TWI646219B - Hot-dip galvanized steel sheet - Google Patents

Abstract

本發明之以母材鋼板表面起1/4厚度為中心之特定厚度範圍中，肥粒鐵相以體積分率計為0%以上且小於50%，由變韌鐵組織、變韌肥粒鐵相、新生麻田散鐵相與回火麻田散鐵相中之1種以上所構成之硬質組織的合計以體積分率計為50%以上，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%，於鍍敷層與母材鋼板之界面具有平均厚度為0.1μm～2.0μm之Fe-Al合金層，且其在鋼板寬度方向上之最大厚度與最小厚度的差為0.5μm以內；以與Fe-Al合金層直接接觸之微細化層來說，前述微細化層在鋼板寬度方向上之最大厚度與最小厚度的差在2.0μm以內。

Description

熔融鍍鋅鋼板

本發明係有關於延性、彎曲性、擴孔性及彎曲變形時的鍍敷密著性優異，且耐連續彎曲疲勞特性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板。

發明背景 對於主要用於汽車骨架構件之鋼板一直以來都要求高強度化。而該等高強度鋼板為了獲得高強度與優異之成形性，一般係含有有助於強度提升之以Si及Mn為代表的合金元素。然，以Si及Mn為代表之合金元素卻亦會降低鍍敷密著性。 又，對於汽車用鋼板因一般皆在屋外使用故通常會要求具優異耐蝕性。

而關於汽車外板等之用途，會利用壓製加工對板周邊部施行嚴酷的彎曲加工(摺邊彎曲)。而且不僅汽車外板，其他用途上亦多利用壓製加工施行嚴酷的彎曲加工或擴孔加工等後作使用。可是對習知的熔融鍍鋅鋼板施行嚴酷的彎曲加工或擴孔加工等時，該加工部分會發生鍍敷層從母材鋼板剝離之情形。而像這樣若鍍敷層剝離的話，該處即會喪失耐蝕性，而有母材鋼板從早期即腐蝕而生鏽之問題。就算不至於鍍敷層剝離之程度，鍍敷層與母材鋼板之間亦會喪失密著性，導致該部分產生些微空隙，造成外部空氣或水分從該空隙侵入，使鍍敷層喪失防蝕機能。而造成如同前述，母材鋼板從早期即腐蝕而生鏽。 基於該等問題，施行嚴酷的彎曲加工等後作使用之高強度鋼板係強烈希望使用具備鍍敷層對母材鋼板具優異密著性之熔融鍍鋅層的鍍敷鋼板。

為了提高鍍敷層的密著性，例如以專利文獻1~3為代表，有提出一種使鋼板內部生成氧化物，來減少會造成鍍敷剝離之基鐵與鍍敷層之界面上的氧化物之方法。然，當使所述氧化物生成於鋼板表層時，鋼板表層的碳會與氧結合而氣體化。結果造成碳自鋼板脫離，故該碳脫離之區域會有強度顯著降低之情形。當鋼板表層的強度降低時，受表層部特性大力影響之耐疲勞特性即會變差，而有疲勞強度大幅降低之虞。

或是為了提高鍍敷層的密著性，專利文獻4中提出了一種在一般退火步驟前新增新的退火步驟及酸洗步驟來施行，使母材鋼板表面改質，提高鍍敷密著性之方法。不過，專利文獻4所記載之方法對一般高強度鍍敷鋼板之製造方法來說要增加步驟，而有成本方面之課題。

此外，專利文獻5中，提出了一種自母材鋼板表層部除去碳來提高鍍敷密著性之方法。然，專利文獻5所記載之方法卻會使經除去碳之區域的強度顯著降低。因此，專利文獻5所記載之方法會使受表層部特性大力影響之耐疲勞特性變差，而有疲勞強度大幅降低之虞。

又，專利文獻6、7中，提出了一種將鍍敷層中的Mn、Al及Si量控制在適宜的範圍內來使鍍敷密著性提升之鋼板。但專利文獻6、7所記載之鋼板因需在製造時將鍍敷層中的元素量作高精度的控制，造成作業上負擔變大而有成本方面之課題。

關於提高鍍敷密著性之手法，專利文獻8有提出一種鋼板的微觀組織僅由肥粒鐵構成之高強度鋼板。但，專利文獻8所記載之鋼板其微觀組織因僅為軟質的肥粒鐵故無法獲得充分高的強度。

而現在，係廣泛使用經於熔融鍍鋅處理後施行合金化處理之合金化熔融鍍鋅鋼板。合金化處理係一種將鍍敷層加熱至Zn熔點以上的溫度，使大量的Fe原子從母材鋼板中擴散到鍍敷層中，將鍍敷層製成Zn-Fe合金主體的層之處理。例如，專利文獻9、10、11提出了一種鍍敷密著性優異之合金化熔融鍍鋅鋼板。但，為了將鍍敷層充分合金化，必須將鋼板加熱至高溫。若將鋼板加熱至高溫，鋼板內部的微觀組織即會變質，尤其易生成粗大的鐵系碳化物而有損鋼板特性，故而不佳。

另一方面，例如以專利文獻12所記載之熔融鍍鋅鋼板來說，有鍍敷層在寬度方向上之Fe含量不均勻性造成之外觀不均的情形。

先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本特開2008-019465號公報 專利文獻2：日本特開2005-060742號公報 專利文獻3：日本特開平9-176815號公報 專利文獻4：日本特開2001-026853號公報 專利文獻5：日本特開2002-088459號公報 專利文獻6：日本特開2003-055751號公報 專利文獻7：日本特開2003-096541號公報 專利文獻8：日本特開2005-200750號公報 專利文獻9：日本特開平11-140587號公報 專利文獻10：日本特開2001-303226號公報 專利文獻11：日本特開2005-060743號公報 專利文獻12：國際公開第2016/072479號

發明概要 發明欲解決之課題 鑒於以上現況，本發明係提供一種尤具優異之以彎曲性及延伸凸緣成形性(以下僅稱為延伸凸緣性)為代表之鋼板成形性，且鍍敷的外觀均勻性、耐疲勞特性、熔接性、耐蝕性及鍍敷密著性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板。

用以解決課題之手段 本發明人等為了製得具優異之以彎曲性及延伸凸緣成形性為代表之鋼板成形性，及耐疲勞特性、熔接性、耐蝕性及鍍敷密著性之高強度熔融鍍鋅鋼板而積極努力反覆檢討。結果，本發明人等藉由將鋼板的微觀組織控制成適當的組織分率而改善了延伸凸緣性(擴孔性)。而且，本發明人等藉由從鍍敷層與母材鋼板之境界控制母材鋼板側的硬質相的體積分率而改善了彎曲性與耐疲勞特性。並且，本發明人等發現，即便在將含有大量Si及Mn之鋼板用作鍍敷原板之情況下，藉由於形成於利用添加有Al之鍍敷浴所形成鍍敷層與母材鋼板之界面的Fe-Al合金層正下方，形成由肥粒鐵相的極微細粒所構成之特定微細化層可抑制加工時產生及傳播裂痕，而可抑制以其為起點之鍍敷剝離。又，可知藉由將鋼板寬度方向上之微細化層及Fe-Al合金層的厚度控制在特定範圍內，可製得不僅鍍敷密著性優異，外觀均勻性亦優異之熔融鍍鋅鋼板。

本發明即為鑑於所述見解所完成者，其態様如下。

(1)一種熔融鍍鋅鋼板，係於母材鋼板之至少一側具有熔融鍍鋅層，且該熔融鍍鋅鋼板之特徵在於前述母材鋼板具有以下化學組成： 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%、 Ti：0%～0.150%、 Nb：0%～0.100%、 V：0%～0.300%、 Cr：0%～2.00%、 Ni：0%～2.00%、 Cu：0%～2.00%、 Mo：0%～2.00%、 B：0%～0.0100%、 W：0%～2.00%、及 Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM：合計0%～0.0100%，且 剩餘部份由Fe及雜質所構成；並且具有以下微觀組織： 相對於前述母材鋼板的總厚度，以前述母材鋼板表面起1/4厚度為中心之1/8厚度～3/8厚度範圍中， 肥粒鐵相以體積分率計為0%以上且小於50%， 由變韌鐵組織、變韌肥粒鐵相、新生麻田散鐵相與回火麻田散鐵相中之1種以上所構成之硬質組織的合計以體積分率計為50%以上， 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%， 自前述熔融鍍鋅層與母材鋼板之界面起至鋼板厚度方向深度20μm為止之表層部中， 殘留沃斯田鐵以體積分率計為0%～3%， 將前述表層部中前述硬質組織的體積分率V1、與以鋼板表面起1/4厚度為中心之1/8厚度～3/8厚度之範圍中前述硬質組織的體積分率V2之比，V1/V2限制為0.10以上且0.90以下之範圍； 前述熔融鍍鋅層中Fe含量大於0%且在3.0%以下，Al含量大於0%且在1.0%以下， 於前述熔融鍍鋅層與前述母材鋼板之界面具有平均厚度為0.1μm～2.0μm之Fe-Al合金層，且其在鋼板寬度方向上之最大厚度與最小厚度的差在0.5μm以內， 前述母材鋼板內具有與前述Fe-Al合金層直接接觸之微細化層，前述微細化層的平均厚度為0.1μm～5.0μm，前述微細化層內之肥粒鐵相的平均粒徑為0.1μm～3.0μm，前述微細化層中含有Si及Mn之1種或2種以上氧化物，前述氧化物的最大徑為0.01μm～0.4μm，在鋼板寬度方向上之前述微細化層之最大厚度與最小厚度的差在2.0μm以內。 (2)如(1)之熔融鍍鋅鋼板，其中前述熔融鍍鋅層每單側鍍敷附著量為10g/m ²以上且100g/m ²以下。 (3)如(1)或(2)之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計更含有選自於由 Ti：0.001%～0.150%、 Nb：0.001%～0.100%、及 V：0.001%～0.300% 所構成群組中之1種或2種以上。 (4)如(1)～(3)中任一項之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計更含有選自於由 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%、及 W：0.01%～2.00% 所構成群組中之1種或2種以上。 (5)如(1)～(4)中任一項之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計更含有合計0.0001%～0.0100%之選自於由Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM所構成群組中之1種或2種以上。

發明效果 根據本發明前述態様，可提供一種鍍敷的外觀均勻性、成形性、耐疲勞特性、熔接性、耐蝕性及鍍敷密著性優異之熔融鍍鋅鋼板。

發明實施形態 本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板係於具有以下化學成分之母材鋼板(以下，僅記為鋼板)表面形成熔融鍍鋅層(以下，僅記為鍍敷層)而成者，該母材鋼板之化學成分以質量%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%，且剩餘部份由Fe及雜質構成。 並且，母材鋼板之板厚宜為0.6mm以上且低於5.0mm。母材鋼板的板厚若低於0.6mm，則母材鋼板形狀難以保持平坦而不適宜。又，若母材鋼板的板厚為5.0mm以上，則難以控制製造過程中的冷卻，而有無法獲得預定的微觀組織造成成形性變差的情況。 鍍敷層之Fe含量大於0%且在3.0%以下，Al含量大於0%且在1.0%以下。

首先，就構成本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板的母材鋼板的化學成分(組成)進行說明。此外，以下說明中的[%]只要無特別說明即表示[質量%]。

[C：0.040%~0.280%] C係為提高母材鋼板強度而含有。然若C含量大於0.280%，點熔接性會變差，故設C含量為0.280%以下。此外，以點熔接性之觀點，C含量宜為0.250%以下，更宜為0.220%以下。另一方面，C含量低於0.040%時，強度會降低，而難以確保充分的拉伸最大強度，故將C含量設為0.040%以上。此外，為了獲得更高的強度，C含量宜為0.055%以上，更宜為0.070%以上。

[Si：0.05%~2.00%] Si係可抑制母材鋼板中鐵系碳化物之生成，提高強度與成形性之元素。但Si亦為會使鋼板脆化之元素，故Si含量大於2.00%時，易發生鑄造出的鋼胚龜裂等之問題。因此，設Si含量為2.00%以下。並且Si會於退火步驟時於母材鋼板表面形成氧化物，顯著破壞鍍敷的密著性。而由此觀點，Si含量宜為1.500%以下，更宜為1.200%以下。另一方面，Si含量小於0.05%時，於熔融鍍鋅鋼板之鍍敷步驟中會大量生成粗大的鐵系碳化物，使強度及成形性變差，故設Si含量為0.05%以上。而以抑制鐵系碳化物生成之觀點，Si含量宜為0.10%以上，更宜為0.25%以上。

[Mn：0.50%~3.50%] Mn可為了藉由提高母材鋼板的淬火性來提高強度而含有。然，當Mn含量大於3.50%時，母材鋼板的板厚中央部會生成粗大的Mn濃化部分而易引起脆化，而易發生鑄造出的鋼胚龜裂等之問題。因此，設Mn含量為3.50%以下。又，若增加Mn的含量亦會使熔融鍍鋅鋼板的點熔接性變差。由此觀點，Mn含量宜為3.00%以下，更宜為2.80%以下。而Mn含量小於0.50%時，於退火後之冷卻中會大量形成軟質組織，而難以確保充分高的拉伸最大強度。因此，須設Mn含量為0.50%以上。為了可更提高熔融鍍鋅鋼板的強度，Mn含量宜為0.80%以上，更宜為1.00%以上。

[P：0.0001%~0.1000%] P係會使鋼材脆化之元素，且當P含量大於0.1000%時，會變得易發生鑄造出的鋼胚龜裂、鋼胚於軋延中龜裂等問題，因此設P含量為0.1000%以下。又，P亦為會使透過點熔接而生成之熔融部脆化之元素，故為了獲得充分的熔接接合強度，P含量宜設為0.0400%以下，更宜設為0.0200%以下。而P含量小於0.0001%時，會伴隨製造成本大幅增加，因此設P含量下限值為0.0001%，宜設為0.0010%以上。

[S：0.0001%~0.0100%] S係會與Mn結合形成粗大的MnS，使延性、擴孔性(延伸凸緣性)及彎曲性等成形性降低之元素，故設S含量為0.0100%以下。又，S係會使點熔接性變差之元素。因此，S含量宜設為0.0060%以下，更宜設為0.0035%以下。另一方面，將S含量設為小於0.0001%時，會伴隨製造成本大幅增加。因此，設S含量之下限值為0.0001%，宜設為0.0005%以上，更宜設為0.0010%以上。

[Al：0.001%~1.500%] Al係會使鋼材脆化之元素。則當Al含量大於1.500%時，會易發生鑄造出的鋼胚龜裂等問題，故設Al含量為1.500%以下。又，因若增加Al含量會使點熔接性變差，故Al含量宜設為1.200%以下，更宜設為1.000%以下。另一方面，不特別限定Al含量下限亦可發揮本實施形態之效果。而Al係微量存在於原料中之雜質，故設其含量小於0.001%時，會伴隨製造成本大幅增加。因此，設Al含量為0.001%以上。又，Al亦為可有效作為脫氧材之元素，而為了要更充分獲得脱氧效果，Al含量宜設為0.010%以上。

[N：0.0001%~0.0100%] N係會形成粗大的氮化物，使延性、擴孔性(延伸凸緣性)及彎曲性等成形性變差之元素，基於此必須抑制其含量。當N含量大於0.0100%時，會使成形性顯著變差，故設N含量上限為0.0100%。又，過度含有N時，會造成於熔接時產生氣孔，故其含量宜少。由該等觀點來看，N含量宜為0.0070%以下，更宜為0.0050%以下。另一方面，不特別限定N含量下限亦可發揮本實施形態之效果，但若設N含量低於0.0001%時會導致製造成本大幅增加。基於此，設N含量之下限為0.0001%以上。N含量宜為0.0003%以上，更宜為0.0005%以上。

[O：0.0001%~0.0100%] O會形成氧化物，使熔融鍍鋅鋼板之延性、擴孔性(延伸凸緣性)及彎曲性等成形性變差，故必須抑制O含量。當O含量大於0.0100%時，會使成形性顯著變差，故設O含量上限為0.0100%。並且O含量宜為0.0050%以下，更宜為0.0030%以下。不特別限定O含量下限亦可發揮本實施形態之效果，但若設O含量小於0.0001%時，會伴隨製造成本大幅增加，故設其下限為0.0001%。且O含量宜為0.0003%以上，更宜為0.0005%以上。

此外，本實施形態之熔融鍍鋅鋼板的母材鋼板中亦可因應需要含有以下元素。

首先，本實施形態之母材鋼板中，可更含有選自於由Ti：0.001%～0.150%、Nb：0.001%～0.100%及V：0.001%～0.300%所構成群組中之1種或2種以上。

[Ti：0.001%~0.150%] Ti係可透過強化析出物、抑制肥粒鐵晶粒的成長使細粒強化、及抑制再結晶所行之差排強化而有助於提高熔融鍍鋅鋼板之強度的元素。然，Ti含量大於0.150%時，會使碳氮化物析出變多，造成成形性變差，故設Ti含量為0.150%以下。又，由成形性之觀點，Ti含量宜為0.080%以下。另一方面，不特別限定Ti含量下限亦可發揮本實施形態之效果，但為了利用Ti充分獲得提高強度之效果，Ti含量宜為0.001%以上。為了使熔融鍍鋅鋼板更高強度化，Ti含量更宜為0.010%以上。

[Nb：0.001%~0.100%] Nb係可透過強化析出物、抑制肥粒鐵晶粒的成長使細粒強化、及抑制再結晶所行之差排強化而有助於提高熔融鍍鋅鋼板之強度的元素。然，Nb含量大於0.100%時，會使碳氮化物析出變多，造成熔融鍍鋅鋼板的成形性變差，故設Nb含量為0.100%以下。又，由成形性之觀點，Nb含量宜為0.060%以下。另一方面，不特別限定Nb含量下限亦可發揮本實施形態之效果，但為了利用Nb充分獲得提高強度之效果，Nb含量宜為0.001%以上。為了使熔融鍍鋅鋼板更高強度化，Nb含量更宜為0.005%以上。

[V：0.001%~0.300%] V係可透過強化析出物、抑制肥粒鐵晶粒的成長使細粒強化、及抑制再結晶所行之差排強化而有助於提高熔融鍍鋅鋼板之強度的元素。然，V含量大於0.300%時，會使碳氮化物析出變多，造成成形性變差。因此，設V含量為0.300%以下。且V含量宜為0.200%以下。另一方面，不特別限定V含量下限亦可發揮本實施形態之效果。而為了利用V充分獲得提高強度之效果，V含量宜為0.001%以上，更宜為0.010%以上。

又，本實施形態之母材鋼板中更可含有選自於由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%及W：0.01%～2.00%所構成群組中之1種或2種以上。

[Cr：0.01%~2.00%] Cr係可抑制在高溫下之相變態而對熔融鍍鋅鋼板的高強度化有效之元素，亦可取代一部份的C及/或Mn而含有之。然，Cr含量大於2.00%時，於熱處理之加工性會受損而導致生產性降低，因此，設Cr含量為2.00%以下，且1.20%以下更佳。另一方面，不特別限定Cr含量下限亦可發揮本實施形態之效果，然為了利用Cr充分獲得高強度化之效果，Cr含量宜為0.01%以上，更宜為0.10%以上。

[Ni：0.01%~2.00%] Ni係可抑制在高溫下之相變態而對熔融鍍鋅鋼板的高強度化有效之元素，亦可取代一部份的C及/或Mn而含有之。然，Ni含量大於2.00%時，會有損熔接性，因此設Ni含量2.00%以下，1.20%以下更佳。另一方面，不特別限定Ni含量下限亦可發揮本實施形態之效果，然為了利用Ni充分獲得高強度化之效果，Ni含量宜為0.01%以上，更宜為0.10%以上。

[Cu：0.01%~2.00%] Cu係可作為微細粒子存在於鋼中來提高熔融鍍鋅鋼板的強度之元素，亦可取代一部份的C及/或Mn而含有之。然，Cu含量大於2.00%時，會有損熔接性，故設Cu含量為2.00%以下。且Cu含量宜為1.20%以下。不特別限定Cu含量下限亦可發揮本實施形態之效果，然為了利用Cu充分獲得提高熔融鍍鋅鋼板的強度之效果，Cu含量宜為0.01%以上，更宜為0.10%以上。

[Mo：0.01%~2.00%] Mo係可抑制在高溫下之相變態而對熔融鍍鋅鋼板的高強度化有效之元素，因此，亦可取代一部份的C及/或Mn而含有之。然，Mo含量大於2.00%時，於熱處理之加工性會受損而導致生產性降低，因此設Mo含量為2.00%以下。且Mo含量宜為1.20%以下。另一方面，不特別限定Mo含量下限亦可發揮本實施形態之效果，然為了利用Mo充分獲得高強度化之效果，Mo含量宜為0.01%以上，更宜為0.05%以上。

[B：0.0001%~0.0100%] B係可抑制在高溫下之相變態而對熔融鍍鋅鋼板的高強度化有效之元素，因此，亦可取代一部份的C及/或Mn而含有之。然，B含量大於0.0100%時，於熱處理之加工性會受損而導致生產性降低，因此設B含量為0.0100%以下。而由生產性之觀點，B含量宜為0.0050%以下。另一方面，不特別限定B含量下限亦可發揮本實施形態之效果，然為了利用B充分獲得高強度化之效果，B含量宜設為0.0001%以上。而為了進一步使熔融鍍鋅鋼板高強度化，B含量更宜為0.0005%以上。

[W：0.01%~2.00%] W係可抑制在高溫下之相變態而對熔融鍍鋅鋼板的高強度化有效之元素，因此，亦可取代一部份的C及/或Mn而含有之。然，W含量大於2.00%時，於熱處理之加工性會受損而導致生產性降低，因此設W含量為2.00%以下。且W含量宜設為1.20%以下。另一方面，不特別限定W含量下限亦可發揮本實施形態之效果，然為了利用W充分獲得高強度化之效果，W含量宜為0.01%以上，更宜為0.10%以上。

並且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%之選自於由Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM所構成群組中之1種或2種以上作為其他元素。含有該等元素的理由如下。其中，REM係Rare Earth Metal的簡稱，係指屬鑭系之元素。本發明實施形態中，REM及Ce大多以稀土金屬合金而含有，而除了La及Ce外還有複合含有鑭系元素之情形。含有該等La及Ce以外之鑭系元素作為雜質亦可發揮本實施形態之效果。又，含有金屬La或Ce亦可發揮本實施形態之效果。

Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM係可有效改善熔融鍍鋅鋼板的成形性之元素，因此亦可含有1種或2種以上。然選自於由Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM所構成群組中之1種或2種以上之含量合計大於0.0100%時，會有損及延性之虞，故設各元素含量合計為0.0100%以下。且該等各元素含量合計宜為0.0070%以下。另一方面，不特別限定選自於由Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM所構成群組中之1種或2種以上之含量下限亦可發揮本實施形態之效果，然為了充分獲得改善熔融鍍鋅鋼板的成形性之效果，該等各元素含量合計宜為0.0001%以上。而由成形性之觀點，選自於由Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM所構成群組中之1種或2種以上之含量合計更宜為0.0010%以上。

本實施形態之熔融鍍鋅鋼板的化學成分中，以上說明之各元素的剩餘部份為Fe及雜質。此外，前述Ti、Nb、V、Cr、Ni、Cu、Mo、B、W皆允許在低於各前述下限値的微量下含有作為雜質。又，Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM亦允許在低於其合計量下限値的極微量下含有作為雜質。

所規定之本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板的母材鋼板組織的理由如下。

(微觀組織) 說明本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板之母材鋼板的微觀組織。鋼板特性會隨微觀組織而改變，而要將微觀組織定量化時，以現實來說要將鋼板整個區域定量化來規定是不可能的。因此，本發明係將可表示鋼材代表性之微觀組織、即將以母材鋼板表面起1/4厚度為中心之1/8厚度~3/8厚度的微觀組織定量化來規定。板厚中央部之微觀組織會因強勁的凝固偏析而改變，故無法稱作可代表鋼板的微觀組織。而靠近鋼板表層的部位的微觀組織會因局部溫度變化或與外部氣體反應而改變，故無法稱作可代表鋼板的微觀組織。 本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板的母材鋼板的微觀組織，以母材鋼板表面起1/4厚度為中心之1/8厚度～3/8厚度的範圍中，肥粒鐵相(以下稱肥粒鐵)以體積分率計在50%以下，由變韌鐵組織(以下稱變韌鐵)、變韌肥粒鐵相(以下稱變韌肥粒鐵)、新生麻田散鐵相(以下稱新生麻田散鐵)與回火麻田散鐵相(以下稱回火麻田散鐵)中之1種以上所構成之硬質組織合計以體積分率計為50%以上，殘留沃斯田鐵相(以下稱殘留沃斯田鐵)以體積分率計為0%～8%(包含0%)，波來鐵相(以下稱波來鐵)與粗大雪明碳鐵相(以下稱雪明碳鐵)之合計以體積分率計為0%～8%(包含0%)。

「肥粒鐵」 肥粒鐵係具有優異延性之組織。然，因肥粒鐵為軟質故強度低，而若設肥粒鐵的體積分率為50%以上的話，無法獲得具充分延伸凸緣成形性的熔融鍍鋅鋼板。因此，肥粒鐵的體積分率設為低於50%。而為了提高延伸凸緣性，肥粒鐵的體積分率宜設為45%以下，更宜設為40%以下。肥粒鐵的體積分率下限無特別限定即可發揮本實施形態之效果，故體積分率為0%亦可。此外、為了提高延性，肥粒鐵分率宜為5%以上，10%以上更佳。

「殘留沃斯田鐵」 殘留沃斯田鐵係可提升熔融鍍鋅鋼板的強度-延性平衡之組織。另一方面，殘留沃斯田鐵會伴隨變形變態成硬質的麻田散鐵，而成為破壞的起點帶來影響，使延伸凸緣性變差，故設殘留沃斯田鐵的體積分率上限為8%。由熔融鍍鋅鋼板的成形性之觀點，殘留沃斯田鐵的體積分率宜小，而宜設為5%以下，設為0%～3%(包含0%)更佳。熔融鍍鋅鋼板的殘留沃斯田鐵的體積分率宜越小越好，0%亦無妨。

「硬質組織」 為了提高熔融鍍鋅鋼板的拉伸最大強度與延伸凸緣性，由變韌鐵、變韌肥粒鐵、新生麻田散鐵與回火麻田散鐵中之1種以上所構成之硬質組織的體積分率必須設為50%以上。為了提高鋼板的延伸凸緣性，硬質組織的體積分率宜設為58%以上，設為65%以上更佳。另一方面，硬質組織的體積分率上限無特別限定即可發揮本實施形態之效果，故體積分率為100%亦可。而為了降低降伏應力、提高形狀凍結性，硬質組織的體積分率宜為93%以下、85%以下更佳。

「變韌肥粒鐵及變韌鐵」 變韌肥粒鐵及變韌鐵係熔融鍍鋅鋼板之強度與成形性之平衡優異的組織，故變韌肥粒鐵與變韌鐵之體積分率合計為100%亦可。又，變韌肥粒鐵及變韌鐵係具有強度在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中間的微觀組織，而以延伸凸緣性之觀點含有5%以上更佳，且含有10%以上更佳。另一方面，變韌肥粒鐵及/或變韌鐵的體積分率若超過90%，則降伏應力會過度升高，而有形狀凍結性變差之虞，故而不適宜。

「回火麻田散鐵」 以熔融鍍鋅鋼板之拉伸強度的觀點，回火麻田散鐵其體積分率宜設為5%以上。又，回火麻田散鐵係可大幅提升拉伸強度之組織，故體積分率為100%亦可。另一方面，鋼板組織所含回火麻田散鐵的體積分率若超過90%，降伏應力會過度升高，而有形狀凍結性變差之虞，故回火麻田散鐵的體積分率宜設為90%以下。

「新生麻田散鐵」 新生麻田散鐵可大幅提升熔融鍍鋅鋼板的拉伸強度，但另一方面卻會成為破壞的起點使延伸凸緣性變差，因此鋼板組織中宜含有以體積分率計30%以下。尤其係為了提高擴孔性，新生麻田散鐵的體積分率更宜設為20%以下，設為10%以下更佳。

「其他微觀組織」 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之組織。然，若熔融鋅鍍鋼板的鋼板組織中波來鐵及/或粗大的雪明碳鐵變多，會使延性變差。由此看來，設鋼板組織所含波來鐵及/或粗大的雪明碳鐵的體積分率合計為8%以下。此外，波來鐵及/或粗大的雪明碳鐵的體積分率合計宜為5%以下。

又，本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板的鋼板組織，以鍍敷層與母材鋼板(基鐵)之界面為起點之至鋼板厚度方向深度20μm為止的表層部中，係將殘留沃斯田鐵的體積分率限制在0%~3%(包含0%)，並且前述表層部中前述硬質組織的體積分率「V1」在以鋼板表面起1/4厚度為中心之1/8厚度～3/8厚度之範圍中前述硬質組織的體積分率「V2」的0.10倍以上且0.90倍以下之範圍。

「鍍敷層與基鐵之界面附近的殘留沃斯田鐵」 熔融鍍鋅鋼板之鍍敷層與母材鋼板之界面附近的殘留沃斯田鐵係一會伴隨變形變態成硬質的麻田散鐵，而在對熔融鍍鋅鋼板表面附近施加大的應變之彎曲變形時會成為破壞的起點帶來影響，造成彎曲性及耐疲勞特性變差的組織。由該觀點，以鍍敷層與母材鋼板之界面為起點之至鋼板厚度方向深度20μm為止的表層部中，須將殘留沃斯田鐵的體積分率限制在0%～3%(包含0%)。並且，該表層部的殘留沃斯田鐵的體積分率宜越低越好，0%亦無妨。

「鍍敷層與基鐵之界面附近的硬質組織」 熔融鍍鋅鋼板之鍍敷層與母材鋼板(基鐵)之界面附近的硬質組織係可提高熔融鍍鋅鋼板表層部的強度，使疲勞極限強度大幅提升，而有助於耐疲勞特性改善的組織。由該觀點，將以鍍敷層與基鐵之界面為起點之至鋼板厚度方向深度20μm為止的表層部中硬質組織的體積分率設為「V1」、且設以鋼板表面起1/4厚度為中心之1/8厚度~3/8厚度範圍的合計體積分率為「V2」時，必須令該等比V1/V2為0.10以上，來充分提高熔融鍍鋅鋼板表層部的強度。此外，為了充分提升耐疲勞特性，V1/V2宜為0.20以上，0.30以上更佳，且0.40以上更佳。另一方面，將以鍍敷層與基鐵之界面為起點之至鋼板厚度方向深度20μm為止的表層部中硬質組織分率做某程度抑制，來降低熔融鍍鋅鋼板表面附近的強度以提升局部延性，亦可改善彎曲性。由該觀點，為了獲得良好的彎曲性，係將V1/V2設為0.90以下，且宜設為0.85以下，更宜設為0.80以下。

並且，本實施形態之熔融鍍鋅鋼板中以鍍敷層與基鐵之界面為起點之至鋼板厚度方向深度20μm為止的表層部中，亦可於鐵的BCC晶界及/或晶粒內具有含Si及/或Mn之微細的氧化物。藉由先於表層部之鋼板內部生成微細的氧化物，可抑制會成為鍍敷層剝離之起點之於鋼板表面、亦即於鍍敷層與母材鋼板之界面生成含Si及/或Mn的氧化物。

本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板的母材鋼板所含各組織的體積分率例如係依以下所示方法測定。

本發明熔融鍍鋅鋼板之鋼板組織所含肥粒鐵、變韌肥粒鐵、變韌鐵、回火麻田散鐵、新生麻田散鐵、波來鐵及粗大雪明碳鐵的體積分率可利用以下方法測定。首先，以與鋼板之軋延方向平行之板厚截面為觀察面採取試料後，研磨觀察面，並進行硝太蝕劑蝕刻。然後，分別將以板厚1/4為中心之在1/8厚度～3/8厚度之範圍、或以鍍敷層與母材鋼板(基鐵)之界面為起點之至鋼板厚度方向深度20μm為止的表層部，用場發射掃描型電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察並測定面積分率，並將其視作體積分率。其中，鍍敷層被硝太蝕劑蝕刻去除時，亦可將試料表面視為鍍敷層與基鐵之界面。

本實施形態之熔融鍍鋅鋼板的鋼板組織所含殘留沃斯田鐵的體積分率，係用FE-SEM、及利用EBSD(Electron Bach-Scattering Diffraction)法進行高分解能晶體方向解析來評估。首先，將與軋延方向平行之板厚截面加工成鏡面，以母材鋼板表面起1/4厚度為中心之1/8厚度~3/8厚度之範圍、或以鍍敷層與基鐵之界面為起點之至鋼板厚度方向深度20μm為止的表層部，分別將測定間距設為0.15μm以下，在合計10000μm ²以上的區域中測定晶體方向。然後，判斷各測定點為BCC(體心立方結構)之鐵或為FCC(面心立方結構)之鐵，並以判斷為FCC鐵之點作為殘留沃斯田鐵，測定殘留沃斯田鐵的面積分率，而可將其作為體積分率。此外，若測定很廣的區域則面積分率會與體積分率等價，故在前述情況下藉由於合計10000μm ²以上之區域中測定晶體方向可將殘留沃斯田鐵的面積分率作為體積分率。

如圖1所示，本實施形態之熔融鍍鋅鋼板係於熔融鍍鋅層10與母材鋼板20之界面具有Fe-Al合金層30，且於母材鋼板20內具有以下所示微細化層40及脫碳層50。 微細化層及脫碳層如後述，係在退火步驟中於特定溫度域下控制在特定氣體環境之條件下進行脫碳反應而生成之層。因此，微細化層及脫碳層內的結構相除了氧化物及介在物粒子外，實質上係以肥粒鐵相60為主體的組織。具體而言，係指肥粒鐵相的體積分率在70%以上，且剩餘部份組織為沃斯田鐵相、變韌鐵、麻田散鐵相、波來鐵中之1種或2種以上所佔之混合組織的層。 微細化層係定義為微細化層在母材鋼板最表層中肥粒鐵相的平均粒徑為脫碳層中肥粒鐵相的平均粒徑的1/2以下時存在。並將微細化層中肥粒鐵相的平均粒徑超過脫碳層中肥粒鐵相的平均粒徑1/2之境界定義為微細化層與脫碳層之境界。

微細化層係與前述Fe-Al合金層直接接觸。微細化層的平均厚度為0.1μm～5.0μm，微細化層內肥粒鐵相的平均粒徑為0.1～3.0μm，微細化層中含有Si及Mn之1種或2種以上氧化物，且其氧化物最大徑為0.01μm～0.4μm。

微細化層的平均厚度為0.1μm～5.0μm。微細化層的平均厚度低於0.1μm時，則無法獲得抑制裂痕產生及延展的效果而無法獲得鍍敷密著性的改善效果。若大於5.0μm，則會促使鍍敷層合金化，使鍍敷層中的Fe含量變大，造成鍍敷密著性降低。在此鍍敷層的合金化係指Fe原子擴散至鍍敷層中，生成Zn-Fe合金之意。較佳微細化層的平均厚度為0.2μm～4.0μm，更佳為0.3μm～3.0μm。

在鋼板寬度方向上之前述微細化層的最大厚度與最小厚度的差宜為2.0μm以內。在此，在鋼板寬度方向上之前述微細化層的最大厚度與最小厚度係指分別測定距離兩端50mm之位置與將其之間分成7等分之共計8處的微細化層的厚度，其中最大厚度與最小厚度。微細化層的厚度越厚，就越易使鍍敷層的合金化進行，故在鋼板寬度方向上之微細化層的厚度差若大，其會造成合金化不均，而有對鍍敷密著性及鍍敷外觀均勻性造成不良影響之情形。故由鍍敷密著性及鍍敷外觀均勻性之觀點，在鋼板寬度方向上之前述微細化層的最大厚度與最小厚度的差宜為1.5μm以下，1.0μm以下更佳。

微細化層內的肥粒鐵相的平均粒徑為0.1μm～3.0μm。肥粒鐵相的平均粒徑若低於0.1μm，則無法獲得抑制裂痕產生及延展的效果而無法獲得鍍敷密著性的改善效果。肥粒鐵相的平均粒徑若超過3.0μm，則無法獲得鍍敷密著性的改善效果。故較佳肥粒鐵相的平均粒徑為0.1μm～2.0μm。

微細化層中所含Si及Mn的1種或2種以上氧化物，例如可舉選自於由SiO ₂、Mn ₂SiO ₄、MnSiO ₃、Fe ₂SiO ₄、FeSiO ₃、MnO中之1種或2種以上。 微細化層中所含Si及Mn的1種或2種以上氧化物的最大徑為0.01μm～0.4μm。該氧化物如後述，會於退火時於特定溫度域下形成於母材鋼板內部，利用該氧化物粒子可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。氧化物最大徑小於0.01μm時，微細化層會無法充分形成，而使鍍敷密著性變差。氧化物最大徑大於0.4μm時，肥粒鐵相會粗大化，使微細化層無法充分形成，且該氧化物本身會變成鍍敷剝離的起點，使鍍敷密著性變差。因此，氧化物最大徑的較佳範圍為0.05μm～0.2μm。

微細化層的平均厚度及微細化層內肥粒鐵相的平均粒徑依以下所示方法測定。自熔融鍍鋅鋼板以與母材鋼板的軋延方向平行之板厚截面為觀察面採取試料。利用CP(Cross section polisher)裝置加工試料的觀察面，並用FE-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscopy)中的反射電子像以5000倍觀察來測定。

微細化層中所含Si及Mn之1種或2種以上氧化物的最大徑係利用以下所示方法測定。自熔融鍍鋅鋼板以與母材鋼板的軋延方向平行之板厚截面為觀察面採取試料。將試料觀察面用FIB(Focused Ion Beam)加工製成薄膜試料。之後，用FE-TEM(Field Emission Transmission Electr on Microscopy)以30000倍觀察薄膜試料。對各薄膜試料觀察5視野，將全視野計測所得之氧化物直徑的最大値作為該薄膜試料之氧化物的最大徑。

(Fe-Al合金層) 本發明實施形態係於鍍敷層與鋼板之界面形成有Fe-Al合金層。藉由形成Fe-Al合金層可抑制鍍敷層合金化，而可抑制鍍敷密著性降低。並且，可抑制因合金化不均造成之外觀不均。相較於在熔融鍍鋅處理後施行了合金化處理的合金化熔融鍍鋅鋼板，未施行合金化處理的熔融鍍鋅鋼板更容易因合金化不均造成外觀不均。故設Fe-Al合金層的厚度為0.1μm～2.0μm。當少於0.1μm時，會有使鍍敷密著性及外觀變差之情形，而多於2.0μm時，會有使鍍敷密著性及熔接性降低之情形。故較佳為0.1μm～1.0μm。

將在鋼板寬度方向上之前述Fe-Al合金層的最大厚度與最小厚度的差設為0.5μm以內。在此，在鋼板寬度方向上之前述Fe-Al合金層的最大厚度與最小厚度係指分別測定距離兩端50mm之位置與將其之間分成7等分之共計8處的Fe-Al合金層厚度，其中最大厚度與最小厚度。Fe-Al合金層的厚度越薄鍍敷層的合金化(Zn-Fe合金生成)越易進行，故在鋼板寬度方向上之Fe-Al合金層厚度差若大，其會造成合金化不均，而有對鍍敷密著性及鍍敷外觀均勻性造成不良影響之情形。故由鍍敷密著性及鍍敷外觀均勻性之觀點，在鋼板寬度方向上之前述Fe-Al合金層的最大厚度與最小厚度的差宜為0.4μm以下，且0.3μm以下更佳。

(鍍敷層) 本發明實施形態中，熔融鍍鋅層之Fe含量大於0%且在3.0%以下，Al含量大於0%且在1.0%以下。並且熔融鍍鋅層可含有或混入Ag、B、Be、Bi、Ca、Cd、Co、Cr、Cs、Cu、Ge、Hf、I、K、La、Li、Mg、Mn、Mo、Na、Nb、Ni、Pb、Rb、Sb、Si、Sn、Sr、Ta、Ti、V、W、Zr、REM之1種或2種以上。依上述，即便熔融鍍鋅層含有或混入上述元素之1種或2種以上，亦不損本發明效果，且亦有其含量可改善耐蝕性及加工性之較佳的情形。 又，本實施形態中，熔融鍍鋅層亦可含有由ζ相(FeZn ₁₃)構成之柱狀晶，而由鍍敷密著性之觀點，鍍敷層與母材鋼板之整個界面的ζ相被覆比率宜低於20%。 並且，母材鋼板單側的熔融鍍鋅層附著量宜在10g/m ²以上且100g/m ²以下。

[熔融鍍鋅層之Fe含量：大於0%且在3.0%以下] 熔融鍍鋅層之Fe含量大於0%且在3.0%以下。實質上要製造Fe含量為0%係很困難的。若Fe含量超過3.0%會使鍍敷密著性降低。Fe含量若低於0.3%，因會有使鍍敷密著性降低之情況，故由確保鍍敷密著性之觀點，Fe含量較佳範圍為0.3%～2.5%，且以0.5%～2.0%更佳。

[熔融鍍鋅層之Al含量：大於0%且在1.0%以下] 熔融鍍鋅層之Al含量大於0%且在1.0%以下。鍍敷浴中不含Al時、或含極少量時會使鍍敷層進行合金化，使鍍敷密著性降低，故鍍敷層中的Al含量宜設為0.1%以上。Al含量若大於1.0%則會使鍍敷密著性降低。故由確保鍍敷密著性之觀點，Al含量較佳範圍為0.1%～0.8%，更佳為0.2%～0.5%。

[熔融鍍鋅的附著量：10g/m ²~100g/m ²] 熔融鍍鋅層鍍敷到母材鋼板單側之附著量若少則有無法獲得充分的耐蝕性之虞。由此看來，鍍敷層鍍敷到母材鋼板單側之附著量宜設為10g/m ²以上。而由耐蝕性之觀點，附著量以20g/m ²以上更佳，且30g/m ²以上更佳。另一方面，若鍍敷層的附著量一多，進行點熔接時電極損耗會變激烈，而有於連續進行熔接時熔融塊徑減少及熔接接合強度變差之虞。因此，鍍敷層的附著量宜設為100g/m ²以下。由連續熔接性之觀點，附著量以93g/m ²以下佳，且85g/m ²以下更佳。

(熔融鍍鋅鋼板之製造方法) 接著，就製造本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板的方法進行詳細說明。

本實施形態之熔融鍍鋅鋼板的製造方法具備以下步驟：將具有上述化學成分之鋼胚加熱至1080℃以上後，施行軋延結束溫度設為850℃～980℃之範圍內的熱軋延製成熱軋鋼板，之後捲成捲材之步驟，將自熱軋延後至300℃為止的冷卻過程中的熱軋鋼板溫度控制成滿足後述式(1)之熱軋步驟；接續熱軋步驟進行酸洗後，進行合計軋縮率設為85%以下之冷軋延之冷軋步驟；將冷軋步驟後的鋼板在600℃～750℃間之平均加熱速度設為1.0℃/s以上，最高加熱溫度設為(Ac3-60)℃以上且750℃以上之溫度域內進行加熱，然後在720℃~650℃間之平均冷卻速度設為2.5℃/秒以上、在650℃~500℃間之平均冷卻速度設為5.0℃/秒以上進行冷卻之退火步驟；於退火步驟後，於將鍍敷浴溫度設為440℃～470℃、進入鍍敷浴時的鋼板溫度設為430℃～480℃、鍍敷浴中有效Al量設為0.180～0.250質量%的鍍敷條件下將鋼板浸漬於鍍敷浴，對鋼板表面施行熔融鍍鋅而形成鍍敷層之鍍敷步驟；及，於鍍敷步驟後，將鋼板冷卻至100℃以下後使用直徑50mm～800mm的輥進行彎折-折回變形合計2次以上之加工步驟。 以下，就各製造步驟進行詳細說明。

要製造本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板，首先要製造母材鋼板。 母材鋼板係鑄造因應特性含有之合金元素的鋼胚，並施行熱軋延後施行冷軋延來製造。 以下，就各製造步驟進行詳細說明。

「鑄造步驟」 首先，鑄造要供於熱軋延之鋼胚。鋼胚的化學成分(組成)宜為上述成分。要供於熱軋延之鋼胚可使用連續鑄造鋼胚或利用薄鋼胚連鑄機等所製出者。

「熱軋步驟」 在熱軋步驟中，為了抑制鑄造所造成之晶體方向的各向異性，鋼胚的加熱溫度宜設為1080℃以上。鋼胚的加熱溫度更宜設為1150℃以上。另一方面，鋼胚的加熱溫度上限並無限定。在高於1300℃加熱鋼胚需投入大量能量，而會導致製造成本大幅增加。由此看來，鋼胚的加熱溫度宜設為1300℃以下。

於加熱鋼胚後進行熱軋延。熱軋延的結束溫度(軋延結束溫度)若低於850℃，則會使軋延的反作用力變高，而難以穩定製得指定板厚。因此，熱軋延的結束溫度宜設為850℃以上，更宜設為870℃以上。另一方面，要將熱軋延的結束溫度設為高於980℃，於鋼胚加熱結束起至熱軋延結束為止之步驟中須使用加熱鋼板之裝置，而造成成本高騰。因此，熱軋延的結束溫度設為980℃以下，更宜設為950℃以下。

接著，將熱軋延後的熱軋鋼板捲成捲材。此外，自熱軋延至捲取為止之冷卻過程中的平均冷卻速度宜設為10℃/秒以上。其係因藉由在更低溫下進行變態，可使熱軋鋼板的粒徑微細，使冷軋及退火後的母材鋼板的有效結晶粒徑微細。

熱軋鋼板的捲取溫度宜設為450℃以上且650℃以下。其係因波來鐵及/或長徑1μm以上的粗大雪明碳鐵會分散並生成於熱軋鋼板的微觀組織中，使因冷軋延而導入熱軋鋼板的應變局域化之故。藉此可於退火步驟中使各種晶體方向的沃斯田鐵逆變態，將退火後的母材鋼板的有效晶粒微細化。捲取溫度若低於450℃，會有無法生成波來鐵及/或粗大雪明碳鐵之情況而不適宜。另一方面，捲取溫度若高於650℃，則波來鐵與肥粒鐵會分別沿軋延方向生成長帶狀。藉此，從肥粒鐵部分會有生成出在冷軋延及退火後生成之母材鋼板的有效晶粒沿軋延方向延展之粗大物的傾向，而不適宜。 而且，捲取熱軋鋼板後，會有於鏽皮層下發生內部氧化層形成地不均勻(中央部比端部厚)之情形。而捲取溫度若高於650℃則該現象越顯著。該內部氧化層在後述的後續步驟(酸洗、冷軋)中無法去除時，會影響微細化層及Fe-Al合金層形成地不均勻，而有給予鍍敷密著性及外觀均勻性不良影響的可能。因此，由鍍敷密著性及外觀均勻性之觀點宜將捲取溫度降低至650℃以下。

在此，於退火後的母材鋼板表面上，為了將硬質組織控制成預定體積分率，須於熱軋延步驟中適度從母材鋼板表面脫碳。從母材鋼板的脫碳行為雖可藉由控制氣體環境來控制，但須使用大規模的設備，而對成本方面負擔大。因此，本實施形態即係於自完工軋延結束(熱軋延結束)至達300℃為止期間，控制冷卻速度來控制鋼板溫度，藉此控制脫碳行為。 母材鋼板的溫度控制係在自完工軋延結束至達300℃為止期間中，在母材鋼板表面於以鐵的BCC相可穩定之溫度Ae3*℃以下的範圍下進行。其係因從鐵的BCC相脫碳比從在高溫下為穩定相的FCC相脫碳還快進行。此外本實施形態中，母材鋼板溫度若為低於300℃之溫度範圍時，氧的擴散速度會變很慢，而以脫碳的進行速度來說不會對脫碳行為造成影響，所以熱軋步驟中的母材鋼板的溫度控制的溫度範圍設為至300℃為止之間。 而Ae3*[℃]可利用下式求算。

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分別為元素含量[質量%]。

又，鋼板的脫碳行為係分成自完工軋延結束至捲成捲材為止之第1期、與捲成捲材後至到達室溫為止之第2期來控制。其係因在第1期係在大氣下進行脫碳，而第2期係捲成捲材來使鋼板彼此密著，在幾乎沒有外部氣體侵入之條件下進行脫碳，故兩者在脫碳進行速度上有很大的差異之故。

具體而言，為了使鋼板表層部適度脫碳，係在自完工軋延結束至達300℃為止之冷卻過程中，將鋼板溫度控制在滿足下述式(1)之範圍。式(1)係關於脫碳行為之進行程度的算式，式(1)的値越大表示脫碳有在進行。 此外，有關式(1)中各項次，t[秒]係自完工軋延結束起之經過時間，t1[秒]係自完工軋延結束起至達Ae3*溫度為止之經過時間，t2[秒]係自完工軋延結束起至捲成捲材為止之經過時間，t3[秒]係自完工軋延結束起至鋼板溫度達300℃為止之經過時間。又，T(t)[℃]係鋼板溫度，W _Si[質量%]及W _Mn[質量%]分別係鋼板整體中Si、Mn各元素的平均含量。並且，α、β、γ、δ各項為常數項，分別為8.35×10 ⁸、2.20×10 ⁴、1.73×10 ¹⁰、2.64×10 ⁴。

[數1]

上述式(1)中，括弧內的第1積分項係關於第1期冷卻中脫碳進行程度的項次，第2積分項係關於第2期冷卻中脫碳進行程度的項次。不論哪一項，其脫碳皆為母材鋼板溫度越高且停留時間越長越有在進行。尤其係在第2期中，進行脫碳的元素氧幾乎不存在於氣體環境中，而係利用從表層的鏽皮層被鋼中的Si及Mn吸引而來的氧進行脫碳，故第2積分項中還包括Si及Mn含量的影響，而鋼中的Si及Mn量越多式(1)的値越大，表示有在進行脫碳。

完工軋延結束後的冷卻過程中，上述式(1)的値若低於0.8，則母材鋼板表層部幾乎不會脫碳，而表層部的硬質組織的體積率V1與以板厚表面起1/4厚度為中心之硬質組織的體積率V2之比V1/V2會大於0.90，使彎曲性變差，故以使上述式(1)的値成為0.8以上來進行冷卻。由該觀點，宜以使上述式(1)的値成為1.0以上來進行冷卻，且設成1.3以上更佳。另一方面，上述式(1)的値若超過20.0，則鋼板表層部會過度脫碳，使V1/V2小於0.30，造成鋼板的耐疲勞特性顯著變差，故宜以使上述式(1)的値成為20.0以下來進行冷卻。由該觀點，宜以使上述式(1)的値成為15.0以下來進行冷卻，設成10.0以下更佳。

接著，酸洗依上述而製得之熱軋鋼板。酸洗可去除形成於熱軋鋼板表面之氧化物，對提升母材鋼板的鍍敷性係很重要的。酸洗可進行一次亦可分數次進行。由微細化層及Fe-Al合金層可均勻形成、且可確保其所達成之外觀均勻性之觀點，以強化酸洗來盡可能去除生成於鏽皮層下的內部氧化層為宜。酸洗條件只要可去除內部氧化層則無特別限定，例如由酸洗效率與經濟性之觀點，宜使用鹽酸。去除內部氧化層之條件，例如可舉鹽酸濃度係將氯化氫設為5質量%以上，酸洗溫度設為80℃以上，酸洗時間設為30秒以上之推薦條件。

「冷軋步驟」 接著，對酸洗後的熱軋鋼板進行冷軋延而製得冷軋鋼板。 冷軋延中，軋縮率合計大於85%時，鋼板會喪失延性，而增加鋼板於冷軋延中斷裂的危險性。因此，軋縮率合計宜設為85%以下。由此觀點，軋縮率合計更宜設為75%以下，且設為70%以下更佳。冷軋延步驟中的軋縮率合計下限並無特別限定。然當軋縮率合計小於0.05%時，母材鋼板形狀會不均質，使鍍敷無法均勻附著，而損及外觀。因此，宜設為0.05%以上，更宜設為0.10%以上。此外，冷軋延宜多道次進行，然冷軋延的道次數及對各道次的軋縮率分配並無限制。

又，冷軋延的軋縮率合計在大於10%且低於20%之範圍時，於其之後的退火步驟中會無法充分進行再結晶，於表層附近殘留因產生大量差排而失去延展性的粗大晶粒，而有使彎曲性及耐疲勞特性變差的情形。為避免該狀況，縮小軋縮率的合計，可有效減輕差排蓄積於晶粒而留住晶粒的延展性。或是增大軋縮率的合計，可於退火步驟中充分進行再結晶，而有效將加工組織製成內部的差排蓄積少之再結晶粒。由減輕差排蓄積於晶粒之觀點，冷軋步驟的軋縮率合計宜設為10%以下，更宜設為5.0%以下。另一方面，為了於退火步驟中使再結晶充分進行，軋縮率合計宜設為20%以上，更宜設為30%以上。

「退火步驟」 本發明實施形態中係對冷軋鋼板施行退火。本發明實施形態中宜使用具有預熱帶、均熱帶與鍍敷帶之連續退火鍍敷生產線。而且，宜一邊進行退火步驟同時使其通過預熱帶與均熱帶，並在要到達鍍敷帶時結束退火步驟，於鍍敷帶進行鍍敷步驟。

如上述，當於退火步驟及鍍敷步驟使用連續退火鍍敷生產線時，例如宜使用以下所示方法。 尤其係為了使微細化層及Fe-Al合金層適切且均勻生成，並確保鍍敷密著性及外觀均勻性，預熱帶的氣體環境、加熱方式的控制、以及控制均熱帶的氣體環境即很重要。

於預熱帶，係在水蒸氣分壓P(H ₂O)與氫分壓P(H ₂)之比的Log値Log(P(H ₂O)/P(H ₂))控制在-1.7~-0.2之氣體環境下，使用空氣比設為0.7~1.0之預熱燃燒器加熱至400℃~800℃的鋼板溫度，同時使鋼板通過。 於預熱帶調整水蒸氣分壓圧P(H ₂O)與氫分壓P(H ₂)之比，會對在後續熔融鍍鋅時於界面上使Fe-Al合金相於寬度方向均勻析出及對鍍敷前的鋼板的表面性狀帶來影響。 其係因於預熱帶調整空氣比可抑制Si等強脫氧元素的氧化膜生成於鋼板表面。而且調整水蒸氣分壓P(H ₂O)與氫分壓P(H ₂)之比，可抑制鋼板表面過度脫碳。藉此可於後續鍍敷步驟中，抑制鋼板表面晶界有過度的Fe-Zn合金反應，而能選擇性地進行Fe-Al合金反應。藉由選擇性地進行Fe-Al合金反應，可促使形成均勻的Fe-Al合金層，獲得優異的鍍敷密著性、外觀均勻化。當Log(P(H ₂O)/P(H ₂))大於-0.2時，易於後續鍍敷步驟中引起Fe-Zn合金化，使鍍敷中的Fe濃度變高。而造成鍍敷密著性降低，易發生外觀不均。另一方面，當Log(P(H ₂O)/P(H ₂))小於-1.7，鋼板表面會生成碳濃度高的部分，而無法於表面形成微細化層，使鍍敷密著性降低。 「空氣比」係指單位體積的混合氣體所含空氣體積、與為了使單位體積的混合氣體所含燃料氣體完全燃燒而理論上所需之空氣體積之比，可以下述式表示。 空氣比＝[單位體積的混合氣體所含空氣體積(m ³)]/[為了使單位體積的混合氣體所含燃料氣體完全燃燒而理論上所需之空氣體積(m ³)]

上述空氣比大於1.0而過大時，會於鋼板表層部過度生成Fe氧化被膜，使退火後的脫碳層肥大化，且亦會過度生成微細化層。因此，鍍敷合金化會過度進行，使鍍敷密著性、碎裂性及粉碎性降低。所以，上述空氣比宜為1.0以下，更宜為0.9以下。當上述空氣比小於0.7而過小時，會無法形成微細化層，使鍍敷密著性降低。因此，將上述空氣比設為0.7以上，且宜設為0.8以上。 又，要通過預熱帶之鋼板溫度若低於400℃，則無法形成充分的微細化層。因此，要通過預熱帶之鋼板溫度設為400℃以上，且宜設為600℃以上。另一方面，要通過預熱帶之鋼板溫度若為高於800℃之高溫，則鋼板表面會生成粗大之含Si及Mn之氧化物，使鍍敷密著性降低。因此，要通過預熱帶之鋼板溫度設為800℃以下，且宜設為750℃以下。 預熱帶的加熱速度若慢則內部會氧化，而於鋼板內部生成粗大的氧化物。尤其係在600℃～750℃的加熱速度尤為重要，為了避免鋼板表層部過度脫碳、抑制生成粗大的氧化物，須將其之間的平均加熱速度設為1.0℃/秒以上。其之間的平均加熱速度若低於1.0℃/秒，則於微細化層中會形成粗大的氧化物，使鍍敷密著性及粉碎性降低。為了避免鋼板表層部過度脫碳、及生成粗大的氧化物，在600℃～750℃間之平均加熱速度宜設為1.5℃/秒以上，更宜設為2.0℃/秒以上。為了確保預熱帶的處理時間，在600℃～750℃的平均加熱速度宜設為50℃/秒以下。平均加熱速度若在50℃/秒以下，則易製得均勻的微細化層，而可製得鍍敷密著性及外觀均勻性優異之鍍敷層。

要將與鋼板成形性相關之微觀組織分率控制在預定範圍，退火步驟的最高加熱溫度係很重要的因子。最高加熱溫度若低，則於鋼中會熔融殘留粗大的鐵系碳化物，使成形性變差。為了使鐵系碳化物充分固溶，提高成形性，將最高加熱溫度設為(Ac3点-60)℃以上，且宜設為(Ac3点-45)℃以上，設為(Ac3点-35)℃以上更佳。最高加熱溫度的上限並無特別限定，然由鍍敷密著性之觀點，為了減少基鐵表面的氧化物，最高加熱溫度宜低。由該觀點最高加熱溫度宜設為950℃以下，更宜設為900℃以下。

鋼板的Ac3點為沃斯田鐵逆變態的開始點與結束點，具體而言，係自熱軋延後的鋼板切出小片後，以10℃/秒加熱至1200℃為止，並測定該期間之體積膨脹而得。

退火步驟的最高加熱溫度(750℃以上)會在均熱帶達點。該均熱帶的氣體環境係將Log(P(H ₂O)/P(H ₂))控制在-1.7~-0.2。Log(P(H ₂O)/P(H ₂))小於-1.7時，會無法形成微細化層，使鍍敷密著性降低。Log(P(H ₂O)/P(H ₂))大於-0.2時，脫碳會過度進行，則不僅母材鋼板表層的硬質相會顯著減少，微細化層中還會形成粗大的氧化物，使鍍敷密著性及粉碎性降低。

如上述，均熱帶的Log(P(H ₂O)/P(H ₂))為-1.7~-0.2時，會成為鍍敷剝離起點之Si及Mn氧化物不會形成於最表面層，而鋼板表層內部會形成最大徑為0.05μm~0.4μm之Si及/或Mn的微細氧化物。Si及/或Mn的微細氧化物可抑制退火中之Fe再結晶的成長。而且因退火氣體環境中的水蒸氣會使母材表層脫碳，故退火後的母材表層會變成肥粒鐵。結果而於退火後的母材表層形成平均厚度為0.1μm~5.0μm，肥粒鐵相的平均粒徑為0.1μm~3.0μm，且最大徑為0.01μm~0.4μm之含Si及/或Mn氧化物的微細化層。

退火步驟中，在到達最高加熱溫度後至到鍍敷浴為止之鍍敷前的冷卻(鍍敷前冷卻步驟)中，會分成720℃至650℃為止之溫度域、與650℃至500℃為止之溫度域2階段來控制鋼板溫度，藉此可製得預定微觀組織。

首先，為了抑制肥粒鐵生成，而規定在720℃至650℃為止之間的平均冷卻速度。從720℃至650℃為止之平均冷卻速度若低於2.5℃/秒，則肥粒鐵會過度生成，故將從720℃至650℃為止之平均冷卻速度設為2.5℃/秒以上。為了充分抑制肥粒鐵生成，從720℃至650℃為止之平均冷卻速度宜設為3.5℃/秒以上，更宜設為4.5℃/秒以上。從720℃至650℃之溫度域的平均冷卻速度上限並無特別設定，然要獲得過大的平均冷卻速度，須使用特殊的冷卻設備或不會影響鍍敷步驟之冷媒，故而不適宜。由該觀點，在上述溫度域中之平均冷卻速度宜設為100℃/秒以下，更宜設為70℃/秒以下。

接著，為了變免過度生成波來鐵及/或粗大的雪明碳鐵，而規定從650℃至500℃為止之冷卻速度。從650℃至500℃為止之平均冷卻速度低於5.0℃/秒時，會大量生成波來鐵及/或粗大的雪明碳，故設平均冷卻速度為5.0℃/秒以上。因鋼中宜不含波來鐵及/或粗大的雪明碳鐵，故為了充分避免該等生成，平均冷卻速度宜設為7.5℃/秒以上，更宜設為10.0℃/秒以上。從650℃至500℃之溫度域的平均冷卻速度上限並無特別設定，然要獲得過大的平均冷卻速度，須使用特殊的冷卻設備或不會影響鍍敷步驟之冷媒，故而不適宜。由該觀點，在上述溫度域中之平均冷卻速度宜設為100℃/秒以下，更宜設為70℃/秒以下。

接續鍍敷前冷卻步驟，為了獲得回火麻田散鐵，在鋼板溫度到達500℃後至到達鍍敷浴為止之期間，麻田散鐵變態處理亦可使鋼板在預定溫度域中停留一定時間。麻田散鐵變態處理溫度宜以麻田散鐵變態開始溫度Ms點為上限，且下限設為50℃。又，設麻田散鐵變態處理時間為1秒鐘~100秒鐘。此外，由該處理所製得之麻田散鐵，在鍍敷步驟中藉由進入高溫鍍敷浴會變成回火麻田散鐵。

而Ms點係依下式計算。 Ms點[℃]＝541-474C/(1-VF)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni＋19Al

上述式中，VF表示肥粒鐵的體積分率，C、Si、Mn、Cr、Ni、Al分別為元素含量[質量%]。 此外，要在製造中直接測定肥粒鐵的體積分率係很困難的。因此，本發明在決定Ms點時，係將冷軋鋼板在通過連續退火生產線前切出小片，並將該小片以同於通過連續退火生產線時之溫度歷程進行退火後，測定小片的肥粒鐵的體積變化，並將利用該結果算出之數値作為肥粒鐵的體積分率VF。

並且，為了生成變韌鐵，在鋼板溫度到達500℃後至到鍍敷浴為止之間，變韌鐵變態處理亦可使鋼板停留在預定溫度域中一定時間。變韌鐵變態處理溫度若大於500℃則會生成波來鐵及/或粗大的雪明碳鐵，故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若低於350℃，則無法充分進行變態，故將變韌鐵變態處理溫度設為350℃以上。為了充分進行變態，而將變韌鐵變態處理時間設為10秒以上，為了抑制波來鐵及/或粗大的雪明碳鐵的生成，則設為500秒以下。此外，在鍍敷前冷卻步驟後，要進行變韌鐵變態處理與麻田散鐵變態處理兩者時，施行順序係設為變韌鐵變態處理與麻田散鐵變態處理。

「鍍敷步驟」 接著，將依上述製得之母材鋼板浸漬於鍍敷浴。 鍍敷浴具有以鋅為主體、且鍍敷浴中的總Al量減去總Fe量所得的値、即有效Al量為0.180~0.250質量%之組成。鍍敷浴中的有效Al量小於0.180%時，Fe-Al合金層會無法充分形成，而Fe會進入鍍敷層中，損害鍍敷密著性，故須設為0.180%以上。而由此觀點，鍍敷浴中的有效Al量更宜設為0.185%以上，設為0.190%以上更佳。另一方面，鍍敷浴中的有效Al量若大於0.250%，母材鋼板與鍍敷層之Fe-Al合金層會過度生成，損害鍍敷密著性。由此觀點，鍍敷浴中的有效Al量須設為0.250%以下，且宜設為0.240%以下，設為0.230%以下更佳。

鍍敷浴中亦可混入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種以上元素，且利用各元素的含量有可改善熔融鍍鋅層的耐蝕性及加工性等較佳的情況。

又，鍍敷浴溫度宜設為440℃~470℃。鍍敷浴溫度低於440℃時，鍍敷浴的黏度會過度升高，而難以控制鍍敷層的厚度，損及熔融鍍鋅鋼板的外觀。因此，鍍敷浴的溫度宜為440℃以上，更宜設為445℃以上。另一方面，鍍敷浴溫度高於470℃時會產生大量煙霧，而難以安全製造。因此，鍍敷浴溫度宜為470℃以下，更宜設為460℃以下。

又，母材鋼板進入鍍敷浴時的鋼板溫度若低於430℃，為了使鍍敷浴溫度可在440℃以上穩定而須給予鍍敷浴大量熱量而不實用。另一方面，母材鋼板進入鍍敷浴時的鋼板溫度若高於480℃，則為了使鍍敷浴溫度可在470℃以下穩定，須導入可自鍍敷浴排出大量熱量的設備，而以製造成本方面來說不適宜。因此，為了穩定鍍敷浴的浴溫，母材鋼板進入鍍敷浴時的溫度宜設為430℃以上且480℃以下。並且，為了適切控制Fe-Al合金層，母材鋼板進入鍍敷浴時的溫度更宜設為440℃以上且470℃以下。

鍍敷浴的溫度以可在440℃~470℃之範圍內的溫度穩定為佳。鍍敷浴的溫度若不穩定，Fe-Al合金層及鍍敷層中的Fe含量會不均勻，而使鍍敷層外觀及密著性不均勻。故為了使鍍敷浴溫度穩定，宜使進入鍍敷浴時的鋼板溫度與鍍敷浴溫度大略一致。具體而言，由實際製造設備的溫度控制性有限度來看，宜將進入鍍敷浴時的鋼板溫度設為鍍敷浴溫度±10℃以內，且設為鍍敷浴溫度±5℃以內更佳。

此外，於鍍敷浴浸漬後為了獲得適當的鍍敷附著量，宜對鋼板表面噴吹以氮為主體之高壓氣體來去除表層過多的鋅。之後冷卻至室溫。此時，Fe原子幾乎不會從母材鋼板往鍍敷層擴散，故以確保鍍敷密著性之觀點，至ζ相生成幾乎停止之溫度350℃為止宜確保冷卻速度為1℃/秒以上。

又，冷卻至350℃後，為了獲得硬質組織，亦可以1.0℃/秒以上的平均冷卻速度冷卻至250℃以下。為了獲得新生麻田散鐵相及/或回火麻田散鐵相，平均冷卻速度宜設為3.0℃/秒以上，設為5.0℃/秒以上更佳。

並且，冷卻至250℃以下之後，為了獲得回火麻田散鐵亦可施行再加熱處理。再加熱處理的處理溫度及處理時間可因應所欲特性適宜設定。惟，再加熱處理溫度低於250℃時無法獲得充分的效果，而高於350℃時，鍍敷層會變質，而有鍍敷密著性變差之虞，因此再加熱處理溫度宜設為250℃以上且350℃以下。又，再加熱處理時間若超過1000秒則處理效果會達飽和，故處理時間宜設為1000秒以下。

又，冷卻至350℃之後，為了獲得殘留沃斯田鐵，亦可進行停留在250℃~350℃之溫度範圍15秒～500秒的變韌鐵變態處理。變韌鐵變態處理溫度若低於250℃，則會生成麻田散鐵而無法充分獲得殘留沃斯田鐵。因此，變韌鐵變態處理溫度宜設為250℃以上，更宜設為300℃以上。而變韌鐵變態處理溫度若高於350℃，則Fe原子會從母材鋼板過度擴散到鍍敷層，使鍍敷密著性變差。因此，變韌鐵變態處理溫度宜設為350℃以下，更宜設為330℃以下。 變韌鐵變態處理時間若在15秒以上，即可充分獲得進行變韌鐵變態處理之效果。變韌鐵變態處理時間更宜為25秒以上。變韌鐵變態處理時間若在500秒以下，即可有效率進行變韌鐵變態處理。變韌鐵變態處理時間更宜為300秒以下。

又，為了使殘留沃斯田鐵更穩定化，亦可冷卻至250℃以下後施行再加熱處理。再加熱處理的處理溫度及處理時間可因應所欲特性適宜設定。但，再加熱處理溫度若低於250℃則無法獲得充分的效果。因此，再加熱處理溫度宜設為250℃以上，更宜設為280℃以上。再加熱處理溫度若高於350℃，則Fe原子會從母材鋼板擴散到鍍敷層，使鍍敷密著性變差。因此，再加熱處理溫度宜設為350℃以下，更宜設為330℃以下。 又．再加熱處理時間若超過1000秒，則效果會達飽和，故再加熱處理時間宜設為1000秒以下。

「加工步驟」 接著，將鋼板溫度冷卻至100℃以下後，為了減少母材鋼板表層的殘留沃斯田鐵，對鍍敷鋼板施行彎折-折回變形。彎曲可使用直徑為50mm～800mm之輥來實施。輥徑小於50mm時，因彎曲變形會導致於母材鋼板表層導入大量應變，而損及鋼板成形性。而當輥徑大於800mm時，母材鋼板表層的應變量小，而無法充分減少殘留沃斯田鐵。彎折-折回變形為了減少母材鋼板表面背面各面的殘留沃斯田鐵，須各施行1次以上將表面背面各面彎成外側之變形，故而須施行合計2次以上彎折-折回變形。依上述，可將母材鋼板表面背面兩面的殘留沃斯田鐵控制在預定範圍。

本實施形態之熔融鍍鋅鋼板可依以上說明之製造方法製造，但本發明並不受限於上述實施形態。

例如本發明實施形態中，亦可對依上述方法製得之熔融鍍鋅鋼板的鍍鋅層表面賦予由磷氧化物及/或含磷之複合氧化物所構成之皮膜。 由磷氧化物或含磷之複合氧化物所構成之皮膜可在加工熔融鍍鋅鋼板時發揮潤滑劑的功能，而可保護形成於母材鋼板表面之鍍鋅層。

並且，本發明實施形態中，為了矯正形狀，亦可以軋縮率3.00%以下對已冷卻至室溫之熔融鍍鋅鋼板施行冷軋延。

此外，以上所述本發明實施形態之熔融鍍鋅鋼板之製造方法宜適用母材鋼板板厚為0.6mm以上且小於5.0mm之熔融鍍鋅鋼板之製造。母材鋼板板厚小於0.6mm時，難以將母材鋼板形狀保持平坦，而有不適宜的情況發生。而母材鋼板板厚在5.0mm以上時，會有難以控制退火步驟及鍍敷步驟中之冷卻的情況。

實施例 針對本發明實施例進行說明。此外，本實施例中之條件係為確認本發明可實施性及效果而採用之一條件例。本發明並不受限於該一條件例。只要不脫離本發明要旨而可達成本發明之目的，本發明即可採用各種條件。

「實施例1」 鑄造具表1所示A～AK的化學成分(組成)之鋼胚，並以表2及表3所示熱軋步驟條件(鋼胚加熱溫度、軋延結束溫度)進行熱軋延，且以表2及表3所示熱軋步驟條件(自熱軋結束至捲取為止之平均冷卻速度、捲取溫度、式(1))進行冷卻，而製得熱軋鋼板。 之後，對熱軋鋼板進行酸洗(浸漬於80℃的10%鹽酸，浸漬時間顯示於表2及表3)，並施行表2及表3所示冷軋步驟條件(軋縮率)的冷軋延而製得冷軋鋼板。

接著，對所製得之冷軋鋼板，以表4～表7所示退火步驟的加熱步驟條件(預熱帶的空氣比、預熱帶氣體環境中的Log(P(H ₂O)/P(H ₂))、均熱帶氣體環境中的Log(P(H ₂O)/P(H ₂))、在600℃~750℃之溫度域的平均加熱速度、最高加熱溫度)施行退火。將該鋼板以表3所示條件(冷卻速度1(在760℃~700℃之溫度域的平均冷卻速度)、冷卻速度2(在650℃~500℃之溫度域的平均冷卻速度)、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的條件(處理溫度、處理時間))進行冷卻處理，而製得鍍敷處理用母材鋼板。 接著，以表4～表7所示條件(有效Al量、鍍敷浴溫度、鋼板進入溫度)浸漬於鍍鋅浴，並以表4～表7所示條件(冷卻速度3(至350℃為止之平均冷卻速度)、冷卻速度4(在350℃～250℃之溫度域的平均冷卻速度)、變韌鐵變態處理2的條件(處理溫度、處理時間)、再加熱處理條件(處理溫度、處理時間))進行鍍敷後冷卻處理。接著，以表4～表7所示條件(輥徑、加工次數)施行彎折-折回加工，並以表4～表7所示條件(軋縮率)施行冷軋延，而製得實驗例1～95的熔融鍍鋅鋼板(其中，一部份的實驗例中有中斷實驗者)。

接著，自各熔融鍍鋅鋼板以與母材鋼板之軋延方向平行之板厚截面為觀察面採取試料，並使用場發射掃描型電子顯微鏡(FE-SEM)進行微觀組織觀察及利用EBSD法進行高分解能晶體方向解析，分別測定以板厚1/4為中心之1/8厚度～3/8厚度的範圍(1/4厚度)、及以鍍敷層與母材鋼板之界面為起點之至深度20μm為止的表層部(基鐵表層)的微觀組織的體積分率。此外，表8及表9中「麻田散鐵」表示新生麻田散鐵，表8及表9中微觀組織中之「其他」表示波來鐵及/或粗大的雪明碳鐵。且，「硬質相」係指由變韌鐵、變韌肥粒鐵、新生麻田散鐵與回火麻田散鐵之中1種以上所構成之硬質組織。

鍍敷附著量係用摻有抑制劑之鹽酸來熔融鍍敷層，比較熔融前後的重量而求得。同時用ICP定量Fe、Al來測定鍍敷層中的Fe濃度、Al濃度。

然後，自鍍敷鋼板以與母材鋼板之軋延方向平行之板厚截面為觀察面採取試料，並用上述測定方法求出在母材鋼板與熔融鍍鋅層之界面的Fe-Al合金層的平均厚度與寬度方向的厚度差、以及與其直接相接之微細化層的平均厚度與寬度方向的厚度差、微細化層內之肥粒鐵相的平均粒徑(肥粒鐵相平均粒徑)、及微細化層中Si及Mn中之1種或2種以上氧化物的最大徑(氧化物最大徑)。並將該結果示於表8及表9。

接著，為了調查鍍敷鋼板的特性，而進行了拉伸試驗、擴孔試驗、彎曲試驗、疲勞試驗、密著性評估試驗、點熔接試驗、腐蝕試驗、碎裂性試驗、粉碎性試驗及鍍敷外觀均勻性評估。並於表10及表11顯示各實驗例之特性。

拉伸試驗係自鍍敷鋼板做出JIS Z 2201所記載之5號試驗片，並依JIS Z2241所記載之方法求出降伏強度YS、拉伸最大強度TS、總延伸率El。此外，拉伸特性係將拉伸最大強度TS為550MPa以上之情況評估為良好。 擴孔試驗係依JIS Z 2256所記載之方法進行。成形性中，延性(總延伸率)El及擴孔性λ雖會隨拉伸最大強度TS而變化，但於滿足下述式(2)時評估強度、延性及擴孔性為良好。 TS ^1.5×El×λ ^0.5≧　2.0×10 ⁶・・・式(2)

彎曲試驗係自熔融鍍鋅鋼板做出JIS Z 2201所記載的5號試驗片，並依JIS Z 2248所記載之V型凹塊法進行90°V彎曲試驗。使V型凹塊底部之半徑以0.5mm刻度從1.0mm變到6.0mm為止，並以試驗片未產生龜裂之最小半徑作為最小彎曲半徑r[mm]。彎曲性係將最小彎曲半徑r以板厚t[mm]規格化之「r/t」作評估，將「r/t」在2.0以下之情況評估為良好的彎曲性。

疲勞試驗係從熔融鍍鋅鋼板做出JIS Z 2275所記載的1號試驗片，並依JIS Z 2273進行脈衝平面彎曲疲勞試驗。將最大反覆次數設為1000萬次來評估疲勞極限DL及疲勞極限比DL/TS，將疲勞極限比在0.30以上之情況評估為良好的耐疲勞特性。

鍍敷密著性係對賦予了5%單軸拉伸應變之鍍敷鋼板施行杜邦衝撃試驗。於衝撃試驗後之鍍敷鋼板貼上黏著膠帶後剝除，將鍍敷未被剝離之情況評估為特別良好(◎)，鍍敷有被剝離5%以上之情況評估為不良(×)，鍍敷剝離小於5%之情況評估為良好(○)。杜邦衝撃試驗係使用前端的曲率半徑設為1/2吋的衝頭，使3kg的錘自1m高度落下來進行。

點熔接性係進行連續打點試驗作評估。以熔融部直徑成為板厚平方根的5.3~5.7倍之熔接條件連續進行1000次點熔接。並以熔融部直徑之第1點d ₁與第1000點d ₁₀₀₀作比較，d ₁₀₀₀/d ₁在0.90以上之情況評估為合格(○)，小於0.90之情況評估為不合格(×)。

耐蝕性評估係使用自鍍敷鋼板切出150mm×70mm之試驗片。對試驗片施行磷酸鋅系浸漬型化學轉化處理，接著施行20μm的陽離子電鍍塗裝、35μm的中間塗裝、35μm的底塗塗裝後，將背面與端部用絕緣膠帶密封。耐蝕性試驗係使用以SST 6hr→乾燥4hr→濕潤4hr→冷凍4hr為1循環之CCT。塗裝後耐蝕性評估係對塗裝面用切刀施行橫切到母材鋼板為止來測定CCT 60循環後的膨脹寬度。膨脹寬度在3.0mm以下之情況評估為合格(○)，大於3.0mm之情況評估為不合格(×)。

碎裂性係使用自鍍敷鋼板切出70mm×150mm的試驗片來進行評估。首先，對試驗片進行汽車用脫脂、形成化學轉化皮膜、及3塗敷塗裝之各步驟。接著，於將試驗片冷卻保持在-20℃之狀態下，以2kgf/cm ²的空氣壓垂直照射10個碎石(0.3g~0.5g)。碎石的照射係對各試驗片反覆各進行5次來實施。之後，對各試驗片觀察合計50個碎裂痕，並就該剝離界面的位置依以下基準評估。剝離界面在比鍍敷層更上面(鍍敷層-化學轉化皮膜之界面、或電鍍塗裝-中間塗裝之界面)評估為合格(○)，在鍍敷層-基鐵之界面有1處剝離評估為不合格(×)。

粉碎性為評估鍍敷層的加工性，係使用V彎曲加工(JIS Z 2248)進行評估。將鍍敷鋼板切成50×90mm，用1R-90°V字模具壓製機形成成型體作成試驗體。對各試驗體的谷部實施膠帶剝離。具體而言，係於試驗體彎曲加工部上壓抵寬度為24mm的玻璃紙膠帶並撕起後，目視判斷玻璃紙膠帶長度90mm之部分。評估基準如下。鍍敷層的剝離相對於加工部面積小於5%評估為合格(○)，鍍敷層的剝離相對於加工部面積大於5%評估為不合格(×)。

外觀均勻性評估係測定鋼板寬度方向上距離其両端50mm之位置與將其之間分成7等分共計8處的明度(L*値)，最大値減去最小値所得之差小於5評估為均勻(○)， 5以上且小於10評估為稍不均勻(△)，10以上評估為不均勻(×)。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

[表6]

[表7]

[表8]

[表9]

[表10]

[表11]

本發明實施例之實驗例17的有效Al量雖為0.180質量%，但Fe-Al合金有沿寬度方向均勻生成，故無專利文獻12所記載之鍍敷密著性降低，反而有改善。

實驗例81係C含量小，故以板厚1/4為中心之1/8厚度~3/8厚度範圍之硬質組織V2的體積分率變小，而無法獲得充分的拉伸強度之例。 實驗例82係C含量大故點熔接性變差之例。

實驗例83係Si含量小，在退火步驟及鍍敷步驟中生成大量波來鐵及粗大雪明碳鐵，而成形性變差之例。 實驗例84係Si含量大，而於熱軋步驟中鋼胚在加熱中龜裂，故中斷實驗之例。

實驗例85係Mn含量小，在退火步驟及鍍敷步驟中生成大量波來鐵及粗大雪明碳鐵，而無法充分獲得鋼板拉伸強度及成形性之例。 實驗例86係Mn含量大，而於熱軋步驟中鋼胚在軋延中龜裂，故中斷實驗之例。

實驗例87係P含量大，而於鑄造步驟中鋼胚龜裂，故中斷實驗之例。 實驗例88係S含量大，而生成大量粗大硫化物，故延性、擴孔性、彎曲性、耐疲勞特性及點熔接性變差之例。 實驗例89係Al含量大，而於熱軋步驟中鋼胚於軋延中龜裂，故中斷實驗之例。 實驗例90係N含量大，而生成大量粗大氮化物，故延性、擴孔性、彎曲性及耐疲勞特性變差之例。 實驗例91係O含量大，而生成大量粗大氧化物，故延性、擴孔性、彎曲性及耐疲勞特性變差之例。

實驗例6及80係熱軋步驟中的式(1)値過大，使鋼板表層部的硬質組織分率過度降低，而疲勞極限強度降低之例。 實驗例18及44係熱軋步驟中的式(1)値過小，使鋼板表層部的硬質組織分率過度升高，而彎曲性變差之例。

實驗例68及74係在退火步驟中，在600℃~750℃間之溫度域的平均加熱速度小，使鋼板内部氧化物過度成長，生成會成為破壞起點之粗大氧化物，而彎曲性、耐疲勞特性變差之例。此外，伴隨彎曲性變差，在鍍敷密著性及粉碎性的評估試驗中發生因鋼板彎曲龜裂造成鍍敷剝離，故鍍敷密著性及粉碎性亦變差。 實驗例95在退火步驟中，於600℃～750℃間之溫度域的平均加熱速度過大，故鋼板寬度方向上之微細化層厚度之最大値與最小値的差大於2.0μm，而且鋼板寬度方向上之Fe-Al合金層厚度之最大値與最小値的差大於0.5μm。因此，鍍敷外觀稍不均勻。

實驗例65係退火步驟的加熱步驟中預熱帯的空氣比大，使表層脫碳過度進行，故耐疲勞特性變差之例。並且，其為微細化層的平均厚度變厚，使鍍敷層的合金化(Zn-Fe合金生成)過度進行，造成鍍敷層中的Fe含量增加，而鍍敷密著性、碎裂性、粉碎性變差之例。 實驗例15及53係退火步驟的加熱步驟中預熱帯的空氣比小，而鍍敷密著性變差之例。此外，因鍍敷密著性變差，而於彎曲變形時發生鍍敷剝離，故彎曲性亦變差。且，未鍍敷到亦造成外觀不良。

實驗例47係在退火步驟之加熱步驟中均熱帶的Log(P(H ₂O)/P(H ₂))大，故表層的微細化層過度變厚，使鍍敷層的合金化(生成Zn-Fe合金生成)過度進行，造成鍍敷層中的Fe含量增加，而鍍敷密著性變差之例。 實驗例77係在退火步驟之加熱步驟中預熱帶的Log(P(H ₂O)/P(H ₂))大，故表層的微細化層過度變厚，使鍍敷層的合金化(生成Zn-Fe合金生成)過度進行，造成鍍敷層中的Fe含量增加，而鍍敷密著性變差之例。又，鋼板寬度方向上之Fe-Al合金層厚度之最大値與最小値的差大於0.5μm，故鍍敷外觀不均勻。

實驗例50係在退火步驟之加熱步驟中均熱帶的Log(P(H ₂O)/P(H ₂))小，使表層未微細化，而鍍敷密著性變差之例。此外，表面的肥粒鐵的平均粒徑為3.4μm，在自表面起0.5μm之範圍的鋼板內部的氧化物最大徑低於0.01μm。且，未鍍敷到亦造成外觀不良。 實驗例92係在退火步驟之加熱步驟中預熱帶的Log(P(H ₂O)/P(H ₂))小，使表層未微細化，而鍍敷密著性變差之例。此外，表面的肥粒鐵的平均粒徑為3.2μm，在自表面起0.5μm之範圍的鋼板內部的氧化物最大徑低於0.01μm。而且，未鍍敷到亦造成外觀不良。

實驗例24及59係退火步驟的加熱步驟中最高加熱溫度低，使肥粒鐵在微觀組織中所佔分率變得過大，並且以板厚1/4為中心之1/8厚度~3/8厚度範圍之硬質組織V2的體積分率變小，而降伏比變差之例。

實驗例21及71係於退火步驟的第1冷卻步驟中，720℃~650℃間的冷卻速度(冷卻速度1)小，使肥粒鐵在微觀組織中所佔分率變得過大，並且以板厚1/4為中心之1/8厚度~3/8厚度範圍之硬質組織V2的體積分率變小，而降伏比變差之例。 實驗例34及62係於退火步驟的第1冷卻步驟中，650℃~500℃間的冷卻速度(冷卻速度2)小，生成大量波來鐵，並且以板厚1/4為中心之1/8厚度~3/8厚度範圍之硬質組織V2的體積分率變小，而拉伸強度、延性及降伏比變差之例。

實驗例9係在鍍敷步驟中鍍敷後冷卻速度小，鍍敷層中的Fe含量過度升高，而無法獲得充分的鍍敷密著性、碎裂性、粉碎性之例。 實驗例56係在鍍敷步驟中鍍敷浴中的有效Al濃度低，使鍍敷層中Fe含量變大，而損及鍍敷密著性、碎裂性、粉碎性之例。 實驗例31係在鍍敷步驟中，鍍敷浴中的有效Al濃度極低，無法形成Fe-Al合金層，且鍍敷層中的Fe含量過度升高，而無法獲得充分的鍍敷密著性、碎裂性、粉碎性、鍍敷外觀均勻性之例。 實驗例37係在鍍敷步驟中，鍍敷浴中的有效Al濃度高，使鍍敷層中的Al含量過度升高，而無法獲得充分的鍍敷密著性、點熔接性之例。

實驗例25及38在熱軋步驟中的捲取溫度為650℃以上，故在鋼板寬度方向上之微細化層厚度之最大値與最小値的差大於2.0μm，並且，在鋼板寬度方向上之Fe-Al合金層厚度之最大値與最小値的差大於0.5μm，鍍敷外觀稍不均勻。 另一方面，實驗例26及39如同上述，雖熱軋步驟的捲取溫度在650℃以上但藉由增長酸洗步驟的酸洗時間，在鋼板寬度方向上之微細化層厚度之最大値與最小値的差好轉至2.0μm以內，並且在鋼板寬度方向上之Fe-Al合金層厚度之最大値與最小値的差好轉至0.5μm以內，而獲得良好的鍍敷外觀均勻性。 實施例93之捲取溫度雖低於650℃但酸洗時間為15秒而時間較短，故無法完全去除生成地不均勻之內部氧化層，而在鋼板寬度方向上之微細化層厚度之最大値與最小値的差大於2.0μm，並且在鋼板寬度方向上之Fe-Al合金層厚度之最大値與最小値的差大於0.5μm，鍍敷外觀稍不均勻。

以上，已就本發明各實施形態進行了詳細說明，但上述實施形態皆僅為為了實施本發明而具體化之例。本發明之技術範圍並不受限於該等實施形態。亦即，只要不脫離本發明技術思想、或其主要特徴則可以各種形態實施本發明。

產業上之可利用性 本發明係一可有效用於鍍敷的外觀均勻性、成形性、耐疲勞特性、熔接性、耐蝕性及鍍敷密著性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法之技術。而且，依據本發明實施形態，可提供彎曲性及延伸凸緣成形性優異，並且成形後之鍍敷密著性優異，具高疲勞極限之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。

10‧‧‧熔融鍍鋅層

20‧‧‧母材鋼板

30‧‧‧Fe-Al合金層

40‧‧‧微細化層

50‧‧‧脫碳層

60‧‧‧肥粒鐵相

圖式簡單說明 圖1係顯示本發明熔融鍍鋅鋼板之截面結構的示意圖之一例的圖。

Claims (9)

1. 一種熔融鍍鋅鋼板，係於母材鋼板之至少一側具有熔融鍍鋅層，且該熔融鍍鋅鋼板之特徵在於前述母材鋼板具有以下化學組成：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%、Ti：0%~0.150%、Nb：0%~0.100%、V：0%~0.300%、Cr：0%~2.00%、Ni：0%~2.00%、Cu：0%~2.00%、Mo：0%~2.00%、B：0%~0.0100%、W：0%~2.00%、及Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM：合計0%~0.0100%，且 剩餘部份由Fe及雜質所構成；並且具有以下微觀組織：相對於前述母材鋼板的總厚度，以前述母材鋼板表面起1/4厚度為中心之1/8厚度~3/8厚度的範圍中，肥粒鐵相以體積分率計為0%以上且小於50%，由變韌鐵組織、變韌肥粒鐵相、新生麻田散鐵相與回火麻田散鐵相中之1種以上所構成之硬質組織的合計以體積分率計為50%以上，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%，自前述熔融鍍鋅層與母材鋼板之界面起至母材鋼板厚度方向深度20μm為止之表層部中，殘留沃斯田鐵以體積分率計為0%~3%，將前述表層部中前述硬質組織的體積分率V1、與以母材鋼板表面起1/4厚度為中心之1/8厚度~3/8厚度之範圍中前述硬質組織的體積分率V2之比，V1/V2限制為0.10以上且0.90以下之範圍；前述熔融鍍鋅層中Fe含量以質量%計大於0%且在3.0%以下，Al含量以質量%計大於0%且在1.0%以下，於前述熔融鍍鋅層與前述母材鋼板之界面具有平均厚度為0.1μm~2.0μm之Fe-Al合金層，且其在母材鋼板寬度方向上之最大厚度與最小厚度的差在0.5μm以內，前述母材鋼板內具有與前述Fe-Al合金層直接接觸之 微細化層，前述微細化層的平均厚度為0.1μm~5.0μm，前述微細化層內之肥粒鐵相的平均粒徑為0.1μm~3.0μm，前述微細化層中含有Si及Mn之1種或2種以上氧化物，前述氧化物的最大徑為0.01μm~0.4μm，在母材鋼板寬度方向上之前述微細化層之最大厚度與最小厚度的差在2.0μm以內。
2. 如請求項1之熔融鍍鋅鋼板，其中前述熔融鍍鋅層每單側鍍敷附著量為10g/m²以上且100g/m²以下。
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%計含有選自於由Ti：0.001%~0.150%、Nb：0.001%~0.100%、及V：0.001%~0.300%所構成群組中之1種或2種以上。
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%計含有選自於由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%、及W：0.01%~2.00%所構成群組中之1種或2種以上。
5. 如請求項3之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計含有選自於由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%、及W：0.01%~2.00%所構成群組中之1種或2種以上。
6. 如請求項1或2之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計含有合計0.0001%~0.0100%之選自於由Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM所構成群組中之1種或2種以上。
7. 如請求項3之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計含有合計0.0001%~0.0100%之選自於由Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM所構成群組中之1種或2種以上。
8. 如請求項4之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計含有合計0.0001%~0.0100%之選自於由Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM所構成群組中之1種或2種以上。
9. 如請求項5之熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計含有合計0.0001%~0.0100%之選自於由Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM所構成群組之中1種或2 種以上。