TW201718941A

TW201718941A - 鍍敷鋼板

Info

Publication number: TW201718941A
Application number: TW105134588A
Authority: TW
Inventors: Takuya Mitsunobu
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2015-10-26
Filing date: 2016-10-26
Publication date: 2017-06-01
Also published as: TWI601853B; US10655203B2; MX2018002518A; PL3369837T4; EP3369837A1; BR112018003781A2; PL3369837T3; KR20180040157A; EP3369837A4; WO2017073579A1; CN108350554A; KR102085223B1; EP3369837B1; CN108350554B; JPWO2017073579A1; JP6160793B1; US20180245193A1; ES2778682T3

Abstract

一種鍍敷鋼板，其鍍層及金屬間化合物層之平均化學組成以質量%計，顯示為Al：10%~40%、Si：0.05%~4%、Mg：0%~5%，且剩餘部分：Zn及雜質。鍍層具有第1組織及共析組織；前述第1組織是由將Zn固溶的Al相及分散於此Al相中的Zn相所構成，平均化學組成以質量%計，顯示為Al：25%~50%、Zn：50%~75%，且雜質：低於2%；前述共析組織是由Al相及Zn相所構成，平均化學組成以質量%計，顯示為Al：10%~24%、Zn：76%~90%、雜質：低於2%。於鍍層的截面中，第1組織的面積分率為5%~40%，第1組織及共析組織的合計面積分率為50%以上；而鍍層中所包含的、且含Zn為90%以上的組織即Zn相，其面積分率為25%以下；鍍層中所包含的金屬間化合物相的合計面積分率為9%以下，且金屬間化合物層的厚度為2μm以下。

Description

鍍敷鋼板

發明領域本發明是有關一種至少於鋼板表面之一部分具有含Al之Zn系鍍層的鍍敷鋼板。

發明背景對於汽車的構造構件，由防鏽的觀點看來是使用鍍敷鋼板。作為汽車用鍍敷鋼板，可舉例譬如合金化鍍鋅鋼板及熔融鍍鋅鋼板。

對於合金化鍍鋅鋼板，有焊接性及塗裝後耐蝕性優異之優點。於專利文獻1中記載有合金化鍍鋅鋼板之一例。然而，合金化鍍鋅鋼板的鍍層由於合金化處理時的Fe擴散而較為硬質，因此與熔融鍍鋅鋼板的鍍層相較之下易於剝離。亦即，容易因外部壓力而在鍍層發生破裂，此破裂傳播至和基底鋼板的界面，鍍層便容易以界面為起點剝離。因此，對於汽車的外板使用合金化鍍鋅鋼板時，會有由於車輛行駛中石頭彈跳所造成的小石塊之撞擊(敲鑿)，鍍層與塗裝一起剝離，基底鋼板暴露出來而變得容易被腐蝕的情形。此外，因合金化鍍鋅鋼板的鍍層含有Fe，若因敲鑿而塗裝剝落的話，也會有鍍層本身會被腐蝕，而產生紅褐色的鏽的情形。在合金化鍍鋅鋼板的鍍層也會有粉化及剝脫發生。

未實施合金化處理的熔融鍍鋅鋼板其鍍層不含Fe，而較為軟質。因此，透過熔融鍍鋅鋼板，便可使伴隨鑿敲而來的腐蝕不易發生，亦可抑制粉化及剝脫。於專利文獻2~5中記載有熔融鍍鋅鋼板之一例。但是，因熔融鍍鋅鋼板的鍍層熔點低，在壓製成形時容易發生燒黏到模具上的情形。此外，壓製成形或彎曲加工時，也會有在鍍層產生破裂的情況。

如上述，以目前為止的鍍敷鋼板，難謂其耐粉化性、耐燒黏性、耐破裂性及耐敲鑿性之全體均適用於汽車用途上。

先前技術文獻專利文獻專利文獻1：日本特開2003-253416號公報專利文獻2：日本特開2006-348332號公報專利文獻3：日本特開2005-154856號公報專利文獻4：日本特開2005-336546號公報專利文獻5：日本特開2004-323974號公報

發明概要發明欲解決之課題本發明之目的在於提供一種可獲得優異的耐敲鑿性，且可抑制壓製成形時的粉化、對模具的燒黏以及加工時的破裂之發生的鍍敷鋼板。

用以解決課題之手段本發明者人等為解決上述課題，進行了精闢研討。其結果理解到，在鍍層具備預定化學組成及預定組織時，便可獲得優異的耐敲鑿性，且可抑制壓製成形時的粉化、對模具的燒黏以及加工時的破裂之發生。以下，有時會將塑性變形能力、耐燒黏性及耐粉化性統稱為加工性。此外，也理解到上述的預定組織無法以習知的鍍敷鋼板之製造方法製得，以不同於習知方法的方法製造鋼板時才可製得。本發明者人等根據此種見解，想到了以下所示的發明之各種態樣。

(1) 一種鍍敷鋼板，其特徵在於：其是至少於鋼板表面之一部分具有含Al之Zn系鍍層的鍍敷鋼板；前述鍍層、以及前述鍍層與前述鋼板間的金屬間化合物層之平均化學組成以質量%計，顯示為Al：10%~40%、Si：0.05%~4%、Mg：0%~5%，且剩餘部分：Zn及雜質；前述鍍層具有：第1組織，由將Zn固溶的Al相及分散於此Al相中的Zn相所構成，平均化學組成以質量%計，顯示為Al：25%~50%、Zn：50%~75%，且雜質：低於2%；以及共析組織，由Al相及Zn相所構成，平均化學組成以質量%計，顯示為Al：10%~24%、Zn：76%~90%、雜質：低於2%；於前述鍍層的截面中，前述第1組織之面積分率為5%~40%，前述第1組織及前述共析組織的合計面積分率為50%以上；被含有於前述鍍層中且含有Zn為90%以上的組織即Zn相，其面積分率為25%以下；被含有於前述鍍層中的金屬間化合物相，其合計面積分率為9%以下；且前述金屬間化合物層的厚度為2μm以下。

(2) 如(1)之鍍敷鋼板，其特徵在於：在前述鍍層的表面中，前述第1組織的個數密度為1.6個/cm² ~25.0個/cm² 。

(3) 如(1)或(2)之鍍敷鋼板，其特徵在於：前述第1組織含有：第2組織，平均化學組成以質量%計，顯示為Al：37%~50%、Zn：50%~63%、雜質：低於2%；第3組織，平均化學組成以質量%計，顯示為Al：25%~36%、Zn：64%~75%、雜質：低於2%。

(4) 如(1)~(3)之任一者的鍍敷鋼板，其特徵在於：前述鍍層及前述金屬間化合物層的平均化學組成以質量%計，顯示為Al：20%~40%、Si：0.05%~2.5%、Mg：0%~2%，且剩餘部分：Zn及雜質。

(5) 如(1)~(4)之任一者的鍍敷鋼板，其特徵在於：前述金屬間化合物層的厚度為100nm~1000nm。

(6) 如(1)~(5)之任一者的鍍敷鋼板，其特徵在於：於前述鍍層的截面中，前述第1組織的面積分率為20%~40%，前述共析組織的面積分率為50%~70%，前述第1組織及前述共析組織的合計面積分率為90%以上。

(7) 如(1)~(6)之任一者的鍍敷鋼板，其特徵在於：於前述鍍層的截面中，前述第1組織的面積分率為30%~40%，前述共析組織的面積分率為55%~65%，前述第1組織及前述共析組織的合計面積分率為95%以上。

(8) 如(1)~(7)之任一者的鍍敷鋼板，其特徵在於：於前述鍍層及前述金屬間化合物層的平均化學組成中，Mg濃度為0.05%~5%；令Mg濃度為Mg%、Si濃度為Si%時，「Mg%≦2×Si%」之關係會成立；且存在於前述鍍層中的Mg₂ Si之結晶以最大等效圓直徑計為2μm以下。

(9) 如(1)~(8)之任一者的鍍敷鋼板，其特徵在於：前述鍍層所含有的前述Zn相其體積分率為20%以下。

發明效果根據本發明，由於鍍層具備預定化學組成及組織，故可獲得優異的耐敲鑿性，且可抑制壓製成形時的粉化、對模具的燒黏以及加工時的破裂之發生。

用以實施發明之形態以下說明本發明之實施例。本實施形態之鍍敷鋼板是有關一種至少於鋼板表面之一部分具有含Al之Zn系鍍層的鍍敷鋼板。

首先，針對鍍層、及鍍層與鋼板之間的金屬間化合物層之平均化學組成，進行說明。於以下說明中，如果沒有特別指明，各元素的濃度單位之「%」意指「質量%」。本實施形態之鍍敷鋼板中所含有的鍍層及金屬間化合物層之平均化學組成為以下所示：Al：10%~40%、Si：0.05%~4%、Mg：0%~5%、且剩餘部分：Zn及雜質。

(Al：10%～40%) Al有助於提高含Al之Zn系鍍層的熔點及提升硬度。鍍層的熔點越高，壓製成形時的燒黏越不容易發生。當Al濃度低於10%時，鍍層的熔點並不會變得比純Zn的鍍層的熔點高，而無法充分抑制燒黏。因此，要令Al濃度為10%以上，理想為設為20%以上。當Al濃度為10%以上時，Al濃度越高，Zn-Al合金的熔點越高，Al濃度為40%左右的Zn-Al合金的熔點約為540℃。

Al也能助益於提升含Al之Zn系鍍層的延展性。根據本發明人等所進行之研討發現，含Al之Zn系鍍層的延展性在Al濃度為20%~40%的情況下雖是特別優異，但當Al濃度低於5%或超過40%時，則會低於純Zn的鍍層的延展性。因此，要令Al濃度為40%以下。

(Si：0.05%～4%) Si是在形成鍍層時，抑制鍍浴中所含Zn及Al與鍍敷原板即鋼板中所含Fe產生反應，而抑制金屬間化合物層朝鍍層和鋼板之間生成。詳細內容將於後述，惟金屬間化合物層是含有譬如Al-Zn-Fe化合物，且亦被稱為界面合金層，其會使鍍層和鋼板之間的密著性降低並使加工性降低。當鍍浴中所含有的Si之濃度低於0.05%時，一將鍍敷原板浸漬於鍍浴中，金屬間化合物層便立刻開始成長，形成過量的金屬間化合物層，而加工性便會明顯降低。因而，要令鍍浴中的Si濃度為0.05%以上，且令鍍層及金屬間化合物層中的平均Si濃度亦為0.05%以上。另一方面，當Si濃度超過4%時，成為破損起點的Si相容易殘存於鍍層中，而有無法獲得充分的延展性的情形。因此，要令Si濃度為4%以下，理想為設為2%以下。

(Mg：0%～5%) Mg有助於提升塗裝後耐蝕性。譬如，若鍍層中含有Mg時，即便在塗膜及鍍層上有切傷，仍可以抑制從切傷開始的腐蝕。這是由於Mg會隨著腐蝕而溶出，藉此在切傷的周圍會生成含有Mg的腐蝕生成物，且會如自我修復作用一般，防止水、氧等腐蝕因素從切傷的進一步入侵之故。此抑制腐蝕的效果在Mg濃度為0.05%以上時甚為明顯。因此，Mg濃度宜為0.05%以上，較佳為1%以上。另一方面，Mg容易形成MgZn₂ 或Mg₂ Si等加工性不足的金屬間化合物。在鍍層中含有Si的情況下，會有Mg₂ Si較MgZn₂ 優先析出的傾向。此等金屬間化合物越多則加工性越低，而在Mg濃度超過5%時，鍍層的延展性會明顯降低。因此，要令Mg濃度為5%以下，理想為設為2%以下。

在令Mg濃度為「Mg%」、Si濃度為「Si%」時，「Mg%＞2×Si%」之關係若成立，則加工性較低的MgZn₂ 會較Mg₂ Si優先生成。因此，即便Mg濃度為5%以下，仍宜成立「Mg%≦2×Si%」之關係。Mg₂ Si相及MgZn₂ 相為其他金屬間化合物相的例子。

(剩餘部分：Zn及雜質) Zn有助於提升鍍層的犧牲性防蝕機能、耐蝕性及塗裝底層之性能。而以Al及Zn佔鍍層之大部分為佳。雜質可列舉譬如由鋼板擴散來的Fe、於鍍浴中不可避免地會含有的元素。

接著，說明鍍層之組織。圖1是顯示本發明的實施形態之鍍敷鋼板上所含有的鍍層之一例的截面圖。本實施形態之鍍敷鋼板10上所含有的鍍層11具有第1組織11及共析組織14；前述第1組織是由將Zn固溶的Al相及分散於此Al相中的Zn相所構成，且其平均化學組成如以下所示：Al：25%~50%、Zn：50%~75%、且雜質：低於2%；前述共析組織是由Al相及Zn相所構成，且其平均化學組成如以下所示：Al：10%~24%、Zn：76%~90%、雜質：低於2%。在鍍層10的截面中，第1組織11的面積分率為5%~40%，第1組織11及共析組織14的合計面積分率為50%以上；被含有於鍍層10中且含有90%以上的Zn之組織即Zn相15，其面積分率為25%以下；被含有於鍍層10中的金屬間化合物相，其合計面積分率為9%以下；且鍍層10和鋼板20之間的金屬間化合物層30之厚度為2μm以下。

(第1組織) 第1組織是一種由將Zn固溶的Al相及分散於此Al相中的Zn相所構成、平均化學組成為Al：25%~50%、Zn：50%~75%、且雜質：低於2%所示之組織。第1組織有助於提升塑性變形能力、加工性及耐敲鑿性。於鍍層的截面中，當第1組織的面積分率低於5%時，便無法獲得充分的加工性。因此，要令第1組織的面積分率為5%以上，理想為設為20%以上，較佳為設為30%以上。另一方面，能以後述方法形成的第1組織的面積分率至多為40%。

如圖1所示，於第1組織11中含有譬如第2組織12及第3組織13。第2組織為一種平均化學組成以Al：37%~50%、Zn：50%~63%、雜質：低於2%所示的組織。第3組織為一種平均化學組成以Al：25%~36%、Zn：64%~75%、雜質：低於2%所示的組織。第2組織及第3組織皆是由將Zn固溶的Al相及分散於此Al相中的Zn相所構成。詳細內容將於後述，惟第2組織及第3組織的鍍層中的比例可從藉由掃描型電子顯微鏡(scanning electron microscope：SEM)而得的反射電子(backscattered electron：BSE)像，利用圖像處理而求得。

(共析組織) 共析組織是一種由Al相及Zn相所構成、其平均化學組成為Al：10%~24%、Zn：76%~90%、雜質：低於2%所示的組織。共析組織也有助於提升塑性變形能力。於鍍層的截面中，當共析組織的面積分率低於50%時，Zn相的比例會變高，而有無法獲得充分的壓製成形性及塗裝後耐蝕性的情形。因此，宜令共析組織的面積分率為50%以上，較佳為設為55%以上。另一方面，能以後述方法形成的共析組織的面積分率至多為75%。第1組織比共析組織更容易有助於提升加工性，為了以較高面積分率獲得該第1組織，共析組織的面積分率宜設為70%以下，較佳為設為65%以下。

於鍍層的截面中，當第1組織及共析組織的合計面積分率低於50%時，無法獲得充分的塑性變形能力。而有譬如若進行複雜的壓製成形時，會有較多裂痕發生的情形。因此，要令第1組織及共析組織的合計面積分率為50%以上。此外，由於第1組織較共析組織更具有優異的塑性變形能力，故理想為第1組織的面積分率高於共析組織的面積分率。

第1組織及共析組織的合計面積分率宜為55%以上。若合計面積分率為55%以上時，可獲得較為優異的加工性。譬如使用厚度為0.8mm的鍍敷鋼板，在2T彎曲試驗中，於彎曲頂部幾乎沒有裂痕產生。在合計面積分率為55%以上的情況下，譬如，共析組織的面積分率為50%~70%，而第1組織的面積分率則為5%以上。2T彎曲試驗之概要是顯示於圖2A中。在2T彎曲試驗中是如圖2A所示，將厚度為t的鍍敷鋼板樣品，於其間設置4t份的空間且彎曲180°，並觀察彎曲頂部51的裂痕。

第1組織及共析組織的合計面積分率較佳為90%以上。若合計面積分率為90%以上時，可獲得更為優異的加工性。譬如使用厚度為0.8mm的鍍敷鋼板，在1T彎曲試驗中，於彎曲頂部幾乎沒有裂痕產生。在合計面積分率為90%以上的情況下，譬如，共析組織的面積分率為50%~70%，而第1組織的面積分率則為20%以上且低於30%。1T彎曲試驗之概要是顯示於圖2B中。在1T彎曲試驗中是如圖2B所示，將厚度為t的鍍敷鋼板樣品，於其間設置2t份的空間且彎曲180°，並觀察彎曲頂部52的裂痕。

第1組織及共析組織的合計面積分率較佳為95%以上。若合計面積分率為95%以上時，可獲得極為優異的加工性。譬如使用厚度為0.8mm的鍍敷鋼板，而在0T彎曲試驗中，於彎曲頂部幾乎沒有裂痕產生。在合計面積分率為95%以上的情況下，譬如，共析組織的面積分率為50%~65%，而第1組織的面積分率則為30%以上。0T彎曲試驗之概要是顯示於圖2C中。在0T彎曲試驗中是如圖2C所示，將厚度為t的鍍敷鋼板樣品，於其間不設置空間而彎曲180°，並觀察彎曲頂部53的裂痕。

(Zn相及金屬間化合物相等) 含有90%以上的Zn的組織即Zn相，其會使加工性降低。雖然在鍍層中可含有第1組織、共析組織及Zn相以外的相，譬如Si相及Mg₂ Si相，也能含有其他金屬間化合物相(MgZn₂ 相等)，但此等亦會使加工性降低。因此，理想為在鍍層中不含有Zn相及金屬間化合物相。然後，在Zn相的面積分率超過25%時，加工性明顯降低，且金屬間化合物相的合計面積分率超過9%時，加工性明顯降低。因此，要令Zn相的面積分率為25%以下，令金屬間化合物相的合計面積分率為9%以下。而從耐蝕性的觀點看來，理想亦為Zn相的面積分率為20%以下。此外，從確保較高延展性的觀點看來，Si相的面積分率宜為3%以下。

此外，在鍍層和鋼板之間，雖亦可有已固溶些微Si的Al-Mn-Fe系金屬間化合物等的金屬間化合物層，但當金屬間化合物層的厚度超過2μm時，加工性便容易降低。因此，金屬間化合物層的厚度為2000nm以下，理想為1000nm以下。若根據後述製造方法，則金屬間化合物層的厚度會變為100nm以上。

接下來，針對製造本發明實施形態之鍍敷鋼板的方法，進行說明。在此方法中，是將用來作為鍍敷原板的鋼板一邊進行退火一邊還原其表面，並浸漬於Zn-Al系鍍浴中，從鍍浴拉起且於後述條件下進行冷卻。

鋼板的材質並無特別限定。可使用譬如鋁脫氧鋼(Al killed steel)、極低碳鋼、高碳鋼、各種高張力鋼、以及含有Ni和Cr的鋼等。鋼的強度亦無特別限定。製鋼方法、熱軋方法、酸洗方法、冷軋方法等之製造鋼板時的條件也無特別限定。而鋼的化學組成譬如C含量及Si含量也無特別限定。在鋼中也可以含有Ni、Mn、Cr、Mo、Ti或B、或是此等之任意組合。鋼板的退火溫度是設為譬如800℃左右。

在鍍層之形成中，亦可採用森吉米爾(Sendzimir)法或預鍍法。在進行Ni之預鍍的情況下，會有Ni被含有於金屬間化合物層中的情形。

在Zn-Al系鍍浴的建浴中，是例如使用純Zn、Al、Mg及Al-Si合金並進行調和，以使各成分成為預定濃度，並以450℃~650℃進行溶解。將表面已充分還原的鋼板浸漬於450℃~600℃之鍍浴中，若此鋼板從鍍浴中拉起時，熔融金屬便會附著於鋼板表面上。利用將熔融金屬冷卻，鍍層即會形成。理想為在熔融金屬凝固前，透過實施藉由N₂ 氣體的拭焊來調整鍍層的附著量。在此製造方法中是因應鍍浴的Al濃度而使冷卻方法不同。

(在鍍浴的Al濃度為20%以上40%以下的情況) 在Al濃度為20%以上40%以下的情況下，從鍍浴溫度起到360℃~435℃的範圍內的第1溫度為止，是以10℃/秒以上的第1冷卻速度進行冷卻，而從第1溫度起到280℃~310℃的範圍內的第2溫度為止，是以0.02℃/秒~0.50℃/秒的第2冷卻速度進行冷卻，之後，從第2溫度起到室溫為止則是以30℃/秒以上的第3冷卻速度進行冷卻。

以10℃/秒以上的第1冷卻速度，進行冷卻至相當於Zn-Al系狀態圖中固相線溫度之第1溫度為止，藉此熔融金屬會變成過冷狀態。因此，巨觀的凝固組織即樹枝狀結晶(樹狀晶)會微細地產生，其個數密度會變成1.6個/cm² 以上。若考慮到可達成的冷卻速度時，樹枝狀結晶的個數密度至多為25.0個/cm² 左右。而在樹枝狀結晶內，是越接近中心Al濃度越高，越遠離中心則Zn濃度越高。樹枝狀結晶越微細，其內部的微觀凝固偏析便越被緩和。在第1溫度中，樹枝狀結晶的周圍實質上是Zn相。若第1冷卻速度為10℃/秒以上時，在鍍浴中含有Mg的情況下，即可將結晶成初晶的金屬間化合物的Mg₂ Si相微細化為2μm以下的等效圓直徑。因此，便容易抑制金屬間化合物的形成所伴隨的延展性降低。若考慮到以其後的第2冷卻速度之冷卻，第1冷卻速度宜設為40℃/秒以下。

在從第1溫度起到第2溫度為止的冷卻中，將Zn固溶的Al相會生成於樹枝狀結晶Al濃度較高的部分中，而在樹枝狀結晶Al濃度較低的部分中、及在已存在有Zn相的部分中，則Al原子及Zn原子會混合而Zn相的面積分率會降低。當第2冷卻速度為超過0.50℃/秒時，Zn原子及Al原子無法充分擴散，Zn相變得容易大量殘存。因此，要令第2冷卻速度為0.50℃/秒以下。另一方面，當第2冷卻速度低於0.02℃/秒時，金屬間化合物層會過量形成，而變得無法獲得充分的延展性。因此，要令第2冷卻速度為0.02℃/秒以上。此外，從第1溫度起到第2溫度為止的冷卻所耗費的時間是設為180秒以上1000秒以下。這是由於Zn原子及Al原子會充分擴散，且會抑制金屬間化合物層過量形成之故。

在從第2溫度起到室溫為止的冷卻中，固溶於Al中的Zn會微細地析出，且可獲得第1組織及共析組織；前述第1組織是由將Zn固溶的Al相及分散於此Al相中的Zn相所構成，而前述共析組織則是由Al相及Zn相所構成。雖然也會有從第1組織及共析組織獨立出來的Zn相析出的情形，但其面積分率為20%以下。於第1組織內，Al濃度較高的第2組織(Al：37%~50%)生成的同時，在第2組織和共析組織之間會生成Al濃度較低的第3組織(Al：25%~36%)。樹枝狀結晶內的微觀凝固偏析越被緩和，第2組織及第3組織便越容易生成。當第3冷卻速度低於30℃/秒時，Zn相會析出、成長並凝聚，而有在鍍層中的Zn相的面積分率變成20%以上的情形。因此，第3冷卻速度是設為30℃/秒以上。由於第1組織是作為樹枝狀結晶而殘存下來，故第1組織的個數密度會變成譬如1.6個/cm² ~25.0個/cm² 。

(鍍浴的Al濃度為10%以上且低於20%的情況) 在Al濃度為10%以上且低於20%的情況下，從鍍浴溫度起到410℃的第1溫度為止是以10℃/秒以上的第1冷卻速度進行冷卻，從第1溫度起到390℃的第2溫度為止是以0.02℃/秒~0.11℃/秒的第2冷卻速度進行冷卻，之後，從第2溫度起到室溫為止則是以30℃/秒以上的第3冷卻速度進行冷卻。

以10℃/秒以上的第1冷卻速度進行冷卻至第1溫度為止，藉此熔融金屬會變成過冷狀態。因此，巨觀的凝固組織即樹枝狀結晶(樹狀晶)會微細地產生，其個數密度會變成1.6個/cm² 以上。若考慮到可達成的冷卻速度時，樹枝狀結晶的個數密度至多為25.0個/cm² 左右。而在樹枝狀結晶內，是越接近中心Al濃度越高，越遠離中心則Zn濃度越高。樹枝狀結晶越微細，其內部的微觀凝固偏析便越被緩和。在第1溫度中，樹枝狀結晶的周圍實質上是Zn相。若第1冷卻速度為10℃/秒以上時，在鍍浴中含有Mg的情況下，即可將結晶成初晶的金屬間化合物的Mg₂ Si相微細化為2μm以下的等效圓直徑。因此，便容易抑制金屬間化合物的形成所伴隨的延展性降低。若考慮到以其後的第2冷卻速度之冷卻，第1冷卻速度宜設為40℃/秒以下。

在從第1溫度起到第2溫度為止的冷卻中，將Zn固溶的Al相會生成於樹枝狀結晶Al濃度較高的部分中，而在樹枝狀結晶Al濃度較低的部分中、及在已存在有Zn相的部分中，則Al原子及Zn原子會混合而Zn相的面積分率會降低。當第2冷卻速度為超過0.11℃/秒時，Zn原子及Al原子無法充分擴散，Zn相變得容易大量殘存。因此，要令第2冷卻速度為0.11℃/秒以下。另一方面，當第2冷卻速度低於0.02℃/秒時，金屬間化合物層會過量形成，而變得無法獲得充分的延展性。因此，要令第2冷卻速度為0.02℃/秒以上。此外，從第1溫度起到第2溫度為止的冷卻所耗費的時間是設為180秒以上1000秒以下。這是由於Zn原子及Al原子會充分擴散，且會抑制金屬間化合物層過量形成之故。

在從第2溫度起到室溫為止的冷卻中，固溶於Al中的Zn會微細地析出，且可獲得第1組織及共析組織；前述第1組織是由將Zn固溶的Al相及分散於此Al相中的Zn相所構成，而前述共析組織則是由Al相及Zn相所構成。雖然也會有從第1組織及共析組織獨立出來的Zn相析出的情形，但其面積分率為20%以下。於第1組織內，Al濃度較高的第2組織(Al：37%~50%)生成的同時，在第2組織和共析組織之間會生成Al濃度較低的第3組織(Al：25%~36%)。樹枝狀結晶內的微觀凝固偏析越被緩和，第2組織及第3組織便越容易生成。當第3冷卻速度低於30℃/秒時，Zn相會析出、成長並凝聚，而有在鍍層中的Zn相的面積分率變成20%以上的情形。因此，要令第3冷卻速度為30℃/秒以上。由於第1組織是作為樹枝狀結晶而殘存下來，故第1組織的個數密度會變成譬如1.6個/cm² ~25.0個/cm² 。

藉由此方法，便可製造本實施形態之鍍敷鋼板，亦即，具備有以預定的面積分率含有第1組織及共析組織的鍍層之鍍敷鋼板。又，雖然第2組織一旦生成，第3組織必然也會生成，但不使第2組織生成而使第3組織生成是可能的。

在此方法中，於鍍層和鋼板之間必然會有金屬間化合物層形成。受到來自於鋼板的Fe之擴散，雖然會有3%左右的Fe被含有於鍍層及金屬間化合物層的積層體中的情形，但其大多會於金屬間化合物層提高濃度，被含有於鍍層中的Fe極為微量，鍍層之特性實質上並不受Fe影響。

接著，針對鍍層及金屬間化合物層的化學組成、以及鍍層的相之分析方法進行說明。於此等的分析中，原則上，是令樣品係採取自鍍敷鋼板的板寬方向的中心附近，尤其是設定成不採取自下述範圍：從軋延方向(長度方向)的端部起30mm的範圍內、及垂直於此的方向(板寬方向)的端部起30mm的範圍內。

而在鍍層及金屬間化合物層的化學組成之分析中，將鍍敷鋼板浸漬於添加有抑制劑且濃度為10%的HCl中，並根據感應耦合電漿(inductively coupled plasma：ICP)法來分析剝離溶液。藉由此方法，即可掌握鍍層及金屬間化合物層的平均化學組成。

構成鍍層的相，是藉由對於鍍層表面之使用了Cu靶的X射線繞射法來進行分析。在本發明實施形態中的鍍層中，Zn及Al之峰是作為主峰而被檢測出。由於Si為微量，故Si之峰無法作為主峰而被檢測出。而在含有Mg的情況下，屬於Mg₂ Si的繞射峰也會被檢測出。

鍍層中所含有的各組織的面積分率可由以下影像之圖像解析來算出：藉由SEM所得到的BSE影像、及藉由能量色散X射線分析(energy dispersive X-ray spectrometry：EDS)所得之元素分佈影像(elemental mapping)。

接著，說明鍍層性能的評價方法。鍍層性能可列舉譬如塗裝後耐蝕性、塑性變形能力、耐敲鑿性、耐粉碎性及耐燒黏性。

在塗裝後耐蝕性的評價中，對鍍敷鋼板的樣品實施磷酸鋅處理及電沉積塗裝以準備塗裝鍍敷鋼板，並形成達到塗裝鍍敷鋼板的基鐵(即鋼板)的橫切傷。然後，將形成有橫切傷的塗裝鍍敷鋼板供給至複合循環性腐蝕試驗，並測定橫切傷周圍的最大膨脹幅度。以相同條件進行多數次的複合循環性腐蝕試驗，算出其等的最大膨脹幅度之平均值。根據最大膨脹幅度之平均值便能夠評價塗裝後耐蝕性。塗裝後耐蝕性越優異的鍍層，其最大膨脹幅度之平均值越低。此外，由於紅鏽的產生會使塗裝鍍敷鋼板的外觀明顯劣化，故一般而言，到產生紅鏽為止的期間越長者，其越會被評價為塗裝後耐蝕性優異。

在塑性變形能力的評價中，是於0T彎曲試驗、1T彎曲試驗或2T彎曲試驗中，將鍍敷鋼板的樣品沿板寬方向彎曲180°，並計算彎曲頂部的裂痕的數量。根據裂痕的數量便能夠評價塑性變形能力。裂痕的數量是使用SEM來計數。越是塑性變形能力優異且延展性良好者，其裂痕越少。將經彎曲180°的樣品直接進行加速腐蝕試驗，藉此亦可評價彎曲加工部的耐蝕性。

而在耐敲鑿性的評價中，對鍍敷鋼板的樣品實施磷酸鋅處理及電沉積塗裝之後，藉由實施中間塗裝、表塗塗裝及透明塗裝，以形成4層構造之塗膜。然後，使碎石撞擊恆溫保持於預定溫度的塗膜，並藉由目視觀察剝離的程度。根據剝離的程度便可評價耐敲鑿性。也可以透過圖像處理來將剝離的程度進行分類。

於耐粉碎性的評價中，是對鍍敷鋼板的樣品進行令板寬方向為彎曲軸方向的60°彎曲試驗。然後，於多數點測定因黏著膠帶而剝離的鍍層之寬度(剝離寬度)。根據剝離寬度的平均值即可評價耐粉碎性。

於耐燒黏性的評價中，是對鍍敷鋼板的樣品實施拉延筋(draw bead)加工，使在樣品表面和模具的衝模肩部及筋肋(bead)部之間產生滑動，並目視黏附於模具上的鍍層。可根據有無鍍層黏附、以及在有黏附的情況下則是根據黏附程度來評價耐燒黏性。

再者，上述實施形態均僅是用於表示實施本發明時的具體化之例者，並非用以透過其等而限定解釋本發明之技術性範圍者。亦即，本發明只要沒有脫離其技術思想或其主要特徵的情形，均可以用各種形式實施。

實施例接下來說明本發明之實施例。實施例中之條件，是為了確認本發明之可實施性以及效果而採用的一個條件例，本發明並非受限於此一條件例者。只要能在不脫離本發明之宗旨下達成本發明之目的，本發明為可以採用各種條件而形成者。

將表1~表4所示的化學組成之鍍浴進行建浴。在表1~表4中亦記載有各鍍浴之熔點及溫度(鍍浴溫度)。並且，切斷C濃度為0.2%且板厚為0.8mm的冷軋鋼板，製得寬度100mm、長度200mm的鍍敷原板。然後，於氧濃度為20ppm以下且溫度為800℃的爐內，使用95體積%N₂ -5體積%H₂ 的混合氣體將鍍敷原板的表面進行還原，以N₂ 氣體將鍍敷原板進行空冷，並在鍍敷原板的溫度達到鍍浴溫度+20℃時，將鍍敷原板浸漬於鍍浴中約3秒。在於鍍浴中之浸漬後，一邊以N₂ 拭焊氣體調整鍍敷附著量，一邊以100mm/秒的速度將附著有熔融金屬的鍍敷原板拉起。板溫是使用點焊於鍍敷原板中心部的熱電偶進行監測。

從鍍浴拉起後，以表1~表4所示條件將鍍層冷卻至室溫為止。亦即，從鍍浴溫度起至第1溫度為止以第1冷卻速度進行氣體冷卻，從第1溫度起至第2溫度為止以第2冷卻速度進行冷卻，之後，從第2溫度起至室溫為止以第3冷卻速度進行冷卻。如此一來，便製得各種鍍敷鋼板。表1~表4中的底線是表示該項目偏離所欲範圍外。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

接下來，將各鍍敷鋼板浸漬於加有抑制劑且濃度為10%的HCl，透過將剝離溶液以ICP法進行分析，來確定鍍層及金屬間化合物層的平均化學組成。此外，切斷各鍍敷鋼板，製作寬度15mm、長度25mm的5個試驗片，將各試驗片埋入樹脂中，並進行研磨。之後，針對各試驗片，取得鍍層截面的SEM像及藉由EDS而得之元素分佈影像。然後，從藉由EDS而得之元素分佈影像來測定在鍍層及金屬間化合物層的積層體內的第2組織、第3組織、共析組織、Zn相、金屬間化合物層、Mg₂ Si相、Si相、及其他金屬化合物的面積分率。具體而言，進行每1個樣品1視野的拍攝，亦即，進行每1塊鍍敷鋼板合計5視野的拍攝，並藉由圖像解析來測定面積分率。且設定成在各視野中包含鍍層的50μｍ×200μｍ大小的區域。此外，由此測定結果來算出在鍍層內的第2組織、第3組織、共析組織、Zn相、Mg₂ Si相、Si相、及其他金屬化合物的面積分率。並進一步，從藉由EDS而得之元素分佈影像來測定存在於鍍層和鋼板間的金屬間化合物層的厚度。這些結果顯示於表5~表8中。

於第2組織、第3組織及共析組織之鑑定中，是從藉由EDS而得之元素分佈影像，針對能夠辨識為第2組織、第3組織或共析組織之任一者的組織進行EDS分析，藉此來確定平均Al濃度，並將平均Al濃度為37%~50%者判斷為第2組織，將25%~36%者判斷為第3組織，將10%~24%者判斷為共析組織。在此是設定成將以下組織辨識為第2組織、第3組織或共析組織之任一者：平均結晶粒徑為以等效圓半徑計為1μｍ以下的由Al相及Zn相之2相所構成的組織。

此外，使用光學顯微鏡影像計算存在於30mm×30mm的視野內的第1組織之數量，並算出第1組織之個數密度。此結果亦顯示於表5~表8。表5~表8中的底線則表示該數值偏離自本發明的範圍外。

[表5]

[表6]

[表7]

[表8]

之後，針對各鍍敷鋼板，進行耐粉碎性、耐敲鑿性、耐燒黏性、塑性變形能力及塗裝後耐蝕性之評價。

在鍍層的耐粉碎性評價中，是將各鍍敷鋼板切斷，製作寬度40mm、長度100mm及厚度0.8mm的試驗片，針對各試驗片使用V彎曲試驗機，令板寬方向為彎曲軸方向且令曲率半徑為5mmR，進行60°彎曲試驗。接著，於5點中測定因黏著膠帶而剝離的鍍層之寬度(剝離寬度)，並算出其平均值(平均剝離寬度)。然後，將平均剝離寬度為0.1mm以下者評價為「A」，將平均剝離寬度為超過0.1mm且為1.0mm以下者評價為「B」，將平均剝離寬度為超過1.0mm且為2.0mm以下者評價為「C」，將平均剝離寬度為超過2.0mm者評價為「D」。

而在鍍層的耐燒黏性評價中，是將各鍍敷鋼板切斷，製作寬度80mm、長度350mm的2個試驗片，針對各試驗片使用仿造了衝模及筋肋之治具來實施拉延筋加工，而在試驗片表面與衝模肩部、及在試驗片表面與筋肋部之間使長度150mm以上的滑動產生。令上述治具的衝模肩部及筋肋部之曲率半徑分別為2mmR、5mmR，並令衝模的壓抵壓力為60kN/m² ，令拉延筋加工的拉伸速度為2m/min。在拉延筋加工時，是在試驗片的表面上，將潤滑油(550F：Nihon Parkerizing Co., Ltd.製)塗佈0.5g/m² 於兩面。然後，目視黏附於治具上的鍍層，將未黏附鍍層者評價為「A」，將鍍層呈粉末狀黏附者評價為「B」，將鍍層呈帶狀黏附者評價為「C」，並將鍍層整體剝離並黏附者評價為「D」。

在鍍層的塑性變形能力之評價中，是將各鍍敷鋼板切斷，製作寬度30mm、長度60mm、厚度0.8mm的試驗片，針對各試驗片進行了0T彎曲試驗、1T彎曲試驗及2T彎曲試驗。接著，使用SEM來觀察鍍層的彎曲頂部之寬度為1.6mm、長度為30mm的區域，並計算彎曲頂部的裂痕數量。每個鍍敷鋼板都針對0T彎曲試驗、1T彎曲試驗及2T彎曲試驗之任一者準備3個以上的試驗片，算出裂痕數量之平均值。然後，分別針對0T彎曲試驗、1T彎曲試驗及2T彎曲試驗，將平均裂痕數為0者評價為「A」，將平均裂痕數為1~20者評價為「B」，將平均裂痕數為21~100者評價為「C」，將平均裂痕數為超過100者評價為「D」。

在鍍層的塗裝後耐蝕性之評價中，是將各鍍敷鋼板切斷，製作寬度50mm、長度100mm的樣品，並對各樣品實施使用有磷酸鋅系化成處理液(SURFDINE SD5350系：Nipponpaint Industrial Coatings Co.,LTD.製)之磷酸鋅處理。接著，實施使用有塗料(Powernix 110F系：Nihon Parkerizing Co., Ltd.製)的電沉積塗裝以形成20μm的塗膜，並在150℃的溫度下進行20分的燒黏。之後，針對各樣品形成達到鋼板的橫切傷，且依據JASO M609-91進行複合循環性腐蝕試驗，在經過60、90、120、150的各循環後，測定橫切周圍8個位置的最大膨脹幅度並求得平均值。形成有2條長度為40×√2mm者作為橫切傷。然後，將從橫切傷起的膨脹幅度為1mm以下者設為「A」，將超過1mm且為2mm以下者設為「B」，將超過2mm者設為「C」，並將無關膨脹幅度而產生紅鏽者設為「D」。

於鍍層的碎裂耐性中，是對鍍層實施與評價塗裝後耐蝕性時相同的磷酸鋅處理及電沉積塗裝，並在此之後實施中間塗裝、表塗塗裝及透明塗裝，製作塗膜以使整體膜厚變為40μm。接著，使用飛石試驗機(Suga Test Instruments Co.,Ltd.製)，從30cm的距離以3.0kg/cm² 的氣壓，使100g的7號碎石以90度的角度衝撞已冷卻至-20℃的塗膜，並藉由目視觀察剝離程度。然後，將完全沒有剝離者評價為「A」，剝離面積小且剝離頻率低者評價為「B」，剝離面積大且剝離頻率低者評價為「C」，並將剝離面積大且剝離頻率高者評價為「D」。

將耐粉碎性、耐敲鑿性、耐燒黏性、塑性變形能力及塗裝後耐蝕性之評價結果顯示於表9~表12中。

[表9]

[表10]

[表11]

[表12]

如表1、表5及表9所示，於試驗No.1中，由於鍍浴的Al濃度不足，故第1組織的面積分率不足，Zn相的面積分率過量，而無法獲得充分的耐燒黏性、塑性變形能力及塗裝後耐蝕性。於試驗No.4中，由於鍍浴的Si濃度不足，故在朝鍍浴浸漬後起金屬間化合物層隨即成長，金屬間化合物層形成得較厚，而無法獲得充分的耐粉碎性、耐敲鑿性、塑性變形能力及塗裝後耐蝕性。於試驗No.7中，由於鍍浴的Mg濃度相對於Si濃度是過量的，故金屬間化合物相即MgZn₂ 相被過量含有於鍍層中，而無法獲得充分的耐敲鑿性及塑性變形能力。於試驗No.11中，由於鍍浴的Si濃度不足，故在朝鍍浴浸漬後起金屬間化合物層隨即成長，金屬間化合物層形成得較厚，而無法獲得充分的耐粉碎性、耐敲鑿性、塑性變形能力及塗裝後耐蝕性。於試驗No.12中，由於第3冷卻速度不足，故第1組織的面積分率不足，Zn相的面積分率過量，而無法獲得充分的耐粉碎性、耐敲鑿性、塑性變形能力及塗裝後耐蝕性。於試驗No.19中，由於第2冷卻速度過快，故第1組織的面積分率不足，在1T彎曲試驗及0T彎曲試驗中會有多數裂痕產生，而無法獲得充分的塑性變形能力。此外，亦無法獲得充分的耐敲鑿性及塗裝後耐蝕性。在試驗No.20中，由於是以10℃/秒的冷卻速度來進行鍍敷處理後的冷卻至室溫為止，故第1組織的面積分率不足，Zn相的面積分率過量，而無法獲得充分的耐敲鑿性、塑性變形能力及塗裝後耐蝕性。於試驗No.23中，由於以第2冷卻速度之冷卻所耗費的時間過長，故金屬間化合物層形成得較厚，而無法獲得充分的塗裝後耐蝕性、塑性變形能力、耐粉碎性及耐敲鑿性。於試驗No.24中，由於鍍浴的Mg濃度相對於Si濃度是過量的，故金屬間化合物相即MgZn₂ 相被過量含有於鍍層中，而無法獲得充分的耐粉碎性、耐敲鑿性及塑性變形能力。

如表2、表6及表10所示，於試驗No.32中，由於鍍浴的Al濃度過量，故金屬間化合物層形成得較厚，而無法獲得充分的耐粉碎性、耐敲鑿性、塑性變形能力及塗裝後耐蝕性。於試驗No.40中，由於鍍浴的Si濃度不足，故朝鍍浴浸漬後起金屬間化合物層隨即成長，金屬間化合物層形成得較厚，而無法獲得充分的耐敲鑿性及塑性變形能力。於試驗No.43中，由於第2冷卻速度過快，故第1組織的面積分率不足，而無法獲得充分的耐敲鑿性、塑性變形能力及塗裝後耐蝕性。於樣品No.44中，由於是以10℃/秒的冷卻速度來進行鍍敷處理後的冷卻至室溫為止，故第1組織的面積分率不足，Zn相的面積分率過量，而無法獲得充分的耐敲鑿性、耐燒黏性、塑性變形能力及塗裝後耐蝕性。於樣品No.45中，由於鍍浴的Mg濃度相對於Si濃度是過量的，故金屬間化合物相即MgZn₂ 相被過量含有於鍍層中，而無法獲得充分的耐敲鑿性及塑性變形能力。於樣品No.48中，由於鍍浴的Mg濃度相對於Si濃度是過量的，故金屬間化合物相即MgZn₂ 相被過量含有於鍍層中，而無法獲得充分的耐敲鑿性及塑性變形能力。

如表3、表7及表11所示，於試驗No.50中，由於以第2冷卻速度之冷卻所耗費的時間過長，故金屬間化合物層形成得較厚，而無法獲得充分的塗裝後耐蝕性、塑性變形能力、耐粉碎性及耐敲鑿性。於樣品No.58中，由於鍍浴的Al濃度不足，故第1組織的面積分率不足，且金屬間化合物層形成得較厚，而無法獲得充分的耐燒黏性、塑性變形能力及塗裝後耐蝕性。於樣品No.60中，由於鍍浴的Si濃度不足，故朝鍍浴浸漬後起金屬間化合物層隨即成長，金屬間化合物層形成得較厚，而無法獲得充分的耐粉碎性、耐敲鑿性、塑性變形能力及塗裝後耐蝕性。於樣品No.66中，由於第2冷卻速度過快，故第1組織的面積分率不足，而無法獲得充分的耐敲鑿性、塑性變形能力及塗裝後耐蝕性。於樣品No.67中，由於是以10℃/秒的冷卻速度來進行鍍敷處理後的冷卻至室溫為止，故第1組織的面積分率不足，Zn相的面積分率過量，而無法獲得充分的耐敲鑿性、耐燒黏性、塑性變形能力及塗裝後耐蝕性。於樣品No.69中，由於鍍浴的Mg濃度相對於Si濃度是過量的，故金屬間化合物相即MgZn₂ 相被過量含有於鍍層中，而無法獲得充分的耐敲鑿性及塑性變形能力。

如表3、表7及表11所示，於試驗No.77中，由於是以10℃/秒的冷卻速度來進行鍍敷處理後的冷卻至室溫為止，故第1組織的面積分率不足，Zn相的面積分率過量，而無法獲得充分的耐敲鑿性、耐燒黏性、塑性變形能力及塗裝後耐蝕性。於試驗No.86中，由於鍍浴的Al濃度過量，故金屬間化合物層形成得較厚，而無法獲得充分的耐粉碎性、耐敲鑿性、塑性變形能力及塗裝後耐蝕性。於試驗No.90中，由於鍍浴的Mg濃度過量，故金屬間化合物相的MgZn₂ 相被過量含有於鍍層中，而無法獲得充分的耐粉碎性、耐敲鑿性及塑性變形能力。於試驗No.92中，由於鍍浴的Al濃度過量，故金屬間化合物層形成得較厚，而無法獲得充分的耐粉碎性、耐敲鑿性、塑性變形能力及塗裝後耐蝕性。於試驗No.93中，由於Si濃度過量，故於鍍層中含有多量Si相，而無法獲得充分的耐敲鑿性、耐燒黏性及塑性變形能力。試驗No.94的市售鍍Zn鋼板，其耐燒黏性及長期的塗裝後耐蝕性較差。在試驗No.95的合金化鍍Zn鋼板中，則是涵蓋耐粉碎性、耐敲鑿性、塑性變形能力及塗裝後耐蝕性全部，性能皆較差。試驗No.96的電鍍Zn鋼板也因為鍍層厚度較小，所以耐燒黏性及塗裝後耐蝕性較差。在比較例之試驗No.97~No.99中，由於第2冷卻速度過快，故第1組織的面積分率不足，而無法獲得充分的耐粉碎性、耐敲鑿性、塑性變形能力及塗裝後耐蝕性。

另一方面，於本發明範圍內的發明例中，則是能夠獲得優異的耐粉碎性、耐敲鑿性、耐燒黏性、彎曲試驗結果及塗裝後耐蝕性。由此事即可理解到，作為被施予艱難加工的汽車用鋼板之原材料，鍍敷鋼板是非常有效的。

於圖3顯示在製造發明例之試驗No.16的鍍敷鋼板時的鍍敷鋼板之溫度變化(熱曲線)，且於圖4顯示試驗No.16的鍍敷鋼板之BSE影像。並於圖5顯示發明例之試驗No.91的鍍敷鋼板之BSE影像。如圖4及圖5所示，於鍍層的Al濃度為22%的試驗No.16、及鍍層的Al濃度為40%的試驗No.91之任一者中，皆與圖1所示的實施形態相同，以適當的面積分率存在有第1組織11、共析組織14及Zn相15，且在第1組織11中包含第2組織12及第3組織13。

於圖6顯示在製造比較例之試驗No.20的鍍敷鋼板時的鍍敷鋼板之溫度變化(熱曲線)，且於圖7顯示試驗No.20的鍍敷鋼板之BSE影像。如圖7所示，第1組織11不存在，並且Zn相15的面積分率較高。

產業上之可利用性本發明可應用於譬如適合用做汽車外板的鍍敷鋼板之相關產業。

10‧‧‧鍍敷鋼板、鍍層 11‧‧‧鍍層、第1組織 12‧‧‧第2組織 13‧‧‧第3組織 14‧‧‧共析組織 15‧‧‧Zn相 20‧‧‧鋼板 30‧‧‧金屬間化合物層 51、52、53‧‧‧彎曲頂部

圖1是顯示本發明的實施形態之鍍敷鋼板上所含有的鍍層之一例的截面圖。圖2A是顯示2T彎曲試驗之概要的圖。圖2B是顯示1T彎曲試驗之概要的圖。圖2C是顯示0T彎曲試驗之概要的圖。圖3是顯示在製造發明例之試驗No.16的鍍敷鋼板時鍍敷鋼板之溫度變化(熱曲線)的圖。圖4是顯示試驗No.16的鍍敷鋼板之BSE影像的圖。圖5是顯示發明例之試驗No.92的鍍敷鋼板之BSE影像的圖。圖6是顯示在製造比較例之試驗No.20的鍍敷鋼板時鍍敷鋼板之溫度變化(熱曲線)的圖。圖7是顯示試驗No.20的鍍敷鋼板之BSE影像的圖。

10‧‧‧鍍敷鋼板

11‧‧‧鍍層

12‧‧‧第2組織

13‧‧‧第3組織

14‧‧‧共析組織

15‧‧‧Zn相

20‧‧‧鋼板

30‧‧‧金屬間化合物層

Claims

一種鍍敷鋼板，其特徵在於：其是至少於鋼板表面之一部分具有含Al之Zn系鍍層的鍍敷鋼板；前述鍍層、以及前述鍍層與前述鋼板間的金屬間化合物層之平均化學組成以質量%計，顯示為Al：10%~40%、Si：0.05%~4%、Mg：0%~5%，且剩餘部分：Zn及雜質；前述鍍層具有：第1組織，由將Zn固溶的Al相及分散於此Al相中的Zn相所構成，平均化學組成以質量%計，顯示為Al：25%~50%、Zn：50%~75%，且雜質：低於2%；以及共析組織，由Al相及Zn相所構成，平均化學組成以質量%計，顯示為Al：10%~24%、Zn：76%~90%、雜質：低於2%；於前述鍍層的截面中，前述第1組織之面積分率為5%~40%，前述第1組織及前述共析組織的合計面積分率為50%以上；被含有於前述鍍層中且含Zn為90%以上的組織即Zn相，其面積分率為25%以下；被含有於前述鍍層中的金屬間化合物相，其合計面積分率為9%以下；且前述金屬間化合物層的厚度為2μm以下。
如請求項1之鍍敷鋼板，其中在前述鍍層的表面中，前述第1組織的個數密度為1.6個/cm² ~25.0個/cm² 。
如請求項1或2之鍍敷鋼板，其中前述第1組織含有：第2組織，平均化學組成以質量%計，顯示為Al：37%~50%、Zn：50%~63%、雜質：低於2%；及第3組織，平均化學組成以質量%計，顯示為Al：25%~36%、Zn：64%~75%、雜質：低於2%。
如請求項1或2之鍍敷鋼板，其中前述鍍層及前述金屬間化合物層的平均化學組成以質量%計，顯示為Al：20%~40%、Si：0.05%~2.5%、Mg：0%~2%，且剩餘部分：Zn及雜質。
如請求項1或2之鍍敷鋼板，其中前述金屬間化合物層的厚度為100nm~1000nm。
如請求項1或2之鍍敷鋼板，其中於前述鍍層的截面中，前述第1組織的面積分率為20%~40%，前述共析組織的面積分率為50%~70%，前述第1組織及前述共析組織的合計面積分率為90%以上。
如請求項1或2之鍍敷鋼板，其中於前述鍍層的截面中，前述第1組織的面積分率為30%~40%，前述共析組織的面積分率為55%~65%，前述第1組織及前述共析組織的合計面積分率為95%以上。
如請求項1或2之鍍敷鋼板，其中於前述鍍層及前述金屬間化合物層的平均化學組成中，Mg濃度為0.05%~5%；令Mg濃度為Mg%、Si濃度為Si%時，「Mg%≦2×Si%」之關係會成立；且存在於前述鍍層中的Mg₂ Si之結晶以最大等效圓直徑計為2μm以下。
如請求項1或2之鍍敷鋼板，其中，前述鍍層所含有的前述Zn相其體積分率為20%以下。