TWI447262B

TWI447262B - 鍍鋅鋼板及其製造方法

Info

Publication number: TWI447262B
Application number: TW101136122A
Authority: TW
Inventors: Takayuki Nozaki; Manabu Takahashi; Nobuhiro Fujita; Masafumi Azuma; Chisato Wakabayashi
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2011-09-30
Filing date: 2012-09-28
Publication date: 2014-08-01
Also published as: CA2850045C; ES2712809T3; JPWO2013047836A1; WO2013047836A1; CN103827335A; JP5376090B2; BR112014007432A2; RU2014117661A; TW201323656A; CN103827335B; US9970092B2; MX2014003713A; KR20140076559A; KR101606658B1; ZA201402216B; EP2762590A1; EP2762590A4; CA2850045A1; EP2762590B1; BR112014007432B1

Description

鍍鋅鋼板及其製造方法

發明領域

本發明係有關於一種具有980MPa以上的抗拉強度(TS)且優於耐延遲破斷特性、鍍覆密著性、伸長及擴孔性的鍍鋅鋼板。本發明之鍍鋅鋼板尤其適於汽車用的結構用構件、補強用構件及懸吊用構件。而，本發明之鍍鋅鋼板(Zinc Coated Steel Sheet)可分類成熔融鍍鋅鋼板(Galvanized Steel Sheet)及合金化熔融鍍鋅鋼板(Galvannealed Steel Sheet)。

本申請係基於2011年9月30日已於日本提出申請之日本特願2011-217811號主張優先權並於此援用其內容。

發明背景

在汽車的衡梁或邊梁等構件中，有討論為因應近年燃料減低之動向應進展輕量化，而由即便使用比構件更薄的鋼板亦可確保汽車的強度及衝撞安全性之觀點看來，鋼板的高強度化確有所進展。但，材料的成形性會伴隨著強度上升而劣化，因此為了實現上述構件的輕量化，必須製造可滿足壓製成形性及高強度兩者之鋼板。

尤其，在於具有複雜形狀之汽車結構用構件或補強用構件成形鋼板時，鋼板要求須具優異的延性。在近年的汽車骨架構件中，主要是使用具有抗拉強度440MPa級或590MPa級之鋼板，為了進一步的構件輕量化，今後則期望開發具有抗拉強度980MPa以上之鋼板。

以980MPa級鋼板置換590MPa級鋼板時，對於980MPa級鋼板會要求與590MPa級鋼板之伸長同等的伸長。由此可知，具有980MPa以上的抗拉強度且伸長優異之鋼板的開發相當迫切。

就抗拉試驗之總伸長(El)優異的鋼板而言，存有複相組織鋼板，該複相組織鋼板在主相的軟質肥粒鐵中具有使作為第二相之殘留沃斯田鐵分散的顯微組織。在該複相組織鋼板中係藉由肥粒鐵確保延性並藉由殘留沃斯田鐵之麻田散鐵變態確保強度，該殘留沃斯田鐵在塑性加工時會進行麻田散鐵變態。在利用該變態之鋼當中有TRIP(TRansformation Induced Plasticity)鋼，且近年該TRIP鋼之用途逐漸擴大。

TRIP鋼與析出強化鋼或DP鋼(由肥粒鐵及麻田散鐵形成之鋼；Dual Phase Steel)相較之下，尤其具有優異的伸長，故為強烈期望擴大適用之鋼板。TRIP鋼具有雖優於強度及延性但一般而言擴孔性較低之特徵。

此外，今後為了使汽車車體之輕量化有所進展，必需將高強度鋼板之使用強度層級提高更勝於習知以上。例如，為了在懸吊零件等難成形性構件使用高強度鋼板，必須改善擴孔性等成形性。

此外，若考慮將980MPa以上之鋼板適用於汽車用構件，除了強度及加工性等特性以外，亦要求耐延遲破斷特性。延遲破斷係附加於鋼材之應力、或因氫脆性而生成並擴散到作為結構物作使用之鋼材的應力集中部之氫集成，使結構物破斷之現象。

具體上，作為延遲破斷之一例可舉例如PC鋼線(Prestressed Concrete Steel Wire)或螺栓等在使用狀況下承受高應力負荷之構件突然破斷之現象等。

眾知，延遲破斷與從環境侵入至鋼材之氫有密接關係。就從環境侵入至鋼材之氫而言，存有大氣中所含之氫及在腐蝕環境下產生之氫等各種種類的氫源。不論氫源為何，當氫侵入至鋼材中時皆可能成為誘發延遲破斷之原因。

由此，就鋼材之使用環境而言，以不存在氫之環境為宜，但若考慮到對結構物或汽車的適用，因鋼材係在屋外作使用，故無法避免氫之侵入。

就作用於作為結構物使用之鋼材的應力而言，可舉如負荷於結構物之應力以及成形時所生成之應力的一部分殘留於鋼材內部之殘留應力。尤其在汽車用薄鋼板等成形後作為構件使用之鋼材中，與幾乎不會賦予變形便將製成品直接使用之厚板及條鋼(例如螺栓)相較下，殘留應力為一大問題。因此，在成形以延遲破斷為問題之鋼板的情況下，宜以不會殘存殘留應力的方式來成形鋼板。

例如，專利文獻1中有揭示一種將鋼板高溫加熱並於加工後使用模具進行淬火而高強度化之金屬板的熱壓製成形方法。在該方法中，因是在高溫下加工鋼板，故成為殘留應力原因且於加工時導入之差排可恢復，又或可於加工後產生變態而使殘留應力緩和。所以，不太會於成形品殘存殘留應力。藉由以該方法強化鋼板，可提升鋼板的延遲破斷特性。然而，在該方法下，壓製前須進行加熱，因此與冷成形相較下能量成本及設備成本較高。又，因從600℃以上的高溫直接淬火成形品，所以鋼板特性(例如鍍覆鋼板中之鍍覆性狀)容易起變化而難以控制強度及延遲破斷特性以外的特性。

又，在切割及打孔等機械加工中，由於在切截面存在有殘留應力，故而有引發延遲破斷之疑慮。因此，在具有抗拉強度980MPa以上之高強度鋼板的加工時，使用無伴隨直接機械加工之雷射等的方法切割鋼板，藉以避免殘留應力之產生。但，與剪切切割及打孔加工相較下，雷射切割成本較高。

所以，訴求不在於成形方法而在因應所需之特性，藉由材料開發來確保鋼板的耐延遲破斷特性。

在棒鋼或條鋼以及厚鋼板的製成品領域中，業已開發可使耐氫脆化特性提升且避免延遲破斷的材料。例如，非專利文獻1中有揭示一種高強度螺栓，其可將Cr、Mo、V等顯示回火軟化抗性之元素的微細析出物整合析出至麻田散鐵中且具高耐氫脆化特性。在該高強度螺栓中係從高溫之沃斯田鐵單相淬火鋼材而獲得麻田散鐵單相之顯微組織後，藉由回火處理將上述微細析出物整合析出至麻田散鐵中。

在該高強度螺栓中係利用在已整合析出至麻田散鐵中之VC等微細析出物的周圍捕獲已侵入至鋼材中之氫，而抑制已侵入至鋼材中之氫擴散或集中到應力集中之成為延遲破斷起點的部位。自習知便活用上述鋼材中之微細析出物來進展開發高強度且耐延遲破斷特性優異的鋼材。

為了將VC等之析出物活用作為氫的捕獲處進而提升耐延遲破斷特性，必須使該等析出物整合析出至麻田散鐵組織中。

但，該等析出物之析出需要數鐘頭以上的析出熱處理，在製造性方面存有問題。即，在使用連續退火設備或連續熔融鍍鋅設備等一般薄鋼板製造設備進行製造之鋼板中，至多係在數十分鐘之短時間內進行組織控制，因此在製造薄鋼板的情況下難以藉由該等析出物來提升耐延遲破斷特性。

又，在活用以熱軋延步驟析出之析出物的情況下，即便在熱軋步驟中有析出上述析出物，亦會因其後之冷軋延及連續退火時的再結晶喪失析出物及母相(肥粒鐵及麻田散鐵)之間的方位關係。即，此時，析出物會變成非整合析出物。此結果會使製得之鋼板的耐延遲破斷特性大幅下降。

通常，有延遲破斷產生疑慮的高強度鋼板具有以麻田散鐵為主體之顯微組織。麻田散鐵雖可在低溫的溫度區形成，但在該溫度區下則無法析出以VC為首之成為氫捕獲處的析出物。

其結果，在使VC等之整合析出物析出至薄鋼板中來提升耐延遲破斷特性的情況下，以連續退火設備或連續熔融鍍鋅設備製入鋼材的顯微組織後，必須施以附加的熱處理使該等析出物析出。此會造成大幅的製造成本之增加。

此外一旦對以麻田散鐵為主體之顯微組織施以上述附加的熱處理，麻田散鐵會大幅軟化。其結果，為了使高強度薄鋼板之耐延遲破斷特性提升，將難以活用VC等之整合析出物。

而，非專利文獻1記載之鋼係C量0.4%以上且含有多數合金元素之鋼，因此在薄鋼板所要求之加工性及熔接性劣等。

專利文獻2有揭示一種藉由以Ti、Mg為主體之氧化物來減低氫性缺陷的厚鋼板。但，在專利文獻2所揭示之厚鋼板中，僅只是減低製造時因被捕獲於鋼中之氫而生成的氫性缺陷，毫無慮及耐氫脆性(耐延遲破斷特性)。此外，亦毫無考慮到兼顧薄鋼板所要求之高成形性及耐氫脆性。

習知在薄鋼板中因下述兩點在氫脆性方面的問題較小：(1)因板厚較薄，故即便氫侵入至薄鋼板中亦可在短時間內釋出至外部；及(2)由於迄今皆優先加工性，因而幾乎未曾利用900MPa以上的抗拉強度之鋼板。但，在將高強度鋼板作為被加工材適用之需求急速提高一點看來，則勢必得開發耐氫脆性優異的高強度鋼板。

如上述，迄今使耐氫脆性提升之技術大多是針對螺栓或條鋼以及厚板等鋼材而開發。該等鋼材幾乎未施以成形且多在耐力或降伏應力以下作使用。所以，在習知技術中，皆未顧慮到針對切割及構件成形(壓製成形)等汽車構件所需的加工性及加工後之耐氫脆性。

成形後之構件會於構件內部殘留稱作殘留應力之應力。殘留應力雖為局域性存在，但其值有時會高到超過素材的降伏應力。因此，針對薄鋼板則要求不會在高的殘留應力下生成氫脆化。

有關薄鋼板之氫脆性，例如在非專利文獻2中有報告因殘留沃斯田鐵之加工誘導性變態而助長氫脆性一現象。在該非專利文獻2中雖有考慮薄鋼板之成形，但為了不使耐氫脆性劣化，抑制沃斯田鐵中之C的濃化使殘留沃斯田鐵之量大幅下降。

此外在非專利文獻2記載之技術中，高強度薄鋼板之顯微組織被限制在極度狹隘的範圍內，且僅評估在較短期間內產生的氫脆性，因此難以根本地解決作為汽車用構件實際使用時的氫脆性。另外在該非專利文獻2記載之技術中，無法積極地活用殘留沃斯田鐵，鋼板之用途備受限定。

如上述，在含有多量容易引發氫脆性之殘留沃斯田鐵的情況下，製作同時滿足高耐蝕性、高抗拉強度、優異的耐延遲破斷特性及高延性之鋼板極度困難。

先前技術文獻專利文獻

專利文獻1：日本國特開2002-18531號公報

專利文獻2：日本國特開平11-293383號公報

非專利文獻

非專利文獻1：延遲破斷解明的新展開、日本鐵鋼協會、1997年1月發行

非專利文獻2：CAMP-ISIJ、vol.5、No.6、1839~1842頁、山崎等、1992年10月、日本鐵鋼協會發行

發明概要

本發明目的在於提供一種抗拉強度(TS)980MPa以上且耐延遲破斷特性、鍍覆密著性、伸長及擴孔性優異的鍍鋅鋼板(含熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板)。

本發明人等經由精闢檢討的結果發現，作為不影響鋼材材質且可使耐延遲破斷特性提升之手段若施加可提升耐延遲破斷特性之鍍覆，即可提升鋼材的耐延遲破斷特性。

具體上係發現使含有選自於Si、Mn及Al之1種以上化學元素的氧化物分散至鍍層中，並以鍍層內之氧化物捕獲從環境侵入之氫，可延遲氫對應力集中部之擴散及因此所造成的延遲破斷。

又發現，為了兼顧980MPa以上的抗拉強度(TS)及優異的成形性，最大限度地活用強化元素Si並於顯微組織中形成體積率30%以上的回火麻田散鐵及體積率8%以上的殘留沃斯田鐵相當重要。

即，在本發明中可提供一種抗拉強度(TS)980MPa以上且耐延遲破斷特性、鍍覆密著性、伸長及擴孔性優異的鍍鋅鋼板，其主旨如下。

(1)本發明一態樣之鍍鋅鋼板，具備鋼板及前述鋼板表面上的鍍層；前述鋼板具有下述鋼化學組成：以質量%計含有C：0.05~0.40%、Si：0.5~3.0%、及Mn：1.5~3.0%，並限制P：0.04%以下、S：0.01%以下、N：0.01%以下、Al：2.0%以下、及O：0.01%以下，且殘留部分係由鐵及無法避免的雜質所構成；並具有顯微組織，該顯微組織含有肥粒鐵、變韌鐵、體積分率為30%以上的回火麻田散鐵及體積分率為8%以上的沃斯田鐵，且將波來鐵的體積分率限制在10%以下，並且前述回火麻田散鐵與前述變韌鐵之合計體積分率在40%以上；又，具有相對於該顯微組織之單位面積超過35μm之粒徑的晶粒所占之面積比率在10%以下；且具有980MPa以上的抗拉強度；前述鍍層中之鍍覆金屬具有將Fe量限制在15質量%以下且將Al量限制在2質量%以下，且殘留部分係由Zn及無法避免的雜質所構成之鍍覆化學組成，並且前述鍍層含有包含選自於Si、Mn及Al之1種以上化學元素的氧化物；而當在包含前述鋼板與前述鍍層之板厚方向截面觀察下，投影面積率在10%以上，該投影面積率係將前述氧化物投影至前述鍍覆層與前述鋼板之界面的長度除以前述鍍層與前述鋼板之界面長度而得者；且前述鍍層相對於前述鋼板的被覆率在99%以上。

(2)在上述(1)記載之鍍鋅鋼板中，前述鋼化學組成以質量%計，更可含有選自於下述元素之1種以上的元素：Mo：0.01~1.0%、Cr：0.05~1.0%、Ni：0.05~1.0%、 Cu：0.05~1.0%、Nb：0.005~0.3%、Ti：0.005~0.3%、V：0.005~0.5%、B：0.0001~0.01%、及選自於Ca、Mg及REM之1種以上的元素之合計：0.0005~0.04%。

(3)在上述(1)或(2)記載之鍍鋅鋼板中，前述鍍層亦可為熔融鍍鋅層。

(4)在上述(1)或(2)記載之鍍鋅鋼板中，前述鍍層亦可為合金化熔融鍍鋅層。

(5)在上述(1)~(3)中任一項記載之鍍鋅鋼板中，亦可將前述鍍覆化學組成之Fe量限制在低於7質量%。

(6)在上述(1)~(4)中任一項記載之鍍鋅鋼板中，前述鍍覆化學組成亦可含有7~15質量%之Fe。

(7)在上述(1)~(6)中任一項記載之鍍鋅鋼板中，前述鍍覆化學組成亦可含有超過0%且在2質量%以下之Al。

(8)本發明一態樣之鍍鋅鋼板之製造方法，含有下述步驟：第1步驟，鑄造具有下述鋼化學組成之鋼：以質量%計含有C：0.05~0.40%、Si：0.5~3.0%、及Mn：1.5~3.0%；並限制P：0.04%以下、S：0.01%以下、N：0.01%以下、Al：2.0%以下、及O：0.01%以下，且殘留部分係由鐵及無法避免的雜質所構成；第2步驟，將前述鋼直接或暫時冷卻後進行加熱；第3步驟，以在Ar₃ 變態點以上使熱軋延完畢的方式將前述鋼熱軋延；第4步驟，在300~700℃下捲取前述鋼；第5步驟，酸洗前述鋼；第6步驟，使用具有輥徑1400mm以下之工作輥的冷軋延機，以30%以上且低於 100%的累積軋縮率將前述鋼冷軋延；第7步驟，加熱前述鋼並在550~750℃下使前述鋼滯留20秒以上；第8步驟，在750~900℃下將前述鋼退火；第9步驟，以0.1~30℃/秒之第一平均冷卻速度，將前述鋼冷卻至500℃以上且低於750℃之溫度區的中間冷卻溫度為止，並以前述第一平均冷卻速度以上的第二平均冷卻速度，將前述鋼自該中間冷卻溫度冷卻至100℃以上且低於350℃的冷卻停止溫度為止；第10步驟，將前述鋼之溫度控制在較鍍浴溫度低40℃之溫度以上且較前述鍍浴溫度高40℃之溫度以下的溫度範圍內；第11步驟，將前述鋼浸漬於以流速10~50m/min流動之熔融鍍鋅浴中，對前述鋼施加鍍鋅；及第12步驟，將前述鋼冷卻至低於100℃之溫度為止；其中前述第二平均冷卻速度為1~100℃/秒；且在前述第9步驟以後的步驟中，前述鋼處於溫度350~500℃之溫度範圍的時間在20秒以上。

(9)在上述(8)記載之鍍鋅鋼板之製造方法中，前述鋼化學組成以質量%計，更可含有選自於下述元素之1種以上的元素：Mo：0.01~1.0%、Cr：0.05~1.0%、Ni：0.05~1.0%、Cu：0.05~1.0%、Nb：0.005~0.3%、Ti：0.005~0.3%、V：0.005~0.5%、B：0.0001~0.01%、及選自於Ca、Mg及REM之1種以上的元素之合計：0.0005~0.04%。

(10)在上述(8)或(9)記載之鍍鋅鋼板之製造方法中，在前述第9步驟中，當前述第一平均冷卻速度等於前述第二平均冷卻速度時，前述第一平均冷卻速度亦可為超過10℃/秒且在30℃/秒以下。

(11)在上述(8)~(10)中任一項記載之鍍鋅鋼板之製造方法中，其在前述第10步驟以後，更可具有將前述鋼再加熱並保持在350~500℃之溫度範圍的步驟。

(12)在上述(8)~(11)中任一項記載之鍍鋅鋼板之製造方法中，其在前述第12步驟以後，更可具有將前述鋼加熱至460~600℃施加合金化處理的步驟。

依據本發明之上述實施態樣，可低價提供一種適用於汽車用結構用構件、補強用構件及懸吊用構件之具980MPa以上的抗拉強度且耐延遲破斷特性、鍍覆密著性、伸長及擴孔性優異的鍍鋅鋼板(含熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板)。

圖式簡單說明

圖1係示意地顯示本發明一實施形態之鍍鋅鋼板中之鍍層中氧化物的投影面積率之計算方法。

圖2係顯示本實施形態之鍍鋅鋼板(合金化熔融鍍鋅鋼板)截面中，氧化物分散在鍍層中之圖。

圖3係本實施形態之鍍鋅鋼板的概略縱截面圖。

圖4A係顯示本發明一實施形態之鍍鋅鋼板之製造方法一例的流程圖。

圖4B係顯示本發明一實施形態之鍍鋅鋼板之製造方法一例的流程圖(續接圖4A)。

用以實施發明之形態

本發明人等為解決上述課題而進行精闢檢討的結果發現，若使含有Si、Mn及Al之至少1種的氧化物分散至鍍層中，即可將氧化物活用作為氫的捕獲處而提升鋼板(鍍鋅鋼板)之耐延遲破斷特性。又，本發明人等亦發現若在用以退火之加熱中將鋼板保持在550~750℃溫度下，於鋼板表層形成含有Si、Mn及Al之至少1種的氧化物，則藉由其後之鍍覆或者鍍覆及合金化處理即可製得具有已有上述氧化物分散之鍍層的鍍鋅鋼板。

此外，本發明人等發現若利用鋼板表面之氧化物，便容易控制氧化物之尺寸及個數密度等氧化物形態。作為使氧化物分散至鍍層中之方法雖有將含氧化物之熔融鋅(熔融金屬)鍍覆至鋼板之方法，但從以下理由可知該方法難行。

例如，即便使氧化物分散至熔融鋅中，氧化物會藉由凡得瓦力形成叢集而成長為大小達數~數百μm之巨大的氧化物。其結果，該巨大的氧化物會成為鍍覆不全或傷痕之原因，因此不宜使氧化物分散至鍍浴內。此外，為了提高鍍覆密著性，一般會在鍍覆前除去鋼板表面之氧化物以獲得潔淨的表面，因此通常無法意圖地對鍍覆前之鋼板形成氧化物。

通常，在熔融鍍鋅浴中會漂浮著稱為浮渣之Zn或Al的氧化膜而成為鍍覆不全或合金化延遲之原因。本發明人等發現在鋼板表面存在有氧化物的情況下，將鋼板浸漬至浴中時容易附著浮渣而易於產生鍍覆不全。

此外，本發明人等亦發現已附著於鋼板之浮渣不僅會引起鍍覆不全還會延遲合金化之問題點。該問題點在含有多量Si或Mn之鋼板中更為顯著。詳細的機制雖不明確，但有可能是生成於鋼板表面之Si或Mn的氧化物與氧化物之浮渣起反應或相互作用而助長了鍍覆不全或合金化延遲。

本發明人等亦發現若在熔融鍍鋅浴中使熔融金屬流動，即可抑制上述氧化物間之反應或相互作用而抑制鍍覆不全。

以下將詳細說明本發明一實施形態之鍍鋅鋼板。

如圖3顯示，本實施形態之鍍鋅鋼板1(以下記載為鍍覆鋼板1)具備鋼板2及鋼板2表面上的鍍層3。而，鍍覆鋼板1更可在鍍層3表面具備有機層或無機層等各種被覆層。當鍍覆鋼板1未形成上述被膜層時，鍍覆鋼板1係由鋼板2及鋼板2表面上的鍍層3所構成。又，鍍層3係藉由熔融金屬之凝固所形成，可為未施加合金化處理之熔融鍍鋅層(Galvanized Layer)，亦可為已施加合金化處理之合金化熔融鍍鋅層(Galannealed Layer)。

首先說明鍍層3。

鍍層3含有含選自於Si、Mn及Al之1種以上化學元素的氧化物3a。最重要係使上述氧化物3a分散至鍍層3中。尤其，若使上述氧化物3a分散至與鋼板2及鍍層3之界面距離5μm以內之鍍層3區域，則氫的捕獲效果即為顯著。

詳細機制雖不明確，但可能是因為氧化物3a含有多數的缺陷，因此鍍層3中之氧化物3a可捕獲從鍍覆鋼板1 表面侵入之氫(例如，藉由腐蝕反應生成之氫或大氣中之氫)而延遲氫至鋼板2之侵入，結果進而提升耐延遲破斷特性。

此外，從在濕潤環境及乾燥環境重複之環境(濕潤-乾燥環境)下使用汽車用鋼板一點看來，在濕潤環境下被鍍層3中之氧化物3a(即鋼板2上方的氧化物3a)捕獲的氫會在乾燥環境下釋出至大氣中。所以，可在使用汽車的實際環境下持續地利用上述氧化物所致之氫之捕獲效果，而上述鍍覆鋼板1即可針對耐延遲破斷特性發揮較高的效果。

此效果在使含選自於Si、Mn及Al之1種以上化學元素的氧化物3a分散至鍍層3中的情況下即為顯著。尤其，與鋅相較之下，Si氧化物、Mn氧化物、Al氧化物及選自於Si、Mn、Al之2種以上化學元素的複合氧化物熔點較高，可作為氫捕獲效果高的氧化物輕易地分散至鍍層3中。

鍍層3中之氧化物3a係以單獨或複合含有Si、Mn及Al之氧化物(以下有時僅記載為氧化物3a)。惟，氧化物3a中亦可含有製造上混入之無法避免的雜質(例如含有源自於鍍浴之Zn或Al等之無法避免的氧化物，或含有源自於鋼板2之化學組成的化學元素(Si、Mn及Al除外)之無法避免的氧化物)。

所以，例如亦可為氧化物3a以單獨或複合(即至少1種)含有Si、Mn及Al，且殘留部分由O(氧)及無法避免的雜質所構成。

在此，作為以單獨或複合含有Si、Mn及Al之氧化物3a，可舉如SiO₂ 、MnO、Al₂ O₃ 及Mn₂ SiO₄ 等，且氧化物3a以含有SiO₂ 或Mn₂ SiO₄ 為宜。

在氧化物3a已投影至鋼板2表面當中氧化物3a的投影面積率在10%以上。該投影面積率係在從鍍覆鋼板1表面更上方觀察鋼板2的情況下，氧化物3a於鋼板2表面形成陰影之外觀上的被覆率。氧化物3a的投影面積率愈大，愈可在鍍層3中捕獲更多從鍍覆鋼板1表面侵入之氫。所以，氧化物3a理想係盡可能多數地存在於鍍層3內且平行於鋼板2表面的面內。爰此，將投影面積率設在10%以上。該投影面積率理想在15%以上，更理想在20%以上。而，該投影面積率的上限並無特別限制，可為100%，而為了更提高鍍覆密著性及合金化速度，亦可將投影面積率設在90%以下或80%以下。

而，只要投影面積率在10%以上，氧化物3a之形態即無特別限制。例如，氧化物3a之形態可為膜狀、粒狀或細線狀其中一種。膜狀氧化物可提高氧化物3a每一體積的投影面積率。所以，相對於氧化物3a整體之膜狀氧化物的比率愈多，愈可增加投影面積率。所以，氧化物3a之形態以膜狀為宜。

氧化物3a的投影面積率可藉由觀察鍍覆鋼板1之截面(包含鋼板2與鍍層3之板厚方向截面)而輕易地測定。例如如圖1顯示，在相對於鍍層3與鋼板2之界面(近似直線之界面)垂直投影氧化物3a的情況下，可以已投影氧化物3a(影)的投影長度(例如圖1之長度(L-l₁ -l₂ -l₃ ))相對於鍍層3與鋼板2間之界面長度(例如圖1之長度L)的比率來評估投影面積率 A(%)。即，若將圖1之例一般化，令未投影氧化物3a的部分(非投影部)存在n個(n為自然數)之情況下，其第i項(i為1以上且n以下之自然數)之非投影部的長度假定為l_i ，則投影面積率A可利用已測定之上述界面長度L，藉由下述式1表現。

在本實施形態中，將該長度比率以1萬倍倍率測定5視野，並將其平均值定義為投影面積率。

氧化物3a之化學組成及面積率可藉由觀察鍍覆鋼板1之截面組織而評估。例如，可舉如藉由聚焦離子束加工裝置(FIB加工裝置)，以包含鍍層3(鍍覆鋼板1之板厚方向截面)的方式將鍍覆鋼板1加工成薄片後，針對該薄片表面進行利用場發射型穿透型電子顯微鏡(FE-TEM)之觀察及利用能量分散型X射線檢測器(EDX)之組成分析的方法。

例如，在圖2中，藉由FIB製作出觀察用試料後，以FE-TEM在5萬倍下觀察氧化物3a。此外，以EDX分析該氧化物3a，藉此可鑑定氧化物3a。

鍍層3包含鍍覆金屬3b，該鍍覆金屬3b具有將Fe量限制在15質量%以下並將Al量限制在2質量%以下，且殘留部分由Zn及無法避免的雜質所構成之化學組成(鍍覆化學組成)。鍍覆金屬3b中之Fe量一旦超過15質量%，即會損害鍍覆鋼板1中之鍍層3的密著性，而造成成形時鍍層3破斷或脫落。該已破斷或脫落之鍍層3一旦附著於模具，便會成為成形時損傷之原因。同樣地，鍍覆金屬3b中之Al量一旦超過2質量%，便會形成一層厚厚的Fe-Al-Zn系障壁層，而損害鍍層3的密著性。此時，亦會產生難以控制合金化處理後之Fe量的問題。

又，鍍層3若為合金化熔融鍍鋅層，因鍍層3中有攝取鋼板2中之Fe，因此可提高點熔接性及塗裝性。尤其，合金化處理後之鍍層3的鍍覆金屬3b中之Fe量若在7質量%以上，即可充分地提高點熔接性。所以，在進行合金化處理的情況下，宜將鍍覆金屬3b中之Fe量設在7~15質量%。此外，在進行合金化處理的情況下，為了藉由合金化速度之控制更柔性地控制鍍覆金屬3b中之Fe量，例如亦可將Al量設在0.05質量%以上。

而，即便鍍覆金屬3b中之Fe量低於7質量%，鍍覆鋼板1之耐蝕性、成形性及擴孔性依舊良好。又，當鍍覆金屬3b含有Fe時，令Fe量超過0質量%且在15質量%以下即可，而當鍍覆金屬3b含有Al時，令Al量超過0質量%且在2質量%以下即可。而，鍍覆金屬3b中之Zn量例如在80質量%以上且在100%以下。

在此，就鍍層3中之鍍覆金屬3b之上述無法避免的雜質而言，可舉例如在製造上混入之無法避免的雜質(例如源自於鍍浴中之無法避免的雜質或鋼板2之化學組成的化學元素(Fe、Al及Zn除外)，或者因應需求之預鍍中的化學元素(Ni、Cu及Co))。所以，鍍覆金屬3b除Zn以外，亦可含有Fe及Al之至少1種化學元素作為選擇元素或無法避免的雜質，且可含有Mg、Mn、Si、Cr、Ni及Cu等化學元素作為無法避免的雜質。

就鋼板2表面每單位面積(1m² )之鍍層3之量(鍍覆量)並無特別限制，若從較可提高耐蝕性之觀點看來則以每面之鍍覆量在5g/m² 以上為宜。又，從較可提高鍍覆密著性之觀點看來，以每面鍍覆量在100g/m² 以下為宜。而，在進一步改善塗裝性及熔接性等特性之目的下，鍍層3表面上亦可具有各種處理被膜(例如，電鍍等所致之上層鍍層、鉻酸鹽處理所致之鉻酸鹽被膜、磷酸鹽處理所致之磷酸鹽被膜、潤滑被膜、及使熔接性提升之被膜)等。

又，為了確保作為結構物使用時的耐蝕性及耐氫脆性，需在鍍層3中限制及於鋼板2之缺陷(鍍覆不全)。具體上當使用立體顯微鏡在100倍的倍率下於鍍覆鋼板1表面(惟，自板寬中心位置起朝向兩邊緣板寬3/8的區域)觀察3視野以上時，鍍層3相對於鋼板2的被覆率(鍍覆鋼板1之最表面為鍍層3之面積相對於鍍覆鋼板1表面積的比率)在99%以上。即，將鍍覆鋼板1之最表面為鋼板2相對於鍍覆鋼板1之最表面的面積比率(缺陷率)限制為低於1.0%即可。被覆率100%為宜(即，缺陷率0%為宜)。當被覆率在99%以上且低於100%時，例如在適用於零件時將缺陷部分予以修整即可。

為了測定鍍層3中之Fe量及Al量，以酸溶解鍍層3除去未溶解的氧化物等以後，將所得之溶解液進行化學分析即可。有關合金化熔融鍍鋅鋼板，例如可將切割成 30mm×40mm尺寸之鍍覆鋼板1浸漬於有添加抑制劑之5%HCl水溶液中，抑制鋼板2中之化學元素的溶出同時僅溶解鍍層3而獲得溶解液。從所得之溶解液除去未溶解的氧化物等以後，從將該溶解液進行ICP發光分析而得之信號強度及從濃度既知之溶液作成的檢測線，定量Fe量及Al量即可。

又，此時考慮各試料間之測定參差，將相對於從相同合金化熔融鍍鋅鋼板所切出之至少3試料的測定值加以平均即可。

接下來，就鋼板2之化學組成加以說明。而，鋼板2之化學組成中符號%表示質量%。

(C：0.05~0.40%)

C係使鋼板2之強度上升的元素。C量低於0.05%時將難以兼顧980MPa以上的抗拉強度及加工性。又，C量一旦超過0.40%，顯微組織中之麻田散鐵及雪明碳鐵之量即會變多而無法獲得充分的伸長及擴孔性。此外，此時將難以確保點熔接性。因此，令C量為0.05~0.40%。為了較可提高鋼板2之強度，令C量在0.08%以上為佳，且以0.10%以上或0.12%以上較佳。又，為了較可提高鋼板2之點熔接性，令C量在0.38%以下為佳，且以0.35%以下或0.32%以下較佳。

(Si：0.5~3.0%)

Si係用以改善耐氫脆性的重要元素。Si量低於0.5%時，鍍層3中之氧化物3a之量將不夠充分而無法提升耐延遲破斷特性。所以，令Si量之下限為0.5%。Si量一旦超過3.0%，會因過剩的肥粒鐵生成而無法控制顯微組織或使加工性下降。所以，令Si量為0.5~3.0%。又，Si係使鋼板2之強度上升的元素。所以，為了較可提高鋼板2之強度，令Si量在0.6%以上為佳，且以0.7%以上或0.8%以上較佳。又，為了較可提高鋼板2之加工性，令Si量在2.8%以下為佳，且以2.5%以下或2.2%以下較佳。

(Mn：1.5~3.0%)

Mn係形成氧化物之元素且使鋼板2之強度上升之元素。Mn量低於1.5%時，將難以獲得980MPa以上的抗拉強度。Mn量一多，便會助長Mn與P及S之共偏析而使加工性下降。所以，令Mn量之上限為3.0%。為了較可提高鋼板2之強度，令Mn量在1.6%以上為佳，且以1.8%以上或2.0%以上較佳。又，為了較可提高鋼板之加工性，令Mn量在2.8%以下為佳，且以2.7%以下或2.6%以下較佳。

又，就鋼板2之化學組成限制以下化學元素(O、P、S、Al及N)之量。而，該等5種化學元素之量之下限皆為0%且不設限。所以，僅限制該等5種化學元素之上限。

(O：0~0.01%)

O會在鋼中形成氧化物使伸長、彎曲性及擴孔性劣化，因此必須抑制鋼中之O量。尤其，氧化物多作為夾雜物存在，因此若存在於打孔端面或切截面，便會在端面形成缺口狀之傷痕或粗大的凹坑。該傷痕或凹坑在擴孔時及重加工時招致應力集中而成為龜裂形成之起點，使擴孔性或彎曲性大幅下降。

O量一旦超過0.01%，上述傾向會變顯著，因此令O量之上限為0.01%。O量之下限並無特別限制，惟一旦將O量設為低於0.0001%，成本便會過度增加，因此亦可令O量之下限為0.0001%。為了更提高鋼板2之加工性，將O量限制在0.008%以下為佳，且限制在0.006%以下或在0.005%以下較佳。

(P：0~0.04%)

P係偏析於鋼板之板厚中央部並使熔接部脆化之元素。P量一旦超過0.04%，熔接部之脆化會變顯著，因此令P量之上限為0.04%。P量之下限並無特別限定，惟P量一旦低於0.0001%，成本便會增加，因此令P量在0.0001%以上為佳。為了更提高鋼板2之熔接性，將P量限制在0.035%以下為佳，且限制在0.03%以下或在0.02%以下較佳。

(S：0~0.01%)

S係對熔接性及鑄造時及熱軋時之鋼板2的製造性波及不良影響之元素。因此將S量之上限設為0.01%。S量之下限並無特別限定，惟若將S量設為低於0.0001%，成本便會增加，因此令S量在0.0001%以上為佳。又，S會與Mn結合形成粗大的MnS而使彎曲性及擴孔性劣化，因此必須盡可能減少S量。為了更提高鋼板2之加工性，將S量限制在0.008%以下為佳，且限制在0.005%以下或在0.004%以下較佳。

(Al：0~2.0%)

Al係可作為氧化物活用於提升耐延遲破斷特性的元素。又，Al亦是可作為脫氧材料活用之元素。但，一旦於鋼中過剩地添加Al，Al系的粗大夾雜物之個數便會增大而成為擴孔性劣化及表面傷痕的原因，因此令Al量之上限為2.0%。Al量之下限並無特別限定，惟將Al量設在0.0005%以下則有其困難，故亦可令Al量之下限為0.0005%。Al量在1.8%以下為佳，且在1.5%以下或在1.2%以下較佳。

(N：0~0.01%)

N係形成粗大的氮化物，使彎曲性及擴孔性劣化之元素。故而，必須抑制鋼中之N量。N量一旦超過0.01%，上述傾向即變顯著，因此令N量之上限為0.01%。此外，N在熔接時會使氣孔產生，故以少量為佳。N量之下限並無特別限定，惟一旦將N量設為低於0.0005%，製造成本便會大幅增加，故亦可令N量之下限為0.0005%。為了更提高鋼板2之熔接性，令N量在0.008%以下為佳，且在0.005%以下或在0.004%以下較佳。

在此，Al及Si皆是抑制雪明碳鐵生成的元素。故而，若控制Al與Si之合計量，便有利於後述顯微組織的控制。該等合計量若在0.5%以上，可較輕易地抑制雪明碳鐵之生成。所以，令Al與Si之合計量在0.5%以上為佳，且在0.6%以上或在0.8%以上較佳。

以上的化學元素係本實施形態中鋼板2的基本成分(基本元素)，已控制(含有或限制)該基本元素且殘留部分由鐵(Fe)及無法避免的雜質所構成之化學組成係本實施形態中鋼板2的基本組成。然而，於該基本成分，在本實施形態中更可因應需求再加上使鋼板2含有以下的化學元素(選擇元素)，來取代殘留部分中Fe的一部分。而，即便該等選擇元素無法避免地(例如，低於各選擇元素量之理想下限的量)混入至鋼板2中，亦不會損害本實施形態之效果。

即，鋼板2作為選擇元素或無法避免的雜質亦可含有Mo、Cr、Ni、Cu、Nb、Ti、V、B、Ca、Mg及REM中任1種以上元素。而，因該等化學元素無須非得添加至鋼板2中，故該等11種化學元素之下限皆為0%且不設限。所以，僅限制該等11種化學元素之上限。

(Mo：0~1.0%)

Mo係強化元素，同時為淬火性提升的重要元素。於鋼中添加Mo時，在Mo量低於0.01%下將無法獲得添加可致之效果，故亦可令Mo量之下限為0.01%。Mo量一旦超過1.0%，製造時及熱軋時之鋼板2的製造性會下降，因此令Mo量之上限為1.0%。從鋼板2之製造性及成本的觀點看來，Mo量之上限以0.8%為佳，且以0.5%或0.3%較佳。

(Cr：0~1.0%)

Cr係強化元素，同時為淬火性提升的重要元素。於鋼中添加Cr時，在Cr量低於0.05%下將無法獲得添加可致之效果，故亦可令Cr量之下限為0.05%。Cr量一旦超過1.0%，製造時及熱軋時之鋼板2的製造性會下降，故令Cr量之上限為1.0%。從鋼板2之製造性及成本的觀點看來，Cr量之上限以0.9%為佳，且以0.8%或0.5%較佳。

(Ni：0~1.0%)

Ni係強化元素，同時為淬火性提升的重要元素。於鋼中添加Ni時，在Ni量低於0.05%下將無法獲得添加可致之效果，故亦可令Ni量之下限為0.05%。Ni量一旦超過1.0%，製造時及熱軋時之鋼板2的製造性會下降，故令Ni量之上限為1.0%。此外，Ni可提升鋼板2之濕潤性或促進合金化反應。所以，亦可令Ni量在0.2%以上。

另一方面，Ni係相較於Fe更難氧化的元素。所以，為了防止Fe氧化，柔性地控制鍍層3中之氧化物3a的尺寸及量以及適切地控制鍍覆性，亦可進一步限制Ni量之上限。例如，Ni量之上限亦可為0.9%。

(Cu：0~1.0%)

Cu係強化元素，同時為淬火性提升的重要元素。於鋼中添加Cu時，在Cu量低於0.05%下將無法獲得添加可致之效果，故亦可令Cu量之下限為0.05%。Cu量一旦超過1.0%，製造時及熱軋時之鋼板2的製造性會下降，故令Cu量之上限為1.0%。此外，Cu可提升鋼板2之濕潤性或促進合金化反應。所以，亦可令Cu量在0.2%以上。與Ni同樣地Cu係相較於Fe更難氧化的元素。所以，Cu量之上限亦可為0.9%。

(B：0~0.01%)

B係有助於粒界強化及鋼板2之強度提升的元素。於鋼中添加B時，在B量低於0.0001%下將無法獲得添加可致之效果，故亦可令B量之下限為0.0001%。另一方面，B量一旦超過0.01%，添加可致之效果不僅達飽和還會使熱軋時之鋼板2的製造性下降，故令B量之上限為0.01%。從鋼板2之製造性及成本的觀點看來，B量之上限以0.008%為佳，且以0.006%或0.005%較佳。

(Ti：0~0.3%)

Ti係強化元素。Ti可在析出物強化、肥粒鐵晶粒成長抑制所致之細粒強化及透過再結晶抑制之差排強化下貢獻於鋼板2之強度上升。於鋼中添加Ti時，在Ti量低於0.005%下將無法獲得添加可致之效果，故亦可令Ti量之下限為0.005%。另一方面，Ti量一旦超過0.3%，碳氮化物之析出便會增多而使成形性劣化，故令Ti量之上限為0.3%。為了更提高鋼板2之成形性，Ti量之上限以0.25%為佳，且以0.20%或0.15%較佳。

(Nb：0~0.3%)

Nb係強化元素。Nb可在析出物強化、肥粒鐵晶粒成長抑制所致之細粒強化及透過再結晶抑制之差排強化下貢獻於鋼板2之強度上升。於鋼中添加Nb時，在Nb量低於0.005%下將無法獲得添加可致之效果，故亦可令Nb量之下限為0.005%。另一方面，Nb量一旦超過0.3%，碳氮化物之析出便會增多而使成形性劣化，故令Nb量之上限為0.3%。為了更提高鋼板2之成形性，Nb量之上限以0.25%為佳，且以0.20%或0.15%較佳。

(V：0~0.5%)

V係強化元素。V可在析出物強化、肥粒鐵晶粒成長抑制所致之細粒強化及透過再結晶抑制之差排強化下貢獻於鋼板2之強度上升。於鋼中添加V時，在V量低於0.005%下將無法獲得添加可致之效果，故亦可令V量之下限為0.005%。另一方面，V量一旦超過0.5%，碳氮化物之析出便會增多而使成形性劣化，故令V量之上限為0.5%。為了更提高鋼板2之成形性，V量之上限以0.4%為佳，且以0.3%或0.2%較佳。

(Ca、Mg及REM之1種以上的合計：0~0.04%)

可合計添加最大至0.04%的Ca、Mg及REM(Rare Earth Metal)之1種以上元素。Ca、Mg及REM係用於脫氧之元素，可使鋼中含有合計0.0005%以上的選自於Ca、Mg及REM之1種、2種或3種元素。

選自於Ca、Mg及REM之1種以上的合計量一旦超過0.04%，成形性便會惡化，故令該合計量之上限為0.04%。而，REM為稀土金屬合金且多添加於鋼。除La及Ce以外，有時會含有1種以上的鑭系列元素。作為無法避免之雜質，鋼板2可含有La及Ce以外的鑭系列元素，或可將金屬La及Ce添加至鋼中。為了更提高鋼板2之成形性，選自於Ca、Mg及REM之1種以上的合計量上限以0.03%為佳，且以0.02%或0.01%較佳。

如以上，鋼板2具有含上述基本元素且殘留部分由Fe及無法避免的雜質所構成之化學組成、或含上述基本元素及選自於上述選擇元素之至少1種元素且殘留部分由Fe及無法避免的雜質所構成之化學組成。

接下來，說明被鍍材之鋼板2的顯微組織。而，鋼板2的顯微組織中之符號%表示體積%(體積分率，即在截面觀察下之面積%)。又，方便上，將顯微組織中之各組織(回火麻田散鐵、沃斯田鐵、肥粒鐵、變韌鐵、波來鐵及麻田散鐵等6種)稱為「相」。

鋼板2的顯微組織含有肥粒鐵、變韌鐵、回火麻田散鐵及殘留沃斯田鐵。

為了使抗拉強度在980MPa以上以兼顧延性及擴孔性，令回火麻田散鐵之量在30%以上。回火麻田散鐵相較於肥粒鐵更可提高抗拉強度，且相較於麻田散鐵更可提高擴孔性。

一般而言，組織間之硬度差一大，擴孔性即下降。例如，在由肥粒鐵及麻田散鐵構成之鋼中，變形中會在肥粒鐵與麻田散鐵之界面集中應變而生成孔隙，因此擴孔性低。爰此，藉由控制較麻田散鐵更軟質的回火麻田散鐵之量，可抑制變形時孔隙的生成，使擴孔性提升。回火麻田散鐵係其內部含有雪明碳鐵等鐵基碳化物之麻田散鐵，與具有相同化學組成之淬火狀態下的麻田散鐵(亦稱為新生麻田散鐵(fresh martensite))相較之下，強度(抗拉強度)較低且擴孔性高。

回火麻田散鐵之量一旦低於30%，便無法在兼顧延性及擴孔性的同時確保980MPa以上的抗拉強度。為了較提高抗拉強度，令回火麻田散鐵之量在32%以上為佳，且在35%以上或在38%以上較佳。此時，回火麻田散鐵之體積分率多於回火麻田散鐵以外之相的體積分率又更佳。另一方面，由於顯微組織含有8%以上之沃斯田鐵、肥粒鐵及變韌鐵，因此回火麻田散鐵之量以體積分率計可低於92%。

一方面，由於回火麻田散鐵含有多數差排，因此雖為高強度但延性差。爰此，利用殘留沃斯田鐵之變態誘起塑性使延性提升。殘留沃斯田鐵之體積分率低於8%時將無法獲得充分的延性(總伸長El)。所以，令殘留沃斯田鐵之量之下限為8%。又一方面，由於顯微組織含有合計40%以上的回火麻田散鐵及變韌鐵且含肥粒鐵，因此殘留沃斯田鐵之量以體積分率可低於60%。為了進一步確保高伸長，令殘留沃斯田鐵之量在9%以上為佳，且在10%以上較佳。

又，顯微組織含肥粒鐵。肥粒鐵有助於提高沃斯田鐵中之C量。例如，在後述製造方法之實施形態中，為了使殘留沃斯田鐵穩定化，在二相退火或單相域退火後之冷卻下使肥粒鐵形成。而，肥粒鐵之體積分率一旦提高，強度便下降。所以，宜將肥粒鐵之體積分率限制在30%以下。而，肥粒鐵量可超過0%亦可在1%以上。例如，在需要於加工後的顯微組織殘留沃斯田鐵以提高作為零件使用時之衝撞吸收能的情況下，提高殘留沃斯田鐵之量及殘留沃斯田鐵中之C量將有所助益。所以，因應上述要求，亦可將肥粒鐵之體積分率設在10%以上或20%以上。

此外，顯微組織含變韌鐵。變韌鐵有助於提高殘留沃斯田鐵中之C量。變韌鐵之量並無特別限制，惟為了使抗拉強度在980MPa以上，將回火麻田散鐵與變韌鐵之合計量定為40%以上。變韌鐵量可超過0%亦可在1%以上。例如，在需要於加工後的顯微組織殘留沃斯田鐵以提高作為零件使用時之衝撞吸收能的情況下，提高殘留沃斯田鐵之量及殘留沃斯田鐵中之C量將有所助益。所以，因應上述要求，亦可將變韌鐵之體積分率設在2%以上或在5%以上。又一方面，由於顯微組織含有30%以上的回火麻田散鐵、肥粒鐵及8%以上的沃斯田鐵，因此變韌鐵之量以體積分率計低於62%。

此外，將顯微組織中之波來鐵以體積分率限制在10%以下。波來鐵係在沃斯田鐵進行變態下而生成。由此，波來鐵會使沃斯田鐵之量及沃斯田鐵中之C量下降而使強度及延性下降。所以，顯微組織宜不含波來鐵，惟只要將波來鐵的體積分率限制在10%以下，即可確保980MPa以上的抗拉強度及延性。所以，令波來鐵的體積分率上限為10%。為了較有效地活用C，宜將波來鐵的體積分率限制在5%以下。波來鐵的體積分率下限不受限制，為0%。

為了充分地確保伸長及擴孔性，顯微組織中宜不含麻田散鐵。具體上，將麻田散鐵之體積分率限制在10%以下即可。為了更提高伸長及擴孔性，將麻田散鐵之體積分率限制在8%以下為佳，且限制在7%以下或在5%以下較佳。麻田散鐵的體積分率下限不受限制，為0%。

因此，例如只要鋼板2具有下述顯微組織且回火麻田散鐵與變韌鐵之合計體積分率在40%以上即可：該顯微組織含有體積分率30%以上的回火麻田散鐵及體積分率8%以上的沃斯田鐵(殘留沃斯田鐵)，將波來鐵的體積分率限制在10%以下，並因應需求將麻田散鐵之體積分率限制在10%以下，且殘留部分由肥粒鐵及變韌鐵所構成。

此外，為了改善擴孔性，就顯微組織的全部構成要素(各相)，將每單位面積粒徑超過35μm之晶粒(粗大粒)所占之面積比率(粗大粒分率)限制在10%以下。粒徑大之晶粒一旦增加，抗拉強度即會變小且局部可變形性亦下降。因此，宜盡可能將晶粒製成細粒。此外，由於藉由全部的晶粒均一且等量地承受應變可改善擴孔性，因此藉由限制粗大粒之量可抑制局部的晶粒應變。在此，此時的粒徑係以由EBSP(Electron Back Scattering Pattern)測定之15°以上之粒界所包圍的區域進行評估。

而，鑑定上述顯微組織之各相(變韌鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、肥粒鐵及波來鐵)及殘留部分組織並觀察各相之存在位置，來測定各相之面積率(相當於各相之體積率)。在該測定中，可以硝太蝕劑試藥及日本國特開昭59-219473號公報中所揭示之試藥，腐蝕鋼板2包含軋延方向之截面或包含與軋延方向成直角之方向的截面，並以光學顯微鏡(1000倍倍率)或掃描型或穿透型電子顯微鏡(1000~100000倍倍率)進行觀察，將各相予以定量化。此時，可觀察各20視野以上並藉由點計數法或圖像解析來求出各相之面積率(即相當於各相之體積率)。

如以上，藉由控制鋼板2的化學組成及顯微組織，可獲得具備980MPa以上的抗拉強度以及優異的延性及擴孔性之鍍覆鋼板1(鋼板2)。

而，鋼板2的板厚並無特別限制，板厚上限亦可為6.0mm。鋼板2的板厚下限可因應用途設為例如0.5mm。

在此，抗拉強度一旦增大，一般而言伸長及擴孔性會下降，故以下述方式評估伸長及擴孔性。

令從抗拉強度TS(MPa)與總伸長El(%)之積求得伸長指標且該積在16000(MPa×%)以上的情況下(TS×El≧16000MPa×%)，評估為伸長優異。當重點放在伸長時，該積(TS×El)理想在18000MPa×%以上，更理想在20000MPa×%以上。

從抗拉強度TS(MPa)與擴孔率λ(%)之積求得擴孔性指標且該積在40000(MPa×%)以上的情況下(TS×λ≧40000MPa×%)，評估為擴孔性優異。當重點放在擴孔性時，該積(TS×λ)理想在45000MPa×%以上，更理想在50000MPa×%以上。

本實施形態之鍍鋅鋼板1具有980MPa以上的抗拉強度TS，且耐延遲破斷特性、鍍覆密著性、伸長及擴孔性優異。本實施形態之鍍鋅鋼板1(素材)可以經過通常的製鐵步驟之冶煉、製鋼(精煉)、鑄造、熱軋及冷軋之各步驟而製造的製成品為原則，藉由後述實施形態之製造方法而適當製得。然而，即使為省略製鐵步驟之一部分或全部而製造的製成品，只要滿足本實施形態之條件，即可獲得在本實施形態中所說明之效果，因此本實施形態之鍍鋅鋼板1並不一定受製造方法限制。

又，將本實施形態之鍍鋅鋼板1作為構件適用時，例如為了確保熔接性，可除去鍍層3的一部分，亦可因應目的適宜地加工鍍鋅鋼板。

接下來，詳細說明本發明一實施形態之鍍鋅鋼板之製造方法。

圖4A及圖4B顯示本實施形態之鍍鋅鋼板之製造方法一例的流程圖。如該流程圖顯示，在本實施形態中係藉由以下步驟來製造鍍鋅鋼板。即，將鋼(扁胚)予以鑄造(S1)、加熱(S2)及熱軋延(S3)。熱軋延(S3)後，將鋼(鋼板：熱軋鋼板)予以捲取(S4)、酸洗(S5)及冷軋延(S6)。冷軋延(S6)後，以使肥粒鐵進行再結晶的方式將鋼(鋼板：冷軋鋼板)予以加熱(S7)、退火(S8)、控制冷卻(S9)、以鍍浴溫度為基準進行溫度控制(S10)及熔融鍍鋅(S11)。熔融鍍鋅(S11)後，將鋼(鋼板：鍍覆鋼板)予以冷卻(S12)，即可製得熔融鍍鋅鋼板作為最終製成品。又，若在熔融鍍鋅(S11)之後對鋼(鋼板：鍍覆鋼板)施以合金化處理(S20)並加以冷卻(S21)後，即可製得合金化熔融鍍鋅鋼板作為最終製成品。而，有時亦可在控制冷卻(S9)之後，因應需求將鋼(鋼板：冷軋鋼板或鍍覆鋼板)予以加熱保持(S30、S31、S32)。

在此，為了將上述實施形態之鍍鋅鋼板之鍍層中的氧化物3a之投影面積率控制在10%以上，在本實施形態中至少需將冷軋延(S6)之條件、加熱(S7)之條件及熔融鍍鋅(S11)之條件如後述般適切地加以控制。

以下就本實施形態之各步驟作說明。

在本實施形態中，將具有上述實施形態中所說明之化學組成的鋼依常規方法進行熔製鑄造(S1)。

將鑄造後之鋼(扁胚)直接或暫時冷卻後加熱(S2)，並供於熱軋延(S3)。熱軋延前之加熱溫度並無特別限制，為了使鋼中化學組成較為均一，以1150℃以上或1200℃以上為佳。為了防止因二相域中之軋延使顯微組織呈不均一，在Ar₃ 變態點以上使熱軋延完畢。在此，Ar₃ 變態點(Ar₃ )及後述表1中之Ac₃ 變態點(Ac₃ )可使用C量(%C)、Mn量(%Mn)、Si量(%Si)及Cr量(%Cr)，分別藉由下述式2及式3算出。

Ar₃ =901-325×(%C)-92×(%Mn)+33×(%Si)-20×(%Cr)………(式2)

Ac₃ =910-203×(%C)^0.5+44.7×(%Si)-30×(%Mn)-11×(%Cr)………(式3)

當鋼板作為選擇元素不含Cr時，Ar₃ 變態點及Ac₃ 變態點可分別藉由下述式4及式5算出。

Ar₃ =901-325×(%C)-92×(%Mn)+33×(%Si)………(式4)

Ac₃ =910-203×(%C)^0.5+44.7×(%Si)-30×(%Mn)………(式4)

接下來，在300~700℃之捲取溫度下將熱軋延後之鋼(鋼板：熱軋鋼板)予以捲取(S4)。熱軋延之捲取溫度一旦超過700℃，熱軋鋼板的顯微組織即成粗大的肥粒鐵．波來鐵組織，其後之步驟(例如，冷軋延、退火、鍍鋅及合金化熱處理)後的最終鋼板的顯微組織之各相會粗大化而使顯微組織不均一。其結果將無法充分地控制上述粗大粒分率而無法獲得良好的擴孔性，因此令捲取溫度之上限為700℃。令捲取溫度在650℃以下為宜。

捲取溫度之下限並無特別規定，捲取溫度只要在300℃以上，即可將熱軋鋼板之強度製成適於冷軋延之強度。所以，捲取溫度在300℃以上為宜。

對以上述方法製造之熱軋鋼板施加酸洗(S5)。酸洗係除去鋼板表面之氧化物，故在鍍覆性之提升相當重要。可進行一次酸洗，亦可分複數次進行酸洗。

以具有1400mm以下輥徑之輥件(工作輥)在30%以上的累積軋縮率下將已酸洗之熱軋鋼板予以冷軋延(S6)，並使其通過連續熔融鍍鋅工作線。藉由該冷軋延，在後步驟的加熱(滯留)時可促進肥粒鐵之再結晶及因該再結晶所致之氧化物(用以形成上述氧化物3a所需的氧化物)之形成。

累積軋縮率低於30%時，在後步驟的加熱(滯留)時，再結晶無法充分進展，因此無法在後步驟中充分形成氧化物而無法獲得充分的耐氫脆性。所以，令累積軋縮率(下限)在30%以上。理想係累積軋縮率在40%以上。另一方面，冷軋延累積軋縮率的上限並無特別規定(低於100%)，惟為了抑制冷軋荷重的增大以輕易地進行冷軋，累積軋縮率在80%以下為佳。由於軋延道次之次數或每道次之軋縮率幾乎不會對鍍覆密著性、伸長、強度、擴孔性及耐氫脆性造成影響，因此不特別規定。在此，累積軋縮率係以冷軋延之最初道次前的入口板厚為基準，相對於該基準的累積軋縮量(冷軋延之最初道次前的入口板厚與冷軋延之最終道次後的出口板厚之差)之百分率。

又，由於再結晶所需的應變會與每單位板厚之鋼板的變形速度(以下稱平均變形速度)增加的同時增加，因此為了可充分獲得該平均變形速度，使用與被軋延材接觸之面的面積及在該面之輥件的彈性變形量較少的小輥徑之輥件。若在以累積軋縮率計30%以上的冷軋延中使用具有1400mm以下輥徑之輥件，即可形成用以獲得充分的耐氫脆性所需之氧化物。輥徑愈小，上述平均變形速度即變愈大，因此可縮短再結晶開始為止的時間並增大再結晶的速度，且形成之氧化物量亦增加。在輥徑1400mm以下可引發增大再結晶速度之效果及使氧化物形成之效果。所以，令輥徑在1400mm以下。輥徑理想在1200mm以下，更理想在1000mm以下。

將冷軋延後之鋼(鋼板：冷軋鋼板)加熱(S7)。由於使鋼板通過鍍覆工作線時的加熱速度(平均加熱速度)幾乎不會對鍍覆密著性、伸長、強度、擴孔性及耐氫脆性造成影響，故無特別規定。加熱速度若在0.5℃/秒以上，即可充分地確保生產性，因此加熱速度在0.5℃/秒以上為佳。加熱速度若在100℃/秒以下，即可以通常的設備投資進行實施，因此成本上以加熱速度為100℃/秒為佳。

在550~750℃下使鋼板滯留於該加熱中20秒以上。此乃藉由將鋼板滯留在該溫度區中，可使氧化物分散之緣故。該氧化物之生成與業經冷加工之肥粒鐵的再結晶有密接關係。即，形成氧化物之Si、Al或Mn係藉由從鋼板內部之擴散(尤其是粒界擴散)而供給，因此以單獨或複合含有Si、Mn及Al之氧化物有生成於鋼板表面之肥粒鐵粒界的傾向。藉由上述再結晶所生成之微細的肥粒鐵粒界可作為氧化物之生成部位活用。又，如此一來，由於氧化物會優先地生成於肥粒鐵粒界，因此多具有網目狀結構，容易成為可有效率地捕獲氫之形態(投影面積率)。

又，在550~750℃之溫度區中，與氧化物之生成速度相較下，肥粒鐵之再結晶速度較快。所以，若將冷軋後之鋼板溫度控制在該溫度區內，即可在氧化物形成前開始再結晶，因此可使鋼板表面形成足量(面積)的氧化物。

滯留溫度低於550℃時，除了再結晶需要相當長的時間以外，僅存在維持加工狀態即大幅延伸的肥粒鐵，而不存在用以形成氧化物足量(密度)的粒界。又，滯留溫度一旦超過750℃，與肥粒鐵的再結晶速度相較下，氧化物之形成速度較快且在再結晶及粒成長或逆變態之途中會於粒界形成粒狀氧化物，因此難以使足量(面積)的氧化物形成於鋼板表面。爰此，控制鋼(鋼板)處於溫度550~750℃之溫度區的時間。該鋼板處於溫度550~750℃之溫度區的時間一旦低於20秒，即無法獲得足量的氧化物(尤其上述有助於投影面積率之形狀的氧化物)，且在最終製成品中上述氧化物的投影面積率會低於10%。為了更提高鋼板的耐氫脆性，令該滯留時間在30秒以上為佳。

在此，鋼板處於溫度550~750℃之溫度區的時間可以等溫保持控制，亦可藉由加熱(溫度上升)控制。鋼板處於溫度550~750℃之溫度區的時間上限並無特別限制，可為2000秒亦可為1000秒。

另一方面，在冷軋延狀態的鋼板中，肥粒鐵粒係伸長於軋延方向，且肥粒鐵粒徑大，肥粒鐵的粒界量少。其結果，即便將大部分的肥粒鐵為未再結晶肥粒鐵之冷軋延狀態的鋼板進行退火，仍無法確保10%以上之氧化物的投影面積率。所以，如上述係控制鋼板處於溫度550~750℃之溫度區的時間，在氧化物形成前使肥粒鐵再結晶而將肥粒鐵粒徑微細化。

此外，在750~900℃之退火溫度(最高加熱溫度)下將再結晶後之鋼板予以退火(S8)。退火溫度一旦低於750℃，熱軋延時所生成之碳化物會耗費過多時間在再固溶，而使碳化物殘存，降低淬火性。所以，無法充分確保回火麻田散鐵及沃斯田鐵之量，進而難以確保980MPa以上的抗拉強度。故而，750℃為退火溫度之下限。

過度的高溫加熱不僅會使成本增加，亦會誘發高溫下通過鋼板時之板形狀的惡化或輥件壽命的下降等障礙。所以，令退火溫度上限為900℃。在上述溫度區(750~900℃)下之熱處理時間(退火時間)並無特別限定，而為了碳化物之熔解，以10秒以上為宜。

為了抑制成本，熱處理時間在600秒以下為佳。可在最高加熱溫度下進行等溫保持將鋼板退火，亦可進行分級加熱在到達最高加熱溫度後立即開始冷卻將鋼板退火。

若控制連續熔融鍍鋅工作線之退火步驟中的氛圍，即可柔性地控制形成於鋼板表面之氧化物(含選自於Si、Mn及Al之1種以上化學元素的氧化物)。即，管理退火氛圍中之H₂ 濃度及露點，即可柔性地控制對反應控制重要的氧勢。例如，在通常退火條件中適用之H₂ 濃度20體積%以下的N₂ 氛圍中，將露點設在-20℃以上即可。此時，可較柔性地控制含選自於Si、Mn及Al之1種以上化學元素的氧化物之量及形狀。

為了充分確保回火麻田散鐵及沃斯田鐵之量，在退火後之冷卻過程中以該等以外之組織(例如肥粒鐵、波來鐵及變韌鐵)不會過剩生成的方式控制冷卻條件十分重要。尤其，宜控制冷卻條件(例如肥粒鐵變態之控制及波來鐵變態之抑制)使沃斯田鐵穩定化，以使沃斯田鐵中之C量增加。

所以，如以下藉由一階段冷卻或二階段冷卻，將退火後之鋼板予以控制冷卻(S9)。

首先，當進行二階段冷卻時，於上述退火結束後，在0.1~30℃/秒之平均冷卻速度(以下記載為第一平均冷卻速度)下將鋼板冷卻至500℃以上且低於750℃之溫度區的預定溫度(以下記載為中間冷卻溫度)為止(第一段冷卻)。以下，詳細說明該第一段冷卻。

為了充分地確保生產性，令第一平均冷卻速度在0.1℃/秒以上。為了更提高生產性，第一平均冷卻速度以0.2℃/秒以上為佳，且以0.5℃/秒以上或0.8℃/秒以上較佳。又，為了使肥粒鐵生成，令第一平均冷卻速度在30℃/秒以下。為了進一步提高肥粒鐵之量以提高沃斯田鐵之量及穩定度，該第一平均冷卻速度以25℃/秒以下為佳，且以22℃/秒以下或20℃/秒以下較佳。因此，令第一平均冷卻速度為0.1~30℃/秒。又，當第一平均冷卻速度在30℃/秒以下時，中間冷卻溫度若低於500℃，沃斯田鐵及麻田散鐵以外之組織(例如肥粒鐵及變韌鐵)會過剩生成，故而將無法在最終製成品中確保30%以上的回火麻田散鐵及8%以上的沃斯田鐵 (殘留沃斯田鐵)。惟，當第一平均冷卻速度為0.1~0.8℃/秒時，為了確保生產性且防止波來鐵之生成，令中間冷卻溫度在Ar₃ ℃以上且低於750℃為宜。另一方面，中間冷卻溫度若在750℃以上，製造成本會增加而且可能不會生成肥粒鐵。為了較穩定地生成肥粒鐵，中間冷卻溫度以740℃以下為佳，且以730℃以下較佳。因此，令中間冷卻溫度在500℃以上且低於750℃。

接下來，於上述第一段冷卻之結束後，在較上述第一平均冷卻速度更大且1~100℃/秒之平均冷卻速度(以下記載為第二平均冷卻速度)下將鋼板自中間冷卻溫度冷卻至100℃以上且低於350℃的冷卻停止溫度為止(第二段冷卻)。以下，詳細說明該第二段冷卻。

為了確保用以在最終製成品中獲得30%以上之回火麻田散鐵所需的麻田散鐵，令冷卻停止溫度低於350℃。為了在最終製成品中確保較多的回火麻田散鐵，令冷卻停止溫度在340℃以下為佳，且以320℃以下或300℃以下較佳。又，為了確保用以在最終製成品中獲得8%以上之沃斯田鐵(殘留沃斯田鐵)所需的沃斯田鐵，令冷卻停止溫度在100℃以上。為了在最終製成品中確保較多的沃斯田鐵，令冷卻停止溫度在120℃以上為佳，且以150℃以上或180℃以上較佳。尤其，令冷卻停止溫度在較麻田散鐵變態開始之溫度(M_S 點)低100℃之溫度以上更佳。因此，令冷卻停止溫度在100℃以上且低於350℃。藉由控制上述冷卻停止溫度，可使第一段冷卻結束瞬後還存在的沃斯田鐵中有適當量的沃斯田鐵變態成麻田散鐵。為了確保用以在最終製成品中獲得30%以上之回火麻田散鐵所需的麻田散鐵，令第二平均冷卻速度在1℃/秒以上。第二平均冷卻速度一旦低於1℃/秒，不僅生產性會下降，且沃斯田鐵及麻田散鐵以外之組織會過剩生成。為了在最終製成品中確保較多的回火麻田散鐵及沃斯田鐵，令第二平均冷卻速度在2℃/秒以上或在5℃/秒以上為佳，且以10℃/秒以上或20℃/秒以上較佳。尤其，當上述第一平均冷卻速度為0.1~0.8℃/秒時，宜如前述提高該第二平均冷卻速度。又，為了充分抑制製造成本(設備成本)，令第二平均冷卻速度在100℃/秒以下。令該第二平均冷卻速度在80℃/秒以下為佳，且以50℃/秒以下較佳。因此，令第二平均冷卻速度為1~100℃/秒。此外，為了提高生產性且盡可能地抑制沃斯田鐵及麻田散鐵以外之相生成而進行二階段冷卻時，令該第二平均冷卻速度為較第一平均冷卻速度更大的平均冷卻速度即可。為了進一步提高第一段冷卻及第二段冷卻後之沃斯田鐵中的C量且進一步增加第二段冷卻後之麻田散鐵及沃斯田鐵之量，第二平均冷卻速度與第一平均冷卻速度之差宜大。

另一方面，在進行一階段冷卻時，自與上述二階段冷卻之冷卻條件相同理由，在1~30℃/秒之平均冷卻速度下將鋼板冷卻至100℃以上且低於350℃的冷卻停止溫度即可。該一階段冷卻之條件在上述二階段冷卻之條件中相當於第一平均冷卻速度等於第二平均冷卻速度的情況(此時，中間冷卻溫度被包含在500℃以上且低於750℃之溫度區內)。該一階段冷卻之平均冷卻速度超過10℃/秒或在12℃/秒以上為佳，且以15℃/秒以上或20℃/秒以上更佳。

而，除了上述各平均冷卻速度以外，每秒的冷卻速度滿足上述平均冷卻速度之條件更佳。

此外，上述控制冷卻後，將鋼板再加熱。接下來，將鋼浸漬於熔融鍍鋅浴以後冷卻至室溫。在較上述控制冷卻更後續的步驟中，將鋼板處於溫度350~500℃之溫度範圍的時間控制在20秒以上。令該時間在20秒以上，藉此可使從沃斯田鐵至變韌鐵之變態(變韌鐵變態)充分進行，並提高未變態的沃斯田鐵中之C量。其結果，可提高沃斯田鐵之穩定性，並在最終製成品中確保8%以上之沃斯田鐵(殘留沃斯田鐵)。另一方面，該時間一旦低於20秒，從沃斯田鐵至變韌鐵之變態(變韌鐵變態)便不會充分進行，因而沃斯田鐵之穩定性下降且無法在最終製成品中確保8%以上之沃斯田鐵。為了更提高沃斯田鐵之體積分率，宜將鋼板處於溫度350~500℃之溫度範圍的時間控制在25秒以上或30秒以上。又，鋼處於溫度350~500℃之溫度範圍的時間上限並無特別限制，例如從生產性觀點看來，亦可為1000秒或500秒。而，350~500℃之溫度範圍係變韌鐵變態可在充分速度下生成之溫度範圍。即，在將鋼浸漬於鍍浴之前的鋼板溫度調整、鋼板至鍍浴中之浸漬及鍍層的合金化處理等較第二段冷卻更後續的各步驟中，將鋼板處於溫度350~500℃之溫度範圍的時間控制在合計20秒以上即可。為了較確實地將鋼板處於溫度350~500℃之溫度範圍的時間控制在20秒以上，亦可在第二段冷卻之後進一步追加將鋼板保持在350~500℃之溫度範圍的步驟(S30、S31、S32)。在該保持步驟中，鋼板保持在350~500℃之溫度範圍的時間並無特別限制，例如可在20秒以上。

又，將鋼板浸漬於熔融鍍鋅浴之前，藉由再加熱將鋼板溫度(板溫)控制在較鍍浴溫度低40℃之溫度以上且較鍍浴溫度高40℃之溫度以下的溫度範圍內(S10)。板溫較鍍浴溫度低40℃以上時，鋼浸漬於鍍浴時，鋼板表面附近的熔融鋅之溫度會大幅下降，使熔融鋅之一部分凝固。該凝固會使鍍覆外觀劣化，因此藉由再加熱使板溫在(鍍浴溫度-40℃)以上。又，板溫較鍍浴溫度高40℃以上時，在熔融鍍鋅時會產生操作上的問題，因此令板溫在(鍍浴溫度+40℃)以下。

以上述方法控制鋼板溫度之後，將鋼浸漬於具有以流速10~50m/min流動之熔融金屬的熔融鍍鋅浴(鍍浴)，施以熔融鍍鋅(S11)。

令熔融金屬之流速為10~50m/min，可防止鍍覆不全同時可形成含氧化物之鍍層。熔融金屬之流速低於10m/min時，會抑制鍍浴中之氧化物對鋼板表面之附著而無法提高鍍浴中之熔融金屬的接觸率，因而無法防止鍍覆不全，使鍍層外觀惡化。另一方面，熔融金屬之流速一旦超過50m/min，不僅需要過大的設備投資以獲取該流速，且鍍層會生成因熔融金屬之流動而產生的模樣，使鍍層外觀惡化。因此，令熔融金屬之流速為10~50m/min。如此一來，控制住熔融金屬之流速的結果，可防止與已形成於鋼板表面之氧化物具高化學親和性的鍍浴中之鋅氧化物附著於鋼板表面，同時可將已形成於鋼板表面之易氧化性元素的氧化物攝取至鍍層中。所以，可使氧化物分散至具良好外觀的鍍層中。

而，在上述退火前之加熱時，已於鋼板表面形成含選自於Si、Mn及Al之1種以上化學元素的氧化物，因此從鍍浴取出鋼板後，容易產生鍍覆不全(鍍覆的缺陷，未形成鍍覆之部分)。爰此，在鍍浴中係在10~50m/min之流速下使熔融金屬流動。藉由在該流速下使熔融金屬(噴流)流動，可防止鍍覆不全。此外，若使鋼板表面形成氧化物，在將鍍層進行合金化時，合金化雖會延遲，但藉由控制上述熔融金屬之流速可促進合金化。在此，就熔融金屬之流速方向並無特別限制，僅控制熔融金屬之流速大小即可。

又，鍍浴中之熔融金屬可為純鋅(鋅及無法避免的雜質)，亦可含有Al(例如2質量%以下)作為選擇元素或無法避免的雜質，並含有Fe、Mg、Mn、Si、Cr等化學元素作為無法避免的雜質。

例如，在製造合金化熔融鍍鋅鋼板時(進行鍍層之合金化時)，為了控制鍍層特性，宜將鍍浴中的有效Al量控制在0.05~0.500質量%。在此，鍍浴中的有效Al量係從鍍浴中之Al量減去鍍浴中之Fe量之值。

若令有效Al量為0.05~0.500質量%，可獲得良好外觀的鍍層，此外還可充分地提高生產性。即，有效Al量若在0.05質量%以上，即可抑制廢渣產生而可獲得良好外觀的鍍層。又，有效Al量若在0.500質量%以下，即可有效率地進行合金化，而可充分地提高生產性。

熔融金屬中，作為無法避免之雜質存在Zn氧化物及Al氧化物。針對該等氧化物，宜盡可能將之除去或抑制其與鋼板之反應，惟即便無法避免地混入至熔融鍍覆後之鍍層中亦可。

此外，從鍍浴取出浸漬於鍍浴之鋼板，並因應需求進行擦淨。對鋼板進行擦淨可控制附著於鋼板表面的鍍覆量(鍍覆附著量)。就鍍覆附著量並無特別限制，惟從較可提高耐蝕性之觀點看來，鍍覆附著量每一面在5g/m² 以上為宜。又，從較可提高鍍覆密著性之觀點看來，鍍覆附著量每一面在100g/m² 以下為宜。

於鋼板施以熔融鍍鋅後，冷卻至低於100℃之溫度(例如室溫)(S12)。該冷卻中之冷卻停止溫度只要是可使顯微組織穩定之溫度即無特別限制，例如從成本面看來可在0℃以上(例如水溫或室溫以上)。

冷卻後，作為鍍覆鋼板可獲得熔融鍍鋅鋼板。為了較可提高該鍍覆鋼板之點熔接性及塗裝性，亦可對所得之鍍覆鋼板進行合金化處理(S20)。藉由合金化處理鋼板中之Fe會被攝取至鍍層中，因此冷卻(S21)後可獲得塗裝性及點熔接性優異的鍍鋅鋼板(即，合金化熔融鍍鋅鋼板)。

如此一來，進行鍍層之合金化時，宜將鍍覆鋼板加熱至460℃以上。若令合金化處理溫度(合金化溫度)在460 ℃以上，即可在高合金化速度下有效率地進行合金化，故而可充分地提高生產性。另一方面，合金化溫度一旦超過600℃，碳化物便會生成，使最終製成品之鋼中的沃斯田鐵體積率減少，而無法確保8%以上之沃斯田鐵。所以，令合金化溫度上限為600℃。即，宜將較第二段冷卻更後續的步驟中之最高溫度限制在600℃以下。

以上已就鍍鋅鋼板之製造方法一實施形態之基本構成加以說明，在未脫離本發明主旨的範圍內可進行構成之附加。例如，在改善塗裝性及熔接性等特性之目的下，可於鍍鋅鋼板上施加上層鍍覆(追加鍍覆，例如電鍍)，亦可施加各種處理(例如，鉻酸鹽處理、磷酸鹽處理、使潤滑性提升之處理及使熔接性提升之處理等)。

又，例如為了進一步使鍍覆密著性提升，亦可在冷軋延及退火之間對鋼板施加單獨含有或複數含有Ni、Cu、Co及Fe之鍍覆(由選自於該等化學元素之1個以上化學元素及無法避免的雜質所構成之鍍覆)。該鍍覆雖是意圖性地施加，但因該鍍覆而混入至鍍層之化學元素之量乃充分少量至足以判斷為雜質之量。

此外，例如亦可對已冷卻至低於100℃之溫度的鍍覆鋼板進行整面軋延。該整面軋延之累積軋縮率以0.1~1.5%為佳。累積軋縮率若在0.1%以上，即可藉由整面道次進一步提高鍍覆鋼板外觀，且易於累積軋縮率之控制。所以，累積軋縮率在0.1%以上為佳。累積軋縮率只要在1.5%以下，即可充分確保生產性，因此累積軋縮率在1.5%以下為佳。整面道次可在線上進行，亦可在線外進行。為了達成目的的累積軋縮率，整面道次可一次進行亦可分數次進行。在此，累積軋縮率係以整面軋延中最初道次前之入口板厚為基準，相對於該基準之累積軋縮量(整面軋延中最初道次前的入口板厚與整面軋延中最終道次後的出口板厚之差)的百分率。

在此，有關酸洗鋼板之步驟到將鋼板浸漬於鍍浴之步驟為止的具體方法，只要滿足上述條件即無特別限制。例如，就該方法而言，可沿著本實施形態之各步驟，因應需求施加變更而適用以下方法：Sendzimir法，「將鋼板脫脂酸洗後在非氧化氛圍下進行加熱，並在含H₂ 及N₂ 之還原氛圍下進行退火，其後冷卻至鍍浴溫度附近並浸漬於鍍浴」；全還原爐方式，「調節退火時之氛圍，暫時使鋼板表面酸化後還原鋼板表面(在此，易氧化性元素之氧化物不會還原)，藉此進行鋼板表面之潔淨化後將鋼板浸漬於鍍浴」；及助熔法，「將鋼板脫脂酸洗後，使用氯化銨等進行助熔處理並浸漬於鍍浴」等。

實施例

接下來，藉由實施例詳細說明本發明。

在表2及表5顯示之熱軋條件(表中之扁胚加熱溫度及最後軋延溫度)下，將具有表1顯示之化學組成(惟，殘留部分係鐵及無法避免的雜質)的連續鑄造後之扁胚進行熱軋延，並將製得之熱軋鋼板以水冷帶進行水冷後，在表2及表5顯示之溫度(表中之捲取溫度)下進行捲取。熱軋鋼板之厚度為2~4.5mm。

將熱軋鋼板酸洗後，在表2及表5顯示之冷軋條件(表中之輥徑及冷軋率)下進行冷軋使冷軋延後之板厚為1.2mm而作成冷軋鋼板。其後，在表3(續接表2)及表6(續接表5)顯示之條件下，在連續合金化熔融鍍鋅工作線針對該等冷軋鋼板施加各種熱處理及熔融鍍鋅處理。

如表3及表6顯示，在冷軋延後之熱處理中，以冷軋鋼板處於溫度550~750℃之溫度區的時間(表中之t_A )為預定時間的方式將冷軋鋼板予以加熱後，在預定的退火條件(表中之退火溫度(惟，最高加熱溫度)、H₂ 濃度及露點)下將該冷軋鋼板進行退火。再來，在預定的一次冷卻速度下將冷軋鋼板從表3及表6中之退火溫度冷卻至預定的中間冷卻溫度，其後在預定的二次冷卻速度下冷卻至預定的冷卻停止溫度(一階段或二階段的控制冷卻)。又，如表4(續接表3)及表7(續接表6)顯示，因應需求將冷軋鋼板再加熱至預定溫度區，並在該溫度區下保持預定保持時間。

其後，將控制在預定溫度(表中之鍍覆前調節溫度)的冷軋鋼板浸漬於控制在表4及表7顯示之預定條件(表中之鍍浴溫度及鍍浴流速)的鍍鋅浴，並將所得之鋼板(鍍覆鋼板)冷卻至室溫。鍍浴中熔融金屬(熔融鋅)的有效Al量為0.09~0.17質量%。針對一部分的鋼板，於浸漬至鍍鋅浴後在各條件(表中之合金化溫度)下進行合金化處理，並將所得之鋼板冷卻至室溫。屆時的單位面積重量(鍍層之量)兩面皆定為約35g/m² 。最後，在0.4%之累積軋縮率對所得之鋼板施加整面軋延。而，表4及表7中之t_B 表示在控制冷卻結束以後鋼板為溫度350~500℃之時間的合計。此外，有關表4及表7中之製成板的種類，「GI」表示熔融鍍鋅鋼板(Galvanized steel sheet)，且「GA」表示合金化熔融鍍鋅鋼板(Galvannealed steel sheet)。

[表1]

在抗拉試驗中，從1.2mm厚之鋼板與軋延方向呈直角方向及平行部分採取JIS5號試驗片，以評估抗拉特性。針對各5條的試驗片進行JISZ2241(2011)之抗拉試驗，求出各值(各5個降伏強度、抗拉強度及總伸長)之平均值，並從其平均值算出降伏強度(YS)、抗拉強度(TS)、總伸長(El)及降伏比(YR)。在此，降伏比(YR)係將降伏強度(YS)除以抗拉強度(TS)而得。

又，藉由以日本鋼鐵聯盟規格JFS T1001為基準之擴孔試驗決定擴孔率(λ)。

在此，當抗拉強度(TS)與總伸長(El)之平衡指標(TS×El)超過16000(MPa×%)時，評估為伸長優異。當抗拉強度(TS)與擴孔率(λ)之平衡指標(TS×λ)超過40000(MPa×%)時，評估為擴孔性優異。

將使用已添加抑制劑之5%HCl水溶液溶解鍍覆鋼板之鍍層並除去未溶解的氧化物等残渣而得之溶解液進行ICP發光分析，測定出鍍層中之Fe量。測定係使用3試料，並令該等3試料之Fe量之平均值為鍍層之Fe%。

又，觀察鍍覆鋼板截面的顯微組織。使用光學顯微鏡及掃描型電子顯微鏡並因應需求使用穿透型電子顯微鏡來決定顯微組織之各相，測定出各相之面積率及粗大粒面積率(具有每單位面積超過35μm之粒徑的晶粒所占之比率)。此外，使用聚焦離子束加工裝置(FIB)以包含鍍覆鋼板表層之鍍層的方式將鋼板板厚方向之截面加工成薄片後，對所得之薄片鍍層中之氧化物進行場發射型穿透型電子顯微鏡(FE-TEM)之觀察及能量分散型X射線檢測器(EDX)的組成分析(氧化物鑑定)。在FE-TEM下，以1萬~5萬倍倍率觀察5視野，並從由FE-TEM及EDX所得之資料評估氧化物的化學組成(化合物種類)及投影面積率。

接下來，為了評估耐延遲破斷特性，依據U彎曲試驗製作試驗片，並對該試驗片進行電解充電所致之耐延遲破斷試驗。依照「Materia Japan(日本金屬學會會報第44卷第3號(2005)p254-256」記載之方法，將藉由上述方法所得之鍍覆鋼板評估耐延遲破斷特性。

具體上，以機械切割鋼板後將其端面進行機械研削，其後進行U彎曲試驗使試驗片變成具10R的彎曲半徑。於所得之試驗片的表面中央黏貼應變計，並將試驗片兩端以螺栓拴緊，對試驗片附加應力。所附加之應力(附加應力)係藉由偵測之應變計的應變算出。附加應力係令為抗拉強度TS之約0.7倍(0.7×TS)。例如，若為980MPa級鋼板即為700MPa，若為1180MPa級鋼板即為840MPa，若為1320MPa級鋼板即為925MPa。

如上述與抗拉強度TS增加一起使附加應力增加之理由係因為考慮到成形時導入至鋼板之殘留應力會與鋼板的抗拉強度TS增加一起增加之緣故。將所得之U彎曲試驗片浸漬於硫氰酸銨溶液，並以鋼板(U彎曲試驗片)為陰極且鉑電極為陽極，在電流密度0.1mA/cm² 下對電解充電裝置施放電流，進行2小時的電解充電試驗。

在電解充電試驗中產生的氫可能會侵入至鋼板中而引發延遲破斷。電解充電試驗後，從溶液取出試驗片，並以目測觀察U彎曲試驗片之中央部(彎曲加工部)，調查有無裂痕。由於彎曲加工部存有大殘留應力，因此一旦在彎曲加工部產生龜裂，其進展即快。所以，有龜裂時，會在全部的試驗片存在大開口龜裂，即便為目測亦可輕易地判定有無龜裂。

而，當使用放大鏡或立體顯微鏡等連試驗片端部都仔細地觀察，再度確認有無龜裂且未發現開口龜裂時，即確認亦無微細的龜裂。

而，在表10(續接表9)及表13(續接表12)顯示之延遲破斷試驗結果(耐延遲破斷特性)中，「Good」表示未產生龜裂，「No Good」表示有產生龜裂。

此外，使用立體顯微鏡(100倍倍率)評估鍍覆性(濕潤性)。即，在鍍覆鋼板表面(惟，自板寬中心位置起朝向兩邊緣板寬3/8的區域)觀察3視野以上，確認有無鍍覆不全(達及母材(鋼板)之缺陷)。其結果，當鍍層的被覆率低於99%(缺陷率超過1%)時，因存有多數鍍覆不全而將濕潤性評估為「No Good」。又，當鍍層的被覆率為100%時，因無鍍覆不全而將濕潤性評估為「Good」。

於表8及表11顯示所測定之顯微組織，於表9(續接表8)及表12(續接表11)顯示抗拉特性，且於表10及表13顯示耐延遲破斷特性、鍍覆性及鍍層中之Fe%。

在鋼No.A-1、A-9、B-1、B-2、B-5、C-1、C-2、D-1、D-2、E-1、E-2、E-4、F-1、F-2、G-1、G-2、G-4、H-1、H-2、I-1、I-2、I-3、J-1、K-1、K-2、K-3、K-4、L-1、L-2、M-1、M-2、N-1、N-2、O-1、P-1、Q-1、R-1、R-2、R-3、S-1、S-2、T-1、T-2、T-4、T-5、U-1、U-2、U-3、U-4、V-1、V-2、V-3、V-4、V-5及V-6中，化學組成、顯微組織及鍍層中之Fe量及氧化物皆有受到適切地控制，且耐延遲破斷特性、成形性及鍍覆性優異。

在鋼No.A-11、B-6及E-3中，冷軋延之輥徑大於1400mm。又，在鋼No.R-8中，冷軋延之累積軋縮率低於30%。此外，在鋼No.A-7、C-4、M-3、R-6及T-3中，在用以退火之加熱時，鋼板處於溫度550~750℃之溫度範圍的時間低於20秒。所以，在上述鋼No.A-7、A-11、B-6、C-4、E-3、M-3、R-6、R-8及T-3中，氧化物的投影面積率低於10%，且耐延遲破斷特性不夠充分。

在鋼No.A-8、B-4及R-6中，鍍浴中的熔融金屬流速低於10m/min。所以，在該等鋼No.A-8、B-4及R-6中，有產生因鋼板表面之氧化物所造成的鍍覆不全，且外觀及耐久性因該鍍覆不全部分(未被鍍層被覆的部分)而下降。

在鋼No.A-2、E-3及R-4中，由於捲取溫度超過700℃，因此熱軋鋼板的顯微組織成為粗大的肥粒鐵-波來鐵組織，且在其後步驟(冷軋延、退火、鍍鋅及合金化熱處理)後之最終鋼板的顯微組織之各相粗大化(粗大粒面積率超過30%)，使顯微組織不均一化。所以，在該等鋼No.A-2、E-3及R-4中，伸長(TS×El)及擴孔性(TS×λ)之至少1個不夠充分。

在鋼No.A-3、B-3、R-5及T-3中，由於退火溫度低於750℃，因此肥粒鐵中之碳化物直接殘存，且在回火麻田散鐵、沃斯田鐵及回火麻田散鐵與變韌鐵之合計方面，體積分率不夠充分。所以，在鋼No.A-3、B-3、R-5及T-3中，抗拉強度(TS)低於980MPa且伸長(TS×El)及擴孔性(TS×λ)不夠充分。

在鋼No.A-4及C-3中，由於第一段冷卻之冷卻停止溫度低於500℃，因此肥粒鐵過剩生成，且在回火麻田散鐵、沃斯田鐵及回火麻田散鐵與變韌鐵之合計方面，體積分率不夠充分。所以，在鋼No.A-4及C-3中，抗拉強度(TS)低於980MPa，且伸長(TS×El)及擴孔性(TS×λ)之至少1個不夠充分。

在鋼No.A-12及B-7中，由於第二段冷卻之平均冷卻速度低於1℃/秒，而因肥粒鐵之過剩生成及鋼板的淬火不足，在回火麻田散鐵、沃斯田鐵及回火麻田散鐵與變韌鐵之合計方面，體積分率不夠充分。所以，在鋼No.A-12及B-7中，伸長(TS×El)及擴孔性(TS×λ)不夠充分。

在鋼No.A-2、A-8、A-10及C-4中，由於第二段冷卻之冷卻停止溫度在350℃以上，因此無法充分地將顯微組織進行淬火，而使回火麻田散鐵之體積分率低於30%。所以，在鋼No.A-2、A-8、A-10及C-4中，伸長(TS×El)及擴孔性(TS×λ)之至少1個不夠充分。

在鋼No.A-13中，由於第二段冷卻之冷卻停止溫度低於100℃，因此沃斯田鐵的大部分變態成麻田散鐵，而使沃斯田鐵之體積分率低於8%。所以，在該鋼No.A-13中，伸長(TS×El)不夠充分。

在鋼No.A-11中，由於鍍覆後之合金化溫度超過600℃，故而因波來鐵生成使波來鐵的體積分率超過10%，且沃斯田鐵之體積分率低於8%。所以，在鋼No.A-11中，抗拉強度(TS)低於980MPa，且伸長(TS×El)及擴孔性(TS×λ)不夠充分。

在鋼No.A-5、A-6、A-7、C-4、G-3、M-3、R-6及R-7中，在自控制冷卻結束(第二段冷卻結束)至獲得最終製成品為止之步驟中，令鋼板處於溫度350~500℃之溫度範圍的時間低於20秒。所以，在鋼No.A-5及G-3中，即便將鋼板保持在低於350℃的溫度，仍無法充分使沃斯田鐵穩定化，而使沃斯田鐵之體積率低於8%。又，在鋼No.A-6中，即便將鋼板保持在超過500℃的溫度，變韌鐵變態仍無法充分進展而因麻田散鐵之體積率增加，在回火麻田散鐵、沃斯田鐵及回火麻田散鐵與變韌鐵之合計方面，體積分率不夠充分。而，鋼No.C-4的部分因在第二段冷卻瞬後有保持鋼板，故由上述理由使回火麻田散鐵之體積分率低於30%。在鋼No.A-7、M-3及R-6中，雖將鋼板保持在350~500℃之溫度範圍，但無法充分地確保鋼板處於溫度350~500℃之溫度範圍的時間。在鋼No.R-7中，未保持鋼板且無法充分地確保鋼板處於溫度350~500℃之溫度範圍的時間。所以，在該等鋼No.A-7、M-3、R-6及R-7中，無法將沃斯田鐵充分穩定化而使沃斯田鐵之體積率低於8%。因此，在鋼No.A-5、 A-6、A-7、C-4、G-3、M-3、R-6及R-7中，伸長(TS×El)及擴孔性(TS×λ)之至少1個不夠充分。

在鋼No.W-1中，鋼中之C量低於0.05%，且在鋼No.X-1中，鋼中之Si量低於0.5%。所以，在該等鋼No.W-1及X-1中，淬火性及沃斯田鐵之穩定化(就Si而言係肥粒鐵形成所致之碳至沃斯田鐵中之濃化)不夠充分，且在回火麻田散鐵、沃斯田鐵及回火麻田散鐵與變韌鐵之合計方面，體積分率不夠充分。其結果，在鋼No.W-1及X-1中，抗拉強度(TS)低於980MPa，且伸長(TS×El)及擴孔性(TS×λ)不夠充分。

在鋼No.Y-1中，由於鋼中之Si量超過3%，故而因肥粒鐵之穩定化使過剩的肥粒鐵生成，且回火麻田散鐵之體積分率低於30%，回火麻田散鐵與變韌鐵之合計體積分率低於40%。所以，在該鋼No.Y-1中，擴孔性(TS×λ)不夠充分。又，在鋼No.Y-1中，由於鋼板表面之氧化物量增多，故而產生鍍覆不全且耐延遲破斷特性不夠充分。

在鋼No.Z-1中，由於鋼中之Mn量低於1.5%，故而因淬火性之下降使肥粒鐵過剩生成，且在回火麻田散鐵、沃斯田鐵及回火麻田散鐵與變韌鐵之合計方面，體積分率不夠充分。其結果，在鋼No.Z-1中，抗拉強度(TS)低於980MPa，且伸長(TS×El)及擴孔性(TS×λ)不夠充分。又，在該鋼No.Z-1中，由於無法藉由Mn抑制波來鐵之生成，因此波來鐵的體積分率超過10%。

在鋼No.AA-1中，由於鋼中之Mn量超過3%，因此淬火性變得過高，而使第二段冷卻後沃斯田鐵的大部分變態成麻田散鐵。所以，在該鋼No.AA-1中，沃斯田鐵之體積分率低於8%，且伸長(TS×El)及擴孔性(TS×λ)不夠充分。

在鋼No.AB-1中，由於鋼中之C量超過0.4%，因此雪明碳鐵之體積分率超過10%。又，在該鋼No.AB中，由於淬火性過高，因此回火麻田散鐵之體積分率低於30%，且麻田散鐵與變韌鐵之合計體積分率低於40%。所以，在該鋼No.AB中，伸長(TS×El)及擴孔性(TS×λ)不夠充分。

以上，雖已說明本發明的理想實施例，但本發明並不受該等實施例限定。可在不脫離本發明主旨的範圍內進行構成的附加、省略、置換及其他變更。本發明不受前述說明所限定，而僅受附上的申請專利範圍限定。

產業上之可利用性

如前述，依據本發明，可低價提供一種適合於汽車用的結構用構件、補強用構件及懸吊用構件且抗拉最大強度980MPa以上之優於耐延遲破斷特性、鍍覆密著性、伸長及擴孔性的鍍鋅鋼板(包含熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板)。因此，本發明可大幅貢獻於例如汽車的輕量化，故在產業上之可利用性高。

1‧‧‧鍍鋅鋼板(鍍覆鋼板)

2‧‧‧鋼板

3‧‧‧鍍層

3a‧‧‧氧化物

3b‧‧‧鍍覆金屬

A‧‧‧投影面積率

L‧‧‧界面長度

l₁ 、l₂ 、l₃ ‧‧‧投影長度

S1‧‧‧鑄造步驟

S2‧‧‧加熱步驟

S3‧‧‧熱軋延步驟

S4‧‧‧捲取步驟

S5‧‧‧酸洗步驟

S6‧‧‧冷軋延步驟

S7‧‧‧加熱步驟

S8‧‧‧退火步驟

S9‧‧‧控制冷卻步驟

S10‧‧‧溫度控制步驟

S11‧‧‧熔融鍍鋅步驟

S12‧‧‧冷卻步驟

S20‧‧‧合金化處理步驟

S21‧‧‧冷卻步驟

S30‧‧‧保持步驟

S31‧‧‧保持步驟

S32‧‧‧保持步驟