热浸镀锌钢板的制作方法

本发明涉及镀覆密合性优异的热浸镀锌钢板。

本申请基于2014年11月5日在日本申请的特愿2014-225398号主张优先权，在此援用其内容。

背景技术：

就主要用于汽车的骨架部件的钢板来说，高强度化的要求不断提高。为了得到高强度和优异的成型性，一般在这些高强度钢板中添加有助于提高强度的以si、mn为代表的合金元素。但是，以si、mn为代表的合金元素还具有使镀覆密合性降低的作用。

另外，就汽车用钢板来说，由于一般是在户外使用，因此通常要求优异的耐蚀性。

但是，就汽车的外板等用途来说，通常是通过压制加工对板的外围部实施剧烈的弯曲加工(卷边弯曲)。另外，不仅是汽车外板，其他用途也多是通过压制加工实施剧烈的弯曲加工、扩孔加工等来进行使用的。而且，在对现有的热浸镀锌钢板实施了剧烈的弯曲加工、扩孔加工等的情况下，有时会导致镀层在其加工部分从母材钢板剥离。当镀层像这样剥离时，就会失去该位置的耐蚀性，从而存在使母材钢板在早期发生腐蚀、生锈的问题。此外，就算达不到镀层剥离也会失去镀层与母材钢板的密合性，只要在该部分稍微产生空隙则外气、水分就会浸入该空隙，从而失去由镀层带来的防腐蚀作用。其结果是：与上述同样地，使母材钢板在早期发生腐蚀、生锈。

由于这些之类的问题，作为实施剧烈的弯曲加工等来进行使用的高强度钢板迫切希望有具备镀层与母材钢板的密合性优异的热浸镀锌层的镀覆钢板。

为了提高镀层的密合性，如例如专利文献1～3所代表的那样提出了使氧化物生成于钢板的内部并且使成为镀覆剥离的原因的基底金属与镀层的界面的氧化物降低的方法。然而，在使这样的氧化物生成于钢板表层的情况下，钢板表层的碳与氧结合而发生气体化。其结果是：由于碳从钢板脱离，因此有时该碳脱离后的区域的强度明显降低。在钢板表层的强度降低了的情况下，强烈依赖于表层部特性的耐疲劳特性有可能会劣化，疲劳强度大幅降低。

或者，为了提高镀层的密合性，专利文献4提出了一种提高镀覆密合性的方法，其是通过在常规的退火工序之前追加新的退火工序和酸洗工序来实施，由此将母材钢板表面改性。然而，专利文献4所述的方法与常规的高强度镀覆钢板的制造方法相比工序增加，因此在成本方面存在问题。

此外，专利文献5提出了将碳从母材钢板的表层部去除来提高镀覆的密合性的方法。然而，就专利文献5所述的方法来说，去除了碳的区域的强度明显降低。因此，专利文献5所述的方法有可能会使强烈依赖于表层部特性的耐疲劳特性劣化，疲劳强度大幅降低。

另外，专利文献6、7提出了将镀层中的mn、al和si量控制为合适范围并且镀覆密合性得到了提高的钢板。就专利文献6、7所述的钢板来说，在制造时需要以高精度来控制镀层中的元素量，作业上的负荷大，在成本方面存在问题。

作为提高镀覆密合性的方法，专利文献8提出了钢板的显微组织仅由铁素体构成的高强度钢板。然而，就专利文献8所述的钢板来说，由于显微组织仅是软质的铁素体，因此得不到足够高的强度。

这里，在热浸镀锌处理后实施了合金化处理的合金化热浸镀锌钢板正在被广泛使用。合金化处理是如下处理：将镀层加热到zn的熔点以上的温度，使大量的fe原子从母材钢板中扩散到镀层中，使镀层形成为zn-fe合金主体的层。例如，专利文献9、10、11提出了镀覆密合性优异的合金化热浸镀锌钢板。然而，为了使镀层充分地合金化，需要将钢板加热到高温。在将钢板加热到高温的情况下，有时钢板内部的显微组织会变质，特别是容易生成粗大铁系碳化物，损害钢板的特性，因此不优选。

专利文献12记载了坯料钢板包含选自si、mn、al中的一种以上的热浸镀锌钢板。专利文献12记载了在制造工序中对坯料钢板的镀浴浸入温度进行控制。另外，专利文献12公开了对形成于坯料钢板与镀层的界面的合金层处的截面的面积率进行了规定的镀覆密合性和点焊性优异的热浸镀锌钢板。

专利文献12记载了：当使在表面存在有si、mn氧化物的钢板浸入热浸镀锌浴时，大量产生没有实施镀锌的未镀覆。但是，专利文献12没有公开使si、mn氧化物到开始镀覆为止降低的技术。另外，专利文献12是使坯料钢板的镀浴浸入温度比热浸镀锌浴温度高。虽然也依赖于热浸镀锌浴中的al含量，但最低也要使坯料钢板的镀浴浸入温度比热浸镀锌浴温度高超过4℃，最高要使之高28℃。因此，就专利文献12来说，有时浴温的稳定性甚至制品特性的均匀性会变得不充分。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2008-019465号公报

专利文献2：日本特开2005-060742号公报

专利文献3：日本特开平9-176815号公报

专利文献4：日本特开2001-026853号公报

专利文献5：日本特开2002-088459号公报

专利文献6：日本特开2003-055751号公报

专利文献7：日本特开2003-096541号公报

专利文献8：日本特开2005-200750号公报

专利文献9：日本特开平11-140587号公报

专利文献10：日本特开2001-303226号公报

专利文献11：日本特开2005-060743号公报

专利文献12：日本特表2013-541645号公报

技术实现要素：

发明所要解决的问题

鉴于以上这样的现状，本发明的问题在于：提供强度、延展性、扩孔性、镀覆密合性优异的热浸镀锌钢板。

用于解决问题的手段

本申请的发明者们为了得到镀覆密合性优异的热浸镀锌钢板而反复进行了深入研究。其结果是，本申请的发明者们发现：通过使ζ相(fezn13)生成于镀层中，将作为破坏的起点的粗大氧化物收入其内部，由此能够抑制镀覆剥离。由此，能够在不实施镀层的合金化处理的情况下得到镀覆密合性优异的热浸镀锌钢板。

本发明是基于上述见解而完成的，其方案如下。

(1)一种热浸镀锌钢板，其包含母材钢板和形成在上述母材钢板的至少一个表面的热浸镀锌层，

其中，上述热浸镀锌层在上述钢板的表面是fe含量为超过0％且5％以下、al含量为超过0％且1.0％以下并且包含由ζ相形成的柱状晶，而且上述热浸镀锌层与母材钢板的全界面之中的20％以上被ζ相所覆盖，在上述热浸镀锌层中是ζ晶粒之中的存在粗大氧化物的ζ晶粒与母材钢板所成的界面相对于上述ζ相与母材钢板的全界面为50％以下，

上述母材钢板以质量％计具有下述化学成分：c为0.040～0.400％，si为0.05～2.50％，mn为0.50～3.50％，p为0.0001～0.1000％，s为0.0001～0.0100％，al为0.001～1.500％，n为0.0001～0.0100％，o为0.0001～0.0100％，剩余部分包含fe和不可避免的杂质，

上述母材钢板具有微细化层，该微细化层与上述母材钢板和上述热浸镀锌层的界面直接接触，上述微细化层的平均厚度为0.1～5.0μm，上述微细化层内的铁素体相的平均粒径为0.1～3.0μm，上述微细化层中含有si和mn中的一种或两种以上的氧化物，上述氧化物的最大直径为0.01～0.4μm。

(2)根据(1)所述的热浸镀锌钢板，其中，对于上述热浸镀锌层，上述母材钢板的单面上的镀覆附着量为10g/m²～100g/m²。

(3)根据(1)或(2)所述的热浸镀锌钢板，其中，上述母材钢板以质量％计还含有选自0.001～0.150％的ti、0.001～0.100％的nb、0.001～0.300％的v中的一种或两种以上。

(4)根据(1)～(3)中任一项所述的热浸镀锌钢板，其中，上述母材钢板以质量％计还含有选自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中的一种或两种以上。

(5)根据(1)～(4)中任一项所述的热浸镀锌钢板，其中，上述母材钢板以质量％计还含有总计为0.0001～0.0100％的ca、ce、mg、zr、la、rem中的一种或两种以上。

发明效果

根据本发明的上述方案，能够提供强度、延展性、扩孔性、镀覆密合性优异的热浸镀锌钢板。

附图说明

图1是表示本实施方式的热浸镀锌钢板的截面之中包括热浸镀锌层/母材钢板界面在内的临近截面的扫描型电子显微镜(sem)照片。

图2是本实施方式的热浸镀锌钢板的截面的场致发射型扫描型电子显微镜(fe-sem)照片。

具体实施方式

本发明的实施方式的热浸镀锌钢板包含母材钢板(以下也简写为钢板)和形成在钢板的至少一个表面的热浸镀锌层(以下也简写为镀层。)。

镀层是fe含量为超过0％且5％以下、al含量为超过0％且1.0％以下并且包含由ζ相形成的柱状晶。镀层是镀层与母材钢板的全界面之中的20％以上被ζ相所覆盖、ζ相与母材钢板的界面之中的存在粗大氧化物的ζ晶粒与母材钢板所成的界面的比例为50％以下。

首先，对于构成本发明的实施方式的实施方式的热浸镀锌钢板的镀锌层进行说明。此外，以下说明中的“％”为“质量％”。

(镀层)

在本发明的实施方式中，热浸镀锌层是fe含量为超过0％且5.0％以下、al含量为超过0％且1.0％以下。此外，热浸镀锌层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中的一种或两种以上。这样，就算热浸镀锌层含有或者混入上述元素中的一种或两种以上也不会损害本发明的效果，根据其含量还有耐蚀性、加工性得到改善等优选的情况。

另外，本实施方式的特征在于：热浸镀锌层包含由ζ相形成的柱状晶，镀层与母材钢板的全界面之中的20％以上被ζ相所覆盖。

此外，母材钢板的单面上的热浸镀锌层的附着量优选为10g/m²～100g/m²。

〔热浸镀锌层中的fe含量为超过0％且5.0％以下〕

当热浸镀锌层中的fe含量提高时镀覆密合性劣化，因此需要使fe含量为5.0％以下。为了进一步提高镀覆密合性，镀层中的fe含量优选设定为4.0％以下，更优选设定为3％以下。镀层中的fe含量的下限超过0％。当fe含量低于0.5％时，有时无法充分地得到用于改善密合性所需的ζ相。因此，镀层中的fe含量优选设定为0.5％以上，更优选设定为1.0％以上。

〔热浸镀锌层中的al含量为超过0％且1.0％以下〕

当热浸镀锌层中的al含量高时，镀覆密合性劣化，因此需要使al含量为1.0％以下。为了进一步提高镀覆密合性，镀层中的al含量优选设定为0.8％以下，更优选设定为0.5％以下。镀层中的al含量的下限设定为超过0％。为了使al含量低于0.01％，需要将镀浴中的al浓度极端地降低。当极端地降低镀浴中的al浓度时，镀层的合金化过度进行，由此镀层中的fe含量增加而使镀覆密合性劣化。由此，镀层中的al含量优选为0.01％以上。从该观点考虑，镀层中的al含量更优选设定为0.05％以上。

此外，热浸镀锌层也可以含有或混入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中的一种或两种以上。就算热浸镀锌层含有或混入上述元素中的一种或两种以上也不会损害本发明的效果，根据其含量还有耐蚀性、加工性得到改善等优选的情况。

“ζ相”

图1表示本实施方式的热浸镀锌钢板的截面的扫描型电子显微镜(sem)照片。如图1所示，本发明的热浸镀锌层包含由作为fe与zn的合金的ζ相(fezn13)形成的柱状晶。特别是，其特征在于：镀层与母材钢板的全界面之中，ζ相与母材钢板接触的界面的比例为20％以上。由此，能够作为剥离起点起作用的包含si和/或mn的长径为0.2μm以上的粗大氧化物从母材钢板表面收入ζ相内部。由此，粗大氧化物不易作为破坏起点起作用，镀层的密合性提高。从该观点考虑，优选ζ相与母材钢板的界面相对于镀层与母材钢板的全界面所占的比例为25％以上，更优选为30％以上。此外，ζ相与母材钢板的界面在镀层与母材钢板的全界面所占的比例的上限没有特别限定，也可以为100％。此外，当包含si和/或mn的氧化物的长径为0.2μm以上时，以氧化物为起点的破裂变得明显；当长径低于0.2μm时，不易作为破裂起点起作用。这是因为，热浸镀锌钢板在变形时的应力集中的程度根据氧化物的大小而变化。具体来说，氧化物越大(长径越长)，则变形时应力越容易集中，镀层越容易剥离。

另一方面，当包含si和/或mn的粗大氧化物不收入ζ相而在ζ相与母材钢板的界面存在粗大氧化物时，无法充分地得到由ζ相带来的镀覆密合性的提高效果，故而不优选。因此，使ζ相的晶体(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)与母材钢板的界面的比例相对于ζ相与母材钢板的全界面为50％以下。在含有粗大氧化物的ζ晶粒与母材钢板的界面的比例为50％以下时，以不收入ζ相的方式存在的包含si和/或mn的粗大氧化物变得足够少。此外，含有粗大氧化物的ζ晶粒与母材钢板的界面的比例优选相对于ζ相与母材钢板的全界面为35％以下。在ζ相与母材钢板的界面，长径为0.2μm以上的粗大氧化物越少越好。ζ相与母材钢板的全界面之中，含有粗大氧化物的ζ晶粒与母材钢板所成的界面的比例最优选为0％。

另外，热浸镀锌层也可以含有δ1相(fezn7)。然而，为了提高δ1相的分率，需要在将母材钢板浸渍于镀浴后对母材钢板进行加热以使镀层的合金化发展，由于加热而使母材钢板的抗拉特性劣化。从该观点考虑，δ1相的分率优选小。特别是，镀层与母材钢板的全界面之中，优选使δ1相与母材钢板接触的界面的比例为20％以下。

本发明中的ζ相与母材钢板的界面在镀层与母材钢板的全界面所占的比例以及δ1相与母材钢板的界面在镀层与母材钢板的全界面所占的比例可以按照以下要点来求出。

即，从热浸镀锌钢板，以母材钢板的与轧制方向平行的板厚截面为观测面的方式来采集试样。对观测面进行镜面抛光，使用场致发射型扫描型电子显微镜(fe-sem：fieldemissionscanningelectronmicroscope)来对被观测到的镀层与母材钢板的界面的长度的总计l达到200μm以上为止进行观测。对界面的长度的总计l达到200μm以上为止进行观测既可以是就一个板厚截面内对l达到200μm以上为止进行观测，也可以是就多个板厚截面内对l达到200μm以上为止进行观测。

在与对上述l进行了观测的视场相同的视场中，呈柱状的晶粒为ζ相或δ1相，对ζ相和δ1相与母材钢板的界面的长度的总计l1进行测定。然后，在与对上述l1进行了观测的视场相同的视场中，通过使用了fe-sem的ebsd(电子背散射衍射；electronbach-scatteringdiffraction)法来进行高分辨率晶体取向解析，对δ1相进行鉴定，求出δ1相与母材钢板的界面的长度的总计l2。

以(l1-l2)/l视为ζ相与母材钢板的界面在镀层与母材钢板的全界面所占的比例。

同样地，以l2/l视为δ1相与母材钢板的界面在镀层与母材钢板的全界面所占的比例。

此外，ζ相与δ1相的分离也可以通过除了上述ebsd法以外的方法来进行。例如，可以通过场致发射型电子探针显微分析仪(fe-epma：fieldemissionelectronprobemicroanalyser)来对镀层中的zn元素进行制图(mapping)，由zn量的差异对ζ相和δ1相进行区分。

另外，ζ相的晶体(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)与母材钢板的界面的比例按照以下要点来求出。即，在与对l进行了观测的视场相同的视场中，对ζ相与母材钢板的界面进行观测，求出在ζ相与母材钢板的界面具有长径为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)。存在于镀层的ζ相与母材钢板的界面的氧化物在sem的背散射电子(bse)像中看起来比周围暗。因此，就在镀层的ζ相与母材钢板的界面是否存在氧化物来说，其是通过观测在与对l进行了观测的视场相同的视场中的sem的背散射电子(bse)像并基于与周围的亮度差来进行区分的。另外，对于区分出来的各氧化物，对观测面上的长径进行测定，将长径为0.2μm以上的区分为粗大氧化物。而且，求出含有粗大氧化物的ζ晶粒与母材钢板的界面的长度，得到该界面的长度的总计l**。通过求出l**/(l1-l2)，可以得到在ζ相与母材钢板的全界面之中的含有粗大氧化物的ζ晶粒与母材钢板所成的界面的比例。

此外，为了使ζ相清晰地显现出来，可以在对试样的观测面进行了镜面抛光后使用硝酸乙醇等腐蚀液来实施观测面的腐蚀。

〔热浸镀锌的附着量为10～100g/m²〕

在热浸镀锌层的母材钢板单面上的附着量少的情况下，有可能得不到足够的耐蚀性。由此，镀层的母材钢板单面上的附着量优选设定为10g/m²以上。从耐蚀性的观点考虑，附着量更优选为20g/m²以上，进一步优选为30g/m²以上。另一方面，在镀层的附着量多的情况下，进行了点焊时的电极损耗变得剧烈，在连续地进行了焊接时有可能会引起熔融熔核直径的减少、焊接接头强度的劣化。因此，优选使镀层的附着量为100g/m²以下。从连续焊接性的观点考虑，附着量更优选为93g/m²以下，进一步优选为85g/m²以下。

本发明的热浸镀锌钢板包括上述镀层，母材钢板具有以下所示的微细化层。

微细化层是指存在于最表层的铁素体相的平均粒径为其下层中的铁素体相的平均粒径的1/2以下的区域。将微细化层中的铁素体相的平均粒径超过其下层中的铁素体相的平均粒径的1/2的边界定义为微细化层与其下层的边界。

微细化层与母材钢板和热浸镀锌层的界面直接接触。微细化层的平均厚度为0.1～5.0μm。微细化层内的铁素体相的平均粒径为0.1～3.0μm。微细化层中含有si和mn中的一种或两种以上的氧化物，氧化物的最大直径为0.01～0.4μm。

在微细化层的平均厚度为0.1μm以上的情况下，在加工热浸镀锌钢板时，裂纹的产生、伸展得到抑制。因此，微细化层的平均厚度设定为0.1μm以上，优选设定为1.0μm以上。另外，平均厚度为5.0μm以下的微细化层能够一边抑制镀浴中的过度合金化一边形成。因此，能够防止由于镀层中的fe含量过大而造成的镀覆密合性的降低。由此，微细化层的平均厚度设定为5.0μm以下，优选设定为3.0μm以下。

通过使微细化层内的铁素体相的平均粒径为0.1μm以上，在加工热浸镀锌钢板时，裂纹的产生、伸展得到抑制。因此，微细化层内的铁素体相的平均粒径设定为0.1μm以上，优选设定为1.0μm以上。另外，当使微细化层内的铁素体相的平均粒径超过3.0μm时，抑制裂纹的产生、伸展的效果有限。因此，微细化层内的铁素体相的平均粒径设定为3.0μm以下，优选设定为2.0μm以下。

作为微细化层中所含有的si和mn中的一种或两种以上的氧化物，例如可以列举出选自sio2、mn2sio4、mnsio3、fe2sio4、fesio3、mno中的一种或两种以上。

在微细化层中所含有的si和mn中的一种或两种以上的氧化物的最大直径为0.01μm以上的情况下，能够在形成微细化层的同时形成ζ相的生成得到了充分促进的镀层。上述的氧化物的最大直径优选为0.05μm以上。另外，上述的氧化物的最大直径为0.4μm以下的微细化层能够一边抑制镀层的过度合金化一边形成。上述的氧化物的最大直径优选为0.2μm以下。

微细化层的平均厚度和微细化层内的铁素体相的平均粒径通过以下所示的方法来测定。从热浸镀锌钢板，以母材钢板的与轧制方向平行的板厚截面为观测面的方式来采集试样。将试样的观测面通过cp(截面抛光仪；crosssectionpolisher)装置来进行加工，以5000倍对由fe-sem(场致发射型扫描型电子显微镜；fieldemissionscanningelectronmicroscopy)得到的背散射电子像进行观测，并进行测定。

微细化层中所含有的si和mn中的一种或两种以上的氧化物的最大直径通过以下所示的方法来测定。从热浸镀锌钢板，以母材钢板的与轧制方向平行的板厚截面为观测面的方式来采集试样。将试样的观测面进行fib(聚焦离子束；focusedionbeam)加工，并制作薄膜试样。然后，使用fe-tem(场致发射透射电子显微镜；fieldemissiontransmissionelectronmicroscopy)以30000倍对薄膜试样进行观测。对于各薄膜试样观测五个视场，以在全部视场中测得的氧化物的直径的最大值为该薄膜试样中的氧化物的最大直径。

下面，对构成本实施方式的热浸镀锌钢板的母材钢板的化学成分(组成)进行说明。其中，以下说明中的“％”为“质量％”。

〔c为0.040～0.400％〕

c是用于提高母材钢板的强度而添加的元素。然而，当c含量超过0.400％时点焊性会劣化而不优选，因此c含量设定为0.400％以下。此外，从点焊性的观点考虑，c含量优选为0.300％以下，更优选为0.220％以下。另一方面，当c含量为低于0.040％时强度降低，难以确保足够的抗拉最大强度，因此将c含量设定为0.040％以上。此外，为了进一步提高强度，c含量优选为0.055％以上，更优选为0.070％以上。

〔si为0.05～2.50％〕

si是抑制母材钢板中的铁系碳化物的生成、提高强度和成型性的元素。然而，si也是使钢材脆化的元素，当其含量超过2.50％时容易发生铸造好的板坯破裂等麻烦。因此，si含量设定为2.50％以下。此外，si在退火工序中会在母材钢板的表面形成氧化物，明显损害镀覆的密合性。从该观点考虑，si含量优选为2.00％以下，更优选为1.60％以下。另一方面，在si含量低于0.05％的情况下，在热浸镀锌钢板的镀覆工序中会大量生成粗大铁系碳化物，强度和成型性劣化。因此，si含量设定为0.05％以上。此外，从抑制铁系碳化物的生成的观点考虑，si含量优选为0.10％以上，更优选为0.25％以上。

〔mn为0.50～3.50％〕

mn是为了通过提高母材钢板的淬透性来提高强度而添加的。然而，在mn含量超过3.50％的情况下，在母材钢板的板厚中央部产生粗大的mn富集部而容易发生脆化，容易发生铸造好的板坯破裂等麻烦。因此，mn含量设定为3.50％以下。另外，当mn含量增大时，点焊性也会劣化。由此，mn含量优选为3.00％以下，更优选为2.80％以下。另一方面，在mn含量低于0.50％的情况下，在退火后的冷却中形成大量软质组织，因此难以充分地确保高抗拉最大强度。因此，mn含量设定为0.50％以上。为了进一步提高强度，mn含量优选为0.80％以上，更优选为1.00％以上。

〔p为0.0001～0.1000％〕

p是使钢材脆化的元素，进而当p含量超过0.1000％时容易发生铸造好的板坯破裂等麻烦。因此，p含量设定为0.1000％以下。另外，p还是使由点焊产生的熔融部脆化的元素，为了得到足够的焊接接头强度，p含量优选设定为0.0400％以下，更优选设定为0.0200％以下。另一方面，使p含量低于0.0001％会伴随制造成本的大幅增加。由此，p含量设定为0.0001％以上，优选设定为0.0010％以上。

〔s为0.0001～0.0100％〕

s是与mn结合而形成粗大mns并使延展性、拉伸凸缘性和弯曲性等成型性降低的元素。因此，使s含量为0.0100％以下。另外，s还是使点焊性劣化的元素。因此，s含量优选设定为0.0060％以下，更优选设定为0.0035％以下。另一方面，使s含量低于0.0001％会伴随制造成本的大幅增加。因此，s含量设定为0.0001％以上，优选设定为0.0005％以上，更优选设定为0.0010％以上。

〔al为0.001～1.500％〕

al是使钢材脆化的元素。在al含量超过1.500％的情况下，由于容易发生铸造好的板坯破裂等麻烦，因此al含量设定为1.500％以下。另外，当al含量增加时点焊性会变差，因此al含量优选设定为1.200％以下，更优选设定为1.000％以下。另一方面，al含量的下限就算不特别限定也可以发挥本发明的效果，但al是在原料中微量存在的不可避免的杂质，要使其含量低于0.001％会伴随制造成本的大幅增加。因此，al含量设定为0.001％以上。另外，al还是作为脱氧材料有效的元素，为了更充分地得到脱氧的效果，al含量优选设定为0.010％以上。

〔n为0.0001～0.0100％〕

n是形成粗大氮化物并使延展性、拉伸凸缘性和弯曲性等成型性劣化的元素，因此优选抑制其添加量。当n含量超过0.0100％时成型性的劣化会变得明显，因此使n含量的上限为0.0100％。另外，n的过剩添加会成为焊接时产生气孔的原因，因此含量越少越好。从这些观点考虑，n含量优选为0.0070％以下，更优选为0.0050％以下。另一方面，n含量的下限就算不特别限定也可以发挥本发明的效果，但要使n含量小于0.0001％会导致制造成本的大幅增加。由此，n含量的下限设定为0.0001％以上。n含量优选为0.0003％以上，更优选为0.0005％以上。

〔o为0.0001～0.0100％〕

o会形成氧化物并使延展性、拉伸凸缘性和弯曲性等成型性劣化，因此优选抑制含量。当o含量超过0.0100％时成型性的劣化会变得明显，因此使o含量的上限为0.0100％。此外，o含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0030％以下。o含量的下限就算不特别限定也可以发挥本发明的效果，但要使o含量低于0.0001％会伴随制造成本的大幅增加。因此，以0.0001％为下限。o含量优选为0.0003％以上，更优选为0.0005％以上。

〔si+0.7al≥0.30〕

si和al是抑制伴随贝氏体相变的碳化物的生成的元素。为了得到残余奥氏体，优选添加一定量以上的si和/或al。从该观点考虑，si的添加量和al的添加量需要满足下述式2。下述式2的左边(si+0.7al)的值优选为0.45以上，更优选为0.70以上。

si+0.7al≥0.30(式2)

其中，式2的si和al表示各个元素的添加量[质量％]。

此外，根据需要也可以在本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的母材钢板中添加以下元素。

具体来说，除了上述化学成分以外，还可以含有选自0.001～0.150％的ti、0.001～0.100％的nb、0.001～0.300％的v中的一种或两种以上。

〔ti为0.001～0.150％〕

ti是通过析出物强化、由抑制铁素体晶粒生长带来的细晶强化和由抑制重结晶带来的位错强化而有助于母材钢板的强度上升的元素。但是，当ti含量超过0.150％时碳氮化物的析出变多而成型性劣化，因此ti含量优选为0.150％以下。另外，从成型性的观点考虑，ti含量更优选为0.080％以下。另一方面，ti含量的下限就算不特别限定也可以发挥本发明的效果。为了充分地得到由添加ti带来的强度上升效果，ti含量优选为0.001％以上。为了母材钢板的更进一步的高强度化，ti含量更优选为0.010％以上。

〔nb为0.001～0.100％〕

nb是通过析出物强化、由抑制铁素体晶粒生长带来的细晶强化和由抑制重结晶带来位错强化而有助于母材钢板的强度上升的元素。但是，当nb含量超过0.100％时碳氮化物的析出变多而成型性劣化，因此nb含量更优选为0.100％以下。从成型性的观点考虑，nb含量进一步优选为0.060％以下。另一方面，nb含量的下限就算不特别限定也可以发挥本发明的效果。为了充分地得到由添加nb带来的强度上升效果，nb含量优选为0.001％以上。为了母材钢板的更进一步的高强度化，nb含量更优选为0.005％以上。

〔v为0.001～0.300％〕

v是通过析出物强化、由抑制铁素体晶粒生长带来的细晶强化和由抑制重结晶带来的位错强化而有助于母材钢板的强度上升的元素。但是，当v含量超过0.300％时碳氮化物的析出变多而成型性劣化。因此，v含量优选为0.300％以下，更优选为0.200％以下。另一方面，v含量的下限就算不特别限定也可以发挥本发明的效果。为了充分地得到由添加v带来的强度上升效果，v含量优选为0.001％以上，更优选为0.010％以上。

另外，在本实施方式的母材钢板中，还可以含有选自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中的一种或两种以上。

〔cr为0.01～2.00％〕

cr是抑制高温下的相变并对高强度化有效的元素，其可以代替c和/或mn的一部分来添加。但是，当cr含量超过2.00％时，热加工性受损而生产率降低。由此，cr含量优选设定为2.00％以下，更优选设定为1.20％以下。另一方面，cr含量的下限就算不特别限定也可以发挥本发明的效果。为了充分地得到由添加cr带来的高强度化的效果，cr含量优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。

〔ni为0.01～2.00％〕

ni是抑制高温下的相变并对高强度化有效的元素，其可以代替c和/或mn的一部分来添加。但是，当ni含量超过2.00％时，焊接性会受损。由此，ni含量优选为2.00％以下，更优选为1.20％以下。另一方面，ni含量的下限就算不特别限定也可以发挥本发明的效果。为了充分地得到由添加ni带来的高强度化的效果，ni含量优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。

〔cu为0.01～2.00％〕

cu是通过在钢中以微细颗粒的形式存在而提高强度的元素，其可以代替c和/或mn的一部分来添加。但是，当cu含量超过2.00％时，焊接性会受损。由此，cu含量优选设定为2.00％以下，更优选设定为1.20％以下。另一方面，cu含量的下限就算不特别限定也可以发挥本发明的效果。为了充分地得到由添加cu带来的高强度化的效果，cu含量优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。

〔mo为0.01～2.00％〕

mo是抑制高温下的相变并对高强度化有效的元素，其可以代替c和/或mn的一部分来添加。但是，当mo含量超过2.00％时，热加工性会受损而生产率降低。由此，mo含量优选设定为2.00％以下，更优选为1.20％以下。另一方面，mo含量的下限就算不特别限定也可以发挥本发明的效果。为了充分地得到由添加mo带来的高强度化的效果，mo含量优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上。

〔b为0.0001～0.0100％〕

b是抑制高温下的相变并对高强度化有效的元素，其可以代替c和/或mn的一部分来添加。但是，当b含量超过0.0100％时热加工性会受损而生产率降低，因此b含量优选设定为0.0100％以下。从生产率的观点考虑，b含量更优选为0.0050％以下。另一方面，b含量的下限就算不特别限定也可以发挥本发明的效果。为了充分地得到由添加b带来的高强度化的效果，优选使b含量为0.0001％以上。为了进一步的高强度化，b含量更优选为0.0005％以上。

〔w为0.01～2.00％〕

w是抑制高温下的相变并对高强度化有效的元素，其可以代替c和/或mn的一部分来添加。但是，当w含量超过2.00％时，热加工性受损而生产率降低。由此，w含量优选为2.00％以下，更优选为1.20％以下。另一方面，w含量的下限就算不特别限定也可以发挥本发明的效果。为了充分地得到由w带来的高强度化，w含量优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。

此外，在本发明的实施方式的热浸镀锌钢板中的母材钢板中，作为其他元素还可以含有总计为0.0001～0.0100％的ca、ce、mg、zr、la、rem中的一种或两种以上。这些元素的添加理由如下。

此外，rem是稀土金属(rareearthmetal)的简写，其是指属于镧系的元素。在本发明的实施方式中，rem、ce多添加到混合稀土(mischmetal)中，有时在除了la、ce以外复合地含有其他镧系的元素。作为不可避免的杂质，就算含有这些除了la、ce以外的镧系的元素也可以发挥本发明的效果。另外，就算添加金属la、ce也可以发挥本发明的效果。

ca、ce、mg、zr、la、rem是对成型性的改善有效的元素，可以添加一种或两种以上。但是，当ca、ce、mg、zr、la、rem中的一种或两种以上的含量的总计超过0.0100％时，有可能会损害延展性。因此，各元素的含量的总计优选为0.0100％以下，更优选为0.0070％以下。另一方面，ca、ce、mg、zr、la、rem中的一种或两种以上的含量的下限就算不特别限定也可以发挥本发明的效果。为了充分地得到改善母材钢板的成型性的效果，这些各元素的含量的总计优选为0.0001％以上。从成型性的观点考虑，ca、ce、mg、zr、la、rem中的一种或两种以上的含量的总计更优选为0.0010％以上。

就本实施方式的镀覆钢板的母材钢板中的化学成分来说，以上进行了说明的各元素的剩余部分包含fe和不可避免的杂质。此外，就上述的ti、nb、v、cr、ni、cu、mo、b、w来说，均允许作为杂质含有低于各自的上述下限值的微量。另外，就ca、ce、mg、zr、la、rem来说，也允许作为杂质含有低于其总计量的下限值的极微量。

(显微组织)

对于本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的母材钢板的显微组织没有特别限定，优选设定为具有下述构成的显微组织。

本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的母材钢板可以具有由粒状铁素体、针状铁素体、未重结晶铁素体、珠光体、贝氏体、贝氏体铁素体、马氏体、回火马氏体、残余奥氏体、粗大渗碳体中的一种或两种以上形成的显微组织。为了得到对应于热浸镀锌钢板的用途的特性，母材钢板可以适当地选择各相、各组织的体积分率的细节、组织尺寸、配置。

“残余奥氏体”

残余奥氏体是大幅提高强度-延展性平衡的组织。当母材钢板的从表面起以1/4厚为中心的1/8厚～3/8厚的范围中的残余奥氏体的体积分率低于1％时，提高强度-延展性平衡的效果小。因此，使残余奥氏体的体积分率为1％以上。为了提高强度-延展性平衡，残余奥氏体的体积分率优选设定为3％以上，更优选设定为5％以上。另一方面，为了得到大量的残余奥氏体，需要大幅增加要添加的c量，其结果是有可能由于大量的c而明显损害焊接性。因此，优选使残余奥氏体的体积分率为25％以下。另外，残余奥氏体伴随变形而相变为硬质的马氏体，该马氏体作为破坏起点起作用，从而拉伸凸缘性劣化。由此，残余奥氏体的体积分率更优选设定为20％以下。

本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的母材钢板所含的各组织的体积分率例如可以通过以下所示的方法来测定。

本实施方式的热浸镀锌钢板的母材钢板组织所含的铁素体、贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体、初生马氏体(freshmartensite)、珠光体和粗大渗碳体的体积分率通过以下所示的方法来计算。以母材钢板的与轧制方向平行的板厚截面为观测面的方式，采集试样。对试样的观测面进行抛光，进行硝酸乙醇蚀刻。以场致发射型扫描型电子显微镜(fe-sem：fieldemissionscanningelectronmicroscope)对观测面的以板厚的1/4为中心的1/8厚～3/8厚的范围进行观测来测定面积分率，以其视为体积分率。

本实施方式的热浸镀锌钢板的母材钢板组织所含的残余奥氏体的体积分率通过x线衍射法来评价。在板厚的从表面起1/8厚～3/8厚的范围，将与板面平行的面精加工为镜面，通过x线衍射法来测定fcc铁的面积分率，以其作为残余奥氏体的体积分率。

另外，在本实施方式的热浸镀锌钢板中，母材钢板的板厚没有特别限定，从热浸镀锌钢板的平坦性、冷却时的控制性的观点考虑，母材钢板的板厚优选为0.6mm以上且低于5.0mm的范围。

(热浸镀锌钢板的制造方法)

接着，对制造本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的方法进行详细说明。

本实施方式的镀覆钢板的制造方法包括退火工序、镀覆工序和镀覆后冷却工序。退火工序以使600～750℃之间的平均加热速度为1.0℃/秒以上的方式将母材钢板加热到750℃以上为止。就镀覆工序来说，在使镀浴温度为450～470℃、使镀浴进入时的钢板温度为440～480℃、使镀浴中的有效al量为0.050～0.180质量％的条件下将母材钢板浸渍于镀锌浴，对钢板表面实施热浸镀锌来形成镀层。就镀覆后冷却工序来说，在镀覆工序后，到350℃为止的冷却过程满足后述的下述式(1)。

为了制造本发明的实施方式的热浸镀锌钢板，首先制造母材钢板。

母材钢板通过下述方式来制造：铸造添加了对应于特性的合金元素的板坯，实施热轧，并实施冷轧。

以下，对各制造工序进行详细说明。

“铸造工序”

首先，铸造供于热轧的板坯。板坯的化学成分(组成)优选为上述的成分。供于热轧的板坯可以使用连续铸造板坯、通过板坯连铸机(thinslabcaster)等制得的板坯。

“热轧工序”

在热轧工序中，为了抑制由铸造而造成的晶体取向的各向异性，优选使板坯的加热温度为1080℃以上。板坯的加热温度更优选设定为1150℃以上。另一方面，板坯的加热温度的上限没有特别限定。为了超过1300℃来加热板坯，需要投入大量的能量，导致制造成本的大幅增加。由此，板坯的加热温度优选设定为1300℃以下。

在将板坯加热之后，进行热轧。当热轧的结束温度(轧制结束温度)低于850℃时，轧制反作用力提高，难以稳定地得到指定的板厚。因此，热轧的结束温度优选设定为850℃以上，更优选设定为870℃以上。另一方面，为了使热轧的结束温度超过980℃，在从结束板坯的加热到结束热轧为止的工序中需要加热钢板的装置，需要高成本。因此，优选使热轧的结束温度为980℃以下，更优选使之为960℃以下。

接着，将热轧之后的热轧钢板卷取成卷。其中，从热轧到卷取为止的冷却过程中的平均冷却速度优选设定为10℃/秒以上。这是为了通过在更低温下进行相变而使热轧钢板的粒径微细、使冷轧和退火后的母材钢板的有效晶体粒径微细。

热轧钢板的卷取温度优选设定为350℃～750℃。这是为了使珠光体和/或长径为1μm以上的粗大渗碳体分散并生成在热轧钢板的显微组织中、使由冷轧导入的应变局部化、在退火工序中逆相变成各种晶体取向的奥氏体。由此，使退火后的母材钢板的有效晶粒微细化。在卷取温度低于350℃的情况下，有时无法生成珠光体和/或粗大渗碳体，从而不优选。另外，为了降低热轧钢板的强度而容易地进行冷轧，更优选将卷取温度提高到450℃以上。另一方面，在卷取温度超过750℃的情况下，珠光体和铁素体分别在轧制方向上生成为长带状，存在由铁素体部分在冷轧和退火后生成的母材钢板的有效晶粒成为向轧制方向伸长了的粗大晶粒的倾向，从而不优选。另外，为了使退火后的母材钢板的有效晶粒粒径微细，更优选将卷取温度降低到680℃以下。

接着，对这样制得的热轧钢板进行酸洗。酸洗由于是去除热轧钢板的表面的氧化物，因此对提高母材钢板的镀覆性来说是重要的。酸洗可以为一次，也可以分为多次来进行。

“冷轧工序”

接着，对酸洗后的热轧钢板进行冷轧，由此得到冷轧钢板。

就冷轧来说，当压下率的总计超过85％时，失去钢板的延展性，钢板在冷轧中会断裂的危险性提高。因此，优选使压下率的总计为85％以下。从该观点考虑，压下率的总计更优选设定为75％以下，进一步优选设定为70％以下。冷轧工序中的压下率的总计的下限没有特别限定。在压下率的总计低于0.05％时，母材钢板的形状变得不均质，镀覆不会均匀地附着而使外观受损。因此，优选设定为0.05％以上，更优选设定为0.10％以上。此外，冷轧优选以多个道次来进行，冷轧的道次数、各道次的压下率分配没有限制。

另外，在冷轧中的压下率的总计超过10％且低于20％的范围，重结晶在其后的退火工序中有时不会充分地进行，由于包含大量的位错而失去了延展性的粗大晶粒残留在表层附近，弯曲性、耐疲劳特性劣化。为了避免这样，有效的是：使压下率的总计变小，使对晶粒的位错积累轻微，由此残留晶粒的延展性。或者，有效的是：使压下率的总计变大，在退火工序中使重结晶充分地进行，使加工组织为在内部位错积累少的重结晶粒。从使对晶粒的位错积累轻微的观点考虑，冷轧工序中的压下率的总计优选设定为10％以下，更优选设定为5.0％以下。另一方面，为了使退火工序中的重结晶充分地进行，优选使压下率的总计为20％以上，更优选使之为30％以上。

“退火工序”

在本发明的实施方式中，对冷轧钢板实施退火。在本发明的实施方式中，优选使用具有预热带、还原带和镀覆带的连续退火镀覆作业线。而且，优选一边进行退火工序一边使之通过预热带和还原带，至到达镀覆带为止结束退火工序，在镀覆带中进行镀覆工序。

如上所述，在退火工序和镀覆工序中使用了连续退火镀覆作业线的情况下，例如优选使用以下所示的方法。

退火工序中的加热速度通过预热带中的处理时间而与钢板表层部中的脱碳的发展有关系。当退火工序中的加热速度慢时，由于在预热带中的氧化气氛下暴露长时间，因此钢板表层部处的脱碳发展。另外，当加热速度过慢时，有时钢板的氧化发展，在钢板内部生成粗大氧化物。特别是，600～750℃中的加热速度是重要的，为了避免钢板表层部的过度脱碳和氧化而使这期间的平均加热速度为1.0℃/秒以上。为了避免钢板表层部的脱碳，600～750℃之间的平均加热速度优选设定为1.5℃/秒以上，更优选设定为2.0℃/秒以上。为了确保预热带中的处理时间来促进ζ相的生成，600～750℃中的平均加热速度优选设定为50℃/秒以下。当平均加热速度为50℃/秒以下时，可以得到镀层与母材钢板的全界面之中的ζ相与母材钢板的界面所占的比例更大的镀层。为了充分地促进ζ相的生成，平均加热速度更优选为10℃/秒以下。

在预热带中，进行用于在钢板表层部形成适当厚度的fe氧化被膜的氧化处理。此时，在用于预热燃烧器的空气和燃料气体的混合气体中，在以下所示的空气比被设定为0.7以上的预热带中一边以400～800℃的钢板温度加热一边使钢板通过。

“空气比”是指单位体积的混合气体所含的空气的体积与用于使单位体积的混合气体所含的燃料气体完全燃烧而理论上需要的空气的体积之比，由下述式表示。

空气比＝[单位体积的混合气体所含的空气的体积(m³)]/[用于使单位体积的混合气体所含的燃料气体完全燃烧而理论上需要的空气的体积(m³)]}

在本实施方式中，对通过预热带的母材钢板在上述的条件下进行预热，由此在母材钢板的表层形成0.01～5.0μm的fe氧化被膜。生成于钢板表层部的fe氧化被膜(氧化物)在还原带中被还原，成为镀覆密合性优异的表面。

在上述的空气比超过1.2而过大的情况下，在钢板表层部生成过剩的fe氧化被膜，还原后的脱碳层肥大化。因此，上述的空气比优选为1.2以下，更优选为1.1以下。在上述空气比小于0.7而过小的情况下，得不到规定的氧化物。因此，上述空气比设定为0.7以上，优选设定为0.8以上。

另外，当使钢板通过预热带的钢板温度低于400℃时，无法形成足够的氧化被膜。因此，使钢板通过预热带的钢板温度(预热结束温度)设定为400℃以上，优选设定为600℃以上。另一方面，当使钢板通过预热带的钢板温度为超过800℃的高温时，在下一个还原带中无法还原，粗大的含有si和/或mn的氧化物生成于钢板表面。由于氧化被膜过度生长，因此难以使脱炭层的厚度收在规定范围。因此，使钢板通过预热带的钢板温度设定为800℃以下，优选设定为750℃以下。

退火工序中的最高加热温度是用于将与钢板的成型性相关的显微组织的分率控制为规定范围的重要因子。当最高加热温度低时，在钢中粗大铁系碳化物未融化残留，成型性劣化。为了使铁系碳化物充分地固溶并提高成型性，最高加热温度设定为750℃以上。特别是，为了得到残余奥氏体，最高加热温度需要设定为(ac1+50)℃以上。最高加热温度的上限没有特别限定；从镀覆密合性的观点考虑，为了使母材钢板表面的氧化物变少而优选设定为950℃以下，更优选设定为900℃以下。

钢板的ac1点分别为奥氏体逆相变的开始点。具体来说，ac1点是通过下述方式得到的：从热轧后的钢板切出小片，以10℃/秒加热到1200℃，对其间的体积膨张进行测定。

退火工序中的最高加热温度(750℃以上)是在还原带中达到的。在该还原带中，将生成于预热带的钢板表面的薄的fe氧化被膜还原，提高镀覆密合性。因此，在还原带的气氛中，水蒸气分压p(h2o)与氢分压p(h2)的比、p(h2o)/p(h2)设定为0.0001～2.00。当p(h2o)/p(h2)低于0.0001时，会导致成为镀覆剥离起点的si和/或mn氧化物形成在最外表面层。另一方面，当p(h2o)/p(h2)超过2.00时，钢板表层处的微细化过度发展，镀层的合金化过度发展，镀覆密合性劣化。此外，当p(h2o)/p(h2)超过3.00时，脱碳过度发展，从而母材钢板表层的硬质相明显减少。由于以上的观点，p(h2o)/p(h2)优选设定为0.002～1.50的范围，更优选设定为0.005～1.20的范围。

如上所述，当还原带中的p(h2o)/p(h2)为0.0001～2.00时，成为镀覆剥离起点的si和/或mn氧化物不形成在最外表面层，在钢板表层的内部形成最大直径为0.01～0.4μm的si和/或mn的微细氧化物。si和/或mn的微细氧化物抑制退火中的fe重结晶的生长。另外，由于还原气氛中的水蒸气使母材表层脱碳，因此退火后的母材表层成为铁素体。其结果是，在退火后的母材的表层形成平均厚度为0.1～5.0μm、铁素体相的平均粒径为0.1～3.0μm、最大直径为0.01～0.4μm的含有si和/或mn的氧化物的微细化层。

就退火工序之中的从达到最高加热温度后到镀浴为止的镀覆前的冷却(镀覆前冷却工序)中的制造条件来说，其可以没有特别限定地发挥本发明的效果。另一方面，为了得到残余奥氏体，需要抑制珠光体和渗碳体的生成，因此在镀覆前冷却工序中优选使从750℃到700℃为止的平均冷却速度为1.0℃/秒以上，并优选再使从700℃到500℃为止的平均冷却速度为5.0℃/秒以上。不特别设定平均冷却速度的上限，但要得到过大的平均冷却速度需要特殊的冷却设备或不干扰镀覆工序的致冷剂，因此不优选。从该观点考虑，上述温度区域中的平均冷却速度优选设定为100℃/秒以下，更优选设定为70℃/秒以下。

接着镀覆前冷却工序，为了得到回火马氏体，也可以在从钢板温度达到500℃后到镀浴为止的期间使钢板在规定的温度区域停留一定时间作为马氏体相变处理。马氏体相变处理温度以马氏体相变开始温度ms点为上限，更优选使上限为(ms点-20℃)。马氏体相变处理优选以50℃为下限，更优选使下限为100℃。另外，马氏体相变处理时间优选设定为1秒～100秒，更优选设定为10秒～60秒。此外，由马氏体相变处理得到的马氏体在镀覆工序中浸入高温的镀浴而变为回火马氏体。

此外，ms点由下式来计算。

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

在上述式中，vf表示铁素体的体积分率，c、si、mn、cr、ni、al为各个元素的添加量[质量％]。

此外，制造中难以直接测定铁素体的体积分率。因此，就本发明来说，在确定ms点时，切出在连续退火作业线中使钢板通过前的冷轧钢板的小片，以与在连续退火作业线中使钢板通过时相同的温度履历对该小片进行退火，并测定小片的铁素体的体积变化，以使用该结果来算出的数值为铁素体的体积分率vf。

进而，在镀覆前冷却工序之后，也可以为了得到残余奥氏体而使钢板在250℃～500℃的温度区域停留一定时间作为贝氏体相变处理。当贝氏体相变处理温度超过500℃时，珠光体和/或粗大渗碳体的生成发展，得不到残余奥氏体。因此，贝氏体相变处理温度优选设定为500℃以下。为了促进伴随贝氏体相变的碳向奥氏体的浓缩，贝氏体相变处理温度优选设定为485℃以下，更优选设定为470℃以下。另一方面，当贝氏体相变处理温度低于250℃时，贝氏体相变不会充分地进行，得不到残余奥氏体。因此，贝氏体相变处理温度优选设定为250℃以上。为了使贝氏体相变有效地进行，贝氏体相变处理温度优选设定为300℃以上，更优选设定为340℃以上。

另外，为了充分地进行贝氏体相变而得到残余奥氏体，贝氏体相变处理时间优选设定为15秒以上，更优选设定为25秒以上。另外，为了抑制珠光体和/或粗大渗碳体的生成，贝氏体相变处理时间优选设定为500秒以下，更优选设定为300秒以下。

此外，在镀覆前冷却工序后进行贝氏体相变处理和马氏体相变处理这两者的情况下，施工顺序设定为在贝氏体相变处理前进行马氏体相变处理。

“镀覆工序”

接着，将这样得到的母材钢板浸渍在镀浴中。

镀浴以锌为主体，并具有作为从镀浴中的总al量减去总fe量而得到的值的有效al量为0.050～0.180质量％的组成。当镀浴中的有效al量低于0.050％时，fe向镀层中的侵入过度进行，镀覆密合性受损，因此需要设定为0.050％以上。从该观点考虑，镀浴中的有效al量优选为0.065％以上，更优选为0.070％以上。另一方面，当镀浴中的有效al量超过0.180％时，在母材钢板与镀层的边界会生成al系氧化物，该边界处的fe和zn原子的移动受到妨碍，ζ相的生成得到抑制，镀覆密合性明显受损。从该观点考虑，镀浴中的有效al量需要设定为0.180％以下，优选设定为0.150％以下，更优选设定为0.135％以下。

镀浴可以混入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中的一种或两种以上的元素，根据各元素的含量也有热浸镀锌层的耐蚀性、加工性得到改善等优选的情况。

另外，镀浴的温度设定为450℃～470℃。当镀浴温度低于450℃时，镀浴的粘度过分升高，难以控制镀层的厚度，损害热浸镀锌钢板的外观。因此，镀浴的温度设定为450℃以上，优选设定为455℃以上。另一方面，当镀浴温度超过470℃时，产生大量的烟雾，难以安全地制造。因此，镀浴温度设定为470℃以下，优选设定为465℃以下。

另外，在母材钢板进入镀浴时的钢板温度低于440℃的情况下，为了使镀浴温度稳定在450℃以上，产生对镀浴赋予大量的热量的需要，因此实用上是不合适的。另一方面，在母材钢板进入镀浴时的钢板温度超过480℃的情况下，为了使镀浴温度稳定在470℃以下，需要导入从镀浴移除大量的热量的设备，在制造成本方面是不合适的。因此，为了使镀浴的浴温稳定，使母材钢板进入镀浴时的温度为440℃～480℃。另外，为了合适地控制ζ相的生成行为，母材钢板进入镀浴时的温度更优选限制为450℃～470℃。

镀浴的温度优选稳定在450～470℃的范围内的温度。当镀浴的温度不稳定时，镀层中的ζ相不均匀，导致镀层的外观和密合性不均匀。为了使镀浴的温度稳定，优选使进入镀浴时的钢板温度与镀浴的温度基本一致。具体来说，从实际制造设备的温度控制性的极限考虑，优选使进入镀浴时的钢板温度为镀浴温度±4℃以内，更优选使之为镀浴温度±2℃以内。

此外，在镀浴浸渍后，为了设定为适当的镀覆附着量而优选对钢板表面吹拂以氮为主体的高压气体，将表层的过剩锌除去。

“镀覆后冷却工序”

在镀浴工序后，在达到室温为止的镀覆后冷却工序中以到350℃为止的冷却过程满足下述式(1)的方式对冷却处理进行控制。由此，可以在镀层中得到适量的ζ相。

此外，式(1)中的t(t)[℃]为钢板温度，t[秒]为以钢板从镀浴出来的时刻为起点的经过时间，t¹[秒]为以钢板从镀浴出来的时刻为起点的钢板温度达到350℃为止的经过时间，w^*al[质量％]为镀浴中的有效al量。另外，ε、θ和μ为常数项，分别为2.62×10⁷、9.13×10³、1.0×10^-1。

上述式(1)是与ζ相的生成行为有关系的式子，上述式(1)的值越大则表示镀层中的ζ相的生成越发展。钢板温度越高、处理时间越长则上述式(1)的值越大。另外，当镀浴中的有效al量增大时，上述式(1)的值变小，ζ相的生成受到妨碍。此外，在钢板温度为350℃以下的温度范围，几乎不进行fe原子从母材钢板向镀层的扩散，ζ相的生成基本停止。因此，上述式(1)是在钢板温度为350℃以上的范围计算的。

在浸渍到镀浴后的镀覆后冷却工序中，当上述式(1)的值低于0.40时，在镀层中得不到足够的ζ相，会损害镀覆密合性。当上述式(1)的值为0.40以上时，ζ相的生成得到充分地促进，从而在热浸镀锌层与母材钢板的全界面之中的上述ζ相与母材钢板的界面所占的比例为20％以上。另外，当上述式(1)的值为0.40以上时，ζ相与母材钢板的界面之中的存在粗大氧化物的ζ晶粒与母材钢板所成的界面的比例为50％以下。因此，为了得到足够的镀覆密合性，需要以上述式(1)的值为0.40以上的方式来控制冷却处理。为了进一步提高镀覆密合性，优选以上述式(1)的值为0.50以上的方式实施冷却处理，更优选设定为0.60以上。另一方面，当冷却处理中的上述式(1)的值过大时，镀层的合金化发展，镀层中的fe含量变得过大，镀覆密合性受损。从该观点考虑，需要以上述式(1)的值为2.20以下的方式来控制冷却处理。为了提高镀覆密合性，冷却处理优选以上述式(1)的值为2.00以下的方式来控制，更优选以之为1.80以下的方式来控制。

这里，当从镀浴取出之后使钢板的温度上升时，上述式(1)的值明显增大而镀覆密合性劣化。另外，钢板的显微组织变质，得不到规定的残余奥氏体而强度降低。此外，有可能生成粗大碳化物而使成型性劣化。因此，从镀浴取出之后的钢板温度不能超过在镀浴浸渍前的钢板温度和镀浴温度之中的较高一者的温度。

另一方面，当如在常规的热浸镀锌钢板的制造方法中所能够看见的那样在浸渍于镀浴之后实施骤冷时，上述式(1)的值会明显变小。其结果是，得不到足够的ζ相，镀覆密合性会劣化。为了使上述式(1)的值保持在规定范围中，例如可以在从镀浴取出之后进行一定时间的等温保持处理，然后进行骤冷。

此外，只要上述式(1)的值保持在规定范围就行，可以进行其他任意的温度控制。即，只要是使上述式(1)的值在本发明的范围内的温度控制就行，可以采用任意的冷却控制方式。例如，可以是在上述等温保持处理后进行骤冷的冷却方式，也可以是进行基本恒速的缓慢冷却的冷却方式。

另外，通过满足上述式(1)的冷却处理，在镀层中得到足够量的ζ相，然后为了得到残余奥氏体而可以进行在250℃～350℃的温度范围实施15秒～500秒以下的停留的贝氏体相变处理。当贝氏体相变处理温度低于250℃时，生成马氏体而无法充分得到残余奥氏体。因此，贝氏体相变处理温度优选设定为250℃以上，更优选设定为300℃以上。而当贝氏体相变处理温度超过350℃时，fe原子从母材钢板向镀层的扩散过度进行，镀覆密合性劣化。因此，贝氏体相变处理温度优选设定为350℃以下，更优选设定为340℃以下。

当贝氏体相变处理时间为15秒以上时，能够充分得到进行贝氏体相变处理的效果。贝氏体相变处理时间更优选为25秒以上。当贝氏体相变处理时间为500秒以下时，能够有效地进行贝氏体相变处理。贝氏体相变处理时间更优选为300秒以下。

此外，为了使残余奥氏体更加稳定化，可以在冷却到250℃以下为止之后实施再加热处理。再加热处理的处理温度和处理时间可以根据作为目标的特性来适当设定。不过，当再加热处理温度低于250℃时，得不到足够的效果。因此，再加热处理温度优选设定为250℃以上，更优选设定为280℃以上。当再加热处理温度超过350℃时，fe原子从母材钢板向镀层的扩散过度进行，镀覆密合性劣化。因此，再加热处理温度优选设定为350℃以下，更优选设定为340℃以下。

另外，当再加热处理时间超过1000秒时，处理效果饱和，因此处理时间优选设定为1000秒以下。

可以通过以上进行了说明的制造方法来制造本实施方式的热浸镀锌钢板，但本发明不限于上述实施方式。

例如，上述的实施方式的制造方法是列举在镀覆工序后进行到350℃为止的冷却过程满足上述式(1)的“镀覆后冷却工序”的情况为例进行了说明，但镀覆后冷却工序也可以是到350℃为止的冷却过程不满足上述式(1)。此时，为了制造与到350℃为止的冷却过程满足上述式(1)的情况相同的热浸镀锌钢板，需要适当控制镀浴浸渍时间。

这是因为，通过使镀浴浸渍时间变长，镀浴中的ζ相的生成得到促进，并且存在于形成镀层的母材钢板的表面的si和/或mn氧化物与镀浴中的al的反应得到促进。通过上述氧化物与镀浴中的al的反应，存在于母材钢板的表面的上述氧化物的一部分被还原，存在于母材钢板的表面的si和/或mn氧化物的数和量降低。

为了通过使镀浴浸渍时间变长来得到上述效果，需要使镀浴浸渍时间为3秒以上，优选使之为5秒以上，更优选使之为7秒以上，进一步优选使之为10秒以上。通过使镀浴浸渍时间为10秒以上，可以得到与进行了到350℃为止的冷却过程满足上述式(1)的“镀覆后冷却工序”的情况相同的热浸镀锌钢板。其结果是，可以得到热浸镀锌层与母材钢板的全界面之中的ζ相与母材钢板的界面所占的比例为20％以上、ζ相与母材钢板的界面之中的存在粗大氧化物的ζ晶粒与母材钢板所成的界面的比例为50％以下的镀层。

当制造热浸镀锌钢板时，在使用使镀浴浸渍时间为10秒以上的方法的情况下，镀覆后冷却工序也可以到350℃为止的冷却过程不满足上述式(1)。因此，就算是难以实行上述的“镀覆后冷却工序”的热浸镀锌钢板的制造作业线，也能够容易地制造本实施方式的热浸镀锌钢板。

镀浴浸渍时间根据镀浴中的al含量等来适当确定。为了确保良好的生产率，镀浴浸渍时间优选为20秒以下，更优选为15秒以下。

例如，在本发明的实施方式中，可以给由上述方法得到的热浸镀锌钢板的镀锌层表面赋予由磷氧化物和/或包含磷的复合氧化物形成的皮膜。

由磷氧化物和/或包含磷的复合氧化物形成的皮膜在加工热浸镀锌钢板时能够作为润滑剂起作用，能够保护形成在母材钢板表面的镀锌层。

此外，在本实施方式中，对冷却到室温的热浸镀锌钢板，也可以为了形状矫正而以3.00％以下的压下率来实施冷轧。

另外，上述的本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的制造方法优选适用于制造母材钢板的板厚为0.6mm以上且低于5.0mm的热浸镀锌钢板。在母材钢板的板厚低于0.6mm的情况下，有时难以将母材钢板的形状保持为平坦，并不是适当的。另外，在母材钢板的板厚为5.0mm以上的情况下，难以控制退火工序和镀覆工序中的冷却。

实施例

对于本发明的实施例进行说明。此外，本实施例中的条件是用于确认本发明的可实施性和效果而采用的一个条件例。本发明不限于该一个条件例。本发明只要在不脱离本发明的主旨的情况下达成本发明的目的就行，可以采用各种条件。

“实施例1”

铸造具有表1～4所示的a～bj的化学成分(组成)的板坯，以表5、6、17所示的热轧工序条件(板坯加热温度、轧制结束温度)来进行热轧，以表5、6、17所示的热轧工序条件(从热轧结束到卷取为止的平均冷却速度、卷取温度)来进行冷却，得到热轧钢板。

然后，对热轧钢板实施酸洗，并实施表5、6、17所示的冷轧工序条件(压下率)的冷轧，得到冷轧钢板。

接着，对所得到的冷轧钢板以表7～9、18所示的退火工序中的加热工序条件(预热带中的空气比、预热带中的预热结束温度、还原带气氛中的h2o与h2的分压比(p(h2o)/p(h2)、600～750℃的温度区域中的平均加热速度、最高加热温度tm)来实施退火。此外，实验例1～96的预热结束温度设定为645～718℃的范围。

然后，以表7～9、18所示的镀覆前冷却工序条件(冷却速度1(750～700℃的温度区域中的平均冷却速度)、冷却速度2(700～500℃的温度区域中的平均冷却速度)、贝氏体相变处理1条件(处理温度、处理时间)、马氏体相变处理(处理温度、处理时间))来实施冷却处理。此外，对于未实施贝氏体相变处理1、马氏体相变处理的钢板来说，该处理的条件栏为空栏。

接着，以表10～12、19所示的镀覆工序条件(有效al量、镀浴温度(浴温)、钢板的进入温度、浸渍时间)浸渍在镀锌浴中，实施镀覆。

镀覆工序后，以表10～12、19所示的镀覆后冷却工序条件(式(1)、贝氏体相变处理2条件(处理温度、处理时间)、再加热处理条件(处理温度、处理时间))来实施冷却处理。此外，对于没有实施贝氏体相变处理2、再加热处理的钢板来说，该处理的条件栏为空栏。

此外，以表10～12、19所示的条件(压下率)来实施冷轧，得到实验例1～103的镀覆钢板(不过，在一部分实验例中也有中断实验的情况)。

在所得到的镀覆钢板(实验例1～103)中，进行母材钢板的显微组织和镀层的观测。表13、14、20示出母材钢板的显微组织和镀层的观测结果。

首先，从镀覆钢板以母材钢板的与轧制方向平行的板厚截面为观测面的方式来采集试样。对于试样的观测面，通过场致发射型扫描型电子显微镜(fe-sem)进行组织观测并通过ebsd法进行高分辨率晶体取向解析，对以板厚的1/4为中心的1/8厚～3/8厚的范围中的显微组织进行观测，对构成组织进行鉴定。在表13、14、20中，分别是f表示观测到粒状铁素体，wf表示观测到针状铁素体，nrf表示观测到未重结晶铁素体，p表示观测到珠光体，θ表示观测到粗大渗碳体，bf表示观测到贝氏体铁素体，b表示观测到贝氏体，m表示观测到马氏体，tm表示观测到回火马氏体，γ表示观测到残余奥氏体。

另外，从镀覆钢板采集25mm×25mm的小片作为试验片。在试验片的板厚的从表面起1/8厚～3/8厚的范围，将与板面平行的面精加工为镜面，通过x射线衍射法对残余奥氏体的体积分率(γ分率)进行了测定。

进而，从镀覆钢板，以母材钢板的与轧制方向平行的板厚截面为观测面的方式来采集试样。对于试样的观测面，通过场致发射型扫描型电子显微镜(fe-sem)进行观测，对镀层与母材钢板的界面进行观测。由该结果通过上述方法求出ζ相与母材钢板的界面在镀层与母材钢板的界面全体所占的比例(边界面占有率)、δ1相与母材钢板的界面在镀层与母材钢板的界面全体所占的比例(边界面占有率)、ζ相与母材钢板的全界面之中的存在粗大氧化物的ζ晶粒与母材钢板所成的界面的比例(存在氧化物的边界面的比例)。

镀层的附着量通过下述方式求出：使用加入抑制剂的盐酸来熔融镀层，比较熔融前后的重量。

此外，从镀覆钢板，以母材钢板的与轧制方向平行的板厚截面为观测面的方式来采集试样，使用上述测定方法来求出与母材钢板和热浸镀锌层的界面直接接触的微细化层的平均厚度(微细化层的平均厚度)、微细化层内的铁素体相的平均粒径(铁素体相的平均粒径)和微细化层中的si和mn中的一种或两种以上的氧化物的最大直径(氧化物的最大直径)。将其结果表示在表13、14、20中。

接着，为了调查镀覆钢板的特性，进行抗拉试验、扩孔试验、弯曲试验、密合性评价试验、点焊试验、腐蚀试验、碎裂性试验(chippingpropertytest)、粉化性试验。表15、16、21示出各实验例中的特性。

就抗拉试验来说，由镀覆钢板制作jisz2201所述的5号试验片，并根据jisz2241所述的方法来进行，求出屈服强度ys、抗拉最大强度ts、总伸长率el。此外，抗拉特性是将抗拉最大强度ts为420mpa以上的情况评价为良好。

扩孔试验根据jisz2256所述的方法来进行。成型性之中的延展性(总伸长率)el和扩孔性λ伴随抗拉最大强度ts而变化，在满足下述式(3)的情况下将强度、延展性和扩孔性设定为良好。

ts^1.5×el×λ^0.5≥2.5×10⁶式(3)

就镀覆密合性来说，对赋予了5％的单轴抗拉应变的镀覆钢板实施了杜邦冲击试验。对冲击试验后的镀覆钢板粘贴粘接带，之后剥离，将镀覆未剥离的情况作为合格(○)，将镀覆发生了剥离的情况作为不合格(×)。杜邦冲击试验是使用使前端的曲率半径为1/2英寸的冲压模具并使3kg的锤从1m的高度落下来进行的。

点焊性通过进行连续打点试验来评价。在熔融部的直径为板厚的平方根的5.3～5.7倍的焊接条件下，连续地进行1000次点焊，以第1点d1和第1000点d1000对熔融部的直径进行比较，将d1000/d1为0.90以上的情况作为合格(○)，将低于0.90的情况作为不合格(×)。

耐蚀性的评价使用了将镀覆钢板切成150×70mm的试验片。对试验片实施磷酸锌系浸渍型化学转化处理，接着实施阳离子电沉积涂装20μm，再实施中涂35μm、上涂35μm，然后将背面和端部以绝缘带来密封。在耐蚀性试验中，使用了以sst6小时→干燥4小时→湿润4小时→冷冻4小时为一个循环的cct。涂装后耐蚀性的评价是对涂装面用切割刀实施直达母材钢板的十字切割，测定cct60个循环后的膨胀宽度。将膨胀宽度为3.0mm以下的情况作为合格(○)，将超过3.0mm的情况作为不合格(×)。

碎裂性(chippingproperty)通过使用将镀覆钢板切成70mm×150mm的试验片来评价。首先，对试验片进行汽车用的脱脂、化学转化皮膜的形成、三涂层涂装各工序。然后，在将试验片冷却保持为-20℃的状态下，以2kgf/cm²的气压垂直施加碎石(0.3～0.5g)10个。碎石的施加对各试验片反复实施各五次。然后，对于各试验片观测总计50个碎裂痕(chippingscar)，根据其剥离界面的位置按照以下的基准来评价。剥离界面比镀层靠上(镀层-化学转化皮膜的界面或电沉积涂装-中涂涂装的界面)的情况为(○)，镀层-基底金属处的界面剥离哪怕是一个的情况都为(×)。

粉化性是为了评价镀层的加工性而使用v弯曲加工(jisz2248)来评价的。将镀覆钢板切割成50×90mm，以1r-90°v字型模具压制来形成成型体，制作试验体。在各试验体的谷部，实施了胶带剥离。具体来说，在试验体的弯曲加工部上按压宽度为24mm的透明胶带并剥离，以目测来判断透明胶带的长度为90mm的部分。评价基准如下。镀层的剥离相对于加工部面积低于5％情况为(○)，镀层的剥离相对于加工部面积超过5％的情况为(×)。

表1

表2

表5

表6

表7

表8

表9

表10

表11

表12

表13

表14

表15

表16

表17

实验例87是c含量小、硬质相的体积分率小而没有得到足够的抗拉强度、ts1.5×el×λ0.5发生了降低的例子。

实验例88是c含量大而点焊性和成型性发生了劣化、ts^1.5×el×λ^0.5发生了降低的例子。

实验例89是si含量大、在铸造工序中板坯在冷却中破裂而中断了实验的例子。

实验例90是mn含量小、在退火工序和镀覆工序中生成大量的珠光体和粗大渗碳体而没有充分得到钢板的抗拉强度和成型性、ts^1.5×el×λ^0.5发生了降低的例子。

实验例91是mn含量大、在热轧工序中板坯在加热中破裂而中断了实验的例子。

实验例92是p含量大、在热轧工序中板坯在加热中破裂而中断了实验的例子。

实验例93是s含量大、生成了大量的粗大硫化物而延展性和扩孔性耐疲劳特性发生了劣化、ts^1.5×el×λ^0.5发生了降低的例子。

实验例94是al含量大、在铸造工序中板坯在冷却中破裂而中断了实验的例子。

实验例95是n含量大、生成了大量的粗大氮化物而延展性和扩孔性发生了劣化、ts^1.5×el×λ^0.5发生了降低的例子。

实验例96是o含量大、生成了大量的粗大氧化物而延展性和扩孔性发生了劣化、ts^1.5×el×λ^0.5发生了降低的例子。

实验例6是未对热轧钢板实施冷轧的例子，其是板的平坦度差、未进行退火处理而中止了实验的例子。

实验例35是冷轧中的压下率过大、钢板断裂而中止了实验的例子。

实验例33是退火工序中的加热速度小、母材钢板中的氧化物的生长过度进行、在母材钢板的表面产生了作为破坏起点的粗大氧化物而镀覆密合性和粉化发生了劣化的例子。

实验例c99是预热结束温度高、在镀覆前的钢板表面生成了大量包含si和mn的粗大氧化物而存在粗大氧化物的ζ晶粒与母材钢板所成的界面相对于ζ相与母材钢板的全界面超过了50％的例子，镀覆密合性差。

实验例9是退火工序的余热带中的空气比小、ζ相的边界面占有率低、在钢板的一部分产生未镀覆而外观、镀覆密合性和耐蚀性发生了劣化的例子。

实验例43是退火工序的余热带中的空气比大、钢板表面中的脱碳过度进行而微细化层的平均厚度变厚、ts^1.5×el×λ^0.5发生了降低、没有得到足够的特性的例子。

实验例83是退火工序的还原带中的水蒸气分压p(h2o)与氢分压p(h2)之比p(h2o)/p(h2)小、表层的粒径未微细化、在镀层中ζ相的生成未进行而镀覆密合性发生了劣化的例子。实验例83未形成微细化层，母材钢板的表面中的铁素体相的平均粒径为3.6μm，在从表面到深度为0.5μm为止的范围中的钢板内部的氧化物的最大直径低于0.01μm。

实验例40是退火工序的还原带中的水蒸气分压p(h2o)与氢分压p(h2)之比p(h2o)/p(h2)大、母材钢板的表层的微细化层过度变厚、镀层的合金化过度进行而镀覆密合性、粉化性和碎裂性发生了劣化的例子。

实验例66是镀覆工序的镀浴中的有效al量过小、式1的值过大、镀层中的fe％过度升高而没有得到足够的镀覆密合性的例子。

实验例77是镀覆工序的镀浴中的有效al量过大、式1的值过小、在镀层与母材钢板的界面未充分生成δ相而没有得到足够的镀覆密合性的例子。

实验例3是镀覆工序中的式1的值过小、在镀层与母材钢板的界面未充分生成δ相而没有得到足够的镀覆密合性的例子。

实验例26是镀覆工序中的式1的值过大、镀层中的fe％过度升高而没有得到足够的镀覆密合性的例子。

实验例68是在刚镀浴浸渍之后就实施了再加热的例子，其是镀层中的fe％过度升高而没有得到足够的镀覆密合性的例子。

除了上述以外的实验例是得到了强度、延展性、扩孔性、镀覆密合性优异的高强度热浸镀锌钢板的例子。

特别是，实验例1、2、4、5、7、10、12～15、17、18、25、27～31、34、36～39、41、42、55、62、65、76、78、82、97、98、100～103是得到了包含残余奥氏体并具有优异的成型性和镀覆密合性的高强度热浸镀锌钢板的例子。

“实施例2”

从由“实施例1”得到的实验例1的镀覆钢板采集试验片。接着，以试验片的母材钢板的与轧制方向平行的板厚截面为观测面，通过离子铣加工进行抛光，并通过场致发射型扫描型电子显微镜(fe-sem)以加速电压为5kv的条件得到背散射电子(bse)像。将其结果表示在图2中。

如图2所示，在实验例1的镀覆钢板形成了包含由ζ相形成的柱状晶的镀层。另外，在实验例1的镀覆钢板的母材钢板形成了与和镀层的界面直接接触的微细化层。如图2所示，实验例1的镀覆钢板的微细化层中包含氧化物(比周围看起来暗的部分)。

“实施例3”

与由“实施例1”得到的实验例1的镀覆钢板同样地制造冷轧钢板，并与实验例1的镀覆钢板同样地进行退火工序，得到退火板。将退火板以表22所示的镀覆工序条件(有效al量、镀浴温度(浴温)、钢板的进入温度、浸渍时间)浸渍到镀锌浴中，并实施镀覆。

镀覆工序后，以表22所示的镀覆后冷却工序条件(式(1))来实施冷却处理。进而，以表22所示的条件(压下率)来实施冷轧，得到实验例104～111的镀覆钢板。

就所得到的镀覆钢板，与“实施例1”同样地对母材钢板的镀层进行了观测。将其结果表示在表22中。

此外，就所得到的镀覆钢板，与“实施例1”同样地对残余奥氏体的体积分率(γ分率)进行了测定。

另外，就所得到的镀覆钢板，与“实施例1”同样地求出镀覆的附着量。将其结果表示在表22中。

此外，就镀覆钢板，与“实施例1”同样地求出微细化层的平均厚度、铁素体相的平均粒径和氧化物的最大直径。将其结果表示在表22中。

另外，就所得到的镀覆钢板，与“实施例1”同样地进行抗拉试验、扩孔试验、弯曲试验、密合性评价试验、点焊试验、腐蚀试验。将其结果表示在表22中。

此外，实验例1的结果也一并表示在表22中。

如表22所示，作为本发明的实施例的实验例105～111具有良好的镀覆密合性，点焊性和耐蚀性也优异。

与此相对，如表22所示，实验例104是镀层与母材钢板的全界面之中的ζ相与母材钢板的界面所占的比例(ζ边界面占有率)低于20％，因此镀覆密合性和点焊性不充分。

以上，对于本发明的各实施方式进行了详细说明，但上述实施方式均只不过是表示了实施本发明时的具体化的例子。本发明不应当被这些实施方式限定性地解释技术范围。即，本发明只要不脱离其技术思想或其主要的特征就可以通过各种形态来实施。

产业上的可利用性

本发明是对镀覆密合性优异的热浸镀锌钢板有效的技术。而且，根据本发明，能够提供成型后的镀覆密合性优异的热浸镀锌钢板。