TW201332673A - 機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板、以及其等之製造方法 - Google Patents

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Akinobu Minami
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Abstract

本發明係提供可確保抗拉最大強度900MPa以上之高強度並得高延性、機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板等。本發明係一種於具有適當範圍之成分組成的鋼板表面具有鍍敷層之板厚0.6~5.0mm的高強度熔融鍍鋅鋼板，鋼板組織包含以體積分率計40~90%之肥粒鐵相、及3%以上之殘留沃斯田鐵相，殘留沃斯田鐵相之固溶碳量係0.70~1.00%，平均粒子徑係2.0μm以下，粒子間之平均距離係0.1~5.0μm，鋼板表層部中之脫碳層的厚度係0.01~10.0μm，前述鋼板表層部所含之氧化物的平均粒子徑係30~120nm，平均密度係1.0×1012個/m2以上，並且，3~7%之塑性變形時的加工硬化係數(n值)以平均計係0.080以上。

Description

機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板、以及其等之製造方法 技術領域
本發明係有關於機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板、及其等之製造方法。
背景技術
近年來，對使用於汽車等之鋼板的高強度化之要求日益高漲，特別是，以提升衝撞安全性等為目的，正逐漸使用抗拉最大應力900MPa以上之高強度鋼板。
一般而言，因隨著高強度化鋼板之成形性將劣化，故正進行開發即使高強度化，成形性仍未劣化，即，成形性良好的高強度鋼板。例如，專利文獻1中記載之鋼板的鋼板組織係作成由肥粒鐵及麻田散鐵所構成的組織，係高強度並確保高伸長。並且，專利文獻2中記載之由肥粒鐵、殘留沃斯田鐵及變韌鐵組織所構成的鋼板藉利用殘留沃斯田鐵之變態誘發塑性，可得到更高之延性。又，如該等專利文獻1、2記載之鋼板因衝撞能量吸收能亦優良，故多作為汽車用構造構件使用。
另一方面，於以往之高強度鋼板中，除了上述成形上的課題，隨著鋼板之高強度化，有用以加工該等鋼板的裝置劣化之問題。例如，於剪切或衝孔加工中，因對高強度鋼板施行加工，故剪切刀片或衝孔工具之磨耗或刀產生缺角 的問題明顯化，有工具壽命下降之問題。又，於進行該等加工時，因截斷或衝孔負載大，亦需提升裝置之能力。
機械截斷或衝孔時之截斷過程，可分成：鋼板之塑性變形的過程；剪切機或下衝頭與鋼板之接觸位置、衝模與鋼板之接觸位置的龜裂形成過程；以及，該等龜裂傳遞-連結之過程等3種過程。如上述之塑性變形的過程或龜裂傳遞過程係分類為室溫或通常之加工(應變)速度下的延性破壞，故隨著鋼板強度增加，龜裂傳遞所需之能量亦增大。結果，無法避免隨著高強度化之截斷負載的增加。
如上述之經改善機械加工時的截斷性或切削性之鋼板，眾所周知的係例如，專利文獻3、4記載之鋼板。專利文獻3、4記載之鋼板係於鋼中添加預定量的Pb、S、Al，使MnS系之硫化物或Al2O3分散，以提升切削加工時的切削性者。依據專利文獻3、4，藉於鋼中分散MnS或Al2O3等變形能差的夾雜物，並於切削加工時破壞該等夾雜物，可提升切削性。然而，專利文獻3、4之鋼板因於鋼中全體包含大量的夾雜物(MnS系之硫化物、Al2O3)，故作為代表壓機成形或擴孔加工之汽車用鋼板所需的成形性差，有不易使用作為進行壓機成形之構件的問題。此外，Pb之添加，有由環境問題之觀點來看亦不佳的問題。
相對於此，於專利文獻5中，揭示了一種僅於鋼板之表層分散有氧化物的鋼板。依據專利文獻5記載之技術，藉於鋼板中添加Si或Al，並於熱軋延時進行高溫捲取、或對熱軋鋼板進行附加之處理，於鋼板表層形成Si或Mn之 氧化物，以提升機械截斷或衝孔加工等加工性。
然而，於如專利文獻5記載之一連串的反應中，藉於熱軋階段進行附加之熱處理，將使促進龜裂形成之氧化物分散，故於進行如冷軋延之大的塑性變形之步驟中，亦促進龜裂形成，有容易引發板斷裂的疑慮。此外，於形成大量之可提升機械加工性的氧化物時，於更加硬化加工之冷軋加工時，有以氧化物作為起點地形成龜裂、或軋延時氧化物剝離，而進入鋼板與輥間，成為鋼板表面之瑕疵的原因之問題。又，於專利文獻5中並非用以作為提升截斷時之機械截斷特性的構成。
又，專利文獻6中，揭示了一種具有以質量%計，含有C：0.07~0.25%、Si：0.3~2.50%、Mn：1.5~3.0%、Ti：0.005~0.07%、B：0.0001~0.01%、P：0.001~0.03%、S：0.0001~0.01%、Al：0.60%以下、N：0.0005~0.0100%、O：0.0005~0.007%之鋼成分，且鋼板組織主要係由肥粒鐵及麻田散鐵所構成的鋼板表層中，鋼板表層4μm以下之結晶粒界、或結晶粒內之任一者、或兩者中，以2×106(個/mm2)以上之分布含有含Si之氧化物的高強度冷軋鋼板。依據專利文獻6記載之高強度冷軋鋼板，可確保抗拉最大強度900MPa以上，且機械截斷特性優良。然而，專利文獻6記載之高強度冷軋鋼板中，延性係不充分，有不易形成複雜之形狀的構件之問題。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利特開昭57-143435號公報
專利文獻2：日本專利特開平01-230715號公報
專利文獻3：日本專利特開昭59-205453號公報
專利文獻4：日本專利特開昭62-23970號公報
專利文獻5：專利第3870891號公報
專利文獻6：日本專利特開2011-111673號公報
發明概要
本發明係有鑑於前述問題而作成者，目的係提供可確保抗拉最大強度900MPa以上之高強度，並得到高延性，且機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板、及其等之製造方法。
本發明人等為解決前述問題致力地進行檢討。結果，發現藉由使鋼成分、軋延條件、及軋延後之退火條件等適當化，可一面控制鋼板組織中之殘留沃斯田鐵相的比例為預定以上，一面限制該殘留沃斯田鐵相所含之固溶碳量或平均粒子徑、粒子間平均距離於預定範圍，並且可限制鋼板表層部中之脫碳層厚度、氧化物之平均粒徑及平均密度於預定範圍。如此，於高強度熔融鍍鋅鋼板中，發現藉由使鋼板組織中之殘留沃斯田鐵相適當化，可確保900MPa以上之抗拉最大強度，並得到優良之延性與機械截斷特性，並且，發現藉使鋼板表層部中之脫碳層厚度或氧化物 尺寸等適當化，可提高鍍敷層之密著性，而完成本發明。
換言之，本發明之要旨係如以下所述。
[1]一種機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板，係以質量%計，含有：C：0.075~0.400%、Si：0.01~2.00%、Mn：0.80~3.50%、P：0.0001~0.100%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.001~2.00%、N：0.0001~0.0100%、O：0.0001~0.0100%，剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成且鋼板表面具有鍍敷層之板厚0.6~5.0mm的高強度熔融鍍鋅鋼板，以自鋼板表面起板厚之1/4作為中心的1/8厚度~3/8厚度之範圍中，鋼板組織包含以體積分率計40~90%之肥粒鐵相、及3%以上之殘留沃斯田鐵相，前述殘留沃斯田鐵相係，於相中之固溶碳量為0.70~1.00%，平均粒子徑為2.0μm以下，且粒子間之平均距離為0.1~5.0μm，鋼板表層部中之脫碳層的厚度為0.01~10.0μm，前述鋼板表層部所含之氧化物的平均粒子徑為30~120nm，且其平均密度為1.0×1012個/m2以上，並且，3~7%之塑性變形時的加工硬化係數(n值)以平均計為0.080以上。
[2]如前述[1]記載之機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板，其以質量%計，更含有Ti：0.001~0.150%、Nb：0.001~0.100%、V：0.001~0.300%之1種或2種以上。
[3]如前述[1]或[2]記載之機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板，其以質量%計，更含有Cr：0.01~2.00%、Ni：0.01~2.00%、Cu：0.01~2.00%、Mo：0.01~2.00%、B：0.0001~0.0100%、W：0.01~2.00%之1種或2種以上。
[4]如前述[1]~[3]之任一者記載的機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板，其以質量%計，更含有合計0.0001~0.0100%之Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之1種或2種以上。
[5]一種機械截斷特性優良之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，係將前述[1]~[4]之任一者記載之高強度熔融鍍鋅鋼板的鍍敷層合金化而成者。
[6]一種機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，係具有：熱軋步驟，係將以質量%計，含有C：0.075~0.400%、Si：0.01~2.00%、Mn：0.80~3.50%、P：0.0001~0.100%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.001~2.00%、N：0.0001~0.0100%、O：0.0001~0.0100%，剩餘部分具有鐵及不可避免的不純物之化學成分的扁鋼胚於直接或暫時冷卻後加熱至1180℃以上，並施行以850~950℃作為軋延結束溫度的熱軋延後，以10℃/s以上之平均冷卻速度快速冷卻至500~650℃後，捲取成線圈，歷時1.0小時以上緩冷卻至400℃；冷軋步驟，係經前述熱軋步驟後之酸洗後，以30~75%之合計軋縮率進行冷軋延；退火步驟，係將前述冷軋步驟後的鋼板以600~750℃間之平均加熱速度為20℃/s以下加熱至750℃以上，接著，以750~650℃間之平均冷卻速度為1.0~15.0℃/s冷卻，自650℃之平均冷卻速度係3.0℃/s以上地冷卻，且於300~470℃之溫度域中停留20~1000秒，並於該溫度域中施加5~100MPa的張力，施行1次以上彎曲半徑為800mm以下之彎曲加工；鍍敷步驟，係於前述退火 步驟後，在鍍敷浴溫度：450~470℃、進入鍍敷浴時之鋼板溫度：430~490℃、鍍敷浴中之有效Al量：0.01~0.18質量%的條件下，將鋼板浸漬於鋅鍍敷浴，藉此於鋼板表面施行熔融鍍鋅來形成鍍敷層；及冷卻步驟，係於前述鍍敷步驟後，以0.5℃/s以上之平均冷卻速度冷卻至150℃以下，又，前述退火步驟係於預熱燃燒器中使用之空氣與燃料氣體的混合氣體中，單位體積之混合氣體所含之空氣體積，與理論上使單位體積之混合氣體所含之燃料氣體完全燃燒所需的空氣體積的比即空氣比：0.7~1.2之條件的預熱帶中，藉由在400~800℃之鋼板溫度一面加熱一面運送，於鋼板表層部生成氧化物，接著，於水蒸氣(H2O)與氫(H2)之分壓比P(H2O)/P(H2)：0.0001~2.0的還原帶中，藉由加熱至750℃以上，於還原前述預熱帶中生成之前述氧化物後進行冷卻。
[7]一種機械截斷特性優良之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板的製造方法，係於以前述[6]記載之方法進行熱軋步驟、冷軋步驟、退火步驟、鍍敷步驟後，更以470~620℃之溫度下於前述鍍敷步驟所形成之鍍敷層施行合金化處理。
另外，本發明中規定之加工硬化係數(n值)係指沖壓加工性(延性)較佳之特性值，係指降伏點以上之塑性域中的應力σ與應變ε之關係近似時的指數n。此時之近似式雖因材料而相異，但除了例如，最單純之σ=Cεn的n次硬化率以外，亦可使用最適合鋼鐵材料之Swift式等。該n值越大，至產生局部收縮之伸長越大，故延性提升，另一方面，n值越小則越具提升機械截斷特性的特性。
依據本發明之機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，如前述，可使用將鋼成分、鋼板組織、鋼板表層部中之脫碳層厚度及氧化物尺寸等規定於適當範圍的構成。換言之，藉於鋼板組織中含有預定以上之殘留沃斯田鐵相，可提高加工硬化能，並提升鋼板之強度及延性，另一方面，藉由限制殘留沃斯田鐵相中之固溶碳量並抑制平均粒子徑以提高密度，將提升加工鋼板時的機械截斷特性(衝孔加工性)。並且，藉由限制鋼板表層部中之脫碳層厚度、及氧化物之平均粒子徑及平均密度，可提升鍍敷層的密著性。因此，可實現確保900MPa以上之抗拉最大強度，並可得優良之延性與機械截斷特性的高強度熔融鍍鋅鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。
又，依據本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板的製造方法，係使用將鋼成分設為適當範圍，並限制熱軋延及冷軋延、及軋延後之退火條件於預定範圍的方法。藉此，控制鋼板組織中之殘留沃斯田鐵相的比例為預定以上，並可限制該殘留沃斯田鐵相所含之固溶碳量，亦可將平均粒子徑或粒子間平均距離限制於預定範圍，故可提升鋼板之強度及延性、及機械截斷特性。此外，因可限制鋼板表層部中之脫碳層厚度、氧化物之平均粒子徑及平均密度於預定範圍，故可提升鍍敷層的密著性。因此，可製造如上述之確保900MPa以上之抗拉最大強度，並可得到優良之延性與機械截斷特性的高強度熔融鍍 鋅鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。
因此，藉由特別將本發明之機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板、及其等之製造方法使用於汽車領域，可充分地享受因車體強度增強所帶來的安全性之提升、或構件加工時之加工性提升等好處，對社會之貢獻係無法計量。
用以實施發明之形態
以下，說明作為本發明之實施形態的機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板、及其等之製造方法。另外，本實施形態係用以理解本發明之機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板、及其等之製造方法的趣旨，而詳細地說明者，若無特別指定，係無法用以限定本發明。另，以下之說明中，若無特別指定，「%」係表示「質量%」。
[高強度熔融鍍鋅鋼板]
本實施形態之機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板(以下，僅略稱為高強度熔融鍍鋅鋼板)係於以質量%計，含有C：0.075~0.400%、Si：0.01~2.00%、Mn：0.80~3.50%、P：0.0001~0.100%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.001~2.00%、N：0.0001~0.0100%、O：0.0001~0.0100%，剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成並且鋼板表面具有鍍敷層。又，本實施形態之高強度熔融鍍鋅鋼板的板厚係0.6~5.0mm。又，本實施形態之高強度熔融鍍鋅鋼板中，於 以自鋼板表面起板厚之1/4作為中心的1/8厚度~3/8厚度之範圍中，鋼板組織至少包含以體積分率計40~90%之肥粒鐵相、及3%以上之殘留沃斯田鐵相，該殘留沃斯田鐵相係，相中的固溶碳量為0.70~1.00%，平均粒子徑為2.0μm以下，且粒子間之平均距離為0.1~5.0μm。並且本實施形態之高強度熔融鍍鋅鋼板中，鋼板表層部中之脫碳層的厚度為0.01~10.0μm，鋼板表層部所含之氧化物的平均粒子徑為30~120nm，且其平均密度為1.0×1012個/m2以上。並且，本實施形態之高強度熔融鍍鋅鋼板，3~7%之塑性變形時的加工硬化係數(n值)以平均計在0.080以上。
此處，以自鋼板表面起板厚之1/4作為中心的1/8厚度~3/8厚度之範圍，係指以自鋼板表面起板厚之1/4作為中心的1/8厚度~以自鋼板表面起板厚之1/4作為中心的3/8厚度之範圍。又，著重於該範圍之組織係因該範圍之組織可視為代表鋼板表層部之脫碳層以外的鋼板全體之組織。換言之，若1/8厚度~3/8厚度之範圍係如前述的鋼板組織，即可判斷鋼板表層部之脫碳層以外的鋼板全體係如前述之組織。
本發明人等反覆地致力研究可於抗拉最大強度900MPa以上之高強度熔融鍍鋅鋼板中，確保優良之延性，並實現高機械截斷特性。結果，首先，發現藉由限制鋼成分於適當範圍，且將軋延條件、及軋延後之退火條件設於後述之適當範圍，可控制鋼板組織中的殘留沃斯田鐵相之比例為預定以上，且可一面限制殘留沃斯田鐵相所含之固溶碳量，一面限制平均粒子徑或粒子間平均距離於預定範 圍。藉此，查出可提升高強度熔融鍍鋅鋼板之延性與機械截斷特性兩者。
『鋼板板厚』
本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板的板厚係0.6~5.0mm。板厚小於0.6mm時，將不易保持平坦之鋼板形狀，故不佳。因此，板厚以0.6mm以上為佳。又，大於5.0mm時，因彎曲加工產生的應變無法進入，變韌鐵之微細分散化變得困難，而不易生成預定之鋼板組織。因此，板厚以5.00mm以下為佳。
『鋼板組織』
本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板的鋼板組織，於以自鋼板表面起板厚之1/4作為中心的1/8厚度~3/8厚度之範圍中，鋼板組織至少包含以體積分率計40~90%之肥粒鐵相、及、3%以上之殘留沃斯田鐵相。又，殘留沃斯田鐵相之相中的固溶碳量係0.70~1.00%，平均粒子徑係2.0μm以下，且粒子間之平均距離係0.1~5.0μm。
「殘留沃斯田鐵相」
殘留沃斯田鐵相係提高加工硬化能，提升強度及延性的組織，於本發明中，殘留沃斯田鐵相之體積分率係3%以上。又，為更加提高延性，殘留沃斯田鐵相之體積分率以5%以上較佳，以7%以上更佳。另一方面，為得到大於30%之殘留沃斯田鐵相，需大量地添加C或Mn等沃斯田鐵穩定化元素，熔接性將顯著地劣化。因此，本發明中，以將殘留沃斯田鐵相之體積分率設為30%以下為佳。又，由熔接 性之觀點來看，殘留沃斯田鐵相之體積分率以25%以下為佳，以20%以下更佳。
另外，殘留沃斯田鐵之體積分率，以平行於鋼板板面且自鋼板表面起板厚之1/4的面作為觀察面，進行X射線解析，算出面積分率，可以此作為1/8厚度~3/8厚度中之殘留沃斯田鐵的體積分率。另，若觀察面平行於鋼板之板面，即可設為以自鋼板表面起板厚之1/4作為中心的1/8厚度~3/8厚度之範圍中的任意位置。
為抑制因殘留沃斯田鐵相造成機械截斷特性劣化，抑制因加工變態後之麻田散鐵的強度，並限制殘留沃斯田鐵相之固溶碳量，而容易因輕度之加工而變態，且藉由抑制殘留沃斯田鐵相之平均粒子徑提高密度，即成為對機械截斷可輕易地斷裂的鋼板。
又，殘留沃斯田鐵相中固溶之元素量，係決定殘留沃斯田鐵相之穩定性，改變使殘留沃斯田鐵相變態成硬質之麻田散鐵所需的應變量。因此，藉由控制殘留沃斯田鐵相之固溶元素量，可控制加工硬化行為，大幅地提升形狀凍結性、延性及抗拉強度。
殘留沃斯田鐵相中之固溶碳量係1.00%以下。殘留沃斯田鐵相中之固溶碳量大於1.00%時，殘留沃斯田鐵相將變得過度穩定。於截斷如此之鋼板時，周邊之肥粒鐵組織的延性顯著地劣化後變態成麻田散鐵，於肥粒鐵與麻田散鐵之界面容易輕易地剝離，故不佳。又，為有效率地使殘留沃斯田鐵相變態成麻田散鐵，殘留沃斯田鐵相中之固 溶碳量以0.96%以下為佳。另一方面，殘留沃斯田鐵相中之固溶碳量低於0.70%時，於退火步驟後冷卻至室溫之過程中麻田散鐵開始變態，無法確保殘留沃斯田鐵相的體積分率，故固溶碳量係0.70%以上。又，為得充分之量的殘留沃斯田鐵相，固溶碳量以0.75%以上為佳，以0.80%以上較佳。
另外，殘留沃斯田鐵相中之固溶碳量(Cγ)係於與殘留沃斯田鐵相之面積分率的測定相同條件下進行X射線繞射試驗，求得殘留沃斯田鐵相的格子狀數a，可使用下述式(1)求得。式(1)係文獻「Scripta Metallurgica et Materialia,vol.24,1990,p509-514」所揭示者。
又，固溶碳量之測定方法不僅限於前述方法。亦可使用例如，進行使用有EMA法或三維原子探針(3D-AP)之直接觀察，測定各種元素的濃度。
本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板的鋼板組織所含之殘留沃斯田鐵相的相中之固溶碳量係0.70~1.00%，平均粒子徑係2.0μm以下，且粒子間之平均距離係0.1~5.0μm。
殘留沃斯田鐵相之結晶粒徑粗大時，將產生以沃斯田鐵作為起點之破裂。因此，本發明中，規定殘留沃斯田鐵相之平均粒子徑係2.0μm以下。又，殘留沃斯田鐵相之平均粒子徑以1.5μm以下為佳，以1.2μm以下更佳。另，並 未特別限定殘留沃斯田鐵相之平均粒子徑的下限，因需可施加巨大應變之軋延機或急速加熱裝置等特殊設備，成本大幅地上升，故以0.1μm以上為佳。
又，殘留沃斯田鐵相之結晶粒間的距離過遠時，於沃斯田鐵粒間將產生粗大之破裂，截斷性劣化，為提升截斷性，需縮小沃斯田鐵粒間距離，使微小之破裂得以產生。因此，本發明中，規定殘留沃斯田鐵相之粒子間的平均距離為5.0μm以下。又，殘留沃斯田鐵相之粒子間的平均距離以3.5μm以下較佳，以2.5μm以下更佳。另一方面，殘留沃斯田鐵相之結晶粒間的距離過窄時，因藉由一個沃斯田鐵粒或沃斯田鐵粒變態生成之麻田散鐵產生的龜裂將容易傳遞至鄰接之沃斯田鐵粒或沃斯田鐵粒變態生成的麻田散，故複數沃斯田鐵粒聚集，變成實際上作為一個沃斯田鐵粒作用。為使各個沃斯田鐵個別地活動，需使殘留沃斯田鐵相之粒子間的平均距離為0.1μm以上。又，殘留沃斯田鐵相之粒子間的平均距離以0.3μm以上較佳，以0.5μm以上更佳。
另外，於平行於軋延方向且垂直於板面的截面，且以自鋼板表面起板厚之1/4作為中心的1/8厚度~3/8厚度之範圍中，使用場致發射掃描型電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)，進行利用EBSD(電子背向散射繞射：Electron Bach-Scattering Diffraction)法之高分解能結晶方位解析，可評價殘留沃斯田鐵相之結晶粒。例如，以0.1μm作為測定節距，集合10點顯示鐵FCC之繞射 圖樣的點，並將互相之結晶方位差小於10°的領域作為殘留沃斯田鐵之結晶粒。並且，粒子間之平均距離，可以{粒子間之平均距離L=([觀察面積]/[結晶粒之個數])1/2}，於10000μm2以上之範圍中測定、或於包含150個以上之殘留沃斯田鐵結晶粒的範圍中測定。又，於隨機選出之30~300個殘留沃斯田鐵結晶粒中求出各結晶粒的面積，得到粒徑作為圓等效直徑，可測定平均粒子徑。
「微觀組織」
本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板的鋼板組織除了上述之殘留沃斯田鐵相以外，以體積分率計，以具有肥粒鐵相：40~90%、變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相：50%以下、回火麻田散鐵相：50%以下、新生麻田散鐵相：15%以下為佳。本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板藉具有如此之鋼板組織，成為具較優良之成形性的鋼板。
(肥粒鐵相)
肥粒鐵相係有效提升延性之組織，於鋼板組織中以體積分率計，以含有40~90%為佳。鋼板組織中之肥粒鐵相的體積分率小於40%時，有無法得到充分之延性的疑慮。又，鋼板組織中所含之肥粒鐵相的體積分率由延性之觀點來看，以含有45%以上較佳，以含有50%以上更佳。另一方面，肥粒鐵相係軟質之組織，故體積分率大於90%時有無法得到充分之強度的情形。又，為充分地提高鋼板之抗拉強度，鋼板組織中所含之肥粒鐵相的體積分率以85%以下較佳，以75%以下更佳。
(變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相)
變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相係強度與延性之均衡優良之組織，鋼板組織中以體積分率計，以含有10~50%為佳。又，變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相係具有軟質之肥粒鐵相與硬質之麻田散鐵相、回火麻田散鐵相及殘留沃斯田鐵相的中間強度之微觀組織，由延伸凸緣性之觀點來看，以含有15%以上較佳，以含有20%以上更佳。另一方面，變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相之體積分率大於50%時，降伏應力過高，形狀凍結性劣化故不佳。
(回火麻田散鐵相)
回火麻田散鐵相係大幅地提升抗拉強度之組織，鋼板組織中以體積分率計，亦可含有50%以下。由抗拉強度之觀點來看，回火麻田散鐵的體積分率以10%以上為佳。另一方面，鋼板組織所含之回火麻田散鐵的體積分率大於50%時，降伏應力過高，形狀凍結性劣化故不佳。
(新生麻田散鐵相)
新生麻田散鐵相可有效地大幅提升抗拉強度，但將成為破壞之起點，使延伸凸緣性大幅地劣化，故鋼板組織中以體積分率計，以限制為15%以下為佳。又，為提高延伸凸緣性，鋼板組織中之新生麻田散鐵相的體積分率以10%以下較佳，以5%以下更佳。
(其他之微觀組織)
本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板的鋼板組織中，亦可更含有波來鐵相及/或粗大之雪明碳鐵相等前述以外的組 織。然而，高強度鋼板之鋼板組織中，波來鐵相及/或粗大之雪明碳鐵相變多時，將產生延性劣化的問題。因此，鋼板組織中所含之波來鐵相及/或粗大之雪明碳鐵相的體積分率以合計10%以下為佳，以5%以下較佳。
「鋼板組織之測定方法」
本發明之高強度鋼板的鋼板組織所含之各組織的體積分率，可藉由例如，以下所示之方法測定。
測定本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板的鋼板組織所含之肥粒鐵相、變韌肥粒鐵相、變韌鐵相、回火麻田散鐵相及新生麻田散鐵相的體積分率時，首先，將平行於鋼板之軋延方向且垂直於板面之截面作為觀察面，截取試料。並且，研磨、硝太蝕劑蝕刻該試料之觀察面，再以場致發射掃描型電子顯微鏡觀察以自鋼板表面起板厚之1/4作為中心的1/8厚度~3/8厚度之範圍，測定面積分率，藉此可作為體積分率。
『化學成分組成』
接著，說明本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板的化學成分(組成)。另，以下說明中若無特別指定，「%」係表示「質量%」。
「C：0.075~0.400%」
C係含有以提高高強度鋼板之強度。然而，C之含量大於0.400%時，因熔接性變得不充分，故以0.400%以下為佳。又，由熔接性之觀點來看，C之含量以0.250%以下為佳，0.220%以下較佳。另一方面，C之含量小於0.075%時，強 度下降，不易確保900MPa以上的抗拉最大強度。由該觀點來看，為更加提高鋼板強度，C之含量以0.085%以上較佳，以0.100%以上更佳。
「Si：0.01~2.00%」
Si係抑制鋼板中鐵系碳化物之生成，提高強度與成形性的元素。然而，Si之含量大於2.00%時，鋼板脆化，延性劣化，冷軋延變得困難。由延性之觀點來看，Si之含量以1.80%以下為佳，以1.50%以下較佳。另一方面，Si之含量小於0.01%時，不易於脫碳層中充分地分散氧化物。由該觀點來看，Si之下限值以0.20%以上較佳，以0.50%以上更佳。
「Mn：0.80~3.50%」
Mn係添加以提高鋼板之強度。然而，Mn之含量大於3.50%時，將於鋼板之板厚中央部產生粗大之Mn濃化部，容易引起脆化，容易產生鑄造後之扁鋼胚破裂等問題。又，Mn之含量大於3.50%時，熔接性亦劣化。因此，Mn之含量需設為3.50%以下。又，由熔接性之觀點來看，Mn之含量以3.00%以下較佳，以2.70%以下更佳。另一方面，Mn之含量小於0.80%時，因退火後之冷卻中形成大量軟質之組織，故變得不易確保900MPa以上的抗拉最大強度，Mn之含量需為0.80%以上。又，為更加提高強度，Mn之含量以1.00%以上較佳，以1.30%以上更佳。
「P：0.0001~0.100%」
P有於鋼板之板厚中央部偏析的傾向，使熔接部脆化。P之含量大於0.100%時，因熔接部大幅地脆化，故將P之含 量的上限設為0.100%。又，由避免熔接部之脆化的觀點來看，P之含量的上限以0.030%較佳。另一方面，P之含量小於0.0001%時，因將導致製造成本大幅增加，故以0.0001%作為下限。又，由更加降低製造成本之觀點來看，P之含量以0.0010%以上為佳。
「S：0.0001~0.0100%」
S將對熔接性及鑄造時與熱軋時之製造性造成不良影響。因此，將S之含量的上限值設為0.0100%以下。又，S因與Mn結合而形成粗大之MnS，使延性或延伸凸緣性下降，故以設為0.0050%以下較佳，以設為0.0030%以下更佳。又，由更加降低製造成本之觀點來看，S之含量以0.0005%以上較佳，以0.0010%以上更佳。
「Al：0.001%~2.00%」
Al將抑制鐵系碳化物之生成，並提高鋼板之強度及成形性。然而，Al之含量大於2.00%時，因熔接性惡化，故將Al之含量的上限設為2.00%。又，由該觀點來看，Al之含量以設為1.50%以下較佳，以設為1.20%以下更佳。另一方面，不需特別限定Al之含量的下限即可發揮本發明之效果，但Al係於原料中微量地存在之不可避免的不純物，其含量小於0.001%時，將導致製造成本之大幅增加，故將Al之含量設為0.001%以上。又，Al係有效地作為脫氧材之元素，故為得較充分之脫氧效果時，以將Al之含量設為0.010%以上較佳。
「N：0.0001~0.0100%」
N將形成粗大之氮化物，使延性及延伸凸緣性劣化，故 須抑制其添加量。N之含量大於0.0100%時，該傾向將變得顯著，故將N之含量的上限設為0.0100%。又，由該觀點來看，N之含量以0.0070%以下較佳，以0.0050%以下更佳。又，N將成為熔接時產生氣孔之原因，故其含量以少為佳。不需特別限定N之含量的下限即可發揮本發明之效果，N之含量小於0.0001%時，將導致製造成本之大幅增加，故設為0.0001%以上。又，由更加降低製造成本之觀點來看，N之含量以0.0005%以上較佳，以0.0010%以上更佳。
「O：0.0001~0.0100%」
O將形成氧化物，使鋼板之延性及延伸凸緣性劣化，故需抑制其含量。O之含量大於0.0100%時，因鋼板之延伸凸緣性的劣化變得顯著，故將O之含量的上限設為0.0100%。並且，O之含量以0.0070%以下較佳，以0.0050%以下更佳。又，不需特別限定O之含量的下限即可發揮本發明之效果，但O之含量小於0.0001%時，將導致製造成本之大幅增加，故以0.0001%作為下限。又，由更加降低製造成本之觀點來看，O之含量以0.0003%以上較佳，以0.0005%以上更佳。
本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板中，更亦可視需要使用包含以下所示之元素的構成。
「Cr：0.01~2.00%」
Cr係抑制高溫下之相變態，有效地高強度化的元素，亦可添加以取代C及/或Mn之一部分。Cr之含量大於2.00%時，加熱下之加工性受損，生產性下降，故Cr之含量以2.00%以下為佳。另，不需特別限定Cr之含量的下限即可發揮本 發明之效果，但為充分地得到藉由添加Cr所得的高強度化，其含量以0.01%以上為佳。
「Ni：0.01~2.00%」
Ni係抑制高溫下之相變態，有效地高強度化的元素，亦可添加以取代C及/或Mn之一部分。Ni之含量大於2.00%時，因熔接性受損，故Ni之含量以2.00%以下為佳。另，不需特別限定Ni之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由Ni所得之高強度化，其含量以0.01%以上為佳。
「Cu：0.01~2.00%」
Cu係作為微細之粒子存在於鋼中，以提高強度的元素，可添加以取代C及/或Mn之一部分。Cu之含量大於2.00%時，因熔接性受損，故其含量以2.00%以下為佳。另，不需特別限定Cu之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由Cu所得的高強度化，其含量以0.01%以上為佳。
「Ti：0.001~0.150%」
Ti係藉由強化析出物、利用抑制肥粒鐵結晶粒之成長的強化細粒及經由抑制再結晶之差排強化，幫助提升鋼板之強度的元素。但，Ti之含量大於0.150%時，碳氮化物之析出變多，成形性劣化，故Ti之含量以0.150%以下為佳。又，由成形性的觀點來看，Ti之含量以0.100%以下較佳，以0.070%以下更佳。另，不需特別限定Ti之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由Ti所得的強度提升效果，Ti之含量以0.001%以上為佳，以0.005%以上更佳。又，為了鋼板之高強度化，Ti之含量以0.010%以上較 佳，以0.015%以上更佳。
「Nb：0.001~0.100%」
Nb係藉由強化析出物、利用抑制肥粒鐵結晶粒之成長的強化細粒及經由抑制再結晶之差排強化，幫助提升鋼板之強度的元素。但，Nb之含量大於0.150%時，碳氮化物之析出變多，成形性劣化，故Nb之含量以0.150%以下為佳。又，由成形性的觀點來看，Nb之含量以0.100%以下較佳，以0.060%以下更佳。另，不需特別限定Nb之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由Nb所得的強度提升效果，Nb之含量以0.001%以上為佳，以0.005%以上更佳。又，為了鋼板之高強度化，Nb之含量以0.010%以上較佳，以0.015%以上更佳。
「V：0.001~0.300%」
V係藉由強化析出物、利用抑制肥粒鐵結晶粒之成長的強化細粒及經由抑制再結晶之差排強化，幫助提升鋼板之強度的元素。但，V之含量大於0.300%時，碳氮化物之析出變多，成形性劣化，故其含量以0.300%以下為佳。另，不需特別限定V之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由V所得的強度提升效果，其含量以0.001%以上為佳。
「Mo：0.01~2.00%」
Mo係抑制高溫下之相變態，有效地高強度化的元素，亦添加以取代C及/或Mn之一部分。Mo之含量大於2.00%時，加熱下之加工性受損，生產性下降，故Mo之含量以 2.00%以下為佳，以1.00%以下更佳。另，不需特別限定Mo之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由Mo所得的高強度化之效果，其含量以0.01%以上為佳。
「W：0.01~2.00%」
W係抑制高溫下之相變態，有效地高強度化的元素。亦可添加以取代C及/或Mn之一部分。W之含量大於2.00%時，加熱下之加工性受損，生產性下降，故W之含量以2.00%以下為佳，以1.00%以下更佳。另，不需特別限定W之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由W所得的高強度化，其含量以0.01%以上為佳。
「B：0.0001~0.0100%」
B係抑制高溫下之相變態，有效地高強度化的元素，亦可添加以取代C及/或Mn之一部分。B之含量大於0.0100%時，加熱下之加工性受損，生產性下降，故B之含量以0.0100%以下為佳。又，由生產性之觀點來看，B之含量以0.0050%以下較佳，以0.0030%以下更佳。另，不需特別限定B之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到藉由B所得的高強度化，B之含量以0.0001%以上為佳。又，為更加提升鋼板之高強度化，B之含量以0.0003%以上較佳，以0.0005%以上更佳。
「合計0.0001~0.0100%之Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之1種或2種以上」
於本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板中，Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之1種或2種以上係作為其他元素，添加合計 0.0001~0.5000%，亦以添加0.0001~0.0100%為佳。該等元素之添加理由係如下述。
Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM係有效改善成形性之元素，可添加1種或2種以上。但，Ca、Ce、Mg、Zr、La、及REM之1種或2種以上之含量的合計大於0.5000%時，反倒有損及延性之疑慮，故各元素之含量的合計以0.5000%以下為佳，以0.0100%以下較佳。不需特別限定Ca、Ce、Mg、Zr、La、及REM之1種或2種以上之含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分地得到改善鋼板之成形性的效果，各元素之含量的合計以0.0001%以上為佳。由成形性之觀點來看，Ca、Ce、Mg、Zr、La、及REM之1種或2種以上之含量的合計以0.0005%以上較佳，以0.0010%以上更佳。另，REM係Rare Earth Metal(稀土金屬)之簡稱，指屬於鑭系列的元素。於本發明中，REM或Ce大多以稀土金屬合金添加，亦有複合地含有La或Ce以外之鑭系列的元素之情形。不可避免的不純物方面，即使包含該等La或Ce以外之鑭系列的元素，仍可發揮本發明之效果。又，即使添加有金屬La或Ce，仍可發揮本發明之效果。
以上各元素之剩餘部分可為Fe及不可避免的不純物。另，均可含有小於前述下限值之微量的Cr、Ni、Cu、Ti、Nb、V、Mo、W、B，作為不純物。又，可含有小於其合計量之下限值的極微量之Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM，作為不純物。
『鋼板表層部』
本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板中，鋼板表層部中之脫碳層的厚度係0.01~10.0μm，鋼板表層部所含之氧化物的平均粒子徑係30~120nm，且其平均密度係1.0×1012個/m2以上。
「脫碳層」
本發明中，為提高設於鋼板表面之鍍敷層的密著性，係將鋼板表層部作為硬質組織少之脫碳層。該脫碳層之厚度小於0.01μm時，因無法充分地得到鍍敷層之密著性，故將脫碳層之厚度設為0.01μm以上。又，為更加提升鍍敷層之密著性，脫碳層之厚度以設為0.08μm以上較佳，以0.15μm以上更佳。另一方面，過厚之脫碳層將降低鋼板之抗拉強度或疲勞強度。由該觀點來看，將鋼板表層部中之脫碳層的厚度設為10.0μm以下。又，由疲勞強度之觀點來看，脫碳層之厚度以9.0μm以下較佳，以8.0μm以下更佳。
另外，本發明中說明之脫碳層係指自基質鐵之最表面連續的領域，同領域中硬質組織之分率係指1/4厚度中硬質組織之分率的一半以下之領域。又，脫碳層之厚度，係將平行於鋼板之軋延方向且垂直於板面之截面作成鏡面後使用FE-SEM觀察，於1個鋼板中，測定3處以上之脫碳層厚度，並以其平均值作為脫碳層之厚度。另，本發明中說明之硬質組織係指由較肥粒鐵硬質的相所構成之組織，即，主要由變韌鐵、變韌肥粒鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵、殘留沃斯田鐵等相所構成的組織。又，其分率係指利用體積分率所得者。
「氧化物」
於脫碳層中，將包含Si及/或Mn之氧化物分散於結晶粒內及/或結晶粒界，提高截斷性，以容易進行機械截斷。氧化物之密度越高，越能改善截斷性，故本發明中，將氧化物之密度設為1.0×1012個/m2以上。又，由前述觀點來看，氧化物之密度以設為3.0×1012個/m2以上較佳，以設為5.0×1012個/m2以上更佳。另一方面，氧化物之密度大於1.0×1016個/m2時，氧化物間的距離過近，以輕度之加工即可破壞鋼板表層部，損害其上之鍍敷層，故氧化物之密度以限制為1.0×1016個/m2以下為佳。又，確保鋼板表層部中充分之成形性，氧化物之密度以設為5.0×1015個/m2以下較佳，以設為1.0×1015個/m2更佳。
又，分散於鋼板表層部之氧化物因過細時，將無法幫助提升截斷性，故本發明中規定氧化物之平均粒子徑為30nm以上。另一方面，氧化物過大時，因將損害延性等破壞特性，故將氧化物之平均粒子徑設為500nm以下。又，由前述觀點來看，氧化物之平均粒子徑以設為300nm以下較佳，以設為120nm以下更佳，以設為100nm以下更佳。又，為將氧化物之平均粒子徑設為小於30nm時，需嚴格地控制處理環境氣體及溫度，故不實用，故以設為30nm以上為佳。
將平行於鋼板之軋延方向且垂直於板面之截面作成鏡面後，使用FE-SEM觀察如上述之鋼板表層部的氧化物。氧化物之密度係觀察脫碳層之7μm2部分後計算氧化物的個數、或使用計算至1000個氧化物所需之觀察面積求得。又，氧化物之尺寸係平均隨機選出的100~1000個圓等 效直徑後，作為平均粒子徑。
『鍍敷層』
於本發明中，係藉於前述構成之鋼板表面形成熔融鍍鋅層、或經合金化之熔融鍍鋅層，作成高強度熔融鍍鋅鋼板或高強度合金化熔融鍍鋅鋼板地構成。如此，藉於鋼板表面形成熔融鍍鋅層，可得具優良之耐蝕性的高強度熔融鍍鋅鋼板。又，藉於鋼板表面形成有經合金化之熔融鍍鋅層，可得具優良之耐蝕性、塗料密著性優良之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。
『機械截斷特性』
本發明中說明之機械截斷特性可藉由例如，以下說明之方法測定、評價。
一般而言，對於高強度鋼板經常進行剪切或利用下衝頭之衝孔加工時，剪切刀片或下衝頭前端將耗損，而增加間隙。因此，於鋼板之衝孔次數增加時，剪切端面或衝孔端面之毛邊將變大。於是，評價本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板的機械截斷特性之方法，可使用以孔徑10.3mm 之衝模、下衝頭材質SKD11、下衝頭徑10mm (間隙12.5%)的條件，對厚度1.2mm之鋼板連續進行衝孔加工，於每50次後測定毛邊高度的方法。
於利用前述方法之評價中，鋼板之衝孔次數增大時，因下衝頭前端耗損，間隙變大，可知毛邊高度增加。但，重複測定之結果，發現視情況，有僅於鋼板之特定端面顯著地產生毛邊高度變化的情形。因此，將衡孔洞於0°、 90°、180°、270°各位置分割成4份，於任一方向之毛邊高度大於初期值的3.0倍時結束試驗，並定義此時之衝孔次數係極限之衝孔次數。具體地說明之，於測定衝孔洞之毛邊高度時，將0°~90°之範圍的最大毛邊高度作為h1、90°~180°之範圍的最大毛邊高度作為h2、180°~270°之範圍的最大毛邊高度作為h3、270°~360°之範圍的最大毛邊高度作為h4。將第1次衝孔時之毛邊高度作為h1*、h2*、h3*、h4*，h1/h1*、h2/h2*、h3/h3*、h4/h4*中之任一者以上大於3.0時的衝孔次數作為極限之衝孔次數。另，於衝孔試驗中，於衝孔下衝頭、衝模及鋼板之冷軋延方向的相對方向不變下進行試驗，將鋼板之軋延方向中冷軋延的進行方向作為0°。於本發明中，可將衝孔次數大於600次者定義為機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板。較佳者係極限衝孔次數800次，更佳者為1000次。
『加工硬化係數(n值)』
本實施形態之高強度熔融鍍鋅鋼板中，3~7%之塑性變形時的加工硬化係數(n值)以平均計係0.080以上。
如前述，本發明中規定之加工硬化係數(n值)係沖壓加工性(延性)為佳的特性值，因n值越大，至產生局部收縮之伸長大，故延性提升。但，另一方面，有n值越小，機械截斷特性越提升之相反的特性。本發明中，規定提升延性之n值係0.080以上。另一方面，並未特別限定n值之上限，但因3~7%之塑性變形時中的n值以平均計大於0.250，抗拉最大強度將小於900MPa、或需添加大於0.40%之C量， 故不佳。由該觀點來看，n值以0.200以下為佳，特別是由抗拉強度之觀點來看，以0.180以下更佳。另，3~7%之塑性變形係通常頻繁地使用之鋼板的塑性加工之範圍。
本發明中，如前述，藉於鋼板組織中含有3%以上之殘留沃斯田鐵相，可提高加工硬化能，n值以平均計係0.080以上，具有高延性。另一方面，本發明中，限制殘留沃斯田鐵相中之固溶碳量為0.70~1.00%，且抑制平均粒子徑為2.0μm以下、粒子間之平均距離為5.0μm，以提高密度，以提升機械截斷特性。藉此，可一面確保高抗拉強度，一面得到優良之延性與機械截斷特性兩者。
『抗拉最大強度』
於本發明中，鋼板強度以抗拉最大強度900MPa以上為佳。這是因為，900MPa以上之高強度鋼板係使剪切或衝孔加工時的工具劣化變得顯著之強度。又，即使為小於900MPa之鋼板，雖可享受本發明效果之改善機械截斷特性的效果，但抗拉強度低之鋼板中該效果小。因此，本發明中，與前述效果同樣地，由確保母材強度之觀點來看，亦以使用於900MPa以上之高強度熔融鍍鋅鋼板為佳。
[高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法]
接著，說明本發明之成形性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法。
本實施形態之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，具有下述兩個步驟。首先，直接或暫時冷卻具有前述化學成分之扁鋼胚後，加熱至1180℃以上，並施行以850~950℃作為 軋延結束溫度的熱軋延後，以10℃/s以上之平均冷卻速度快速冷卻至500~650℃後，捲取成線圈，歷時1.0小時以上緩冷卻至400℃的熱軋步驟；及經該熱軋步驟後之酸洗後，以30~75%之合計軋縮率進行冷軋延的冷軋步驟。又，本實施形態中，具有退火步驟，係將冷軋步驟後的鋼板以600~750℃間之平均加熱速度為20℃/s以下加熱至750℃以上，接著，以750~650℃間之平均冷卻速度為1.0~15.0℃/s冷卻，自650℃之平均冷卻速度為3.0℃/s以上冷卻，且於300~470℃之溫度域中停留20~1000秒，並於該溫度域中施加5~100MPa的張力，施行1次以上彎曲半徑為800mm以下之彎曲加工。並且，本實施形態中，具有於退火步驟後，在鍍敷浴溫度：450~470℃、進入鍍敷浴時之鋼板溫度：430~490℃、鍍敷浴中之有效Al量：0.01~0.18質量%的條件下，將鋼板浸漬於鋅鍍敷浴，藉此於鋼板表面施行熔融鍍鋅來形成鍍敷層的鍍敷步驟。此外，本實施形態中具有於鍍敷步驟後，以0.5℃/s以上之平均冷卻速度冷卻至150℃以下的冷卻步驟。並且，本實施形態中，前述退火步驟中使用下述方法，於預熱燃燒器中使用之空氣與燃料氣體的混合氣體中，單位體積之混合氣體所含之空氣體積，與理論上使單位體積之混合氣體所含之燃料氣體完全燃燒所需的空氣體積的比亦即空氣比：0.7~1.2之條件的預熱帶中，藉由在400~800℃之鋼板溫度一面加熱一面運送，於鋼板表層部生成氧化物，接著，於水蒸氣(H2O)與氫(H2)之分壓比P(H2O)/P(H2)：0.0001~2.0的還原帶中，藉由加熱至750℃以 上，於還原前述預熱帶中生成之前述氧化物後進行冷卻。
為製造前述之本發明的高強度鋼板，首先，係製造具有前述化學成分(組成)之扁鋼胚。
用以熱軋延之扁鋼胚，可使用例如，連續鑄造扁鋼胚、或以薄扁鋼胚鑄造機等製造者。又，本發明之高強度鋼板的製造方法可使用如鑄造後立刻進行熱軋延之連續鑄造-直接軋延(CC-DR)製程。
本實施形態之熱軋步驟中，為緩和鑄造所造成的結晶方位之異向性，係將扁鋼胚之加熱溫度設為1180℃以上。又，扁鋼胚之加熱溫度以1200℃以上較佳。並未特別限定該扁鋼胚之加熱溫度的上限，但因加熱大於1300℃時需投入大量之能量加熱，故加熱溫度以1300℃以下為加。
將扁鋼胚加熱至前述溫度後，進行熱軋延。本發明中，將熱軋延之軋延結束溫度設為850~950℃。該軋延結束溫度小於850℃時，軋延反作用力過高，步驟負擔變大，故本發明中將該溫度設為850℃以上，以870℃以上較佳。另一方面，軋延結束溫度大於950℃時，熱軋鋼板中之微觀組織粗大化，之後的冷軋延及退火步驟後之微觀組織均變得粗大，故本發明中，將軋延結束溫度設為950℃以下，以930℃以下較佳。
熱軋延後，快速地進行冷卻(快速冷卻)。本發明中，以將快速冷卻至500~600℃時的平均冷卻速度設為10℃/s以上為佳。這是因為，藉以較低溫進行變態，可使熱軋鋼板之粒徑變得微細，並使冷軋及退火後之有效結晶粒徑 微細化。另一方面，並未特別限定平均冷卻速度之上限，但大於200℃/s時，因需使用特殊之冷媒，於成本上不佳，故以設為200℃/s以下為佳。
於快速冷卻鋼板後，捲取做成熱軋線圈。於該步驟中，藉於熱軋延後之鋼板內生成「波來鐵」及/或「長徑大於1μm的粗大之雪明碳鐵」，可於後述之冷軋延後的退火步驟中，隨機地形成各種變態組織的集合組織及形態。如此，為生成波來鐵及/或粗大之雪明碳鐵，本發明中，係將熱軋延後之快速冷卻的冷卻停止溫度設為500℃以上。又，為降低異向性，冷卻停止溫度以530℃以上較佳，以550℃以上更佳。另一方面，冷卻停止溫度過高時，鋼板表層部之鏽皮層過厚，而損害表面品質，故本發明中，需將冷卻停止溫度設為650℃以下。又，由前述觀點來看，冷卻停止溫度以設為630℃以下為佳。並且，本發明中，係將前述冷卻停止溫度為500~650℃之鋼板捲取成熱軋線圈。
又，為充分地生成波來鐵及/或粗大之雪明碳鐵，降低耐延遲破壞特性的異向性，於急速冷卻停止後，需於生成雪明碳鐵之溫度域中停留充分的時間。因此，本發明中將由快速冷卻停止緩冷卻至400℃的經過時間設為1.0小時以上。又，該經過時間以設為2.0小時以上較佳，以設為3.0小時以上更佳。又，並未特別限定前述經過時間之上限，但停留超過24.0小時時，需特殊之設備，於成本上不佳，故以設為24.0小時以下為佳。
接著，於本實施形態中，對藉由前述條件製造之 熱軋鋼板進行酸洗處理。酸洗因可去除鋼板表面之氧化物，故對於提升最終製品的高強度熔融鍍鋅鋼板或高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之熔融鍍敷性係為重要。又，酸洗可僅進行一次，亦可分複數次進行處理。
接著，對酸洗後之鋼板，以冷軋之合計軋縮率為30%以上75%以下地進行軋延。此時，於複數道次進行軋延為佳，未限制軋延之道次數或各道次之軋縮率的分配。冷軋延之軋縮率低於30%時，無法於鋼板累積充分之應變，於之後的退火步驟中，未能充分地進行再結晶，殘留加工後之組織，因組織變得粗大，故殘留沃斯田鐵相之粒子間的平均距離變大，截斷性劣化。又，為充分地累積應變，軋縮率之合計以33%以上較佳，以36%以上更佳。另一方面，軋縮率之合計大於75%時，因有鋼板於軋延中斷裂的情形，故本發明中將冷軋延中軋縮率之合計設為75%以下。又，由前述觀點來看，軋縮率之合計以70%以下較佳，以65%以下更佳。
接著，於本發明中，對經以前述條件軋延之鋼板，於以下的條件的退火步驟中施行退火處理後，於鍍敷步驟中進行熔融鍍鋅處理。於本發明中，以使用於退火步驟及鍍敷步驟分別具有預熱帶、還原帶、鍍敷帶的連續退火鍍敷生產線為佳。又，前述預熱帶之環境氣體可為氧化環境氣體、無氧化環境氣體、下方還原環境氣體之任一者。
如前述，於退火步驟及鍍敷步驟中使用有連續退火鍍敷生產線時，前述條件之退火步驟可如下地進行，於 預熱燃燒器中使用之空氣與燃料氣體的混合氣體中，於使單位體積之混合氣體所含之空氣的體積，與理論上使單位體積之混合氣體所含之燃料氣體完全燃燒所需的空氣體積的比，即空氣比：0.7~1.2為條件之預熱帶中，藉一面加熱至400~800℃的鋼板溫度一面運送，於鋼板表層部生成氧化物，接著於H2O與H2之分壓比P(H2O)/P(H2)：0.0001~2.0的還原帶中，藉由加熱至750℃以上，將預熱帶中生成之氧化物還原後進行冷卻的方法。並且，退火步驟後之鍍敷步驟可為以鍍敷浴溫度：450~470℃、進入鍍敷浴時之鋼板溫度：430~490℃、鍍敷浴中之有效Al量：0.01~0.18質量%的條件將鋼板浸漬鋅鍍敷浴，以該條件施行熔融鍍鋅的方法。
退火步驟中之加熱速度將影響鋼板內之再結晶行為。特別是，600~750℃中的加熱速度係為重要，以將此時之平均加熱速度設為20℃/s以下，可促進再結晶，成為等向且微細之微觀組織，可使逆變態下生成之沃斯田鐵的結晶粒為等向且細微。又，為更加促進再結晶，平均加熱速度以15℃/s以下較佳，以12℃/s以下更佳。另，並未特別限定平均加熱速度之下限，但平均加熱速度小於0.5℃/s時，生產性將顯著地下降，故以0.5℃/s以上為佳。
於預熱帶中，進行用以於鋼板表層部形成適當之厚度的Fe氧化被膜之氧化處理。此時，將通過預熱帶時之鋼板溫度設為400~800℃，以空氣比{[於預熱燃燒器中使用之空氣與燃料氣體的混合氣體中，單位體積之混合氣體所含之空氣的體積，與理論上使單位體積之混合氣體所含之 燃料氣體完全燃燒所需的空氣體積的比]=[單位體積之混合氣體所含之空氣的體積(m3)]/[理論上使單位體積之混合氣體所含之燃料氣體完全燃燒所需的空氣體積(m3)]}為0.7~1.2的條件進行預熱，於鋼板表層形成0.01~20μm的Fe氧化被膜。前述之空氣比大於1.2時，無法於鋼板表層部生成充分之Fe氧化被膜。又，於還原帶中，氧化被膜係作為用以生成Si及/或Mn之氧化物的供氧源產生作用，故於前述空氣比小於0.7時，無法得到預定之氧化物。又，通過預熱帶時的鋼板溫度小於400℃時，無法行成充分之氧化被膜，另一方面，大於800℃之高溫中，因氧化被膜過度成長，故不易將脫碳層之厚度限於預定之範圍。
又，退火步驟中之最高加熱溫度低時，將殘留粗大之雪明碳鐵，延性顯著地劣化。本發明中，為充分地固溶雪明碳鐵，確保延性，最高加熱溫度係750℃以上，以760℃以上較佳。另，並未特別限定加熱溫度之上限，於加熱大於1000℃時，將顯著地損害表面之品質，使鍍敷之濕潤性劣化，故最高加熱溫度以1000℃以下為佳，以950℃以下較佳。
以於還原帶中到達退火步驟中之最高加熱溫度(750℃以上)為佳。該還原帶中，還原於氧化帶生成之Fe氧化被膜後形成脫碳層，並適度地分散Si及/或Mn氧化物。因此，於還原帶之環境氣體中，水蒸氣分壓P(H2O)與氫分壓P(H2)之比P(H2O)/P(H2)以0.0001~2.00為佳。P(H2O)/P(H2)小於0.0001時，將僅於最表面層形成Si及/或Mn氧化物，不易於脫碳層內部適度地分散Si及/或Mn氧化物。另一方面， P(H2O)/P(H2)大於2.00時，有過度地進行脫碳，無法控制脫碳層之厚度於預定之範圍內的疑慮。又，P(H2O)/P(H2)以0.001~1.50之範圍較佳，以0.002~1.20之範圍更佳。
由前述之最高加熱溫度的平均冷卻速度對充分地生成肥粒鐵係為重要。因此，本發明中，將至生成肥粒鐵之溫度域750~650℃的平均冷卻速度設為1.0~15.0℃/s。自最高加熱溫度之平均冷卻速度大於15.0℃/s時，將無法得到充分量之肥粒鐵，延性劣化。另一方面，平均冷卻速度低於1.0℃/s時，將過度地生成肥粒鐵，生成波來鐵等，無法得到充分量之硬質組織，強度劣化。
自鋼板溫度650℃至因進入鍍敷浴而停止冷卻之平均冷卻速度，以3.0℃/s以上為佳。這是因為，藉由更加降低對硬質組織的變態溫度，以得到結晶方位更隨機的硬質組織。由該觀點來看，平均冷卻速度以設為5.0℃/s以上較佳。又，並未特別限定平均冷卻速度之上限，但大於200℃/s之平均冷卻速度需特殊的冷卻設備，故以200℃/s以下為佳。
接著，進行將退火步驟後之鋼板置於浸漬鍍敷浴的鍍敷步驟。鍍敷浴之組成係以鋅作為主體，以將浴中之全Al量減去全Fe量的值，即有效Al量設為0.01~0.20質量%為佳，以0.01~0.18質量%較佳。特別是，於施行合金化處理時，為控制鍍敷層之合金化的進行，以將浴中之有效Al量設為0.07~0.12質量%較佳。又，於未合金化鍍敷層時，浴中之有效Al量亦可為0.18~0.20質量%之範圍。
又，鋅鍍敷浴中即使混入Pb、Sb、Si、Sn、Mg、 Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、Sr、REM之1種或2種以上，仍未損本發明之效果，藉由該量亦有改善耐蝕性或加工性等較佳情形。
鍍敷浴溫度以設為450℃~470℃為佳。鍍敷浴溫度小於450℃時，鍍敷浴之黏度過高，不易控制鍍敷層的厚度，而損及鋼板外觀。另一方面，鍍敷浴溫度大於470℃時，產生大量之煙霧，而不易安全地製造，故鍍敷浴溫度以470℃以下為佳。
又，為穩定鍍敷浴溫度，至鍍敷浴之鋼板的進入溫度以430℃~490℃為佳。鋼板進入鍍敷浴時的鋼板溫度低於430℃時，為使鍍敷浴溫度穩定地於450℃以上，需賦予鍍敷浴大量之熱量，故不實用。另一方面，鋼板進入鍍敷浴時的鋼板溫度高於490℃時，為使鍍敷浴溫度低於470℃以下，需導入可自鍍敷浴熱傳遞出大量之熱量的設備，製造成本不佳。
本發明中，為充分地得到殘留沃斯田鐵，於浸漬於鍍敷浴前及/或浸漬後，使鋼板停留於300~470℃之範圍，可促進變韌鐵變態。該300~470℃之範圍中的停留時間亦可加上浸漬於鍍敷浴之時間，為20~1000秒。該停留時間小於20秒時，將無法充分地進行變韌鐵變態，對殘留沃斯田鐵之碳的濃化變得不充分。又，為更加提高燒附硬化性，停留時間以35秒以上較佳，以50秒以上更佳。另一方面，前述停留時間大於1000秒時，碳將對殘留沃斯田鐵過度地濃化、或開始生成雪明碳鐵，而無法得到預定之特性。又， 為限制殘留沃斯田鐵中之碳濃化，以提高燒附硬化性，停留時間以600秒以下為佳，以450秒以下較佳。
此外，為使殘留沃斯田鐵之結晶粒徑微細化，藉由促進變韌鐵及/或變韌肥粒鐵之核生成，使鋼板各處核生成，可有效細微地切斷母相之沃斯田鐵。因此，至300~470。C之前，於對鋼板附加抗拉應力的狀態下施行彎曲變形，促進多數之變韌鐵及/或變韌肥粒鐵的核生成。此時之應力，係以軋延方向作為抗拉軸，附加3~100MPa之應力。負載應力小於3MPa時，未能發現核生成之促進效果，故將其作為下限。又，為更加促進核生成，使有效結晶粒徑微細化，負載應力以5MPa以上較佳，以7MPa以上更佳。另一方面，負載應力大於100MPa時，有鋼板大幅地變形的情形，故負載應力係設為100MPa以下。又，為更加減少鋼板之變形，負載應力以設為70MPa以下較佳，以設為50MPa以下更佳。
該等可藉由自熱軋步驟至退火步驟之賦予應變與熱歷程及前述變韌鐵變態時之賦予應變，將殘留沃斯田鐵相中之固溶碳量設為0.70~1.00%，並且，可將平均粒子徑設為2.0μm以下、粒子間之平均距離設為0.1~5.0μm。此外，3~7%之塑性變形時可將加工硬化係數以平均計設為0.080以上。
於附加有前述條件之抗拉應力的狀態下，更施行彎曲變形，可大幅地促進核生成，本發明中，施行彎曲半徑為800mm以下之1次以上的彎曲加工。又，加工度越大越能促進核生成，故彎曲半徑以設為650mm以下為佳。另一方面，並未特別限定彎曲半徑之下限，但因以過小之半徑 均質地彎曲鋼板全域係為困難，故以將彎曲半徑設為50mm以上為佳，以設為100mm以上較佳。
又，彎曲加工之次數係設為1次以上，且因加工度越大越能促進核生成，故以2次以上較佳。另，並未特別限定加工次數之上限，但於該溫度域下之停留時間內施行20次以上的彎曲加工係為困難，故以將加工次數設為20次以下為佳。
於本發明中，施行前述之熔融鍍鋅處理後，更亦可於470~620℃的溫度內，施行鋼板表面之鍍敷層的合金化處理。藉由進行如此之合金化處理，可得到於表面形成有合金化熔融鍍鋅層而成的Zn-Fe合金，且防鏽性優良之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。
於合金化鍍敷層時，因合金化處理溫度小於470℃時，合金化將無法充分地進行，故設為470℃以上。又，合金化處理溫度大於620℃時，生成粗大之雪明碳鐵，強度顯著地下降，故本發明中係設為620℃以下。又，合金化處理溫度以設為480~600℃較佳，以設為490~580℃更佳。
又，並未特別限定合金化處理時間，但為充分地進行合金化，需設為2秒以上，以5秒以上為佳。另一方面，合金化處理時間大於200秒時，鍍敷層將產生過合金，有特性裂化之疑慮，故處理時間設為200秒以下，以100秒以下為佳。
另外，合金化處理以於浸漬於鍍敷浴後立刻進行為佳，但亦可於浸漬後放冷至鋼板溫度150℃以下後，再加熱 至合金化處理溫度。
又，鍍敷處理後冷卻至150℃以下時之平均冷卻速度低於0.5℃/s時，將生成粗大之雪明碳鐵，有強度及/或延性劣化的疑慮。因此，該平均冷卻速度係0.5℃/s以上，以1.0℃/s以上較佳。另，並未特別限定平均冷卻速度之上限，但大於200℃/s之平均冷卻速度因需特殊之冷卻設備，故以200℃/s以下為佳，以50℃/s以下較佳。
又，於進行鍍敷層之合金化處理時，進行前述之變韌鐵變態處理的時點，可於合金化處理之前亦可於之後。
又，於本發明中，亦可以將麻田散鐵回火為目的，於冷卻途中或冷卻後進行再加熱處理。再加熱時之加熱溫度，因小於200℃時未能充分地進行回火，故以200℃以上為佳。又，加熱溫度大於620℃時，因強度顯著地劣化，故以620℃以下為佳，以550℃以下較佳。
此外，於本實施形態中，亦可對經冷卻至室溫之高強度熔融鍍鋅鋼板或高強度合金化熔融鍍鋅鋼板施行用以矯正形狀的軋縮率3.00%以下之冷軋延。
另外，本發明的製造方法並未受前述之例所限定。
例如，於本發明中，亦可於藉由前述方法所得之高強度熔融鍍鋅鋼板的鍍敷層表面，賦予由磷氧化物及/或包含磷之複合氧化物所構成的被膜。如此之由磷氧化物及/或包含磷之複合氧化物所構成的被膜可於加工鋼板時作為潤滑劑的功用，可保護形成於母材鋼板表面之鍍敷層。
依據如以上說明之本發明的機械截斷特性優良 之高強度熔融鍍鋅鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，如前述地，使用將鋼成分、鋼板組織、鋼板表層部中之脫碳層的厚度及氧化物的尺寸等規定於適當範圍之構成。換言之，藉於鋼板組織中含有預定以上之殘留沃斯田鐵相，可提高加工硬化能，並提升鋼板的強度及延性，另一方面，藉由抑制殘留沃斯田鐵相中之固溶碳量並抑制平均粒子徑，提高密度，可提升加工鋼板時的機械截斷特性(衝孔加工性)。並且，藉由限制鋼板表層部中脫碳層之厚度、及、氧化物之平均粒子徑及粒子間平均距離，可提升鍍敷層的密著性。因此，可實現確保900MPa以上之抗拉最大強度，並可得優良之延性與機械截斷特性的高強度熔融鍍鋅鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。
又，依據本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板的製造方法，係使用將鋼成分設於適當範圍，並限制熱軋延及冷軋延、及、軋延後之退火條件於預定範圍的方法。藉此，可控制鋼板組織中殘留沃斯田鐵相之比例於預定以上，並限制該殘留沃斯田鐵相所含之固溶碳量、及可限制平均粒子徑或粒子間平均距離於預定範圍，故可提升鋼板之強度及延性、及機械截斷特性。並且，因可限制鋼板表層部中脫碳層之厚度、氧化物之平均粒徑及平均密度於預定範圍，故可提升鍍敷層的密著性。因此，可製造如前述之確保900MPa以上的抗拉最大強度，並可得優良之延性與機械截斷特性的高強度熔融鍍鋅鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。
於是，藉由特別於汽車領域使用本發明之機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板、及其等之製造方法，可充分地享受因車體強度增強所帶來的安全性之提升、或構件加工時之加工性提升等好處，對社會之貢獻係無法計量。
實施例
以下，舉出本發明之機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板、及其等之製造方法的實施例，更具地體說明本發明，但本發明並未受下述實施例所限定，可於符合前、後述之趣旨的範圍內適當地加入變更後實施，且該等亦均為本發明之技術範圍所包含者。
[鋼板之製造]
首先，於製鋼步驟中藉由控制熔鋼之脫氧、脫硫與化學成分，得到下述表1所示的化學成分組成之扁鋼胚。並且，鑄造後立刻以下述表2~4所示的條件施行熱軋延、冷卻、捲取、酸洗，並施行冷軋延。之後，將所得的冷軋鋼板運送至下述表5~8所示的條件的連續退火熔融鍍鋅生產線，製造實驗例1~128之熔融鍍鋅鋼板。又，該等實驗例1~128內之一部中，藉由以下述表5~8所示的條件進行鍍敷層的合金化處理，作成合金化熔融鍍鋅鋼板(GA)。其以外之鋼板係未進行合金化處理、或以小於470℃作為處理溫度，作成鍍敷層未合金化的熔融鍍鋅鋼板(GI)。
[評價試驗]
對藉由前述方法製造之各實驗例的鋼板，進行如以下之評價試驗，於下述表9~13顯示結果。
「鋼板組織」
首先，使用掃描型電子顯微鏡(SEM)進行各實驗例之鋼板的組織觀察，測定鋼板之組織分率、及殘留沃斯田鐵相之粒子間的平均距離及平均粒子徑，記錄於下述表9~13。此處，肥粒鐵、麻田散鐵、波來鐵、雪明碳鐵、變韌鐵、沃斯田鐵及剩餘部分組織之識別、或存在位置的觀察及面積率之測定係藉由硝太蝕劑試劑及日本專利特開昭59-219473號公報所揭示的試劑，腐蝕鋼板軋延方向截面或軋延方向直角方向截面，並以1000~10000倍觀察板厚之1/4厚度位置。
接著，由前述組織觀察之結果，使用利用EBSD(電子背向散射繞射：Electron Bach-Scattering Diffraction)法之高分解能結晶方位解析測定殘留沃斯田鐵相的結晶粒之個數。並且，殘留沃斯田鐵相之粒子間的平均距離係{粒子間之平均距離L=([觀察面積]/[結晶粒之個數])1/2}，於10000μm2以上之範圍測定。又，殘留沃斯田鐵相之平均粒子徑係於隨機選出之30~300個之殘留沃斯田鐵結晶粒中求出各結晶粒的面積，並得到作為圓等效直徑的粒徑地測定。
又，殘留沃斯田鐵相中之固溶碳量係以與前述殘留沃斯田鐵相之面積分率的測定相同的條件進行X射線繞 射試驗，求出殘留沃斯田鐵相之格子狀數a，並使用前述(1)式求出。
「鋼板表層部中之脫碳層的厚度、氧化物之平均密度及平均粒子徑」
鋼板表層部中之脫碳層的厚度係使用FE-SEM觀察經將平行於各鋼板之軋延方向的板厚截面作成鏡面，於1個鋼板中，測定3處以上之脫碳層的厚度，並以其平均值作為脫碳層之厚度。
又，鋼板表層部中之氧化物，首先與前述同樣地，使用FE-SEM觀察將平行於軋延方向之板厚截面作成鏡面後，藉由觀察脫碳層之7μm2部分後計算氧化物之個數，測定氧化物的密度，於下述表9~13顯示結果。又，該氧化物之尺寸係將隨機選出之100~1000個氧化物粒子的圓等效直徑後作為平均粒子徑。
「外觀檢查」
對以前述順序製造之鋼板，進行其外觀之檢查。此時，對於鋼板表面之外觀，以目視判斷未鍍敷之產生狀況，於下述表9~13中以「○」、「×」表示，顯示結果。另，下述9~13中顯示之「×」係觀察到直徑0.5mm以上的未鍍敷，脫離外觀上之容許範圍的鋼板，「○」係其以外之具有實用上容許之外觀的鋼板。
「鍍敷剝離試驗」
於前述順序製作之鋼板，評價對鋼板施加壓縮應力之加工時的鍍敷密著性，並依據JIS Z 2248記載之「金屬材料 彎曲試驗方法」，進行鍍敷剝離試驗。具體而言，如文獻「熔融鍍鋅鋼板手冊，p53-55」所揭示之，使用各鋼板進行60°V字彎曲試驗後，於彎曲部之內側貼上膠帶，並剝除該膠帶。並且，由與膠帶一同剝離之鍍敷層的剝離狀況評價鍍敷密著性，於下述表9~13中顯示結果。另，下述表9~13中所示之「有」係剝離寬度7.0mm以上為實用上不容許的鋼板，「-」係其以外之具有實用上可容許之鍍敷密著性的鋼板。此處，膠帶係使用Nichiban製「思高膠帶」(註冊商標)。
「機械截斷特性(極限衝孔次數)」
將各實驗例之鋼板進行冷軋延、退火、鍍敷，使厚度為1.2mm，加工成板厚1.2mm之鋼板後，以孔徑10.3mm 之衝模、下衝頭材質SKD11、下衝頭徑10mm (間隙12.5%)的條件，連續地進行衝孔加工，於每50次測定毛邊高度。此時，將衝孔洞於0°、90°、180°、270°各位置分割成4份，於任一方向之毛邊高度大於初期值的3.0倍時結束試驗，並將此時之衝孔次數作為極限之衝孔次數。另，於本實施例中，為不需改變製品鋼板之板厚地得到各種冷軋率，係使熱軋鋼板之厚度做各種變化，製作製品鋼板。
「抗拉特性」
將各實驗例之鋼板加工成JIS Z 2201記載之5號試驗片，並依據JIS Z 2241記載之試驗方法測定抗拉強度(MPa)及全伸長(%)，又，依據JIS G 0202記載之試驗方法測定降伏強度(MPa)。
又，n值(加工硬化係數)係由抗拉強度之試驗結 果讀取公稱應變3%為7%之點中的公稱應力，分別將公稱應力與公稱應變換算為真應力與真應變，並依據下式{n=log(σ7%/σ4%)/log(ε7%/ε4%)}求出。但，均一伸長小於7%之鋼板，係依據前述式自公稱應變為3%之點與抗拉應力最大之點等2點求出。。
於下述表9~13中顯示前述各評價試驗之結果。
[評價結果]
如表9~13所示，具有本發明規定之鋼成分，並藉由本發明規定之各製造條件所製造的實施例(本發明例：參照表1~13之備考欄)之高強度熔融鍍鋅鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板中，鋼板組織的肥粒鐵相及殘留沃斯田鐵相之體積分率、殘留沃斯田鐵相中之固溶碳量與平均粒子徑及粒子間的平均距離、鋼板表層部中之脫碳層的厚度、氧化物之平均粒子徑及平均密度、甚至是加工硬化係數(n值)均於本發明之申請專利範圍第1項規定的範圍內。並且，該等本發明例之鋼板之鍍敷表面的外觀特性及剝離特性優良，又，降伏應力、抗拉強度、全伸長、n值之各抗拉特性優良，且極限衝孔次數全部係650次以上，可知機械截斷特性優良。因此，藉由該等評價結果，可知本發明例之高強度熔融鍍鋅鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板係確保900MPa以上之抗拉最大強度，並同時兼具優良之延性與機械截斷特性。
相對於此，比較例之熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板儘管滿足本發明規定之鋼成分或各製造條件之任一者，但並未滿足本發明規定之鋼板特性的任一者。因此，比較例中，如以下說明之，呈現各抗拉特性之任一項、或鋼板外觀、鍍敷剝離特性之任一項無法滿足目標之特性的結果。
實驗例4之熔融鍍鋅鋼板的退火步驟中之750~650℃下的平均冷卻速度超出本發明規定之範圍，鋼板組織中之肥粒鐵相的體積分率低於本發明規定之範圍，故為n值低如0.059的結果，可知延性差。
實驗例8之熔融鍍鋅鋼板中退火步驟的300~470℃下之停留時間大幅地超出本發明規定之範圍，殘留沃斯田鐵相中之固溶碳量大幅地超出本發明規定之範圍，故為極限衝孔次數低如400次的結果，可知機械截斷特性差。
實驗例12之熔融鍍鋅鋼板係退火步驟中之還原帶的水蒸氣與氫之分壓比{P(H2O)/P(H2)}係零，且幾乎未包含水蒸氣的環境氣體，鋼板表層部中未生成脫碳層。又，因氧化物之平均粒子徑大，氧化物的密度變低。因脫碳層之厚度、氧化物的平均粒子徑及氧化物之密度均脫離本發明規定之範圍，故為極限衝孔次數顯著地低如300次的結果，可知機械截斷特性差。
實驗例16之熔融鍍鋅鋼板的熱軋步驟中扁鋼胚之最高加熱溫度低於本發明規定之範圍，結果，n值係0.076低於本發明規定之範圍，故可知延性差。
實驗例20之熔融鍍鋅鋼板的熱軋步驟中平均冷卻速度低於本發明規定之範圍，殘留沃斯田鐵相之平均粒子徑及粒子間的平均距離均大於本發明規定之範圍。因此，為極限衝孔次數低如600次的結果，可知機械截斷特性差。
實驗例24之熔融鍍鋅鋼板的退火步驟中600~750℃下之平均加熱速度大幅地超出本發明規定之範圍，殘留沃斯田鐵相之平均粒子徑及粒子間平均距離均超出本發明規定之範圍。因此，為極限衝孔次數低如600次的結果，可知機械截斷特性差。
實驗例28之熔融鍍鋅鋼板的退火步驟中預熱帶 之空氣比係0.4低於本發明規定之範圍，故空氣之量少，無法適當地於鋼板表層部生成氧化物。換言之，因氧化物之平均粒子徑大，氧化物的密度變低，均脫離本發明規定之範圍。因此，成極限衝孔次數顯著地低如350次的結果，可知機械截斷特性差。
實驗例36之熔融鍍鋅鋼板的退火步驟中最高加熱溫度低於本發明規定之範圍，故鋼板組織中肥粒鐵相的體積分率係91%而超出本發明規定之範圍，另一方面，其他組織的體積分率變得非常小。因此，抗拉特性內，成降伏應力與抗拉強度非常低之結果，可知強度特性差。
實驗例40之熔融鍍鋅鋼板的鍍敷步驟中鍍敷浴中之有效Al量因大於本發明規定之範圍，故大量產生未鍍敷之處，外觀檢查之結果係「×」。
實驗例44之熔融鍍鋅鋼板的熱軋步驟中冷卻停止溫度低於本發明規定之範圍，殘留沃斯田鐵相之平均粒子徑及粒子間的平均距離均均超出本發明規定之範圍。因此，為極限衝孔次數顯著地低如350回的結果，可知機械截斷特性差。
實驗例48之合金化熔融鍍鋅鋼板於鍍敷步驟後之鍍敷層施行合金化處理時的處理時間係過長，故係鍍敷剝離試驗中產生有鍍敷剝離之例。
實驗例52之熔融鍍鋅鋼板的退火步驟中750~650℃下之平均冷卻速度低於本發明規定之範圍，鋼板組織中之變韌鐵相及變韌肥粒鐵相的體積分率變大，另一方面，未生 成麻田散鐵相、回火麻田散鐵相、殘留沃斯田鐵相及其他之相。因此，可知降伏應力與抗拉強度低，強度特性差。
實驗例56之合金化熔融鍍鋅鋼板於鍍敷步驟後之鍍敷層施行合金化處理時的處理時間過短，故大量產生未鍍敷之處，外觀檢查之結果係「×」的例。
實驗例60之熔融鍍鋅鋼板的鍍敷步驟後之平均冷卻速度低於本發明規定之範圍，故鋼板組織中殘留沃斯田鐵相的體積分率低於本發明規定之範圍，而其他組織的體積分率變高。又，殘留沃斯田鐵相之粒子間的平均距離超出本發明規定之範圍。因此，成為降伏應力、抗拉強度、全伸長變低的結果，可知強度特性差。
實驗例64之熔融鍍鋅鋼板的熱軋步驟中之軋延結束溫度大於本發明規定之範圍，故殘留沃斯田鐵相之平均粒子徑及粒子間平均距離均超出本發明規定之範圍。因此，極限衝孔次數係如250次之顯著低的結果，可知機械截斷特性差。
實驗例68之熔融鍍鋅鋼板的退火步驟中還原帶之水蒸氣與氫的分壓比{P(H2O)/P(H2)}係脫離本發明規定之範圍，鋼板表層部中脫碳層的厚度超出本發明規定之範圍。因此，實驗例68之鋼板的疲勞強度極低，未能實用。
實驗例72之合金化熔融鍍鋅鋼板於鍍敷步驟後之鍍敷層施行合金化處理時的處理溫度超出本發明規定之範圍，故鋼板組織的殘留沃斯田鐵相之體積分率低於本發明規定之範圍，而其他之組織的體積分率變高。又，殘留 沃斯田鐵相中之固溶碳量低於本發明規定之範圍，且粒子間之平均距離大於本發明規定之範圍。因此，外觀檢查之結果係「×」，又，鍍敷剝離試驗中產生鍍敷剝離。並且，係降伏應力、抗拉強度低之結果，可知強度、延性及機械截斷特性均差。
實驗例76之熔融鍍鋅鋼板因退火步驟中未進行彎曲加工，故殘留沃斯田鐵相之平均粒子徑及粒子間的平均距離均超出本發明規定之範圍。因此，呈極限衝孔次數低如500次的結果，可知機械截斷特性差。
實驗例80之熔融鍍鋅鋼板因熱軋步驟中的冷卻停止溫度超出本發明規定之範圍，故殘留沃斯田鐵相的平均粒子徑及粒子間之平均距離均超出本發明規定之範圍。 因此，呈極限衝孔次數顯著地低如350次的結果，可知機械截斷特性差。
實驗例84之熔融鍍鋅鋼板因退火步驟中之預熱帶的空氣比超出本發明規定之範圍，空氣量過多，鋼板表層部中之脫碳層的厚度超出本發明規定之範圍。因此，鍍敷性差，外觀檢查的結果係「×」之評價，又，呈極限衝孔次數低如400次的結果，可知機械截斷特性差。
實驗例88之熔融鍍鋅鋼板因退火步驟中之彎曲加工的彎曲半徑超出本發明規定之範圍，故殘留沃斯田鐵相的平均粒子徑及粒子間平均距離均超出本發明規定之範圍。因此，呈極限衝孔次數低如550次的結果，可知機械截斷特性差。
實驗例92之合金化熔融鍍鋅鋼板於退火步驟中之300~470℃下的停留時間超出本發明規定之範圍，故殘留沃斯田鐵相中的固溶碳量大幅地超出本發明規定之範圍，呈極限衝孔次數顯著地低如350次的結果，可知機械截斷特性差。
實驗例96之熔融鍍鋅鋼板於退火步驟中之300~470℃下的停留時間低於本發明規定之範圍，殘留沃斯田鐵相的體積分率低於本發明規定之範圍，而麻田散鐵相的體積分率變高，故殘留沃斯田鐵相中之固溶碳量低於本發明規定之範圍，且粒子間平均距離超出本發明規定之範圍。因此，呈n值低如0.060的結果，可知機械截斷特性差。
實驗例100之熔融鍍鋅鋼板於退火步驟中，未附加300~470℃之溫度域下的張力，故殘留沃斯田鐵相之平均粒子徑及粒子間之平均距離均超出本發明規定之範圍。因此，呈極限衝孔次數低如500次的結果，可知機械截斷特性差。
實驗例104之熔融鍍鋅鋼板的冷軋步驟中之軋縮率低於本發明規定之範圍，故殘留沃斯田鐵相的平均粒子徑及粒子間平均距離均超出本發明規定之範圍。因此，呈極限衝孔次數低如450次的結果，可知機械截斷特性差。
實驗例108之熔融鍍鋅鋼板的退火步驟中自650℃之平均冷卻速度低於本發明規定之範圍，故幾乎未能生成殘留沃斯田鐵相，而呈大量地生成其他組織的結果。因此，抗拉強度低，又，n值低於本發明規定之範圍，可知強度及延性差。
實驗例112之熔融鍍鋅鋼板的熱軋步驟中緩冷卻至400℃之時間低於本發明規定之範圍，且殘留沃斯田鐵相的平均粒子徑及粒子間之平均距離均超出本發明規定之範圍。因此，呈極限衝孔次數顯著地低如350次的結果，可知機械截斷特性差。
實驗例116中，因冷軋步驟中之軋縮率過大，鋼板斷裂，而無法製造熔融鍍鋅鋼板製造。
實驗例120之熔融鍍鋅鋼板因鍍敷步驟中之鍍敷浴中有效Al量係0%，故於鍍敷剝離試驗中產生鍍敷層的剝離。
實驗例121~123之熔融鍍鋅鋼板係化學成分脫離預定之範圍的例。該等內，實驗例121中，因C量小於本發明規定之下限，故於鋼板組織中大量地生成肥粒鐵相，呈抗拉強度低之結果，可知強度特性差。又，實驗例122中，因C量超出本發明規定之上限，故鋼板組織中大量地生成殘留沃斯田鐵相，呈n值為低之結果，可知延性差。又，實驗例123中，因Mn量小於本發明規定之下限，故於鋼板組織中大量地生成肥粒鐵相，呈抗拉強度低之結果，可知強度特性差。
實驗例124之合金化溶融鍍敷鋼板係退火步驟中，300~470℃溫度域下的張力超出本發明規定之範圍的例。此處，退火步驟後之鋼板的板厚較退火步驟前之鋼板板厚薄，無法得到預定之板厚精度，係中止實驗的例。
實驗例125係Si之含量大，冷軋延步驟中鋼板斷 裂，中止實驗的例。
實驗例126之合金化溶融鍍敷鋼板的Si之含量少，鋼板表層部中氧化物的生成並未適當，氧化物之密度脫離本發明規定之範圍。因此，呈極限衝孔次數顯著地低如400次的結果，可知機械截斷特性差。
實驗例127係Mn之含量大，自鑄造結束後至熱軋延步驟之間扁鋼胚斷裂，而中止實驗的例。
實驗例128係Al之含量大，退火步驟中前後之鋼板熔接的部位斷裂，而中止實驗之例。
由以上說明之實施例的結果，可知本發明之機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板可確保抗拉最大強度900MPa以上的高強度，並具備優良之延性，且未使加工設備等劣化，而具備高機械截斷特性。
產業上之可利用性
依據本發明，例如，於藉由壓機加工等成形鋼板所得之構件等用途中，可確保抗拉最大強度900MPa以上之高強度，並同時得到優良之延性與機械截斷特性、優良之強度及加工性。藉此，例如，特別於汽車用構件等領域使用本發明，可充分地享受因車體強度增強所帶來的安全性之提升、或製造構件時之加工性提升等好處，對社會之貢獻係無法計量。

Claims (7)

  1. 一種機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板，係以質量%計，含有：C：0.075~0.400%、Si：0.01~2.00%、Mn：0.80~3.50%、P：0.0001~0.100%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.001~2.00%、N：0.0001~0.0100%、O：0.0001~0.0100%，剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成且鋼板表面具有鍍敷層之板厚0.6~5.0mm的高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於：以自鋼板表面起板厚之1/4作為中心的1/8厚度~3/8厚度之範圍中，鋼板組織至少包含以體積分率計40~90%之肥粒鐵相、及3%以上之殘留沃斯田鐵相，前述殘留沃斯田鐵相係，於相中之固溶碳量為0.70~1.00%，平均粒子徑為2.0μm以下，且粒子間之平均距離為0.1~5.0μm，鋼板表層部中之脫碳層的厚度為0.01~10.0μm，前述鋼板表層部所含之氧化物的平均粒子徑為30~120nm，且其平均密度為1.0×1012個/m2以上，並且，3~7%之塑性變形時的加工硬化係數(n值)以 平均計為0.080以上。
  2. 如申請專利範圍第1項之機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板，其以質量%計，更含有Ti：0.001~0.150%、Nb：0.001~0.100%、V：0.001~0.300%之1種或2種以上。
  3. 如申請專利範圍第1項之機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板，其以質量%計，更含有Cr：0.01~2.00%、Ni：0.01~2.00%、Cu：0.01~2.00%、Mo：0.01~2.00%、B：0.0001~0.0100%、W：0.01~2.00%之1種或2種以上。
  4. 如申請專利範圍第1項之機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板，其以質量%計，更含有合計0.0001~0.0100%之Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之1種或2種以上。
  5. 一種機械截斷特性優良之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於，係將如申請專利範圍第1項之高強度熔融鍍鋅鋼板的鍍敷層合金化而成者。
  6. 一種機械截斷特性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於，係具有：熱軋步驟，係將以質量%計，含有C：0.075~0.400%、Si：0.01~2.00%、Mn：0.80~3.50%、P：0.0001~0.100%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.001~2.00%、N：0.0001~0.0100%、O：0.0001~0.0100%，剩餘部分具有鐵及不可避免的不純物之化學成分的扁鋼胚於直接或暫時冷卻後加熱至1180℃以上，並施行以850~950℃作為軋延結束溫度的熱軋延後，以10℃/s以上之平均冷卻速度快速冷卻至500~650℃後，捲取成線圈，歷時1.0 小時以上緩冷卻至400℃；冷軋步驟，係經前述熱軋步驟後之酸洗後，以30~75%之合計軋縮率進行冷軋延；退火步驟，係將前述冷軋步驟後的鋼板以600~750℃間之平均加熱速度為20℃/s以下加熱至750℃以上，接著，以750~650℃間之平均冷卻速度為1.0~15.0℃/s冷卻，自650℃之平均冷卻速度為3.0℃/s以上冷卻，且於300~470℃之溫度域中停留20~1000秒，並於該溫度域中施加5~100MPa的張力，施行1次以上彎曲半徑為800mm以下之彎曲加工；鍍敷步驟，係於前述退火步驟後，在鍍敷浴溫度：450~470℃、進入鍍敷浴時之鋼板溫度：430~490℃、鍍敷浴中之有效Al量：0.01~0.18質量%的條件下，將鋼板浸漬於鋅鍍敷浴，藉此於鋼板表面施行熔融鍍鋅來形成鍍敷層；及冷卻步驟，係於前述鍍敷步驟後，以0.5℃/s以上之平均冷卻速度冷卻至150℃以下，又，前述退火步驟係於預熱燃燒器中使用之空氣與燃料氣體的混合氣體中，單位體積之混合氣體所含之空氣體積，與理論上使單位體積之混合氣體所含之燃料氣體完全燃燒所需的空氣體積的比即空氣比：0.7~1.2之條件的預熱帶中，藉由在400~800℃之鋼板溫度一面加熱一面運送，於鋼板表層部生成氧化物，接著，於水蒸氣(H2O)與氫(H2)之分壓比P(H2O)/P(H2)：0.0001~2.0的還 原帶中，藉由加熱至750℃以上，於還原前述預熱帶中生成之前述氧化物後進行冷卻。
  7. 一種機械截斷特性優良之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於，係於以如申請專利範圍第6項之方法進行熱軋步驟、冷軋步驟、退火步驟、鍍敷步驟後、至前述冷卻步驟之前，以470~620℃之溫度下對前述鍍敷步驟所形成之鍍敷層施行合金化處理。
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