TW201816141A - 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 - Google Patents

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Abstract

於鍍敷鋼板中，滿足化學組成以質量%計，至少含有C：0.03%~0.70%、Si：0.25%~2.50%、Mn：1.00%~5.00%、P：0.100%以下、S：0.010%以下、sol.Al：0.001%~2.500、N：0.020%以下、剩餘部分由鐵及雜質所構成，且金屬組織含有超過5.0體積%的殘留沃斯田鐵、超過5.0體積%的回火麻田散鐵，並且，殘留沃斯田鐵中的C量為0.85質量%以上。

Description

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
發明領域 本發明是有關一種鍍敷鋼板、熔融鍍鋅鋼板的製造方法及合金化熔融鍍鋅鋼板。本發明尤其是有關適合如汽車車體之類的壓製成形，且均勻延展性及局部延展性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，以及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板和其等之製造方法。
發明背景 產業技術領域已高度分工化的今日，對於各技術領域中所使用的材料要求有特殊且高度的性能。關於汽車用鋼板，為了要利用車體輕量化來改良油耗而有高強度化之訴求。所謂強度意指降伏強度及拉伸強度二者。
將高強度鋼板適用於汽車車體時，可在將鋼板的板厚作薄而將車體輕量化的同時賦與車體所需的強度。然而，在形成汽車車體的壓製成形中，所使用的鋼板厚度越薄，越容易發生破損或皺褶。因此，汽車用的薄鋼板也需要有優異的均勻延展性以及局部延展性。
此外，為了提升汽車的衝撞安全性能，汽車用鋼板需要具有優異的衝擊吸收性。從衝擊吸收性的觀點看來，汽車用鋼板除了強度更高之外，為了抑制承受衝擊荷重時的破損，局部延展性必須是優異的。
如此，對於汽車用鋼板訴求(1)為了車體輕量化及提升衝撞安全性之高強度、(2)為了提升成形性之高均勻延展性、以及(3)為了提升成形性及提升衝撞安全性之高局部延展性。
然而，鋼板的均勻延展性及局部延展性之提升與鋼板之高強度化為相反之要件，要同時滿足這些特性是有困難的。此外，對於汽車用鋼板有耐蝕性之要求，但要保有耐蝕性會使得高延展性和高強度之兩立更加困難。
到目前為止，已有提案使金屬組織中含有殘留沃斯田鐵之技術作為提升高張力冷軋鋼板的延展性之方法。含有殘留沃斯田鐵的鋼板透過在加工中沃斯田鐵變態為麻田散鐵而產生的變態誘發塑性(Transformation Induced Plasticity：TRIP)，因而顯示出較大的拉伸性。
專利文獻1及2中揭示以下高強度冷軋鋼板之製造方法：，將含有Si及Mn的鋼板加熱至肥粒鐵-沃斯田鐵的二相區或沃斯田鐵單相區，再進行退火並冷卻，進行保持在350~500℃的沃斯田鐵等溫淬火處理，而使得沃斯田鐵穩定化。透過此等技術，便可於冷軋鋼板中均衡地提升強度與延展性。
然而，在熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板的製造中，以一般的連續熔融鍍鋅設備會因保持溫度及維持時間的限制，而無法充分進行沃斯田鐵等溫淬火處理。更甚者，由於在鍍敷步驟及合金化處理步驟中沃斯田鐵易於分解，故要確保所需量的殘留沃斯田鐵是有困難的。
專利文獻3中揭示以下高強度合金化熔融鍍鋅鋼板的製造方法：相對於C，含有一定比例以上的Si及Mn，藉以抑制合金化處理中的沃斯田鐵變態，形成於肥粒鐵中夾雜殘留沃斯田鐵的金屬組織。但是，完全沒有對於在金屬組織中含有殘留沃斯田鐵之鋼板中局部延展性劣化的問題作任何考量。
專利文獻4中揭示一種延展性、延伸凸緣性以及耐疲勞特性優異的高張力熔融鍍鋅鋼板，其在平均結晶粒徑10μm以下的肥粒鐵及回火麻田散鐵中，分散有殘留沃斯田鐵及低溫變態生成相。回火麻田散鐵對於延伸凸緣性以及耐疲勞特性之提升是有效的，若將回火麻田散鐵細粒化，則該等特性會進一步提升。
然而，為了獲得含有回火麻田散鐵和殘留沃斯田鐵的金屬組織，需要有用以使麻田散鐵生成的一次加熱處理，和將麻田散鐵回火以進一步獲得殘留沃斯田鐵的二次加熱處理，故生產性大幅降低。此外，在專利文獻4所記載的製造方法中，因為是在Ac1 點以上之高溫進行二次加熱處理，故回火麻田散鐵過度軟質化，難以獲得高強度。
如以上所述，由於強度(降伏強度及拉伸強度)跟延展性(均勻延展性及局部延展性)為相反之要素，故要製造充分提高二者之鋼板，在習知技術中是有困難的。
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61-271529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 發明欲解決之課題 本發明有鑑於此種技術背景，而以提供一種均勻延展性及局部延展性優異，且降伏強度及拉伸強度高，成形性及衝擊吸收性優異的鍍敷鋼板、熔融鍍鋅鋼板的製造方法，以及合金化熔融鍍鋅鋼板的製造方法為目的。
用以解決課題之手段 本發明人等精闢研討了在熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板中，於確保拉伸強度及降伏強度的同時，也提升均勻延展性及局部延展性的方法。其結果尋求到了以下(A)~(E)之見解。
(A)若以連續熔融鍍鋅設備製造含有Si及Mn的低碳熔融鍍鋅鋼板或是含有Si及Mn的低碳合金化熔融鍍鋅鋼板，均勻延展性及局部延展性會降低，更甚者，有時會有降伏強度也降低的情形。這被認為是因為在連續熔融鍍鋅設備中，沃斯田鐵等溫淬火處理變得不充分，形成含有C濃度低的殘留沃斯田鐵和硬質麻田散鐵的金屬組織之故。
(B)然而，若對此種具有含有C濃度低的殘留沃斯田鐵和硬質麻田散鐵的金屬組織的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板實施再加熱處理，熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板的均勻延展性及局部延展性會提升，並且，降伏強度也提升。
其理由尚未明朗，但推定是起因於(a)於再加熱處理中，發生C朝沃斯田鐵中濃化，而提高沃斯田鐵的穩定性；以及，(b)硬質的麻田散鐵被回火而變化為軟質的回火麻田散鐵。
(C)若在前述再加熱處理之前，對熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板實施調質軋延，則熔融鍍鋅鋼板或合金化熔融鍍鋅鋼板的均勻延展性及局部延展性會更進一步提升，降伏強度也更進一步提升。
其理由尚未明朗，但推定是起因於(a)藉由調質軋延，於沃斯田鐵中導入差排，在促進接續的再加熱處理中的C朝沃斯田鐵濃化的同時，Mn也濃化，而沃斯田鐵的穩定性更進一步提升；(b)藉由調質軋延，沃斯田鐵的一部分變態為麻田散鐵，於再加熱處理後的金屬組織中回火麻田散鐵增加；以及，(c)於再加熱處理後的冷卻中可能發生的麻田散鐵變態受到抑制，於再加熱處理後的金屬組織中硬質的麻田散鐵變少。
(D)透過調質軋延的特性提升效果，在被調質軋延的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板的金屬組織中，沃斯田鐵愈少量會變得愈大。
其理由尚未明朗，但推定是起因於(a)加工應變集中於沃斯田鐵，沃斯田鐵愈少量，被導入沃斯田鐵的差排量愈增加；以及，(b) 藉此，增進再加熱過程中C朝沃斯田鐵濃化及Mn朝沃斯田鐵濃化等情事，進而進一步提高沃斯田鐵的穩定性。
(E)在藉由調質軋延並進行再加熱處理所製造的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板的金屬組織中，除了殘留沃斯田鐵及回火麻田散鐵之外，若令其含有多邊形肥粒鐵，則既不會損害熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板的局部延展性，均勻延展性也會進一步提升。
其理由尚未明朗，但推定是起因於(a)殘留沃斯田鐵中的Mn濃度上升，沃斯田鐵的穩定性提高；(b)通常沃斯田鐵中的Mn會妨礙C朝沃斯田鐵之濃化，但透過調質軋延並進行再加熱處理，促進C朝沃斯田鐵之濃化，而確保殘留沃斯田鐵中的C濃度。
本發明人等基於以上(A)~(E)之發現，更進一步發現了在對鋼板(胚料鋼板)實施熔融鍍鋅之後，或是在實施熔融鍍鋅並進一步實施合金化處理之後，藉由進行調質軋延並進行再加熱處理，便可製造以下熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板：具有含有C濃度及Mn濃度皆高的殘留沃斯田鐵、回火麻田散鐵以及多邊形肥粒鐵之金屬組織，均勻延展性及局部延展性優異，並且，降伏強度及拉伸強度高。
本發明是基於上述發現所完成的，其主旨如下。又，於本發明中，「鋼板」包含「鋼帶」。
(1)一種鍍敷鋼板，其特徵在於： 化學組成以質量%計含有 C：0.03%~0.70%、 Si：0.25%~2.50%、 Mn：1.00%~5.00%、 P：0.100%以下、 S：0.010%以下、 sol.Al：0.001%~2.500%、 N：0.020%以下 Ti：0%~0.300%、 Nb：0%~0.300%、 V：0%~0.300%、 Cr：0%~2.000%、 Mo：0%~2.000%、 B ：0%~0.0200%、 Cu：0%~2.000%、 Ni：0%~2.000%、 Ca：0%~0.0100%、 Mg：0%~0.0100%、 REM：0%~0.1000%、以及 Bi：0%~0.0500%，且剩餘部分由鐵及雜質所構成； 金屬組織含有超過5.0體積%的殘留沃斯田鐵、超過5.0體積%的回火麻田散鐵；並且， 前述殘留沃斯田鐵中的C量為0.85質量%以上。
(2)如前述(1)的鍍敷鋼板，其特徵在於： 前述金屬組織進一步含有超過2.0體積%的多邊形肥粒鐵；且 前述殘留沃斯田鐵中的Mn量滿足下述式(1)。 [Mn]γ /[Mn]ave ≧1.10…(1) [Mn]γ ：殘留沃斯田鐵中的Mn量(質量%) [Mn]ave ：鋼板的化學組成的Mn量(質量%)
(3)如前述(1)或(2)的鍍敷鋼板，其特徵在於： 前述化學組成以質量%計進一步含有選自於由 Ti：0.001%~0.300%、 Nb：0.001%~0.300%、以及 V：0.001%~0.300%所構成的群組中的1種或2種以上。
(4)如前述(1)~(3)中任一者的鍍敷鋼板，其特徵在於： 前述化學組成以質量%計進一步含有選自於由 Cr：0.001%~2.000%、 Mo：0.001%~2.000%、以及 B：0.0001%~0.0200%所構成的群組中的1種或2種以上。
(5)如前述(1)~(4)中任一者的鍍敷鋼板，其特徵在於： 前述化學組成以質量%計進一步含有選自於由 Cu：0.001%~2.000%、以及 Ni：0.001%~2.000%所構成的群組中的1種或2種。
(6)如前述(1)~(5)中任一者的鍍敷鋼板，其特徵在於： 前述化學組成以質量%計進一步含有選自於由 Ca：0.0001%~0.0100%、 Mg：0.0001%~0.0100%、以及 REM：0.0001%~0.1000%所構成的群組中的1種或2種以上。
(7)如前述(1)~(6)中任一點的鍍敷鋼板，其特徵在於： 前述化學組成以質量%計進一步含有Bi：0.0001%~0.0500%。
(8)如前述(1)~(7)中任一者的鍍敷鋼板，其特徵在於前述鍍敷鋼板是包含熔融鍍鋅層的熔融鍍鋅鋼板。
(9)如前述(1)~(7)中任一者的鍍敷鋼板，其特徵在於前述鍍敷鋼板是熔融鍍鋅層已被合金化的合金化熔融鍍鋅鋼板。
(10)一種熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵在於具備下列步驟： 將胚料鋼板加熱至超過Ac1 點並進行退火之步驟，前述胚料鋼板，其化學組成以質量%計含有 C：0.03%~0.70%、 Si：0.25%~2.50%、 Mn：1.00%~5.00%、 P：0.100%以下、 S：0.010%以下、 sol.Al：0.001%~2.500%、 N：0.020%以下 Ti：0%~0.300%、 Nb：0%~0.300%、 V：0%~0.300%、 Cr：0%~2.000%、 Mo：0%~2.000%、 B：0%~0.0200%、 Cu：0%~2.000%、 Ni：0%~2.000%、 Ca：0%~0.0100%、 Mg：0%~0.0100%、 REM：0%~0.1000%、以及 Bi：0%~0.0500%，且剩餘部分由鐵及雜質所構成； 第1冷卻之步驟，前述第1冷卻是在前述進行退火之步驟後，於650℃~500℃的溫度區中以2℃/秒以上且低於100℃/秒之平均冷卻速度，冷卻至500℃以下； 熔融鍍鋅之步驟，在前述進行第1冷卻之步驟後，對在前述進行第1冷卻之步驟中被冷卻的胚料鋼板實施熔融鍍鋅； 第2冷卻之步驟，在前述實施熔融鍍鋅之步驟後，令從前述實施熔融鍍鋅之步驟中的鍍敷溫度到300℃為止的溫度區中以2℃/秒以上平均冷卻速度，將經前述熔融鍍鋅過的胚料鋼板冷卻至300℃以下； 調質軋延之步驟，其在前述進行第2冷卻之步驟後，對在前述進行第2冷卻之步驟中經冷卻的胚料鋼板，進行0.10%以上拉伸率的調質軋延；以及， 熱處理之步驟，在前述進行調質軋延之步驟後，將經前述調質軋延過的胚料鋼板加熱至200℃~600℃的溫度區，並在該溫度維持1秒以上。
(11)如前述(10)的熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵在於： 於前述進行退火之步驟中，將前述胚料鋼板加熱至超過Ac3 點並進行退火；且 在前述進行退火之步驟後，令從加熱溫度到(加熱溫度-50℃)為止的溫度區中的平均冷卻速度為7℃/秒以下，將前述已退火的胚料鋼板進行冷卻。
一種合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵在於具備 將胚料鋼板加熱至超過Ac1 點並進行退火之步驟，前述胚料鋼板，其化學組成以質量%計含有 C：0.03%~0.70%、 Si：0.25%~2.50%、 Mn：1.00%~5.00%、 P：0.100%以下、 S：0.010%以下、 sol.Al：0.001%~2.500%、 N：0.020%以下 Ti：0%~0.300%、 Nb：0%~0.300%、 V：0%~0.300%、 Cr：0%~2.000%、 Mo：0%~2.000%、 B：0%~0.0200%、 Cu：0%~2.000%、 Ni：0%~2.000%、 Ca：0%~0.0100%、 Mg：0%~0.0100%、 REM：0%~0.1000%、以及 Bi：0%~0.0500%，且剩餘部分由鐵及雜質所構成； 第1冷卻之步驟，在前述進行退火之步驟後，令於650℃~500℃的溫度區中以2℃/秒以上且低於100℃/秒之平均冷卻速度冷卻至500℃以下； 熔融鍍鋅之步驟，在前述進行第1冷卻之步驟後，對在前述第1冷卻之步驟中經冷卻的胚料鋼板實施熔融鍍鋅； 合金化處理之步驟，在前述實施熔融鍍鋅之步驟後，對經前述熔融鍍鋅的胚料鋼板在合金化處理溫度下進行合金化處理； 第2冷卻之步驟，在前述進行合金化處理之步驟後，令從前述合金化處理溫度到300℃為止的溫度區中的平均冷卻速度為2℃/秒以上，將已進行前述合金化處理的胚料鋼板冷卻至300℃以下； 調質軋延之步驟，在前述進行第2冷卻之步驟後，對在前述進行第2冷卻之步驟中經冷卻的胚料鋼板，進行0.10%以上拉伸率的調質軋延；以及， 熱處理之步驟，在前述進行調質軋延之步驟後，將經前述調質軋延過的胚料鋼板加熱至200℃~600℃的溫度區，並在該溫度維持1秒以上。
(13)如前述(12)的合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵在於： 於前述進行退火之步驟中，將前述胚料鋼板加熱至超過Ac3 點並進行退火；且 在前述進行退火之步驟後，令從加熱溫度到(加熱溫度-50℃)為止的溫度區中的平均冷卻速度為7℃/秒以下，將前述經退火的胚料鋼板進行冷卻。
發明效果 根據本發明，可製造並提供一種均勻延展性及局部延展性優異，且降伏強度及拉伸強度高，成形性及衝擊吸收性優異的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板。
用以實施發明之形態 本發明之鍍敷鋼板，特徵在於： 化學組成以質量%計含有 C：0.03%~0.70%、 Si：0.25%~2.50%、 Mn：1.00%~5.00%、 P：0.100%以下、 S：0.010%以下、 sol.Al：0.001%~2.500%、 N：0.020%以下 Ti：0%~0.300%、 Nb：0%~0.300%、 V：0%~0.300%、 Cr：0%~2.000%、 Mo：0%~2.000%、 B ：0%~0.0200%、 Cu：0%~2.000%、 Ni：0%~2.000%、 Ca：0%~0.0100%、 Mg：0%~0.0100%、 REM：0%~0.1000%、以及 Bi：0%~0.0500%，且剩餘部分由鐵及雜質所構成； 金屬組織含有超過5.0體積%的殘留沃斯田鐵、超過5.0體積%的回火麻田散鐵；並且， 前述殘留沃斯田鐵中的C量為0.85質量%以上。
本發明之鍍敷鋼板之特徵在於其為含有熔融鍍鋅層的熔融鍍鋅鋼板。
本發明之鍍敷鋼板之特徵在於其為熔融鍍鋅層被合金化的合金化熔融鍍鋅鋼板。
本發明的熔融鍍鋅鋼板之製造方法，特徵在於具備下列步驟： 將胚料鋼板加熱至超過Ac1 點並進行退火之步驟，前述胚料鋼板，其化學組成以質量%計含有 C：0.03%~0.70%、 Si：0.25%~2.50%、 Mn：1.00%~5.00%、 P：0.100%以下、 S：0.010%以下、 sol.Al：0.001%~2.500%、 N：0.020%以下 Ti：0%~0.300%、 Nb：0%~0.300%、 V：0%~0.300%、 Cr：0%~2.000%、 Mo：0%~2.000%、 B：0%~0.0200%、 Cu：0%~2.000%、 Ni：0%~2.000%、 Ca：0%~0.0100%、 Mg：0%~0.0100%、 REM：0%~0.1000%、以及 Bi：0%~0.0500%，且剩餘部分由鐵及雜質所構成； 進行第1冷卻之步驟，前述第1冷卻是在前述進行退火之步驟後，令於650℃~500℃的溫度區中的平均冷卻速度為2℃/秒以上且低於100℃/秒，冷卻至500℃以下； 在前述進行第1冷卻之步驟後，對在前述進行第1冷卻之步驟中被冷卻的胚料鋼板實施熔融鍍鋅之步驟； 進行第2冷卻之步驟，前述第2冷卻是在前述實施熔融鍍鋅之步驟後，令從實施熔融鍍鋅之步驟中的鍍敷溫度到300℃為止的溫度區中的平均冷卻速度為2℃/秒以上，將已實施前述熔融鍍鋅的胚料鋼板冷卻至300℃以下； 在前述進行第2冷卻之步驟後，對在前述進行第2冷卻之步驟中被冷卻的胚料鋼板，進行拉伸率0.10%以上的調質軋延之步驟；以及， 進行熱處理之步驟，前述熱處理是在前述進行調質軋延之步驟後，將已進行前述調質軋延的胚料鋼板加熱至200℃~600℃的溫度區，並在該溫度保持1秒以上。
本發明的合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，特徵在於具備有下列步驟： 將胚料鋼板加熱至超過Ac1 點並進行退火之步驟，前述胚料鋼板，其化學組成以質量%計含有 C：0.03%~0.70%、 Si：0.25%~2.50%、 Mn：1.00%~5.00%、 P：0.100%以下、 S：0.010%以下、 sol.Al：0.001%~2.500%、 N：0.020%以下 Ti：0%~0.300%、 Nb：0%~0.300%、 V：0%~0.300%、 Cr：0%~2.000%、 Mo：0%~2.000%、 B：0%~0.0200%、 Cu：0%~2.000%、 Ni：0%~2.000%、 Ca：0%~0.0100%、 Mg：0%~0.0100%、 REM：0%~0.1000%、以及 Bi：0%~0.0500%，且剩餘部分由鐵及雜質所構成； 第1冷卻之步驟，前述第1冷卻是在前述進行退火之步驟後，於650℃~500℃的溫度區中以2℃/秒以上且低於100℃/秒之平均冷卻速度冷卻至500℃以下； 熔融鍍鋅之步驟，在前述進行第1冷卻之步驟後，對在前述進行第1冷卻之步驟冷卻過的胚料鋼板實施熔融鍍鋅； 在前述實施熔融鍍鋅之步驟後，對已實施前述熔融鍍鋅的胚料鋼板在合金化處理溫度下進行合金化處理之步驟； 第2冷卻之步驟，在前述進行合金化處理之步驟後，於從前述合金化處理溫度到300℃為止的溫度區中以2℃/秒以上之平均冷卻速度，將經前述合金化處理過的胚料鋼板冷卻至300℃以下； 調質軋延之步驟，在前述進行第2冷卻之步驟後，對在前述進行第2冷卻之步驟中經冷卻的胚料鋼板，進行拉伸率為0.10%以上的調質軋延；以及， 熱處理之步驟，是在前述進行調質軋延之步驟後，將經前述調質軋延過的胚料鋼板加熱至200℃~600℃的溫度區，並在該溫度保持1秒以上。
以下，針對本實施形態的熔融鍍鋅鋼板、合金化熔融鍍鋅鋼板及此等之製造方法進行說明。在以下說明中，若無特別指明，則將根據本實施形態的製造方法而將最終所製得的鋼板稱為「熔融鍍鋅鋼板」或「合金化熔融鍍鋅鋼板」，或者是稱為「鋼板」，並將製造途中的鋼板稱為「胚料鋼板」。
(A)化學組成 首先，針對限定在本實施形態的熔融鍍鋅鋼板、合金化熔融鍍鋅鋼板及此等之製造方法中所使用的胚料鋼板的化學組成之理由，進行說明。以下，關於化學組成之%意指質量%。
[C：0.03%~0.70%] C是要獲得殘留沃斯田鐵的有效元素。在C含量若低於0.03%的情況下，後述含有殘留沃斯田鐵和回火麻田散鐵的金屬組織就無法獲得，故要令C含量為0.03%以上。理想為C含量為0.10%以上，較佳為0.13%以上，更佳為0.16%以上。
另一方面，當C含量超過0.70%時，鋼板的熔接性明顯降低，故要令C含量為0.70%以下。理想為C含量為0.30%以下，較佳為0.26%以下，更佳為0.24%以下。
[Si：0.25%~2.50%] Si是發揮抑制雪明碳鐵之析出並促進殘留沃斯田鐵之生成的作用之元素。此外，Si是發揮防止回火麻田散鐵過度軟質化，並維持強度的作用之元素。在Si含量低於0.25%的情況下，並不會充分地表現出效果 ，故要令Si含量為0.25%以上，且理想為Si含量為超過0.60%，較佳為超過1.00%，更佳為超過1.45%。
另一方面，當Si含量超過2.50%時，鋼板的鍍敷性明顯降低，同時鋼板的熔接性降低，故要令Si含量為2.50%以下。理想為Si含量為2.30%以下，較佳為2.10%以下，更佳為1.90%以下。
[Mn：1.00%~5.00%] Mn具有提升鋼的淬火性之作用，且對獲得後述含有殘留沃斯田鐵和回火麻田散鐵的金屬組織上為有效元素。在Mn含量若低於1.00%的情況下，並不會充分地表現出此等效果，故要令Mn含量在1.00%以上。理想為Mn含量為超過1.50%，較佳為超過2.00%，更佳為超過2.50%。另一方面，當Mn含量超過5.00%時，鋼板的熔接性會降低，故要令Mn含量為5.00%以下。理想為Mn含量為4.00%以下，較佳為3.50%以下，更佳為3.00%以下。
[P：0.100%以下] P屬雜質元素，且會偏析於晶界而使得鋼板脆化，故是愈少愈好的元素。P含量若超過0.100%時，鋼板的脆化會變得明顯，故要令P含量為0.100%以下。理想為P含量低於0.020%，較佳為低於0.015%，更佳為低於0.010%。雖然P含量之下限包含0%，但當P含量減少至低於0.0001%時，製造成本大幅提升，故在實用鋼板上，P含量的實質下限為0.0001%。
[S：0.010%以下] S屬雜質元素，且會在鋼中形成硫化物系夾雜物，使得鋼板的局部延展性劣化，故是愈少愈好的元素。由於當S含量超過0.010%時，鋼板的局部延展性之劣化會變得明顯，故要令S含量為0.010%以下。理想為S含量為0.005%以下，較佳為0.0012%以下。雖然S含量之下限包含0%，但當S含量減少至低於0.0001%時，製造成本大幅提升，故在實用鋼板上，S含量的實質下限為0.0001%。
[sol.Al：0.001%~2.500%] Al是使熔鋼脫氧的元素。在sol.Al含量若低於0.001%的情況下，其並不會充分地表現出效果，故要令sol.Al含量為0.001%以上。理想為sol.Al含量為0.015%以上，較佳為0.025%以上，更佳為0.045%以上。此外，Al是與Si同樣會發揮促進殘留沃斯田鐵之生成的作用，且是在獲得後述含有殘留沃斯田鐵和回火麻田散鐵的金屬組織上的有效元素。由此觀點看來，宜令sol.Al含量為0.050%以上。較佳為sol.Al含量為0.055%以上，更佳為0.060%以上。
另一方面，若sol.Al含量超過2.500%， 則會成生過多的量之氧化鋁(Al2 O3 )，而容易發生因於氧化鋁而造成的表面瑕疵，故要令sol.Al含量為2.500%以下。此外，sol.Al含量若在0.080%以上時，變態點大幅地上升，而使得在超過Ac3 點的溫度區下進行退火變得困難，故宜令sol.Al含量低於0.080%。較佳為sol.Al含量為0.075%以下，更佳為0.070%以下，特佳為低於0.065%。
N：0.020%以下 N屬雜質元素，且在鋼的連續鑄造中會形成造成鋼胚破損的原因之氮化物，故是愈少愈好的元素。N含量若超過0.020%時，鋼胚破損的疑慮變大，故要令N含量為0.020%以下。理想為N含量為0.010%以下，較佳為低於0.008%，更佳為0.005%以下。雖然N含量之下限包含0%，但當N含量減少至低於0.0001%時，製造成本大幅提升，故在實用鋼板上，N含量的實質下限為0.0001%。
更甚者，為了謀求特性之提升，除了上述元素之外，也可做成含有以下所說明的元素。
[Ti：0%~0.300%] [Nb：0%~0.300%] [V：0%~0.300%] Ti、Nb及V是有助於將金屬組織微細化，並提升強度及延展性的元素。但是，此等元素含量若超過0.300%時，該些效果會飽和且製造成本提升，故要令Ti、Nb及V的任一者含量皆在0.300%以下。
在Ti、Nb及V過多的情況下，退火時的再結晶溫度會上升，退火後的金屬組織變得不均勻，而有局部延展性受損之虞。因此，Ti含量宜為低於0.080%以下，較佳為0.035%以下；Nb含量宜為低於0.050%，較佳為0.030%以下；V含量宜為0.200%以下，較佳為低於0.100%。
Ti、Nb及V的含量下限雖包含0%，但為了要確實得到效果，宜令Ti、Nb及V的任一者含量皆在0.001%以上。Ti含量較佳為0.005%以上，更佳為0.010%以上；Nb含量較佳為0.005%以上，更佳為0.010%以上，特佳為0.015%以上；V含量較佳為0.010%以上，更佳為0.020%以上。如以上所示，為了要得到前述效果，宜含有選自於由Ti：0.001%~0.300%、Nb：0.001%~0.300%、以及V ：0.001%~0.300%所構成的群組中的1種或2種以上。
[Cr：0%~2.000%] [Mo：0%~2.000%] [B ：0%~0.0200%] Cr、Mo及B是提高鋼的淬火性，且為了獲得後述含有殘留沃斯田鐵和回火麻田散鐵的金屬組織上是有效作用的元素。
但是，當Cr含量及Mo含量超過2.000%時，或是B含量超過0.0200%時，效果會飽和，製造成本上升。因此，要令Cr含量及Mo任一者含量皆為2.000%以下，且令B含量為0.0200%以下。理想為Cr含量為1.000%以下，Mo含量為0.500%以下，B含量為0.0030%以下。
Cr、Mo及B的含量下限為任一元素均包含0%，但為了要確實得到效果，Cr含量及Mo含量宜為0.001%以上，B含量宜為0.0001%以上。較佳為Cr含量為0.100%以上，Mo含量為0.050%以上，B含量為0.0010%以上。如以上所示，為了要得到前述效果，宜含有選自於由Cr：0.001%~2.000%、Mo：0.001%~2.000%、以及B：0.0001%~0.0200%所構成的群組中的1種或2種以上。
[Cu：0%~2.000%] [Ni：0%~2.000%] Cu及Ni是有助於提升降伏強度及拉伸強度的元素。然而，Cu含量及Ni含量若超過2.000%時，效果會飽和，製造成本上升，故要令Cu含量及Ni含量均為2.000%以下。理想為Cu含量及Ni含量均為0.800%以下。
Cu含量及Ni含量之下限雖包含0%，但為了要確實得到效果，宜令Cu含量及Ni含量均為0.001%以上。較佳為任一元素含量皆在0.010%以上。如以上所示，為了獲得前述效果，宜含有選自於由Cu：0.001%~2.000%、以及Ni：0.001%~2.000%所構成的群組的1種或2種。
[Ca：0%~0.0100%] [Mg：0%~0.0100%] [REM：0%~0.1000%] Ca、Mg、及REM是有助於調整夾雜物的形狀，並提升局部延展性的元素。
但是，當Ca含量及Mg含量超過0.0100%時，或是，當REM含量超過0.1000%時，效果會飽和，製造成本上升。因此，要令Ca含量及Mg含量任一者均在0.0100%以下，且令REM含量為0.1000%以下。理想為Ca含量及Mg含量為0.0020%以下，REM含量為0.0100%以下。
Ca、Mg、及REM含量下限皆包含0%，但為了要確實得到效果，宜令Ca、Mg、及REM含量均為0.0001%以上。較佳的是任一元素含量皆為0.0005%以上。如以上所示，為了要得到前述效果，宜含有選自於由Ca：0.0001%~0.0100%、Mg：0.0001%~0.0100%、及REM：0.0001%~0.1000%所構成的群組的1種或2種以上。
在此，所謂REM是Sc、Y及鑭系元素合計17種元素的總稱。鑭系元素於工業上是以混合稀土合金的形態被添加。又，於本發明中，REM含量是指此等元素的合計量。
[Bi：0%~0.0500%] Bi是有助於微細化凝固組織，並提升局部延展性的元素。然而，Bi含量若超過0.0500%時，效果會飽和，製造成本上升，故要令Bi含量為0.0500%以下。理想為Bi含量為0.0100%以下，較佳為0.0050%以下。Bi含量下限雖包含0%，但為了要確實得到效果，Bi含量宜為0.0001%以上。較佳為Bi含量為0.0003%以上。如以上所示，為了要得到前述效果，宜含有Bi：0.0001%~0.0500%。
本實施形態的熔融鍍鋅鋼板、合金化熔融鍍鋅鋼板、及此等製造方法中所使用的胚料鋼板的化學組成之剩餘部分為鐵及雜質。雜質是於工業上製造鋼材時，如礦石或廢料等鋼胚料，或者是於製造步驟中因各種原因而混入的元素。此等元素在不妨礙本發明之特性的範圍下是被容許含有的。
(B)金屬組織 接著，針對本實施形態的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板之金屬組織進行說明。為了維持降伏強度及拉伸強度，同時提升均勻延展性及局部延展性，本實施形態的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板之金屬組織之特徵在於，以體積%計含有超過5.0%殘留沃斯田鐵，含有超過5.0%回火麻田散鐵，此外，殘留沃斯田鐵中的C量在0.85質量%以上。並且，該金屬組織較宜特徵在於進一步含有超過2.0%多邊形肥粒鐵，且殘留沃斯田鐵中的Mn量滿足下述式(1)。又，所謂殘留沃斯田鐵中的C量意指於沃斯田鐵相內的C濃度，而所謂殘留沃斯田鐵中的Mn量則意指於沃斯田鐵相內的Mn濃度。
[Mn]γ /[Mn]ave ≧1.10…(1) [Mn]γ ：殘留沃斯田鐵中的Mn量(質量%) [Mn]ave ：鋼板的化學組成的Mn量(質量%)
以下，針對組織要件依序加以說明。
[殘留沃斯田鐵：超過5.0體積%] 為了提升均勻延展性，令殘留沃斯田鐵的體積率為超過5.0%。殘留沃斯田鐵的體積率宜為超過6.0%，較佳為超過8.0%，更佳為超過10.0%。
但是，當殘留沃斯田鐵過量存在時，局部延展性會劣化，故殘留沃斯田鐵的體積率宜為低於30.0%。較佳為殘留沃斯田鐵的體積率為低於20.0%，更佳為低於15.0%。
[回火麻田散鐵：超過5.0體積%] 為了維持降伏強度及拉伸強度，同時提升局部延展性，要令回火麻田散鐵的體積率為超過5.0%。理想為回火麻田散鐵的體積率為超過16.0%，較佳為回火麻田散鐵的體積率為超過30.0%，更佳為超過40.0%，特佳為超過50.0%。
然而，當回火麻田散鐵過量存在時，均勻延展性會劣化，故回火麻田散鐵的體積率宜為70.0%以下。較佳為回火麻田散鐵的體積率為60.0%以下。
[多邊形肥粒鐵：超過2.0體積%] 為了更進一步提升均勻延展性，宜令多邊形肥粒鐵的體積率為超過2.0%。較佳為多邊形肥粒鐵的體積率為超過6.0%，更佳為超過8.0%，特佳為超過13.0%。
然而，當多邊形肥粒鐵過量存在時，降伏強度及拉伸強度降低，更甚者，局部延展性也會降低，故多邊形肥粒鐵的體積率宜低於35.0%。較佳為多邊形肥粒鐵的體積率為低於30.0%，更佳為低於25.0%，特佳為低於20.0%。
[殘留沃斯田鐵中的C量：0.85質量%以上] 在本實施形態的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板的金屬組織的殘留沃斯田鐵中，為了安定化殘留沃斯田鐵並提升均勻延展性及局部延展性，殘留沃斯田鐵中的C量係在0.85質量%以上。
為了進一步提升均勻延展性，殘留沃斯田鐵中的C量宜在0.87質量%以上，較佳在0.89質量%以上。另一方面，當殘留沃斯田鐵中的C量過多時，無法得到TRIP效果而均勻延展性劣化，故殘留沃斯田鐵中的C量宜為低於1.50質量%。較佳為殘留沃斯田鐵中的C量為低於1.20質量%，更佳為低於1.10質量%。
[殘留沃斯田鐵中的Mn量：下述式(1)] [Mn]γ /[Mn]ave ≧1.10…(1) [Mn]γ ：殘留沃斯田鐵中的Mn量(質量%) [Mn]ave ：鋼板的化學組成之Mn量(質量%) 上述式(1)為規定[Mn]γ 與[Mn]ave 之關係的公式。於本實施形態的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板的殘留沃斯田鐵中，宜將Mn濃化為所需量。 Mn也和C同樣地在安定化殘留沃斯田鐵並提升均勻延展性及局部延展性上有效地發揮功能。
為了最大限度地活用其功能，宜將[Mn]γ /[Mn]ave 設為1.10以上，更佳為1.15以上。[Mn]γ /[Mn]ave 的上限並雖無特別限定，但實質上為2.00。由生產性的觀點看來，[Mn]γ /[Mn]ave 宜為1.35以下，較佳為1.25以下。
[麻田散鐵] 於本實施形態的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板中，為了維持降伏強度，同時更進一步提升局部延展性，要極力抑制麻田散鐵的量。在此，所謂麻田散鐵是指尚未被回火的麻田散鐵，亦即，新生麻田散鐵。麻田散鐵的體積率宜為低於5.0%。較佳為麻田散鐵的體積率為低於2.0%，更佳為低於1.0%。
[剩餘部分組織] 金屬組織的剩餘部分組織為針狀肥粒鐵及變韌鐵等低溫變態組織，亦可含有波來鐵，也可含有雪明碳鐵等析出物。剩餘部分組織並非一定要含有低溫變態生成物、波來鐵及析出物，故低溫變態生成物、波來鐵及析出物各自的體積率下限為0體積%。
低溫變態生成物、波來鐵及析出物各自的體積率上限並無特別限定。然而，當低溫變態生成物、波來鐵及析出物過量存在時，降伏強度及拉伸強度會降低，故宜令低溫變態生成物、波來鐵及析出物的體積率之合計在40.0%以下。較佳為此等組織的體積率之合計在20.0%以下，更佳在10.0%以下。
當波來鐵過量存在時，降伏強度及拉伸強度降低，更甚者，均勻延展性也會降低，故波來鐵的體積率宜為低於10.0%。較佳為波來鐵的體積率為低於5.0%以下，更佳為低於3.0%。
本實施形態的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼之金屬組織是由如後所示之方式進行測定。自鋼板的任意位置採取試驗片，將平行於軋延方向的縱截面進行研磨，且在從基材之鋼板與鍍層的邊界至基材之鋼板的板厚1/4深度位置範圍，使用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察金屬組織，並藉由圖像處理來測定各組織的面積率。令面積率與體積率相等，並令所測定的面積率為體積率。
回火麻田散鐵是可用於組織內部存在的鐵碳化物是呈多個方向上延伸之點，來與變韌鐵作區別。多邊形肥粒鐵則可用呈現塊狀的形態之點及差排密度低之點，來與針狀肥粒鐵作區別。
殘留沃斯田鐵的體積率以及殘留沃斯田鐵中的C量是由以下方式求得：自鋼板的任意位置採取試驗片，在從基材之鋼板與鍍層的邊界至基材之鋼板的板厚1/4深度位置，將軋延面進行化學研磨，並使用X射線繞射裝置(XRD)來測定X射線繞射強度及繞射峰位置。
殘留沃斯田鐵中的Mn量([Mn]γ )是由如後之方式進行測定。自鋼板的任意位置採取試驗片，在從基材之鋼板與鍍層的邊界至基材之鋼板的板厚1/4深度位置範圍，使用具備有電子線背向散射圖樣解析裝置(EBSP)的SEM來觀察金屬組織，確認殘留沃斯田鐵粒。
接下來，使用具備有電子微探分析儀(EPMA)的SEM測定上述殘留沃斯田鐵粒的Mn濃度。對於10個以上的殘留沃斯田鐵粒進行藉由EMPA之測定，令所測得的Mn量之平均值為[Mn]γ 。
在藉由EPMA之測定中，因為是以比殘留沃斯田鐵的粒徑小的光束直徑，將電子線照射於殘留沃斯田鐵粒，故較理想為使用具備有場發射型電子微探分析儀(FE-EPMA)的SEM。
熔融鍍鋅層及合金化熔融鍍鋅層為以一般的鍍敷條件形成的鍍層、及合金化鍍層即可。然而，當合金化熔融鍍鋅層的Fe濃度低於7質量%時，有時會有熔接性及滑動性變得不足的情形，故合金化熔融鍍鋅層的Fe濃度宜為7質量%以上。
由耐粉碎性的觀點看來，合金化熔融鍍鋅層的Fe濃度上限宜在20質量%以下，較佳在15質量%以下。鍍層的Fe量可利用控制在熔融鍍鋅後的合金化處理中的處理條件來調整。
(C)機械特性 本實施形態的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板之機械特性，並未受特定的機械特性所限定。
惟，將與軋延方向正交之方向上的均勻延伸率定義為UEl(Uniform Elongation)。然後，根據下述式(2)，將與軋延方向正交之方向的總延伸率(TEl0 )換算為相當於板厚1.2mm的總延伸率，將前述換算得到之值定義為TEl(Total Elongation)。而且，根據下述式(3)換算出相當於板厚1.2mm且與軋延方向正交之方向的局部延伸率定義為LEl(Local Elongation)。於本實施形態的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板中，由壓製成形性的觀點看來，TS×UEl的值宜在10000MPa・%以上，且TS×LEl的值宜在5000MPa・%以上。
TS×UEl的值若在拉伸強度和均勻延伸率二者為優異時是會變大，故用來作為評價均勻延展性的指標。TS×LEl的值若在拉伸強度和局部延伸率二者為優異時是會變大，故用來作為評價局部延展性的指標。
若TS×UEl的值為11000MPa%以上且TS×LEl的值為6000MPa%以上的話，是較佳。若TS×UEl的值為12000MPa%以上且TS×LEl的值為7000MPa%以上的話，則更佳。 TEl＝TEl0 ×(1.2/t0 )0.2 …(2) LEl＝TEl-UEl …(3)
在此，式(2)中的TEl0 為使用JIS5號拉伸試驗片測定而得之總延伸率的實測值，t0 為提供於測定的JIS5號拉伸試驗片之板厚。此外，TEl及LEl分別是相當於板厚1.2mm時的總延伸率以及局部延伸率之換算值。UEl為使用JIS5號拉伸試驗片測定而得之均勻延伸率的實測值。
為了提升鋼板的衝擊吸收性，鋼板的拉伸強度(TS)宜在780MPa以上。較佳為鋼板的拉伸強度(TS)為980MPa以上，更佳在1180MPa以上。鋼板的降伏比(YR)宜為0.59以上。較佳為鋼板的降伏比(YR)為0.66以上，更佳為0.72以上。
由於局部延展性愈高，承受衝擊荷重時的破損就愈受到抑制且吸收能量升高，因此由抑制破損的觀點看來，TS×LEl的值宜在5500MPa・%以上。較佳為TS×LEl的值在6500MPa・%以上。
(D)製造方法 接著，針對本實施形態的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，進行說明。
本實施形態的熔融鍍鋅鋼板的製造方法具備有下列步驟：將具有前述化學組成之胚料鋼板加熱至超過Ac1 點，並進行退火之步驟；第1冷卻之步驟，在前述進行退火之步驟後，令於650℃~500℃的溫度區中的平均冷卻速度為2℃/秒以上且低於100℃/秒，冷卻至500℃以下；熔融鍍鋅之步驟，在前述進行第1冷卻之步驟後，對於已在前述進行第1冷卻之步驟中被冷卻的胚料鋼板實施熔融鍍鋅；第2冷卻之步驟，前述第2冷卻是在前述實施熔融鍍鋅之步驟後，令從在前述實施熔融鍍鋅之步驟中的鍍敷溫度，到300℃為止的溫度區中以2℃/秒以上之平均冷卻速度，將已實施前述熔融鍍鋅的胚料鋼板冷卻至300℃以下；調質軋延之步驟，在前述進行第2冷卻之步驟後，對已在前述進行第2冷卻之步驟中被冷卻的胚料鋼板，進行拉伸率0.10%以上的調質軋延；以及，熱處理之步驟，在前述進行調質軋延之步驟後，將已進行了前述調質軋延的胚料鋼板加熱至200℃~600℃的溫度區，並於該溫度保持1秒以上。
其中，如圖1所示，本實施形態的熔融鍍鋅鋼板的製造方法之理想製造方法是具備下列步驟：將具有前述化學組成之胚料鋼板加熱至超過Ac3 點，並進行退火之步驟；第1冷卻之步驟，在前述進行退火之步驟後，令從加熱溫度至(前述加熱溫度-50℃)為止的溫度區中以為7℃/秒以下之平均冷卻速度，將前述經退火的胚料鋼板進行冷卻，且進一步，令在650℃~500℃的溫度區中以為2℃/秒以上且低於100℃/秒之平均冷卻速度，冷卻至500℃以下；熔融鍍鋅之步驟，在前述進行第1冷卻之步驟後，對經前述進行第1冷卻之步驟中冷卻的胚料鋼板實施熔融鍍鋅；第2冷卻之步驟，在前述實施熔融鍍鋅之步驟後，令從在前述實施熔融鍍鋅之步驟中的鍍敷溫度到300℃為止的溫度區中以2℃/秒以上之平均冷卻速度，將經前述熔融鍍鋅之胚料鋼板冷卻至300℃以下；調質軋延之步驟，在前述進行第2冷卻之步驟後，對在前述進行第2冷卻之步驟中冷卻 過的胚料鋼板，進行0.10%以上之拉伸率的調質軋延；以及，熱處理之步驟，在前述進行調質軋延之步驟後，將經了前述調質軋延的胚料鋼板加熱至200℃~600℃的溫度區，並於該溫度保持1秒以上。
本實施形態的合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法具備：將具有前述化學組成之胚料鋼板加熱至超過Ac1 點，並進行退火之步驟；第1冷卻之步驟，前述第1冷卻是在前述進行退火之步驟後，於650℃~500℃的溫度區中以2℃/秒以上且低於100℃/秒之平均冷卻速度冷卻至500℃以下；熔融鍍鋅之步驟，在前述進行第1冷卻之步驟後，對在前述進行第1冷卻之步驟冷卻過的胚料鋼板實施熔融鍍鋅；合金化處理之步驟，在前述實施熔融鍍鋅之步驟後，對已實施前述熔融鍍鋅的胚料鋼板在合金化處理溫度下進行合金化處理；第2冷卻之步驟，在前述進行合金化處理之步驟後，於從前述合金化處理溫度到300℃為止的溫度區中以2℃/秒以上之平均冷卻速度，將經前述合金化處理過的胚料鋼板冷卻至300℃以下；調質軋延之步驟，在前述進行第2冷卻之步驟後，對在前述進行第2冷卻之步驟中經冷卻的胚料鋼板，進行拉伸率為0.10%以上的調質軋延；以及，熱處理之步驟，是在前述進行調質軋延之步驟後，將經前述調質軋延過的胚料鋼板加熱至200℃~600℃的溫度區，並在該溫度保持1秒以上。
其中，如圖2所示，本實施形態的合金化熔融鍍鋅鋼板之較佳製造方法具備下列步驟：將具有前述化學組成之胚料鋼板加熱至超過Ac3 點，並進行退火之步驟；第1冷卻之步驟，在前述進行退火之步驟後，從加熱溫度至(加熱溫度-50℃)為止的溫度區中是以為7℃/秒以下之平均冷卻速度，將前述已被退火的胚料鋼板進行冷卻，且進一步於650℃~500℃的溫度區中以2℃/秒以上且低於100℃/秒之平均冷卻速度冷卻至500℃以下；熔融鍍鋅之步驟，在前述進行第1冷卻之步驟後，對在前述進行第1冷卻之步驟冷卻過的胚料鋼板實施熔融鍍鋅；合金化處理之步驟，在前述實施熔融鍍鋅之步驟後，對已實施前述熔融鍍鋅的胚料鋼板在合金化處理溫度下進行合金化處理；第2冷卻之步驟，在前述進行合金化處理之步驟後，於從前述合金化處理溫度到300℃為止的溫度區中以2℃/秒以上之平均冷卻速度，將經前述合金化處理過的胚料鋼板冷卻至300℃以下；調質軋延之步驟，在前述進行第2冷卻之步驟後，對在前述進行第2冷卻之步驟中經冷卻的胚料鋼板，進行拉伸率為0.10%以上的調質軋延；以及，熱處理之步驟，是在前述進行調質軋延之步驟後，將經前述調質軋延過的胚料鋼板加熱至200℃~600℃的溫度區，並在該溫度保持1秒以上。
供給至本實施形態的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之胚料鋼板的製造方法，並不限於特定的製造方法。譬如：以鑄造方式製造具有前述化學組成之鋼胚，將其加熱至低於1250℃的溫度區，並於加熱之後，在精加工軋延溫度為Ar3 點以上且超過850℃之下，進行熱軋延。接著，以500℃以上且低於700℃之捲取溫度進行捲取，並以40%以上且低於70%軋縮率實施冷軋延，製造胚料鋼板。
鋼胚的鑄造法並不限於特定的鑄造法，但以連續鑄造法為宜，亦可將以其他鑄造法所鑄得的鋼塊，以分塊輥軋等做成鋼片。於連續鑄造步驟中，為了抑制發生有因夾雜物所造成之表面缺陷，宜在鑄模內以電磁攪拌等使熔鋼流動。連續鑄造後的高溫狀態之鋼塊、或分塊輥軋後的高溫狀態之鋼片也可以在暫時地冷卻後，再加熱並供給至熱軋延。
此外，連續鑄造後的高溫狀態之鋼塊、或分塊輥軋後的高溫狀態之鋼片亦可不進行再加熱就直接供給至熱軋延，也可以先進行輔助性的加熱後再供給至熱軋延。又，將供給至熱軋延的鋼塊及鋼片總稱為「鋼胚」。
為了防止沃斯田鐵的粗大化，供給至熱軋延的鋼胚之溫度宜低於1250℃。較佳為鋼胚溫度為1200℃以下。供給至熱軋延的鋼胚之溫度下限並無特別限定，但較佳為能夠在Ar3 點以上完成熱軋延之溫度。
熱軋延的條件並無特別限定，但若熱軋延的完成溫度過低，在熱軋鋼板的金屬組織中，會產生於軋延方向上伸展的粗大低温變態組織，而有妨礙均勻延展性及局部延展性之虞，故熱軋延的完成溫度宜為Ar3 點以上且超過850℃。較佳為熱軋延的完成溫度為Ar3 點以上且超過880℃，更佳為Ar3 點以上且超過900℃。熱軋延的完成溫度之上限並無特別限定，但在將熱軋鋼板的金屬組織細粒化之點上，宜為1000℃以下。
又，當熱軋延是由粗軋延和精加工軋延所構成時，為了要在上述溫度範圍內完成精加工軋延，於粗軋延和精加工軋延之間亦可將粗軋延材加熱。此時，將粗軋延材加熱，使粗軋延材的後端變得比粗軋延材的前端更高溫，且宜將於精加工軋延開始時的粗軋延材之全長整體的溫度偏差抑制在140℃以下。藉由此溫度抑制，可提升經捲取之熱軋鋼板的卷料內之特性均一性。
粗軋延材之加熱是使用公知之手段進行即可。譬如，亦可在粗軋延機與精加工軋延機之間，設置電磁式(solenoid type)感應加熱裝置，根據在此感應加熱裝置的上游側中的粗軋延材之縱長方向的溫度分布等，控制由電磁式(solenoid type)感應加熱裝置所造成之加熱升溫量。
從熱軋延結束後到捲取開始為止的條件並無特別限定，但為了藉由將熱軋鋼板軟質化來提高熱軋鋼板的冷軋延性，宜令捲取溫度(開始捲取之際的溫度)為600℃以上。捲取溫度較佳為640℃以上，更佳為680℃以上。若捲取溫度過高時，會有熱軋鋼板的酸洗性可能受損的情況，故捲取溫度宜為750℃以下，較佳為低於720℃。較佳是在捲取後，從捲取溫度到(捲取溫度-50℃)為止的溫度區，以超過15℃/小時之平均冷卻速度進行冷卻。藉此，在生產性提高，同時於後述退火步驟中，可促進碳化物的溶解。
遵循一般方法將熱軋鋼板進行冷軋延，做成冷軋鋼板。在冷軋延之前，亦可藉由酸洗等來進行脫垢 。為了促進再結晶，將冷軋延及退火後的金屬組織均一化，並進一步提升局部延展性，宜令冷軋延的軋縮率為40%以上。若軋縮率過高時，軋延荷重會增大而有軋延變得困難的情形，故軋縮率宜為低於70%，較佳為低於60%。
接下來，針對本實施形態的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中的步驟條件，進行說明。
[進行退火之步驟] (加熱溫度：超過Ac1 點) 在將胚料鋼板退火的步驟中，加熱胚料鋼板。為了在加熱時使沃斯田鐵生成，要令加熱溫度為超過Ac1 點。所謂Ac1 點是在加熱胚料鋼板時，於金屬組織中開始生成沃斯田鐵的溫度。為了藉由將金屬組織均一化來提升熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板的局部延展性，宜將胚料鋼板加熱至超過Ac3 點並進行退火。Ac3 點是在加熱胚料鋼板時，於金屬組織中肥粒鐵消失的溫度。
利用將胚料鋼板加熱至上述溫度範圍，亦即，加熱到沃斯田鐵區，碳化物會溶解，而在熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板的金屬組織中，殘留沃斯田鐵量及在殘留沃斯田鐵中的C量會增高。
加熱溫度之上限並無特別限定，但若加熱溫度過高時，沃斯田鐵會粗大化，局部延展性受損，故加熱溫度宜在(Ac3 點+100) ℃以下，較佳在(Ac3 點+50) ℃以下。不論加熱溫度，在加熱溫度的維持時間並無特別限定，但為了使卷料內的金屬組織均一化，維持時間宜為10秒以上，而在抑制沃斯田鐵的粗大化之點上，則宜維持時間在240秒以上。
[進行第1冷卻之步驟] (從加熱溫度至(加熱溫度-50℃)為止的溫度區中的平均冷卻速度：7℃/秒以下) 在將胚料鋼板加熱至超過Ac3 點並退火過後之情況下，於進行第1冷卻之步驟中，宜令從加熱溫度至(加熱溫度-50℃)為止的溫度區中的平均冷卻速度為7℃/秒以下。藉由此冷卻，在熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板的金屬組織中，殘留沃斯田鐵中的Mn量上升，同時，多邊形肥粒鐵會生成，均勻延展性及局部延展性會提升。
若從加熱溫度至(加熱溫度-50℃)為止的溫度區中的平均冷卻速度超過7℃/秒時，殘留沃斯田鐵中的Mn量降低，同時，多邊形肥粒鐵會減少，且均勻延展性及局部延展性會受損。因此，宜令上述溫度區中的平均冷卻速度為7℃/秒以下。較佳為上述溫度區中的平均冷卻速度為5℃/秒以下。平均冷卻速度之下限並無特別規定，但由生產性的觀點看來，宜為1℃/秒以上。
此外， 若以7℃/秒以下之平均冷卻速度進行冷卻的溫度區愈寬廣，就會愈使在殘留沃斯田鐵中的Mn量上升，同時多邊形肥粒鐵量增加。因此，宜在從加熱溫度至(加熱溫度-100℃)為止的溫度區中，以7℃/秒以下之平均冷卻速度，冷卻胚料鋼板，且較佳為在從加熱溫度至(加熱溫度-150℃)為止的溫度區中，以7℃/秒以下之平均冷卻速度冷卻胚料鋼板。
(650℃~500℃的溫度區中的平均冷卻速度：2℃/秒以上且低於100℃/秒) 在進行第1冷卻之步驟中，是令650℃~500℃的溫度區中的平均冷卻速度為2℃/秒以上且低於100℃/秒，在途中不維持等溫，直到胚料鋼板冷卻至500℃以下。
若650℃~500℃的溫度區中的平均冷卻速度低於2℃/秒時，多邊形肥粒鐵及波來鐵會過量生成，而使得降伏強度及拉伸強度降低。因此，要令上述溫度區中的平均冷卻速度在2℃/秒以上。理想為上述溫度區中的平均冷卻速度在3℃/秒以上，較佳在4℃/秒以上，更佳在5℃/秒以上。
另一方面，若650℃~500℃的溫度區中的平均冷卻速度為100℃/秒以上時，由於鋼板形狀會受損，故要令上述溫度區中的平均冷卻速度為低於100℃/秒。理想為上述溫度區中的平均冷卻速度為50℃/秒以下，較佳為30℃/秒以下，更佳為20℃/秒。
(冷卻停止溫度：500℃以下) 將以所需的平均冷卻速度冷卻過之胚料鋼板繼續冷卻至500℃以下。於500℃以下的溫度區中的冷卻條件並無特別限定，但宜將胚料鋼板維持於500℃以下460℃以上的溫度區達4秒~45秒。較佳為維持達10秒~35秒。透過此維持，在後述之進行第2冷卻之步驟中所形成的金屬組織中，殘留沃斯田鐵的體積率及殘留沃斯田鐵中的C量可被適度地調整，進而提升均勻延展性及局部延展性，更甚者，也提升降伏強度。
[實施熔融鍍鋅之步驟] 在進行第1冷卻之步驟後，對胚料鋼板實施熔融鍍鋅。在進行第1冷卻之步驟與實施熔融鍍鋅之步驟之間，對於胚料鋼板而言，亦可因應需要進行冷卻及加熱之至少任一者。
熔融鍍鋅之鍍浴溫度及鍍浴組成為一般者即可，並無特別限制。鍍敷附著量也無特別限制，在通常範圍內即可。譬如，胚料鋼板的每一單面宜為20g/m2 ~80g/m2 之附著量。鍍敷溫度雖無特別限定，但通常為460℃~470℃。
[進行合金化處理之步驟] 在製造合金化熔融鍍鋅鋼板時，於實施熔融鍍鋅之步驟後，將經熔融鍍鋅處理的胚料鋼板，加熱至為使熔融鍍鋅合金化所需之溫度(合金化處理溫度)，進行合金化處理。
合金化處理宜在使鍍層中的Fe濃度為7質量%以上之條件下進行。譬如，理想為在合金化處理溫度為470℃~560℃，且合金化處理時間為5秒~60秒之條件下進行合金化處理。
[進行第2冷卻之步驟] (從鍍敷溫度或合金化處理溫度到300℃為止的溫度區中的平均冷卻速度：2℃/秒以上) (冷卻停止溫度：300℃以下) 於實施熔融鍍鋅之步驟後、或進行合金化處理之步驟後的冷卻中，令從鍍敷溫度到300℃為止的溫度區、或從合金化處理溫度到300℃為止的溫度區中的平均冷卻速度為2℃/秒以上，進行冷卻直至300℃以下。
若在進行第2冷卻之步驟中的平均冷卻速度低於2℃/秒時，波來鐵過量生成，降伏強度及拉伸強度會降低，且殘留沃斯田鐵量減少，均勻延展性受損。因此，令在上述溫度區中的平均冷卻速度為2℃/秒以上。理想為在上述溫度區中的平均冷卻速度為3℃/秒以上，較佳為超過5℃/秒，更佳為超過10℃/秒。
在進行第2冷卻之步驟中的平均冷卻速度之上限並無特別限定，但由經濟性的觀點看來，宜為500℃/秒以下。此外，為了有效率地進行後述之調質軋延，冷卻停止溫度宜為室溫。
進行第2冷卻之步驟後的胚料鋼板，宜含有以體積率計5.0%以上35.0%以下的殘留沃斯田鐵，並具有殘留沃斯田鐵中的C量為低於0.85質量%之金屬組織。藉此，在後述之進行熱處理之步驟中，可促進C與Mn朝向殘留沃斯田鐵之C濃化及Mn濃化，均勻延展性及局部延展性提升，降伏強度也會上升。
殘留沃斯田鐵的體積率較佳為10.0%以上30.0%以下，更佳為15.0%以上25.0%以下。殘留沃斯田鐵中的C量較佳為低於0.80質量%，更佳為低於0.75質量%，特佳為低於0.70質量%。殘留沃斯田鐵中的C量之下限雖無特別限定，但0.50質量%左右為實質上的下限值。
[進行調質軋延之步驟] (拉伸率：0.10%以上) 在進行第2冷卻之步驟後，對胚料鋼板實施拉伸率為0.10%以上的調質軋延。藉由此調質軋延，在後述的熱處理步驟中，可促進C 與Mn朝向沃斯田鐵中的C濃化及Mn濃化，且在熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板的金屬組織中，殘留沃斯田鐵中的C量及Mn量提高，均勻延展性及局部延展性提升，降伏強度也會上升。
若拉伸率為低於0.10%時，會無法得到在接下來的進行熱處理之步驟中的上述效果，故要令拉伸率為0.10%以上。理想為拉伸率為0.30%以上，較佳為0.50%以上。拉伸率之上限雖無特別限定，但若拉伸率過高時，軋延負荷會增加，故拉伸率宜在2.00%以下。較佳為拉伸率為低於 1.50%，更佳為低於 1.00%。
進行調質軋延的溫度雖無特別限定，但為了對沃斯田鐵有效賦予加工應變，進行調質軋延的溫度宜為低溫，且調質軋延的開始溫度宜為室溫。此外，調質軋延宜以表面光軋來進行。
[進行熱處理之步驟] (加熱溫度：200℃~600℃) (維持時間：1秒以上) 在進行調質軋延之步驟後，將胚料鋼板加熱至200℃~600℃的溫度區，並於該溫度維持1秒以上。
在熱處理溫度(最高加熱溫度)低於200℃時，在C與Mn朝向沃斯田鐵中的C濃化及Mn濃化會變得不充分，均勻延展性受損。此外，在熱處理溫度(最高加熱溫度)低於200℃時，會殘存有硬質的麻田散鐵，局部延展性受損，同時降伏強度也會降低。因此，要令熱處理溫度為200℃以上。理想為熱處理溫度為240℃以上，較佳為260℃以上，更佳為280℃以上。
另一方面，若熱處理溫度超過600℃時，殘留沃斯田鐵量會不足，均勻延展性受損，且回火麻田散鐵會過度軟質化，而使降伏強度及拉伸強度降低。此外，若熱處理溫度超過600℃時，會生成硬質的新生麻田散鐵，故局部延展性受損，同時降伏強度也會降低。因此，要令熱處理溫度為600℃以下。理想為熱處理溫度為550℃以下，較佳為500℃以下，更佳為450℃以下。
若熱處理時間(在最高加熱溫度的維持時間)低於1秒時，在C及Mn朝向沃斯田鐵中的C濃化及Mn濃化會變得不充分，均勻延展性受損。此外，若熱處理時間低於1秒時，會殘存有硬質的麻田散鐵，在局部延展性受損，同時降伏強度也會降低。因此，要令熱處理時間為1秒以上。理想為熱處理時間為超過5秒，較佳為超過10秒，更佳為超過15秒。
另一方面，若熱處理時間過長時，殘留沃斯田鐵量減少，均勻延展性會受損，此外，回火麻田散鐵過度地軟質化，而降低降伏強度及拉伸強度。此外，若熱處理時間過長時，會有硬質的新生麻田散鐵生成，在局部延展性受損，同時降伏強度也會降低。因此，熱處理時間之上限宜為5760分鐘以下。較佳為熱處理時間為2880分鐘以下，更佳為1440分鐘以下。
熱處理時間宜因應熱處理溫度作適度調節。譬如，在熱處理溫度在200℃以上且300℃以下時，熱處理時間宜超過3分鐘，較佳為超過10分鐘，更佳為超過20分鐘。
當熱處理溫度為400℃以上且600℃以下時，熱處理時間宜為20分鐘以下，較佳為6分鐘以下，更佳為低於3分鐘。由生產性的觀點看來，熱處理溫度宜超過400℃，且熱處理時間宜在20分鐘以下。
在進行熱處理之步驟後，為了將胚料鋼板矯正成平坦，可對胚料鋼板實施調質軋延，亦可對胚料鋼板施加塗油或具潤滑作用的皮膜。
本實施形態的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板的板厚並未限定於特定板厚，但以本實施形態的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，較適合製造板厚0.8mm~2.3mm之鋼板。
〔實施例〕 接下來針對本發明實施例加以說明，惟，實施例中之條件僅為用以確認本發明之可實施性及效果所採用的一條件例，且本發明不限定於此一條件例。只要能在不脫離本發明之宗旨下達成本發明之目的，本發明係可以採用各種條件來獲得。
(實施例1) 使用真空熔爐來鑄造具有表1所示的化學組成之熔鋼，並製造鋼A~S。表1中的Ac1 點及Ac3 點是由將鋼A~S的冷軋鋼板以2℃/秒加熱時的熱膨脹變化求得。將鋼A~S加熱至1200℃並維持60分之後，以表2所示條件進行熱軋延。
具體而言，在Ar3 點以上的溫度區中，對鋼A~S進行10道次之軋延，藉此製得厚度2.5mm~3.0mm之熱軋鋼板。在熱軋延後，利用噴水將熱軋鋼板冷卻至550℃~680℃，令冷卻結束溫度為捲取溫度，將熱軋鋼板裝入被保持於此捲取溫度的電加熱爐中，並維持60分鐘。之後，以20℃/小時的冷卻速度將熱軋鋼板進行爐冷卻直至室溫，以模擬捲取後的徐冷。
將經徐冷後的熱軋鋼板進行酸洗並作為冷軋延用之母材，以軋縮率47~52%進行冷軋延，製得厚度1.2mm~1.6mm的冷軋鋼板(胚料鋼板)。使用熔融鍍鋅模擬裝置，以10℃/秒之加熱速度將胚料鋼板加熱直至650℃，之後再以2℃/秒之加熱速度加熱直至表2所示溫度，進行均熱30~90秒。
之後，以表2所示的冷卻條件將胚料鋼板冷卻直至460℃，並將胚料鋼板浸漬於保持在460℃的熔融鍍鋅浴中，對胚料鋼板實施熔融鍍鋅。對於一部分的胚料鋼板，在熔融鍍鋅之後加熱直至520℃，實施合金化處理。
以表2所示的冷卻條件，自鍍敷溫度(意指鍍浴溫度)或自合金化處理溫度，對於胚料鋼板進行二次冷卻(第2冷卻)。在對經二次冷卻的胚料鋼板實施拉伸率為0.50%的表面光軋後，以表2所示的熱處理條件實施熱處理，製得熔融鍍鋅鋼板或合金化熔融鍍鋅鋼板(以下，將熔融鍍鋅鋼板和合金化熔融鍍鋅鋼板總稱為「鍍敷鋼板」。)。
當令二次冷卻的停止溫度為100℃時，在將二次冷卻停止之後，不冷卻至室溫而進行表面光軋，之後，不冷卻至室溫而以表2所示的熱處理條件進行熱處理。對於一部分的胚料鋼板，省略表面光軋或熱處理。
表2所記載的熱軋條件中之「軋延後板厚」是表示所製得的熱軋鋼板的板厚。表2所記載的退火條件中之「於500~460℃的溫度區中的停留時間」意指在進行第1冷卻之步驟中，於500~460℃的溫度區中的停留時間。關於表2所記載的退火條件中之「有無合金化處理」，記號「有」是表示在熔融鍍鋅後進行了合金化處理，而記號「無」則表示在熔融鍍鋅後並未進行合金化處理。表2所記載的退火條件中之「二次冷卻速度」，若是進行了合金化處理時，意指從合金化處理溫度到300℃為止的溫度區中的平均冷卻速度，若是未進行合金化處理時，則意指從鍍敷溫度到300℃為止的溫度區中的平均冷卻速度。在表2中，「RT」之標記是表示室溫。關於表2之「有無調質軋延」，記號「有」是表示在進行調質軋延之步驟中進行了調質軋延，而記號「無」則表示並未進行調質軋延。於表2的被標註為「熱處理條件」之列中，「-」之標記是表示並未進行熱處理。
〔表1〕
〔表2〕
從鍍敷鋼板及上述二次冷卻結束後的胚料鋼板採取XRD測定用試驗片，並從鋼板和鍍層的邊界到鋼板板厚的1/4深度位置，將試驗片之軋延面進行化學研磨。在此軋延面進行X射線繞射試驗，測定殘留沃斯田鐵的體積率、及在殘留沃斯田鐵中的C量。
具體而言，在試驗片入射Mo-Kα線，測定α相(200)、(211)繞射峰的積分強度及γ相(200)、(220)、(311)繞射峰的積分強度，求得殘留沃斯田鐵的體積率。
此外，入射Fe-Kα線，從γ相(200)、(220)、(311)繞射峰的位置來求得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中的C量(Cγ )。
此外，從鍍敷鋼板採取SEM觀察用試驗片，將平行於此試驗片的軋延方向之縱截面進行研磨，之後，對此縱截面進行硝太(natal)腐蝕及樂佩拉(LEPERA)腐蝕液腐蝕，並觀察在從鋼板和鍍層的邊界到鋼板板厚的1/4深度位置範圍的金屬組織。藉由圖像處理，測定回火麻田散鐵、多邊形肥粒鐵、新生麻田散鐵、及剩餘部分組織的體積率。
新生麻田散鐵的體積率是依以下求得：自利用樂佩拉腐蝕而被測定的殘留沃斯田鐵和新生麻田散鐵之體積率的合計，減去藉由上述XRD測定而被測定的殘留沃斯田鐵的體積率。
降伏應力(YS)、拉伸強度(TS)及均勻延伸率(UEl)是從鍍敷鋼板沿著直行於軋延方向之方向採取JIS5號拉伸試驗片，並對此試驗片進行拉伸試驗而求得。
拉伸速度在到達降伏點為止是設成1mm/分鐘，於其後是設成10mm/分鐘。降伏比(YR)是將YS除以TS而求得。總延伸率(TEl)及局部延伸率(LEl)是對沿著正交於軋延方向之方向採取的JIS5號拉伸試驗片進行拉伸試驗，使用總延伸率的實測值(TEl0 )及均勻延伸率的實測值(UEl)，根據上述式(2)及式(3)，求得相當於板厚1.2mm時的換算值。
YR之值在0.59以上，TS×UEl之值在10000MPa・%以上，且TS×LEl之值在5000MPa・%以上的話，則判斷為良好的特性。此外，TS×UEl之值在12000MPa・%以上，且TS×LEl之值在6000MPa・%以上的話，即判斷為特別良好的特性。
於表3中顯示觀察二次冷卻結束後的金屬組織的結果、觀察鍍敷鋼板的金屬組織的結果、及評價鍍敷鋼板的機械特性的結果。
於表3的被標註為「二次冷卻結束後的金屬組織」之列中，記號「-」表示並未進行金屬組織之觀察。於表3的被標註為「殘留沃斯田鐵中C量(質量%)」之列中，記號「-」表示並未進行殘留沃斯田鐵中的C量之測定。於表3中，被標註為「TEl」之列是表示已換算成相當於板厚1.2mm之總延伸率，被標註為「UEl」之列是表示均勻延伸率，而被標註為「LEl」之列則是表示已換算成相當於板厚1.2mm之局部延伸率。
於表3的備註欄中，附有「○」之樣品為本發明例，附有「×」之樣品為比較例。又，在表1~表3中，附有底線之數值或記號意指是在本發明的範圍外者。
〔表3〕
於備註欄中附有○印記的發明例(試驗號碼A1~A3、A9、A11、A13、A14、A19、A21、A23、A26、A28~A37、及A40~A45)均為TS×UEl在10000以上，TS×LEl在5000以上，並顯示良好的均勻延展性和局部延展性。此外，YR顯示為0.59以上之較高值。尤其是，針對試驗號碼A11、A21、A26、A28、A30、A31、A34，其等含有回火麻田散鐵在16%以上，且多邊形肥粒鐵超過2.0%，TS×UEl在12000以上，且TS×LEl在6000以上，顯示特別良好的均勻延展性和局部延展性。
另一方面，針對化學組成或步驟條件偏離本發明的範圍外之試驗結果(備註欄的×印記的試驗號碼A4~A8、A10、A12、A15~A18、A20、A22、A24、A25、A27、A38、及A39)，其降伏比、均勻延展性及局部延展性中的任一者或全部都較差。
具體而言，雖使用了具有本發明的範圍內之化學組成的鋼C、E、N，但在未進行表面光軋的試驗號碼A15、A24、及A38中，TS×UEl及TS×LEl較低。使用鋼A、C的試驗(試驗號碼A10及A20)由於並未進行熱處理，故在試驗號碼A10中，YR及TS×LEl的值較低，在試驗號碼A20中，YR、TS×UEl及TS×LEl的值較低。
使用鋼A、C、E、N的試驗(試驗號碼A4、A16、A25、A39)由於熱處理溫度過低，故在試驗號碼A4 中，YR及TS×LEl的值較低，在試驗號碼A16、A25、A39 中，YR、TS×UEl及TS×LEl的值較低。此外，在使用鋼A、C、F的試驗(試驗號碼A5、A17及A27)中，由於熱處理溫度過高，故YR、TS×UEl及TS×LEl較低。
雖使用了具有本發明的範圍內的化學成分之鋼A，但在於退火步驟中均熱溫度過低的試驗號碼A6中，TS×UEl較低。 在使用鋼A的試驗(試驗號碼A7)中，由於在第1冷卻步驟中，於650~500℃的溫區中的平均冷卻速度過低，故YR及TS×LEl較低。 在使用鋼A、C的試驗(試驗號碼A8及A18)中，由於在第2冷卻步驟中，合金化處理溫度~300℃的溫區中的平均冷卻速度(二次冷卻速度)過低，故在試驗號碼A8中，YR及TS×LEl的值較低，在試驗號碼A18中TS×UEl及TS×LEl的值較低。
在使用鋼B的試驗號碼A12中，由於鋼中的Si量較少，故YR、TS×UEl及TS×LEl較低。在使用鋼D的試驗號碼A22中，由於鋼中的Mn量較少，故YR及TS×LEl較低。
(實施例2) 以與實施例1相同的順序進行實驗，針對表1所示的鋼A~S，以表4所示的條件來製造鍍敷鋼板。結果顯示於表5。又，關於測定順序，是與實施例1相同。
此外，針對殘留沃斯田鐵中的Mn量，是從鍍敷鋼板採取EBSP測定用試驗片，將平行於軋延方向的縱截面進行電解研磨後，觀察在從鋼板和鍍層的邊界到鋼板的板厚1/4深度位置中的金屬組織，並藉由圖像處理來確認殘留沃斯田鐵之分布。接著，使用具備FE-EPMA的SEM，觀察同一視野的金屬組織，對於10個以上的殘留沃斯田鐵粒進行EMPA測定，測定殘留沃斯田鐵中的Mn量。求出所測得的Mn量之平均值，並令此平均值為殘留沃斯田鐵中的Mn量([Mn]γ )。令基材之鋼板的Mn量為[Mn]ave ，算出[Mn]γ /[Mn]ave 。
若YR之值為0.59以上，TS×UEl之值在10000MPa・%以上，且TS×LEl之值在5000MPa・%以上的話，即判斷為良好的特性。此外，若TS×UEl之值在12000MPa・%以上，且TS×LEl之值在6000MPa・%以上的話，則判斷為特別良好的特性。 此外，表4及表5的說明分別與表2及表3相同。另外，在被標註為「[Mn]γ /[Mn]ave 」之列中，記號「-」表示並未進行殘留沃斯田鐵中的Mn量之測定。
〔表4〕
〔表5〕
於備註欄中附有○印記的發明例(試驗號碼B1、B2、B5、B6、B11、B13、B14、B18、B21~B23、B25~B35、及B38~B42)皆為TS×UEl在10000以上，TS×LEl在5000以上，並顯示良好的均勻延展性和局部延展性。此外，YR顯示為0.59以上的較高值。
尤其是，試驗號碼B1、B5、B6、B11、B18、B23、B26、B27、B29、B30、B32~B35、B38、及B39，由於加熱溫度為超過Ac3 點，且於第1冷卻步驟中，在從加熱溫度到(加熱溫度-50℃)的溫度區中的平均冷卻速度為7℃/秒以下，故進一步多邊形肥粒鐵的體積率為2.0%以上，[Mn]γ /[Mn]ave 為1.10以上。其結果，此等試驗號碼的樣本為TS×UEl在12000以上，且TS×LEl在6000以上，顯示特別良好的均勻延展性和局部延展性。
另一方面，針對化學組成或步驟條件為在本發明之範圍之外的鋼板之試驗結果(備註欄的×印記的試驗號碼B3、B4、B7~B10、B12、B15~B17、B19、B20、B24、B36、及B37)，降伏比、均勻延展性、及局部延展性中之任一者或全部都較差。
具體而言，雖使用了具有本發明的範圍內之化學組成的鋼C、E、N，但在未進行表面光軋的試驗號碼B7、B19及B36中，殘留沃斯田鐵中的C量及[Mn]γ /[Mn]ave 較低，且TS×UEl及TS×LEl較低。使用鋼C的試驗號碼B12由於未進行熱處理，故回火麻田散鐵體積率、殘留沃斯田鐵中的C量及[Mn]γ /[Mn]ave 較低，且YR、TS×UEl及TS×LEl較低。
雖使用了具有本發明的範圍內之化學組成的鋼C、E、N，但在熱處理溫度過低的試驗號碼B8、B20、及B37中，回火麻田散鐵體積率、殘留沃斯田鐵中的C量及[Mn]γ /[Mn]ave 較低，且YR、TS×UEl及TS×LEl較低。而在使用了鋼C、F的試驗(試驗號碼B9及B24)中，由於熱處理溫度過高，故殘留沃斯田鐵體積率及殘留沃斯田鐵中的C量較低，且YR、TS×UEl及TS×LEl較低。
雖使用了具有本發明的範圍內之化學成分的鋼C，但在退火步驟中均熱溫度過低的試驗號碼B16中，殘留沃斯田鐵體積率及回火麻田散鐵體積率較低，且TS×UEl較低。 而在使用了鋼A、C的試驗(試驗號碼B3及B15)中，由於在第1冷卻步驟中於650~500℃的溫度區中的平均冷卻速度過低，故在試驗號碼B3中，殘留沃斯田鐵體積率、回火麻田散鐵體積率及[Mn]γ /[Mn]ave 較低，且YR及TS×LEl較低。於試驗號碼B15中，殘留沃斯田鐵體積率及[Mn]γ /[Mn]ave 較低，且YR、TS×UEl及TS×LEl較低。 雖使用了具有本發明的範圍內之化學組成的鋼C，但在第2冷卻步驟中合金化處理溫度~300℃的溫度區中的平均冷卻速度(二次冷卻速度)過低的試驗號碼B10中，殘留沃斯田鐵體積率及殘留沃斯田鐵中的C量較低，且TS×UEl及TS×LEl較低。
在使用鋼B的試驗號碼B4中，因為鋼中的Si量較少，故殘留沃斯田鐵體積率及殘留沃斯田鐵中的C量較低，且YR、TS×UEl及TS×LEl較低。而在使用鋼D的試驗號碼B17中，因為鋼中的Mn量較少，故殘留沃斯田鐵體積率及[Mn]γ /[Mn]ave 較低，且YR及TS×LEl較低。
產業上之可利用性 如前所述，根據本發明，可製造並提供一種熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板，其均勻延展性及局部延展性優異，更甚者，降伏強度及拉伸強度高，且成形性及衝擊吸收性優異。藉由本發明所製造的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板，對構件或支柱等汽車車體的構造零件來說是最合適的，故本發明在產業上之可利用性高。
(無)
圖1是用以說明製造熔融鍍鋅鋼板之方法的圖。 圖2是用以說明製造合金化熔融鍍鋅鋼板之方法的圖。

Claims (13)

  1. 一種鍍敷鋼板，其特徵在於： 化學組成以質量%計含有 C：0.03%~0.70%、 Si：0.25%~2.50%、 Mn：1.00%~5.00%、 P：0.100%以下、 S：0.010%以下、 sol.Al：0.001%~2.500%、 N：0.020%以下 Ti：0%~0.300%、 Nb：0%~0.300%、 V：0%~0.300%、 Cr：0%~2.000%、 Mo：0%~2.000%、 B ：0%~0.0200%、 Cu：0%~2.000%、 Ni：0%~2.000%、 Ca：0%~0.0100%、 Mg：0%~0.0100%、 REM：0%~0.1000%、以及 Bi：0%~0.0500%，且 剩餘部分由鐵及雜質所構成； 金屬組織含有超過5.0體積%的殘留沃斯田鐵、超過5.0體積%的回火麻田散鐵；並且， 前述殘留沃斯田鐵中的C量為0.85質量%以上。
  2. 如請求項1的鍍敷鋼板，其中 前述金屬組織進一步含有超過2.0體積%的多邊形肥粒鐵；且 且前述殘留沃斯田鐵中的Mn量滿足下述式(1)； [Mn]γ /[Mn]ave ＞≧1.10…(1) [Mn]γ ：殘留沃斯田鐵中的Mn量(質量%) [Mn]ave ：鋼板的化學組成的Mn量(質量%)。
  3. 如請求項1或2的鍍敷鋼板，其中前述化學組成以質量%計進一步含有選自於由 Ti：0.001%~0.300%、 Nb：0.001%~0.300%、以及 V：0.001%~0.300%所構成的群組中的1種或2種以上。
  4. 如請求項1或2的鍍敷鋼板，其中前述化學組成以質量%計進一步含有選自於由 Cr：0.001%~2.000%、 Mo：0.001%~2.000%、以及 B：0.0001%~0.0200%所構成的群組中的1種或2種以上。
  5. 如請求項1或2的鍍敷鋼板，其中前述化學組成以質量%計進一步含有選自於由 Cu：0.001%~2.000%、以及 Ni：0.001%~2.000%所構成的群組中的1種或2種。
  6. 如請求項1或2的鍍敷鋼板，其中前述化學組成以質量%計進一步含有選自於由 Ca：0.0001%~0.0100%、 Mg：0.0001%~0.0100%、以及 REM：0.0001%~0.1000%所構成的群組中的1種或2種以上。
  7. 如請求項1或2的鍍敷鋼板，其中前述化學組成以質量%計進一步含有 Bi：0.0001%~0.0500%。
  8. 如請求項1或2的鍍敷鋼板，其中前述鍍敷鋼板是包含熔融鍍鋅層的熔融鍍鋅鋼板。
  9. 如請求項1或2的鍍敷鋼板，其中前述鍍敷鋼板是熔融鍍鋅層已被合金化的合金化熔融鍍鋅鋼板。
  10. 一種熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵在於具備下列步驟： 將胚料鋼板加熱至超過Ac1 點並進行退火之步驟，前述胚料鋼板，其化學組成以質量%計含有 C：0.03%~0.70%、 Si：0.25%~2.50%、 Mn：1.00%~5.00%、 P：0.100%以下、 S：0.010%以下、 sol.Al：0.001%~2.500%、 N：0.020%以下 Ti：0%~0.300%、 Nb：0%~0.300%、 V：0%~0.300%、 Cr：0%~2.000%、 Mo：0%~2.000%、 B：0%~0.0200%、 Cu：0%~2.000%、 Ni：0%~2.000%、 Ca：0%~0.0100%、 Mg：0%~0.0100%、 REM：0%~0.1000%、以及 Bi：0%~0.0500%，且 剩餘部分由鐵及雜質所構成； 第1冷卻之步驟，在前述進行退火之步驟後，於650℃~500℃的溫℃度區中以2℃/秒以上且低於100℃/秒之平均冷卻速度，冷卻至500℃以下； 熔融鍍鋅之步驟，在前述進行第1冷卻之步驟後，對在前述進行第1冷卻之步驟中經冷卻的胚料鋼板實施熔融鍍鋅； 第2冷卻之步驟，在前述實施熔融鍍鋅之步驟後，在從前述實施熔融鍍鋅之步驟中的鍍敷溫度到300℃為止的溫度區中以2℃/秒以上之平均冷卻速度，將經前述熔融鍍鋅過的胚料鋼板冷卻至300℃以下； 調質軋延之步驟，在前述進行第2冷卻之步驟後，對在前述進行第2冷卻之步驟中經冷卻過之胚料鋼板，進行0.10%以上拉伸率的調質軋延；以及 熱處理之步驟，在前述進行調質軋延之步驟後，將經前述調質軋延過的胚料鋼板加熱至200℃~600℃的溫度區，並在該溫度維持1秒以上。
  11. 如請求項10的熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中於前述退火之步驟中，將前述胚料鋼板加熱至超過Ac3 點並進行退火；且 在前述退火之步驟後，令從加熱溫度到(加熱溫度-50℃)為止的溫度區中以7℃/秒以下的平均冷卻速度，將前述經退火的胚料鋼板進行冷卻。
  12. 一種合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵在於具備下列步驟： 將胚料鋼板加熱至超過Ac1 點並進行退火之步驟，前述胚料鋼板，其化學組成以質量%計含有 C：0.03%~0.70%、 Si：0.25%~2.50%、 Mn：1.00%~5.00%、 P：0.100%以下、 S：0.010%以下、 sol.Al：0.001%~2.500%、 N：0.020%以下 Ti：0%~0.300%、 Nb：0%~0.300%、 V：0%~0.300%、 Cr：0%~2.000%、 Mo：0%~2.000%、 B：0%~0.0200%、 Cu：0%~2.000%、 Ni：0%~2.000%、 Ca：0%~0.0100%、 Mg：0%~0.0100%、 REM：0%~0.1000%、以及 Bi：0%~0.0500%，且 剩餘部分由鐵及雜質所構成； 第1冷卻之步驟，在前述進行退火之步驟後，於650℃~500℃的溫度區中以2℃/秒以上且低於100℃/秒之平均冷卻速度，冷卻至500℃以下； 熔融鍍鋅之步驟，在前述進行第1冷卻之步驟後，對在前述進行第1冷卻之步驟中經冷卻的胚料鋼板實施熔融鍍鋅； 合金化處理之步驟，在前述實施熔融鍍鋅之步驟後，對已經前述熔融鍍鋅的胚料鋼板在合金化處理溫度下進行合金化處理； 第2冷卻之步驟，在前述進行合金化處理之步驟後，在從前述合金化處理溫度到300℃為止的溫度區中以2℃/秒以上之平均冷卻速度，將經前述合金化處理的胚料鋼板冷卻至300℃以下； 調質軋延之步驟，在前述進行第2冷卻之步驟後，對在前述進行第2冷卻之步驟中經冷卻的胚料鋼板，進行0.10%以上拉伸率的調質軋延；以及 熱處理之步驟，在前述進行調質軋延之步驟後，將經前述調質軋延過的胚料鋼板加熱至200℃~600℃的溫度區，並在該溫度下維持1秒以上。
  13. 如請求項12的合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中於前述進行退火之步驟中，將前述胚料鋼板加熱至超過Ac3 點並進行退火；且 在前述進行退火之步驟後，令從加熱溫度到(加熱溫度-50℃)為止的溫度區中以7℃/秒以下之平均冷卻速度，將前述經退火的胚料鋼板進行冷卻。
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