热浸镀锌钢板的制作方法

本发明涉及延展性、弯曲性、扩孔性及弯曲变形时的镀层附着力优良、且耐连续弯曲疲劳特性优良的高强度热浸镀锌钢板。

背景技术：

对于主要用于汽车的骨架构件的钢板，高强度化的要求在高涨。在这些高强度钢板中，为得到高的强度和优良的成形性，一般添加有助于提高强度的以si及mn所代表的合金元素。可是，以si及mn所代表的合金元素还有使镀层附着力下降的作用。

此外，对于汽车用钢板，由于一般在户外使用，所以通常要求优良的耐蚀性。

可是，在汽车的外板等的用途中，通常通过压力加工对板的周边部实施苛刻的弯曲加工(边弯曲)。此外，不仅汽车外板，而且即使在其它用途中，也多在通过压力加工实施了苛刻的弯曲加工及冲孔加工等后使用。而且，在对以往的热浸镀锌钢板实施苛刻的弯曲加工及冲孔加工等时，在其加工部分，有时镀层从母材钢板剥离。这样如果镀层剥离，则有该处失去耐蚀性，母材钢板早期发生腐蚀及生锈的问题。此外，即使没有达到镀层剥离，如果镀层和母材钢板的附着力丧失，在该部分稍微产生空隙，空气或水分就浸入该空隙中，失去镀层形成的防腐功能。其结果是，与上述同样母材钢板早期发生腐蚀及生锈。

因这样的问题，作为通过实施苛刻的弯曲加工等而使用的高强度钢板，强烈期望具备镀层与母材钢板的附着力优良的热浸镀锌层的涂覆钢板。

为提高镀层的附着力，例如如专利文献1～3所述的那样，提出了通过在钢板的内部生成氧化物，减少成为镀层剥离的原因的基底金属和镀层的界面上的氧化物的方法。但是，在钢板表层生成这样的氧化物时，钢板表层的碳通过与氧相结合而气化。其结果是，因碳从钢板脱离而有时使该碳脱离的区域的强度显著下降。在钢板表层的强度下降时，有强烈依赖于表层部特性的耐疲劳特性劣化，使疲劳强度显著下降的顾虑。

或者，为提高镀层的附着力，在专利文献4中，提出了通过在通常的退火工序前追加实施新的退火工序及酸洗工序，对母材钢板表面进行改质，提高镀层附着力的方法。但是，在专利文献4所述的方法中，对于一般的高强度涂覆钢板的制造方法，因增加工序而在成本方面存在课题。

另外，在专利文献5中，提出了通过从母材钢板的表层部除去碳来提高镀层的附着力的方法。但是，在专利文献5所述的方法中，除去碳的区域的强度显著下降。因此，专利文献5所述的方法，有严重依赖于表层部的特性的耐疲劳特性劣化，疲劳强度显著下降的顾虑。

此外，在专利文献6、7中，提出了将镀层中的mn、al及si量控制在适当的范围，提高了镀层附着力的钢板。在专利文献6、7所述的钢板中，制造时需要高精度地控制镀层中的元素量，作业上的负担大，在成本方面存在课题。

作为提高镀层附着力的方法，在专利文献8中，提出了钢板的显微组织只由铁素体构成的高强度钢板。但是，在专利文献8所述的钢板中，因显微组织只为软质的铁素体而得不到充分高的强度。

这里，广泛使用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。合金化处理是将镀层加热至zn的熔点以上的温度，使大量的fe原子从母材钢板中向镀层中扩散，将镀层形成以zn-fe合金为主体的层的处理。例如，专利文献9、10、11中，提出了镀层附着力优良的合金化热浸镀锌钢板。但是，要使镀层充分合金化，需要将钢板加热至高温。如果将钢板加热至高温，则有时钢板内部的显微组织变质，特别是容易生成粗大的铁系碳化物，损害钢板的特性，因此是不优选的。

另一方面，例如，在专利文献12所述的热浸镀锌钢板中，有时发生由宽度方向上的镀层的fe含量的不均匀性带来的外观不均。

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：国际公开第2016/072477号

技术实现要素：

发明要解决的课题

鉴于以上这样的现状，本发明提供以延展性、弯曲性及拉伸凸缘成形性所代表的钢板成形性优良的，且镀层外观均匀性、耐疲劳特性、焊接性、耐蚀性及镀层附着力优良的高强度热浸镀锌钢板。

用于解决课题的手段

本发明人为得到以延展性、弯曲性及拉伸凸缘成形性所代表的钢板成形性和耐疲劳特性、焊接性、耐蚀性及镀层附着力优良的高强度热浸镀锌钢板反复进行了潜心的研究。其结果是，本发明人发现，通过将钢板的显微组织控制在适当的组织分数可改善延展性及扩孔性(拉伸凸缘性)。此外，本发明人发现，通过从镀层和母材钢板的边界控制母材钢板侧的硬质相的体积分数可改善弯曲性和耐疲劳特性。另外，本发明人发现，即使在将大量含有si及mn的钢板作为镀覆原板使用时，通过在镀层和母材钢板的界面上形成fe-al合金层，在fe-al合金层的正下方形成由铁素体相的极微细晶粒构成的特定的微细化层，能够抑制加工时的裂纹的发生及传播，能够抑制以裂纹为起点的镀层剥离。此外，还判明通过将钢板宽度方向上的微细化层及fe-al合金层的厚度控制在特定的范围，可得到不仅镀层附着力优良，而且外观均匀性也优良的热浸镀锌钢板。

本发明是基于上述见识而完成的，其方案如下。

(1)一种热浸镀锌钢板，其特征在于：其是在母材钢板的至少一侧具有热浸镀锌层的热浸镀锌钢板，

所述母材钢板所具有的化学成分以质量％计含有：

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％、

ti：0％～0.150％、

nb：0％～0.100％、

v：0％～0.300％、

cr：0％～2.00％、

ni：0％～2.00％、

cu：0％～2.00％、

mo：0％～2.00％、

b：0％～0.0100％、

w：0％～2.00％、及

ca、ce、mg、zr、la及rem的合计：0％～0.0100％，

剩余部分包含fe和杂质；

相对于所述母材钢板的总厚度，在所述母材钢板的以距表面为1/4厚度的位置为中心的1/8厚度～3/8厚度的范围，

铁素体相以体积分数计为50％～97％，

由贝氏体相、贝氏体铁素体相、初生马氏体相和回火马氏体相中的1种以上构成的硬质组织的合计以体积分数计为3％以上，

残余奥氏体相以体积分数计为0％～8％，

珠光体相和粗大渗碳体相的合计以体积分数计为0％～8％；

在从所述热浸镀锌层和母材钢板的界面到钢板方向深20μm的表层部中，

残余奥氏体以体积分数计为0％～3％；

具有将所述表层部中的所述硬质组织的体积分数v1与以距钢板表面为1/4厚度的位置为中心的1/8厚度～3/8厚度的范围中的所述硬质组织的体积分数v2之比即v1/v2设定在0.10～0.90的范围的显微组织；

所述热浸镀锌层中的fe含量为超过0％且在3.0％以下，al含量为超过0％且在1.0％以下，

在所述热浸镀锌层和所述母材钢板的界面，具有平均厚度为0.1μm～2.0μm、钢板宽度方向上的最大厚度和最小厚度之差在0.5μm以内的fe-al合金层，

在所述母材钢板内，具有与所述fe-al合金层直接接触的微细化层，所述微细化层的平均厚度为0.1μm～5.0μm，所述微细化层内的铁素体相的平均粒径为0.1μm～3.0μm，所述微细化层中含有si及mn的1种或2种以上的氧化物，所述氧化物的最大直径为0.01μm～0.4μm，钢板宽度方向上的所述微细化层的最大厚度和最小厚度之差在2.0μm以内。

(2)根据上述(1)所述的热浸镀锌钢板，其特征在于：所述热浸镀锌层的每单面的镀层附着量为10g/m²～100g/m²。

(3)根据上述(1)或(2)所述的热浸镀锌钢板，其特征在于：所述母材钢板以质量％计，进一步含有选自以下元素中的1种或2种以上：

ti：0.001％～0.150％、

nb：0.001％～0.100％、及

v：0.001％～0.300％。

(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的热浸镀锌钢板，其特征在于：所述母材钢板以质量％计，进一步含有选自以下元素中的1种或2种以上：

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％、及

w：0.01％～2.00％。

(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的热浸镀锌钢板，其特征在于：所述母材钢板以质量％计，进一步合计含有0.0001％～0.0100％的选自ca、ce、mg、zr、la及rem中的1种或2种以上。

发明效果

根据本发明的所述方案，可提供镀层外观均匀性、成形性、耐疲劳特性、焊接性、耐蚀性及镀层附着力优良的热浸镀锌钢板。

附图说明

图1是表示本发明的热浸镀锌钢板的断面结构的一个例子的示意图。

具体实施方式

本发明的实施方式涉及一种热浸镀锌钢板，其是通过在母材钢板(以下也简称为钢板)的表面上形成热浸镀锌层(以下也简称为镀层)而成的，所述母材钢板所具有的化学成分以质量％计，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％，剩余部分包含fe和杂质。

再者，母材钢板的板厚为0.6mm以上且低于5.0mm是适合的。如果母材钢板的板厚低于0.6mm，则难使母材钢板的形状保持平坦，是不适合的。此外，如果母材钢板的板厚为5.0mm以上，则制造过程中的冷却的控制困难，有时得不到规定的显微组织，使成形性劣化。

镀层中，fe含量为超过0％且在3.0％以下，al含量为超过0％且在1.0％以下。

首先，对构成本发明的实施方式涉及的热浸镀锌钢板的母材钢板的化学成分(组成)进行说明。再者，以下的说明中的[％]，除非有特别的说明，否则都意味为[质量％]。

[c：0.040％～0.280％]

c是为提高母材钢板的强度而含有的。但是，如果c含量超过0.280％，则点焊性劣化，因此将c含量设定为0.280％以下。再者，从点焊性的观点出发，c含量优选为0.250％以下，更优选为0.220％以下。另一方面，如果c含量低于0.040％，则强度下降，难确保良好的最大抗拉强度，因此将c含量设定为0.040％以上。再者，为更进一步提高强度，c含量优选为0.055％以上，更优选为0.070％以上。

[si：0.05％～2.00％]

si是抑制母材钢板中的铁系碳化物的生成，提高强度和成形性的元素。但是，si也是使钢材脆化的元素，如果si含量超过2.00％，则容易产生铸造板坯发生开裂等事故。因此，将si含量设定为2.00％以下。另外，si在退火工序中在母材钢板表面形成氧化物，严重损害镀层的附着力。从该观点出发，si含量优选为1.500％以下，更优选为1.200％以下。另一方面，在si含量低于0.05％时，在热浸镀锌钢板的镀覆工序中，大量生成粗大的铁系碳化物，使强度及成形性劣化，因此将si含量设定为0.05％以上。再者，从抑制铁系碳化物的生成的观点出发，si含量优选为0.10％以上，更优选为0.25％以上。

[mn：0.50％～3.50％]

mn是为通过提高母材钢板的淬透性来提高强度而含有的。但是，如果mn含量超过3.50％，则在母材钢板的板厚中央部产生粗大的mn浓化部，容易产生脆化，容易产生铸造板坯发生开裂等事故。因此，将mn含量设定为3.50％以下。此外，如果mn含量增大，则热浸镀锌钢板的点焊性也劣化。因此，mn含量优选为3.00％以下，更优选为2.80％以下。另一方面，如果mn含量低于0.50％，则在退火后的冷却中大量生成软质组织，因此难以确保足够高的最大抗拉强度。所以，需要将mn含量设定为0.50％以上。为了进一步提高热浸镀锌钢板的强度，mn含量优选为0.80％以上，更优选为1.00％以上。

[p：0.0001％～0.1000％]

p是使钢材脆化的元素，另外如果p含量超过0.1000％，则容易产生铸造板坯发生开裂，或在轧制中板坯发生开裂等事故，所以将p含量设定为0.1000％以下。此外，p还是使通过点焊生成的熔化部脆化的元素，为了得到充分的焊接接头强度，优选将p含量设定为0.0400％以下，更优选设定为0.0200％以下。另一方面，如果将p含量设定为低于0.0001％，则伴有制造成本的大幅度增加，因此p含量将0.0001％作为下限值，优选设定为0.0010％以上。

[s：0.0001％～0.0100％]

s是与mn结合形成粗大的mns，使延展性、扩孔性(拉伸凸缘性)及弯曲性等成形性下降的元素，因此将s含量设定为0.0100％以下。此外s还是使点焊性劣化的元素。因此，优选将s含量设定为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％，则伴有制造成本的大幅度增加。因此，s含量将0.0001％作为下限值，优选设定为0.0005％以上，更优选设定为0.0010％以上。

[al：0.001％～1.500％]

al是使钢材脆化的元素。如果al含量超过1.500％，则容易产生铸造板坯发生开裂等事故，因此将al含量设定为1.500％以下。此外，如果al含量增加，则点焊性恶化，因此更优选将al含量设定为1.200％以下，进一步优选设定为1.000％以下。另一方面，al含量的下限即使不特别的限定，也可发挥本实施方式的效果。可是，al是微量存在于原料中的杂质，要将其含量设定为低于0.001％，则伴有制造成本的大幅度增加。因此，将al含量设定为0.001％以上。此外al作为脱氧材料也是有效的元素，为了更好地得到脱氧效果，更优选将al含量设定为0.010％以上。

[n：0.0001％～0.0100％]

n是形成粗大的氮化物，使延展性、扩孔性(拉伸凸缘性)及弯曲性等成形性劣化的元素，因此需要抑制其含量。如果n含量超过0.0100％，则成形性的劣化显著，因此将n含量的上限设定为0.0100％。此外n的过剩含有成为焊接时发生气孔的原因，所以含量最好较低。从这些观点出发，n含量优选为0.0070％以下，更优选为0.0050％以下。另一方面，n含量的下限即使不特别限定也可发挥本实施方式的效果，但使n含量低于0.0001％，招致制造成本的大幅度增加。因此，将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：0.0001％～0.0100％]

o形成氧化物，使热浸镀锌钢板的延展性、扩孔性(拉伸凸缘性)及弯曲性等成形性劣化，因此需要抑制o含量。如果o含量超过0.0100％，则成形性的劣化显著，所以将o含量的上限设定为0.0100％。另外o含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0030％以下。o含量的下限即使不特别限定也可发挥本实施方式的效果，但使o含量低于0.0001％，则伴有制造成本的大幅度增加，因此将0.0001％作为下限。o含量优选为0.0003％以上，更优选为0.0005％以上。

此外，也可以根据需要在本实施方式涉及的热浸镀锌钢板的母材钢板中含有以下元素。

首先，在本实施方式涉及的母材钢板中，也可以进一步含有选自ti：0.001％～0.150％、nb：0.001％～0.100％及v：0.001％～0.300％中的1种或2种以上。

[ti：0.001％～0.150％]

ti是通过析出物强化、因铁素体晶粒生长的抑制所得到的细粒强化、以及再结晶的抑制而产生的位错强化，有助于热浸镀锌钢板的强度上升的元素。可是，如果ti含量超过0.150％，则碳氮化物的析出增多，使成形性劣化，因此将ti含量设定为0.150％以下。此外，从成形性的观点出发，ti含量优选为0.080％以下。另一方面，ti含量的下限即使不特别限定也可发挥本实施方式的效果，但为了充分得到通过ti提高强度的效果，ti含量优选为0.001％以上。为了热浸镀锌钢板的更进一步的高强度化，ti含量更优选为0.010％以上。

[nb：0.001％～0.100％]

nb是通过析出物强化、因铁素体晶粒生长的抑制所得到的细粒强化、以及再结晶的抑制而产生的位错强化，有助于热浸镀锌钢板的强度上升的元素。可是，如果nb含量超过0.100％，则碳氮化物的析出增多，使热浸镀锌钢板的成形性劣化，因此将nb含量设定为0.100％以下。从成形性的观点出发，nb含量优选为0.060％以下。另一方面，nb含量的下限即使不特别限定也可发挥本实施方式的效果，但为了充分得到通过nb提高强度的效果，nb含量优选为0.001％以上。为了热浸镀锌钢板的更进一步的高强度化，nb含量更优选为0.005％以上。

[v：0.001％～0.300％]

v是通过析出物强化、因铁素体晶粒生长的抑制所得到的细粒强化、以及再结晶的抑制而产生的位错强化，有助于热浸镀锌钢板的强度上升的元素。可是，如果v含量超过0.300％，则碳氮化物的析出增多，使成形性劣化。因此，将v含量设定为0.300％以下。v含量优选为0.200％以下。另一方面，v含量的下限即使不特别限定也可发挥本实施方式的效果。为了充分得到通过v提高强度的效果，v含量优选为0.001％以上，更优选为0.010％以上。

此外，在本实施方式涉及的母材钢板中，也可以进一步含有选自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％及w：0.01％～2.00％中的1种或2种以上。

[cr：0.01％～2.00％]

cr抑制高温下的相变，是对热浸镀锌钢板的高强度化有效的元素，也可以替代c和/或mn的一部分而含有。可是，如果cr含量超过2.00％，则损害热加工性，使生产率下降，因此将cr含量设定为2.00％以下。cr含量优选为1.20％以下。另一方面，cr含量的下限即使不特别限定也可发挥本实施方式的效果，但为了充分得到cr形成的高强度化的效果，cr含量优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。

[ni：0.01％～2.00％]

ni抑制高温下的相变，是对热浸镀锌钢板的高强度化有效的元素，也可以替代c和/或mn的一部分而含有。可是，如果ni含量超过2.00％，则损害焊接性，因此将ni含量设定为2.00％以下。ni含量优选为1.20％以下。另一方面，ni含量的下限即使不特别限定也可发挥本实施方式的效果，但为了充分得到ni形成的高强度化的效果，ni含量优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。

[cu：0.01％～2.00％]

cu是通过以微细粒子存在于钢中来提高热浸镀锌钢板的强度的元素，可以替代c和/或mn的一部分而含有。可是，如果cu含量超过2.00％，则损害焊接性，因此将cu含量设定为2.00％以下。cu含量优选为1.20％以下。另一方面，cu含量的下限即使不特别限定也可发挥本实施方式的效果，但为了充分得到cu形成的热浸镀锌钢板高强度化的效果，cu含量优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。

[mo：0.01％～2.00％]

mo抑制高温下的相变，是对热浸镀锌钢板的高强度化有效的元素，也可以替代c和/或mn的一部分而含有。可是，如果mo含量超过2.00％，则损害热加工性，使生产率下降，因此将mo含量设定为2.00％以下。mo含量优选为1.20％以下。另一方面，mo含量的下限即使不特别限定也可发挥本实施方式的效果，但为了充分得到mo形成的高强度化的效果，mo含量优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上。

[b：0.0001％～0.0100％]

b抑制高温下的相变，是对热浸镀锌钢板的高强度化有效的元素，也可以替代c和/或mn的一部分而含有。可是，如果b含量超过0.0100％，则损害热加工性，使生产率下降，因此将b含量设定为0.0100％以下。从生产率的观点出发，b含量优选为0.0050％以下。另一方面，b含量的下限即使不特别限定也可发挥本实施方式的效果，但为了充分得到b形成的高强度化的效果，优选将b含量设定为0.0001％以上。为了热浸镀锌钢板的进一步的高强度化，b含量更优选为0.0005％以上。

[w：0.01％～2.00％]

w抑制高温下的相变，是对热浸镀锌钢板的高强度化有效的元素，也可以替代c和/或mn的一部分而含有。可是，如果w含量超过2.00％，则损害热加工性，使生产率下降，因此将w含量设定为2.00％以下。w含量优选为1.20％以下。另一方面，w含量的下限即使不特别限定也可发挥本实施方式的效果，但为了充分得到w形成的高强度化，w含量优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。

另外，在本实施方式的热浸镀锌钢板的母材钢板中，作为其它元素，也可以合计含有0.0001％～0.0100％的选自ca、ce、mg、zr、la及rem中的1种或2种以上。含有这些元素的理由如下。再者，所谓rem，是rareearthmetal的省略，指的是属于镧系列的元素。本发明的实施方式中，rem及ce多通过混合稀土来含有，有时除la及ce以外复合含有镧系列的元素。即使作为杂质含有这些la及ce以外的镧系列的元素，也可发挥本实施方式的效果。此外，即使含有金属la或ce也可发挥本实施方式的效果。

ca、ce、mg、zr、la及rem是对热浸镀锌钢板的成形性的改善有效的元素，可含有1种或2种以上。可是，如果选自ca、ce、mg、zr、la及rem中的1种或2种以上的元素的合计含量超过0.0100％，则有损害延展性的顾虑，因此将各元素的合计含量设定为0.0100％以下。这些各元素的合计含量优选为0.0070％以下。另一方面，选自ca、ce、mg、zr、la及rem中的1种或2种以上的元素的含量的下限即使不特别限定也可发挥本实施方式的效果，但为了充分得到改善热浸镀锌钢板的成形性的效果，这些各元素的合计含量优选为0.0001％以上。从成形性的观点出发，选自ca、ce、mg、zr、la及rem中的1种或2种以上的元素的合计含量更优选为0.0010％以上。

在本实施方式涉及的热浸镀锌钢板的化学成分中，以上说明的各元素的剩余部分包含fe和杂质。再者，关于上述的ti、nb、v、cr、ni、cu、mo、b、w，都容许作为杂质含有低于各所述下限值的微量。此外，关于ca、ce、mg、zr、la、rem，也容许作为杂质含有低于其合计量的下限值的极微量。

本发明的实施方式涉及的热浸镀锌钢板的母材钢板的组织的规定理由如下。

(显微组织)

对本发明的实施方式涉及的热浸镀锌钢板的母材钢板的显微组织进行说明。钢材特性根据显微组织而变化，但在对显微组织进行定量化时，在钢材的总区域范围内对显微组织进行定量化和规定是不现实的。因此，本发明中对表示钢材的代表性的显微组织的、以距母材钢板表面为1/4厚度的位置为中心的1/8厚度～3/8厚度中的显微组织进行定量化和规定。板厚中央部由于通过强的凝固偏析而使显微组织变化，所以不能说是代表钢板的显微组织。靠近钢板表层的部位因局部的温度变化或与空气的反应而使显微组织变化，因此不能说是代表钢板的显微组织。

本发明的实施方式涉及的热浸镀锌钢板的母材钢板中的显微组织在母材钢板的以距表面为1/4厚度的位置为中心的1/8厚度～3/8厚度的范围中，铁素体相(以下称为铁素体)以体积分数计为40％～97％，由贝氏体相(以下称为贝氏体)、贝氏体铁素体相(以下称为贝氏体铁素体)、初生马氏体相(以下称为初生马氏体)和回火马氏体相(以下称为回火马氏体)中的1种以上构成的硬质组织的合计以体积分数计为3％以上，残余奥氏体相(以下称为残余奥氏体)以体积分数计为0％～8％(包含0％)，珠光体相(以下称为珠光体)和粗大渗碳体相(以下称为渗碳体)的合计以体积分数计为0％～8％(包含0％)。

“铁素体”

铁素体是具有优良的延展性的组织。可是，铁素体因软质而强度低，所以如果将铁素体的体积分数设定为超过97％，则不能得到最大抗拉强度充分的热浸镀锌钢板。因此，将铁素体的体积分数设定为97％以下。为了提高热浸镀锌钢板的最大抗拉强度，优选将铁素体的体积分数设定为92％以下，更优选设定为85％以下。另外，要得到最大抗拉强度超过950mpa的热浸镀锌钢板，更优选将铁素体的体积分数设定为80％以下，进一步优选设定为70％以下。另一方面，因为在铁素体的体积分数低于50％时得不到充分的延展性，所以将铁素体的体积分数设定为50％以上。优选将铁素体的体积分数设定为55％以上，更优选为60％以上。

“残余奥氏体”

残余奥氏体是提高热浸镀锌钢板的强度-延展性的平衡的组织。另一方面，由于残余奥氏体伴随着变形而相变成硬质的马氏体，以断裂的起点起作用，使拉伸凸缘性劣化，所以将残余奥氏体的体积分数的上限设定为8％。从热浸镀锌钢板的成形性的观点出发，残余奥氏体的体积分数优选较低，优选设定为5％以下，更优选设定为0％～3％(包含0％)。热浸镀锌钢板的残余奥氏体的体积分数越低越好，也可以是0％。

“硬质组织”

为了提高热浸镀锌钢板的最大抗拉强度，需要将由贝氏体、贝氏体铁素体、初生马氏体和回火马氏体中的1种以上构成的硬质组织的体积分数合计设定为3％以上。为提高热浸镀锌钢板的最大抗拉强度，优选将硬质组织的体积分数设定为7％以上，更优选设定为15％以上。另一方面，如果过度地提高硬质组织的体积分数，则热浸镀锌钢板的延展性劣化，因此将硬质组织的体积分数限制在60％以下。从该观点出发，优选将硬质组织的体积分数设定为55％以下，更优选为50％以下。

“贝氏体铁素体及贝氏体”

贝氏体铁素体及贝氏体是热浸镀锌钢板的强度和成形性的平衡优良的组织，优选钢板组织中以体积分数计含有60％以下的贝氏体铁素体和/或贝氏体。此外，贝氏体铁素体及贝氏体是具有软质的铁素体和硬质的马氏体、回火马氏体及残余奥氏体的中间的强度的显微组织，从拉伸凸缘性的观点出发，更优选含有5％以上，进一步优选含有10％以上。另一方面，如果贝氏体铁素体和/或贝氏体的体积分数超过60％，则有屈服应力过度提高，形状冻结性劣化的顾虑，因此是不优选的。

“回火马氏体”

回火马氏体是较大地提高热浸镀锌钢板的抗拉强度的组织，也可以以体积分数计在钢板组织中含有60％以下。从抗拉强度的观点出发，优选将回火马氏体的体积分数设定为5％以上。另一方面，如果含在钢板组织中的回火马氏体的体积分数超过60％，则有屈服应力过度提高，形状冻结性劣化的顾虑，因此是不优选的。

“初生马氏体”

初生马氏体较大地提高热浸镀锌钢板的抗拉强度，但另一方面成为断裂的起点，使拉伸凸缘性劣化，因此优选在钢板组织中以体积分数计含有30％以下。特别是为了提高扩孔性，优选将初生马氏体的体积分数设定为20％以下，更优选设定为10％以下。

“其它显微组织”

本发明的实施方式涉及的热浸镀锌钢板的钢板组织中，也可以含有珠光体和/或粗大渗碳体等上述以外的组织。可是，如果热浸镀锌钢板的钢板组织中珠光体和/或粗大渗碳体增多，则延展性劣化。因此，将钢板组织中所含的珠光体和/或粗大渗碳体的体积分数设定为合计8％以下。再者，珠光体和/或粗大渗碳体的体积分数优选为合计5％以下。

此外，本发明的实施方式涉及的热浸镀锌钢板的钢板组织在以镀层和母材钢板(基底金属)的界面为起点的到钢板方向深20μm的表层部中，将残余奥氏体的体积分数限制在3％以下，而且所述表层部中的所述硬质组织的体积分数“v1”在以距钢板表面为1/4厚度的位置为中心的1/8厚度～3/8厚度的范围中的所述硬质组织的体积分数“v2”的0.10倍～0.90倍的范围。

“镀层和基底金属的界面附近中的残余奥氏体”

热浸镀锌钢板的镀层和母材钢板的界面附近中的残余奥氏体由于伴随着变形向硬质的马氏体相变，在对热浸镀锌钢板的表面附近施加大的应变的弯曲变形时以断裂起点发生作用，所以是有助于弯曲性及耐疲劳特性的劣化的组织。从该观点出发，在以镀层和母材钢板的界面为起点的到钢板方向深20μm的表层部中，需要将残余奥氏体的体积分数限制在0％～3％(包含0％)。再者，该表层部中的残余奥氏体的体积分数越低越好，也可以为0％。

“镀层和基底金属的界面附近中的硬质组织”

热浸镀锌钢板的镀层和母材钢板(基底金属)的界面附近中的硬质组织是提高热浸镀锌钢板的表层部中的强度，较大地提高疲劳极限强度，有助于改善耐疲劳特性的组织。从该观点出发，在将以镀层和基底金属的界面为起点的到钢板方向深20μm的表层部中的硬质组织的体积分数设定为“v1”，将以距钢板表面为1/4厚度的位置为中心的1/8厚度～3/8厚度的范围中的合计体积分数设定为“v2”时，需要将它们的比即v1/v2设定为0.10以上，以充分提高热浸镀锌钢板的表层部中的强度。再者，为充分提高耐疲劳特性，v1/v2优选为0.20以上，更优选为0.30以上，进一步优选为0.40以上。另一方面，通过将以镀层和基底金属的界面为起点的到钢板方向深20μm的表层部中的硬质组织的分数抑制在某种程度，降低热浸镀锌钢板表面附近的强度，提高局部的延展性，从而也可能改善弯曲性。从该观点出发，为得到良好的弯曲性，将v1/v2设定为0.90以下，优选设定为0.85以下，更优选设定为0.80以下。

另外，在本实施方式涉及的热浸镀锌钢板的以镀层和基底金属的界面为起点的到钢板方向深20μm的表层部中，在铁的bcc晶界和/或晶粒内也可以具有含si和/或mn的微细的氧化物。通过在表层部即钢板内部先行生成微细的氧化物，能够抑制成为镀层剥离的起点的钢板表面中即镀层和母材钢板的界面中的含si和/或mn的氧化物的发生。

含在本发明的实施方式涉及的热浸镀锌钢板的母材钢板中的各组织的体积分数例如可用以下所示的方法进行测定。

含在本发明的热浸镀锌钢板的钢板组织中的铁素体、贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体、初生马氏体、珠光体及粗大渗碳体的体积分数可用以下的方法进行测定。首先，将与钢板的轧制方向平行的板厚断面作为观察面采集试样，然后对观察面进行研磨及硝酸乙醇腐蚀。然后，用场致发射型扫描型电子显微镜(fe-sem：fieldemissionscanningelectronmicroscope)，分别观察以板厚的1/4为中心的1/8厚度～3/8厚度的范围或以镀层和母材钢板(基底金属)的界面为起点的到钢板方向深20μm的范围而测定面积分数，便能够以此作为体积分数。但是，在通过硝酸乙醇腐蚀除去镀层时，也可以将试样的表面看作为镀层和基底金属的界面。

含在本实施方式的热浸镀锌钢板的钢板组织中的残余奥氏体的体积分数采用fe-sem进行根据ebsd(electronbach-scatteringdiffraction：电子背散射衍射)法的高分辨率结晶方位分析及评价。首先，将与轧制方向平行的板厚断面精加工成镜面，分别在母材钢板的以距表面为1/4厚度的位置为中心的1/8厚度～3/8厚度的范围或以镀层和基底金属的界面为起点的到钢板方向深20μm的范围，将测定步长设定为0.15μm以下，在合计10000μm²以上的区域中测定结晶方位。然后，判定各测定点是bcc(体心立方结构)的铁或fcc(面心立方结构)的铁中的哪一个，将判定为fcc铁的点作为残余奥氏体，测定残余奥氏体的面积分数，可将其作为体积分数。再者，如果测定很大的区域，则面积分数与体积分数等价，所以在上述情况时，通过在合计10000μm²以上的区域中测定结晶方位，可将残余奥氏体的面积分数作为体积分数。

如图1所示的那样，本实施方式的热浸镀锌钢板在热浸镀锌层10和母材钢板20的界面具有fe-al合金层30，母材钢板20内具有以下所示的微细化层40及脱碳层50。

微细化层及脱碳层是如后述那样通过在退火工序中，在特定的温度区，按控制在特定的气氛的条件进行脱碳反应而生成的层。因此，微细化层及脱碳层内的构成相除氧化物及夹杂物粒子以外，实质上是铁素体相60为主体的组织。具体地讲，指的是形成铁素体相的体积分数为70％以上，剩余组织为奥氏体相、贝氏体相、马氏体相、珠光体相中的1种或2种以上的混合组织的层。

关于微细化层的定义，在母材钢板的最表部中的铁素体相的平均粒径为脱碳层中的铁素体相的平均粒径的1/2以下时，定义为存在微细化层。将微细化层中的铁素体相的平均粒径超过脱碳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和脱碳层的边界。

微细化层直接与所述fe-al合金层接触。微细化层的平均厚度为0.1μm～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及mn的1种或2种以上的氧化物，该氧化物的最大直径为0.01μm～0.4μm。

微细化层的平均厚度为0.1μm～5.0μm。如果微细化层的平均厚度低于0.1μm，则得不到抑制裂纹发生及抑制延伸的效果，也就得不到改善镀层附着力的效果。如果超过5.0μm，则进行镀层的合金化(生成zn-fe合金)，镀层中的fe含量增大，镀层附着力下降。微细化层的平均厚度优选为0.2μm～4.0μm，更优选为0.3μm～3.0μm。

钢板宽度方向上的所述微细化层的最大厚度和最小厚度之差优选在2.0μm以内。这里，所谓钢板宽度方向上的所述微细化层的最大厚度和最小厚度，表示分别测定离两边缘50mm的位置和将其间7等分的合计8处的微细化层的厚度所得的结果中的最大厚度和最小厚度。由于微细化层的厚度越厚越容易进行镀层的合金化(生成zn-fe合金)，所以如果钢板宽度方向上的微细化层的厚度之差较大，则其成为合金化不均，有时影响镀层附着力及镀层外观的均匀性。从镀层附着力及镀层外观的均匀性的观点出发，钢板宽度方向上的所述微细化层的最大厚度和最小厚度之差优选为1.5μm以下，更优选为1.0μm以下。

微细化层内的铁素体相的平均粒径为0.1μm～3.0μm。如果铁素体相的平均粒径低于0.1μm，则得不到抑制裂纹发生及抑制延伸的效果，也就得不到改善镀层附着力的效果。如果铁素体相的平均粒径超过3.0μm，则得不到改善镀层附着力的效果。优选的铁素体相的平均粒径为0.1μm～2.0μm。

作为含在微细化层中的si及mn的1种或2种以上的氧化物，例如可列举选自sio2、mn2sio4、mnsio3、fe2sio4、fesio3、mno中的1种或2种以上。

含在微细化层中的si及mn的1种或2种以上的氧化物的最大直径为0.01μm～0.4μm。该氧化物如后述那样，是在退火时在特定的温度区在母材钢板内部形成的，通过该氧化物粒子可抑制母材钢板表层的铁素体相结晶的生长，形成微细化层。如果氧化物的最大直径低于0.01μm，则不能充分形成微细化层，镀层附着力下降。如果氧化物的最大直径超过0.4μm，则铁素体相粗大化，微细化层的形成不充分，而且该氧化物本身成为镀层剥离的起点，所以镀层附着力下降。氧化物的最大直径的优选的范围是0.05μm～0.2μm。

微细化层的平均厚度及微细化层内的铁素体相的平均粒径可用以下所示的方法进行测定。将与母材钢板的轧制方向平行的板厚断面作为观察面，从热浸镀锌钢板采集试样。通过cp(crosssectionpolisher：横截面抛光机)装置对试样的观察面进行加工，以5000倍对fe-sem(fieldemissionscanningelectronmicroscopy：场致发射型扫描型电子显微镜)中的背散射电子图像进行观察、测定。

含在微细化层中的si及mn的1种或2种以上的氧化物的最大直径可用以下所示的方法进行测定。将与母材钢板的轧制方向平行的板厚断面作为观察面，从热浸镀锌钢板上采集试样。对试样的观察面进行fib(focusedionbeam：聚焦离子束)加工，制作薄膜试样。然后，采用fe-tem(fieldemissiontransmissionelectronmicroscopy：场致发射型扫描型电子显微镜)，以30000倍观察薄膜试样。各薄膜试样观察5个视场，将总视场中测得的氧化物的直径中的最大直径作为该薄膜试样中的氧化物的最大直径。

(fe-al合金层)

在本发明的实施方式中，在镀层和钢板的界面形成有fe-al合金层。通过形成fe-al合金层，可抑制镀层合金化(生成zn-fe合金)，抑制镀层附着力下降。此外，还能抑制由合金化不均造成的外观不均的发生。由合金化不均造成的外观不均，与在热浸镀锌处理后实施合金化处理的合金化热浸镀锌钢板相比，容易在未进行合金化处理的热浸镀锌钢板一方产生。将fe-al合金层的厚度设定为0.1μm～2.0μm。如果低于0.1μm，则有时镀层附着力及外观性下降，如果超过2.0μm，则有时镀层附着力下降。优选为0.1μm～1.0μm。

将钢板宽度方向上的所述fe-al合金层的最大厚度和最小厚度之差设定在0.5μm以内。这里钢板宽度方向上的所述fe-al合金层的最大厚度和最小厚度，表示分别测定离两边缘50mm的位置和将其间7等分的合计8处的fe-al合金层的厚度所得的结果中的最大厚度和最小厚度。由于fe-al合金层的厚度越薄越容易进行镀层的合金化(生成zn-fe合金)，所以如果钢板宽度方向上的fe-al合金层的厚度之差较大，则其成为合金化不均，有时对镀层附着力及镀层外观的均匀性产生不良影响。从镀层附着力及镀层外观的均匀性的观点出发，钢板宽度方向上的所述fe-al合金层的最大厚度和最小厚度之差优选为0.4μm以下，更优选为0.3μm以下。

(镀层)

在本发明的实施方式中，在热浸镀锌层中，fe含量为超过0％且在3.0％以下，al含量为超过0％且在1.0％以下。另外，热浸镀锌层也可含有或混入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种或2种以上。这样，热浸镀锌层即使含有或混入上述元素中的1种或2种以上，也不损害本发明的效果，有时也优选通过其含量来改善耐蚀性及加工性等。

此外，在本实施方式中，热浸镀锌层也可以含有由ζ相(fezn13)构成的柱状晶，但从镀层附着力的观点出发，优选镀层和母材钢板的总界面的ζ相的被覆比例低于20％。

另外，母材钢板的单面中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：超过0％且在3.0％以下]

热浸镀锌层中的fe含量为超过0％且在3.0％以下。fe含量0％实质上是难制造的。如果fe含量超过3.0％，则镀层附着力下降。在fe含量低于0.3％时，有时镀层附着力下降，所以从确保镀层附着力的观点出发，fe含量的优选的范围是0.3％～2.5％，更优选为0.5％～2.0％。

[热浸镀锌层中的al含量：超过0％且在1.0％以下]

热浸镀锌层中的al含量为超过0％且在1.0％以下。由于在镀浴中不含al时或含量极低时进行镀层的合金化，使镀层附着力下降，所以优选将镀层中的al含量设定为0.1％以上。这里所谓镀层的合金化，指的是fe原子向镀层中扩散，生成zn-fe合金。如果al含量超过1.0％，则镀层附着力下降。从确保镀层附着力的观点出发，al含量的优选的范围是0.1％～0.8％，更优选为0.2％～0.5％。

[热浸镀锌层的附着量：10g/m²～100g/m²]

如果热浸镀锌层在母材钢板单面上的附着量少，则有得不到良好的耐蚀性的顾虑。因此，优选将镀层在母材钢板单面上的附着量设定为10g/m²以上。从耐蚀性的观点出发，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，如果镀层的附着量大，则有进行点焊时的电极损耗严重，在连续进行焊接时产生熔融焊点直径减小及焊接接头强度劣化的顾虑。因此，优选将镀层的附着量设定为100g/m²以下。从连续焊接性的观点出发，附着量更优选为93g/m²以下，进一步优选为85g/m²以下。

(热浸镀锌钢板的制造方法)

接着，对本发明的实施方式涉及的热浸镀锌钢板的制造方法进行详细的说明。

本实施方式涉及的热浸镀锌钢板的制造方法具备以下工序：热轧工序，其是将具有上述化学成分的板坯加热至1080℃以上，实施将轧制结束温度设定在850℃～980℃的范围内的热轧，形成热轧钢板，然后为卷取成卷材的工序，以满足后述的式(1)的方式控制从热轧后直至300℃的冷却过程中的热轧钢板的温度；冷轧工序，其在接着热轧工序进行了酸洗后，进行将合计的压下率设定为85％以下的冷轧；退火工序，其将600℃～750℃间的平均加热速度设定为1.0℃/s以上，将最高加热温度设定在(ac1+25)℃～ac3℃、且750℃以上的温度区内，对冷轧工序后的钢板进行加热，接着，将760℃～700℃间的平均冷却速度设定为0.1℃/s～5.0℃/s，将650℃～500℃间的平均冷却速度设定为1.0℃/s以上而进行冷却；镀覆工序，其在退火工序后，通过按将镀浴温度设定为440℃～470℃，将进入镀浴时的钢板温度设定为430℃～480℃，将镀浴中的有效al量设定为0.180～0.250质量％的镀覆条件将钢板浸渍在镀浴中，对钢板表面实施热浸镀锌而形成镀层；以及加工工序，其在镀覆工序后，在将钢板冷却到100℃以下后采用直径50mm～800mm的辊进行合计两次以上的弯曲-回弯变形。

以下，对各制造工序进行详细的说明。

要制造本发明的实施方式涉及的热浸镀锌钢板，首先制造母材钢板。

母材钢板可通过铸造含有与特性相适应的合金元素的板坯，实施热轧，然后实施冷轧来制造。

以下，对各制造工序进行详细的说明。

“铸造工序”

首先，铸造供于热轧的板坯。优选板坯的化学成分(组成)为上述的成分。供于热轧的板坯可使用连续铸造板坯或采用薄板坯铸造机等制造的板坯。

“热轧工序”

在热轧工序中，为了抑制起因于铸造的结晶方位的各向异性，优选将板坯的加热温度设定为1080℃以上。更优选将板坯的加热温度设定为1150℃以上。另一方面，板坯的加热温度的上限没有特别的限定。要将板坯加热超过1300℃，则需要投入大量的能源，招致制造成本的大幅度增加。因此，优选将板坯的加热温度设定为1300℃以下。

将板坯加热后进行热轧。在热轧的结束温度(轧制结束温度)低于850℃时，轧制反作用力高，难稳定地得到指定的板厚。因此，优选将热轧的结束温度设定为850℃以上，更优选设定为870℃以上。另一方面，要将热轧的结束温度设定为超过980℃，则需要在从板坯的加热结束到热轧结束的工序期间对钢板进行加热的装置，需要高的成本。因此，优选将热轧的结束温度设定为980℃以下，更优选设定为950℃以下。

接着，将热轧后的热轧钢板卷取成卷材。再者，优选将从热轧到卷取的冷却过程中的平均冷却速度设定为10℃/秒以上。这是为了通过在更低的温度下进行相变而使热轧钢板的粒径微细化，使冷轧及退火后的母材钢板的有效结晶粒径微细化。

优选将热轧钢板的卷取温度设定为450℃～650℃。这是为了在热轧钢板的显微组织中分散地生成珠光体和/或长径1μm以上的粗大渗碳体，使通过冷轧导入的应变局部化。由此，通过在退火工序中逆相变成各式各样的结晶方位的奥氏体，能够使退火后的母材钢板的有效晶粒微细化。如果卷取温度低于450℃，则有时不能生成珠光体和/或粗大渗碳体，因此是不优选的。另一方面，如果卷取温度超过650℃，则珠光体和铁素体分别在轧制方向以长的带状生成。由此，有在冷轧及退火后从铁素体部分生成的母材钢板的有效晶粒成为向轧制方向伸长的粗大的晶粒的倾向，因此是不优选的。

此外，在卷取了热轧钢板后，有时在氧化皮层下不均匀地(与边缘部相比中央部厚)形成内部氧化层。如果卷取温度超过650℃则其更显著。在该内部氧化层通过后述的后工序(酸洗、冷轧)也不能除去的情况下，关系到微细化层及fe-al合金层的不均匀的形成，有可能对镀层附着力及外观的均匀性产生不良影响。所以，从镀层附着力及外观的均匀性的观点出发，优选将卷取温度降低至650℃以下。

这里，为了在退火后的母材钢板的表面，将硬质组织控制在规定的体积分数，需要在热轧工序中从母材钢板表面适度地进行脱碳。从母材钢板的脱碳行为也可以通过气氛控制来进行控制，但需要大规模的设备，成本方面的负担大。因此，在本实施方式中，在从精轧结束(热轧结束)到300℃的区间，通过控制冷却速度来控制钢板温度，由此控制脱碳行为。

母材钢板的温度控制在从精轧结束直至300℃的区间中，在母材钢板表面中铁bcc相稳定的温度ae3*℃以下的范围中进行。这是因为从铁bcc相的脱碳，与从高温中的稳定相即fcc相的脱碳相比更快地进行。再者，在本实施方式中，认为在母材钢板温度低于300℃的温度范围，氧的扩散速度充分慢，脱碳的进行速度不影响脱碳行为，所以将热轧工序中的母材钢板的进行温度控制的温度范围设定在直至300℃的区间。

再者，ae3*[℃]可采用下式来求出。

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为各元素的含量[质量％]。

此外，钢板的脱碳行为分为从精轧结束到卷取成卷材的第1期和卷取成卷材后直至室温的第2期进行控制。这是因为，相对于第1期中在大气下进行脱碳，第2期中通过卷取成卷材而使钢板相互密合，在几乎没有外气侵入的条件下进行脱碳，所以两者中脱碳的进行速度大不相同。

具体地讲，为使钢板表层部适度地脱碳，而在从精轧结束直至300℃的冷却过程中，将钢板温度控制在满足下式(1)的范围。式(1)是有关脱碳行为的进展程度的公式，表示式(1)的值越大脱碳越进展。

再者，关于式(1)中的各项，t[秒]是从精轧结束的经过时间，t1[秒]是从精轧结束到ae3*温度的经过时间，t2[秒]是从精轧结束到卷取成卷材的经过时间，t3[秒]是从精轧结束到钢板温度达到300℃的经过时间。此外，t(t)[℃]是钢板温度，wsi[质量％]及wmn[质量％]分别是整个钢板中的si、mn各元素的平均含量。另外，α、β、γ、δ的各项是常数项，分别为8.35×10⁸、2.20×10⁴、1.73×10¹⁰、2.64×10⁴。

[数式1]

在上述式(1)中，括弧内的第1积分项是有关第1期的冷却中的脱碳的进展程度的项，第2积分项是有关第2期的冷却中的脱碳的进展程度的项。无论哪个项中，都是母材钢板温度越高，且停留时间越长，脱碳越进展。特别是在第2期中，由于促进脱碳的元素即氧在气氛中几乎不存在，而通过从表层的氧化皮层由钢中的si及mn拉过来的氧进行脱碳，所以第2积分项中包含由si及mn的含量带来的影响，表示钢中的si及mn量越大，式(1)的值越增大，脱碳越进展。

在精轧结束后的冷却过程中，如果上述式(1)的值低于0.8，则母材钢板表层部几乎不脱碳，表层部的硬质组织的体积率v1和以距板厚表面为1/4厚度的位置为中心的硬质组织的体积率v2之比即v1/v2超过0.90，弯曲性劣化，所以以上述式(1)的值达到0.8以上的方式进行冷却。从该观点出发，优选以上述式(1)的值达到1.0以上的方式进行冷却，更优选设定为1.3以上。另一方面，如果上述式(1)的值超过20.0，则钢板表层部过度脱碳，v1/v2低于0.30，钢板的耐疲劳特性显著劣化，所以以上述式(1)的值达到20.0以下的方式进行冷却。从该观点出发，优选以上述式(1)的值达到15.0以下的方式进行冷却，更优选设定为10.0以下。

接着，进行如此制造的热轧钢板的酸洗。酸洗由于是为了除去热轧钢板的表面的氧化物，所以对于提高母材钢板的镀覆性是重要的。酸洗可以进行一次，也可以分多次进行。从均匀地形成微细化层及fe-al合金层，确保由此形成的均匀外观的观点出发，优选通过强化酸洗将氧化皮层下生成的内部氧化层尽量除去。只要能除去内部氧化层，酸洗条件就不特别限定，例如，从酸洗效率和经济性的观点出发，优选使用盐酸。作为除去内部氧化层的条件，例如作为推荐条件，可以列举出盐酸的浓度以氯化氢计为5质量％以上，酸洗温度为80℃以上，酸洗时间为30秒以上。

“冷轧工序”

接着，对酸洗后的热轧钢板进行冷轧，得到冷轧钢板。

冷轧中，如果压下率的合计超过85％，则钢板的延展性丧失，冷轧中发生钢板断裂的危险性增大。因此，优选将压下率的合计设定为85％以下。从该观点出发，压下率的合计更优选设定为75％以下，进一步优选设定为70％以下。冷轧工序中的压下率的合计的下限没有特别的限定。在压下率的合计低于0.05％时，母材钢板的形状不均质，镀层不能均匀地附着，损害外观。因此，优选设定为0.05％以上，更优选设定为0.10％以上。再者，优选通过多道次进行冷轧而不管冷轧的道次数和各道次下的压下率的分配。

此外，在冷轧中的压下率的合计在超过10％且低于20％的范围时，在其后的退火工序中不能充分进行再结晶，含有大量位错且失去延展性的粗大的晶粒残留在表层附近，有时弯曲性及耐疲劳特性劣化。要避免此问题，有效的方法是减小压下率的合计，使位错在晶粒中的蓄积变得轻微而残留晶粒的延展性。或者，增大压下率的合计，在退火工序中充分进行再结晶，将加工组织形成内部位错蓄积少的再结晶粒子也是有效的。从使位错在晶粒中的蓄积变得轻微的观点出发，优选将冷轧工序中的压下率的合计设定为10％以下，更优选设定为5.0％以下。另一方面，为了充分进行退火工序中的再结晶，优选将压下率的合计设定为20％以上，更优选设定为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，优选采用具有预热带、均热带和镀覆带的连续退火镀覆生产线。而且，优选一边进行退火工序一边使钢板通过预热带和均热带，在到达镀覆带前结束退火工序，在镀覆带中进行镀覆工序。

在如上所述那样，在退火工序及镀覆工序中采用连续退火镀覆生产线的情况下，例如优选采用以下所示的方法。

特别是，预热带中的气氛、加热方式的控制、均热带中的气氛的控制，对于适当均匀地生成微细化层及fe-al合金层，同时确保镀层附着力及外观均匀性是重要的。

在预热带中，在将水蒸气分压p(h2o)和氢分压p(h2)之比的log值即log(p(h2o)/p(h2))控制在－1.7～－0.2气氛下，采用将空气比规定为0.7～1.0的预热燃烧器，一边将钢板的温度加热至400℃～800℃一边使钢板穿过。

在预热带中，水蒸气分压p(h2o)和氢分压p(h2)之比的调整，影响到在后续的热浸镀锌中使fe-al合金相在界面向宽度方向均匀地析出及镀前的钢板的表面性状。

这是因为通过在预热带调整空气比，可抑制si等强脱氧元素的氧化膜在钢板表面的生成。通过与此同时，调整水蒸气分压p(h2o)和氢分压p(h2)之比，可抑制钢板表面中的过剩的脱碳。由此，在后续的镀覆工序中，通过抑制钢板表面的晶界中的过剩的fe-zn合金反应，可有选择性地产生fe-al合金反应。通过有选择性地产生fe-al合金反应，可促进均匀的fe-al合金层的形成，得到优良的镀层附着力、外观均匀化。如果log(p(h2o)/p(h2))超过－0.2，则容易在后续的镀覆工序中产生fe-zn合金化，使镀层中的fe浓度增高。由此，使镀层附着力下降，还容易产生外观不均。另一方面，如果log(p(h2o)/p(h2))低于－1.7，则因钢板表面中出现碳浓度高的部分，表面没有形成微细化层而使镀层附着力下降。

所谓“空气比”，是含在单位体积的混合气体中的空气的体积与为使含在单位体积的混合气体中的燃料气体完全燃烧理论上所需的空气的体积之比，用下式表示。

空气比＝[含在单位体积的混合气体中的空气的体积(m³)]/[为使含在单位体积的混合气体中的燃料气体完全燃烧理论上所需的空气的体积(m³)]

在上述空气比超过1.0而过大的情况下，在钢板表层部生成过剩的fe氧化被膜，退火后的脱碳层肥大化，还过剩地生成微细化层。由此镀层的合金化过度地发展，使镀层附着力、崩裂性、粉化性下降。所以，上述空气比优选为1.0以下，更优选为0.9以下。在上述空气比过小至低于0.7的情况下，不能形成微细化层，镀层附着力下降。因而，将上述空气比设定为0.7以上，优选为0.8以上。

此外，如果钢板穿过预热带时的钢板温度低于400℃，则不能形成充分的微细化层。所以，将钢板穿过预热带时的钢板温度设定为400℃以上，优选设定为600℃以上。另一方面，在钢板穿过预热带时的钢板温度超过800℃的高温时，在钢板表面生成粗大的含有si和/或mn的氧化物，使镀层附着力下降。所以，将钢板穿过预热带时的钢板温度设定为800℃以下，优选设定为750℃以下。

如果预热带中的加热速度慢则进行内部氧化，在钢板内部生成粗大的氧化物。特别是，600℃～750℃中的加热速度是重要的，为避免钢板表层部的过度的脱碳，抑制粗大的氧化物的生成，需要将此间的平均加热速度设定为1.0℃/秒以上。在此间的平均加热速度低于1.0℃/秒时，微细化层中形成粗大的氧化物，使镀层附着力及粉化性下降。为了避免钢板表层部的过度的脱碳及粗大的氧化物的生成，优选将600℃～750℃间的平均加热速度设定为1.5℃/秒以上，更优选设定为2.0℃/秒以上。600℃～750℃中的平均加热速度为确保预热带中的处理时间，优选设定为50℃/秒以下。如果平均加热速度为50℃/秒以下，则容易得到均匀的微细化层，可得到镀层附着力及外观的均匀性优良的镀层。

退火工序中的最高加热温度对于将有关钢板的成形性的显微组织的分数控制在规定的范围是重要的因素。如果最高加热温度低，则钢中溶残粗大的铁系碳化物，成形性劣化。此外在最高加热温度低于750℃时，有热轧钢板中的粗大的铁碳化物不能充分溶解，残存到形成制品的板中，严重损害延展性的顾虑。为使铁系碳化物充分固溶，提高成形性，将最高加热温度设定在(ac1点+25)℃以上且750℃以上，优选设定为(ac1点+50)℃以上。另一方面，如果最高加热温度超过ac3点，则钢中的铁素体分数显著减少，因此将最高加热温度设定为ac3点以下。此外，从镀层附着力的观点出发，为减少基底金属表面的氧化物，优选最高加热温度低。从该观点出发，优选将最高加热温度设定为850℃以下，更优选设定为830℃以下。

钢板的ac1点及ac3点分别是奥氏体逆相变的开始点和完成点，具体地讲，可通过从热轧后的钢板切下小片，按10℃/秒加热到1200℃，测定此间的体积膨胀来得到。

在均热带中达到退火工序中的最高加热温度(750℃以上)。该均热带中的气氛将log(p(h2o)/p(h2))控制在－1.7～－0.2。在log(p(h2o)/p(h2))低于－1.7时不能形成微细化层，镀层附着力下降。如果log(p(h2o)/p(h2))超过－0.2，则过度进行脱碳，使母材钢板表层的硬质相显著减少，而且在微细化层中形成粗大的氧化物，使镀层附着力及粉化性下降。

如上所述，如果均热带中的log(p(h2o)/p(h2))为－1.7～－0.2，则不在最表层上形成成为镀层剥离的起点的si及mn的氧化物，而在钢板表层的内部形成最大直径为0.05μm～0.4μm的si和/或mn的微细的氧化物。si和/或mn的微细的氧化物抑制退火中的fe再结晶的生长。此外，由于退火气氛中的水蒸气使母材表层脱碳，所以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上，形成平均厚度为0.1μm～5.0μm的、铁素体相的平均粒径为0.1μm～3.0μm的、含有最大直径为0.01μm～0.4μm的si和/或mn的氧化物的微细化层。

在退火工序中，在从达到最高加热温度后直至到达镀浴的镀前冷却(镀前冷却工序)中，通过分从760℃到700℃的温度区和从650℃到500℃的温度区的两个阶段控制钢板的温度，可得到规定的显微组织。首先，为充分进行铁素体的生成，对从760℃到700℃之间的平均冷却速度进行规定。如果从760℃到700℃的平均冷却速度超过5.0℃/秒，则有时不能充分进行铁素体的生成，因此将平均冷却速度设定为5.0℃/秒以下。为充分进行铁素体的生成，优选将平均冷却速度设定为3.5℃/秒以下，更优选设定为2.5℃/秒以下。另一方面，在从760℃到700℃的平均冷却速度低于0.3℃/秒时，有时生成大量的珠光体，所以将平均冷却速度设定为0.3℃/秒以上。为了避免生成珠光体，优选将平均冷却速度设定为0.5℃/秒以上，更优选设定为0.7℃/秒以上。

接着，为了避免生成过度的珠光体和/或粗大渗碳体，对从650℃到500℃的冷却速度进行规定。在从650℃到500℃的平均冷却速度低于1.0℃/秒时，大量生成珠光体和/或粗大渗碳体，所以将平均冷却速度设定为1.0℃/秒以上。由于优选在钢中不含珠光体和/或粗大渗碳体，所以为充分避免它们的生成，优选将平均冷却速度设定为2.0℃/秒以上，更优选设定为3.0℃/秒以上。从650℃到500℃的温度区中的平均冷却速度的上限不特别设定，但要得到过度大的平均冷却速度，需要特殊的冷却设备或不干涉镀覆工序的制冷剂，因此是不优选的。从该观点出发，优选将上述温度区中的平均冷却速度设定为100℃/秒以下，更优选设定为70℃/秒以下。

接着镀前冷却工序，为得到回火马氏体，在钢板温度达到500℃后直至到达镀浴的期间，作为马氏体相变处理也可以将钢板在规定的温度区停留一定时间。马氏体相变处理温度将马氏体相变开始温度ms点作为上限，更优选将上限设定为(ms点－20)℃。马氏体相变处理优选将50℃作为下限，更优选将下限设定为100℃。此外，优选将马氏体相变处理时间设定为1秒～100秒，更优选设定为10秒～60秒。再者，通过马氏体相变处理得到的马氏体通过在镀覆工序中浸入高温的镀浴中而变化为回火马氏体。

再者，ms点通过下式进行计算。

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

上述式中，vf表示铁素体的体积分数，c、si、mn、cr、ni、al是各元素的含量[质量％]。

再者，制造中直接测定铁素体的体积分数是困难的。因此，本发明中在决定ms点时，从穿过连续退火线前的冷轧钢板上切下小片，按与穿过连续退火线时相同的温度过程对该小片进行退火，测定小片的铁素体的体积的变化，将采用其结果算出的数值作为铁素体的体积分数vf。

另外，为促进贝氏体的生成，也可以在钢板温度达到500℃后直至到达镀浴的期间，作为贝氏体相变处理将钢板在规定的温度区停留一定时间。如果贝氏体相变处理温度超过500℃，则促进珠光体和/或粗大渗碳体的生成，所以将贝氏体相变处理温度设定为500℃以下。此外，如果贝氏体相变处理温度低于350℃，则不能充分进行相变，所以将贝氏体相变处理温度设定为350℃以上。关于贝氏体相变处理时间，为充分进行相变而设定为10秒以上，为抑制珠光体和/或粗大渗碳体的生成而设定为500秒以下。再者，在镀前冷却工序后，进行贝氏体相变处理和马氏体相变处理这两者时，关于实行顺序，进行贝氏体相变处理和马氏体相变处理。

“镀覆工序”

接着，将如此得到的母材钢板浸渍在镀浴中。

镀浴具有以锌为主体，从镀浴中的总al量减去总fe量所得的值即有效al量为0.180～0.250％的组成。如果镀浴中的有效al量低于0.180％，则fe-al合金层的形成不充分，促进fe向镀层中的侵入，损害镀层附着力，所以需要设定为0.180％以上。从该观点出发，镀浴中的有效al量优选为0.185％以上，更优选为0.190％以上。另一方面，如果镀浴中的有效al量超过0.250％，则过度地生成母材钢板和镀层的fe-al合金层，损害镀层附着力。从该观点出发，需要将镀浴中的有效al量设定为0.250％以下，优选设定为0.240％以下，更优选设定为0.230％以下。

镀浴中，也可以混入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1种或2种以上的元素，有时也优选根据各元素的含量来改善热浸镀锌层的耐蚀性及加工性等。

此外，优选将镀浴的温度设定在440℃～470℃。在镀浴温度低于440℃时，镀浴的粘度过大，难控制镀层的厚度，损害热浸镀锌钢板的外观。所以，镀浴的温度优选为440℃以上，更优选为445℃以上。另一方面，如果镀浴温度超过470℃，则产生大量的烟气，难以安全地制造。因此，镀浴温度优选为470℃以下，更优选为460℃以下。

此外，如果母材钢板进入镀浴时的钢板温度低于430℃，则为使镀浴温度稳定在440℃以上，需要向镀浴供给大量的热量，所以在实用上是不适合的。另一方面，如果母材钢板进入镀浴时的钢板温度超过480℃，则为了使镀浴温度稳定在470℃以下，需要引进从镀浴排出大量热量的设备，在制造成本上是不适合的。因而，为了使镀浴的浴温稳定，将母材钢板进入镀浴时的温度设定为430℃～480℃。此外，为了适当地控制fe-al合金层，更优选将母材钢板进入镀浴时的温度限制在440℃～470℃。

优选镀浴的温度稳定在440℃～470℃的范围内的温度。如果镀浴的温度不稳定，则fe-al合金层及镀层中的fe含量不均匀，招致镀层的外观及附着力的不均匀。为了使镀浴的温度稳定，优选使进入镀浴时的钢板温度和镀浴的温度大致一致。具体地讲，根据实际制造设备的温度控制性的界限，优选将进入镀浴时的钢板温度设定在镀浴温度的±10℃以内，更优选设定在镀浴温度的±5℃以内。

再者，镀浴浸渍后，为达到适当的镀层附着量，优选对钢板表面吹喷以氮为主体的高压气体，将表层的过剩的锌除去。然后冷却到室温。此时，几乎不进行fe原子从母材钢板向镀层的扩散，从确保镀层附着力的观点出发，优选一直到ζ相的生成大致停止的温度350℃都确保1℃/秒以上的冷却速度。

此外，在冷却到350℃后，为得到硬质组织，也可以按1.0℃/秒以上的平均冷却速度冷却到250℃以下。为得到初生马氏体相和/或回火马氏体相，优选将平均冷却速度设定为3.0℃/秒以上，更优选设定为5.0℃/秒以上。

另外，在冷却到250℃以下后，为了得到回火马氏体也可以实施再加热处理。再加热处理的处理温度及处理时间也可以根据作为目标的特性适宜设定。但是，在再加热处理温度低于250℃时，得不到充分的效果，另一方面，如果超过350℃，则有镀层变质，镀层附着力劣化的顾虑，因此优选将再加热处理温度设定为250℃～350℃。此外，如果再加热处理时间超过1000秒，则处理效果饱和，所以优选将处理时间设定为1000秒以下。

此外，在冷却到350℃后，为得到残余奥氏体，也可以进行在250℃～350℃的温度范围实施停留15秒～500秒的贝氏体相变处理。在贝氏体相变处理温度低于250℃时，生成马氏体而不能充分得到残余奥氏体。因此，优选将贝氏体相变处理温度设定为250℃以上，更优选设定为300℃以上。另一方面，如果贝氏体相变处理温度超过350℃，则进行fe原子从母材钢板向镀层的扩散，使镀层附着力劣化。因此，优选将贝氏体相变处理温度设定为350℃以下，更优选设定为330℃以下。

如果贝氏体相变处理时间为15秒以上，则可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。如果贝氏体相变处理时间为500秒以下，则能够高效率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稳定化，也可以在冷却到250℃以下后实施再加热处理。再加热处理的处理温度及处理时间也可以根据作为目标的特性适宜设定。但是，在再加热处理温度低于250℃时，得不到充分的效果。因此，优选将再加热处理温度设定为250℃以上，更优选设定为280℃以上。如果再加热处理温度超过350℃，则进行fe原子从母材钢板向镀层的扩散，使镀层附着力劣化。因此，优选将再加热处理温度设定为350℃以下，更优选设定为330℃以下。

此外，如果再加热处理时间超过1000秒，则处理效果饱和，所以优选将处理时间设定在1000秒以下。

“加工工序”

接着，在将钢板温度冷却到100℃以下后，为减少母材钢板表层的残余奥氏体，对涂覆钢板实施弯曲-回弯变形。可以采用直径为50mm～800mm的辊实施弯曲。在轧辊直径(或辊径)低于50mm时，因通过弯曲变形对母材钢板表层导入大量的应变，而损害钢板的成形性。此外，在轧辊直径超过800mm时母材钢板表层中的应变量小，不能充分减少残余奥氏体。弯曲-回弯变形为减少母材钢板的表里各面中的残余奥氏体，需要将把表里各面作为弯曲外侧的变形分别实施1次以上，因此需要实施合计两次以上的弯曲-回弯变形。由此，可使母材钢板的表里两面中的残余奥氏体保持在规定的范围。

通过以上说明的制造方法，能够制造本实施方式涉及的热浸镀锌钢板，但本发明并不限定于上述的实施方式。

例如，在本发明的实施方式中，也可以对通过上述方法得到的热浸镀锌钢板的锌镀层的表面，赋予由磷氧化物和/或含磷的复合氧化物构成的氧化膜。

由磷氧化物和/或含磷的复合氧化物构成的氧化膜在加工热浸镀锌钢板时可作为润滑剂发挥功能，能够保护形成于母材钢板表面上的锌镀层。

另外，在本实施方式中，对于冷却到室温的热浸镀锌钢板，为了形状整形也可以以3.00％以下的压下率实施冷轧。

再者，上述的本发明的实施方式涉及的热浸镀锌钢板的制造方法优选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。如果母材钢板的板厚低于0.6mm，则难使母材钢板的形状保持平坦，有时不适合。此外，如果母材钢板的板厚为5.0mm以上，则有时退火工序及镀覆工序中的冷却的控制变得困难。

实施例

对本发明的实施例进行说明。再者，本实施例中的条件是用于确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例子。本发明并不限定于该一个条件例子。本发明只要不脱离本发明的主旨、且可达到本发明的目的，就可采用多种条件。

“实施例1”

铸造具有表1～表3所示的a～by的化学成分(组成)的板坯，按表4～表7所示的热轧工序条件(板坯加热温度、轧制结束温度)进行热轧，按表4～表7所示的热轧工序条件(从热轧结束到卷取的平均冷却速度、卷取温度、式(1))进行冷却，得到热轧钢板。

然后，对热轧钢板进行酸洗(浸渍在80℃的10％盐酸中，浸渍时间如表4～表7所示)，按表4～表7所示的冷轧工序条件(压下率)实施冷轧，得到冷轧钢板。

接着，按表8～表11所示的退火工序中的加热工序条件(预热带中的空气比、预热带气氛中的log(p(h2o)/p(h2))、均热带气氛中的log(p(h2o)/p(h2))、600℃～750℃的温度区中的平均加热速度、最高加热温度)对得到的冷轧钢板实施退火。按表8～表11所示的条件(冷却速度1(760℃～700℃的温度区中的平均冷却速度)、冷却速度2(650℃～500℃的温度区中的平均冷却速度)、马氏体相变处理条件(处理温度、处理时间)、贝氏体相变处理1的条件(处理温度、处理时间))对该钢板实施冷却处理，得到镀覆处理用母材钢板。

接着，按表12～表15所示的条件(有效al量、镀浴温度、钢板的浸入温度)浸渍在锌镀浴中，按表12～表15所示的条件(冷却速度3(到350℃的平均冷却速度)、冷却速度4(350℃～250℃的温度区中的平均冷却速度)、贝氏体相变处理2的条件(处理温度、处理时间)、再加热处理条件(处理温度、处理时间))实施镀覆后冷却处理。接着，按表12～表15所示的条件(轧辊直径、加工次数)实施弯曲-回弯加工，另外，按表12～表15所示的条件(压下率)实施冷轧，得到实验例1～202的热浸镀锌钢板(但是，在一部分实验例中，有的中断实验)。

接着，将与母材钢板的轧制方向平行的板厚断面作为观察面，从各热浸镀锌钢板上采集试样，进行利用场致发射型扫描型电子显微镜(fe-sem)的显微组织观察及利用ebsd法的高分辨率结晶方位分析，分别测定以板厚的1/4为中心的1/8厚度～3/8厚度的范围(1/4厚度)及以镀层和母材钢板的界面作为起点的到深20μm的表层部(基底金属表层)中的显微组织的体积分数。再者，所谓表16～表19中的“马氏体”表示初生马氏体，所谓表16～表19中的显微组织中的“其它”，表示珠光体和/或粗大渗碳体。此外，所谓“硬质相”，是由贝氏体、贝氏体铁素体、初生马氏体和回火马氏体中的1种以上构成的硬质组织。

镀层的附着量通过使用加入了缓蚀剂的盐酸而使镀层溶解、并对溶解前后的重量进行比较而求出。同时，通过用icp定量fe、al，来测定镀层中fe浓度、al浓度。

另外，将与母材钢板的轧制方向平行的板厚断面作为观察面，从涂覆钢板采集试样，采用上述的测定方法，求出母材钢板和热浸镀锌层的界面上的fe-al合金层的平均厚度和宽度方向的厚度差及与其直接接触的微细化层的平均厚度和宽度方向的厚度差、微细化层内的铁素体相的平均粒径(铁素体相平均粒径)和微细化层中的si及mn的1种或2种以上的氧化物的最大直径(氧化物最大直径)。其结果见表20～表23。

接着，为调查涂覆钢板的特性，进行了拉伸试验、扩孔试验、弯曲试验、疲劳试验、附着力评价试验、点焊试验、腐蚀试验、崩裂性试验、粉化性试验、镀层外观均匀性评价。表24～表31中示出各实验例中的特性。

从涂覆钢板制作jisz2201所述的5号试验片，按jisz2241所述的方法进行拉伸试验，求出屈服强度ys、最大抗拉强度ts、总拉伸率el。再者，关于拉伸特性，将最大抗拉强度ts为550mpa以上时评价为良好。

扩孔试验按jisz2256所述的方法进行。成形性中，延展性(总拉伸率)el及扩孔性λ伴随着最大抗拉强度ts而变化，但在满足下式(2)时强度、延展性及扩孔性为良好。

ts^1.5×el×λ^0.5≥2.0×10⁶式(2)

关于弯曲试验，从热浸镀锌钢板制作jisz2201所述的5号试验片，采用jisz2248所述的v形块弯曲法，进行90°v弯曲试验。使v形块的底部中的半径从1.0mm到6.0mm按0.5mm节距变化，将试验片没有产生开裂的最小的半径作为最小弯曲半径r[mm]。弯曲性通过按板厚t[mm]使最小弯曲半径r标准化的“r/t”来评价，将“r/t”为2.0以下时评价为弯曲性良好。

关于疲劳试验，从热浸镀锌钢板制作jisz2275所述的1号试验片，按照jisz2273进行脉动平面弯曲疲劳试验。将最大重复次数设定1000万次，评价疲劳极限dl及疲劳极限度比dl/ts，将疲劳极限度比为0.30以上时规定为耐疲劳特性良好。

关于镀层附着力，对赋予了5％的单轴拉伸变形的涂覆钢板，实施杜邦冲击试验。将粘结胶带粘贴在冲击试验后的涂覆钢板上，然后撕下粘结胶带，将镀层没有剥离时作为特别良好(◎)，将镀层5％以上剥离时作为不良(×)，将镀层的剥离低于5％时作为良好(○)。杜邦冲击试验采用将顶端的曲率半径设定为1/2英寸的击模，通过使3kg的锤从1m的高度落下来进行。

点焊性通过进行连续打点试验进行了评价。在熔化部的直径为板厚的平方根的5.3倍～5.7倍的焊接条件下，连续进行1000次的点焊。然后，通过第1个d1和第1000个d1000对熔化部的直径进行比较，将d1000/d1为0.90以上时作为合格(○)，将低于0.90时作为不合格(×)。

在耐蚀性的评价中，采用将涂覆钢板切成150mm×70mm的试验片。对试验片实施磷酸锌系的浸渍型化学转化处理，接着实施阳离子电泳涂装20μm，另外在实施了中涂35μm、面涂35μm后，用绝缘胶带将里面和端部密封。在耐蚀性试验中，使用将sst6hr→干燥4hr→湿润4hr→冷冻4hr作为1循环的cct(循环腐蚀试验)。关于涂装后的耐蚀性的评价，用刀具对涂装面实施到达母材钢板的横切，测定cct60个循环后的膨胀宽度。将膨胀宽度为3.0mm以下时作为合格(○)，将超过3.0mm时作为不合格(×)。

关于崩裂性，采用将涂覆钢板切成70mm×150mm的试验片进行评价。首先，对试验片进行汽车用的脱脂、化学转化膜的形成、3层涂装的各工序，接着，以将试验片冷却保持在－20℃的状态，以2kgf/cm²的空气压垂直冲击10个碎石(0.3g～0.5g)。对各试验片将碎石的冲击各重复实施5次。然后，对各试验片观察合计50个的崩裂痕迹，通过其剥离界面的位置按以下的基准进行评价。将剥离界面为镀层之上(镀层-化学转化膜的界面或电泳涂装-中涂涂装的界面)的作为合格(○)，将镀层-基底金属中的界面剥离即便为1个的也作为不合格(×)。

关于粉化性，为评价镀层的加工性而采用v形弯曲加工(jisz2248)进行评价。将涂覆钢板切断成50×90mm，通过用1r-90°v字型模具进行冲压形成成型体，作为试验体。在各试验体的谷部中，实施胶带剥离。具体地讲，将宽24mm的透明胶带贴在试验体的弯曲加工部上，然后撕下透明胶带，目视判断透明胶带的长90mm的部分。评价基准如下。将镀层的剥离相对于加工部面积低于5％的作为合格(○)，将镀层的剥离相对于加工部面积超过5％的作为不合格(×)。

关于外观均匀性评价，测定离钢板宽度方向上的两边缘50mm的位置和将其间7等分的合计8处的亮度(l*值)，将从最大值减去最小值所得之差低于5的作为均匀(○)，将5以上且低于10的作为稍微不均匀(△)，将10以上的作为不均匀(×)。

表1

※下划线表示在本发明范围外

表2

※下划线表示在本发明范围外

表3

※下划线表示在本发明范围外

表4

表5

表6

表7

表20

表21

表22

表23

表28

表29

表30

表31

本发明的实施例即实验例30，有效al量为0.180质量％，在宽度方向均匀地生成fe-al合金，没有发生专利文献12所述的镀层附着力的下降，相反得到改善。

实验例187是c含量低，硬质相的体积分数小，没有得到良好的强度、延展性及扩孔性的例子。

实验例188是c含量高，点焊性劣化的例子。此外，马氏体的分数增大，耐疲劳特性、延展性、扩孔性及弯曲性处于劣势。

实验例189是si含量低，在退火工序及镀覆工序中生成大量的珠光体及粗大渗碳体，没有充分得到钢板的成形性的例子。

实验例190是因si含量高，在热轧工序中板坯在加热中产生开裂而中断实验的例子。

实验例191是mn含量低，在退火工序及镀覆工序中生成大量的珠光体及粗大渗碳体，没有充分得到钢板的成形性的例子。

实验例192是因mn含量高，在热轧工序中板坯在加热中产生开裂而中断实验的例子。

实验例193是因p含量高，在热轧工序中轧制板坯时产生开裂而中断实验的例子。

实验例194是因s含量高，生成大量的粗大硫化物而使延展性、扩孔性、弯曲性、点焊性及耐疲劳特性劣化的例子。

实验例195是因al含量高，在热轧工序中板坯在输送中产生开裂而中断实验的例子。

实验例196是因n含量高，生成大量的粗大氮化物而使延展性、扩孔性、弯曲性、点焊性及耐疲劳特性劣化的例子。

实验例197是因o含量高，生成大量的粗大氧化物而使延展性、扩孔性、弯曲性、点焊性及耐疲劳特性劣化的例子。

实验例28、131、155是在热轧工序中，因式(1)的值小，表层中的硬质相的分数(v1/v2)增大，从而没有得到良好的弯曲性的例子。

实验例51、114、165是在热轧工序中，因式(1)的值大，过度进行表层中的脱碳，硬质相的分数(v1/v2)减小，从而没有得到良好的耐疲劳特性的例子。

实验例84是因在退火工序中，600℃～750℃间的温度区中的平均加热速度低，过度进行钢板内部中的氧化物的生长，生成成为断裂起点的粗大的氧化物而使弯曲性、耐疲劳特性劣化的例子。再者，伴随着弯曲性的劣化，在镀层附着力及粉化性的评价试验中，产生起因于钢板的弯曲裂纹的镀层剥离，所以镀层附着力及粉化性也劣化。

实验例202在退火工序中，因600℃～750℃间的温度区中的平均加热速度过高而使钢板宽度方向上的微细化层的厚度的最大值和最小值之差超过2.0μm，而且使钢板宽度方向上的fe-al合金层的厚度的最大值和最小值之差超过0.5μm。因此，镀层外观为稍微不均匀。

实验例67是在退火工序中，使最高加热温度(tm)高于ac3温度，1/4厚度中的铁素体相的体积分数减小，从而延展性及弯曲性劣化的例子。

实验例183是在退火工序中，最高加热温度(tm)低于(ac1+20)℃，溶残粗大的铁系碳化物，延展性及扩孔性劣化的例子。

实验例46是在退火工序的加热工序中，预热带的空气比小，镀层附着力劣化的例子。再者，因镀层附着力劣化而在弯曲变形时产生镀层剥离，因此粉化性也劣化。此外，还发生由镀覆不上造成的外观不良。

实验例16是因在退火工序的加热工序中，预热带的空气比大，过度进行表层中的脱碳而使硬质相的分数(v1/v2)减小，使耐疲劳特性劣化的例子。此外，也是因微细化层的平均厚度加厚，过度进行镀层的合金化(zn-fe合金的生成)，镀层中的fe含量增加而使镀层附着力、崩裂性、粉化性劣化的例子。

实验例181是因在退火工序的加热工序中，预热带中的log(p(h2o)/p(h2))小，表层没有微细化而使镀层附着力劣化的例子。再者，表面中的铁素体的平均粒径为3.2μm，距表面0.5μm的范围中的钢板内部的氧化物的最大直径低于0.01μm。此外，还发生由镀覆不上造成的外观不良。

实验例168是在退火工序的加热工序中，均热带中的log(p(h2o)/p(h2))小，母材钢板表层的粒径没有微细化，镀层附着力劣化的例子。再者，母材钢板表面中的铁素体的平均粒径为3.4μm，距表面0.5μm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198是因在退火工序的加热工序中，预热带中的log(p(h2o)/p(h2))大，表层的微细化层过厚，过度进行镀层的合金化(zn-fe合金的生成)，镀层中的fe含量增加而使镀层附着力劣化的例子。此外，钢板在宽度方向上的fe-al合金层的厚度的最大值和最小值之差超过0.5μm，镀层外观不均匀。

实验例75是在退火工序的加热工序中，因均热带中的log(p(h2o)/p(h2))特别大，过度进行表层中的脱碳而使硬质相的分数(v1/v2)减小，耐疲劳特性劣化的例子。此外，也是因母材钢板的表层的微细化层过厚，过度地进行镀层的合金化(zn-fe合金的生成)，镀层中的fe含量增加而使镀层附着力、崩裂性、粉化性劣化的例子。

实验例22是在退火工序的冷却工序中，760℃～700℃间的平均冷却速度(冷却速度1)低，生成大量的珠光体，延展性及扩孔性劣化的例子。

实验例49是在退火工序的冷却工序中，760℃～700℃间的平均冷却速度(冷却速度1)高，1/4厚度中的铁素体相的体积分数减小，没有得到良好的延展性的例子。

实验例137是在退火工序的冷却工序中，650℃～500℃间的平均冷却速度(冷却速度2)低，生成大量的珠光体，延展性及扩孔性劣化的例子。

实验例2是因在镀覆工序中，镀浴中的有效al浓度低，没有生成充分厚度的fe-al合金层，镀层中的fe含量高，从而没有得到良好的镀层附着力、崩裂性、粉化性、镀层外观均匀性的例子。

实验例14是因在镀覆工序中，镀浴中的有效al浓度非常低，没有形成fe-al合金层，且镀层中的fe含量过度高，从而没有得到良好的镀层附着力、崩裂性、粉化性、镀层外观均匀性的例子。

实验例148是因在镀覆工序中，镀浴中的有效al浓度高，镀层中的al含量过高，从而没有得到良好的镀层附着力、点焊性的例子。

实验例180是因在镀覆工序中，镀覆后冷却速度低，镀层中的fe含量过高，从而没有得到良好的镀层附着力、崩裂性、粉化性的例子。

实验例8、17、31、81、179是在退火工序的冷却工序中实施了马氏体相变处理的例子，得到了成形性、镀层附着力、焊接性、耐蚀性及耐疲劳特性都优良的高强度热浸镀锌钢板。

实验例37、45、66、89、102、104、108、142、149、162是在退火工序的冷却工序中实施了贝氏体相变处理1的例子，得到了成形性、镀层附着力、焊接性、耐蚀性及耐疲劳特性都优良的高强度热浸镀锌钢板。

实验例43是在退火工序的冷却工序中实施了贝氏体相变处理1的例子，但因处理温度高而生成珠光体及粗大渗碳体，使延展性及扩孔性劣化。

实验例174是在退火工序的冷却工序中实施了贝氏体相变处理1的例子，但因处理时间长而生成珠光体及粗大渗碳体，使延展性及扩孔性劣化。

实验例25、41、55、90、113、135、152、170、184是在镀覆后冷却工序中实施了贝氏体相变处理2的例子，得到了成形性、镀层附着力、焊接性、耐蚀性及耐疲劳特性都优良的高强度热浸镀锌钢板。

实验例163是在镀覆后冷却工序中实施了贝氏体相变处理2的例子，但也是因处理温度高而生成大量的残余奥氏体，损害弯曲性的例子。

实验例5、20、48、53、62、73、76、87、94、112、129、186是在镀覆后冷却工序中实施了再加热处理的例子，得到了成形性、镀层附着力、焊接性、耐蚀性及耐疲劳特性都优良的高强度热浸镀锌钢板。

实验例18是在退火工序的冷却工序中，实施了马氏体相变处理及贝氏体相变处理1的例子，得到了成形性、镀层附着力、焊接性、耐蚀性及耐疲劳特性都优良的高强度热浸镀锌钢板。

实验例9、110、132、138、154、169是在退火工序的冷却工序中，在实施了贝氏体相变处理1后，在镀覆后冷却工序中实施了贝氏体相变处理2的例子，得到了成形性、镀层附着力、焊接性、耐蚀性及耐疲劳特性都优良的高强度热浸镀锌钢板。

实验例24、34、96是在退火工序的冷却工序中，在实施了贝氏体相变处理1后，在镀覆后冷却工序中实施了再加热处理的例子，得到了成形性、镀层附着力、焊接性、耐蚀性及耐疲劳特性都优良的高强度热浸镀锌钢板。

实验例11是在镀覆后冷却工序中，实施了贝氏体相变处理2及再加热处理的例子，得到了成形性、镀层附着力、焊接性、耐蚀性及耐疲劳特性都优良的高强度热浸镀锌钢板，但如后述那样镀层外观稍微不均匀。

实验例172是在退火工序的冷却工序中，在实施了贝氏体相变处理1后，在镀覆后冷却工序中，实施了贝氏体相变处理2及再加热处理的例子，得到了成形性、镀层附着力、焊接性、耐蚀性及耐疲劳特性都优良的高强度热浸镀锌钢板。

实验例79是因在加工工序的弯曲-回弯加工工序中，用于加工的辊的直径小，对钢板表层部导入过度的应变而使延展性劣化的例子。

实验例59是因在加工工序的弯曲-回弯加工工序中，用于加工的辊的直径大，没有向钢板表层部充分导入应变，从而在钢板表层部存在大量的残余奥氏体，使弯曲性劣化的例子。

实验例3、11、116由于热轧工序中的卷取温度为650℃以上，钢板宽度方向上的微细化层的厚度的最大值和最小值之差超过2.0μm，而且钢板宽度方向上的fe-al合金层的厚度的最大值和最小值之差超过0.5μm，所以镀层外观稍微不均匀。

另一方面，实验例4、12与上述同样，热轧工序中的卷取温度为650℃以上，但通过延长酸洗工序中的酸洗时间，使钢板宽度方向上的微细化层的厚度的最大值和最小值之差好转至2.0μm以内，同时使钢板宽度方向上的fe-al合金层的厚度的最大值和最小值之差好转至0.5μm以内，得到了良好的镀层外观均匀性。

实施例200中，卷取温度低于650℃，但因酸洗时间短至15秒，所以不能将不均匀地生成的内部氧化层完全除去，钢板在宽度方向上的微细化层的厚度的最大值和最小值之差超过2.0μm，而且钢板宽度方向上的fe-al合金层的厚度的最大值和最小值之差超过0.5μm而使镀层外观稍微不均匀。

以上，对本发明的各实施方式进行了详细的说明，但上述实施方式都只不过是实施本发明时的具体化的例子。不能通过这些实施方式来限定地解释本发明的技术范围。也就是说，本发明能在不脱离其技术思想或其主要特征的情况下以多种方式实施。

工业上的可利用性

本发明对于镀层外观均匀性、成形性、耐疲劳特性、焊接性、耐蚀性及镀层附着力优良的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法是有效的技术。而且根据本发明的实施方式，可提供延展性、扩孔性及弯曲性优良、而且成形后的镀层附着力优良、具有高的疲劳极限、具备优良的点焊性及耐蚀性的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法。