本發明涉及鍍覆密合性優異的熱浸鍍鋅鋼板。

本申請基于2014年11月5日在日本申請的特愿號主張優先權，在此援用其內容。

背景技術：

就主要用于汽車的骨架部件的鋼板來說，高強度化的要求不斷提高。為了得到高強度和優異的成型性，一般在這些高強度鋼板中添加有助于提高強度的以si、mn為代表的合金元素。但是，以si、mn為代表的合金元素還具有使鍍覆密合性降低的作用。

另外，就汽車用鋼板來說，由于一般是在戶外使用，因此通常要求優異的耐蝕性。

但是，就汽車的外板等用途來說，通常是通過壓制加工對板的外圍部實施劇烈的彎曲加工(卷邊彎曲)。另外，不僅是汽車外板，其他用途也多是通過壓制加工實施劇烈的彎曲加工、擴孔加工等來進行使用的。而且，在對現有的熱浸鍍鋅鋼板實施了劇烈的彎曲加工、擴孔加工等的情況下，有時會導致鍍層在其加工部分從母材鋼板剝離。當鍍層像這樣剝離時，就會失去該位置的耐蝕性，從而存在使母材鋼板在早期發生腐蝕、生銹的問題。此外，就算達不到鍍層剝離也會失去鍍層與母材鋼板的密合性，只要在該部分稍微產生空隙則外氣、水分就會浸入該空隙，從而失去由鍍層帶來的防腐蝕作用。其結果是：與上述同樣地，使母材鋼板在早期發生腐蝕、生銹。

由于這些之類的問題，作為實施劇烈的彎曲加工等來進行使用的高強度鋼板迫切希望有具備鍍層與母材鋼板的密合性優異的熱浸鍍鋅層的鍍覆鋼板。

為了提高鍍層的密合性，如例如專利文獻1～3所代表的那樣提出了使氧化物生成于鋼板的內部并且使成為鍍覆剝離的原因的基底金屬與鍍層的界面的氧化物降低的方法。然而，在使這樣的氧化物生成于鋼板表層的情況下，鋼板表層的碳與氧結合而發生氣體化。其結果是：由于碳從鋼板脫離，因此有時該碳脫離后的區域的強度明顯降低。在鋼板表層的強度降低了的情況下，強烈依賴于表層部特性的耐疲勞特性有可能會劣化，疲勞強度大幅降低。

或者，為了提高鍍層的密合性，專利文獻4提出了一種提高鍍覆密合性的方法，其是通過在常規的退火工序之前追加新的退火工序和酸洗工序來實施，由此將母材鋼板表面改性。然而，專利文獻4所述的方法與常規的高強度鍍覆鋼板的制造方法相比工序增加，因此在成本方面存在問題。

此外，專利文獻5提出了將碳從母材鋼板的表層部去除來提高鍍覆的密合性的方法。然而，就專利文獻5所述的方法來說，去除了碳的區域的強度明顯降低。因此，專利文獻5所述的方法有可能會使強烈依賴于表層部特性的耐疲勞特性劣化，疲勞強度大幅降低。

另外，專利文獻6、7提出了將鍍層中的mn、al和si量控制為合適范圍并且鍍覆密合性得到了提高的鋼板。就專利文獻6、7所述的鋼板來說，在制造時需要以高精度來控制鍍層中的元素量，作業上的負荷大，在成本方面存在問題。

作為提高鍍覆密合性的方法，專利文獻8提出了鋼板的顯微組織僅由鐵素體構成的高強度鋼板。然而，就專利文獻8所述的鋼板來說，由于顯微組織僅是軟質的鐵素體，因此得不到足夠高的強度。

這里，在熱浸鍍鋅處理后實施了合金化處理的合金化熱浸鍍鋅鋼板正在被廣泛使用。合金化處理是如下處理：將鍍層加熱到zn的熔點以上的溫度，使大量的fe原子從母材鋼板中擴散到鍍層中，使鍍層形成為zn-fe合金主體的層。例如，專利文獻9、10、11提出了鍍覆密合性優異的合金化熱浸鍍鋅鋼板。然而，為了使鍍層充分地合金化，需要將鋼板加熱到高溫。在將鋼板加熱到高溫的情況下，有時鋼板內部的顯微組織會變質，特別是容易生成粗大鐵系碳化物，損害鋼板的特性，因此不優選。

專利文獻12記載了坯料鋼板包含選自si、mn、al中的一種以上的熱浸鍍鋅鋼板。專利文獻12記載了在制造工序中對坯料鋼板的鍍浴浸入溫度進行控制。另外，專利文獻12公開了對形成于坯料鋼板與鍍層的界面的合金層處的截面的面積率進行了規定的鍍覆密合性和點焊性優異的熱浸鍍鋅鋼板。

專利文獻12記載了：當使在表面存在有si、mn氧化物的鋼板浸入熱浸鍍鋅浴時，大量產生沒有實施鍍鋅的未鍍覆。但是，專利文獻12沒有公開使si、mn氧化物到開始鍍覆為止降低的技術。另外，專利文獻12是使坯料鋼板的鍍浴浸入溫度比熱浸鍍鋅浴溫度高。雖然也依賴于熱浸鍍鋅浴中的al含量，但最低也要使坯料鋼板的鍍浴浸入溫度比熱浸鍍鋅浴溫度高超過4℃，最高要使之高28℃。因此，就專利文獻12來說，有時浴溫的穩定性甚至制品特性的均勻性會變得不充分。

現有技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本特開號公報

專利文獻2：日本特開號公報

專利文獻3：日本特開平9-176815號公報

專利文獻4：日本特開號公報

專利文獻5：日本特開號公報

專利文獻6：日本特開號公報

專利文獻7：日本特開號公報

專利文獻8：日本特開號公報

專利文獻9：日本特開平11-140587號公報

專利文獻10：日本特開號公報

專利文獻11：日本特開號公報

專利文獻12：日本特表號公報

技術實現要素：

發明所要解決的問題

鑒于以上這樣的現狀，本發明的問題在于：提供強度、延展性、擴孔性、點焊性、鍍覆密合性優異的熱浸鍍鋅鋼板。

用于解決問題的手段

本申請的發明者們為了得到鍍覆密合性優異的熱浸鍍鋅鋼板而反復進行了深入研究。其結果是，本申請的發明者們發現：通過使ζ相(fezn13)生成于鍍層中，將作為破壞的起點的粗大氧化物收入其內部，由此能夠抑制鍍覆剝離。由此，能夠在不實施鍍層的合金化處理的情況下得到鍍覆密合性優異的熱浸鍍鋅鋼板。

本發明是基于上述見解而完成的，其方案如下。

(1)一種熱浸鍍鋅鋼板，其包含母材鋼板和形成在上述母材鋼板的至少一個表面的熱浸鍍鋅層，

其中，上述熱浸鍍鋅層在上述鋼板的表面是fe含量為超過0％且5％以下、al含量為超過0％且1.0％以下并且包含由ζ相形成的柱狀晶，而且上述熱浸鍍鋅層與母材鋼板的全界面之中的20％以上被ζ相所覆蓋，在上述熱浸鍍鋅層中是ζ晶粒之中的存在粗大氧化物的ζ晶粒與母材鋼板所成的界面相對于上述ζ相與母材鋼板的全界面為50％以下，

上述母材鋼板以質量％計具有下述化學成分：c為0.040～0.400％，si為0.05～2.50％，mn為0.50～3.50％，p為0.0001～0.1000％，s為0.0001～0.0100％，al為0.001～1.500％，n為0.0001～0.0100％，o為0.0001～0.0100％，滿足si+0.7al≥0.30(式中的元素符號表示該元素的含量(質量％))，剩余部分包含fe和不可避免的雜質，

上述母材鋼板具有微細化層，該微細化層與上述母材鋼板和上述熱浸鍍鋅層的界面直接接觸，上述微細化層的平均厚度為0.1～5.0μm，上述微細化層內的鐵素體相的平均粒徑為0.1～3.0μm，上述微細化層中含有si和mn中的一種或兩種以上的氧化物，上述氧化物的最大直徑為0.01～0.4μm，

在上述母材鋼板的從表面起以1/4厚為中心的1/8厚～3/8厚的范圍，以體積分率計含有1％以上的殘余奧氏體相。

(2)根據(1)所述的熱浸鍍鋅鋼板，其中，對于上述熱浸鍍鋅層，上述母材鋼板的單面上的鍍覆附著量為10g/m²～100g/m²。

(3)根據(1)或(2)所述的熱浸鍍鋅鋼板，其中，上述母材鋼板以質量％計還含有選自0.001～0.150％的ti、0.001～0.100％的nb、0.001～0.300％的v中的一種或兩種以上。

(4)根據(1)～(3)中任一項所述的熱浸鍍鋅鋼板，其中，上述母材鋼板以質量％計還含有選自0.01～2.00％的cr、0.01～2.00％的ni、0.01～2.00％的cu、0.01～2.00％的mo、0.0001～0.0100％的b、0.01～2.00％的w中的一種或兩種以上。

(5)根據(1)～(4)中任一項所述的熱浸鍍鋅鋼板，其中，上述母材鋼板以質量％計還含有總計為0.0001～0.0100％的ca、ce、mg、zr、la、rem中的一種或兩種以上。

發明效果

根據本發明的上述方案，能夠提供強度、延展性、擴孔性、點焊性、鍍覆密合性優異的熱浸鍍鋅鋼板。

附圖說明

圖1是表示本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板的截面之中包括熱浸鍍鋅層/母材鋼板界面在內的臨近截面的掃描型電子顯微鏡(sem)照片。

圖2是本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板的截面的場致發射型掃描型電子顯微鏡(fe-sem)照片。

具體實施方式

本發明的實施方式的熱浸鍍鋅鋼板包含母材鋼板(以下也簡寫為鋼板)和形成在鋼板的至少一個表面的熱浸鍍鋅層(以下也簡寫為鍍層。)。

鍍層是fe含量為超過0％且5％以下、al含量為超過0％且1.0％以下并且包含由ζ相形成的柱狀晶。鍍層是鍍層與母材鋼板的全界面之中的20％以上被ζ相所覆蓋、ζ相與母材鋼板的界面之中的存在粗大氧化物的ζ晶粒與母材鋼板所成的界面的比例為50％以下。

首先，對于構成本發明的實施方式的實施方式的熱浸鍍鋅鋼板的鍍鋅層進行說明。此外，以下說明中的“％”為“質量％”。

(鍍層)

在本發明的實施方式中，熱浸鍍鋅層是fe含量為超過0％且5.0％以下、al含量為超過0％且1.0％以下。此外，熱浸鍍鋅層也可以含有或者混入ag、b、be、bi、ca、cd、co、cr、cs、cu、ge、hf、i、k、la、li、mg、mn、mo、na、nb、ni、pb、rb、sb、si、sn、sr、ta、ti、v、w、zr、rem中的一種或兩種以上。這樣，就算熱浸鍍鋅層含有或者混入上述元素中的一種或兩種以上也不會損害本發明的效果，根據其含量還有耐蝕性、加工性得到改善等優選的情況。

另外，本實施方式的特征在于：熱浸鍍鋅層包含由ζ相形成的柱狀晶，鍍層與母材鋼板的全界面之中的20％以上被ζ相所覆蓋。

此外，母材鋼板的單面上的熱浸鍍鋅層的附著量優選為10g/m²～100g/m²。

〔熱浸鍍鋅層中的fe含量為超過0％且5.0％以下〕

當熱浸鍍鋅層中的fe含量提高時鍍覆密合性劣化，因此需要使fe含量為5.0％以下。為了進一步提高鍍覆密合性，鍍層中的fe含量優選設定為4.0％以下，更優選設定為3％以下。鍍層中的fe含量的下限超過0％。當fe含量低于0.5％時，有時無法充分地得到用于改善密合性所需的ζ相。因此，鍍層中的fe含量優選設定為0.5％以上，更優選設定為1.0％以上。

〔熱浸鍍鋅層中的al含量為超過0％且1.0％以下〕

當熱浸鍍鋅層中的al含量高時，鍍覆密合性劣化，因此需要使al含量為1.0％以下。為了進一步提高鍍覆密合性，鍍層中的al含量優選設定為0.8％以下，更優選設定為0.5％以下。鍍層中的al含量的下限設定為超過0％。為了使al含量低于0.01％，需要將鍍浴中的al濃度極端地降低。當極端地降低鍍浴中的al濃度時，鍍層的合金化過度進行，由此鍍層中的fe含量增加而使鍍覆密合性劣化。由此，鍍層中的al含量優選為0.01％以上。從該觀點考慮，鍍層中的al含量更優選設定為0.05％以上。

此外，熱浸鍍鋅層也可以含有或混入ag、b、be、bi、ca、cd、co、cr、cs、cu、ge、hf、i、k、la、li、mg、mn、mo、na、nb、ni、pb、rb、sb、si、sn、sr、ta、ti、v、w、zr、rem中的一種或兩種以上。就算熱浸鍍鋅層含有或混入上述元素中的一種或兩種以上也不會損害本發明的效果，根據其含量還有耐蝕性、加工性得到改善等優選的情況。

“ζ相”

圖1表示本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板的截面的掃描型電子顯微鏡(sem)照片。如圖1所示，本發明的熱浸鍍鋅層包含由作為fe與zn的合金的ζ相(fezn13)形成的柱狀晶。特別是，其特征在于：鍍層與母材鋼板的全界面之中，ζ相與母材鋼板接觸的界面的比例為20％以上。由此，能夠作為剝離起點起作用的包含si和/或mn的長徑為0.2μm以上的粗大氧化物從母材鋼板表面收入ζ相內部。由此，粗大氧化物不易作為破壞起點起作用，鍍層的密合性提高。從該觀點考慮，優選ζ相與母材鋼板的界面相對于鍍層與母材鋼板的全界面所占的比例為25％以上，更優選為30％以上。此外，ζ相與母材鋼板的界面在鍍層與母材鋼板的全界面所占的比例的上限沒有特別限定，也可以為100％。此外，當包含si和/或mn的氧化物的長徑為0.2μm以上時，以氧化物為起點的破裂變得明顯；當長徑低于0.2μm時，不易作為破裂起點起作用。這是因為，熱浸鍍鋅鋼板在變形時的應力集中的程度根據氧化物的大小而變化。具體來說，氧化物越大(長徑越長)，則變形時應力越容易集中，鍍層越容易剝離。

另一方面，當包含si和/或mn的粗大氧化物不收入ζ相而在ζ相與母材鋼板的界面存在粗大氧化物時，無法充分地得到由ζ相帶來的鍍覆密合性的提高效果，故而不優選。因此，使ζ相的晶體(ζ晶粒)之中的存在粗大氧化物的ζ晶粒(含有粗大氧化物的ζ晶粒)與母材鋼板的界面的比例相對于ζ相與母材鋼板的全界面為50％以下。在含有粗大氧化物的ζ晶粒與母材鋼板的界面的比例為50％以下時，以不收入ζ相的方式存在的包含si和/或mn的粗大氧化物變得足夠少。此外，含有粗大氧化物的ζ晶粒與母材鋼板的界面的比例優選相對于ζ相與母材鋼板的全界面為35％以下。在ζ相與母材鋼板的界面，長徑為0.2μm以上的粗大氧化物越少越好。ζ相與母材鋼板的全界面之中，含有粗大氧化物的ζ晶粒與母材鋼板所成的界面的比例最優選為0％。

另外，熱浸鍍鋅層也可以含有δ1相(fezn7)。然而，為了提高δ1相的分率，需要在將母材鋼板浸漬于鍍浴后對母材鋼板進行加熱以使鍍層的合金化發展，由于加熱而使母材鋼板的抗拉特性劣化。從該觀點考慮，δ1相的分率優選小。特別是，鍍層與母材鋼板的全界面之中，優選使δ1相與母材鋼板接觸的界面的比例為20％以下。

本發明中的ζ相與母材鋼板的界面在鍍層與母材鋼板的全界面所占的比例以及δ1相與母材鋼板的界面在鍍層與母材鋼板的全界面所占的比例可以按照以下要點來求出。

即，從熱浸鍍鋅鋼板，以母材鋼板的與軋制方向平行的板厚截面為觀測面的方式來采集試樣。對觀測面進行鏡面拋光，使用場致發射型掃描型電子顯微鏡(fe-sem：fieldemissionscanningelectronmicroscope)來對被觀測到的鍍層與母材鋼板的界面的長度的總計l達到200μm以上為止進行觀測。對界面的長度的總計l達到200μm以上為止進行觀測既可以是就一個板厚截面內對l達到200μm以上為止進行觀測，也可以是就多個板厚截面內對l達到200μm以上為止進行觀測。

在與對上述l進行了觀測的視場相同的視場中，呈柱狀的晶粒為ζ相或δ1相，對ζ相和δ1相與母材鋼板的界面的長度的總計l1進行測定。然后，在與對上述l1進行了觀測的視場相同的視場中，通過使用了fe-sem的ebsd(電子背散射衍射；electronbach-scatteringdiffraction)法來進行高分辨率晶體取向解析，對δ1相進行鑒定，求出δ1相與母材鋼板的界面的長度的總計l2。

以(l1-l2)/l視為ζ相與母材鋼板的界面在鍍層與母材鋼板的全界面所占的比例。

同樣地，以l2/l視為δ1相與母材鋼板的界面在鍍層與母材鋼板的全界面所占的比例。

此外，ζ相與δ1相的分離也可以通過除了上述ebsd法以外的方法來進行。例如，可以通過場致發射型電子探針顯微分析儀(fe-epma：fieldemissionelectronprobemicroanalyser)來對鍍層中的zn元素進行制圖(mapping)，由zn量的差異對ζ相和δ1相進行區分。

另外，ζ相的晶體(ζ晶粒)之中的存在粗大氧化物的ζ晶粒(含有粗大氧化物的ζ晶粒)與母材鋼板的界面的比例按照以下要點來求出。即，在與對l進行了觀測的視場相同的視場中，對ζ相與母材鋼板的界面進行觀測，求出在ζ相與母材鋼板的界面具有長徑為0.2μm以上的粗大氧化物的ζ晶粒(含有粗大氧化物的ζ晶粒)。存在于鍍層的ζ相與母材鋼板的界面的氧化物在sem的背散射電子(bse)像中看起來比周圍暗。因此，就在鍍層的ζ相與母材鋼板的界面是否存在氧化物來說，其是通過觀測在與對l進行了觀測的視場相同的視場中的sem的背散射電子(bse)像并基于與周圍的亮度差來進行區分的。另外，對于區分出來的各氧化物，對觀測面上的長徑進行測定，將長徑為0.2μm以上的區分為粗大氧化物。而且，求出含有粗大氧化物的ζ晶粒與母材鋼板的界面的長度，得到該界面的長度的總計l**。通過求出l**/(l1-l2)，可以得到在ζ相與母材鋼板的全界面之中的含有粗大氧化物的ζ晶粒與母材鋼板所成的界面的比例。

此外，為了使ζ相清晰地顯現出來，可以在對試樣的觀測面進行了鏡面拋光后使用硝酸乙醇等腐蝕液來實施觀測面的腐蝕。

〔熱浸鍍鋅的附著量為10～100g/m²〕

在熱浸鍍鋅層的母材鋼板單面上的附著量少的情況下，有可能得不到足夠的耐蝕性。由此，鍍層的母材鋼板單面上的附著量優選設定為10g/m²以上。從耐蝕性的觀點考慮，附著量更優選為20g/m²以上，進一步優選為30g/m²以上。另一方面，在鍍層的附著量多的情況下，進行了點焊時的電極損耗變得劇烈，在連續地進行了焊接時有可能會引起熔融熔核直徑的減少、焊接接頭強度的劣化。因此，優選使鍍層的附著量為100g/m²以下。從連續焊接性的觀點考慮，附著量更優選為93g/m²以下，進一步優選為85g/m²以下。

本發明的熱浸鍍鋅鋼板包括上述鍍層，母材鋼板具有以下所示的微細化層。

微細化層是指存在于最表層的鐵素體相的平均粒徑為其下層中的鐵素體相的平均粒徑的1/2以下的區域。將微細化層中的鐵素體相的平均粒徑超過其下層中的鐵素體相的平均粒徑的1/2的邊界定義為微細化層與其下層的邊界。

微細化層與母材鋼板和熱浸鍍鋅層的界面直接接觸。微細化層的平均厚度為0.1～5.0μm。微細化層內的鐵素體相的平均粒徑為0.1～3.0μm。微細化層中含有si和mn中的一種或兩種以上的氧化物，氧化物的最大直徑為0.01～0.4μm。

在微細化層的平均厚度為0.1μm以上的情況下，在加工熱浸鍍鋅鋼板時，裂紋的產生、伸展得到抑制。因此，微細化層的平均厚度設定為0.1μm以上，優選設定為1.0μm以上。另外，平均厚度為5.0μm以下的微細化層能夠一邊抑制鍍浴中的過度合金化一邊形成。因此，能夠防止由于鍍層中的fe含量過大而造成的鍍覆密合性的降低。由此，微細化層的平均厚度設定為5.0μm以下，優選設定為3.0μm以下。

通過使微細化層內的鐵素體相的平均粒徑為0.1μm以上，在加工熱浸鍍鋅鋼板時，裂紋的產生、伸展得到抑制。因此，微細化層內的鐵素體相的平均粒徑設定為0.1μm以上，優選設定為1.0μm以上。另外，當使微細化層內的鐵素體相的平均粒徑超過3.0μm時，抑制裂紋的產生、伸展的效果有限。因此，微細化層內的鐵素體相的平均粒徑設定為3.0μm以下，優選設定為2.0μm以下。

作為微細化層中所含有的si和mn中的一種或兩種以上的氧化物，例如可以列舉出選自sio2、mn2sio4、mnsio3、fe2sio4、fesio3、mno中的一種或兩種以上。

在微細化層中所含有的si和mn中的一種或兩種以上的氧化物的最大直徑為0.01μm以上的情況下，能夠在形成微細化層的同時形成ζ相的生成得到了充分促進的鍍層。上述的氧化物的最大直徑優選為0.05μm以上。另外，上述的氧化物的最大直徑為0.4μm以下的微細化層能夠一邊抑制鍍層的過度合金化一邊形成。上述的氧化物的最大直徑優選為0.2μm以下。

微細化層的平均厚度和微細化層內的鐵素體相的平均粒徑通過以下所示的方法來測定。從熱浸鍍鋅鋼板，以母材鋼板的與軋制方向平行的板厚截面為觀測面的方式來采集試樣。將試樣的觀測面通過cp(截面拋光儀；crosssectionpolisher)裝置來進行加工，以5000倍對由fe-sem(場致發射型掃描型電子顯微鏡；fieldemissionscanningelectronmicroscopy)得到的背散射電子像進行觀測，并進行測定。

微細化層中所含有的si和mn中的一種或兩種以上的氧化物的最大直徑通過以下所示的方法來測定。從熱浸鍍鋅鋼板，以母材鋼板的與軋制方向平行的板厚截面為觀測面的方式來采集試樣。將試樣的觀測面進行fib(聚焦離子束；focusedionbeam)加工，并制作薄膜試樣。然后，使用fe-tem(場致發射透射電子顯微鏡；fieldemissiontransmissionelectronmicroscopy)以30000倍對薄膜試樣進行觀測。對于各薄膜試樣觀測五個視場，以在全部視場中測得的氧化物的直徑的最大值為該薄膜試樣中的氧化物的最大直徑。

下面，對構成本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板的母材鋼板的化學成分(組成)進行說明。其中，以下說明中的“％”為“質量％”。

〔c為0.040～0.400％〕

c是用于提高母材鋼板的強度而添加的元素。然而，當c含量超過0.400％時點焊性會劣化而不優選，因此c含量設定為0.400％以下。此外，從點焊性的觀點考慮，c含量優選為0.300％以下，更優選為0.220％以下。另一方面，當c含量為低于0.040％時強度降低，難以確保足夠的抗拉最大強度，因此將c含量設定為0.040％以上。此外，為了進一步提高強度，c含量優選為0.055％以上，更優選為0.070％以上。

〔si為0.05～2.50％〕

si是抑制母材鋼板中的鐵系碳化物的生成、提高強度和成型性的元素。然而，si也是使鋼材脆化的元素，當其含量超過2.50％時容易發生鑄造好的板坯破裂等麻煩。因此，si含量設定為2.50％以下。此外，si在退火工序中會在母材鋼板的表面形成氧化物，明顯損害鍍覆的密合性。從該觀點考慮，si含量優選為2.00％以下，更優選為1.60％以下。另一方面，在si含量低于0.05％的情況下，在熱浸鍍鋅鋼板的鍍覆工序中會大量生成粗大鐵系碳化物，強度和成型性劣化。因此，si含量設定為0.05％以上。此外，從抑制鐵系碳化物的生成的觀點考慮，si含量優選為0.10％以上，更優選為0.25％以上。

〔mn為0.50～3.50％〕

mn是為了通過提高母材鋼板的淬透性來提高強度而添加的。然而，在mn含量超過3.50％的情況下，在母材鋼板的板厚中央部產生粗大的mn富集部而容易發生脆化，容易發生鑄造好的板坯破裂等麻煩。因此，mn含量設定為3.50％以下。另外，當mn含量增大時，點焊性也會劣化。由此，mn含量優選為3.00％以下，更優選為2.80％以下。另一方面，在mn含量低于0.50％的情況下，在退火后的冷卻中形成大量軟質組織，因此難以充分地確保高抗拉最大強度。因此，mn含量設定為0.50％以上。為了進一步提高強度，mn含量優選為0.80％以上，更優選為1.00％以上。

〔p為0.0001～0.1000％〕

p是使鋼材脆化的元素，進而當p含量超過0.1000％時容易發生鑄造好的板坯破裂等麻煩。因此，p含量設定為0.1000％以下。另外，p還是使由點焊產生的熔融部脆化的元素，為了得到足夠的焊接接頭強度，p含量優選設定為0.0400％以下，更優選設定為0.0200％以下。另一方面，使p含量低于0.0001％會伴隨制造成本的大幅增加。由此，p含量設定為0.0001％以上，優選設定為0.0010％以上。

〔s為0.0001～0.0100％〕

s是與mn結合而形成粗大mns并使延展性、拉伸凸緣性和彎曲性等成型性降低的元素。因此，使s含量為0.0100％以下。另外，s還是使點焊性劣化的元素。因此，s含量優選設定為0.0060％以下，更優選設定為0.0035％以下。另一方面，使s含量低于0.0001％會伴隨制造成本的大幅增加。因此，s含量設定為0.0001％以上，優選設定為0.0005％以上，更優選設定為0.0010％以上。

〔al為0.001～1.500％〕

al是使鋼材脆化的元素。在al含量超過1.500％的情況下，由于容易發生鑄造好的板坯破裂等麻煩，因此al含量設定為1.500％以下。另外，當al含量增加時點焊性會變差，因此al含量優選設定為1.200％以下，更優選設定為1.000％以下。另一方面，al含量的下限就算不特別限定也可以發揮本發明的效果，但al是在原料中微量存在的不可避免的雜質，要使其含量低于0.001％會伴隨制造成本的大幅增加。因此，al含量設定為0.001％以上。另外，al還是作為脫氧材料有效的元素，為了更充分地得到脫氧的效果，al含量優選設定為0.010％以上。

〔n為0.0001～0.0100％〕

n是形成粗大氮化物并使延展性、拉伸凸緣性和彎曲性等成型性劣化的元素，因此優選抑制其添加量。當n含量超過0.0100％時成型性的劣化會變得明顯，因此使n含量的上限為0.0100％。另外，n的過剩添加會成為焊接時產生氣孔的原因，因此含量越少越好。從這些觀點考慮，n含量優選為0.0070％以下，更優選為0.0050％以下。另一方面，n含量的下限就算不特別限定也可以發揮本發明的效果，但要使n含量小于0.0001％會導致制造成本的大幅增加。由此，n含量的下限設定為0.0001％以上。n含量優選為0.0003％以上，更優選為0.0005％以上。

〔o為0.0001～0.0100％〕

o會形成氧化物并使延展性、拉伸凸緣性和彎曲性等成型性劣化，因此優選抑制含量。當o含量超過0.0100％時成型性的劣化會變得明顯，因此使o含量的上限為0.0100％。此外，o含量優選為0.0050％以下，更優選為0.0030％以下。o含量的下限就算不特別限定也可以發揮本發明的效果，但要使o含量低于0.0001％會伴隨制造成本的大幅增加。因此，以0.0001％為下限。o含量優選為0.0003％以上，更優選為0.0005％以上。

〔si+0.7al≥0.30〕

si和al是抑制伴隨貝氏體相變的碳化物的生成的元素。為了得到殘余奧氏體，優選添加一定量以上的si和/或al。從該觀點考慮，si的添加量和al的添加量需要滿足下述式2。下述式2的左邊(si+0.7al)的值優選為0.45以上，更優選為0.70以上。

si+0.7al≥0.30(式2)

其中，式2的si和al表示各個元素的添加量[質量％]。

此外，根據需要也可以在本發明的實施方式的熱浸鍍鋅鋼板的母材鋼板中添加以下元素。

具體來說，除了上述化學成分以外，還可以含有選自0.001～0.150％的ti、0.001～0.100％的nb、0.001～0.300％的v中的一種或兩種以上。

〔ti為0.001～0.150％〕

ti是通過析出物強化、由抑制鐵素體晶粒生長帶來的細晶強化和由抑制重結晶帶來的位錯強化而有助于母材鋼板的強度上升的元素。但是，當ti含量超過0.150％時碳氮化物的析出變多而成型性劣化，因此ti含量優選為0.150％以下。另外，從成型性的觀點考慮，ti含量更優選為0.080％以下。另一方面，ti含量的下限就算不特別限定也可以發揮本發明的效果。為了充分地得到由添加ti帶來的強度上升效果，ti含量優選為0.001％以上。為了母材鋼板的更進一步的高強度化，ti含量更優選為0.010％以上。

〔nb為0.001～0.100％〕

nb是通過析出物強化、由抑制鐵素體晶粒生長帶來的細晶強化和由抑制重結晶帶來位錯強化而有助于母材鋼板的強度上升的元素。但是，當nb含量超過0.100％時碳氮化物的析出變多而成型性劣化，因此nb含量更優選為0.100％以下。從成型性的觀點考慮，nb含量進一步優選為0.060％以下。另一方面，nb含量的下限就算不特別限定也可以發揮本發明的效果。為了充分地得到由添加nb帶來的強度上升效果，nb含量優選為0.001％以上。為了母材鋼板的更進一步的高強度化，nb含量更優選為0.005％以上。

〔v為0.001～0.300％〕

v是通過析出物強化、由抑制鐵素體晶粒生長帶來的細晶強化和由抑制重結晶帶來的位錯強化而有助于母材鋼板的強度上升的元素。但是，當v含量超過0.300％時碳氮化物的析出變多而成型性劣化。因此，v含量優選為0.300％以下，更優選為0.200％以下。另一方面，v含量的下限就算不特別限定也可以發揮本發明的效果。為了充分地得到由添加v帶來的強度上升效果，v含量優選為0.001％以上，更優選為0.010％以上。

另外，在本實施方式的母材鋼板中，還可以含有選自0.01～2.00％的cr、0.01～2.00％的ni、0.01～2.00％的cu、0.01～2.00％的mo、0.0001～0.0100％的b、0.01～2.00％的w中的一種或兩種以上。

〔cr為0.01～2.00％〕

cr是抑制高溫下的相變并對高強度化有效的元素，其可以代替c和/或mn的一部分來添加。但是，當cr含量超過2.00％時，熱加工性受損而生產率降低。由此，cr含量優選設定為2.00％以下，更優選設定為1.20％以下。另一方面，cr含量的下限就算不特別限定也可以發揮本發明的效果。為了充分地得到由添加cr帶來的高強度化的效果，cr含量優選為0.01％以上，更優選為0.10％以上。

〔ni為0.01～2.00％〕

ni是抑制高溫下的相變并對高強度化有效的元素，其可以代替c和/或mn的一部分來添加。但是，當ni含量超過2.00％時，焊接性會受損。由此，ni含量優選為2.00％以下，更優選為1.20％以下。另一方面，ni含量的下限就算不特別限定也可以發揮本發明的效果。為了充分地得到由添加ni帶來的高強度化的效果，ni含量優選為0.01％以上，更優選為0.10％以上。

〔cu為0.01～2.00％〕

cu是通過在鋼中以微細顆粒的形式存在而提高強度的元素，其可以代替c和/或mn的一部分來添加。但是，當cu含量超過2.00％時，焊接性會受損。由此，cu含量優選設定為2.00％以下，更優選設定為1.20％以下。另一方面，cu含量的下限就算不特別限定也可以發揮本發明的效果。為了充分地得到由添加cu帶來的高強度化的效果，cu含量優選為0.01％以上，更優選為0.10％以上。

〔mo為0.01～2.00％〕

mo是抑制高溫下的相變并對高強度化有效的元素，其可以代替c和/或mn的一部分來添加。但是，當mo含量超過2.00％時，熱加工性會受損而生產率降低。由此，mo含量優選設定為2.00％以下，更優選為1.20％以下。另一方面，mo含量的下限就算不特別限定也可以發揮本發明的效果。為了充分地得到由添加mo帶來的高強度化的效果，mo含量優選為0.01％以上，更優選為0.05％以上。

〔b為0.0001～0.0100％〕

b是抑制高溫下的相變并對高強度化有效的元素，其可以代替c和/或mn的一部分來添加。但是，當b含量超過0.0100％時熱加工性會受損而生產率降低，因此b含量優選設定為0.0100％以下。從生產率的觀點考慮，b含量更優選為0.0050％以下。另一方面，b含量的下限就算不特別限定也可以發揮本發明的效果。為了充分地得到由添加b帶來的高強度化的效果，優選使b含量為0.0001％以上。為了進一步的高強度化，b含量更優選為0.0005％以上。

〔w為0.01～2.00％〕

w是抑制高溫下的相變并對高強度化有效的元素，其可以代替c和/或mn的一部分來添加。但是，當w含量超過2.00％時，熱加工性受損而生產率降低。由此，w含量優選為2.00％以下，更優選為1.20％以下。另一方面，w含量的下限就算不特別限定也可以發揮本發明的效果。為了充分地得到由w帶來的高強度化，w含量優選為0.01％以上，更優選為0.10％以上。

此外，在本發明的實施方式的熱浸鍍鋅鋼板中的母材鋼板中，作為其他元素還可以含有總計為0.0001～0.0100％的ca、ce、mg、zr、la、rem中的一種或兩種以上。這些元素的添加理由如下。

此外，rem是稀土金屬(rareearthmetal)的簡寫，其是指屬于鑭系的元素。在本發明的實施方式中，rem、ce多添加到混合稀土(mischmetal)中，有時在除了la、ce以外復合地含有其他鑭系的元素。作為不可避免的雜質，就算含有這些除了la、ce以外的鑭系的元素也可以發揮本發明的效果。另外，就算添加金屬la、ce也可以發揮本發明的效果。

ca、ce、mg、zr、la、rem是對成型性的改善有效的元素，可以添加一種或兩種以上。但是，當ca、ce、mg、zr、la、rem中的一種或兩種以上的含量的總計超過0.0100％時，有可能會損害延展性。因此，各元素的含量的總計優選為0.0100％以下，更優選為0.0070％以下。另一方面，ca、ce、mg、zr、la、rem中的一種或兩種以上的含量的下限就算不特別限定也可以發揮本發明的效果。為了充分地得到改善母材鋼板的成型性的效果，這些各元素的含量的總計優選為0.0001％以上。從成型性的觀點考慮，ca、ce、mg、zr、la、rem中的一種或兩種以上的含量的總計更優選為0.0010％以上。

就本實施方式的鍍覆鋼板的母材鋼板中的化學成分來說，以上進行了說明的各元素的剩余部分包含fe和不可避免的雜質。此外，就上述的ti、nb、v、cr、ni、cu、mo、b、w來說，均允許作為雜質含有低于各自的上述下限值的微量。另外，就ca、ce、mg、zr、la、rem來說，也允許作為雜質含有低于其總計量的下限值的極微量。

(顯微組織)

接著，對本發明的實施方式的熱浸鍍鋅鋼板的母材鋼板的顯微組織進行說明。

“殘余奧氏體”

本發明的實施方式的熱浸鍍鋅鋼板的母材鋼板包含殘余奧氏體相。殘余奧氏體是大幅提高強度-延展性平衡的組織。當母材鋼板的從表面起以1/4厚為中心的1/8厚～3/8厚的范圍中的殘余奧氏體的體積分率低于1％時，提高強度-延展性平衡的效果小。因此，使殘余奧氏體的體積分率為1％以上。為了提高強度-延展性平衡，殘余奧氏體的體積分率優選設定為3％以上，更優選設定為5％以上。另一方面，為了得到大量的殘余奧氏體，需要大幅增加要添加的c量，其結果是有可能由于大量的c而明顯損害焊接性。因此，優選使殘余奧氏體的體積分率為25％以下。另外，殘余奧氏體伴隨變形而相變為硬質的馬氏體，該馬氏體作為破壞起點起作用，從而拉伸凸緣性劣化。由此，殘余奧氏體的體積分率更優選設定為20％以下。

本發明的實施方式的熱浸鍍鋅鋼板的母材鋼板可以具有除了殘余奧氏體以外由粒狀鐵素體、針狀鐵素體、未重結晶鐵素體、珠光體、貝氏體、貝氏體鐵素體、馬氏體、回火馬氏體、粗大滲碳體中的一種或兩種以上形成的顯微組織。為了得到對應于熱浸鍍鋅鋼板的用途的特性，母材鋼板可以適當地選擇各相、各組織的體積分率的細節、組織尺寸、配置。

本發明的實施方式的熱浸鍍鋅鋼板的母材鋼板所含的各組織的體積分率例如可以通過以下所示的方法來測定。

本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板的母材鋼板組織所含的殘余奧氏體的體積分率通過x線衍射法來評價。在板厚的從表面起1/8厚～3/8厚的范圍，將與板面平行的面精加工為鏡面，通過x線衍射法來測定fcc鐵的面積分率，以其作為殘余奧氏體的體積分率。

本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板的母材鋼板組織所含的鐵素體、貝氏體鐵素體、貝氏體、回火馬氏體、初生馬氏體(freshmartensite)、珠光體和粗大滲碳體的體積分率通過以下所示的方法來計算。以母材鋼板的與軋制方向平行的板厚截面為觀測面的方式，采集試樣。對試樣的觀測面進行拋光，進行硝酸乙醇蝕刻。以場致發射型掃描型電子顯微鏡(fe-sem：fieldemissionscanningelectronmicroscope)對觀測面的以板厚的1/4為中心的1/8厚～3/8厚的范圍進行觀測來測定面積分率，以其視為體積分率。

另外，在本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板中，母材鋼板的板厚沒有特別限定，從熱浸鍍鋅鋼板的平坦性、冷卻時的控制性的觀點考慮，母材鋼板的板厚優選為0.6mm以上且低于5.0mm的范圍。

(熱浸鍍鋅鋼板的制造方法)

接著，對制造本發明的實施方式的熱浸鍍鋅鋼板的方法進行詳細說明。

本實施方式的鍍覆鋼板的制造方法包括退火工序、鍍覆工序和鍍覆后冷卻工序，在退火工序與上述鍍覆工序之間和/或鍍覆后冷卻工序，進行后述的貝氏體相變處理以得到殘余奧氏體。

退火工序以使600～750℃之間的平均加熱速度為1.0℃/秒以上的方式將母材鋼板加熱到750℃以上為止。就鍍覆工序來說，在使鍍浴溫度為450～470℃、使鍍浴進入時的鋼板溫度為440～480℃、使鍍浴中的有效al量為0.050～0.180質量％的條件下將母材鋼板浸漬于鍍鋅浴，對鋼板表面實施熱浸鍍鋅來形成鍍層。就鍍覆后冷卻工序來說，在鍍覆工序后，到350℃為止的冷卻過程滿足后述的下述式(1)。

為了制造本發明的實施方式的熱浸鍍鋅鋼板，首先制造母材鋼板。

母材鋼板通過下述方式來制造：鑄造添加了對應于特性的合金元素的板坯，實施熱軋，并實施冷軋。

以下，對各制造工序進行詳細說明。

“鑄造工序”

首先，鑄造供于熱軋的板坯。板坯的化學成分(組成)優選為上述的成分。供于熱軋的板坯可以使用連續鑄造板坯、通過板坯連鑄機(thinslabcaster)等制得的板坯。

“熱軋工序”

在熱軋工序中，為了抑制由鑄造而造成的晶體取向的各向異性，優選使板坯的加熱溫度為1080℃以上。板坯的加熱溫度更優選設定為1150℃以上。另一方面，板坯的加熱溫度的上限沒有特別限定。為了超過1300℃來加熱板坯，需要投入大量的能量，導致制造成本的大幅增加。由此，板坯的加熱溫度優選設定為1300℃以下。

在將板坯加熱之后，進行熱軋。當熱軋的結束溫度(軋制結束溫度)低于850℃時，軋制反作用力提高，難以穩定地得到指定的板厚。因此，熱軋的結束溫度優選設定為850℃以上，更優選設定為870℃以上。另一方面，為了使熱軋的結束溫度超過980℃，在從結束板坯的加熱到結束熱軋為止的工序中需要加熱鋼板的裝置，需要高成本。因此，優選使熱軋的結束溫度為980℃以下，更優選使之為960℃以下。

接著，將熱軋之后的熱軋鋼板卷取成卷。其中，從熱軋到卷取為止的冷卻過程中的平均冷卻速度優選設定為10℃/秒以上。這是為了通過在更低溫下進行相變而使熱軋鋼板的粒徑微細、使冷軋和退火后的母材鋼板的有效晶體粒徑微細。

熱軋鋼板的卷取溫度優選設定為350℃～750℃。這是為了使珠光體和/或長徑為1μm以上的粗大滲碳體分散并生成在熱軋鋼板的顯微組織中、使由冷軋導入的應變局部化、在退火工序中逆相變成各種晶體取向的奧氏體。由此，使退火后的母材鋼板的有效晶粒微細化。在卷取溫度低于350℃的情況下，有時無法生成珠光體和/或粗大滲碳體，從而不優選。另外，為了降低熱軋鋼板的強度而容易地進行冷軋，更優選將卷取溫度提高到450℃以上。另一方面，在卷取溫度超過750℃的情況下，珠光體和鐵素體分別在軋制方向上生成為長帶狀，存在由鐵素體部分在冷軋和退火后生成的母材鋼板的有效晶粒成為向軋制方向伸長了的粗大晶粒的傾向，從而不優選。另外，為了使退火后的母材鋼板的有效晶粒粒徑微細，更優選將卷取溫度降低到680℃以下。

接著，對這樣制得的熱軋鋼板進行酸洗。酸洗由于是去除熱軋鋼板的表面的氧化物，因此對提高母材鋼板的鍍覆性來說是重要的。酸洗可以為一次，也可以分為多次來進行。

“冷軋工序”

接著，對酸洗后的熱軋鋼板進行冷軋，由此得到冷軋鋼板。

就冷軋來說，當壓下率的總計超過85％時，失去鋼板的延展性，鋼板在冷軋中會斷裂的危險性提高。因此，優選使壓下率的總計為85％以下。從該觀點考慮，壓下率的總計更優選設定為75％以下，進一步優選設定為70％以下。冷軋工序中的壓下率的總計的下限沒有特別限定。在壓下率的總計低于0.05％時，母材鋼板的形狀變得不均質，鍍覆不會均勻地附著而使外觀受損。因此，優選設定為0.05％以上，更優選設定為0.10％以上。此外，冷軋優選以多個道次來進行，冷軋的道次數、各道次的壓下率分配沒有限制。

另外，在冷軋中的壓下率的總計超過10％且低于20％的范圍，重結晶在其后的退火工序中有時不會充分地進行，由于包含大量的位錯而失去了延展性的粗大晶粒殘留在表層附近，彎曲性、耐疲勞特性劣化。為了避免這樣，有效的是：使壓下率的總計變小，使對晶粒的位錯積累輕微，由此殘留晶粒的延展性。或者，有效的是：使壓下率的總計變大，在退火工序中使重結晶充分地進行，使加工組織為在內部位錯積累少的重結晶粒。從使對晶粒的位錯積累輕微的觀點考慮，冷軋工序中的壓下率的總計優選設定為10％以下，更優選設定為5.0％以下。另一方面，為了使退火工序中的重結晶充分地進行，優選使壓下率的總計為20％以上，更優選使之為30％以上。

“退火工序”

在本發明的實施方式中，對冷軋鋼板實施退火。在本發明的實施方式中，優選使用具有預熱帶、還原帶和鍍覆帶的連續退火鍍覆作業線。而且，優選一邊進行退火工序一邊使之通過預熱帶和還原帶，至到達鍍覆帶為止結束退火工序，在鍍覆帶中進行鍍覆工序。

如上所述，在退火工序和鍍覆工序中使用了連續退火鍍覆作業線的情況下，例如優選使用以下所示的方法。

退火工序中的加熱速度通過預熱帶中的處理時間而與鋼板表層部中的脫碳的發展有關系。當退火工序中的加熱速度慢時，由于在預熱帶中的氧化氣氛下暴露長時間，因此鋼板表層部處的脫碳發展。另外，當加熱速度過慢時，有時鋼板的氧化發展，在鋼板內部生成粗大氧化物。特別是，600～750℃中的加熱速度是重要的，為了避免鋼板表層部的過度脫碳和氧化而使這期間的平均加熱速度為1.0℃/秒以上。為了避免鋼板表層部的脫碳，600～750℃之間的平均加熱速度優選設定為1.5℃/秒以上，更優選設定為2.0℃/秒以上。為了確保預熱帶中的處理時間來促進ζ相的生成，600～750℃中的平均加熱速度優選設定為50℃/秒以下。當平均加熱速度為50℃/秒以下時，可以得到鍍層與母材鋼板的全界面之中的ζ相與母材鋼板的界面所占的比例更大的鍍層。為了充分地促進ζ相的生成，平均加熱速度更優選為10℃/秒以下。

在預熱帶中，進行用于在鋼板表層部形成適當厚度的fe氧化被膜的氧化處理。此時，在用于預熱燃燒器的空氣和燃料氣體的混合氣體中，在以下所示的空氣比被設定為0.7以上的預熱帶中一邊以400～800℃的鋼板溫度加熱一邊使鋼板通過。

“空氣比”是指單位體積的混合氣體所含的空氣的體積與用于使單位體積的混合氣體所含的燃料氣體完全燃燒而理論上需要的空氣的體積之比，由下述式表示。

空氣比＝[單位體積的混合氣體所含的空氣的體積(m³)]/[用于使單位體積的混合氣體所含的燃料氣體完全燃燒而理論上需要的空氣的體積(m³)]}

在本實施方式中，對通過預熱帶的母材鋼板在上述的條件下進行預熱，由此在母材鋼板的表層形成0.01～5.0μm的fe氧化被膜。生成于鋼板表層部的fe氧化被膜(氧化物)在還原帶中被還原，成為鍍覆密合性優異的表面。

在上述的空氣比超過1.2而過大的情況下，在鋼板表層部生成過剩的fe氧化被膜，還原后的脫碳層肥大化。因此，上述的空氣比優選為1.2以下，更優選為1.1以下。在上述空氣比小于0.7而過小的情況下，得不到規定的氧化物。因此，上述空氣比設定為0.7以上，優選設定為0.8以上。

另外，當使鋼板通過預熱帶的鋼板溫度低于400℃時，無法形成足夠的氧化被膜。因此，使鋼板通過預熱帶的鋼板溫度(預熱結束溫度)設定為400℃以上，優選設定為600℃以上。另一方面，當使鋼板通過預熱帶的鋼板溫度為超過800℃的高溫時，在下一個還原帶中無法還原，粗大的含有si和/或mn的氧化物生成于鋼板表面。因此，使鋼板通過預熱帶的鋼板溫度設定為800℃以下，優選設定為750℃以下。

退火工序中的最高加熱溫度是用于將與鋼板的成型性相關的顯微組織的分率控制為規定范圍的重要因子。當最高加熱溫度低時，在鋼中粗大鐵系碳化物未融化殘留，成型性劣化。為了使鐵系碳化物充分地固溶并提高成型性，最高加熱溫度設定為750℃以上。特別是，為了得到殘余奧氏體，最高加熱溫度需要設定為(ac1+50)℃以上。最高加熱溫度的上限沒有特別限定；從鍍覆密合性的觀點考慮，為了使母材鋼板表面的氧化物變少而優選設定為950℃以下，更優選設定為900℃以下。

鋼板的ac1點分別為奧氏體逆相變的開始點。具體來說，ac1點是通過下述方式得到的：從熱軋后的鋼板切出小片，以10℃/秒加熱到1200℃，對其間的體積膨張進行測定。

退火工序中的最高加熱溫度(750℃以上)是在還原帶中達到的。在該還原帶中，將生成于預熱帶的鋼板表面的薄的fe氧化被膜還原，提高鍍覆密合性。因此，在還原帶的氣氛中，水蒸氣分壓p(h2o)與氫分壓p(h2)的比、p(h2o)/p(h2)設定為0.0001～2.00。當p(h2o)/p(h2)低于0.0001時，會導致成為鍍覆剝離起點的si和/或mn氧化物形成在最外表面層。另一方面，當p(h2o)/p(h2)超過2.00時，鋼板表層處的微細化過度發展，鍍層的合金化過度發展，鍍覆密合性劣化。此外，當p(h2o)/p(h2)超過3.00時，脫碳過度發展，從而母材鋼板表層的硬質相明顯減少。由于以上的觀點，p(h2o)/p(h2)優選設定為0.002～1.50的范圍，更優選設定為0.005～1.20的范圍。

如上所述，當還原帶中的p(h2o)/p(h2)為0.0001～2.00時，成為鍍覆剝離起點的si和/或mn氧化物不形成在最外表面層，在鋼板表層的內部形成最大直徑為0.01～0.4μm的si和/或mn的微細氧化物。si和/或mn的微細氧化物抑制退火中的fe重結晶的生長。另外，由于還原氣氛中的水蒸氣使母材表層脫碳，因此退火后的母材表層成為鐵素體。其結果是，在退火后的母材的表層形成平均厚度為0.1～5.0μm、鐵素體相的平均粒徑為0.1～3.0μm、最大直徑為0.01～0.4μm的含有si和/或mn的氧化物的微細化層。

就退火工序之中的從達到最高加熱溫度后到鍍浴為止的鍍覆前的冷卻(鍍覆前冷卻工序)來說，為了得到殘余奧氏體，需要抑制珠光體和滲碳體的生成。因此，在鍍覆前冷卻工序中，使從750℃到700℃為止的平均冷卻速度為1.0℃/秒以上，再使從700℃到500℃為止的平均冷卻速度為5.0℃/秒以上。不特別設定平均冷卻速度的上限，但要得到過大的平均冷卻速度需要特殊的冷卻設備或不干擾鍍覆工序的致冷劑，因此不優選。從該觀點考慮，上述溫度區域中的平均冷卻速度優選設定為100℃/秒以下，更優選設定為70℃/秒以下。

接著鍍覆前冷卻工序，為了得到回火馬氏體，也可以在從鋼板溫度達到500℃后到鍍浴為止的期間使鋼板在規定的溫度區域停留一定時間作為馬氏體相變處理。馬氏體相變處理溫度以馬氏體相變開始溫度ms點為上限，更優選使上限為(ms點-20℃)。馬氏體相變處理優選以50℃為下限，更優選使下限為100℃。另外，馬氏體相變處理時間優選設定為1秒～100秒，更優選設定為10秒～60秒。此外，由馬氏體相變處理得到的馬氏體在鍍覆工序中浸入高溫的鍍浴而變為回火馬氏體。

此外，ms點由下式來計算。

ms點[℃]＝541-474c/(1-vf)-15si-35mn-17cr-17ni+19al

在上述式中，vf表示鐵素體的體積分率，c、si、mn、cr、ni、al為各個元素的添加量[質量％]。

此外，制造中難以直接測定鐵素體的體積分率。因此，就本發明來說，在確定ms點時，切出在連續退火作業線中使鋼板通過前的冷軋鋼板的小片，以與在連續退火作業線中使鋼板通過時相同的溫度履歷對該小片進行退火，并測定小片的鐵素體的體積變化，以使用該結果來算出的數值為鐵素體的體積分率vf。

進而，在鍍覆前冷卻工序之后，也可以為了得到殘余奧氏體而使鋼板在250℃～500℃的溫度區域停留一定時間作為貝氏體相變處理。

貝氏體相變處理既可以在退火工序與鍍覆工序之間進行，也可以在鍍覆后冷卻工序中進行，還可以在這兩個時刻進行。

在退火工序與鍍覆工序之間以及鍍覆后冷卻工序中進行的貝氏體相變處理的停留時間之和需要設定為15秒～500秒。當停留時間之和為15秒以上時，貝氏體相變充分進行，可以得到足夠的殘余奧氏體。停留時間之和優選為25秒以上。另一方面，當停留時間之和超過500秒時，生成珠光體和/或粗大滲碳體。因此，使停留時間之和為500秒以下，優選使之為300秒以下。

在退火工序與鍍覆工序之間進行的情況下，當貝氏體相變處理溫度超過500℃時，珠光體和/或粗大滲碳體的生成發展，得不到殘余奧氏體。因此，貝氏體相變處理溫度設定為500℃以下。為了促進伴隨貝氏體相變的碳向奧氏體的濃縮，貝氏體相變處理溫度優選設定為485℃以下，更優選設定為470℃以下。另一方面，當貝氏體相變處理溫度低于250℃時，貝氏體相變不會充分進行，得不到殘余奧氏體。因此，貝氏體相變處理溫度設定為250℃以上。為了使貝氏體相變有效地進行，貝氏體相變處理溫度優選設定為300℃以上，更優選設定為340℃以上。

此外，在鍍覆前冷卻工序后進行貝氏體相變處理和馬氏體相變處理這兩者的情況下，就施工順序來說設定為在貝氏體相變處理前進行馬氏體相變處理。

“鍍覆工序”

接著，將這樣得到的母材鋼板浸漬在鍍浴中。

鍍浴以鋅為主體，并具有作為從鍍浴中的總al量減去總fe量而得到的值的有效al量為0.050～0.180質量％的組成。當鍍浴中的有效al量低于0.050％時，fe向鍍層中的侵入過度進行，鍍覆密合性受損，因此需要設定為0.050％以上。從該觀點考慮，鍍浴中的有效al量優選為0.065％以上，更優選為0.070％以上。另一方面，當鍍浴中的有效al量超過0.180％時，在母材鋼板與鍍層的邊界會生成al系氧化物，該邊界處的fe和zn原子的移動受到妨礙，ζ相的生成得到抑制，鍍覆密合性明顯受損。從該觀點考慮，鍍浴中的有效al量需要設定為0.180％以下，優選設定為0.150％以下，更優選設定為0.135％以下。

鍍浴可以混入ag、b、be、bi、ca、cd、co、cr、cs、cu、ge、hf、i、k、la、li、mg、mn、mo、na、nb、ni、pb、rb、sb、si、sn、sr、ta、ti、v、w、zr、rem中的一種或兩種以上的元素，根據各元素的含量也有熱浸鍍鋅層的耐蝕性、加工性得到改善等優選的情況。

另外，鍍浴的溫度設定為450℃～470℃。當鍍浴溫度低于450℃時，鍍浴的粘度過分升高，難以控制鍍層的厚度，損害熱浸鍍鋅鋼板的外觀。因此，鍍浴的溫度設定為450℃以上，優選設定為455℃以上。另一方面，當鍍浴溫度超過470℃時，產生大量的煙霧，難以安全地制造。因此，鍍浴溫度設定為470℃以下，優選設定為465℃以下。

另外，在母材鋼板進入鍍浴時的鋼板溫度低于440℃的情況下，為了使鍍浴溫度穩定在450℃以上，產生對鍍浴賦予大量的熱量的需要，因此實用上是不合適的。另一方面，在母材鋼板進入鍍浴時的鋼板溫度超過480℃的情況下，為了使鍍浴溫度穩定在470℃以下，需要導入從鍍浴移除大量的熱量的設備，在制造成本方面是不合適的。因此，為了使鍍浴的浴溫穩定，使母材鋼板進入鍍浴時的溫度為440℃～480℃。另外，為了合適地控制ζ相的生成行為，母材鋼板進入鍍浴時的溫度更優選限制為450℃～470℃。

鍍浴的溫度優選穩定在450～470℃的范圍內的溫度。當鍍浴的溫度不穩定時，鍍層中的ζ相不均勻，導致鍍層的外觀和密合性不均勻。為了使鍍浴的溫度穩定，優選使進入鍍浴時的鋼板溫度與鍍浴的溫度基本一致。具體來說，從實際制造設備的溫度控制性的極限考慮，優選使進入鍍浴時的鋼板溫度為鍍浴溫度±4℃以內，更優選使之為鍍浴溫度±2℃以內。

此外，在鍍浴浸漬后，為了設定為適當的鍍覆附著量而優選對鋼板表面吹拂以氮為主體的高壓氣體，將表層的過剩鋅除去。

“鍍覆后冷卻工序”

在鍍浴工序后，在達到室溫為止的鍍覆后冷卻工序中以到350℃為止的冷卻過程滿足下述式(1)的方式對冷卻處理進行控制。由此，可以在鍍層中得到適量的ζ相。

此外，式(1)中的t(t)[℃]為鋼板溫度，t[秒]為以鋼板從鍍浴出來的時刻為起點的經過時間，t¹[秒]為以鋼板從鍍浴出來的時刻為起點的鋼板溫度達到350℃為止的經過時間，w^*al[質量％]為鍍浴中的有效al量。另外，ε、θ和μ為常數項，分別為2.62×10⁷、9.13×10³、1.0×10^-1。

上述式(1)是與ζ相的生成行為有關系的式子，上述式(1)的值越大則表示鍍層中的ζ相的生成越發展。鋼板溫度越高、處理時間越長則上述式(1)的值越大。另外，當鍍浴中的有效al量增大時，上述式(1)的值變小，ζ相的生成受到妨礙。此外，在鋼板溫度為350℃以下的溫度范圍，幾乎不進行fe原子從母材鋼板向鍍層的擴散，ζ相的生成基本停止。因此，上述式(1)是在鋼板溫度為350℃以上的范圍計算的。

在浸漬到鍍浴后的鍍覆后冷卻工序中，當上述式(1)的值低于0.40時，在鍍層中得不到足夠的ζ相，會損害鍍覆密合性。當上述式(1)的值為0.40以上時，ζ相的生成得到充分地促進，從而在熱浸鍍鋅層與母材鋼板的全界面之中的上述ζ相與母材鋼板的界面所占的比例為20％以上。另外，當上述式(1)的值為0.40以上時，ζ相與母材鋼板的界面之中的存在粗大氧化物的ζ晶粒與母材鋼板所成的界面的比例為50％以下。因此，為了得到足夠的鍍覆密合性，需要以上述式(1)的值為0.40以上的方式來控制冷卻處理。為了進一步提高鍍覆密合性，優選以上述式(1)的值為0.50以上的方式實施冷卻處理，更優選設定為0.60以上。另一方面，當冷卻處理中的上述式(1)的值過大時，鍍層的合金化發展，鍍層中的fe含量變得過大，鍍覆密合性受損。從該觀點考慮，需要以上述式(1)的值為2.20以下的方式來控制冷卻處理。為了提高鍍覆密合性，冷卻處理優選以上述式(1)的值為2.00以下的方式來控制，更優選以之為1.80以下的方式來控制。

這里，當從鍍浴取出之后使鋼板的溫度上升時，上述式(1)的值明顯增大而鍍覆密合性劣化。另外，鋼板的顯微組織變質，得不到規定的殘余奧氏體而強度降低。此外，有可能生成粗大碳化物而使成型性劣化。因此，從鍍浴取出之后的鋼板溫度不能超過在鍍浴浸漬前的鋼板溫度和鍍浴溫度之中的較高一者的溫度。

另一方面，當如在常規的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法中所能夠看見的那樣在浸漬于鍍浴之后實施驟冷時，上述式(1)的值會明顯變小。其結果是，得不到足夠的ζ相，鍍覆密合性會劣化。為了使上述式(1)的值保持在規定范圍中，例如可以在從鍍浴取出之后進行一定時間的等溫保持處理，然后進行驟冷。

此外，只要上述式(1)的值保持在規定范圍就行，可以進行其他任意的溫度控制。即，只要是使上述式(1)的值在本發明的范圍內的溫度控制就行，可以采用任意的冷卻控制方式。例如，可以是在上述等溫保持處理后進行驟冷的冷卻方式，也可以是進行基本恒速的緩慢冷卻的冷卻方式。

另外，通過滿足上述式(1)的冷卻處理，在鍍層中得到足夠量的ζ相，然后為了得到殘余奧氏體而可以進行在250℃～350℃的溫度范圍實施停留的貝氏體相變處理。當貝氏體相變處理溫度低于250℃時，貝氏體相變不會充分地進行，無法充分得到殘余奧氏體。因此，貝氏體相變處理溫度設定為250℃以上。為了有效進行貝氏體相變，貝氏體相變處理溫度更優選設定為300℃以上。而當貝氏體相變處理溫度超過350℃時，fe原子從母材鋼板向鍍層的擴散過度進行，鍍覆密合性劣化。因此，貝氏體相變處理溫度設定為350℃以下，優選設定為340℃以下。

此外，為了使殘余奧氏體更加穩定化，可以在冷卻到250℃以下為止之后實施再加熱處理。再加熱處理的處理溫度和處理時間可以根據作為目標的特性來適當設定。不過，當再加熱處理溫度低于250℃時，得不到足夠的效果。因此，再加熱處理溫度優選設定為250℃以上，更優選設定為280℃以上。當再加熱處理溫度超過350℃時，fe原子從母材鋼板向鍍層的擴散過度進行，鍍覆密合性劣化。因此，再加熱處理溫度優選設定為350℃以下，更優選設定為340℃以下。

另外，當再加熱處理時間超過1000秒時，處理效果飽和，因此處理時間優選設定為1000秒以下。此外，為了抑制珠光體和/或粗大滲碳體的生成，再加熱處理時間更優選設定為500秒以下。

可以通過以上進行了說明的制造方法來制造本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板，但本發明不限于上述實施方式。

例如，上述的實施方式的制造方法是列舉在鍍覆工序后進行到350℃為止的冷卻過程滿足上述式(1)的“鍍覆后冷卻工序”的情況為例進行了說明，但鍍覆后冷卻工序也可以是到350℃為止的冷卻過程不滿足上述式(1)。此時，為了制造與到350℃為止的冷卻過程滿足上述式(1)的情況相同的熱浸鍍鋅鋼板，需要適當控制鍍浴浸漬時間。

這是因為，通過使鍍浴浸漬時間變長，鍍浴中的ζ相的生成得到促進，并且存在于形成鍍層的母材鋼板的表面的si和/或mn氧化物與鍍浴中的al的反應得到促進。通過上述氧化物與鍍浴中的al的反應，存在于母材鋼板的表面的上述氧化物的一部分被還原，存在于母材鋼板的表面的si和/或mn氧化物的數和量降低。

為了通過使鍍浴浸漬時間變長來得到上述效果，需要使鍍浴浸漬時間為3秒以上，優選使之為5秒以上，更優選使之為7秒以上，進一步優選使之為10秒以上。通過使鍍浴浸漬時間為10秒以上，可以得到與進行了到350℃為止的冷卻過程滿足上述式(1)的“鍍覆后冷卻工序”的情況相同的熱浸鍍鋅鋼板。其結果是，可以得到熱浸鍍鋅層與母材鋼板的全界面之中的ζ相與母材鋼板的界面所占的比例為20％以上、ζ相與母材鋼板的界面之中的存在粗大氧化物的ζ晶粒與母材鋼板所成的界面的比例為50％以下的鍍層。

當制造熱浸鍍鋅鋼板時，在使用使鍍浴浸漬時間為10秒以上的方法的情況下，鍍覆后冷卻工序也可以到350℃為止的冷卻過程不滿足上述式(1)。因此，就算是難以實行上述的“鍍覆后冷卻工序”的熱浸鍍鋅鋼板的制造作業線，也能夠容易地制造本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板。

鍍浴浸漬時間根據鍍浴中的al含量等來適當確定。為了確保良好的生產率，鍍浴浸漬時間優選為20秒以下，更優選為15秒以下。

例如，在本發明的實施方式中，可以給由上述方法得到的熱浸鍍鋅鋼板的鍍鋅層表面賦予由磷氧化物和/或包含磷的復合氧化物形成的皮膜。

由磷氧化物和/或包含磷的復合氧化物形成的皮膜在加工熱浸鍍鋅鋼板時能夠作為潤滑劑起作用，能夠保護形成在母材鋼板表面的鍍鋅層。

此外，在本實施方式中，對冷卻到室溫的熱浸鍍鋅鋼板，也可以為了形狀矯正而以3.00％以下的壓下率來實施冷軋。

另外，上述的本發明的實施方式的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法優選適用于制造母材鋼板的板厚為0.6mm以上且低于5.0mm的熱浸鍍鋅鋼板。在母材鋼板的板厚低于0.6mm的情況下，有時難以將母材鋼板的形狀保持為平坦，并不是適當的。另外，在母材鋼板的板厚為5.0mm以上的情況下，難以控制退火工序和鍍覆工序中的冷卻。

實施例

對于本發明的實施例進行說明。此外，本實施例中的條件是用于確認本發明的可實施性和效果而采用的一個條件例。本發明不限于該一個條件例。本發明只要在不脫離本發明的主旨的情況下達成本發明的目的就行，可以采用各種條件。

“實施例1”

鑄造具有表1～4所示的化學成分(組成)的板坯，以表5、6所示的熱軋工序條件(板坯加熱溫度、軋制結束溫度)來進行熱軋，以表5、6所示的熱軋工序條件(從熱軋結束到卷取為止的平均冷卻速度、卷取溫度)來進行冷卻，得到熱軋鋼板。

然后，對熱軋鋼板實施酸洗，并實施表5、6所示的冷軋工序條件(壓下率)的冷軋，得到冷軋鋼板。

接著，對所得到的冷軋鋼板以表7、8所示的退火工序中的加熱工序條件(預熱帶中的空氣比、預熱帶中的預熱結束溫度、還原帶氣氛中的h2o與h2的分壓比(p(h2o)/p(h2)、600～750℃的溫度區域中的平均加熱速度、最高加熱溫度tm)來實施退火。此外，實驗例1～94的預熱結束溫度設定為623～722℃的范圍。

然后，以表7、8所示的鍍覆前冷卻工序條件(冷卻速度1(750～700℃的溫度區域中的平均冷卻速度)、冷卻速度2(700～500℃的溫度區域中的平均冷卻速度)、貝氏體相變處理1條件(處理溫度、處理時間)、馬氏體相變處理(處理溫度、處理時間))來實施冷卻處理。此外，對于未實施貝氏體相變處理1、馬氏體相變處理的鋼板來說，該處理的條件欄為空欄。

接著，以表9、10所示的鍍覆工序條件(有效al量、鍍浴溫度(浴溫)、鋼板的進入溫度、浸漬時間)浸漬在鍍鋅浴中，實施鍍覆。

鍍覆工序后，以表9、10所示的鍍覆后冷卻工序條件(式(1)、貝氏體相變處理2條件(處理溫度、處理時間)、再加熱處理條件(處理溫度、處理時間))來實施冷卻處理。此外，對于沒有實施貝氏體相變處理2、再加熱處理的鋼板來說，該處理的條件欄為空欄。

此外，以表9、10所示的條件(壓下率)來實施冷軋，得到實驗例1～94、c1～c44的鍍覆鋼板(不過，在一部分實驗例中也有中斷實驗的情況)。

在所得到的鍍覆鋼板(實驗例1～94、c1～c44)中，進行母材鋼板的顯微組織和鍍層的觀測。表11、12示出母材鋼板的顯微組織和鍍層的觀測結果。

首先，從鍍覆鋼板以母材鋼板的與軋制方向平行的板厚截面為觀測面的方式來采集試樣。對于試樣的觀測面，通過場致發射型掃描型電子顯微鏡(fe-sem)進行組織觀測并通過ebsd法進行高分辨率晶體取向解析，對以板厚的1/4為中心的1/8厚～3/8厚的范圍中的顯微組織進行觀測，對構成組織進行鑒定。在表11、12中，分別是f表示觀測到粒狀鐵素體，wf表示觀測到針狀鐵素體，nrf表示觀測到未重結晶鐵素體，p表示觀測到珠光體，θ表示觀測到粗大滲碳體，bf表示觀測到貝氏體鐵素體，b表示觀測到貝氏體，m表示觀測到馬氏體，tm表示觀測到回火馬氏體，γ表示觀測到殘余奧氏體。

另外，從鍍覆鋼板采集25mm×25mm的小片作為試驗片。在試驗片的板厚的從表面起1/8厚～3/8厚的范圍，將與板面平行的面精加工為鏡面，通過x射線衍射法對殘余奧氏體的體積分率(γ分率)進行了測定。

進而，從鍍覆鋼板，以母材鋼板的與軋制方向平行的板厚截面為觀測面的方式來采集試樣。對于試樣的觀測面，通過場致發射型掃描型電子顯微鏡(fe-sem)進行觀測，對鍍層與母材鋼板的界面進行觀測。由該結果通過上述方法求出ζ相與母材鋼板的界面在鍍層與母材鋼板的界面全體所占的比例(邊界面占有率)、δ1相與母材鋼板的界面在鍍層與母材鋼板的界面全體所占的比例(邊界面占有率)、ζ相與母材鋼板的全界面之中的存在粗大氧化物的ζ晶粒與母材鋼板所成的界面的比例(存在氧化物的邊界面的比例)。

鍍層的附著量通過下述方式求出：使用加入抑制劑的鹽酸來熔融鍍層，比較熔融前后的重量。

此外，從鍍覆鋼板，以母材鋼板的與軋制方向平行的板厚截面為觀測面的方式來采集試樣，使用上述測定方法來求出與母材鋼板和熱浸鍍鋅層的界面直接接觸的微細化層的平均厚度(微細化層的平均厚度)、微細化層內的鐵素體相的平均粒徑(鐵素體相的平均粒徑)和微細化層中的si和mn中的一種或兩種以上的氧化物的最大直徑(氧化物的最大直徑)。將其結果表示在表11、12中。

接著，為了調查鍍覆鋼板的特性，進行抗拉試驗、擴孔試驗、彎曲試驗、密合性評價試驗、點焊試驗、腐蝕試驗、碎裂性試驗(chippingpropertytest)、粉化性試驗。表13、14示出各實驗例中的特性。

就抗拉試驗來說，由鍍覆鋼板制作jisz2201所述的5號試驗片，并根據jisz2241所述的方法來進行，求出屈服強度ys、抗拉最大強度ts、總伸長率el。此外，抗拉特性是將抗拉最大強度ts為420mpa以上的情況評價為良好。

擴孔試驗根據jisz2256所述的方法來進行。成型性之中的延展性(總伸長率)el和擴孔性λ伴隨抗拉最大強度ts而變化，在滿足下述式(3)的情況下將強度、延展性和擴孔性設定為良好。

ts^1.5×el×λ^0.5≥2.5×10⁶式(3)

就鍍覆密合性來說，對賦予了5％的單軸抗拉應變的鍍覆鋼板實施了杜邦沖擊試驗。對沖擊試驗后的鍍覆鋼板粘貼粘接帶，之后剝離，將鍍覆未剝離的情況作為合格(○)，將鍍覆發生了剝離的情況作為不合格(×)。杜邦沖擊試驗是使用使前端的曲率半徑為1/2英寸的沖壓模具并使3kg的錘從1m的高度落下來進行的。

點焊性通過進行連續打點試驗來評價。在熔融部的直徑為板厚的平方根的5.3～5.7倍的焊接條件下，連續地進行1000次點焊，以第1點d1和第1000點d1000對熔融部的直徑進行比較，將d1000/d1為0.90以上的情況作為合格(○)，將低于0.90的情況作為不合格(×)。

耐蝕性的評價使用了將鍍覆鋼板切成150×70mm的試驗片。對試驗片實施磷酸鋅系浸漬型化學轉化處理，接著實施陽離子電沉積涂裝20μm，再實施中涂35μm、上涂35μm，然后將背面和端部以絕緣帶來密封。在耐蝕性試驗中，使用了以sst6小時→干燥4小時→濕潤4小時→冷凍4小時為一個循環的cct。涂裝后耐蝕性的評價是對涂裝面用切割刀實施直達母材鋼板的十字切割，測定cct60個循環后的膨脹寬度。將膨脹寬度為3.0mm以下的情況作為合格(○)，將超過3.0mm的情況作為不合格(×)。

碎裂性(chippingproperty)通過使用將鍍覆鋼板切成70mm×150mm的試驗片來評價。首先，對試驗片進行汽車用的脫脂、化學轉化皮膜的形成、三涂層涂裝各工序。然后，在將試驗片冷卻保持為-20℃的狀態下，以2kgf/cm²的氣壓垂直施加碎石(0.3～0.5g)10個。碎石的施加對各試驗片反復實施各五次。然后，對于各試驗片觀測總計50個碎裂痕(chippingscar)，根據其剝離界面的位置按照以下的基準來評價。剝離界面比鍍層靠上(鍍層-化學轉化皮膜的界面或電沉積涂裝-中涂涂裝的界面)的情況為(○)，鍍層-基底金屬處的界面剝離哪怕是一個的情況都為(×)。

粉化性是為了評價鍍層的加工性而使用v彎曲加工(jisz2248)來評價的。將鍍覆鋼板切割成50×90mm，以1r-90°v字型模具壓制來形成成型體，制作試驗體。在各試驗體的谷部，實施了膠帶剝離。具體來說，在試驗體的彎曲加工部上按壓寬度為24mm的透明膠帶并剝離，以目測來判斷透明膠帶的長度為90mm的部分。評價基準如下。鍍層的剝離相對于加工部面積低于5％情況為(○)，鍍層的剝離相對于加工部面積超過5％的情況為(×)。

表5

表6

表7

表8

表9

表10

表11

表12

表13

表14

實驗例89是si含量大、在鑄造工序中板坯在冷卻中破裂而中斷了實驗的例子。

實驗例92是p含量大、在熱軋工序中板坯在加熱中破裂而中斷了實驗的例子。

實驗例94是al含量大、在鑄造工序中板坯在冷卻中破裂而中斷了實驗的例子。

實驗例33是退火工序中的加熱速度小、母材鋼板中的氧化物的生長過度進行、在母材鋼板的表面產生成為破壞的起點的粗大氧化物而鍍覆密合性和粉化性發生了劣化的例子。

實驗例c44是預熱結束溫度高、在鍍覆前的鋼板表面生成大量包含si和mn的粗大氧化物而存在粗大氧化物的ζ晶粒與母材鋼板所成的界面相對于ζ相與母材鋼板的全界面超過了50％的例子，鍍覆密合性差。

實驗例9是退火工序的余熱帶中的空氣比小、ζ相的邊界面占有率低、在鋼板的一部分產生未鍍覆而外觀、鍍覆密合性和耐蝕性發生了劣化的例子。

實驗例43是退火工序的余熱帶中的空氣比大、鋼板表面上的脫碳過度進行而使微細化層的平均厚度變厚、ts^1.5×el×λ^0.5降低、得不到足夠的特性的例子。

實驗例3而鍍覆工序中的式1的值過小、在鍍層與母材鋼板的界面未充分產生δ相而得不到足夠的鍍覆密合性的例子。

實驗例26是鍍覆工序中的式1的值過大、鍍層中的fe％過度提高而得不到足夠的鍍覆密合性的例子。

實驗例c39是c含量小、未生成殘余奧氏體而硬質相的體積分率小、得不到足夠的抗拉強度的例子。

實驗例c38是c含量大而點焊性和成型性發生了劣化的例子。

實驗例c40是mn含量小、在退火工序和鍍覆工序中生成大量的珠光體和粗大滲碳體、未生成殘余奧氏體相而沒有充分得到鋼板的抗拉強度和成型性的例子。

實驗例91是mn含量大、在熱軋工序中板坯在加熱中破裂而中斷了實驗的例子。

實驗例c41是s含量大、生成了大量的粗大硫化物而延展性和擴孔性發生了劣化的例子。

實驗例c42是n含量大、生成了大量的粗大氮化物而延展性和擴孔性發生了劣化的例子。

實驗例c43是o含量大、生成了大量的粗大氧化物而延展性和擴孔性發生了劣化的例子。

實驗例c34是si和al含量不滿足式(2)、生成大量的碳化物、未得到殘余奧氏體而強度和成型性的平衡發生了劣化的例子。

實驗例c18是熱軋的結束溫度低、鋼板的形狀明顯惡化而中止了實驗的例子。

實驗例c22是在熱軋后卷取成卷的溫度低、在冷軋工序中鋼板斷裂而中止了實驗的例子。

實驗例6是未對熱軋鋼板實施冷軋的例子，其是板的平坦度差、未進行退火處理而中止了實驗的例子。

實驗例35是冷軋的壓下率過大、鋼板斷裂而中止了實驗的例子。

實驗例c4是退火工序中的最高加熱溫度低、未生成殘余奧氏體相、在鋼板中存在大量粗大的滲碳體而ts^1.5×el×λ^0.5發生了劣化、得不到足夠的特性的例子。

實驗例c28是退火工序中的最高加熱溫度比ac1+50℃低、未生成殘余奧氏體相、在鋼板中存在大量的粗大滲碳體而ts^1.5×el×λ^0.5發生了劣化、得不到足夠的特性的例子。

實驗例c23是退火工序的還原帶中的水蒸氣分壓p(h2o)與氫分壓p(h2)之比、p(h2o)/p(h2)小、表層的粒徑未微細化、在鍍層中未進行ζ相的生成而鍍覆密合性發生了劣化的例子。實驗例c23未形成微細化層，母材鋼板的表面中的鐵素體相的平均粒徑為3.3μm，從表面到深度為0.5μm為止的范圍中的鋼板內部的氧化物的最大直徑低于0.01μm。

實驗例40是退火工序的還原帶中的水蒸氣分壓p(h2o)與氫分壓p(h2)之比、p(h2o)/p(h2)大、母材鋼板的表層的微細化層過厚、鍍層的合金化過度進行而鍍覆密合性、粉化性和碎裂性發生了劣化的例子。

實驗例c5的從750℃到700℃為止的平均冷卻速度小、生成大量的碳化物、未得到殘余奧氏體而強度和成型性的平衡發生了劣化的例子。

實驗例c15是從700℃到500℃為止的平均冷卻速度小、生成大量的碳化物、未得到殘余奧氏體而強度和成型性的平衡發生了劣化的例子。

實驗例c24是在鍍覆處理前和鍍覆處理后都未實施貝氏體相變處理、未得到殘余奧氏體而強度和成型性的平衡發生了劣化的例子。

實驗例c25是鍍覆處理前的貝氏體相變處理溫度高、生成大量的碳化物、未得到殘余奧氏體而強度和成型性的平衡發生了劣化的例子。

實驗例c26是鍍覆處理前的貝氏體相變處理溫度低、貝氏體相變的進行被過度抑制、未得到殘余奧氏體而強度和成型性的平衡發生了劣化的例子。

實驗例c9是鍍覆處理前的貝氏體相變處理時間短、貝氏體相變未充分進行、未得到殘余奧氏體而強度和成型性的平衡發生了劣化的例子。

實驗例c37是鍍覆處理前的貝氏體相變處理時間長、生成大量的碳化物、未得到殘余奧氏體而強度和成型性的平衡發生了劣化的例子。

實驗例c8是鍍覆處理后的貝氏體相變處理溫度高、式(1)的值過度上升、鍍層中的fe量上升而鍍覆密合性發生了劣化的例子。

實驗例c16是鍍覆處理后的貝氏體相變處理溫度低、貝氏體相變的進行被過度抑制、未得到殘余奧氏體而強度和成型性的平衡發生了劣化的例子。

實驗例c30是鍍覆處理前的貝氏體相變處理時間與鍍覆處理后的貝氏體相變處理時間之和小、貝氏體相變未充分進行、未得到殘余奧氏體而強度和成型性的平衡發生了劣化的例子。

實驗例c10是鍍覆工序的鍍浴中的有效al量過小、式1的值過大、鍍層中的fe％過度升高而得不到足夠的鍍覆密合性的例子。

實驗例c17是鍍覆工序的鍍浴中的有效al量過大、式1的值過小、在鍍層與母材鋼板的界面未充分生成δ相而沒有得到足夠的鍍覆密合性的例子。

除了上述以外的實驗例是得到了具有優異的強度、延展性、擴孔性、點焊性、鍍覆密合性的熱浸鍍鋅鋼板的例子。

“實施例2”

從由“實施例1”得到的實驗例1的鍍覆鋼板采集試驗片。接著，以試驗片的母材鋼板的與軋制方向平行的板厚截面為觀測面，通過離子銑加工進行拋光，并通過場致發射型掃描型電子顯微鏡(fe-sem)以加速電壓為5kv的條件得到背散射電子(bse)像。將其結果表示在圖2中。

如圖2所示，在實驗例1的鍍覆鋼板形成了包含由ζ相形成的柱狀晶的鍍層。另外，在實驗例1的鍍覆鋼板的母材鋼板形成了與和鍍層的界面直接接觸的微細化層。如圖2所示，實驗例1的鍍覆鋼板的微細化層中包含氧化物(比周圍看起來暗的部分)。

“實施例3”

與由“實施例1”得到的實驗例1的鍍覆鋼板同樣地制造冷軋鋼板，并與實驗例1的鍍覆鋼板同樣地進行退火工序，得到退火板。將退火板以表15所示的鍍覆工序條件(有效al量、鍍浴溫度(浴溫)、鋼板的進入溫度、浸漬時間)浸漬到鍍鋅浴中，并實施鍍覆。

鍍覆工序后，以表15所示的鍍覆后冷卻工序條件(式(1))來實施冷卻處理。進而，以表15所示的條件(壓下率)來實施冷軋，得到實驗例104～111的鍍覆鋼板。

就所得到的鍍覆鋼板，與“實施例1”同樣地對母材鋼板的鍍層進行了觀測。將其結果表示在表15中。

此外，就所得到的鍍覆鋼板，與“實施例1”同樣地對殘余奧氏體的體積分率(γ分率)進行了測定。

另外，就所得到的鍍覆鋼板，與“實施例1”同樣地求出鍍覆的附著量。將其結果表示在表15中。

此外，就鍍覆鋼板，與“實施例1”同樣地求出微細化層的平均厚度、鐵素體相的平均粒徑和氧化物的最大直徑。將其結果表示在表15中。

另外，就所得到的鍍覆鋼板，與“實施例1”同樣地進行抗拉試驗、擴孔試驗、彎曲試驗、密合性評價試驗、點焊試驗、腐蝕試驗。將其結果表示在表15中。

此外，實驗例1的結果也一并表示在表15中。

如表15所示，作為本發明的實施例的實驗例105～111具有良好的鍍覆密合性，點焊性和耐蝕性也優異。

與此相對，如表15所示，實驗例104是鍍層與母材鋼板的全界面之中的ζ相與母材鋼板的界面所占的比例(ζ邊界面占有率)低于20％，因此鍍覆密合性和點焊性不充分。

以上，對于本發明的各實施方式進行了詳細說明，但上述實施方式均只不過是表示了實施本發明時的具體化的例子。本發明不應當被這些實施方式限定性地解釋技術范圍。即，本發明只要不脫離其技術思想或其主要的特征就可以通過各種形態來實施。

產業上的可利用性

本發明是對鍍覆密合性優異的熱浸鍍鋅鋼板有效的技術。而且，根據本發明，能夠提供成型后的鍍覆密合性優異的熱浸鍍鋅鋼板。