熱浸鍍鋅鋼板的製作方法

2023-09-19 03:57:10

本發明涉及熱浸鍍鋅鋼板。本發明涉及特別是延性、彎曲性、擴孔性及彎曲變形時的鍍覆密合性優異、且耐連續彎曲疲勞特性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板。

本申請基於2014年11月5日在日本申請的特願2014-225525號主張優先權，將其內容援引於此。

背景技術：

近年來，對於主要在汽車的骨架部件中使用的鋼板的高強度化的要求一直在提高。在這些高強度鋼板中，為了得到複雜的部件形狀，需要延性、彎曲性及拉伸凸緣成形性之類的成形性。此外，由於在作為汽車用部件使用時經常暴露于振動中，所以還要求高的耐疲勞特性。進而，對於汽車用鋼板，由於一般在戶外使用，所以通常要求優異的耐腐蝕性。

然而，在汽車的外板等的用途中，通常通過加壓加工對板的周邊部實施苛刻的彎曲加工(折邊彎曲)。此外不僅汽車外板，在其他的用途中也大多通過加壓加工實施苛刻的彎曲加工、或擴孔加工等而使用。並且，在對以往的熱浸鍍鋅鋼板實施苛刻的彎曲加工或擴孔加工等時，在該加工部分中，有時鍍層從母材鋼板上剝離。若像這樣鍍層剝離，則存在該部位的耐腐蝕性丟失、在母材鋼板中提前產生腐蝕、生鏽的問題。此外，即使沒有導致鍍層的剝離，鍍層與母材鋼板的密合性也丟失，若在該部分中產生哪怕一點點空隙，則外界空氣或水分也會侵入該空隙中。因此，由鍍層帶來的防腐蝕功能丟失，與上述同樣地在母材鋼板中提前產生腐蝕、生鏽。

由於這些問題，所以作為實施苛刻的彎曲加工等而使用的高強度鋼板，強烈期望具備鍍層相對於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，例如以專利文獻1～3為代表的那樣，提出了使鋼板的內部生成氧化物來減少成為鍍層剝離的原因的基底金屬與鍍層的界面的氧化物的方法。然而，使鋼板表層中生成這樣的氧化物時，鋼板表層的碳與氧結合而氣化，其結果是，碳從鋼板脫離。因此，專利文獻1～3中記載的技術中，有時在鋼板中碳脫離的區域的強度顯著降低。鋼板表層的強度降低時，有可能強烈依賴於表層部的特性的耐疲勞特性劣化，疲勞極限強度大大降低。

或者，為了提高鍍層的密合性，在專利文獻4中，提出了通過在一般的退火工序之前追加實施新的退火工序及酸洗工序，從而將母材鋼板表面改性而提高鍍覆密合性的方法。然而，在專利文獻4中記載的方法中，對於一般的高強度鍍覆鋼板的製造方法，由於工序增加，所以在成本的方面存在課題。

進而，在專利文獻5中，提出了將碳從母材鋼板的表層部除去來提高鍍覆的密合性的方法。然而，在專利文獻5中記載的方法中，除去了碳的區域的強度顯著降低。該情況下，在專利文獻5中記載的方法中，有可能強烈依賴於表層部的特性的耐疲勞特性劣化，疲勞極限強度大大降低。

此外，在專利文獻6、7中，提出了將鍍層中的mn、al及si量控制在適宜的範圍而提高了鍍覆密合性的鋼板。在這些專利文獻6、7中記載的鋼板中，需要在製造時以高的精度控制鍍層中的元素量，操作上的負荷大，在成本方面存在課題。

作為提高鍍覆密合性的方法，在專利文獻8中，提出了鋼板的顯微組織僅包含鐵素體的高強度鋼板。然而，在專利文獻8中記載的鋼板中，由於顯微組織僅為軟質的鐵素體，所以得不到充分的高強度。

這裡，在熱浸鍍鋅處理後，實施了合金化處理的合金化熱浸鍍鋅鋼板被廣泛使用。合金化處理是如下處理：將鍍層加熱至zn的熔點以上的溫度，使大量的fe原子從母材鋼板中擴散至鍍層中，將鍍層製成zn-fe合金主體的層。例如在專利文獻9、10、11中，提出了鍍覆密合性優異的合金化熱浸鍍鋅鋼板。然而，在專利文獻9～11的鍍覆鋼板中，為了將鍍層充分地合金化，需要將鋼板加熱至高溫。由於若將鋼板加熱至高溫，則有時鋼板內部的顯微組織發生變性，容易生成特別粗大的鐵系碳化物，鋼板的特性受到損害，所以不優選。

在專利文獻12中公開了如下技術：在含si-mn-al的母材的熱浸鍍鋅鋼板的製造中，通過控制浸入材料溫度，規定鋅鍍層與母材鋼板的界面合金層的截面面積率，從而使鍍覆密合性與點焊性提高。

在專利文獻12中記載的鋼板中，敘述了si-mn氧化物對鍍覆密合性造成不良影響。然而，使si-mn氧化物在鍍覆開始前減少的技術在專利文獻12中沒有公開。此外，在專利文獻12中，由於使浸入材料溫度高於浴溫(雖然也依賴於鍍覆浴的al，但最低也為浴溫+4℃、最高高達浴溫+28℃)，所以在浴溫的穩定性、進而製品的特性的均勻性方面留下課題。

現有技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本特開2008-019465號公報

專利文獻2：日本特開2005-060742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2001-026853號公報

專利文獻5：日本特開2002-088459號公報

專利文獻6：日本特開2003-055751號公報

專利文獻7：日本特開2003-096541號公報

專利文獻8：日本特開2005-200750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2001-303226號公報

專利文獻11：日本特開2005-060743號公報

專利文獻12：日本特表2013-541645號公報

技術實現要素：

發明所要解決的問題

鑑於以上那樣的現狀，本發明提供特別是以彎曲性及拉伸凸緣成形性(以下，也簡稱為拉伸凸緣性。)為代表的鋼板的成形性優異、耐疲勞特性、焊接性、耐腐蝕性及鍍覆密合性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板。

用於解決問題的手段

本發明人們為了得到以彎曲性及拉伸凸緣成形性為代表的鋼板的成形性和耐疲勞特性、焊接性、耐腐蝕性及鍍覆密合性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板反覆進行了深入研究。其結果是，本發明人們通過將鋼板的顯微組織控制在適當的組織分率而改善了拉伸凸緣性(擴孔性)。此外，本發明人們通過由鍍層與母材鋼板的邊界控制母材鋼板側的硬質相的體積分率而改善了彎曲性和耐疲勞特性。進而，本發明人們通過使鍍層中生成ζ相(fezn13)，將破壞的起點即粗大的氧化物攝入其內部而抑制了鍍層剝離。通過這些，本發明人們發現：不實施鍍層的合金化處理，可得到以延性、彎曲性及拉伸凸緣成形性為代表的鋼板的成形性和耐疲勞特性、焊接性、耐腐蝕性及鍍覆密合性優異的熱浸鍍鋅鋼板。

本發明是基於所述見解而完成的，其方式如下所述。

(1)一種熱浸鍍鋅鋼板，其包含母材鋼板和形成於上述母材鋼板的至少一個表面上的熱浸鍍鋅層，上述母材鋼板具有以質量％計，

c：0.040～0.280％、

si：0.05～2.00％、

mn：0.50～3.50％、

p：0.0001～0.1000％、

s：0.0001～0.0100％、

al：0.001～1.500％、

n：0.0001～0.0100％、

o：0.0001～0.0100％、

剩餘部分包含fe及雜質的化學成分，進而，具有如下的顯微組織：

在以距離上述鋼板的表面1/4厚為中心的1/8厚～3/8厚的範圍內，

以體積分率計，具有0～50％的鐵素體相和合計50％以上的包含貝氏體組織、貝氏體鐵素體相、新鮮馬氏體(freshmartensite)相和回火馬氏體相中的1種以上的硬質組織，殘餘奧氏體相為0～8％，珠光體相與粗大滲碳體相的合計為0～8％，並且，在從上述熱浸鍍鋅層與基底金屬的界面到鋼板方向深度20μm為止的表層範圍內，

殘餘奧氏體為0～3％，

將上述表層範圍內的上述硬質組織的體積分率v1與以距離鋼板表面1/4厚為中心的1/8厚～3/8厚的範圍內的上述硬質組織的體積分率v2的比即v1/v2限制在0.10以上且0.90以下的範圍內；上述熱浸鍍鋅層的fe含量為超過0％～5％，al含量為超過0％～1.0％，包含由ζ相形成的柱狀晶，進而，

在上述熱浸鍍鋅層與母材鋼板的全部界面(a)中，上述ζ相與母材鋼板的界面(a*)所佔的比例((a*/a)×100)為20％以上，上述母材鋼板中在上述界面側形成有微細化層，上述微細化層的平均厚度為0.1～5.0μm，上述微細化層中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及mn中的1種或2種以上的氧化物，上述氧化物的最大直徑為0.01～0.4μm。

(2)根據上述(1)所述的熱浸鍍鋅鋼板，其中，上述鋼板以質量％計含有選自

ti：0.001～0.150％、

nb：0.001～0.100％、

v：0.001～0.300％、

中的1種或2種以上。

(3)根據上述(1)或(2)所述的熱浸鍍鋅鋼板，其中，上述鋼板以質量％計含有選自

cr：0.01～2.00％、

ni：0.01～2.00％、

cu：0.01～2.00％、

mo：0.01～2.00％、

b：0.0001～0.0100％、

w：0.01～2.00％、

中的1種或2種以上。

(4)根據上述(1)～(3)中任一項所述的熱浸鍍鋅鋼板，其特徵在於，上述鋼板以質量％計，

含有合計0.0001～0.0100％的選自ca、ce、mg、zr、la、rem中的1種或2種以上。

(5)根據上述(1)～(4)中任一項所述的熱浸鍍鋅鋼板，其中，在上述熱浸鍍鋅層中，ζ晶粒中存在粗大的氧化物的ζ晶粒與母材鋼板的界面相對於上述ζ相與母材鋼板的全部界面為50％以下。

(6)根據上述(1)～(5)中任一項所述的熱浸鍍鋅鋼板，其中，關於上述熱浸鍍鋅層，上述鋼板的單面中的鍍覆附著量為10g/m2以上且100g/m2以下。

發明效果

根據本發明的上述方式，能夠提供成形性、耐疲勞特性、焊接性、耐腐蝕性及鍍覆密合性優異的熱浸鍍鋅鋼板。

附圖說明

圖1是本實施方式涉及的熱浸鍍鋅鋼板的截面中的包含熱浸鍍鋅層/母材鋼板界面的附近的放大組織照片。

圖2是本實施例涉及的熱浸鍍鋅鋼板的截面中的包含熱浸鍍鋅層/母材鋼板界面的附近的放大截面組織照片。

具體實施方式

本實施方式涉及的熱浸鍍鋅鋼板是在具有以質量％計含有c：0.040～0.280％、si：0.01～2.00％、mn：0.50～3.50％、p：0.0001～0.100％、s：0.0001～0.0100％、al：0.001～1.500％、o：0.0001～0.0100％、n：0.0001～0.0100％、剩餘部分包含fe及雜質的化學成分的母材鋼板(以下，也簡記為鋼板。)的表面形成熱浸鍍鋅層(以下，也簡記為鍍層。)而成的熱浸鍍鋅鋼板。

另外，母材鋼板的板厚為0.6mm以上且低於5.0mm是適合的。若母材鋼板的板厚低於0.6mm，則平坦地保持母材鋼板的形狀變得困難，不適當。此外，若母材鋼板的板厚為5.0mm以上，則有時製造過程中的冷卻的控制變得困難，得不到規定的顯微組織而成形性劣化。

首先，對構成本發明的實施方式涉及的熱浸鍍鋅鋼板的母材鋼板的化學成分(組成)進行說明。另外，以下的說明中的[％]為[質量％]。

〔c：0.040～0.280％〕

c是為了提高母材鋼板的強度而含有的。然而，由於若c的含量超過0.280％，則點焊性劣化，所以c含量設定為0.280％以下。另外，從點焊性的觀點出發，c的含量優選為0.250％以下，更優選為0.220％以下。另一方面，由於若c的含量低於0.040％，則強度降低，確保充分的拉伸最大強度變得困難，所以c含量設定為0.040％以上。另外，為了更進一步提高強度，c的含量優選為0.055％以上，更優選為0.070％以上。

〔si：0.05～2.00％〕

si是抑制母材鋼板中的鐵系碳化物的生成、並提高強度和成形性的元素。

然而，si也是使鋼材脆化的元素，若其含量超過2.00％，則變得容易引起鑄造的板坯開裂等故障。因此，si的含量設定為2.00％以下。進而，si在退火工序中在母材鋼板的表面形成氧化物，顯著損害鍍覆的密合性。從該觀點出發，si的含量優選為1.500％以下，更優選為1.200％以下。另一方面，由於si的含量低於0.05％時，在熱浸鍍鋅鋼板的鍍覆工序中，粗大的鐵系碳化物大量地生成，強度及成形性劣化，所以si的含量設定為0.05％以上。另外，從抑制鐵系碳化物的生成的觀點出發，si的含量優選為0.10％以上，更優選為0.25％以上。

〔mn：0.50～3.50％〕

mn是為了通過提高母材鋼板的淬火性來提高強度而添加的。然而，若mn的含量超過3.50％，則在母材鋼板的板厚中央部產生粗大的mn濃化部而變得容易引起脆化，變得容易引起鑄造的板坯開裂等故障。因此，mn的含量設定為3.50％以下。此外，若mn的含量增大，則熱浸鍍鋅鋼板的點焊性也劣化。由此，mn的含量優選為3.00％以下，更優選為2.80％以下。另一方面，若mn的含量低於0.50％，則由於在退火後的冷卻中大量地形成軟質的組織，所以確保充分高的拉伸最大強度變得困難。因此，mn的含量必須設定為0.50％以上。為了更加提高熱浸鍍鋅鋼板的強度，mn的含量優選為0.80％以上，更優選為1.00％以上。

〔p：0.0001～0.1000％〕

p是使鋼材脆化的元素，進而由於若p的含量超過0.1000％，則變得容易引起鑄造的板坯開裂等故障，所以p的含量設定為0.1000％以下。此外，p也是使通過點焊產生的熔融部脆化的元素，為了得到充分的焊接接頭強度，p的含量優選設定為0.0400％以下，進一步優選設定為0.0200％以下。另一方面，由於使p的含量低於0.0001％會伴隨製造成本的大幅的增加，所以p的含量以0.0001％作為下限值。另外，p的含量優選設定為0.0010％以上。

〔s：0.0001～0.0100％〕

s由於是與mn結合而形成粗大的mns，使延性、拉伸凸緣性及彎曲性之類的成形性降低的元素，所以將s的含量設定為0.0100％以下。此外s也是使點焊性劣化的元素。因此，s的含量優選設定為0.0060％以下，更優選設定為0.0035％以下。另一方面，使s的含量低於0.0001％會伴隨製造成本的大幅的增加。因此，s的含量以0.0001％作為下限值。另外，s的含量優選設定為0.0005％以上，更優選設定為0.0010％以上。

〔al：0.001～1.500％〕

al是使鋼材脆化的元素。由於若al的含量超過1.500％，則變得容易引起鑄造的板坯開裂等故障，所以al的含量設定為1.500％以下。此外，由於若al的含量增加，則點焊性惡化，所以al的含量更優選設定為1.200％以下，進一步優選設定為1.000％以下。另一方面，al的含量的下限即使沒有特別限定也可發揮本實施方式的效果。然而，al是在原料中微量存在的雜質，由於為了使其含量低於0.001％會伴隨製造成本的大幅的增加，所以設定為0.001％以上。此外al是作為脫氧材料也有效的元素，但為了更充分地得到脫氧的效果，al的含量更優選設定為0.010％以上。

〔n：0.0001～0.0100％〕

由於n是形成粗大的氮化物而使延性、拉伸凸緣性及彎曲性之類的成形性劣化的元素，所以需要抑制其添加量。由於若n的含量超過0.0100％，則成形性的劣化變得顯著，所以將n含量的上限設定為0.0100％。此外由於n的過量的添加成為焊接時的氣孔產生的原因，所以含量少較佳。從這些觀點出發，n含量優選為0.0070％以下，更優選為0.0050％以下。另一方面，n的含量的下限即使沒有特別限定也可發揮本實施方式的效果，但使n的含量低於0.0001％會導致製造成本的大幅的增加。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：0.0001～0.0100％〕

由於o形成氧化物而使熱浸鍍鋅鋼板的延性、拉伸凸緣性及彎曲性之類的成形性劣化，所以需要抑制含量。由於若o的含量超過0.0100％，則成形性的劣化變得顯著，所以將o含量的上限設定為0.0100％。進而o的含量優選為0.0050％以下，更優選為0.0030％以下。o的含量的下限即使沒有特別限定也可發揮本實施方式的效果，但由於使o的含量低於0.0001％會伴隨製造成本的大幅的增加，所以以0.0001％作為下限。o含量優選為0.0003％以上，更優選為0.0005％以上。

此外，在本實施方式涉及的熱浸鍍鋅鋼板的母材鋼板中，也可以根據需要添加以下的元素。

本實施方式所述的鋼板中，也可以進一步含有選自ti：0.001～0.150％、nb：0.001～0.100％、v：0.001～0.300％中的1種或2種以上。

〔ti：0.001～0.150％〕

ti是通過析出物強化、利用鐵素體晶粒的生長抑制的細晶強化、及通過再結晶的抑制的位錯強化而有助於熱浸鍍鋅鋼板的強度上升的元素。但是，由於若ti的含量超過0.150％，則碳氮化物的析出變多而成形性劣化，所以ti的含量優選為0.150％以下。此外，從成形性的觀點出發，ti的含量更優選為0.080％以下。另一方面，ti的含量的下限即使沒有特別限定也可發揮本實施方式的效果，但為了充分地得到由ti添加帶來的強度上升效果，ti的含量優選為0.001％以上。為了熱浸鍍鋅鋼板的更進一步的高強度化，ti的含量更優選為0.010％以上。

〔nb：0.001～0.100％〕

nb是通過析出物強化、利用鐵素體晶粒的生長抑制的細晶強化及通過再結晶的抑制的位錯強化而有助於熱浸鍍鋅鋼板的強度上升的元素。但是，由於若nb的含量超過0.100％，則碳氮化物的析出變多而熱浸鍍鋅鋼板的成形性劣化，所以nb的含量更優選為0.100％以下。從成形性的觀點出發，nb的含量更優選為0.060％以下。另一方面，nb的含量的下限即使沒有特別限定也可發揮本實施方式的效果，但為了充分地得到由nb添加帶來的強度上升效果，nb的含量優選為0.001％以上。為了熱浸鍍鋅鋼板的更進一步的高強度化，nb的含量更優選為0.005％以上。

〔v：0.001～0.300％〕

v是通過析出物強化、利用鐵素體晶粒的生長抑制的細晶強化及通過再結晶的抑制的位錯強化而有助於熱浸鍍鋅鋼板的強度上升的元素。但是，若v的含量超過0.300％，則碳氮化物的析出變多而成形性劣化。因此，v的含量優選為0.300％以下，進一步優選為0.200％以下。另一方面，v的含量的下限即使沒有特別限定也可發揮本實施方式的效果，但為了充分地得到由v的添加帶來的強度上升效果，v的含量優選為0.001％以上，進一步優選為0.010％以上。

此外，在本實施方式所述的鋼板中，也可以進一步含有選自cr：0.01～2.00％、ni：0.01～2.00％、cu：0.01～2.00％、mo：0.01～2.00％、b：0.0001～0.0100％、w：0.01～2.00％中的1種或2種以上。

〔cr：0.01～2.00％〕

cr是抑制高溫下的相變、且對高強度化有效的元素，也可以代替c和/或mn的一部分而添加。但是，由於若cr的含量超過2.00％，則熱加工性受到損害而生產率降低，所以cr的含量優選設定為2.00％以下，進一步優選為1.20％以下。另一方面，cr的含量的下限即使沒有特別限定也可發揮本實施方式的效果，但為了充分地得到由cr添加帶來的高強度化的效果，cr的含量優選為0.01％以上，進一步優選為0.10％以上。

〔ni：0.01～2.00％〕

ni是抑制高溫下的相變、且對熱浸鍍鋅鋼板的高強度化有效的元素，也可以代替c和/或mn的一部分而添加。但是，由於若ni的含量超過2.00％，則焊接性受到損害，所以ni的含量優選設定為2.00％以下，進一步優選為1.20％以下。另一方面，ni的含量的下限即使沒有特別限定也可發揮本實施方式的效果，但為了充分地得到由ni添加帶來的高強度化的效果，ni的含量優選為0.01％以上，進一步優選為0.10％以上。

〔cu：0.01～2.00％〕

cu是通過以微細的粒子的形式存在於鋼中來提高強度的元素，可以代替c和/或mn的一部分而添加。但是，由於若cu的含量超過2.00％，則焊接性受到損害，所以cu的含量優選設定為2.00％以下，進一步優選為1.20％以下。另一方面，cu的含量的下限即使沒有特別限定也可發揮本實施方式的效果，但為了充分地得到由cu添加帶來的高強度化的效果，cu的含量優選為0.01％以上，進一步優選為0.10％以上。

〔mo：0.01～2.00％〕

mo是抑制高溫下的相變、且對高強度化有效的元素，也可以代替c和/或mn的一部分而添加。但是，由於若mo的含量超過2.00％，則熱加工性受到損害而生產率降低，所以mo的含量優選設定為2.00％以下，進一步優選為1.20％以下。另一方面，mo的含量的下限即使沒有特別限定也可發揮本實施方式的效果，但為了充分地得到由mo添加帶來的高強度化的效果，mo的含量優選為0.01％以上，進一步優選為0.05％以上。

〔b：0.0001～0.0100％〕

b是抑制高溫下的相變、且對熱浸鍍鋅鋼板的高強度化有效的元素，也可以代替c和/或mn的一部分而添加。但是，由於若b的含量超過0.0100％，則熱加工性受到損害而生產率降低，所以b的含量優選設定為0.0100％以下。從生產率的觀點出發，b的含量更優選為0.0050％以下。另一方面，b的含量的下限即使沒有特別限定也可發揮本實施方式的效果，但為了充分地得到由b的添加帶來的高強度化的效果，將b的含量優選設定為0.0001％以上。為了進一步的高強度化，b的含量更優選為0.0005％以上。

〔w：0.01～2.00％〕

w是抑制高溫下的相變、且對熱浸鍍鋅鋼板的高強度化有效的元素，也可以代替c和/或mn的一部分而添加。但是，由於若w的含量超過2.00％，則熱加工性受到損害而生產率降低，所以w的含量優選為2.00％以下，進一步優選為1.20％以下。另一方面，w的含量的下限沒有特別限定地發揮本實施方式的效果，但為了充分地得到由w帶來的高強度化，w的含量優選為0.01％以上，進一步優選為0.10％以上。

進而在本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板中的母材鋼板中，作為其他元素，ca、ce、mg、zr、la、rem中的1種或2種以上也可以合計含有0.0001～0.0100％。這些元素的添加理由如下所述。

另外，rem是rareearthmetal(稀土金屬)的縮寫，是指屬於鑭系的元素。在本實施方式中，rem、ce大多以稀土金屬混合物(mischmetal)而添加，除了la、ce以外有時複合地含有鑭系的元素。作為雜質，即使包含這些除la、ce以外的鑭系列的元素也可發揮本實施方式的效果。此外，即使添加金屬la、ce也可發揮本實施方式的效果。

ca、ce、mg、zr、la、rem是對熱浸鍍鋅鋼板的成形性的改善有效的元素，可以添加1種或2種以上。但是，由於若ca、ce、mg、zr、la、rem中的1種或2種以上的含量的合計超過0.0100％，則有可能損害延性，所以各元素的含量的合計優選為0.0100％以下，進一步優選為0.0070％以下。另一方面，ca、ce、mg、zr、la、rem中的1種或2種以上的含量的下限即使沒有特別限定也可發揮本實施方式的效果，但為了充分地得到改善熱浸鍍鋅鋼板的成形性的效果，這些各元素的含量的合計優選為0.0001％以上。從成形性的觀點出發，ca、ce、mg、zr、la、rem中的1種或2種以上的含量的合計進一步優選為0.0010％以上。

在本實施方式涉及的熱浸鍍鋅鋼板中的化學成分中，以上說明的各元素的剩餘部分為fe及不可避免的雜質。另外，關於上述的ti、nb、v、cr、ni、cu、mo、b、w，均容許含有低於各自的上述下限值的微量作為雜質。此外，關於ca、ce、mg、zr、la、rem，也容許含有低於其合計量的下限值的極微量作為雜質。

規定本發明的實施方式涉及的熱浸鍍鋅鋼板的母材鋼板的組織的理由如下所述。

(顯微組織)

本發明的實施方式涉及的熱浸鍍鋅鋼板的母材鋼板中的顯微組織是如下的組織：在以距離母材鋼板的表面1/4厚為中心的1/8厚～3/8厚的範圍內，鐵素體相(以下，稱為鐵素體)以體積分率計為50％以下，包含貝氏體組織(以下，稱為貝氏體)、貝氏體鐵素體相(以下，稱為貝氏體鐵素體)、新鮮馬氏體相(以下，稱為新鮮馬氏體)和回火馬氏體相(以下稱為回火馬氏體)中的1種以上的硬質組織的合計以體積分率計為50％以上，殘餘奧氏體相(以下，稱為殘餘奧氏體)以體積分率計為0～8％(包含0％)，珠光體相(以下，稱為珠光體)與粗大滲碳體相(以下，稱為滲碳體)的合計以體積分率計為8％以下。

「鐵素體」

鐵素體是具有優異的延性的組織。但是，由於鐵素體是軟質，所以是低強度，因此若將鐵素體的體積分率設定為超過50％，則得不到充分的拉伸凸緣成形性的熱浸鍍鋅鋼板。因此，鐵素體的體積分率設定為50％以下。為了提高拉伸凸緣性，鐵素體的體積分率優選設定為45％以下，進一步優選設定為40％以下。鐵素體的體積分率的下限沒有特別限定地發揮本實施方式的效果，體積分率也可以為0％。另外，為了提高延性，鐵素體分率優選為5％以上，進一步優選為10％以上。

「殘餘奧氏體」

殘餘奧氏體是提高熱浸鍍鋅鋼板的強度-延性平衡的組織。另一方面，由於殘餘奧氏體伴隨著變形而相變成硬質的馬氏體，作為破壞的起點起作用，所以拉伸凸緣性劣化，因此將殘餘奧氏體的體積分率的上限設定為8％。從熱浸鍍鋅鋼板的成形性的觀點出發，殘餘奧氏體的體積分率優選較小，優選設定為5％以下，進一步優選設定為0～3％(包含0％)。熱浸鍍鋅鋼板的殘餘奧氏體的體積分率越小越優選，也可以為0％。

「硬質組織」

為了提高熱浸鍍鋅鋼板的拉伸最大強度和拉伸凸緣性，需要將包含貝氏體、貝氏體鐵素體、新鮮馬氏體和回火馬氏體中的1種以上的硬質組織的體積分率設定為50％以上。為了提高鋼板的拉伸凸緣性，硬質組織的體積分率優選設定為58％以上，進一步優選設定為65％以上。另一方面，硬質組織的體積分率的上限沒有特別限定地發揮本實施方式的效果，體積分率也可以為100％。為了降低屈服應力、提高形狀凍結性，硬質組織的體積分率優選為93％以下，進一步優選為85％以下。

「貝氏體鐵素體和/或貝氏體」

貝氏體鐵素體和/或貝氏體是熱浸鍍鋅鋼板的強度與成形性的平衡優異的組織，貝氏體鐵素體與貝氏體的體積分率的合計也可以為100％。此外，貝氏體鐵素體和/或貝氏體是具有軟質的鐵素體與硬質的馬氏體、回火馬氏體及殘餘奧氏體的中間強度的顯微組織，從拉伸凸緣性的觀點出發更優選包含5％以上，進一步優選包含10％以上。另一方面，由於若貝氏體鐵素體和/或貝氏體的體積分率超過90％，則有可能屈服應力過度提高，形狀凍結性劣化，所以不優選。

「回火馬氏體」

回火馬氏體從熱浸鍍鋅鋼板的拉伸強度的觀點出發，其體積分率優選設定為5％以上。此外回火馬氏體是使拉伸強度大大提高的組織，體積分率也可以為100％。另一方面，由於若鋼板組織中包含的回火馬氏體的體積分率超過90％，則有可能屈服應力過度提高，形狀凍結性劣化，所以回火馬氏體的體積分率優選設定為90％以下。

「新鮮馬氏體」

由於新鮮馬氏體使拉伸強度大大提高，但另一方面成為破壞的起點而使拉伸凸緣性劣化，所以優選在鋼板組織中以體積分率計包含30％以下。特別是為了提高擴孔性，更優選將新鮮馬氏體的體積分率設定為20％以下，進一步優選設定為10％以下。

「其他的顯微組織」

在本實施方式所述的鍍鋅鋼板的鋼板組織中，也可以包含珠光體和/或粗大的滲碳體等除上述組織以外的組織。但是，若在母材鋼板的鋼板組織中珠光體和/或粗大的滲碳體變多，則延性劣化。由此，鋼板組織中包含的珠光體和/或粗大的滲碳體的體積分率合計設定為8％以下。另外，珠光體和/或粗大的滲碳體的合計優選為5％以下。

此外，本實施方式所述的鍍鋅鋼板的鋼板組織在以鍍層與基底金屬的界面作為起點的至鋼板方向的深度20μm為止的表層範圍內，殘餘奧氏體的體積分率被限制在0～3％(包含0％)，同時上述表層範圍內的上述硬質組織的體積分率「v1」在以距離鋼板表面1/4厚為中心的1/8厚～3/8厚的範圍內的上述硬質組織的體積分率「v2」的0.10倍以上且0.90倍以下的範圍內。

「鍍層與基底金屬的界面的附近的殘餘奧氏體」

熱浸鍍鋅鋼板的位於鍍層與基底金屬的界面附近的殘餘奧氏體由於伴隨著變形而相變成硬質的馬氏體，在對熱浸鍍鋅鋼板的表面附近施加大的應變的彎曲變形時作為破壞的起點起作用，所以是有助於彎曲性及耐疲勞特性的劣化的組織。從該觀點出發，在以鍍層與基底金屬的界面作為起點的至鋼板方向深度20μm為止的表層範圍內，需要將殘餘奧氏體的體積分率限制為0～3％。另外，該表層範圍內的殘餘奧氏體的體積分率越低越優選，也可以為0％。

「鍍層與基底金屬的界面的附近的硬質組織」

熱浸鍍鋅鋼板的位於鍍層與母材鋼板的界面附近的硬質組織是提高熱浸鍍鋅鋼板的表層部的強度、使疲勞極限強度大大提高、有助於耐疲勞特性的改善的組織。從該觀點出發，在將以鍍層與母材鋼板的界面作為起點的至鋼板方向深度20μm為止的表層範圍內的硬質組織的體積分率設為「v1」、將以距離鋼板的表面1/4厚為中心的1/8厚～3/8厚的範圍內的合計體積分率設為「v2」時，需要將它們的比即v1/v2設定為0.10以上來充分提高熱浸鍍鋅鋼板的表層部的強度。另外，為了充分提高耐疲勞特性，v1/v2優選為0.20以上，更優選為0.30以上，進一步優選為0.40以上。另一方面，也可以通過抑制以鍍層與基底金屬的界面作為起點的至鋼板方向深度20μm為止的表層範圍內的硬質組織的分率，降低熱浸鍍鋅鋼板表面附近的強度而使局部的延性提高來改善彎曲性。從該觀點出發，為了得到良好的彎曲性，v1/v2設定為0.90以下，優選設定為0.85以下，更優選設定為0.80以下。

進而，在本實施方式涉及的熱浸鍍鋅鋼板的以鍍層與母材鋼板的界面作為起點的至鋼板方向深度20μm為止的表層範圍內，也可以在鐵的bcc晶界和/或晶粒內具有包含si和/或mn的微細的氧化物。通過在為表層範圍的鋼板內部先行生成微細的氧化物，能夠抑制成為鍍層的剝離的起點的鋼板表面、即鍍層與母材鋼板基底金屬的界面中的包含si和/或mn的氧化物的產生。

本發明的實施方式涉及的熱浸鍍鋅鋼板的母材鋼板中包含的各組織的體積分率可以通過例如以下所示的方法來測定。

關於本發明的熱浸鍍鋅鋼板的鋼板組織中包含的鐵素體、貝氏體鐵素體、貝氏體、回火馬氏體、新鮮馬氏體、珠光體及粗大滲碳體的體積分率，以鋼板的與軋制方向平行的板厚截面作為觀察面而採集試樣，將觀察面進行研磨、硝酸乙醇侵蝕，對以板厚的1/4為中心的1/8厚～3/8厚的範圍、或以鍍層與母材鋼板(基底金屬)的界面作為起點的至鋼板方向深度20μm為止的範圍分別以場致發射型掃描型電子顯微鏡(fe-sem：fieldemissionscanningelectronmicroscope)進行觀察並測定面積分率，可以將其視為體積分率。但是，在通過硝酸乙醇侵蝕而除去了鍍層時，也可以將試樣的表面視為鍍層與基底金屬的界面。

本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板的鋼板組織中包含的殘餘奧氏體的體積分率使用fe-sem，利用ebsd(electronback-scatteringdiffraction，電子背散射衍射)法進行高解析度晶體取向解析來進行評價。

首先，將與軋制方向平行的板厚截面精加工成鏡面，分別在以距離母材鋼板的表面1/4厚為中心的1/8厚～3/8厚的範圍、或以鍍層與基底金屬的界面作為起點的至鋼板方向深度20μm為止的範圍內，將測定步長設定為0.15μm以下，在合計10000μm2以上的區域中測定晶體取向。並且，判定各測定點是否為bcc(體心立方結構)的鐵或fcc(面心立方結構)的鐵中的某一者，將判定為fcc鐵的點作為殘餘奧氏體，測定殘餘奧氏體的面積分率，可以將其作為體積分率。

另外，由於若測定充分廣的區域，則面積分率變得與體積分率等價，所以上述的情況可以通過在合計10000μm2以上的區域中測定晶體取向而將殘餘奧氏體的面積分率作為體積分率。

本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板在母材鋼板中在與鍍層的界面側具有微細化層。在微細化層中接近鍍層的部分與鍍層直接相接。

所謂微細化層是存在於母材鋼板的最表層中、且構成微細化層的鐵素體相的平均粒徑成為母材鋼板中相比微細化層更靠下層側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成為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。

微細化層同母材鋼板與熱浸鍍鋅層的界面直接相接。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及mn中的1種或2種以上的氧化物，氧化物的最大直徑為0.01～0.4μm。

若微細化層的平均厚度為0.1μm以上，則在將熱浸鍍鋅鋼板進行加工時，裂縫的產生或伸展得到抑制。因此，微細化層的平均厚度設定為0.1μm以上，更優選設定為1μm以上。此外，若微細化層的平均厚度為5.0μm以下，則能夠在抑制鍍覆浴中的過度的合金化的同時形成。因此，能夠防止由鍍層中的fe含量過大引起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。

通過將微細化層內的鐵素體相的平均粒徑設定為0.1μm以上，在將熱浸鍍鋅鋼板進行加工時，裂縫的產生或伸展得到抑制。因此，微細化層內的鐵素體相的平均粒徑設定為0.1μm以上，更優選設定為1μm以上。此外，若將微細化層內的鐵素體相的平均粒徑設定為超過3μm，則抑制裂縫的產生或伸展的效果變成有限。因此，微細化層內的鐵素體相的平均粒徑設定為3μm以下，優選設定為2μm以下。

作為微細化層中含有的si及mn中的1種或2種以上的氧化物，可列舉出例如選自sio2、mn2sio4、mnsio3、fe2sio4、fesio3、mno中的1種或2種以上。

若微細化層中含有的si及mn中的1種或2種以上的氧化物的最大直徑為0.01μm以上，則能夠形成微細化層，同時形成ζ相的生成得到充分促進的鍍層。若上述的氧化物的最大直徑為0.4μm以下，則能夠在抑制鍍層的過度的合金化的同時形成。因此，能夠形成微細化層，同時防止由鍍層中的fe含量過大引起的鍍覆密合性的降低。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及微細化層內的鐵素體相的平均粒徑通過以下所示的方法進行測定。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作為觀察面而採集試樣。將試樣的觀察面通過cp(crosssectionpolisher，截面拋光儀)裝置進行加工，以5000倍觀察fe-sem(fieldemissionscanningelectronmicroscopy)中的背散射電子圖像。

微細化層中含有的si及mn中的1種或2種以上的氧化物的最大直徑通過以下所示的方法進行測定。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作為觀察面而採集試樣。

將試樣的觀察面進行fib(focusedionbeam，聚焦離子束)加工而製作薄膜試樣。之後，使用fe-tem(fieldemissiontransmissionelectronmicroscopy，場致發射透射電子顯微鏡)以30000倍觀察薄膜試樣。對各薄膜試樣觀察5個視野，將全部視野中所計測的氧化物的直徑的最大值作為該薄膜試樣中的氧化物的最大直徑。

(鍍層)

本發明的實施方式的熱浸鍍鋅鋼板是在母材鋼板的表面形成熱浸鍍鋅層而成的鋼板。

在本發明的實施方式中，熱浸鍍鋅層的fe含量為超過0％～5.0％，al含量為超過0％～1.0％。進而，熱浸鍍鋅層也可以是含有或混入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1種或2種以上的層。像這樣，即使熱浸鍍鋅層是含有、或混入上述的元素中的1種或2種以上的層，本實施方式的效果也沒有受到損害，有時也優選通過其含量來改善耐腐蝕性或加工性等。

此外，熱浸鍍鋅層的特徵在於，其包含由ζ相形成的柱狀晶，且鍍層與基底金屬的全部界面中的20％以上被ζ相被覆。

進而，母材鋼板的單面中的熱浸鍍鋅層的附著量為10g/m2以上且100g/m2以下。

〔熱浸鍍鋅層中的fe含量：5.0％以下〕

由於若熱浸鍍鋅層中的fe含量提高，則鍍覆密合性劣化，所以需要將fe含量設定為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，進一步優選設定為3％以下。鍍層中的fe含量的下限沒有特別設定，但由於低於0.5％時，有時無法充分得到為了改善密合性所必要的ζ相，所以鍍層中的fe含量優選設定為0.5％以上，進一步優選設定為1.0％以上。

〔熱浸鍍鋅層中的al含量：1.0％以下〕

由於若熱浸鍍鋅層中的al含量提高，則鍍覆密合性劣化，所以需要將al含量設定為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，進一步優選設定為0.5％以下。鍍層中的al含量的下限沒有特別設定，但為了設定為低於0.01％，需要將鍍覆浴中的al濃度極端地降低，其結果是，由於因鍍層的合金化過度地進行，鍍層中的fe含量增加而鍍覆密合性劣化，所以鍍層中的al含量優選設定為0.01％以上。從該觀點出發，鍍層中的al含量優選設定為0.05％以上。

進而，熱浸鍍鋅層也可以是含有、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1種或2種以上的層。即使熱浸鍍鋅層為含有、或混入上述的元素中的1種或2種以上的層，本實施方式的效果也沒有受到損害，有時也優選通過其含量來改善耐腐蝕性或加工性等。

「ζ相」

圖1中示出本實施方式涉及的熱浸鍍鋅鋼板的截面放大組織照片。如圖1中所示的那樣，本實施方式的熱浸鍍鋅層是被覆於母材鋼板(基底金屬)的表面的鍍層，包含由fe與zn的合金即ζ相(fezn13)形成的柱狀晶。特別是在本實施方式的熱浸鍍鋅鋼板中，其特徵在於，熱浸鍍鋅層與母材鋼板的全部界面(a)中，ζ相與母材鋼板相接的界面(a*)的比例((a*/a)×100)為20％以上。由此，可作為剝離的起點起作用的包含si和/或mn的長徑為0.2μm以上的粗大的氧化物從母材鋼板表面被攝入ζ相內部，由此粗大的氧化物變得難以作為破壞的起點起作用，鍍層的密合性提高。從該觀點出發，ζ相與基底金屬的界面相對於鍍層與母材鋼板的全部界面所佔的比例優選為25％以上，更優選為30％以上。另外，ζ相與母材鋼板的界面在鍍層與基底金屬的全部界面中所佔的比例的上限沒有特別限定，也可以為100％。

另一方面，若包含si和/或mn的粗大氧化物沒有被攝入ζ相而粗大氧化物存在於ζ相與母材鋼板的界面中，則沒有充分地得到由ζ相帶來的鍍覆密合性的提高效果，不優選。由此，ζ相的結晶(ζ晶粒)中存在粗大氧化物的ζ晶粒(含粗大氧化物的ζ晶粒)與基底金屬的界面的比例相對於ζ相與母材鋼板的全部界面優選為50％以下，更優選為35％以下。在ζ相的母材鋼板的界面中粗大氧化物越少越優選，在ζ相與母材鋼板的全部界面中，ζ相與母材鋼板的界面中的含粗大氧化物的ζ晶粒與基底金屬所成的界面的比例最優選為0％。

若上述包含si和/或mn的氧化物的長徑為0.2μm以上，則以氧化物作為起點的裂紋變得顯著，若長徑低於0.2μm，則變得難以作為裂紋的起點起作用。這是由於，熱浸鍍鋅鋼板的變形時的應力集中的程度根據氧化物的大小而變化。具體而言，氧化物越大(長徑越長)，則在變形時應力越變得容易集中，鍍層變得越容易剝離。

此外，熱浸鍍鋅層也可以包含δ1相(fezn7)。然而，為了提高δ1相的分率，需要在將母材鋼板浸漬於鍍覆浴中後，將母材鋼板加熱而進行鍍層的合金化，通過加熱而母材鋼板的拉伸特性劣化。從該觀點出發，δ1相的分率優選小。特別是在鍍層與母材鋼板的全部界面中，優選將δ1相與母材鋼板相接的界面的比例設定為20％以下。

本實施方式中的ζ相與母材鋼板的界面在鍍層與母材鋼板的全部界面中所佔的比例可以通過以下的要領求出。

即，以母材鋼板的與軋制方向平行的板厚截面作為觀察面而採集試樣，將觀察面進行鏡面研磨，首先，使用場致發射型掃描型電子顯微鏡(fe-sem：fieldemissionscanningelectronmicroscope)，觀察至所觀察的界面的長度的合計l成為200μm以上。在與觀察上述l的視野相同的視野中，呈現柱狀的晶粒為ζ相或δ1相，測定ζ相及δ1相與母材鋼板的界面的長度的合計l1。接著，在與觀察上述l1的視野相同的視野中，利用使用了fe-sem的ebsd(electronback-scatteringdiffraction)法進行高解析度晶體取向解析，進行δ1相的鑑定，求出δ1相與母材鋼板的界面的長度的合計l2。將(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部界面中所佔的比例。

同樣地，將l2/l視為δ1相與母材鋼板的界面在鍍層與母材鋼板的全部界面中所佔的比例。

另外，ζ相與δ1相的分離也可以通過除上述ebsd法以外的方法來進行。例如也可以通過場致發射型電子探針微量分析器(fe-epma：fieldemissionelectronprobemicroanalyser)，進行鍍層中的zn元素製圖，由zn量的不同進行ζ相與δ1相的判別。

另外，為了清晰地現出ζ相，也可以在將試樣的觀察面進行鏡面研磨後使用硝酸乙醇等腐蝕液實施觀察面的腐蝕。

長徑為0.2μm以上的粗大氧化物的有無通過以上述的方法進行截面sem觀察，測定所拍攝的氧化物的長徑來判別。

另外，含氧化物的ζ晶粒可以以bse圖像(背散射電子圖像)拍攝界面合金層，以色調的不同來判別。背散射電子圖像由於原子序號越大則變得越多，所以氧化物看上去比周圍暗。形成氧化物的位置根據退火露點而不同，露點越高(約0℃以上)則越是不在鋼板的表面而是在鋼板的表層的內部側生成。鍍層的形成後，在鍍層與母材鋼板之間進行合金化，母材鋼板表層的fe越擴散至鍍層中，則內部的氧化物越依次從表層被攝入鍍層中。此外，在經判別的各氧化物中，測定觀察面上的長徑，將長徑為2μm以上的氧化物判別為粗大氧化物。

〔熱浸鍍鋅的附著量：10～100g/m2〕

由於若熱浸鍍鋅層在母材鋼板單面上的附著量少，則得不到充分的耐腐蝕性，所以鍍層在母材鋼板單面上的附著量設定為10g/m2以上。從耐腐蝕性的觀點出發，附著量優選為20g/m2以上，更優選為30g/m2以上。另一方面，若鍍層的附著量多，則進行點焊時的電極損耗變得劇烈，在連續進行焊接時引起熔核直徑的減少或焊接接頭強度的劣化。因此，將鍍層的附著量設定為100g/m2以下。從連續焊接性的觀點出發，附著量優選為93g/m2以下，更優選為85g/m2以下。

(熱浸鍍鋅鋼板的製造方法)

接著，對製造本發明的實施方式涉及的熱浸鍍鋅鋼板的方法進行詳細說明。

本實施方式涉及的熱浸鍍鋅鋼板的製造方法具備以下工序：熱軋工序，其將具有上述化學成分的板坯加熱至1080℃以上，實施將軋制完成溫度設定為850～980℃的範圍內的熱軋而製成熱軋鋼板，之後作為卷材卷取，該工序中，將從上述熱軋後到300℃為止的冷卻過程中的上述熱軋鋼板的溫度按照滿足後述的式(1)的方式進行控制；緊接著上述熱軋工序進行酸洗後，進行將合計的壓下率設定為85％以下的冷軋的冷軋工序；將上述冷軋工序後的鋼板在將600～750℃間的平均加熱速度設定為1.0℃/s以上、將最高加熱溫度設定為(ac3-60)℃以上且750℃以上的溫度域內進行加熱，接著，將720～650℃間的平均冷卻速度設定為2.5℃/秒以上，將650℃～500℃間的平均冷卻速度設定為5.0℃/秒以上而進行冷卻的退火工序；在上述退火工序之後，通過在將鍍覆浴溫度設定為450～470℃、將進入鍍覆浴時的鋼板溫度設定為440～480℃、將鍍覆浴中的有效al量設定為0.050～0.180質量％的鍍覆條件下將鋼板浸漬於鍍覆浴中，對鋼板表面實施熱浸鍍鋅而形成鍍層的鍍覆工序；在上述鍍覆工序後，至350℃的冷卻過程滿足後述的式(2)的鍍覆後冷卻工序；在將鋼板進一步冷卻至100℃以下後使用直徑為50～800mm的輥進行合計2次以上的彎曲-彎曲復原變形的加工工序。

以下，對各製造工序進行詳細說明。

為了製造本發明的實施方式涉及的熱浸鍍鋅鋼板，首先製造成為母材鋼板的鋼板。

為了製造鋼板，首先，鑄造具有上述的化學成分(組成)的板坯。供於熱軋的板坯可以使用連續鑄造板坯或通過薄板坯連鑄機等製造的板坯。

「熱軋工序」

在熱軋工序中，為了抑制起因於鑄造的晶體取向的各向異性，優選將板坯的加熱溫度設定為1080℃以上。更優選將板坯的加熱溫度設定為1150℃以上。另一方面，板坯的加熱溫度的上限沒有特別限定，但由於為了超過1300℃而進行加熱需要投入大量的能量而導致製造成本的大幅的增加，所以優選設定為1300℃以下。

將板坯加熱後，進行熱軋。熱軋的完成溫度(軋制完成溫度)低於850℃時，軋制反作用力提高，穩定得到指定的板厚變得困難。因此，熱軋的完成溫度優選設定為850℃以上，更優選設定為870℃以上。另一方面，由於為了將熱軋的完成溫度設定為超過980℃，在從板坯的加熱結束到熱軋的完成為止的工序中需要將鋼板進行加熱的裝置，需要高的成本，所以將熱軋的完成溫度設定為980℃以下，更優選設定為950℃以下。

接著，將經熱軋後的熱軋鋼板作為卷材卷取。另外，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。這是由於，通過在更低溫下進行相變，使熱軋鋼板的粒徑變得微細而使冷軋及退火後的母材鋼板的有效晶體粒徑變得微細。

熱軋鋼板的卷取溫度優選設定為450℃以上且650℃以下。這是由於，使熱軋鋼板的顯微組織中分散地生成珠光體和/或長徑為1μm以上的粗大滲碳體，使通過冷軋被導入的應變局部存在。由此，通過在退火工序中使其逆相變成各種晶體取向的奧氏體，將退火後的母材鋼板的有效晶粒微細化。若卷取溫度低於450℃，則有時沒有生成珠光體和/或粗大滲碳體，不優選。另一方面，若卷取溫度超過650℃，則珠光體和鐵素體分別在軋制方向上以長的帶狀生成。由此，存在由鐵素體部分在冷軋及退火後生成的母材鋼板的有效晶粒變成沿軋制方向伸長的粗大的晶粒的傾向，不優選。

這裡，為了在退火後的母材鋼板的表面中將硬質組織控制在規定的體積分率，在熱軋工序中，需要從母材鋼板表面適度地脫碳。從母材鋼板的脫碳行為也可以通過氣氛控制來控制，但需要大規模的設備，成本方面的負擔大。因此，在本實施方式中，在從精軋完成(熱軋完成)到達到300℃為止的區間中，通過控制冷卻速度來控制鋼板溫度，從而控制脫碳行為。

關於母材鋼板的溫度控制，在從精軋完成到達到300℃為止的區間中，在母材鋼板表面中鐵的bcc相變得穩定的溫度ae3*以下的範圍內進行。這是由於，從鐵的bcc相的脫碳早於從高溫下的穩定相即fcc相的脫碳進行。另外在本實施方式中，由於在鋼板溫度低於300℃的溫度範圍內，氧的擴散速度充分慢，關於脫碳的進行速度也可視為對脫碳行為沒有影響，所以熱軋工序中的母材鋼板的溫度控制的溫度範圍設定為至達到300℃為止的區間。

另外，ae3*可以使用以下的式子求出。

ae3*[℃]＝885+31.7si-29.3mn+123.2al-18.2cr-40.0ni-21.0cu+12.6mo

在上述式中，c、si、mn、al、cr、ni、cu、mo為各個元素的添加量[質量％]。

此外，鋼板的脫碳行為分成從精軋完成到卷取成卷材為止的第1期和從卷取成卷材至達到室溫為止的第2期來控制。這是由於，第1期中在大氣下進行脫碳，與此相對，在第2期中，通過卷取來製成卷材而鋼板彼此密合，在幾乎沒有外界空氣的侵入的條件下進行脫碳，因此兩者中脫碳的進行速度大大不同。

具體而言，為了使鋼板表層部適度地脫碳，在從精軋完成到達到300℃為止的冷卻過程中，將鋼板溫度控制在滿足下述式(1)的範圍。式(1)是與脫碳行為的進行程度有關的式子，式(1)的值越大則表示脫碳越進行。另外，關於式(1)中的各項，t[秒]為從精軋完成起的經過時間，t1[秒]為從精軋完成到達到ae3*溫度為止的經過時間，t2[秒]為從精軋完成到卷取成卷材為止的經過時間，t3[秒]為從精軋完成到鋼板溫度達到300℃為止的經過時間。此外，t(t)[℃]為鋼板溫度，wsi[質量％]及wmn[質量％]分別為鋼板整體中的si、mn的各元素的平均含量。進而，α、β、γ、δ的各項為常數項，分別為8.35×108、2.20×104、1.73×1010、2.64×104。

[數學式1]

在上述式(1)中，括弧內的第1積分項是與第1期的冷卻中的脫碳的進行程度有關的項，第2積分項是與第2期的冷卻中的脫碳的進行程度有關的項。在任一項中，脫碳均是母材鋼板溫度越高、且停留時間越長則越進行。特別是在第2期中，由於進行脫碳的元素即氧幾乎不存在於氣氛中，通過由表層的氧化皮層被鋼中的si及mn吸引的氧進行脫碳，所以在第2積分項中包含由si及mn的含量產生的影響，表示鋼中的si及mn量越多則式1的值越變大，脫碳越進行。

在精軋完成後的冷卻過程中，由於若上述式(1)的值變得低於0.8，則母材鋼板表層部幾乎沒有脫碳，表層部的硬質組織的體積率v1與以距離板厚的表面1/4厚為中心的硬質組織的體積率v2的比即v1/v2超過0.90，彎曲性劣化，所以按照上述式(1)的值成為0.8以上的方式進行冷卻。從該觀點出發，優選按照上述式(1)的值成為1.0以上的方式進行冷卻，進一步優選設定為1.3以上。另一方面，由於若上述式(1)的值超過20.0，則鋼板表層部過度脫碳，v1/v2變得低於0.30，鋼板的耐疲勞特性顯著劣化，所以按照上述式(1)的值成為20.0以下的方式進行冷卻。從該觀點出發，優選按照上述式(1)的值成為15.0以下的方式進行冷卻，進一步優選設定為10.0以下。

接著，進行像這樣操作而製造的熱軋鋼板的酸洗。由於酸洗是將熱軋鋼板的表面的氧化物除去，所以為了母材鋼板的鍍覆性提高是重要的。酸洗可以是一次，也可以分成多次進行。

「冷軋工序」

接著，對酸洗後的熱軋鋼板進行冷軋而得到冷軋鋼板。

冷軋中，由於若壓下率的合計超過85％，則母材鋼板的延性丟失，冷軋中母材鋼板斷裂的危險性提高，所以將壓下率的合計設定為85％以下。從該觀點出發，壓下率的合計優選設定為75％以下，進一步優選設定為70％以下。冷軋工序中的壓下率的合計的下限沒有特別限定，但由於低於0.05％時，母材鋼板的形狀變得不均質，鍍層沒有均勻地附著，外觀受到損害，所以優選設定為0.05％以上，進一步優選設定為0.10％以上。另外，冷軋優選以多個道次進行，但冷軋的道次數或對各道次的壓下率的分配不限。

此外，在冷軋中的壓下率的合計超過10％且低於20％的範圍內，在之後的退火工序中再結晶沒有充分地進行。因此，有時包含大量的位錯且失去展性的粗大的晶粒殘留在表層附近，熱浸鍍鋅鋼板的彎曲性或耐疲勞特性劣化。為了將其避免，減小壓下率的合計，使位錯向晶粒的積蓄輕微而保留晶粒的展性，或者增大壓下率的合計，在退火工序中使再結晶充分地進行，將加工組織製成在內部位錯的積蓄少的再結晶粒是有效的。從使位錯向晶粒的積蓄輕微的觀點出發，冷軋工序中的壓下率的合計優選設定為10％以下，進一步優選設定為5.0％以下。另一方面，為了充分地進行退火工序中的再結晶，優選將壓下率的合計設定為20％以上，進一步優選設定為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線，一邊進行退火工序一邊使其通過預熱帶和還原帶，在到達鍍覆帶前結束退火工序，在鍍覆帶中進行鍍覆工序。

像上述那樣，在退火工序及鍍覆工序中使用連續退火鍍覆線的情況下，首先，在作為預熱燃燒器中使用的空氣與燃料氣體的混合氣體的條件設定為空氣比：0.7～1.2的預熱帶中，一邊加熱至400～800℃的鋼板溫度一邊通板。

由此在鋼板表層部中生成氧化物。另外，所謂「空氣比」是單位體積的混合氣體中包含的空氣的體積與為了使單位體積的混合氣體中包含的燃料氣體完全燃燒而理論上需要的空氣的體積的比。

接著，可以設定為如下的方法：通過在h2o與h2的分壓比被設定為p(h2o)/p(h2)：0.0001～2.0的還原帶中加熱至750℃以上，將在預熱帶中生成的氧化物還原後進行冷卻。並且，退火工序之後的鍍覆工序可以設定為如下的方法：以在鍍覆浴溫度：450～470℃、進入鍍覆浴時的鋼板溫度：440～480℃、鍍覆浴中的有效al量：0.05～0.18質量％的條件下將鋼板浸漬於鍍鋅浴中的條件實施熱浸鍍鋅。

退火工序中的加熱速度介由預熱帶中的處理時間而與鋼板表層部中的脫碳的進行有關。由於若加熱速度慢，則長時間暴露於氧化氣氛下，所以表層中的脫碳進行。特別是600～750℃下的加熱速度是重要的，為了確保預熱帶中的處理時間，促進ζ相的生成，優選設定為10℃/秒以下。另一方面，若600～750℃下的加熱速度過慢，則有時氧化過度進行而在鋼板內部形成粗大的氧化物。為了避免鋼板內部的粗大的氧化物的形成，將這期間的平均加熱速度設定為1.0℃/秒以上。

在預熱帶中，進行用於在鋼板表層部中形成適當的厚度的fe氧化被膜的氧化處理。此時，在預熱燃燒器中使用的空氣與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，一邊加熱至400～800℃的鋼板溫度一邊通板。

所謂「空氣比」是單位體積的混合氣體中包含的空氣的體積與為了使單位體積的混合氣體中包含的燃料氣體完全燃燒而理論上需要的空氣的體積的比，以下述的式子表示。

「空氣比」＝[單位體積的混合氣體中包含的空氣的體積(m3)]/[為了使單位體積的混合氣體中包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，通過對通過預熱帶的母材鋼板以上述的條件進行預熱，從而在母材鋼板的表層中形成0.01～5.0μm的fe氧化被膜。鋼板表層部中生成的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。

在鋼板表層部中上述的空氣比超過1.2而過大的情況下，在鋼板表層部中生成過量的fe氧化被膜，還原後的脫碳層肥大化。

此外，氧化被膜在還原帶中被還原，成為鍍覆密合性優異的表面，但在上述空氣比低於0.7而過小的情況下，得不到規定的氧化物。此外，若通過預熱帶時的鋼板溫度低於400℃，則無法形成充分的氧化被膜。另一方面，在預熱帶中通板的鋼板溫度超過800℃的高溫時，由於氧化被膜過度生長，所以使脫碳層的厚度落入規定的範圍變得困難。因此，在預熱帶中通板的鋼板溫度設定為800℃以下，更優選設定為750℃以下。

為了將與鋼板的成形性有關的顯微組織的分率控制在規定的範圍，退火工序中的最高加熱溫度是重要的因子。若最高加熱溫度低，則粗大的鐵系碳化物在鋼中因不溶而殘留，成形性劣化。為了使鐵系碳化物充分地固溶而提高成形性，最高加熱溫度設定為(ac3-60)℃以上，優選設定為(ac3-45)℃以上，進一步優選設定為(ac3-35)℃以上。最高加熱溫度的上限沒有特別限定，但從鍍覆密合性的觀點出發，為了減少基底金屬表面的氧化物，最高加熱溫度優選較低。從該觀點出發，最高加熱溫度優選設定為950℃以下，更優選設定為900℃以下。

鋼板的ac3點為奧氏體逆相變的完成點，具體而言，從熱軋後的鋼板切出小片，以10℃/秒加熱至1200℃，通過測定該期間的體積膨脹來得到。

退火工序中的最高加熱溫度(750℃以上)優選在還原帶中到達。在該還原帶中，將預熱帶中生成的鋼板表面的薄的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。p(h2o)/p(h2)低於0.0001時，成為鍍層剝離的起點的si和/或mn氧化物形成於最表面層。另一方面，若p(h2o)/p(h2)超過2.00，則由於鋼板表層中的微細化過度進行，鍍層的合金化過度進行，所以鍍覆密合性劣化。進而，若p(h2o)/p(h2)超過3.00，則脫碳過度進行而母材鋼板表層的硬質相顯著減少。從以上的觀點出發，p(h2o)/p(h2)更優選設定為0.002～1.50的範圍，更優選設定為0.005～1.20的範圍。

如上所述，若p(h2o)/p(h2)為0.0001～2.00，則在還原氣氛中添加水蒸氣時，成為鍍層剝離的起點的si和/或mn氧化物變得不會形成於最表面層，取而代之，si及mn在母材表層的內部形成微細的氧化物。微細的氧化物的尺寸在上述條件下為0.01μm以上且0.4μm以下。此外由於還原氣氛中的水蒸氣使母材表層脫碳，所以母材表層變成鐵素體。由於這些si-mn內部氧化物抑制還原退火中的fe再結晶的生長，所以在母材的表層中形成平均厚度為0.1μm以上且5μm以下、鐵素體相的平均粒徑為0.1μm以上且3μm以下的微細化層。

在退火工序中的從到達最高加熱溫度後至到達鍍覆浴為止的鍍覆前的冷卻(鍍覆前冷卻工序)中，通過分成從720℃到650℃為止的溫度域和從650℃到500℃為止的溫度域這2個階段來控制鋼板的溫度，能夠得到規定的顯微組織。

首先，為了抑制鐵素體的生成，規定從720℃到650℃之間的平均冷卻速度。由於若從720℃到650℃為止的平均冷卻速度低於2.5℃/秒，則鐵素體的生成過度進行，所以將從720℃到650℃為止的平均冷卻速度設定為2.5℃/秒以上。為了充分地抑制鐵素體的生成，優選將從720℃到650℃為止的平均冷卻速度設定為3.5℃/秒以上，進一步優選設定為4.5℃/秒以上。從720℃到650℃為止的溫度域中的平均冷卻速度的上限沒有特別設定，但由於為了得到過大的平均冷卻速度，需要特殊的冷卻設備或不幹擾鍍覆工序的致冷劑，所以不優選。從該觀點出發，上述溫度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，為了避免過度的珠光體和/或粗大的滲碳體的生成，規定從650℃到500℃為止的冷卻速度。由於從650℃到500℃為止的平均冷卻速度低於5.0℃/秒時，珠光體和/或粗大的滲碳體大量地生成，所以將平均冷卻速度設定為5.0℃/秒以上。由於優選珠光體和/或粗大的滲碳體不包含於鋼中，所以為了充分地避免它們的生成，平均冷卻速度優選設定為7.5℃/秒以上，更優選設定為10.0℃/秒以上。從650℃到500℃為止的溫度域中的平均冷卻速度的上限沒有特別設定，但由於為了得到過大的平均冷卻速度，需要特殊的冷卻設備或不幹擾鍍覆工序的致冷劑，所以不優選。從該觀點出發，上述溫度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。

繼鍍覆前冷卻工序之後，為了得到回火馬氏體，也可以在從鋼板溫度達到500℃至到達鍍覆浴為止的期間，作為馬氏體相變處理使鋼板在規定的溫度域中停留一定時間。馬氏體相變處理溫度以馬氏體相變開始溫度ms點作為上限，以50℃作為下限。此外，馬氏體相變處理時間設定為1～100秒鐘。另外，通過該處理得到的馬氏體通過在鍍覆工序中浸入高溫的鍍覆浴中而變化成回火馬氏體。

另外，ms點通過以下的式子計算。

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％]。

另外，在製造中難以直接測定鐵素體的體積分率。因此，本實施方式中在決定ms點時，切出在連續退火線上通板前的冷軋鋼板的小片，將該小片以與在連續退火線上通板時相同的溫度歷程進行退火，測定小片的鐵素體的體積的變化，將使用該結果算出的數值作為鐵素體的體積分率vf。

進而，為了進行貝氏體的生成，也可以在從鋼板溫度達到500℃至到達鍍覆浴為止的期間，作為貝氏體相變處理使鋼板在規定的溫度域中停留一定時間。由於若貝氏體相變處理溫度超過500℃，則珠光體和/或粗大的滲碳體的生成進行，所以貝氏體相變處理溫度設定為500℃以下。此外，由於若貝氏體相變處理溫度低於350℃，則相變沒有充分地進行，所以貝氏體相變處理溫度設定為350℃以上。為了充分地進行相變，貝氏體相變處理時間設定為10秒以上，為了抑制珠光體和/或粗大的滲碳體的生成，設定為500秒以下。

另外，在鍍覆前冷卻工序後，進行貝氏體相變處理和馬氏體相變處理這兩者時，關於施行順序設定為進行貝氏體相變處理和馬氏體相變處理。

「鍍覆工序」

接著，將像這樣操作而得到的母材鋼板浸漬於鍍覆浴中。鍍覆浴具有以鋅作為主體、且由鍍覆浴中的全部al量減去全部fe量而得到的值即有效al量為0.050～0.180質量％的組成。由於若鍍覆浴中的有效al量低於0.050％，則fe向鍍層中的侵入過度地進行，鍍覆密合性受到損害，所以必須設定為0.050％以上。從該觀點出發，鍍覆浴中的有效al量優選為0.065％以上，進一步優選為0.070％以上。另一方面，若浴中的有效al量超過0.180％，則在母材鋼板與鍍層的邊界中生成al系的氧化物，該邊界中的fe及zn原子的移動受到阻礙，ζ相的生成受到抑制，鍍覆密合性顯著受到損害。從該觀點出發，鍍覆浴中的有效al量必須設定為0.180％以下，優選設定為0.150％以下，進一步優選設定為0.135％以下。

鍍覆浴為混入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1種或2種以上的元素的鍍覆浴較佳。有時也優選通過鍍覆浴的各元素的含量來改善熱浸鍍鋅層的耐腐蝕性或加工性等。

此外，鍍覆浴的溫度設定為450℃～470℃。鍍覆浴溫度低於450℃時，鍍覆浴的粘度過大地提高，控制鍍層的厚度變得困難，損害熱浸鍍鋅鋼板的外觀。另一方面，由於若鍍覆浴溫度超過470℃，則產生大量的煙霧，安全地製造變得困難，所以鍍覆浴溫度優選設定為470℃以下。

此外，由於若鋼板進入鍍覆浴時的鋼板溫度低於440℃，則為了使鍍覆浴溫度穩定在450℃以上而產生對鍍覆浴給予大量的熱量的必要，所以實用上不合適。另一方面，若鋼板進入鍍覆浴時的鋼板溫度超過480℃，則為了使鍍覆浴溫度穩定在470℃以下需要導入從鍍覆浴抽去大量的熱量的設備，在製造成本的方面不合適。因而，為了使鍍覆浴的浴溫穩定，將母材鋼板的進入鍍覆浴時的溫度設定為440℃以上且480℃以下。此外，為了適當地控制ζ相的生成行為，母材鋼板的進入鍍覆浴時的溫度進一步優選限制在450℃以上且470℃以下。

只要鍍覆浴的浴溫為450～470℃的範圍，則能夠實施本實施方式。然而，當浴溫在450～470℃的範圍內不穩定時，導致鍍層中的ζ相的不均勻，導致鍍層的外觀·密合性的不均勻。因此，在實際製造中浴溫優選為450～470的任意的值且恆定不變。為此，優選浸入材料溫度與鍍覆浴溫一致。但是，由於實際製造設備的控制性的限制，浸入材料溫度優選為鍍覆浴溫±4℃以內。

根據熱浸鍍鋅鋼板的製造線，有時不具備後述的「鍍覆後冷卻工序」的實行所需要的裝置，無法實施本實施方式的製造條件。該情況下，通過適當地控制鍍覆浴浸漬時間，能夠製造與本實施方式同樣的製品。即，若延長鋼板相對於鍍覆浴的浸漬時間，則與實施「後冷卻工序」時同樣，能夠使鍍層/母材鋼板界面中生成ζ相。

需要的浸漬時間根據鍍覆浴的al量而不同，但需要3秒以上，優選為5秒以上，更優選為10秒以上，進一步優選為20秒以上。

另外，在鍍覆浴浸漬後，為了設定為適當的鍍覆附著量，優選對鋼板表面吹送以氮作為主體的高壓氣體，將表層的過量的鋅除去。

「鍍覆後冷卻工序」

在將鋼板浸漬於鍍覆浴中後至達到室溫為止的鍍覆後冷卻工序中，通過按照滿足下述式(2)的方式控制冷卻處理，可在鍍層中得到適量的ζ相。另外，t(t)[℃]為鋼板溫度，t[秒]為以鋼板從鍍覆浴中出來的時刻作為起點的經過時間，t4[秒]為以鋼板從鍍覆浴中出來的時刻作為起點到鋼板溫度達到350℃為止的經過時間，wal*[質量％]為鍍覆浴中的有效al量。此外，ε、θ及μ為常數項，分別為2.62×107、9.13×103、1.0×10-1。

[數學式2]

上述式(2)是與ζ相的生成行為有關的式子，上述式(2)的值越大，則表示鍍層中的ζ相的生成越進行。鋼板溫度越高、且處理時間越長則上述式(2)的值越變大。此外，若鍍覆浴中的有效al量變大，則上述式(2)的值變小，ζ相的生成受到阻礙。另外，鋼板溫度為350℃以下的溫度範圍時，fe原子從母材鋼板向鍍層的擴散幾乎不進行，ζ相的生成基本停止。因此，上述式(2)在鋼板溫度為350℃以上的範圍內進行計算。

在浸漬於鍍覆浴中後的鍍覆後冷卻工序中，若上述式(2)的值低於0.40，則在鍍層中得不到充分的ζ相，鍍覆密合性受到損害。因此，需要按照上述式(2)的值成為0.40以上的方式控制冷卻處理。

若上述式(2)的值為0.40以上，則充分地促進ζ相的生成，上述ζ相與母材鋼板的界面(a*)在熱浸鍍鋅層與母材鋼板的全部界面(a)中所佔的比例((a*/a)×100)成為20％以上。此外，若上述式(2)的值為0.40以上，則ζ相與母材鋼板的界面(a*)中的存在粗大的氧化物的ζ晶粒與母材鋼板所成的界面(a**)的比例((a**/a*)×100)成為50％以下。

為了更加提高鍍覆密合性，優選按照使上述式(2)的值成為0.50以上的方式實施冷卻處理，進一步優選設定為0.60以上。另一方面，若冷卻處理中的上述式(2)的值過度變大，則鍍層的合金化進行，鍍層中的fe含量過度變大，鍍覆密合性受到損害。從該觀點出發，需要按照使上述式(2)的值成為2.20以下的方式控制冷卻處理。為了提高鍍覆密合性，冷卻處理優選按照使上述式(2)的值成為2.00以下的方式控制，進一步優選按照成為1.80以下的方式控制。

這裡，從鍍覆浴中取出後，若使鋼板的溫度上升，則上述式(2)的值顯著增大而鍍覆密合性劣化。此外，鋼板的顯微組織發生變性，得不到規定的硬質組織而強度降低。進而，有可能生成粗大的碳化物而熱浸鍍鋅鋼板的成形性劣化。因此，從鍍覆浴中取出後的鋼板溫度不得超過鍍覆浴浸漬前的鋼板溫度和鍍覆浴溫度中的較高的溫度。

另一方面，像在一般的熱浸鍍鋅鋼板的製造方法中可見到的那樣，若在浸漬於鍍覆浴中後實施急冷，則上述式(2)的值顯著變小。其結果是，得不到充分的ζ相，鍍覆密合性劣化。為了將上述式(2)的值留在規定的範圍內，例如也可以在從鍍覆浴中取出後進行一定時間的等溫保持處理，之後進行急冷。

此外，若上述式(2)的值留在規定的範圍內，則也可以進行其他任意的溫度控制。即，只要是上述式(2)的值成為本實施方式的範圍內的溫度控制，則可以採用任何冷卻控制方式。例如可以是在上述等溫保持處理後進行急冷的冷卻方式，此外也可以是進行大致恆速的緩冷卻的冷卻方式。

通過像這樣滿足上述式(2)的冷卻處理，在鍍層中得到充分的量的ζ相後，為了得到硬質組織，也可以以1.0℃/秒以上的平均冷卻速度冷卻至250℃以下。為了得到新鮮馬氏體相和/或回火馬氏體相，優選將平均冷卻速度設定為3.0℃/秒以上，進一步優選設定為5.0℃/秒以上。

此外，在冷卻至250℃以下後，為了得到回火馬氏體，也可以實施再加熱處理。再加熱處理的處理溫度及處理時間也可以根據目標特性而適當設定。但是，再加熱處理溫度低於250℃時，得不到充分的效果，另一方面，若超過350℃，則有可能鍍層發生變性，鍍覆密合性劣化，所以再加熱處理溫度優選設定為250℃以上且350℃以下。此外，由於若再加熱處理時間超過1000秒，則處理效果飽和，所以處理時間優選設定為1000秒以下。

此外，在通過滿足上述式(2)的冷卻處理而在鍍層中得到充分的量的ζ相後，為了得到殘餘奧氏體，也可以進行在250℃～350℃的溫度範圍內實施500秒以下的停留的貝氏體相變處理。處理溫度低於250℃時，生成馬氏體而沒有充分地得到殘餘奧氏體，另一方面，若超過350℃，則有可能得到過多的殘餘奧氏體。此外，若處理時間超過500秒，則有可能由殘餘奧氏體生成粗大的碳化物，成形性大幅劣化。

此外，為了進一步使殘餘奧氏體穩定化，也可以在冷卻至250℃以下後，實施再加熱處理。再加熱處理的處理溫度及處理時間也可以根據目標特性而適當設定。但是，再加熱處理溫度低於250℃時，得不到充分的效果，若超過350℃，則有可能殘餘奧氏體分解而變成碳化物，特性大幅劣化，因此，處理溫度優選設定為350℃以下。此外，由於若再加熱處理時間超過1000秒，則處理效果飽和，所以處理時間優選設定為1000秒以下。

「加工工序」

接著，在將鋼板溫度冷卻至100℃以下後，為了使母材鋼板表層的殘餘奧氏體減少，對鍍覆鋼板實施彎曲-彎曲復原變形。彎曲可以使用直徑為50～800mm的輥來實施。輥直徑低於50mm時，由於通過彎曲變形在母材鋼板表層導入大量的應變，所以鋼板的成形性受到損害。此外，輥直徑超過800mm時，母材鋼板表層中的應變量小，並且殘餘奧氏體沒有充分減少。關於彎曲-彎曲復原變形，為了使母材鋼板的表背各面中的殘餘奧氏體減少，需要將以表背各面作為彎曲外側的變形分別實施1次以上，因此，需要實施合計2次以上的彎曲-彎曲復原變形。由此，能夠使母材鋼板的表背兩面中的殘餘奧氏體落入規定的範圍。

通過以上說明的製造方法能夠製造本實施方式涉及的熱浸鍍鋅鋼板，但本發明並不限定於上述的實施方式。

例如，在本發明的實施方式中，也可以對通過上述的方法得到的熱浸鍍鋅鋼板的鍍鋅層的表面賦予由磷氧化物和/或含磷的複合氧化物形成的皮膜。

由磷氧化物和/或含磷的複合氧化物形成的皮膜可以在加工鋼板時作為潤滑劑發揮功能，能夠保護形成於母材鋼板的表面的鍍鋅層。

進而，在本實施方式中，也可以對冷卻至室溫的熱浸鍍鋅鋼板，為了形狀矯正而以壓下率3.00％以下實施冷軋。冷軋可以在彎曲-彎曲復原加工的前後、或彎曲-彎曲復原加工的途中的任一階段實施。

另外，上述的本發明的實施方式涉及的熱浸鍍鋅鋼板的製造方法優選適用於母材鋼板的板厚為0.6mm以上且低於5.0mm的熱浸鍍鋅鋼板的製造中。若母材鋼板的板厚低於0.6mm，則有時平坦地保持母材鋼板的形狀變得困難，不適合。此外，若母材鋼板的板厚為5.0mm以上，則有時退火工序及鍍覆工序中的冷卻的控制變得困難。

實施例

對本發明的實施例進行說明。另外，本實施例中的條件是為了確認本發明的可實施性及效果而採用的一條件例。本發明並不限定於該一條件例。本發明只要不脫離本發明的主旨而達成本發明的目的，則可以採用各種條件。

鑄造具有表1～4中所示的a～ak的化學成分(組成)的板坯，以表5、6中所示的熱軋工序條件(板坯加熱溫度、軋制完成溫度)進行熱軋。接著，以表5、6中所示的熱軋工序條件(從熱軋完成到卷取為止的平均冷卻速度、卷取溫度、式(1))冷卻，得到熱軋鋼板。

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

接著，將所得到的冷軋鋼板(母材鋼板)以表7～9中所示的退火工序中的加熱工序條件(預熱帶中的空氣比、還原帶氣氛中的h2o與h2的分壓比(p(h2o)/p(h2)、600～750℃的溫度域中的平均加熱速度、最高加熱溫度tm)實施退火。接著，以表7～9中所示的鍍覆前冷卻工序條件(冷卻速度1(760～700℃的溫度域中的平均冷卻速度)、冷卻速度2(650～500℃的溫度域中的平均冷卻速度)、馬氏體相變處理條件(處理溫度、處理時間)、貝氏體相變處理1條件(處理溫度、處理時間))實施冷卻處理。另外，對於沒有實施馬氏體相變處理、貝氏體相變處理1的鋼板，該處理的條件欄設定為空欄。

接著，以表10～12中所示的鍍覆工序條件(有效al量、鍍覆浴溫度(浴溫)、鋼板的浸入溫度)浸漬於鍍鋅浴中實施鍍覆。

在鍍覆工序後，以表10～12中所示的鍍覆後冷卻工序條件(式(2)、冷卻速度3(350～250℃的溫度域中的平均冷卻速度)、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))實施冷卻處理。另外，對於沒有實施貝氏體相變處理2的鋼板，該處理的條件欄設定為空欄。

接著，以表10～12中所示的加工工序條件(輥直徑、加工次數)實施彎曲-彎曲復原加工，進而，以表10～12中所示的條件(壓下率)實施冷軋，得到實驗例1～89的鍍覆鋼板(但是，在一部分的實驗例中，也有將實驗中斷的鍍覆鋼板)。

在所得到的各熱浸鍍鋅鋼板(實驗例1～89)中，進行母材鋼板的顯微組織及鍍層的觀察。在表13～18中示出母材鋼板的顯微組織及鍍層的觀察結果。

首先，從各熱浸鍍鋅鋼板以母材鋼板的與軋制方向平行的板厚截面作為觀察面而採集試樣，進行利用場致發射型掃描型電子顯微鏡(fe-sem)的組織觀察及利用ebsd法的高解析度晶體取向解析，分別測定以板厚的1/4為中心的1/8厚～3/8厚的範圍(在表中，記載為「1/4厚」)、及以鍍層與母材鋼板的界面作為起點的至深度20μm為止的範圍(母材鋼板表層)中的顯微組織的體積分率。

另外，表中的「α」表示鐵素體，「b」表示貝氏體，「bf」表示貝氏體鐵素體，「回火m」表示回火馬氏體，「殘餘γ」表示殘餘奧氏體，「其他」表示珠光體和/或粗大滲碳體。

此外，在母材鋼板表層中，觀察包含si和/或mn的微細的氧化物的有無。該氧化物是否生成通過利用能量分散型x射線分光法(esd：energydispersivex-rayspectroscopy)分析任意的氧化物的成分來判斷。

進而，從熱浸鍍鋅鋼板以鋼板的與軋制方向平行的板厚截面作為觀察面而採集試樣，利用場致發射型掃描型電子顯微鏡(fe-sem)進行觀察，觀察鍍層與母材鋼板的界面，測定ζ相與母材鋼板的界面在鍍層與母材鋼板的界面整體中所佔的比例(邊界面佔有率)、以及δ1相與母材鋼板的界面在鍍層與母材鋼板的界面整體中所佔的比例(邊界面佔有率)。

此外，同樣地觀察ζ相與母材鋼板的界面，求出在ζ相與母材鋼板的界面中有粗大氧化物的ζ晶粒，求出在ζ相與母材鋼板的全部界面中，在ζ相與母材鋼板的界面中存在粗大氧化物的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)。

此外，將製作的熱浸鍍鋅鋼板進行離子銑削加工，使鍍層及母材鋼板的截面露出，用fe-sem以加速電壓5kv拍攝倍率為5000倍的bse圖像。bse圖像的亮度與背散射電子的產生量對應，產生量具有原子序數越大則越變多的性質。即由於在bse圖像中氧化物及ζ相晶界看起來比周圍的金屬黑，所以能夠將它們識別。

由照片讀取鍍層/母材鋼板界面長度中的生成有ζ相的長度、及生成有包含氧化物的ζ相的長度作為存在氧化物的ζ晶粒的佔有率。

圖2表示實施例no.1的熱浸鍍鋅鋼板中的截面組織照片。將所得到的熱浸鍍鋅鋼板試樣的截面以離子銑削加工進行研磨，將使用fe-sem以加速度電壓5kv拍攝bse圖像的結果示於圖2中。

如圖2中所示的那樣，在實施例1的母材鋼板的表層中形成有使晶粒微細的微細化層。此外，能夠確認在微細化層的鍍層側的界面中生成了si-mn內部氧化物。

鍍覆的附著量是使用加有抑制劑的鹽酸將鍍層熔融，比較熔融前後的重量而求出。

接著，為了調查各熱浸鍍鋅鋼板的特性，進行拉伸試驗、擴孔試驗、彎曲試驗、疲勞試驗、密合性評價試驗、點焊試驗及腐蝕試驗。在表19～22中示出各實驗例中的特性。

拉伸試驗是由熱浸鍍鋅鋼板製作jisz2201中記載的5號試驗片，以jisz2241中記載的方法進行，求出屈服強度ys、拉伸最大強度ts、總伸長率el。另外，拉伸特性通過拉伸最大強度ts及屈服比(ys/ts)來評價，將拉伸最大強度ts為550mpa以上、且屈服比為0.60以上的情況評價為良好的拉伸特性。

擴孔試驗以jisz2256中記載的方法進行。成形性中的延性(總伸長率)el及擴孔性λ伴隨拉伸最大強度ts而發生變化，但在滿足下述式(4)的情況下，將強度、延性及擴孔性設定為良好。

ts1.5×el×λ0.5≥2.5×106…式(4)

彎曲試驗是由熱浸鍍鋅鋼板製作jisz2201中記載的5號試驗片，使用jisz2248中記載的v形塊法，進行90°v彎曲試驗。使v形塊的底部的半徑從1.0mm到6.0mm以0.5mm刻度發生變化，將試驗片上不產生裂紋的最小的半徑作為最小彎曲半徑r[mm]。彎曲性通過將最小彎曲半徑r以板厚t[mm]歸一化的r/t來評價，將r/t為2.0以下的情況評價為良好的彎曲性。

疲勞試驗是由熱浸鍍鋅鋼板製作jisz2275中記載的1號試驗片，按照jisz2273進行脈動平面彎曲疲勞試驗。將最大重複次數設定為1000萬次，評價疲勞極限dl及疲勞極限比dl/ts，將疲勞極限比為0.35以上的情況作為良好的耐疲勞特性。

鍍覆密合性是對給予了5％的單軸拉伸應變的熱浸鍍鋅鋼板實施杜邦衝擊試驗，在衝擊試驗後的鍍覆鋼板上粘貼粘合膠帶，之後撕下，將鍍層沒有剝離的情況設定為合格(○)，將鍍層剝離的情況設定為不合格(×)。杜邦衝擊試驗使用將前端的曲率半徑設定為1/2英寸的衝模，使3kg的砝碼從1m的高度落下來進行。

點焊性進行連續打點試驗來評價。在熔融部的直徑成為板厚的平方根的5.3～5.7倍的焊接條件下，連續進行1000次的點焊，將熔融部的直徑以第1點d1與第1000點d1000進行比較，將d1000/d1為0.90以上的情況設定為合格(○)，將低於0.90的情況設定為不合格(×)。

在耐腐蝕性的評價中，使用將熱浸鍍鋅鋼板切出成150×70mm的試驗片，實施磷酸鋅系的浸漬型化學轉化處理，接著實施陽離子電沉積塗裝20μm，進一步實施中塗35μm、上塗35μm後，將背面和端部以絕緣膠帶密封。在耐腐蝕性試驗中，使用以sst6小時→乾燥4小時→溼潤4小時→冷凍4小時作為1個循環的cct。關於塗裝後耐腐蝕性的評價，對塗裝面以刀具實施到達至基底金屬的劃格，測定cct60個循環後的膨起幅度。將膨起幅度為3.0mm以下的情況設定為合格(○)，將超過3.0mm的情況設定為不合格(×)。

碎裂性(chippingproperty)是將熱浸鍍鋅鋼板切出成70mm×150mm並進行汽車用的脫脂、化學轉化、3塗層塗裝而作為試驗樣品。在將試驗樣品冷卻保持在-20℃的狀態下，以氣壓為2kgf/cm2對試驗樣品垂直地施加碎石(0.3～0.5g)。每1個樣品施加10個石。各水準實施n5，觀察合計50個碎裂痕，通過該剝離界面的位置來評價。將剝離界面在鍍層之上(鍍層-化學轉化皮膜的界面、或電沉積塗裝-中塗塗裝的界面)的樣品評價為「○」，將鍍層-基底金屬(母材鋼板)中的界面剝離哪怕是1個的樣品也評價為「×」。

粉化性為了評價鍍層的加工性，使用v彎曲加工(jisz2248)。

將熱浸鍍鋅鋼板切斷成50×90mm，在1r-90°v字模具加壓中使用成型體。在谷部中實施膠帶剝離。將寬度為24mm的玻璃紙膠帶(cellophanetape，註冊商標)貼在彎曲加工部上後撕開，以目視判斷玻璃紙膠帶的長度為90mm的部分。評價基準如下所述。

○剝離相對於加工部面積低於5％

×剝離相對於加工部面積超過5％

表5

※帶下劃線為本發明範圍外

表6

※帶下劃線為本發明範圍外

表13

※帶下劃線為本發明範圍外

表14

※帶下劃線為本發明範圍外

表15

※帶下劃線為本發明範圍外

表16

※帶下劃線為本發明範圍外

表17

※帶下劃線為本發明範圍外

表18

※帶下劃線為本發明範圍外

實驗例79是c的含量小、以板厚的1/4為中心的1/8厚～3/8厚的範圍的硬質組織v2的體積分率變小、沒有得到充分的拉伸強度的例子。

實驗例80是c的含量大、點焊性劣化的例子。

實驗例81是由於si的含量小、在退火工序及鍍覆工序中生成大量的珠光體及粗大滲碳體、所以成形性劣化的例子。

實驗例82是由於si的含量大、在熱軋工序中板坯在加熱中開裂、所以將實驗中斷的例子。

實驗例83是mn的含量小、在退火工序及鍍覆工序中生成大量的珠光體及粗大滲碳體、沒有充分地得到鋼板的拉伸強度及成形性的例子。

實驗例84是由於mn的含量大、在熱軋工序中板坯在軋制中開裂、所以將實驗中斷的例子。

實驗例85是由於p的含量大、在鑄造工序中板坯開裂、所以將實驗中斷的例子。

實驗例86是由於s的含量大、生成大量的粗大硫化物、所以延性、擴孔性、彎曲性、耐疲勞特性及點焊性劣化的例子。

實驗例87是由於al的含量大、在熱軋工序中板坯在軋制中開裂、所以將實驗中斷的例子。

實驗例88是由於n的含量大、生成大量的粗大氮化物、所以延性、擴孔性、彎曲性及耐疲勞特性劣化的例子。

實驗例89是由於o的含量大、生成大量的粗大氧化物、所以延性、擴孔性、彎曲性及耐疲勞特性劣化的例子。

實驗例6及78是熱軋工序中的式(1)的值過大、鋼板表層部中的硬質組織的分率過度降低、疲勞極限強度降低的例子。

實驗例18及42是熱軋工序中的式(1)的值過小、鋼板表層部中的硬質組織分率過度提高、彎曲性劣化的例子。

實驗例66及72是由於在退火工序中600～750℃之間的溫度域中的平均加熱速度小、鋼板內部的氧化物的生長過度進行、產生成為破壞的起點的粗大的氧化物、所以彎曲性、耐疲勞特性劣化的例子。

實驗例63是由於在退火工序的加熱工序中預熱帶的空氣比大、表層中的脫碳過度進行、所以耐疲勞特性劣化的例子。

實驗例15及51是在退火工序的加熱工序中預熱帶的空氣比小、鍍覆密合性劣化的例子。另外，由於因鍍覆密合性的劣化，在彎曲變形時產生鍍層剝離，所以彎曲性也劣化。

實驗例45是由於在退火工序的加熱工序中還原帶中的水蒸氣分壓p(h2o)與氫分壓p(h2)的比p(h2o)/p(h2)大、表層的微細化層過度變厚、鍍層的合金化過度進行、所以鍍覆密合性劣化的例子。此外，在實驗例75中是由於上述分壓比特別大、微細化層的表層中的脫碳過度進行、所以耐疲勞特性劣化的例子。

實驗例48是由於在退火工序的加熱工序中還原帶中的水蒸氣分壓p(h2o)與氫分壓p(h2)的比p(h2o)/p(h2)小、表層沒有微細化、所以鍍覆密合性劣化的例子。另外，表面中的鐵素體的平均粒徑為3.4μm，距離表面0.5μm的範圍內的鋼板內部的氧化物的最大直徑低於0.01μm。

實驗例24及57是在退火工序的加熱工序中最高加熱溫度低、鐵素體在顯微組織中所佔的分率過度變大、進而以板厚的1/4為中心的1/8厚～3/8厚的範圍的硬質組織v2的體積分率變小、屈服比劣化的例子。

實驗例21及69是在退火工序的第1冷卻工序中720～650℃間的冷卻速度(冷卻速度1)小、鐵素體在顯微組織中所佔的分率過度變大、進而以板厚的1/4為中心的1/8厚～3/8厚的範圍的硬質組織v2的體積分率變小、屈服比劣化的例子。

實驗例33及60是由於在退火工序的第1冷卻工序中650～500℃間的冷卻速度(冷卻速度2)小、生成大量的珠光體、進而以板厚的1/4為中心的1/8厚～3/8厚的範圍的硬質組織v2的體積分率變小、所以拉伸強度、延性及屈服比劣化的例子。

實驗例9及54是鍍覆工序中的式(2)的值過大、鍍層中的fe％過度提高、沒有得到充分的鍍覆密合性的例子。

實驗例12及27是鍍覆工序中的式(2)的值過小、在鍍層與基底金屬的界面中沒有充分生成ζ相、沒有得到充分的鍍覆密合性的例子。

實驗例30是鍍覆工序的鍍覆浴中的有效al量過小、式(2)的值變得過大、鍍層中的fe％過度提高、沒有得到充分的鍍覆密合性的例子。

實驗例36是鍍覆工序的鍍覆浴中的有效al量過大、式(2)的值變得過小、在鍍層與基底金屬的界面中沒有充分生成δ相、沒有得到充分的鍍覆密合性的例子。

以上，對本發明的各實施方式及實施例進行了詳細說明，但上述實施方式及實施例均只不過是表示實施本發明時的具體化的例子。本發明的技術範圍不受這些實施方式的限定性解釋。即，本發明在不脫離其技術思想或其主要的特徵的情況下，可以以各種形式實施。

產業上的可利用性

本發明是對成形性、耐疲勞特性、焊接性、耐腐蝕性及鍍覆密合性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板及其製造方法有效的技術。並且，根據本發明的實施方式，能夠提供彎曲性及拉伸凸緣成形性優異、進而成形後的鍍覆密合性優異、具有高的疲勞極限的高強度熱浸鍍鋅鋼板及其製造方法。