕，再觀察基材鋼板與鍍敷層之邊界起算基材鋼板板厚的1/4深度位置處的金屬組織。透過影像處理，來測定回火麻田散鐵、多邊形肥粒鐵、新生麻田散鐵及剩餘部分組織之體積率。
新生麻田散鐵之體積率是透過下述來求得：藉由里培拉腐蝕來測定殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵之體積率的合計，藉由上述XRD測定來測定殘留沃斯田鐵之體積率，從殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵之體積率的合計減去殘留沃斯田鐵之體積率來求得。
降伏應力(YS)、抗拉強度(TS)及均勻拉伸(UEl)則是透過下述來求得：沿著與輥軋方向垂直之方向，從鍍敷鋼板採取JIS5號拉伸試驗片，並對該試驗片進行拉伸試驗來求得。
就拉伸速度而言，達到降伏點為止設為1mm/分，在此之後則設為10mm/分。降伏比(YR)則是將YS除以TS。總拉伸(TEl)及局部拉伸(LEl)是透過下述來求得：對沿著與輥軋方向垂直之方向所採取之JIS5號拉伸試驗片施行拉伸試驗，根據上述式(1)及(2)，使用總拉伸實測值(TEl 0)及均勻拉伸實測值(UEl)來求出相當於板厚1.2mm時之換算值。
另外，沿著與輥軋方向垂直之方向從鍍敷鋼板採取V凹口小尺寸夏比衝撃試驗片，且在板厚為1.2mm之情況時是積層8片，在板厚為1.6mm之情況時則是積層6片，再以螺絲緊固，而使用此試驗片進行夏比衝撃試驗。令試驗溫度在-60℃時之夏比衝撃值為IV LT、令試驗溫度在40℃時之夏比衝撃值為IV HT，並求出IV LT/IV HT之值。
若YR為0.59以上、TS×UEl為10000MPa・%以上且TS×LEl為5000MPa・%以上者，便判斷為良好的機械特性。又，若IV LT/IV HT大於0.50者，便判斷為良好的低溫衝撃特性。
於表4-1、4-2列示鍍敷鋼板之金屬組織的觀察結果；於表5-1、5-2則列示鍍敷鋼板的機械特性及低溫衝撃特性的評價結果。
[表4-1]
試驗 編號 鋼 鍍敷 鋼板 板厚 (mm) 鍍敷鋼板的金屬組織
殘留 沃斯田鐵 體積率 (%) 回火 麻田 散鐵 體積率(%) 多邊形 肥粒鐵 體積率(%) 新生 麻田散鐵 體積率(%) 殘留 沃斯田鐵 的C量 (質量%) [C]γgb /[P]γgb [B]γgb /[P]γgb
1 A 1.2 12.0 24.8 6.3 0.5 1.02 6.5 －
2 A 1.2 10.8 22.3 6.0 0.6 1.08 3.6 －
3 A 1.2 13.1 22.0 7.7 0.4 1.03 6.5 －
4 A 1.2 4.3 3.9 56.0 1.8 0.92 － －
5 B 1.6 0.7 37.9 11.4 2.0 0.69 6.3 －
6 C 1.2 7.5 56.3 3.6 0.4 0.87 6.3 －
7 C 1.2 7.3 56.5 3.2 0.3 0.89 4.8 －
8 C 1.2 6.0 56.2 3.3 0.3 1.06 9.7 －
9 C 1.2 6.3 55.0 4.1 2.3 0.83 4.0 －
10 C 1.2 8.8 ＜0.1 2.2 56.1 0.64 3.9 －
11 C 1.2 4.0 56.6 2.9 3.7 0.66 2.9 －
12 C 1.2 4.1 52.5 4.0 3.2 0.75 5.0 －
13 C 1.2 11.2 50.1 3.0 1.9 0.87 4.6 －
14 C 1.2 8.5 ＜0.1 3.3 56.7 0.59 3.8 －
15 C 1.2 8.2 57.2 6.4 0.4 0.89 6.0 －
16 C 1.2 8.0 57.0 3.5 0.4 0.88 3.3 －
17 C 1.2 7.2 55.4 3.5 0.4 0.87 3.2 －
18 C 1.2 4.6 9.2 41.1 3.2 0.88 － －
19 C 1.2 ＜0.1 ＜0.1 81.3 ＜0.1 － － －
20 D 1.6 3.2 24.2 13.1 2.4 0.92 5.2 －
21 E 1.2 8.3 63.7 2.1 0.6 0.87 6.3 －
22 E 1.2 7.0 62.0 2.5 2.4 0.82 4.2 －
23 E 1.2 8.6 ＜0.1 2.2 64.2 0.57 3.9 －
24 E 1.2 7.0 64.1 1.2 0.5 0.86 3.4 －
25 E 1.2 9.1 64.0 6.2 0.3 0.87 6.5 －
26 E 1.2 7.2 63.8 2.2 0.4 0.87 3.3 －
注)1.鍍敷鋼板的金屬組織欄位：標記[C] γgb/[P] γgb是表示舊沃斯田鐵晶界中的C偏析量與舊沃斯田鐵晶界中的P偏析量之比；標記[B] γgb/[P] γgb則表示舊沃斯田鐵晶界中的B偏析量與舊沃斯田鐵晶界中的P偏析量之比。 2.鍍敷鋼板的金屬組織之殘留沃斯田鐵的C量欄位、[C] γgb/[P] γgb欄位及[B] γgb/[P] γgb欄位：標記－，乃表示並未進行此等測定。
[表4-2] (表4-1的接續)
試驗 編號 鋼 鍍敷 鋼板 板厚 (mm) 鍍敷鋼板的金屬組織
殘留 沃斯田鐵 體積率(%) 回火 麻田 散鐵 體積率(%) 多邊形 肥粒鐵 體積率(%) 新生 麻田散鐵 體積率(%) 殘留 沃斯田鐵的C量 (質量%) [C]γgb /[P]γgb [B]γgb /[P]γgb
27 F 1.2 9.4 54.5 2.5 0.5 0.86 6.8 －
28 F 1.2 4.2 54.6 2.8 3.5 0.69 3.3 －
29 G 1.2 7.5 64.4 1.3 0.4 0.88 5.3 5.8
30 G 1.2 9.1 65.5 3.1 0.3 0.89 5.6 6.3
31 G 1.2 6.7 67.0 1.8 0.5 0.87 3.5 3.7
32 H 1.6 11.9 25.2 4.2 0.7 1.00 6.5 －
33 I 1.2 7.8 55.4 5.8 0.5 0.93 5.5 －
34 J 1.2 11.9 65.4 0.8 0.5 0.89 5.2 5.8
35 K 1.6 8.2 60.2 4.8 0.4 0.88 6.0 －
36 L 1.6 8.7 57.5 5.1 0.3 0.87 6.0 －
37 M 1.6 11.6 28.8 6.9 0.2 1.08 6.3 －
38 N 1.2 14.5 72.3 3.0 0.4 1.05 10.3 －
39 N 1.2 15.4 70.6 3.2 0.3 0.90 3.7 －
40 N 1.2 11.4 74.0 1.7 2.3 0.79 4.2 －
41 N 1.2 14.7 ＜0.1 1.6 75.7 0.57 3.9 －
42 N 1.2 16.4 68.8 3.5 0.3 0.89 6.5 －
43 O 1.2 14.7 69.2 3.6 0.5 0.88 7.0 －
44 P 1.2 16.1 74.0 4.1 0.5 0.91 7.3 －
45 P 1.2 22.5 55.9 2.9 1.8 0.91 6.3 －
46 Q 1.2 11.0 37.4 3.5 0.5 1.03 6.0 5.9
47 R 1.2 6.2 62.5 3.5 0.4 1.03 8.2 8.2
48 S 1.2 8.3 66.2 1.3 0.4 0.87 6.3 6.2
49 T 1.2 14.0 78.6 2.2 0.4 1.05 9.0 10.1
50 U 1.2 7.4 55.8 5.5 0.6 0.97 4.8 5.1
注)1.鍍敷鋼板的金屬組織欄位：標記[C] γgb/[P] γgb是表示舊沃斯田鐵晶界中的C偏析量與舊沃斯田鐵晶界中的P偏析量之比；標記[B] γgb/[P] γgb則表示舊沃斯田鐵晶界中的B偏析量與舊沃斯田鐵晶界中的P偏析量之比。 2.鍍敷鋼板的金屬組織之殘留沃斯田鐵的C量欄位、[C] γgb/[P] γgb欄位及[B] γgb/[P] γgb欄位：標記－，乃表示並未進行此等測定。
[表5-1]
試驗 編號 鋼 鍍敷鋼板的機械特性 鍍敷鋼板的低溫衝擊特性 備註
YS (MPa) TS (MPa) YR TEl (%) UEl (%) LEl (%) TS×TEl (MPa・%) TS×UEl (MPa・%) TS×LEl (MPa・%) IVLT/ IVHT
1 A 746 1113 0.67 22.6 16.7 5.9 25154 18587 6567 0.67 發明例
2 A 725 1099 0.66 20.1 13.9 6.2 22090 15276 6814 0.33 比較例
3 A 764 1124 0.68 23.3 18.1 5.2 26189 20344 5845 0.66 發明例
4 A 455 966 0.47 16.7 12.2 4.5 16132 11785 4347 0.38 比較例
5 B 569 1034 0.55 11.4 6.6 4.8 11788 6824 4963 0.62 比較例
6 C 1033 1308 0.79 15.3 9.3 6.0 20012 12164 7848 0.68 發明例
7 C 1066 1316 0.81 15.3 9.2 6.1 20135 12107 8028 0.66 發明例
8 C 1013 1350 0.75 14.9 9.4 5.5 20115 12690 7425 0.75 發明例
9 C 927 1305 0.71 11.1 7.5 3.6 14486 9788 4698 0.51 比較例
10 C 833 1487 0.56 7.6 5.7 1.9 11301 8476 2825 0.24 比較例
11 C 724 1248 0.58 10.1 6.6 3.5 12605 8237 4368 0.28 比較例
12 C 816 1236 0.66 11.0 7.5 3.5 13596 9270 4326 0.56 比較例
13 C 932 1277 0.73 15.0 9.7 5.3 19155 12387 6768 0.59 發明例
14 C 782 1475 0.53 7.7 5.4 2.3 11358 7965 3393 0.27 比較例
15 C 989 1285 0.77 14.9 8.7 6.2 19147 11180 7967 0.65 發明例
16 C 1038 1314 0.79 15.2 9.2 6.0 19973 12089 7884 0.36 比較例
17 C 992 1272 0.78 15.3 9.5 5.8 19462 12084 7378 0.38 比較例
18 C 669 1154 0.58 11.9 8.2 3.7 13733 9463 4270 0.43 比較例
19 C 536 838 0.64 17.4 10.8 6.6 14581 9050 5531 0.88 比較例
20 D 533 951 0.56 17.5 12.8 4.7 16643 12173 4470 0.66 比較例
21 E 1028 1318 0.78 15.3 9.2 6.1 20165 12126 8040 0.67 發明例
22 E 878 1330 0.66 11.0 7.4 3.6 14630 9842 4788 0.53 比較例
23 E 772 1485 0.52 8.4 6.1 2.3 12474 9059 3416 0.25 比較例
24 E 1079 1332 0.81 13.6 7.6 6.0 18115 10123 7992 0.36 比較例
25 E 1048 1327 0.79 15.0 8.9 6.1 19905 11810 8095 0.69 發明例
注)1.鍍敷鋼板的機械特性欄位：標記TEl，表示換算成相當於板厚1.2mm後的總拉伸；標記UEl，表示均勻拉伸；標記LEl，表示換算成相當於板厚1.2mm後的局部拉伸。標記IV LT/IV HT，則表示在-60℃的衝撃值與在40℃的衝撃值之比。
[表5-2] (表5-1的接續)
試驗 編號 鋼 鍍敷鋼板的機械特性 鍍敷鋼板的低溫衝擊特性 備註
YS (MPa) TS (MPa) YR TEl (%) UEl (%) LEl (%) TS×TEl (MPa・%) TS×UEl (MPa・%) TS×LEl (MPa・%) IVLT/ IVHT
26 E 993 1307 0.76 15.8 9.7 6.1 20651 12678 7973 0.27 比較例
27 F 984 1295 0.76 16.1 9.8 6.3 20850 12691 8159 0.70 發明例
28 F 715 1233 0.58 10.4 6.6 3.8 12823 8138 4685 0.29 比較例
29 G 975 1266 0.77 15.0 8.6 6.4 18990 10888 8102 0.70 發明例
30 G 938 1250 0.75 16.2 10.0 6.2 20250 12500 7750 0.73 發明例
31 G 1037 1295 0.80 14.1 7.9 6.2 18260 10231 8029 0.39 比較例
32 H 725 1115 0.65 22.6 16.7 5.9 25199 18621 6579 0.65 發明例
33 I 932 1260 0.74 15.4 9.2 6.2 19404 11592 7812 0.63 發明例
34 J 1056 1320 0.80 13.6 7.8 5.8 17952 10296 7656 0.67 發明例
35 K 960 1280 0.75 14.9 9.4 5.5 19072 12032 7040 0.62 發明例
36 L 971 1294 0.75 15.6 9.3 6.3 20186 12034 8152 0.61 發明例
37 M 730 1090 0.67 22.7 16.2 6.5 24743 17658 7085 0.64 發明例
38 N 1183 1556 0.76 14.0 9.7 4.3 21784 15093 6691 0.74 發明例
39 N 1179 1512 0.78 14.9 10.5 4.4 22529 15876 6653 0.30 比較例
40 N 984 1492 0.66 9.8 6.6 3.2 14622 9847 4774 0.53 比較例
41 N 938 1675 0.56 7.5 5.6 1.9 12563 9380 3183 0.20 比較例
42 N 1202 1522 0.79 13.6 9.7 3.9 20699 14763 5936 0.63 發明例
43 O 1183 1498 0.79 14.3 10.2 4.1 21421 15280 6142 0.67 發明例
44 P 1214 1557 0.78 15.6 11.7 3.9 24289 18217 6072 0.67 發明例
45 P 1092 1517 0.72 17.5 13.8 3.7 26548 20935 5613 0.61 發明例
46 Q 804 1165 0.69 19.7 13.3 6.4 22951 15495 7456 0.74 發明例
47 R 1056 1372 0.77 15.0 8.8 6.2 20580 12074 8506 0.79 發明例
48 S 1033 1324 0.78 14.7 7.9 6.8 19463 10460 9003 0.73 發明例
49 T 1194 1571 0.76 13.7 8.9 4.8 21523 13982 7541 0.80 發明例
50 U 936 1265 0.74 15.4 8.7 6.7 19481 11006 8476 0.68 發明例
注)1.鍍敷鋼板的機械特性欄位：標記TEl，表示換算成相當於板厚1.2mm後的總拉伸；標記UEl，表示均勻拉伸；標記LEl，表示換算成相當於板厚1.2mm後的局部拉伸。標記IV LT/IV HT，則表示在-60℃的衝撃值與在40℃的衝撃值之比。
表4-1、4-2中，在「殘留沃斯田鐵的C量(質量%)」之列、「[C] γgb/[P] γgb」之列、及「[B] γgb/[P] γgb」之列中，「-」表示並未進行下述的測定：殘留沃斯田鐵的C量、[C] γgb/[P] γgb及[B] γgb/[P] γgb。
另外，在表1~表5中，劃有底線的數值或記號則意指本發明的範圍外。
發明例任一者都是TS×UEl為10000以上、TS×LEl為5000以上，都顯示良好的均一延展性與局部延展性。又，YR顯示0.59以上的高值。另外，IV LT/IV HT則顯示0.51以上的高值。
關於成分組成或步驟條件不適切之比較例，其試驗結果：降伏比、均一延展性、局部延展性及低溫衝撃特性中的任一者或全部為低劣。
具體而言，雖使用具有本發明範圍內的成分組成之鋼C、E、N，但未進行調質輥軋者，即試驗編號9、22及40，就其等而言，殘留沃斯田鐵的C量為低，TS×UEl及TS×LEl為低。熱處理溫度過低者，即試驗編號10、23及41，就其等而言，回火麻田散鐵體積率、殘留沃斯田鐵的C量及[C] γgb/[P] γgb為低，YR、TS×UEl、TS×LEl及IV LT/IV HT為低。
就使用鋼C的試驗(試驗編號14)而言，由於並未進行熱處理，故回火麻田散鐵體積率、殘留沃斯田鐵的C量及[C] γgb/[P] γgb為低，YR、TS×UEl、TS×LEl及IV LT/IV HT為低。
就使用鋼C及鋼F的試驗(試驗編號11及28)而言，由於熱處理溫度過高，故殘留沃斯田鐵體積率、殘留沃斯田鐵的C量及[C] γgb/[P] γgb為低，YR、TS×UEl、TS×LEl及IV LT/IV HT為低。
雖使用具有本發明範圍內的成分組成之鋼C，但退火步驟中均熱溫度過低者，即試驗編號19，就其而言，殘留沃斯田鐵體積率及回火麻田散鐵體積率為低，TS×UEl為低。
就使用鋼A及C的試驗(試驗編號4及18)而言，由於第1冷卻步驟中在650~500℃之溫度區域的平均冷卻速度過低，故就試驗編號4而言，殘留沃斯田鐵體積率及回火麻田散鐵體積率為低，YR及TS×LEl為低。就試驗編號18而言，殘留沃斯田鐵體積率為低，YR、TS×UEl及TS×LEl為低。
雖使用具有本發明範圍內的成分組成之鋼C，但第2冷卻步驟中在合金化溫度~300℃之溫度區域的平均冷卻速度(二次冷卻速度)過低者，即試驗編號12，就其而言，殘留沃斯田鐵體積率及殘留沃斯田鐵的C量為低，TS×UEl及TS×LEl為低。
就使用鋼C、E及N的試驗(試驗編號17、26及39)而言，由於2段加熱處理步驟中至300℃為止之溫度區域中的平均加熱速度過高，故[C] γgb/[P] γgb為低，IV LT/IV HT為低。
就使用鋼A、C、E及G的試驗(試驗編號2、16、24及31)而言，由於2段加熱處理步驟中大於300℃的溫度區域中之平均加熱速度過低，故[C] γgb/[P] γgb為低，IV LT/IV HT為低。
就使用鋼B的試驗編號5而言，由於鋼中的Si量較少，故殘留沃斯田鐵體積率及殘留沃斯田鐵的C量為低，YR、TS×UEl及TS×LEl為低。就使用鋼D的試驗編號20而言，由於鋼中的Mn量較少，故殘留沃斯田鐵體積率為低，YR及TS×LEl為低。
產業上之可利用性 如前所述，依照本發明，即可提供一種熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板，其均一延展性及局部延展性皆為良好，壓製成形性優異，且降伏強度及抗拉強度高，並且局部延展性良好，而衝撃吸收性優異，並且低溫衝撃特性也優異。
作為構件、支柱等汽車車體的構造元件或其他機械構造元件的素材鋼板，本發明的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板是最適合鋼板。因此，本發明在汽車產業、機械元件製造產業上有很高的可利用性。

Claims (6)

  1. 一種熔融鍍鋅鋼板，係在鋼板之表面具有熔融鍍鋅層的熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於： 上述鋼板之成分組成以質量%計含有： C：0.03~0.70%、 Si：0.25~2.50%、 Mn：1.00~5.00%、 P：0.0005~0.100%、 S：0.010%以下、 sol.Al：0.001~2.500%、 N：0.020%以下、 B：0~0.0200%、 Ti：0~0.30%、 Nb：0~0.30%、 V：0~0.30%、 Cr：0~2.00%、 Mo：0~2.00%、 Cu：0~2.00%、 Ni：0~2.00%、 Ca：0~0.010%、 Mg：0~0.010%、 REM：0~0.10%、及 Bi：0~0.050%， 剩餘部分為Fe及不可避免的不純物； 上述鋼板之金屬組織以體積%計含有：殘留沃斯田鐵：大於5.0%、及回火麻田散鐵：大於5.0%，上述殘留沃斯田鐵含有C：0.85質量%以上； 上述鋼板之金屬組織中，在舊沃斯田鐵晶界中的C偏析量(原子數/nm 2)：[C] γgb與P偏析量(原子數/nm 2)：[P] γgb之比：[C] γgb/[P] γgb為4.0以上。
  2. 如請求項1之熔融鍍鋅鋼板，其中，前述鋼板之成分組成以質量%計含有下述的1種以上： B：0.0002~0.0200%、 Ti：0.001~0.30%、 Nb：0.001~0.30%、 V：0.001~0.30%、 Cr：0.001~2.00%、 Mo：0.001~2.00%、 Cu：0.001~2.00%、 Ni：0.001~2.00%、 Ca：0.0001~0.010%、 Mg：0.0001~0.010%、 REM：0.0001~0.10%、及 Bi：0.0001~0.050%。
  3. 如請求項1或2之熔融鍍鋅鋼板，其中，在前述鋼板之成分組成中，B含量為0.0002%以上； 前述鋼板之金屬組織中，在舊沃斯田鐵晶界中的B偏析量(原子數/nm 2)：[B] γgb與P偏析量(原子數/nm 2)：[P] γgb之比：[B] γgb/[P] γgb為4.0以上。
  4. 一種合金化熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於：在如請求項1~3中任1項之熔融鍍鋅鋼板中，熔融鍍鋅層為合金化熔融鍍鋅層。
  5. 一種熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係製造如請求項1~3中任1項之熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於具備下述步驟： 退火步驟，係將請求項1或2之成分組成的素材鋼板加熱至大於Ac 1點的溫度區域並進行退火； 第1冷卻步驟，係退火步驟後，650~500℃之溫度區域中的平均冷卻速度設為2℃/秒以上且小於100℃/秒，而將素材鋼板冷卻至500℃以下為止； 鍍敷步驟，係第1冷卻步驟後，對素材鋼板施行熔融鍍鋅； 第2冷卻步驟，係鍍敷步驟後，鍍敷溫度~300℃之溫度區域中的平均冷卻速度設為2℃/秒以上，而將素材鋼板冷卻至小於300℃為止； 調質輥軋步驟，係第2冷卻步驟後，對素材鋼板施行拉伸率0.10%以上的調質輥軋；及 2段加熱處理步驟，係調質輥軋步驟後，對素材鋼板施行下述熱處理：至300℃為止之溫度區域中的平均加熱速度設為小於10℃/秒，加熱至300℃為止，接著，大於300℃的溫度區域中之平均加熱速度設為大於10℃/秒，加熱至大於300℃且在600℃以下的溫度區域，並在該加熱溫度保持1秒以上。
  6. 一種合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係製造如請求項4之合金化熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於具備下述步驟： 退火步驟，係將請求項1或2之成分組成的素材鋼板加熱至大於Ac 1點的溫度區域並進行退火； 第1冷卻步驟，係退火步驟後，650~500℃之溫度區域中的平均冷卻速度設為2℃/秒以上且小於100℃/秒，而將素材鋼板冷卻至500℃以下為止； 鍍敷步驟，係第1冷卻步驟後，對素材鋼板施行熔融鍍鋅； 合金化步驟，係鍍敷步驟後，對素材鋼板施行合金化處理； 第2冷卻步驟，係合金化步驟後，合金化處理溫度~300℃之溫度區域中的平均冷卻速度設為2℃/秒以上，而將素材鋼板冷卻至小於300℃為止； 調質輥軋步驟，係第2冷卻步驟後，對素材鋼板施行拉伸率0.10%以上的調質輥軋；及 2段加熱處理步驟，係調質輥軋步驟後，對素材鋼板施行下述熱處理：至300℃為止之溫度區域中的平均加熱速度設為小於10℃/秒，加熱至300℃為止，接著，大於300℃的溫度區域中之平均加熱速度設為大於10℃/秒，加熱至大於300℃且在600℃以下的溫度區域，並在該加熱溫度保持1秒以上。
TW107111476A 2018-03-31 2018-03-31 Hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet TWI662139B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
TW107111476A TWI662139B (zh) 2018-03-31 2018-03-31 Hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
TW107111476A TWI662139B (zh) 2018-03-31 2018-03-31 Hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TWI662139B true TWI662139B (zh) 2019-06-11
TW201942394A TW201942394A (zh) 2019-11-01

Family

ID=67764399

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW107111476A TWI662139B (zh) 2018-03-31 2018-03-31 Hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet

Country Status (1)

Country Link
TW (1) TWI662139B (zh)

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103703157A (zh) * 2011-07-29 2014-04-02 新日铁住金株式会社 形状保持性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法
JP2017053001A (ja) * 2015-09-09 2017-03-16 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
CN107208206A (zh) * 2015-01-15 2017-09-26 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
TWI616540B (zh) * 2017-01-26 2018-03-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Steel plate

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103703157A (zh) * 2011-07-29 2014-04-02 新日铁住金株式会社 形状保持性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法
CN107208206A (zh) * 2015-01-15 2017-09-26 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
JP2017053001A (ja) * 2015-09-09 2017-03-16 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
TWI616540B (zh) * 2017-01-26 2018-03-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Steel plate

Also Published As

Publication number Publication date
TW201942394A (zh) 2019-11-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN108138277B (zh) 高强度钢板用原材料、高强度钢板及其制造方法
CN109154044B (zh) 热浸镀锌钢板
JP6421903B1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP5408314B2 (ja) 深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5825206B2 (ja) 冷延鋼板の製造方法
EP2730672A1 (en) Cold-rolled steel sheet
JP5825205B2 (ja) 冷延鋼板の製造方法
JP2019524993A (ja) 亀裂伝播抵抗性及び延性に優れた熱間成形部材、及びその製造方法
WO2013005670A1 (ja) 溶融めっき冷延鋼板およびその製造方法
JP2013014824A (ja) 冷延鋼板の製造方法
EP3705592A1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength plated steel sheet, and production methods therefor
JP2015147991A (ja) 冷延鋼板の製造方法
JP5870825B2 (ja) 合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法
CN115151673B (zh) 钢板、构件和它们的制造方法
CN115210398B (zh) 钢板、构件和它们的制造方法
JP7006849B1 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法
TWI662139B (zh) Hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet
JP5825204B2 (ja) 冷延鋼板
JP6314511B2 (ja) 冷延鋼板
JP7323094B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP6326837B2 (ja) 冷延鋼板
JP5644703B2 (ja) 冷延鋼板の製造方法
JP5644704B2 (ja) 冷延鋼板の製造方法
CN117616144A (zh) 冷轧钢板及其制造方法
TW201816141A (zh) 鍍敷鋼板、熔融鍍鋅鋼板的製造方法及合金化熔融鍍鋅鋼板的製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A Annulment or lapse of patent due to non-payment of fees