TWI500780B

TWI500780B - 熔融鍍鋅鋼板及其製造方法

Info

Publication number: TWI500780B
Application number: TW101136123A
Authority: TW
Inventors: Masafumi Azuma; Chisato Wakabayashi; Takayuki Nozaki; Manabu Takahashi; Nobuhiro Fujita
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2011-09-30
Filing date: 2012-09-28
Publication date: 2015-09-21
Also published as: JPWO2013047820A1; CA2850044C; KR101935112B1; CN103827341A; EP2762600B1; KR101951081B1; US10407760B2; US20140234657A1; EP2762600A1; JP5569647B2; KR20140068122A; KR20160075849A; KR20160075850A; ZA201402259B; EP2762600A4; WO2013047820A1; ES2732799T3; PL2762600T3; MX373591B; RU2566131C1

Description

熔融鍍鋅鋼板及其製造方法

發明領域

本發明係有關於一種抗拉強度(TS)在980MPa以上且鍍覆密著性及耐延遲破斷特性優異的鍍鋅鋼板。本發明之熔融鍍鋅鋼板尤其適於汽車用結構用構件、補強用構件及懸吊用構件。本發明之熔融鍍鋅鋼板表示熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板。本申請係依據已於2011年09月30日在日本提出申請之特願2011-218046號及已於2011年09月30日提出申請之特願2011-217108號主張優先權，並在此沿用其內容。

發明背景

為因應近年燃料減低的動向而探討汽車衡梁或邊梁等構件的輕量化，在材料面即便進行輕薄化-即即便使用薄鋼板-仍可確保強度及衝撞安全性之觀點看來，鋼板之高強度化已相當有進展。其中，在緩衝器增強及中柱等結構構件中係使用980MPa級(抗拉強度在980MPa以上)鋼板，今後則期待更高強度鋼板的開發。然而，在考慮將980MPa級以上的鋼板適用於汽車用構件時，則要求強度及加工性等特性，再加上耐延遲破斷特性。延遲破斷係肇因自施加於鋼材之應力或氫脆性者，因氫擴散聚積至作為結構物使用之鋼材的應力集中部而引發結構物破斷之現象。以因延遲破斷引發的現象而言，可舉例如PC鋼線 (Pre-stressed Concrete Steel Wire)或螺栓等處於高應力作用之使用狀況下的構件突然破斷之現象等。

習知，薄鋼板因下述該等理由，針對氫脆性的問題較小：(1)由於板厚較薄，因此即便氫侵入，在短時間即可被釋出；(2)因優先加工性，故少利用抗拉強度900MPa以上的鋼板。然而，從有關高強度鋼板適用的要求已然急速提高一點看來，開發耐氫脆性優異的高強度鋼板一途勢在必行。

眾知，延遲破斷與從環境侵入至鋼材之氫有密接的關係。就從環境侵入至鋼材之氫而言，有存在大氣中所含之氫及在腐蝕環境下產生之氫等各式各樣的種類。不論何者，當氫侵入至鋼材中時，可能會成為引起延遲破斷之原因。由此，作為鋼材的使用環境，以不存在氫之環境下的使用為佳。然而，在考慮適用到結構物或汽車時，從在屋外使用鋼材一點看來，將無法避免氫之侵入。

就作用於作為結構物使用之鋼材的應力而言，可舉如賦予於結構物之應力及殘留應力，該殘留應力係結構物成形時所生成的應力一部分殘留於鋼材內部者。尤其，與幾乎不會對螺栓或厚板等製成品造成變形即直接使用的厚板或條鋼相較下，在汽車用薄鋼板等成形後作為構件使用之結構物中，殘留應力蔚為一大問題。因此，在成形延遲破斷成一問題之鋼板時，以不會留下殘留應力之成形方法為佳。

例如，專利文獻1中揭示一種金屬板之熱壓製成形方法，暫時將鋼板加熱至高溫進行加工後，使用模具進行淬火使其高強度化。在該手法中，鋼材係在高溫下加工。所以，加工時被導入而成為殘留應力原因的差排可復原或於加工後生成變態而緩和殘留應力。其結果不太會留下殘留應力。因此，如上述，以熱進行加工並使用其後之淬火將鋼板強化，可提升耐延遲破斷特性。

然而，在專利文獻1之技術中，必須藉由熱處理將加工之鋼板加熱，不利於生產性。又，因需要加熱爐之設置等，故不利於經濟。

又，在切割及打孔等機械加工中切割面存有殘留應力一點看來，恐有引起延遲破斷的疑慮。因此，在980MPa級以上的高強度鋼板加工時，係藉由使用切割時不伴隨雷射等直接的機械加工之手法，以避免殘留應力產生。然而，與剪切切割或打孔加工相較下，雷射切割有成本較高之課題。

相對於該等課題，在棒鋼或條鋼以及厚鋼板之領域中，為了使耐氫脆化特性提升，已開發出可避免延遲破斷的鋼材。例如，非專利文獻1中有揭示一種高強度螺栓，該高強度螺栓係從高溫的沃斯田鐵單向將鋼材進行淬火製成麻田散鐵單向組織後，進行回火處理，藉以使Cr、Mo及V等顯示回火軟化抗性之添加元素的微細析出物整合地微細析出至麻田散鐵中並使鋼材的耐氫脆化特性提升者。在該高強度螺栓中係利用在整合地析出至麻田散鐵中之VC等的周圍，捕獲侵入至鋼材中之氫，以抑制已侵入至鋼材中之氫擴散或集中至因應力集中而成為延遲破斷起點的部位。活用上述機制，自習知便已進展開發高強度且耐延遲破斷特性優異的鋼板。

活用VC等之氫捕獲處的耐延遲破斷特性提升係藉由該等析出物整合析出至麻田散鐵組織中而達成。因此，必須使該等析出物整合析出至組織中。然而，該等析出物之析出需要進行數鐘頭以上的析出熱處理，在製造性方面存有問題。即，從在數十分鐘左右的短時間進行組織控制一點看來，在使用連續退火設備或連續熔融鍍鋅設備等一般薄鋼板之製造設備製造的薄鋼板中，難以獲得該等析出物所致之耐延遲破斷特性提升效果。

此外，活用在熱軋延步驟中析出之析出物時，即便該等析出物在熱軋步驟中有析出，亦會因其後之冷軋延時進行鋼板加工或於連續退火時進行再結晶而喪失析出物與母相之肥粒鐵及麻田散鐵的方位關係。即，析出物成為非整合析出物。該結果會致使所得之鋼板的耐延遲破斷特性亦大幅減低。

又，通常，有延遲破斷產生疑慮的高強度鋼板之鋼板組織係以麻田散鐵為主體之組織。麻田散鐵組織的形成溫度為低溫，因此無法在麻田散鐵組織形成之溫度區析出以VC為首的成為氫捕獲處之析出物。亦即，在薄鋼板中，在意圖以VC等之整合析出物的氫捕獲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暫時製入鋼材組織後，必須施以附加的熱處理以使該等析出物析出，而大幅增加製造成本增加。再加上，一旦對以麻田散鐵為主體之組織施加附加的熱處理，會產生組織軟化且強度降低之問題。所以，在對高強度薄鋼板之耐延遲破斷特性提升上，難以活用VC等的整合析出物。又，非專利文獻1中記載之鋼C含量在0.4%以上且亦含有多量的合金元素，由此看來，在薄鋼板要求之加工性及熔接性亦不夠充分。

專利文獻2中有記載一種藉由以Ti及Mg為主體之氧化物來減低氫性缺陷的厚鋼板。但，在所揭示之厚鋼板中，僅只減低製造時因被捕獲至鋼中之氫而產生的氫性缺陷而絲毫未考慮到耐氫脆性(耐延遲破斷特性)。此外，亦絲毫未考慮薄鋼板所要求的高成形性及耐氫脆性(耐延遲破斷特性)的兼顧。

有關薄鋼板的氫脆性，例如在非專利文獻2中已報告會因殘留沃斯田鐵量之加工誘起變態而助長氫脆性。該者雖有考慮到薄鋼板的成型加工，卻是就不使耐氫脆性劣化之殘留沃斯田鐵量的規定進行論述。即，其係有關具有特定組織之高強度薄鋼板者，稱不上根本的耐氫脆性提升對策。

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：延遲破斷解明之新展開，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，山崎等人，1992年10月，日本鐵鋼協會發行

非專利文獻3：Materia Japan，日本金屬學會會報第44卷第3號(2005)p254-256

發明概要

本發明係有鑑於上述問題點而提案者。即，本目的在於提供一種抗拉強度(TS)980MPa以上且鍍覆密著性及耐延遲破斷特性優異的熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。而，本熔融鍍鋅鋼板兼具尤其適用於汽車用結構用構件、補強用構件及懸吊用構件的成形性(伸長、彎曲性及擴孔性等)。

而，適用於上述構件時，以TS×EL在10000MPa．%以上且TS×λ在20000MPa以上為佳。

此外，當適用於尤其需要伸長之構件的鋼板時，TS×EL在14000MPa．%以上為佳，在15000MPa．%以上較佳，且在16000MPa．%以上尤佳。

又，當適用於緩衝器增強等尤其要求彎曲性之構件的鋼板時，與彎曲性相關之TS×λ在30000MPa．%以上為佳。較理想在40000MPa．%以上，更理想在50000MPa．%以上。

本發明人等進行精闢研討之結果發現，作為不影響鋼材材質且使耐延遲破斷特性提升之手段，藉由對鋼板表面施行如後述之鍍覆，可提升耐延遲破斷特性。具體上發現：藉由使含有選自於Si、Mn或Al之1種以上的氧化物分散至鍍覆層中，可以鍍覆層內之氧化物捕獲從環境侵入之氫，且可延遲氫對應力集中部之擴散及因此所致的延遲破斷。

(1)即，本發明一態樣之熔融鍍鋅鋼板，係具備鋼板及前述鋼板表面上的鍍覆層者；前述鋼板以質量%計含有：C：0.05~低於0.40%、Si：0.5~3.0%、及Mn：1.5~3.0%，並限制O：0.006%以下、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Al：2.0%以下、及N：0.01%以下，且殘餘部分由Fe及無法避免的雜質所構成；顯微組織以體積分率計係合計含有20%以上且99%以下的麻田散鐵及變韌鐵之1種或2種；殘餘部分組織係由肥粒鐵、以及體積分率低於8%的殘留沃斯田鐵及體積分率10%以下的波來鐵之1種或2種所構成；並具有980MPa以上的抗拉強度；前述鍍覆層係含有含Si、Mn或Al之1種或2種以上的氧化物並含有15質量%以下的Fe，且殘餘部分由Zn、Al及無法避免的雜質所構成之熔融鍍鋅層；在包含前述鋼板與前述熔融鍍鋅層之板厚方向截面觀察下，投影面積率係在10%以上且在90%以下，該投影面積率係將前述氧化物投影至前述熔融鍍鋅層與前述鋼板之界面的長度除以前述熔融鍍鋅層與前述鋼板之界面長度而得之面積率。

(2)本發明另一態樣之熔融鍍鋅鋼板，係具備鋼板及前述鋼板表面上的鍍覆層者；前述鋼板以質量%計含有：C：0.05~低於0.40%、Si：0.5~3.0%、及Mn：1.5~3.0%，並限制O：0.006%以下、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Al：2.0%以下、及N：0.01%以下，且殘餘部分由Fe及無法避免的雜質所構成；顯微組織以體積分率計係合計含有20%以上且99%以下的麻田散鐵及變韌鐵之1種或2種；殘餘部分組織係由肥粒鐵、以及體積分率低於8%的殘留沃斯田鐵及體積分率10%以下的波來鐵之1種或2種所構成；並具有980MPa以上的抗拉強度；前述鍍覆層係含有含Si、Mn或Al之1種或2種以上的氧化物且含有7質量%以上且15質量%以下的Fe，且殘餘部分由Zn、Al及無法避免的雜質所構成之合金化熔融鍍鋅層；在包含前述鋼板與前述合金化熔融鍍鋅層之板厚方向截面觀察下，投影面積率係在10%以上且在90%以下，該投影面積率係將前述氧化物投影至前述合金化熔融鍍鋅層與前述鋼板之界面的長度除以前述合金化熔融鍍鋅層與前述鋼板之界面長度而得之面積率。

(3)在上述(1)或(2)記載之熔融鍍鋅鋼板中，前述顯微組織以體積分率計，亦可含有40%以上且80%以下的前述肥粒鐵。

(4)在上述(1)或(2)記載之熔融鍍鋅鋼板中，前述顯微組織以體積分率計，亦可含有超過60%的麻田散鐵及變韌鐵之1種或2種。

(5)在上述(1)~(4)中任一項記載之熔融鍍鋅鋼板中，前述鋼板以質量%計，更可含有1種或2種以上之下述元素：Cr：0.05~1.0%、Mo：0.01~1.0%、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%、Ca：0.0005~0.04%、Mg：0.0005~0.04%、及REM：0.0005~0.04%。

(6)本發明一態樣之熔融鍍鋅鋼板之製造方法，具有下述步驟：將由如(1)記載之化學成分所構成之熔鋼進行鑄造，而製造鋼；將前述鋼直接加熱、或暫時冷卻後加熱至1100℃以上且低於1300℃的第1溫度範圍內；使前述鋼在Ar3變態點以上結束熱軋延；在300℃以上且700℃以下的第2溫度範圍下，捲取前述鋼；酸洗前述鋼；以具有輥徑200mm以上且1400mm以下之工作輥的冷軋機，在累積軋縮率為40~80%下將前述鋼冷軋延；於通過連續熔融鍍鋅工作線時，在進行加熱至退火溫度中，使前述鋼於550~750℃的第3溫度範圍內滯留20秒以上且2000秒以下；在H₂ 濃度20%以下且露點-20℃以上的N₂ 氣體環境下，將前述鋼在750℃以上且900℃以下的第4溫度範圍下保持10秒以上且1000秒以下，進行退火；進行第1冷卻，即以1℃/秒以上且200℃/秒以下的平均冷卻速度，將前述鋼冷卻至500~750℃的第5溫度範圍；進行第2冷卻，即以1℃/秒以上且200℃/秒以下且較前述第1冷卻之前述平均冷卻速度更快的平均冷卻速度，將前述鋼冷卻至鍍鋅浴溫度-40℃~鍍鋅浴溫度+50℃的第6溫度範圍；令浸漬於熔融鍍鋅浴之溫度、即鍍浴浸漬板溫度為前述第6溫度範圍，將前述鋼浸漬於以流速 10m/min以上且50m/min以下流動之前述熔融鍍鋅浴，進行鍍鋅；及，將前述鋼冷卻至40℃以下。

(7)本發明另一態樣之熔融鍍鋅鋼板之製造方法，具有下述步驟：將由如上述(2)記載之化學成分所構成之熔鋼進行鑄造，而製造鋼；將前述鋼直接加熱、或暫時冷卻後加熱至1100℃以上且低於1300℃的第7溫度範圍內；使前述鋼在Ar3變態點以上結束熱軋延；在300℃以上且700℃以下的第8溫度範圍下，捲取前述鋼；酸洗前述鋼；以具有輥徑200mm以上且1400mm以下之工作輥的冷軋機，在累積軋縮率為40~80%下將前述鋼冷軋延；於通過連續熔融鍍鋅工作線時，在進行加熱至退火溫度中，使前述鋼在550~750℃的第9溫度範圍內滯留20秒以上且2000秒以下；在H₂ 濃度20%以下且露點-20℃以上的N₂ 氣體環境下，將前述鋼在750℃以上且900℃以下的第10溫度範圍下保持10秒以上且1000秒以下，進行退火；進行第3冷卻，即以1℃/秒以上且200℃/秒的平均冷卻速度，將前述鋼冷卻至500~750℃的第11溫度範圍；進行第4冷卻，即以1℃/秒以上且200℃/秒以下且較前述第3冷卻之前述平均冷卻速度更快的平均冷卻速度，將前述鋼冷卻至500℃~25℃的第12溫度範圍；當前述第4冷卻中之冷卻停止溫度低於350℃時，將前述鋼再加熱至350℃以上且500℃以下的第13溫度範圍；使前述鋼滯留在前述第13溫度範圍下；令浸漬於熔融鍍鋅浴之溫度、即鍍浴浸漬板溫度為鍍鋅浴溫度-40℃~鍍鋅浴溫度+50℃的第14溫度範圍，將前述鋼浸漬於以流速 10m/min以上且50m/min以下流動之熔融鍍鋅浴，進行鍍鋅；在600℃以下的第15溫度範圍下，對前述鋼進行合金化處理；及，將前述鋼冷卻至40℃以下。

(8)在上述(6)或(7)記載之熔融鍍鋅鋼板之製造方法中，其亦可在低於840℃之溫度下進行前述退火。

(9)在上述(6)或(7)記載之熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其亦可在840℃以上之溫度下進行前述退火。

(10)在上述(6)~(10)中任一項記載之熔融鍍鋅鋼板之製造方法中，前述熔鋼以質量%計，更可含有1種或2種以上之下述元素：Cr：0.05~1.0%、Mo：0.01~1.0%、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%、Ca：0.0005~0.04%、Mg：0.0005~0.04%、及REM：0.0005~0.04%。

本發明可提供一種適合於汽車用結構用構件、補強用構件及懸吊用構件等之具有抗拉強度980MPa以上且鍍覆密著性及耐延遲破斷優異的熔融鍍鋅鋼板。

圖式簡單說明

圖1係以FIB加工裝置加工本發明一實施形態之熔融鍍鋅鋼板截面，並藉由FE-TEM在5萬倍下進行觀察之照片。

圖2係示意地顯示本實施形態之熔融鍍鋅鋼板中，鍍覆層中之氧化物的投影面積率之計算方法之圖。

圖3A係顯示本發明一實施形態之熔融鍍鋅鋼板之製造方法的流程圖。

圖3B係顯示本發明一實施形態之熔融鍍鋅鋼板之製造方法的流程圖(續接圖3A)。

用以實施發明之形態

本發明人等為了解決上述課題，進行了精闢研討。其結果發現以具有輥徑1400mm以下之工作輥的冷軋機(冷軋延機)在40%以上的累積軋縮率進行冷軋延後，於退火時之加熱中在550~750℃之溫度區滯留20秒以上，藉此可於鋼板表層形成單獨或複合含有1種以上之Si、Mn或Al的氧化物。此外更發現，使該等氧化物形成於鋼板表層後，將該鋼板浸漬於流速10m/min以上且50m/min以下流動之熔融鍍鋅浴，進行熔融鍍鋅處理或熔融鍍鋅處理及合金化處理，藉此可使上述氧化物以投影面積率成為10%以上的方式分散至鍍覆層中，此外亦具有優異的鍍覆密著性。又發現，藉由使上述氧化物適切地分散至鍍覆層中，可活用作為捕獲處，提升耐延遲破斷特性。

以下詳細說明本實施形態內容。

本實施形態之熔融鍍鋅鋼板具備鋼板及鋼板表面上的鍍覆層。而，鍍覆鋼板亦可進一步於鍍覆層表面具備有機層或無機層等各種被覆層。當鍍覆鋼板未形成上述被膜層時，鍍覆鋼板係由鋼板及鋼板表面上的鍍覆層所構成。

首先記載關於配置在鋼板上的鍍覆層。該鍍覆層包含熔融鍍鋅層及合金化熔融鍍鋅層。

鍍覆層位於鋼板表面上，含有單獨或複合含有1種或2種以上由Si、Mn或Al所構成之氧化物。在本實施形態中，最重要一點是使鍍覆層中含有含1種或2種以上由Si、Mn或Al所構成之氧化物分散至鍍覆層中。尤其，從鋼板表面方向觀察，在以投影面積率成為10%以上的方式使氧化物分散至鍍覆層內的情況下，其效果相當顯著，該投影面積率即是在包含鋼板與鍍覆層之板厚方向截面觀察下，將氧化物投影至鍍覆層與鋼板之界面的長度除以鍍覆層與鋼板之界面長度而得的面積率。從較熔融鍍鋅鋼板表面更上方觀察鋼板的情況下，該投影面積率亦可改稱為於鋼板表面形成陰影之氧化物在外觀上的被覆率。詳細的機制雖尚未明確，但從氧化物含有多數缺陷一點看來，可推測係因為鍍覆層中之氧化物捕獲到從鋼板表面侵入之氫(例如因腐蝕反應而生成之氫或大氣中之氫)，使氫至鋼板內部之侵入延遲而提升耐延遲破斷特性。由於汽車鋼板係在濕潤環境與乾燥環境反覆之環境即濕潤-乾燥環境下作使用，因此在濕潤環境下，暫時被存在於鋼板表層之氧化物捕獲的氫在乾燥環境下即被釋出至環境中。所以，如上述，在汽車的實際使用環境下，使氧化物分散至鍍覆層中對於耐延遲破斷特性而言具有較高的效果。

上述氧化物之形態可任擇為膜狀、粒狀或細線狀，且只要令投影面積率在上述範圍，即可獲得本實施形態之效果。惟，由於膜狀的氧化物有相對於體積率投影面積率增大之傾向，因此為了在短時間之處理下使投影面積率在本實施形態之範圍，宜將氧化物形態製成膜狀。

令分散至鍍覆層中之氧化物為Si、Mn或Al之氧化物係因為該等氧化物與鋅相較下熔點較高且容易作為氧化物(例如膜狀)分散至鍍覆層中之緣故。尤其，若製成膜狀的氧化物，可較輕易地確保10%以上的投影面積率。又，使上述氧化物分散至從鋼板與鍍覆層之界面距離5μ m以內的鍍覆層區域，氫捕獲效果較為顯著。使該等氧化物形成於鋼板表層後進行熔融鍍鋅處理或熔融鍍鋅處理及合金化處理，藉此可如圖1使氧化物分散至鍍覆層內部。利用鋼板表面之氧化物係因為氧化物之尺寸及個數密度等氧化物形態容易控制，且有利於生成以投影面積率計在10%以上的氧化物。

在此，就單獨或複合含有1種或2種以上之Si、Mn及Al的氧化物而言，可舉如SiO₂ 、MnO、Al₂ O₃ 及Mn₂ SiO₄ 等，以含有SiO₂ 及Mn₂ SiO₄ 為宜。

除了上述，含有含Cr之氧化物(Cr₂ O₃ )亦可獲得同樣的效果。

另一方面，將含氧化物之熔融鋅鍍覆至鋼板的作法相當困難。例如，即便使氧化物分散至熔融鋅內，氧化物會以凡得瓦力為因而形成叢集成為及於1μm~數mm的巨大氧化物。該巨大氧化物恐成為未鍍或裂痕之原因。所以，不宜使氧化物分散至鍍浴內。此外，通常為了提高鍍覆密著性，一般會在鍍覆前除去鋼板表面的氧化物，製成正常的表面，即意圖地不使鍍覆前之鋼板表面形成氧化物。

而，熔融鋅中存在Zn或Al之氧化物作為無法避免的氧化物。該等氧化物宜盡可能除去或抑制其與鋼板之反應，而即便無法避免地(例如5%以下)存在於鍍覆層中亦可。惟，從鍍覆層易於氧化一點看來，鍍覆層表面有時會存在Zn氧化物，惟此不計數作為鍍覆層中之氧化物。

令在本實施形態中分散至鍍覆層中之氧化物為單獨或複合含有Si、Mn或Al之氧化物。藉由對鋼板Si、Mn或Al添加及退火時的氣體環境控制，可控制該等氧化物。另一方面，Ni及Cu等難氧化之元素的添加不僅會引起添加元素氧化且會引起Fe氧化，由此將難以確保氧化物之投影面積率及鍍覆性。爰此，在本實施形態中，於鋼板添加較Fe更易氧化之元素Si、Mn或Al，並令退火條件及爐內氣體環境為預定條件，藉此在鋼板表面形成單獨或複合含有該等元素之氧化物。

對於鋼板表面，氧化物必須如上述具10%以上的投影面積率。在本實施形態中，氧化物從捕獲自鋼板表面侵入之氫為目的，宜存在於鍍覆層內且廣闊地覆蓋鋼板與鍍覆層之界面。令投影面積率在10%以上即可獲得其效果。理想在15%以上，更理想在20%以上。另一方面，投影面積率一旦超過90%，合金化反應會極端地減緩，而為了使鍍覆層中之Fe%在預定範圍，需進行高溫合金化。屆時，因沃斯田鐵會變態成波來鐵，而無法獲得預定材質。氧化物之投影面積率可藉由觀察熔融鍍鋅鋼板之截面而輕易地測定。具體上，如圖2顯示，可藉由相對於鍍覆層與鋼板界面平行方向之氧化物長度的比例進行評估。例如，如圖2顯示，在相對於鍍覆層與鋼板之界面(近似直線之界面)將氧化物垂直投影的情況下，可藉由已投影之氧化物(影)的投影長度(例如圖1之長度(L-l₁ -l₂ -l₃ ))相對於鍍覆層與鋼板間之界面長度(例如圖2之長度L)的比例，評估投影面積率A(%)。在本實施形態中，在1萬倍倍率下測定5視野，並將其平均值定義為投影面積率。由於本實施形態之氧化物分散目的係以鍍覆層中之氧化物捕獲侵入之氫，因此氧化物亦可彼此重疊。

該等氧化物的組成特定及評估可由熔融鍍鋅鋼板截面進行組織觀察而達成。例如可舉如藉由聚焦離子束(FIB：Focus Ion Beam)加工裝置，以包含鍍覆層的方式將鋼板截面加工成薄片後，進行場發射型穿透型電子顯微鏡(FE-TEM：Field Emission Transmission Electron Microscopy)之觀察及能量分散型X射線檢測器(EDX：Energy Dispersive X-ray Spectrometry)之組成分析的方法。在本實施形態中，藉由FIB加工裝置製作觀察用試料後，以FE-TEM在5萬倍下觀察氧化物。再加上以EDX分析氧化物，藉此特定氧化物。

令鍍覆層為含15質量%以下之Fe的熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層。Fe量一旦超過15質量%，會損害鍍覆層本身的密著性，且加工時鍍覆層會破斷．脫落而附著於模具，藉而在成形時成為裂痕的原因。當期望具有點熔接性及塗裝性時，宜藉由合金化處理提高鍍覆層特性。具體上，藉由浸漬於鍍鋅浴後施行合金化處理將Fe攝取至鍍覆層中，即可獲得具有塗裝性及點熔接性優異之合金化熔融鍍鋅層的高強度熔融鍍鋅鋼板。然而，進行合金化處理時，合金化處理後之Fe量若低於7質量%，點熔接性會變得不夠充分。因此，進行合金化處理時即令鍍覆層為合金化熔融鍍鋅層時，鍍覆層中Fe量之範圍宜在7~15質量%。

就鍍覆層之化學組成而言，宜以質量%計含15%以下之Fe·且殘餘部分由80%以上且100%以下之Zn及2%以下之Al以及無法避免的雜質所構成。作為鍍覆層中之上述無法避免的雜質，可舉例如製造上混入之無法避免的雜質(例如鍍浴中之無法避免的雜質或源自於鋼板化學組成之化學元素(Fe、Al及Zn除外)，或因應需求之預鍍中的化學元素(Ni、Cu及Co))。鍍覆層除含有Zn以外，亦可含有Fe、Al、Mg、Mn、Si、Cr、Ni及Cu等化學元素。

有關鍍覆附著量(每單位面積所附著的鍍覆層量)並無特別限制，但從耐蝕性觀點看來，以一面附著量在5g/m² 以上為佳。又，從確保鍍覆密著性之觀點看來，以一面附著量在100g/m² 以下為佳。

又，為了進一步使鍍覆密著性提升，亦可在退火前對鋼板施行由Ni、Cu、Co及Fe單獨或複數構成之鍍覆。

又，將鍍覆層製成合金化熔融鍍鋅層時，為了控制鍍覆層特性，宜將鍍浴中之有效Al濃度控制在0.05~0.500質量%範圍。在此，鍍浴中之有效Al濃度表示從鍍浴中之Al濃度減去鍍浴中之Fe濃度之值。

有效Al濃度低於0.05質量%時，有時會顯著產生廢渣而無法獲得良好的外觀。另一方面，有效Al濃度高於0.500質量%時，合金化弛緩而生產性不佳。由此，浴中之有效Al濃度以0.05~0.500質量%為佳。

為了測定鍍覆層中之Fe及Al的含量，使用以酸溶解鍍覆層並除去未溶解的氧化物後將溶解液進行化學分析之方法即可。例如使用下述方法即可：從將溶解液進行ICP(Inductively Coupled Plasma)發光分析所得之信號強度及濃度既知溶液製成之檢測線，定量出Fe及Al含量之方法，且前述溶解液係針對切割成30mm×40mm之合金化熔融鍍鋅鋼板，以添加抑制劑之5%HCl水溶液一邊抑制鋼板母材之溶出一邊僅將鍍覆層溶解而得。又，考慮到各試料間之測定參差，將從相同的合金化熔融鍍鋅鋼板切出之至少3試料之測定值加以平均即可。

在改善塗裝性及熔接性之目的下，即便進一步於本實施形態之熔融鍍鋅鋼板上施行上層鍍覆或施行各種處理例如鉻酸鹽處理、磷酸鹽處理、潤滑性提升處理及熔接性提升處理等，亦不會損害本實施形態效果。

接下來說明被鍍材之鋼板。

該鋼板含有後述化學成分，且顯微組織以體積分率計係合計含有20%以上且99%以下的麻田散鐵及變韌鐵之1種或2種，又殘餘部分組織由肥粒鐵、以及體積分率低於8%之殘留沃斯田鐵及體積分率10%以下之波來鐵之1種或2種所構成。

為了確保980MPa以上的抗拉強度，係合計含有20%以上的麻田散鐵及變韌鐵。麻田散鐵及變韌鐵的合計體積分率無須特別限定，但因考慮在實際製造下製成100%相當不易，因此亦可設為99%以下。而，由於變韌鐵較麻田散鐵具有更低的強度，因此在製成980MPa以上的抗拉強度時，變韌鐵的體積率在70%以下為佳。殘留沃斯田鐵會在彎曲或抗拉加工時變態成麻田散鐵。在該加工時所形成的麻田散鐵相當堅固，由此一點便會使耐延遲破斷特性劣化。故而將殘留沃斯田鐵體積率設成低於8%。又，波來鐵組織的體積率一旦超過10%，便難以確保980MPa以上的強度，因此令波來鐵的上限為10%。殘留沃斯田鐵及波來鐵亦可為0%。

然而，在要求進一步提升伸長的情況下，宜含有體積率40%以上且80%以下的肥粒鐵。令肥粒鐵的體積率在40%以上，可提升延性(伸長)。肥粒鐵的體積率低於40%時，其效果很小。另一方面，在超過80%時，麻田散鐵及變韌鐵的合計體積率會變成低於20%，而難以確保980MPa以上的高強度。麻田散鐵可為其內部含碳化物之回火麻田散鐵或為不含碳化物且維持淬火狀態之麻田散鐵中任一者。變韌鐵組織亦可為變韌鐵鐵條內含碳化物之下變韌鐵或為鐵條間含碳化物之上變韌鐵中任一者。

另一方面，在欲進一步提升擴孔性的情況下，宜合計含有超過60%的麻田散鐵及變韌鐵之1種或2種。令變韌鐵及麻田散鐵合計超過60%係為使擴孔性提升的同時可確保980MPa以上的強度，在60%以下時其效果很小。

上述顯微組織之各相即肥粒鐵、麻田散鐵、變韌鐵、沃斯田鐵、波來鐵及殘餘部分組織的鑑定、存在位置之觀察及面積率的測定可藉由硝太蝕劑試藥及日本國特開S59-219473號公報中所揭示之試藥，腐蝕鋼板軋延方向截面或軋延方向直角方向截面，並藉由倍率1000倍的光學顯微鏡觀察及倍率1000~100000倍的掃描型及穿透型電子顯微鏡進行定量化。進行各20視野以上之觀察並藉由點計數法或圖像解析可求算出各組織的面積率。上述測定方法雖為二維觀察，但可在本實施形態之鋼板中，在全部的截面獲得相同的面積率。所以，面積率等於體積率。

接下來，說明被鍍材之鋼板的化學成分限定理由。而，以下化學成分之%表示質量%。

C：C係使鋼板強度上升之元素。然而若低於0.05%，即難以兼顧980MPa以上的抗拉強度及加工性。另一方面，若在0.40%以上，即難以確保點熔接性。又，殘留沃斯田鐵會過剩生成且耐延遲破斷特性降低。因此，將其範圍限定在0.05~低於0.40%。

Si：Si可以氧化物的形態分散於鍍覆層。所以係用以改善耐氫脆性(耐延遲破斷特性)最重要的添加元素。惟，添加量低於0.5%時，氧化物之量會不夠充分而無法充分地提升耐延遲破斷特性。由此，必須添加0.5%以上。另一方面，一旦超過3.0%，加工性會降低，同時鋼板會脆化而助長延遲破斷之產生。又，酸洗性會降低。因此，將Si含量限制在0.5~3.0%之範圍。又，Si係強化元素，亦有助於使鋼板強度上升。較理想係0.5~2.5%，更理想係0.5~2.0%。

Mn：Mn係強化元素，有助於使鋼板強度上升。又，可以氧化物的形態分散於鍍覆層。然而，若低於1.5%，即難以獲得980MPa以上的抗拉強度。另一方面，超過3.0%時，會助長P與S之共偏析而招致加工性的明顯劣化。又，殘留沃斯田鐵會過剩生成且耐延遲破斷特性降低。所以，令3.0%為上限。較理想範圍係2.0~2.8%。

O：鋼板中之O會於鋼板中(表層部以外)形成氧化物。該等鋼板中所含之氧化物會使伸長或擴孔性劣化。所以，必須抑制鋼板中之O添加量。尤其，氧化物大多作為夾雜物存在，一旦存在於打孔端面或切割面，便會在端面形成缺口狀的裂痕或粗大的凹坑。其結果，在擴孔時或重加工時會招致應力集中而成為龜裂形成之起點，造成大幅的擴孔性或彎曲性及耐延遲破斷特性之劣化。從O一旦超過0.006%該傾向即顯著一點看來，將O含量上限設為0.006%以下。另一方面，鋼板中之O愈少愈佳，然而若低於0.0001%則會招致過度的高成本，在經濟上不利一點看來，該值為實質上之下限。惟，本實施形態之熔融鍍鋅鋼板會使氧化物分散於鍍覆層中，由此點看來，鍍覆層中或鍍覆層與鋼板界面附近之O含量會高於鋼板內部。從存在於鋼板表面之氧化物存在於鋼板表面或鍍覆層中一點看來，不將之定義為鋼板所含之氧化物或鋼板的氧含量。具體上，測定鋼板之O含量時會除去鍍覆層並將鋼板表面機械研磨10μ m後進行測定。

P：P有偏析於鋼板之板厚中央部的傾向且會使熔接部脆化。一旦超過0.04%，熔接部之脆化即顯著，因此限制在0.04%以下。又，一旦超過0.04%便會使鋼板脆化而助長延遲破斷之產生。P之下限值並無特別限定，但從低於0.0001%在經濟上即相當不利一點看來，令該值為下限值為佳。

S：S會對熔接性以及鑄造時及熱軋時之製造性造成不良影響。所以限制在0.01%以下。S會與Mn結合形成粗大的MnS。該MnS會使彎曲性或擴孔性劣化，或助長延遲破斷之產生。所以S含量宜盡可能少量。然而從低於0.0001%在經濟上即不利一點看來，令該值為下限值為佳。

Al：Al可以氧化物的形態分散於鍍覆層中而活用於耐延遲破斷特性之提升，故亦可添加。又，亦可作為脫氧材料活用。然而，過剩的添加會使Al系的粗大夾雜物之個數增大而成為擴孔性劣化或表面裂痕之原因。又，過剩的Al添加會使鋼板脆化而助長延遲破斷之產生，故不理想。由此，令Al添加上限為2.0%。下限並無特別限定，但因難以設在0.0005%以下，故以此為實質下限。

N：N會在鋼中形成粗大的氮化物。從該氮化物會使彎曲性或擴孔性劣化且同時會使耐延遲破斷特性劣化一點，必須抑制其添加量。由N一旦超過0.01%該傾向即變顯著一點，令N含量之範圍在0.01%以下。再加上，從成為熔接時氣孔產生之原因一點看來，以少量為佳。所以下限無需特別限定。然而，由N含量低於0.0005%即會招致製造成本之大幅增加一點看來，以此為實質下限。

本實施形態之熔融鍍鋅鋼板係以由上述的元素及殘餘部分之鐵及無法避免的雜質所構成之組成為基本，此外，為了強度提升等，可含有1種或2種以上自習知即使用之元素的以下元素中任一種。而，該等選擇元素即便無法避免地(例如低於各選擇元素之量的理想下限之量)混入鋼板中，亦不會損害本實施形態之效果。又，該等化學元素沒有必得添加於鋼板中之必要，因此該等化學元素之下限皆為0%，不受限制。

Mo：Mo係強化元素，同時對於淬火性之提升相當重要。但，低於0.01%時將無法獲得該等效果，因此令添加時之下限值為0.01%。相反地，一旦含有超過1.0%，便會對製造時及熱軋時之製造性造成不良影響，同時會使鋼板脆化而助長延遲破斷之產生，故令上限值為1.0%。

Cr：Cr係強化元素，同時有助於淬火性之提升。但，低於0.05%時將無法獲得該等效果，因此令添加時之下限值為0.05%。相反地，一旦含有超過1.0%，便會對製造時及熱軋時之製造性造成不良影響，同時鋼板會脆化而助長延遲破斷之產生，故令上限值為1.0%。

Ni：Ni係強化元素，同時有助於淬火性之提升。再加上，由可帶來濕潤性之提升及合金化反應之促進一點看來，亦可作添加。但，低於0.05%時將無法獲得該等效果，因此令添加時之下限值為0.05%。另一方面，一旦含有超過1.0%，便會對製造時及熱軋時之製造性造成不良影響，故令上限值為1.0%。

Cu：Cu係強化元素，同時有助於淬火性之提升。再加上，由可帶來濕潤性之提升及合金化反應之促進一點看來，亦可作添加。但，低於0.05%時將無法獲得該等效果，因此令添加時之下限值為0.05%。相反地，一旦含有超過1.0%，便會對製造時及熱軋時之製造性造成不良影響，故令上限值為1.0%。

B在0.0001質量%以上之添加雖有助於粒界強化及鋼材的強度化，但其添加量一旦超過0.01質量%，其效果不僅會飽和且會使熱軋時之製造性降低。所以，令B之添加量為0.0001%~0.01%。

Ti：Ti係強化元素。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的差排強化下，貢獻於鋼板之強度上升。添加量低於0.005%時將無法獲得該等效果，因此令添加時之下限值為0.005%。一旦含有超過0.3%，碳氮化物之析出即增多且成形性或耐延遲破斷特性劣化，故令上限值為0.3%。

Nb：Nb係強化元素。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的差排強化下，貢獻於鋼板之強度上升。添加量低於0.005%時將無法獲得該等效果，因此令添加時之下限值為0.005%。一旦含有超過0.3%，碳氮化物之析出即增多且成形性劣化，故令上限值為0.3%。

V：V係強化元素。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的差排強化下，貢獻於鋼板之強度上升。添加量低於0.005%時將無法獲得該等效果，因此令添加時之下限值為0.005%。一旦含有超過0.5%，碳氮化物之析出即增多且成形性劣化，故令上限值為0.5%。

亦可個別添加0.0005~0.04%之選自於Ca、Mg及REM之1種或2種以上元素。Ca、Mg及REM係使用於脫氧之元素，為了獲得其效果，宜合計含有0.0005%以上之1種或2種以上。REM係稀土金屬(Rare Earth Metal)。然而，其個別的含量一旦超過0.04%，便會成為成形加工性惡化之原因。所以，含量亦以在合計下計0.0005~0.04%為佳。在本實施形態中，REM多以稀土金屬合金作添加，除了La或Ce以外，有時會複合含有鑭系列元素。作為無法避免之雜質，即便含有該等La或Ce以外的鑭系列元素，仍可發揮本實施形態效果。即便添加金屬La或Ce，仍可發揮本實施形態效果。

此外，本實施形態之熔融鍍鋅鋼板就無法避免的雜質而言只要在不損害特性之範圍，亦可含有上述以外的元素(例如Zr、Sn、Co及As等)。

本實施形態之熔融鍍鋅鋼板具有980MPa以上的抗拉強度TS，且耐延遲破斷特性及鍍覆密著性優異。本實施形態之熔融鍍鋅鋼板(素材)係以經過通常的製鐵步驟之製煉、製鋼(精煉)、鑄造、熱軋及冷軋的各步驟製造之製成品為原則，可適當藉由後述實施形態之製造方法製得。然而，即便係省略製鐵步驟之一部分或全部而製造之製成品，只要滿足本實施形態之條件，即可獲得本實施形態中所說明之效果，因此本實施形態之熔融鍍鋅鋼板不必受製造方法限制。

以下，說明本發明一實施形態之熔融鍍鋅鋼板之製造方法。

為了獲得本發明一實施形態之熔融鍍鋅鋼板，進行鋼板表層之氧化物控制及鍍浴內之熔融鋅的噴流控制乃相當重要。

進行熱軋延前的製造方法並無特別限定。即，緊接於豎爐或電爐等之熔製進行各種的2次製煉，接下來以通常的連續鑄造、鑄錠法之鑄造以外及薄扁胚鑄造等方法鑄造具有上述化學成分之熔鋼即可。在連續鑄造的情況下，可暫時冷卻至低溫後，再度進行加熱後再進行熱軋延，亦可連續地將鑄造扁胚進行熱軋。在原料上可使用金屬廢料。

熱軋延前之扁胚加熱溫度必須在1100℃以上。扁胚加熱溫度一旦低於1100℃，最後軋延溫度可能會低於Ar3點。屆時會變成肥粒鐵及沃斯田鐵之二相域軋延，且熱軋板組織變成不均質的混粒組織，即便歷經冷軋及退火步驟而無法消除不均質的組織而形成延性或彎曲性劣等者。又，在本實施形態中，為了在退火後確保980MPa以上的抗拉最大強度，與軟鋼等相較下合金元素之含量較多，且最後軋延時之強度亦容易偏高。所以，扁胚加熱溫度一旦低於1100℃，因最後軋延溫度之降低伴隨而來的軋延荷重之增加，會有難以進行軋延或招致軋延後之鋼板形狀不良的疑慮。又，扁胚加熱溫度之上限並無特別限定，雖可發揮本實施形態效果但若將加熱溫度設為過度高溫，在經濟上不甚理想。由此，令扁胚加熱溫度之上限低於1300℃。

在本實施形態中，Ar3變態點係藉由下述式計算。

Ar3變態點(℃)=901-325×C+33×Si-92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)

(式中之C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu及Mo係鋼中各成分的含量[質量%]。)

令熱軋延之最後軋延溫度(熱軋延結束溫度)在Ar3變態點以上。上限並無特別限定即可發揮本實施形態效果。軋延溫度一旦低於Ar3變態點，軋延荷重即會過度增高而難以進行製造，同時會在肥粒鐵與沃斯田鐵之二相域承受熱軋延，由此看來，熱軋延後之鋼板的顯微組織會不均一。即，最後軋延中所生成之肥粒鐵會在軋延中被拉伸而變粗大，而軋延後從沃斯田鐵變態之肥粒鐵會成膜狀。具有上述不均一的顯微組織之鋼板即便進行冷軋延及退火加以組織控制，材質仍有參差，此外耐延遲破斷特性降低，不甚理想。另一方面，將熱軋延之最後軋延溫度設為過度高溫時，為了確保其溫度，必須將扁胚之加熱溫度設成過度高溫，不甚理想。由此，宜將熱軋延之最後軋延溫度的上限溫度設在1000℃以下。

就熱軋延後之冷卻並無特別規定，即便採取用以進行符合各個目的之組織控制的冷卻模式，仍可獲得本實施形態效果。

熱軋延後進行捲取。捲取溫度必須在300℃以上且在700℃以下。一旦超過700℃，便會於熱軋組織中生成粗大的肥粒鐵或波來鐵組織，而使退火後的組織不均一性大增，且最終製成品之材質異向性增大。又，在超過700℃的溫度下進行捲取會使形成於鋼板表面之氧化物的厚度過度增大而使酸洗性劣化，故非理想。另一方面，若在300℃以下，即會因熱軋板之強度增高而使冷軋荷重增高。其結果，會無法進行冷軋延或招致板破斷等之製造問題。

而，亦可於熱軋時將粗軋延板彼此接合，連續地進行最後軋延。又，亦可暫時將粗軋延板予以捲取。

對以上述方法加以捲取之熱軋鋼板進行酸洗。酸洗可將鋼板表面的氧化物除去，對於鍍覆性提升相當重要。就酸洗方法，使用公知方法即可。又，可進行一次酸洗，亦可分成複數次進行酸洗。

在累積軋縮率40~80%下將已酸洗之熱軋鋼板進行冷軋延，並使該板通過連續熔融鍍鋅工作線。從藉由自鋼板內部(尤其在粒界)之擴散供給上述形成氧化物之Si、Al或Mn一點看來，氧化物容易形成於鋼板表面之粒界周邊。該結果，肥粒鐵之粒徑一大，鋼板表面的粒界比例即小，便難以使氧化物的投影面積在10%以上。又，一般而言，維持冷軋延狀態的肥粒鐵會於軋延方向拉伸，且粒界比例小。該結果，將維持冷軋延狀態的組織進行退火時，難以使氧化物的投影面積率在10%以上。由此，在氧化物形成前，必需使肥粒鐵再結晶，縮小粒徑，藉此促進氧化物之形成。冷軋的累積軋縮率低於40%時，將無法充分地導入再結晶所需的應變。又，最終製成品之延性會劣化，故以此為下限。此外，累積軋縮率低於40%時，將難以保持形狀平坦。又，另一方面，超過80%的冷軋(冷軋延)會使冷軋荷重變得過大而難以進行冷軋，故以此為上限。較理想的範圍係45~75%。累積軋縮率只要在上述範圍，無特別規定軋延道次之次數及各道次的軋縮率即可發揮本實施形態效果。

又，在本實施形態中，將進行冷軋延時之工作輥的徑長(輥徑)設在1400mm以下。理想在1200mm以下，更理想在1000mm以下。其理由在於，導入的應變種類會依輥徑的不同而異，以小徑輥件較容易導入剪切應變。由於再結晶容易從剪切帶生成，因此以剪切帶多數形成之小徑輥件進行軋延的鋼板會較快引發再結晶。即，藉由使用輥件徑小的工作輥進行冷軋，可在氧化物形成前使再結晶開始。

在此，累積軋縮率係以各軋縮步驟(例如冷軋延步驟)之最初道次前的入口板厚為基準，相對於該基準之累積軋縮量(軋延之最初道次前的入口板厚與軋延之最終道次後的出口板厚之差)的百分率。

通過鍍覆工作線時的加熱速度無特別規定即可發揮本實施形態效果。然而，低於0.5℃/秒的加熱速度會大幅損害生產性，故非理想。又，加熱速度超過100℃便會招致過度的設備投資，在經濟上不甚理想。

在本實施形態中，使通過鍍覆工作線時(通板時)加熱至退火溫度中，在550~750℃的溫度範圍下滯留20秒以上。其理由在於，在該溫度範圍下再結晶雖可充分進行，但與再結晶相較下，氧化物形成較慢。首先，單獨或複合含有Si、Mn或Al之氧化物最初有形成於鋼板表面之肥粒鐵粒界的傾向，且會將藉由再結晶所形成之微細的肥粒鐵粒界作為生成部位作活用。即，施行上述冷軋後，使其滯留在該溫度區下，藉此可使再結晶在氧化物形成之前開始。滯留的溫度一旦低於550℃，再結晶即需要相當長的時間，故非理想。又，滯留溫度一旦超過750℃，氧化物的形成快，且會在再結晶或粒成長之途中於粒界形成粒上的氧化物，故非理想。惟，若是於暫時使氧化物形成後，在組織控制之目的下，在超過750℃的溫度區下進行長時間的保持亦可。而，該效果不論在以肥粒鐵為主相之組織下或是在以變韌鐵或麻田散鐵為主相之組織下皆同。又，在550℃~750℃下之滯留時間低於20秒時，再結晶會無法充分進展，故非理想。另一方面，超過2000秒的滯留不僅會使生產性劣化，且所形成之氧化物會增厚而成為未鍍原因，故非理想。理想為40~500秒。而，滯留不僅表示等溫保持之意，即便有在該溫度區下之加熱或保持等溫度變化亦可。

由於該等氧化物會優先形成於肥粒鐵粒界，因此多具有網目狀結構。

上述滯留後進行退火。為了使鍍覆層含有單獨或、複合含有Si、Mn或Al之氧化物1種以上的氧化物，必須在連續熔融鍍鋅工作線(CGL：Continuous Galvanizing Line)的退火步驟中，使鋼板表面形成易氧化性元素的氧化物後進行鍍覆，使其被攝取至鍍覆層中。為了使鋼板表面形成Si、Mn或Al之氧化物，將連續熔融鍍鋅工作線之退火步驟中的氣體環境控制在適當範圍。即，連同退火溫度管理退火氣體環境中之H₂ 濃度與露點尤其重要。爰此，在本實施形態中，在H₂ 濃度為20體積%以下之N₂ 氣體環境中，令露點在-20℃以上，且在最高加熱溫度為750~900℃之範圍進行退火。最高加熱溫度一旦低於750℃，熱軋時所形成的碳化物進行再固溶時會耗費過多時間而殘存碳化物或其一部分，且冷卻後無法充分獲得麻田散鐵及變韌鐵，由此將難以確保980MPa以上的強度。另一方面，過度的高溫加熱不僅會招致成本的上升，在經濟上不甚理想，且會誘發高溫通板時之板形狀劣化或使輥件壽命降低等問題，故而令最高加熱溫度的上限為900℃。為了碳化物之溶解，在該溫度區下之熱處理時間以10秒以上的熱處理為佳。另一方面，熱處理時間一旦超過1000秒，便會招致成本的上升，故在經濟上不甚理想。較理想在600秒以下。有關熱處理，可在最高加熱溫度下進行等溫保持，即便在進行分級加熱到達最高加熱溫度後即立刻開始冷卻，仍可發揮本實施形態效果。露點一旦低於-20℃，上述的投影面積率會超過90%，故非理想。H₂ 濃度一旦超過20體積%，成本便會大幅上升，故非理想。

為了使爐內氣體環境成為Fe的還原氣體環境，H₂ 濃度的下限以0.05體積%為佳。為了抑制爐內之Fe的氧化，露點在50℃以下為佳。露點較理想在40℃以下，更理想在30℃以下。

肥粒鐵會在750~900℃下之退火中或在最高加熱溫度~650℃為止之冷卻中形成。因此，為了使伸長較為提升，當令顯微組織之肥粒鐵面積率在40%以上時，退火溫度宜低於840℃。令退火溫度低於840℃，藉此可增加退火時之肥粒鐵分率，因此冷卻後仍可製出含有多數肥粒鐵的組織。而，退火時為沃斯田鐵之組織在冷卻後會變態成麻田散鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵及波來鐵其中一者。

另一方面，為了使擴孔性較為提升，當令顯微組織之麻田散鐵及變韌鐵的面積率超過60%時，退火溫度宜在840℃以上。令退火溫度在840℃以上，可提高退火時之沃斯田鐵分率。該沃斯田鐵在退火後之冷卻中會變態成變韌鐵或麻田散鐵，因此可增加變韌鐵及麻田散鐵之分率。

就鍍覆前之退火，可沿著本實施形態之各步驟，因應需求施加變更而適用下述各方法：Sendzimir法，「脫脂酸洗後在非氧化氣體環境下加熱，並在含H₂ 及N₂ 之還原氣體環境下進行退火後，冷卻至鍍浴溫度附近並浸漬於鍍浴」；全還原爐方式，「調節退火時之氣體環境，最初使鋼板表面氧化後，其後藉由還原進行鍍覆前之清淨化後，浸漬於鍍浴」；或助熔法，「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」。

上述退火結束後冷卻至500~750℃之溫度區(第1冷卻或第3冷卻)。令退火自最高加熱溫度的平均冷卻速度為1.0~200℃/秒。冷卻速度低於1℃/秒會大幅損害生產性，故非理想。另一方面，過度提高冷卻速度會招致高製造成本，因此令上限為200℃/秒為佳。

其後，以1℃/秒以上且較第1冷卻速度更快的冷卻速度，冷卻至鍍鋅浴溫度-40℃~鍍鋅浴溫度+50℃之溫度範圍(第2冷卻)。將冷卻速度設在1℃/秒以上之理由在於，冷卻速度一小，在冷卻過程中肥粒鐵或波來鐵會過剩析出而難以確保980MPa以上的強度。另一方面，過度提高冷卻速度會招致高製造成本，因此令上限為200℃/秒為佳。在本實施形態中，令鍍鋅浴溫度為440℃~460℃。

又，鍍浴浸漬前，暫時冷卻至25℃~500℃的溫度(第4冷卻)來取代第2冷卻，其後在冷卻停止溫度低於鍍浴溫度-40℃的情況下再加熱至350℃~500℃之溫度範圍並使其滯留亦可。若在上述溫度範圍下進行冷卻及，冷卻中會從未變態的沃斯田鐵形成麻田散鐵或變韌鐵等硬質相。其後藉由進行再加熱，可將硬質相回火。回火係表示在硬質相內之碳化物析出或差排的恢復．再配列，藉由進行回火可提升擴孔性、彎曲性及耐延遲破斷特性。令冷卻停止溫度的下限為25℃是因為過度的冷卻不僅需要大幅的設備投資，且其效果會達飽和。此外，再加熱後且鍍浴浸漬前，使鋼板滯留在350~500℃之溫度區下。該溫度區下的滯留不僅會貢獻於麻田散鐵的回火，亦會消除板寬方向的溫度不均，使鍍覆後之外觀提升。當第4冷卻的冷卻停止溫度為350℃~500℃時，不進行再加熱而進行滯留即可。為了獲得其效果，將進行滯留之時間設在10秒以上且在1000秒以下為佳。為了引起變韌鐵變態並使殘留沃斯田鐵穩定化，將滯留時間設為20~750秒為佳，更理想為30~500秒。

進行上述第2冷卻或在350℃~500℃溫度區的滯留後，浸漬於鍍浴進行熔融鍍鋅。鍍浴浸漬板溫度(浸漬於熔融鍍鋅浴時的鋼板溫度)設在較熔融鍍鋅浴溫度低40℃之溫度(熔融鍍鋅浴溫度-40℃)至較熔融鍍鋅浴溫度高50℃之溫度(熔融鍍鋅浴溫度+50℃)為止的溫度範圍。鍍浴浸漬板溫度一旦低於熔融鍍鋅浴溫度-40℃，鍍浴浸漬進入時的去熱會太大而可能有熔融鋅的一部分凝固使鍍覆外觀劣化，故非理想。浸漬前的板溫度低於熔融鍍鋅浴溫度-40℃時，亦可以任意的方法於鍍浴浸漬前進一步加熱，將板溫度控制在熔融鍍鋅浴溫度-40℃以上後浸漬於鍍浴。又，鍍浴浸漬板溫度一旦超過熔融鍍鋅浴溫度+50℃，會引發鍍浴溫度上升所伴隨的操作上的問題。鍍浴含有純鋅以外，亦可含有Fe、Al、Mg、Mn、Si及Cr等。

氧化物一覆蓋鋼板表面，便容易產生未鍍或合金化延遲等問題。尤其，在熔融鍍鋅浴的表面或浴中存在鋅的氧化物。鋅的氧化物與已形成於鋼板表面之氧化物具高親和性，且鋅的氧化物容易附著，因此容易產生未鍍或外觀不良等問題。在本實施形態中，從使Si、Mn或Al的氧化物分散在鋼板表面一點看來，容易引起未鍍或合金化延遲。當為了可抑制氫脆化而分散投影面積率10%以上的氧化物時，該傾向會更顯著。爰此，使鋼板表面形成本實施形態的氧化物時，藉由以流速10m/min以上且50m/min以下的噴流速度使鍍浴中之熔融鋅流動，可妨礙鋼板與鋅的氧化物之附著而防止未鍍及促進合金化。該結果可使氧化物分散在鍍覆層中。通常，熔融鍍鋅浴中會有稱為浮渣之Zn或Al的氧化膜漂浮，成為未鍍或合金化延遲的原因。本發明人等發現，在鋼板表面存在有氧化物的情況下，由於鋼板浸漬於浴時容易附著浮渣，因而容易產生未鍍(在鍍覆層中達及鋼板的缺陷)。已附著於鋼板的浮渣不僅會造成未鍍，亦會使合金化延遲。此舉動在含有多數Si或Mn之鋼板中特別顯著。詳細的機制雖尚不明確，但推測是因為形成於鋼板表面之Si或Mn的氧化物與同為氧化物的浮渣起反應而助長未鍍或合金化延遲。流速低於10m/min時，將無法獲得噴流所致的未鍍抑制效果而有氧化物附著於鋼板表面，因而引發外觀不良。另一方面，一旦超過50m/min，不僅效果達飽和，還會產生因鋅流動所造成的模樣，容易引起外觀不良。又，過大的設備投資會招致高成本。所以，鍍浴中之熔融鋅的流速設在10m/min以上且在50m/min以下。在此，就熔融鋅的通量方向並無特別限制，僅控制通量的大小即可。

浸漬後，從鍍浴取出已浸漬於鍍浴之鋼板，並因應需求進行擦淨。對鋼板進行擦淨便可控制附著於鋼板表面之鍍覆量(鍍覆附著量)。就鍍覆附著量並無特別限制，惟由較為提高耐蝕性之觀點看來，以鍍覆附著量每面在5g/m² 以上為佳。又，由較為提高鍍覆密著性之觀點看來，以鍍覆附著量每面在100g/m² 以下為佳。

此外，當進行鍍覆層之合金化處理時，在600℃以下進行。另一方面，一旦超過600℃，便會形成碳化物，使殘留沃斯田鐵體積率減少而難以確保優異的延性，同時麻田散鐵等之硬質相會軟化或多量生成波來鐵，而難以確保980MPa以上的抗拉最大強度。另一方面，合金化處理溫度一旦低於460℃，合金化之進行便會減緩且生產性差，故非理想。此外，合金化處理溫度一旦超過600℃，鍍覆層中之Fe會超過15質量%而失去鍍覆層的密著性。而，未進行合金化處理時，只要滿足本實施形態條件，鍍覆層中之Fe便不會超過15質量%。

圖3A及圖3B顯示上述本發明一實施形態之製造方法的流程圖。

此外，以藉由鋼板形狀之矯正或可動差排導入圖謀延性之提升為目的，可施行整面軋延。熱處理後之整面軋延的軋縮率以0.1~1.5%之範圍為佳。低於0.1%時，效果小且難以控制，故以此值為下限。一旦超過1.5%，生產性便會顯著降低，故以此值為上限。整面道次可在線上進行亦可在線外進行。又，目的軋縮率之整面道次可進行一次亦可分數次進行。

本發明的熔融鍍鋅鋼板之素材係以經過通常的製鐵步驟之精煉、製鋼、鑄造、熱軋及冷軋步驟而製造為原則，惟，即便是省略其一部分或全部而製造者，只要滿足本發明之相關條件，即可獲得本發明效果。

實施例

接下來，藉由實施例詳細說明本發明。

將具有表1顯示之成分的扁胚加熱至1200℃，並在表2-1~表2-4記載之熱軋條件下進行熱軋延且以水冷帶水冷後，在表2-1~表2-4顯示之溫度下進行捲取處理。熱軋板的厚度係設在2~4.5mm之範圍。將該熱軋板酸洗後，以預定冷軋率進行冷軋使冷軋延後的板厚成為1.2mm而製成冷軋板。其後，使該等冷軋板在表2-1~表2-4顯示之條件下，以連續合金化熔融鍍鋅設備在表2-1~表2-4之條件下滯留在550~750℃溫度區中，其後進行退火及冷卻且因應需求進行再加熱，浸漬於控制在預定條件之鍍鋅浴，其後冷卻至室溫(25℃)。鍍浴中的有效Al濃度係設在0.09~0.17質量%之範圍。就一部分的鋼板在浸漬於鍍鋅浴後在各條件下進行合金化處理，並冷卻至室溫。屆時的單位面積重量係將兩面皆設為約35g/m² 。最後，就所製得之鋼板在0.4%的軋縮率下進行整面軋延。

在上述條件下所製造之鋼板特性顯示於表3-1~表3-4。

抗拉試驗係從1.2mm厚之板與軋延方向垂直的方向採取JIS5號試驗片，並依據JIS Z2241：2011評估抗拉特性。

鍍覆層中之氧化物的觀察係自熔融鍍鋅鋼板截面進行組織觀察而實行。在熔融鍍鋅鋼板表層藉由聚焦離子束加工裝置以包含鍍覆層的方式將鋼板截面加工成薄片後，進行使用FE-TEM之觀察及使用能量分散型X射線檢測器(EDX)之組成分析。在1萬~5萬倍倍率下觀察5視野並特定組成及面積率。

鍍覆層中之Fe及Al的含量係以添加有抑制劑之5%HCl水溶液溶解鍍覆層並除去未溶解的氧化物後，將溶解液進行ICP發光分析而測定。測定3試料並將平均值作為鍍覆層之Fe%。

該等氧化物之組成及面積率的評估可藉由熔融鍍鋅鋼板截面進行組織觀察而達成。例如，可舉如藉由聚焦離子束(FIB)加工裝置，以包含鍍覆層的方式將鋼板截面加工成薄片後，進行使用場發射型穿透型電子顯微鏡(FE-TEM)之觀察及使用能量分散型X射線檢測器(EDX)之組成分析的方法。藉由FIB加工裝置製作出觀察用試料後，以FE-TEM在5萬倍下觀察氧化物。再加上，藉由以EDX分析氧化物可進行氧化物之特定。

為了使鍍覆層含有單獨或複合含有Si、Mn或Al之氧化物1種以上的氧化物，必須在CGL的退火步驟中，使鋼板表面形成易氧化性元素的氧化物後，進行鍍覆以攝取至鍍覆層中。

接下來，為了評估耐延遲破斷特性，進行U彎曲試驗之試驗片製作及電解充電之耐延遲破斷試驗。首先，將依照本發明方法製造的熔融鍍鋅鋼板，依循非專利文獻3 記載的方法評估耐延遲破斷特性。

具體上，將鋼板進行機械切割後，將端面予以機械研削，在10R下進行U彎曲試驗。於製得之試驗片中央黏貼應變計，並以螺栓拴緊試驗片兩端，藉此賦予應力。所賦予之應力係藉由監控之應變計的應變算出。負荷應力係賦予對應於TS之0.7的應力，即若為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。此認為是因為成形時被導入的殘留應力與鋼板之TS相對應。其他，就擴孔係依據JFS T1001進行評估。

將所得之U彎曲試驗片浸漬於硫氰酸銨溶液，以鋼板側為陰極且以鉑電極為陽極，並在電流密度0.1mA/cm² 下釋放電流，進行2小時的電解充電試驗。電解充電試驗中產生的氫可能會侵入至鋼板中，引起延遲破斷。電解充電試驗後，從溶液取出試驗片，並以目測觀察U彎曲試驗片中央部，藉此調查裂痕之有無。惟，鍍覆層有時會在U彎曲試驗時產生裂痕，在電解充電試驗後的表面觀察時可能會被誤認成因延遲破斷而生成之龜裂。爰此，延遲破斷試驗後將鍍覆層以已添加抑制劑之5%HCl水溶液加以溶解並觀察鋼板表面有無龜裂。由於彎曲加工部被賦予相當大的應力，因此龜裂一旦產生，其進展即相當快速。由此，在本實施例中，有龜裂時，全部會變成大的開口龜裂，即便以目測亦可輕易地判定有無龜裂。在本實施例中，使用放大鏡或立體顯微鏡等，仔細地觀察試驗片，再度確認龜裂之有無，並確認無開口龜裂者亦無微細的龜裂。

在表3-1~表3-4顯示之延遲破斷試驗結果中，GOOD表示端部未產生龜裂，BAD表示端部有產生龜裂。

鍍覆性係如下述進行評估。

GOOD：無未鍍

BAD：有未鍍

耐粉末化性係以進行壓製時有無產生粉末化來評估。

GOOD：無粉末化產生

BAD：有粉末化產生

就有未鍍之例的部分，未獲得充分的鍍覆層之密著性。

所測定之抗拉特性、耐延遲破斷特性、鍍覆性及鍍覆層中之Fe%顯示於表3-1~表3-4。可知，本發明鋼板皆具有980MPa以上的高強度，且耐延遲破斷特性及鍍覆性(未鍍及耐粉末化性)優異。

另一方面，在有任一條件脫離本發明範圍之例中，抗拉強度、耐延遲破斷特性及鍍覆性(未鍍及耐粉末化性)中至少有1個差。

而，在令冷軋延率在90%以上之例中，板在途中破斷而無法進行通板。又，在令冷軋延率低於30%之例中，板形狀不穩定且通板時有產生失誤，因而中止通板。上述鋼板皆無法進行評估，故未限制於表中。

又，表中之成分的殘餘部分係指Fe及無法避免的雜質，符號「-」表示未檢測出之意。此外，表中之底線表示在本發明範圍外。

又，表中之GI表示具備熔融鍍鋅層的熔融鍍鋅鋼板，GA表示具備合金化熔融鍍鋅層之熔融鍍鋅鋼板，即合金化熔融鍍鋅鋼板。

[表1]

產業上之可利用性

本發明係可低價提供適合汽車用的結構用構件、補強用構件及懸吊用構件且具有抗拉最大強度980MPa以上之耐延遲破斷特性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板者。所以，可期待大幅貢獻於汽車的輕量化，產業上的效果極高。

L‧‧‧鍍覆層與鋼板間之界面長度

l₁ ~l₃ ‧‧‧氧化物投影長度

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

Claims

一種熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於，其係具備鋼板及前述鋼板表面上的鍍覆層者；前述鋼板以質量%計含有：C：0.05~低於0.40%、Si：0.5~3.0%、及Mn：1.5~3.0%，並限制O：0.006%以下、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Al：2.0%以下、及N：0.01%以下，且殘餘部分由Fe及無法避免的雜質所構成；顯微組織以體積分率計係合計含有20%以上且99%以下的麻田散鐵及變韌鐵之1種或2種；殘餘部分組織係由肥粒鐵、以及體積分率低於8%的殘留沃斯田鐵及體積分率10%以下的波來鐵之1種或2種所構成；並具有980MPa以上的抗拉強度；前述鍍覆層係含有含Si、Mn或Al之1種或2種以上的氧化物並含有15質量%以下的Fe，且殘餘部分由Zn、Al及無法避免的雜質所構成之熔融鍍鋅層；在包含前述鋼板與前述熔融鍍鋅層之板厚方向截面觀察下，投影面積率係在10%以上且在90%以下，該投影面積率係將前述氧化物投影至前述熔融鍍鋅層與前述鋼板之界面的長度除以前述熔融鍍鋅層與前述鋼板之界面長度而得之面積率。
一種熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於，其係具備鋼板及前述鋼板表面上的鍍覆層者；前述鋼板以質量%計含有：C：0.05~低於0.40%、Si：0.5~3.0%、及Mn：1.5~3.0%，並限制O：0.006%以下、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Al：2.0%以下、及N：0.01%以下，且殘餘部分由Fe及無法避免的雜質所構成；顯微組織以體積分率係合計含有20%以上且99%以下的麻田散鐵及變韌鐵之1種或2種；殘餘部分組織係由肥粒鐵、以及體積分率低於8%的殘留沃斯田鐵及體積分率10%以下的波來鐵之1種或2種所構成；並具有980MPa以上的抗拉強度；前述鍍覆層係含有含Si、Mn或Al之1種或2種以上的氧化物且含有7質量%以上且15質量%以下的Fe，且殘餘部分由Zn、Al及無法避免的雜質所構成之合金化熔融鍍鋅層；在包含前述鋼板與前述合金化熔融鍍鋅層之板厚方向截面觀察下，投影面積率係在10%以上且在90%以下，該投影面積率係將前述氧化物投影至前述合金化熔融鍍鋅層與前述鋼板之界面的長度除以前述合金化熔融鍍鋅層與前述鋼板之界面長度而得之面積率。
如申請專利範圍第1或2項之熔融鍍鋅鋼板，其中前述顯微組織以體積分率，含有40%以上且80%以下的前述肥粒鐵。
如申請專利範圍第1或2項之熔融鍍鋅鋼板，其中前述顯微組織以體積分率計，含有超過60%的麻田散鐵及變韌鐵之1種或2種。
如申請專利範圍第1或2項之熔融鍍鋅鋼板，其中前述鋼板以質量%計，更含有1種或2種以上之下述元素：Cr：0.05~1.0%、Mo：0.01~1.0%、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%、 Ca：0.0005~0.04%、Mg：0.0005~0.04%、及REM：0.0005~0.04%。
一種熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵在於具有下述步驟：將由如申請專利範圍第1項之化學成分所構成之熔鋼進行鑄造，而製造鋼；將前述鋼直接加熱、或暫時冷卻後加熱至1100℃以上且低於1300℃的第1溫度範圍內；使前述鋼在Ar3變態點以上結束熱軋延；在300℃以上且700℃以下的第2溫度範圍下，捲取前述鋼；酸洗前述鋼；以具有輥徑200mm以上且1400mm以下之工作輥的冷軋機，在累積軋縮率為40~80%下將前述鋼冷軋延；於進行通過連續熔融鍍鋅工作線時，在進行加熱至退火溫度中，使前述鋼於550~750℃的第3溫度範圍內滯留20秒以上且2000秒以下；在H₂ 濃度20%以下且露點-20℃以上的N₂ 氣體環境下，將前述鋼在750℃以上且900℃以下的第4溫度範圍下保持10秒以上且1000秒以下，進行退火；進行第1冷卻，即以1℃/秒以上且200℃/秒以下的平均冷卻速度，將前述鋼冷卻至500~750℃的第5溫度範圍；進行第2冷卻，即以1℃/秒以上且200℃/秒以下且較前述第1冷卻之前述平均冷卻速度更快的平均冷卻速度，將前述鋼冷卻至鍍鋅浴溫度-40℃~鍍鋅浴溫度+50℃的第6溫度範圍；令浸漬於熔融鍍鋅浴之溫度、即鍍浴浸漬板溫度為前述第6溫度範圍，將前述鋼浸漬於以流速10m/min以上且50m/min以下流動之前述熔融鍍鋅浴，進行鍍鋅；及將前述鋼冷卻至40℃以下。
一種熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵在於具有下述步驟：將由如申請專利範圍第2項之化學成分所構成之熔鋼進行鑄造，而製造鋼；將前述鋼直接加熱、或暫時冷卻後加熱至1100℃以上且低於1300℃的第7溫度範圍內；使前述鋼在Ar3變態點以上結束熱軋延；在300℃以上且700℃以下的第8溫度範圍下捲取前述鋼；酸洗前述鋼；以具有輥徑200mm以上且1400mm以下之工作輥的冷軋機，在累積軋縮率為40~80%下將前述鋼冷軋延；於通過連續熔融鍍鋅工作線時，在進行加熱至退火溫度中，使前述鋼在550~750℃的第9溫度範圍內滯留20秒以上且2000秒以下；在H₂ 濃度20%以下且露點-20℃以上的N₂ 氣體環境下，將前述鋼在750℃以上且900℃以下的第10溫度範圍下保持10秒以上且1000秒以下，進行退火；進行第3冷卻，即以1℃/秒以上且200℃/秒以下的平均冷卻速度，將前述鋼冷卻至500~750℃的第11溫度範圍；進行第4冷卻，即以1℃/秒以上且200℃/秒以下且較前述第3冷卻之前述平均冷卻速度更快的平均冷卻速度，將前述鋼冷卻至500℃~25℃的第12溫度範圍；當前述第4冷卻中之冷卻停止溫度低於350℃時，將前述鋼再加熱至350℃以上且500℃以下的第13溫度範圍；使前述鋼滯留在前述第13溫度範圍下；令浸漬於熔融鍍鋅浴之溫度、即鍍浴浸漬板溫度為鍍鋅浴溫度-40℃~鍍鋅浴溫度+50℃的第14溫度範圍，將前述鋼浸漬於以流速10m/min以上且50m/min以下流動之熔融鍍鋅浴，進行鍍鋅；在600℃以下的第15溫度範圍下，對前述鋼進行合金化處理；及將前述鋼冷卻至40℃以下。
如申請專利範圍第6或7項之熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其係在低於840℃之溫度下進行前述退火。
如申請專利範圍第6或7項之熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其係在840℃以上之溫度下進行前述退火。
如申請專利範圍第6或7項之熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中前述熔鋼以質量%計，更含有1種或2種以上之下述元素：Cr：0.05~1.0%、Mo：0.01~1.0%、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%、Ca：0.0005~0.04%、Mg：0.0005~0.04%、及REM：0.0005~0.04%。