热浸镀锌钢板的制作方法

本发明涉及一种强度、延展性、扩孔性、镀层附着力以及外观均匀性优良的热浸镀锌钢板。

背景技术：

关于主要在汽车的骨架构件中使用的钢板，高强度化的要求正在提高。对于这些高强度钢板，为了得到高强度和优良的成形性，通常含有以有助于强度提高的si和mn为代表的合金元素。但是，以si和mn为代表的合金元素也具有降低镀层附着力的作用。

另外，对于汽车用钢板，一般在室外使用，因而通常要求优良的耐蚀性。

可是，在汽车的外板等的用途中，通常通过压力加工而对板的周边部实施苛刻的弯曲加工(折边弯曲)。另外，不仅汽车外板，而且即使在其它用途中，大多通过压力加工实施苛刻的弯曲加工和扩孔加工等而加以使用。而且在对以往的热浸镀锌钢板实施苛刻的弯曲加工和扩孔加工等的情况下，有时于其加工部分，镀层从母材钢板上发生剥离。这样一来，如果镀层发生剥离，则该部位失去耐蚀性，从而存在的问题是母材钢板早期腐蚀而生锈。另外，即使没有达到镀层的剥离，镀层和母材钢板的附着力也丧失，只要在该部分稍稍产生空隙，外界空气或者水分便侵入该空隙中，从而丧失因镀层产生的防蚀功能。其结果是，与上述同样，母材钢板早期腐蚀而生锈。

从这些问题出发，作为实施苛刻的弯曲加工等而使用的高强度钢板，强烈希望具有镀层对母材钢板的附着力优良的热浸镀锌层的镀覆钢板。

为了提高镀层的附着力，例如正如以专利文献1～3为代表的那样，提出了一种方法，其在钢板的内部生成氧化物，从而使可能导致镀层剥离的基底金属和镀层的界面的氧化物减少。然而，在使这样的氧化物于钢板表层生成的情况下，钢板表层的碳与氧结合而气化。其结果是，碳从钢板上脱离，因而该碳脱离了的区域的强度有时显著降低。在钢板表层的强度降低的情况下，强烈依赖于表层部特性的耐疲劳特性发生劣化，从而疲劳强度有可能大大降低。

或者，为了提高镀层的附着力，在专利文献4中，提出了一种方法，其通过在通常的退火工序前追加并实施新的退火工序以及酸洗工序而对母材钢板表面进行改质，从而提高镀层附着力。然而，在专利文献4所记载的方法中，相对于通常的高强度镀覆钢板的制造方法，由于工序增加，因而在成本方面存在课题。

再者，在专利文献5中，提出了一种从母材钢板的表层部除去碳而提高镀层附着力的方法。然而，在专利文献5所记载的方法中，除去了碳的区域的强度显著降低。因此，专利文献5中记载的方法使强烈依赖于表层部特性的耐疲劳特性劣化，从而疲劳强度有可能大大降低。

另外，在专利文献6、7中，提出了一种钢板，其将镀层中的mn、al以及si量控制在优选的范围，从而提高镀层附着力。在专利文献6、7所记载的钢板中，在制造时需要以高精度控制镀层中的元素量，从而在操作上的负荷较大，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，提出了一种钢板的显微组织仅由铁素体构成的高强度钢板。然而，在专利文献8所记载的钢板中，由于显微组织只有软质的铁素体，因而不能获得充分高的强度。

在此，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得到了范围广泛的使用。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，从而将镀层设定为zn-fe合金主体的层的处理。例如，在专利文献9、10、11中，提出了一种镀层附着力优良的合金化热浸镀锌钢板。然而，为了使镀层充分地合金化，需要将钢板加热至高温。如果将钢板加热至高温，则钢板内部的显微组织变质，容易生成特别粗大的铁系碳化物，有时损害钢板的特性，因而是不优选的。

另一方面，例如，在专利文献12所记载的热浸镀锌钢板中，其课题是因宽度方向的镀层的fe含量的不均匀性而产生外观不均。

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：

发明所要解决的课题

鉴于以上的现状，本发明提供一种强度、延展性、扩孔性、点焊性、镀层附着力以及外观均匀性优良的热浸镀锌钢板。

用于解决课题的手段

本发明人为了得到镀层附着力以及外观均匀性优良的热浸镀锌钢板而反复进行了潜心的研究。结果发现：即使在将大量含有si和mn的钢板用作镀层底板的情况下，也在形成于使用含有特定量al的镀浴所得到的镀层和母材钢板的界面的fe-al合金层的正下方，形成由铁素体相的极微细粒构成的特定微细化层，由此可以抑制加工时的裂纹产生以及传播，从而可以抑制以此为起点的镀层剥离。另外，已经弄清楚了在将大量含有si和mn的钢板用作镀层底板的情况下，内部氧化层在钢板的宽度方向不均匀地形成，因此热浸镀锌钢板的镀层的fe含量变得不均匀，从而在外观上产生不均。于是，本发明人就内部氧化层不均匀地形成的主要原因进一步进行了潜心的研究，弄清楚了其原因在于对热轧钢板进行卷取后的氧浓度在宽度方向的不同。本发明人为了抑制起因于这样的镀层的外观不均而进一步进行了潜心的研究。其结果是，可知通过将钢板的宽度方向的微细化层以及fe-al合金层的厚度控制在特定的范围，便可以得到不仅镀层附着力而且外观均匀性也优良的热浸镀锌钢板。

本发明是基于这样的见解而完成的，其方式如下所述。

(1)一种热浸镀锌钢板，其特征在于：

其在母材钢板的至少一侧具有热浸镀锌层；

所述母材钢板以质量％计，具有如下所示的化学组成：

c：0.040％～0.400％、

si：0.05％～2.50％、

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：0.000％～0.150％、

nb：0.000％～0.100％、

v：0.000％～0.300％、

cr：0.00％～2.00％、

ni：0.00％～2.00％、

cu：0.00％～2.00％、

mo：0.00％～2.00％、

b：0.0000％～0.0100％、

w：0.00％～2.00％、

ca、ce、mg、zr、la以及rem的合计：0.0000％～0.0100％、以及

剩余部分：fe和杂质；

所述热浸镀锌层的fe含量超过0％且在3.0％以下，al含量超过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fe-al合金层；

所述fe-al合金层的厚度为0.1μm～2.0μm；

所述母材钢板于宽度方向的所述fe-al合金层的厚度的最大值和最小值之差在0.5μm以内；

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，在所述微细化层中含有si和mn之中的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；

所述母材钢板于宽度方向的所述微细化层的厚度的最大值和最小值之差在2.0μm以内。

(2)根据上述(1)所述的热浸镀锌钢板，其特征在于：

所述母材钢板在将si含量(质量％)设定为[si]、al含量(质量％)设定为[al]时，满足下述式1；

相对于所述母材钢板的总厚度，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厚度的范围的残余奥氏体以体积分数计为1％以上。

[si]+0.7[al]≥0.30(式1)

(3)根据上述(1)或(2)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。

(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：在所述化学组成中，满足

ti：0.001％～0.150％、

nb：0.001％～0.100％、或者

v：0.001％～0.300％，

或者它们的任意组合。

(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：在所述化学组成中，满足

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％、或者

w：0.01％～2.00％，

或者它们的任意组合。

(6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的热浸镀锌钢板，其特征在于：在所述化学组成中，满足

ca、ce、mg、zr、la以及rem的合计：0.0001％～0.0100％。

发明的效果

根据本发明，可以提供一种强度、延展性、扩孔性、点焊性、镀层附着力以及外观均匀性优良的热浸镀锌钢板。

附图说明

图1是表示本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的剖视图。

具体实施方式

下面就本发明的实施方式进行详细的说明。

首先，参照附图就本发明的实施方式的热浸镀锌钢板进行说明。图1是表示本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的剖视图。本实施方式的热浸镀锌钢板1在母材钢板2的表面具有热浸镀锌层3，在热浸镀锌层3和母材钢板2的表面之间的界面具有fe-al合金层4，在母材钢板2内具有与fe-al合金层4接触的微细化层5和脱碳层6。

(母材钢板2)

下面就构成本发明的实施方式的热浸镀锌钢板1的母材钢板2及其制造中使用的板坯的化学组成进行说明。详细情况后述，而本发明的实施方式的热浸镀锌钢板1经由板坯的铸造、热轧、冷轧、退火以及镀覆等而进行制造。因此，母材钢板2及其制造中使用的板坯的化学组成不仅考虑母材钢板2的特性，而且考虑这些处理。在以下的说明中，母材钢板2或者板坯中包含的各元素的含量的单位“％”只要没有特别说明，就意味着“质量％”。母材钢板具有如下所示的化学组成：c：0.040％～0.400％、si：0.05％～2.50％、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：0.000％～0.150％、nb：0.000％～0.100％、v：0.000％～0.300％、cr：0.00％～2.00％、ni：0.00％～2.00％、cu：0.00％～2.00％、mo：0.00％～2.00％、b：0.0000％～0.0100％、w：0.00％～2.00％、ca、ce、mg、zr、la以及rem的合计：0.0000％～0.0100％、以及剩余部分：fe和杂质。作为杂质，可以例示出在矿石和废料等原材料中含有的杂质、在制造工序中含有的杂质。

(c：0.040％～0.400％)

c提高母材钢板的强度。在c含量超过0.400％时，点焊性发生劣化。因此，c含量设定为0.400％以下。从点焊性的角度考虑，c含量优选设定为0.300％以下，更优选设定为0.220％以下。为了得到更高的强度，c含量优选设定为0.055％以上，更优选设定为0.070％以上。

(si：0.05％～2.50％)

si抑制母材钢板中铁系碳化物的生成，且提高强度和成形性。另一方面，si使钢板脆化。在si含量超过2.50％时，铸造的板坯变得容易开裂。因此，si含量设定为2.50％以下。si在退火时于母材钢板的表面形成氧化物，明显损害镀层的附着力，因而si含量优选设定为2.00％以下，更优选设定为1.60％以下。当si含量低于0.05％时，在对母材钢板实施镀覆时，大量生成粗大的铁系碳化物，从而使强度和成形性劣化。因此，si含量设定为0.05％以上。从抑制铁系碳化物的生成的角度考虑，si含量优选设定为0.10％以上，更优选设定为0.25％以上。

(mn：0.50％～3.50％)

mn通过增大母材钢板的淬透性而提高强度。在mn含量超过3.50％时，mn浓度较高的部分产生于母材钢板的板厚中央部，从而容易引起脆化，铸造的板坯变得容易开裂。因此，mn含量设定为3.50％以下。从点焊性发生劣化的角度考虑，mn含量优选设定为3.00％以下，更优选设定为2.80％以下。在mn含量低于0.50％时，在退火后的冷却中大量形成软质的组织，因而难以确保充分高的抗拉强度。因此，mn含量设定为0.50％以上。为了得到更高的强度，mn含量优选设定为0.80％以上，更优选设定为1.00％以上。

(p：0.0001％～0.1000％)

p使钢材脆化。在p含量超过0.1000％时，铸造的板坯变得容易开裂。因此，p含量设定为0.1000％以下。另外，p使通过点焊而熔融的部分脆化。为了得到焊接接头充分的强度，p含量优选设定为0.0400％以下，更优选设定为0.0200％以下。在p含量低于0.0001％时，制造成本大幅度增加。因此，p含量设定为0.0001％以上，优选设定为0.0010％以上。

(s：0.0001％～0.0100％)

s与mn结合而形成粗大的mns，使延展性、拉伸凸缘性以及弯曲性等成形性降低。因此，s含量设定为0.0100％以下。另外，s还使点焊性劣化。因此，s含量优选设定为0.0060％以下，更优选设定为0.0035％以下。在s含量低于0.0001％时，制造成本大幅度增加。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：0.001％～1.500％)

al使钢材脆化。在al含量超过1.500％时，铸造的板坯变得容易开裂。因此，al含量设定为1.500％以下。从点焊性发生劣化的角度考虑，al含量优选设定为1.200％以下，更优选设定为1.000％以下。al含量的下限值并没有特别的限定，但al作为杂质在钢中含有。为了将al含量设定为低于0.001％，制造成本大幅度增加。因此，al含量设定为0.001％以上。al为钢的脱氧元素。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：0.0001％～0.0100％)

n形成粗大的氮化物，使延展性、拉伸凸缘性以及弯曲性等成形性劣化。在n含量超过0.0100％时，成形性明显劣化。因此，n含量设定为0.0100％以下。如果n含量过剩，则焊接时往往产生气孔，因而n含量优选设定为0.0070％以下，更优选设定为0.0050％以下。n含量的下限值并没有特别的限定，但n作为杂质在钢中含有。为了将n含量设定为低于0.0001％，制造成本大幅度增加。因此，n含量设定为0.0001％以上，优选设定为0.0003％以上，更优选设定为0.0005％以上。

(o：0.0001％～0.0100％)

o形成氧化物，使延展性、拉伸凸缘性以及弯曲性等成形性劣化。在o含量超过0.0100％时，成形性明显劣化。因此，o含量设定为0.0100％以下，优选设定为0.0050％以下，更优选设定为0.0030％以下。o含量的下限值并没有特别的限定，但o作为杂质在钢中含有。为了将o含量设定为低于0.0001％，制造成本大幅度增加。因此，n含量设定为0.0001％以上，优选设定为0.0003％以上，更优选设定为0.0005％以上。

([si]+0.7[al]：0.30以上)

si和al抑制与贝氏体相变相伴的碳化物的生成。为了得到残余奥氏体，使si和/或al优选含有规定量以上。这是因为通过得到残余奥氏体，可以获得trip效果。从这一角度考虑，母材钢板在将si含量(质量％)设定为[si]、al含量(质量％)设定为[al]时，优选满足下述式1。也就是说，下述式1的左边([si]+0.7[al])的值优选设定为0.30以上，更优选设定为0.45以上，进一步优选设定为0.70以上。

[si]+0.7[al]≥0.30(式1)

ti、nb、v、cr、ni、cu、mo、b、w、ca、ce、mg、zr、la以及rem不是必须元素，是钢板也能够以规定量为限度而适当含有的任选元素。

(ti：0.000％～0.150％)

ti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，从而使钢板的强度得以提高。因此，也可以含有ti。在ti含量超过0.150％时，碳氮化物的析出增多，从而成形性有时发生劣化。因此，ti含量设定为0.150％以下。从成形性的角度考虑，ti含量优选设定为0.080％以下。ti含量的下限值并没有特别的限定，但为了充分获得提高强度的效果，ti含量优选设定为0.001％以上。为了更充分地得到上述效果，ti含量更优选设定为0.010％以上。

(nb：0.000％～0.100％)

nb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，从而使钢板的强度得以提高。因此，也可以含有nb。在nb含量超过0.100％时，碳氮化物的析出增多，从而成形性有时发生劣化。因此，nb含量设定为0.100％以下。从成形性的角度考虑，nb含量优选设定为0.060％以下。nb含量的下限值并没有特别的限定，但为了充分获得提高强度的效果，nb含量优选设定为0.001％以上。为了更充分地得到上述效果，nb含量更优选设定为0.005％以上。

(v：0.000％～0.300％)

v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，从而使钢板的强度得以提高。因此，也可以含有v。在v含量超过0.300％时，碳氮化物的析出增多，从而成形性有时发生劣化。因此，v含量设定为0.300％以下，优选设定为0.200％以下。v含量的下限值并没有特别的限定，但为了充分获得提高强度的效果，v含量优选设定为0.001％以上，更优选设定为0.010％以上。

(cr：0.00％～2.00％)

cr抑制高温下的相变，进一步提高钢板的强度。因此，cr也可以含有以代替c和/或mn的一部分。在cr含量超过2.00％时，往往损害热轧的加工性而使生产率降低。因此，cr含量设定为2.00％以下，优选设定为1.20％以下。cr含量的下限值并没有特别的限定，但为了充分获得进一步提高强度的效果，cr含量优选设定为0.01％以上，更优选设定为0.10％以上。

(ni：0.00％～2.00％)

ni抑制高温下的相变，进一步提高钢板的强度。因此，ni也可以含有以代替c和/或mn的一部分。在ni含量超过2.00％时，焊接性有时受到损害。因此，ni含量设定为2.00％以下，优选设定为1.20％以下。ni含量的下限值并没有特别的限定，但为了充分获得进一步提高强度的效果，ni含量优选设定为0.01％以上，更优选设定为0.10％以上。

(cu：0.00％～2.00％)

cu通过在钢中以微细粒子的方式存在而提高强度。因此，cu也可以含有以代替c和/或mn的一部分。在cu含量超过2.00％时，焊接性有时受到损害。因此，cu含量设定为2.00％以下，优选设定为1.20％以下。cu含量的下限值并没有特别的限定，但为了充分获得进一步提高强度的效果，cu含量优选设定为0.01％以上，更优选设定为0.10％以上。

(mo：0.00％～2.00％)

mo抑制高温下的相变，进一步提高钢板的强度。因此，mo也可以含有以代替c和/或mn的一部分。在mo含量超过2.00％时，往往损害热轧的加工性而使生产率降低。因此，mo含量设定为2.00％以下，优选设定为1.20％以下。mo含量的下限值并没有特别的限定，但为了充分获得进一步提高强度的效果，mo含量优选设定为0.01％以上，更优选设定为0.05％以上。

(b：0.0000％～0.0100％)

b抑制高温下的相变，进一步提高钢板的强度。因此，b也可以含有以代替c和/或mn的一部分。在b含量超过0.0100％时，往往损害热轧的加工性而使生产率降低。因此，b含量设定为0.0100％以下。从生产率的角度考虑，b含量优选设定为0.0050％以下。b含量的下限值并没有特别的限定，但为了充分获得进一步提高强度的效果，b含量优选设定为0.0001％以上，更优选设定为0.0005％以上。

(w：0.00％～2.00％)

w抑制高温下的相变，进一步提高钢板的强度。因此，w也可以含有以代替c和/或mn的一部分。在w含量超过2.00％时，往往损害热轧的加工性而使生产率降低。因此，w含量设定为2.00％以下，优选设定为1.20％以下。w含量的下限值并没有特别的限定，但为了充分获得进一步提高强度的效果，w含量优选设定为0.01％以上，更优选设定为0.10％以上。

(ca、ce、mg、zr、la以及rem的合计：0.0000％～0.0100％)

ca、ce、mg、zr、la或者rem改善成形性。因此，也可以含有ca、ce、mg、zr、la或者rem。在ca、ce、mg、zr、la以及rem的含量的合计超过0.0100％时，有可能损害延展性。因此，ca、ce、mg、zr、la以及rem的含量的合计设定为0.0100％以下，其合计优选设定为0.0070％以下。ca、ce、mg、zr、la以及rem的含量的下限值并没有特别的限定，但为了充分获得改善钢板的成形性的效果，ca、ce、mg、zr、la以及rem的含量的合计优选设定为0.0001％以上，其合计更优选设定为0.0010％以上。此外，所谓rem，是rareearthmetal的缩写，指的是属于镧系元素系列的元素。在本发明的实施方式中，rem和ce例如以混合稀土的形式进行添加，除la和ce以外，往往复合含有镧系元素系列的元素。la和ce以外的镧系元素系列的元素也可以以杂质的形式含有。另外，也可以含有金属la和金属ce。

此外，ti、nb、v、cr、ni、cu、mo、b以及w作为杂质，只要低于上述各元素的含量的下限值，就可以含有。关于ca、ce、mg、zr、la以及rem，作为杂质，只要低于上述合计量的下限值，也可以含有。

(热浸镀锌层3)

[热浸镀锌层3中的fe含量：超过0％且在3.0％以下]

热浸镀锌层3中的fe含量超过0％且在3.0％以下。制造fe含量为0％的热浸镀锌层3实质上是困难的。因此，fe含量设定为超过0％。从确保镀层附着力的角度考虑，fe含量优选设定为0.3％以上，更优选设定为0.5％以上。在fe含量超过3.0％时，镀层附着力降低。因此，fe含量设定为3.0％以下。从确保镀层附着力的角度考虑，fe含量优选设定为2.5％以下，更优选设定为2.0％以下。

[热浸镀锌层3中的al含量：超过0％且在1.0％以下]

热浸镀锌层3中的al含量超过0％且在1.0％以下。在al含量为0％时，fe原子向热浸镀锌层3中扩散而生成zn-fe合金的合金化得以进行，从而镀层附着力得以降低。因此，al含量设定为超过0％。从抑制这样的合金化的进行的角度考虑，al含量优选设定为0.1％以上，更优选设定为0.2％以上。在al含量超过1.0％时，镀层附着力降低。因此，al含量设定为1.0％以下。从确保镀层附着力的角度考虑，al含量优选设定为0.8％以下，更优选设定为0.5％以下。

[热浸镀锌层3的每单面的镀层附着量：10g/m²～100g/m²]

在镀层附着量低于10g/m²时，有时不能获得充分的耐蚀性。因此，镀层附着量优选设定为10g/m²以上。从耐蚀性的角度考虑，镀层附着量更优选设定为20g/m²以上，进一步优选设定为30g/m²以上。在镀层附着量超过100g/m²时，进行点焊时的电极损耗严重，在连续进行焊接时，熔融焊点直径减少，从而焊接接头的强度有时发生劣化。因此，镀层附着量优选设定为100g/m²以下。从连续焊接性的角度考虑，镀层附着量更优选设定为93g/m²以下，进一步优选设定为85g/m²以下。

在热浸镀锌层3中，也可以含有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以及rem之中的1种以上。通过含有这些元素，耐蚀性和加工性得以改善。

在热浸镀锌层3中，也可以含有由ζ相(fezn13)构成的柱状晶。从镀层附着力的角度考虑，热浸镀锌层3和母材钢板2的整个界面中ζ相的被覆比例优选设定为低于20％。

(fe-al合金层4)

[fe-al合金层4的厚度：0.1μm～2.0μm]

在本发明的实施方式中，在热浸镀锌层3和母材钢板2的表面之间的界面形成有fe-al合金层4。通过fe-al合金层4的形成，可以抑制生成zn-fe合金的合金化，从而可以抑制镀层附着力的降低。再者，可以抑制因合金化不均引起的外观不均的发生。关于因合金化不均引起的外观不均，没有实施合金化处理的热浸镀锌钢板比在热浸镀锌处理后实施过合金化处理的合金化热浸镀锌钢板更容易产生。在fe-al合金层4的厚度低于0.1μm时，镀层附着力以及外观发生劣化。因此，fe-al合金层4的厚度设定为0.1μm以上。在fe-al合金层4的厚度超过2.0μm时，镀层附着力得以降低。因此，fe-al合金层4的厚度设定为2.0μm以下，优选设定为1.0μm以下。

[母材钢板2于宽度方向的fe-al合金层4的厚度的最大值和最小值之差：0.5μm以内]

所谓母材钢板2于宽度方向的fe-al合金层4的厚度的最大值和最小值之差，是对距fe-al合金层4的两边缘为50mm的位置、和将其间7等分所得到的各位置共计8个部位的fe-al合金层4的厚度进行测定，是指其中的最大值和最小值之差。fe-al合金层4的厚度越薄，生成zn-fe合金的合金化越容易进行。因此，母材钢板2于宽度方向的fe-al合金层4的厚度差越大，它越是合金化不均。在fe-al合金层4的厚度的最大值和最小值之差超过0.5μm时，镀层附着力以及镀层外观均匀性发生劣化。因此，fe-al合金层4的厚度的最大值和最小值之差设定为0.5μm以内，优选设定为0.4μm以内，更优选设定为0.3μm以内。

(微细化层5)

在母材钢板2内，具有与fe-al合金层4接触的微细化层5、和脱碳层6。微细化层5以及脱碳层6如后所述，是退火时通过在控制为特定的温度区域以及特定的气氛的条件下进行脱碳反应而生成的层。因此，构成微细化层5的组织除了氧化物和夹杂物粒子以外，实质上以铁素体相7为主体，关于构成脱碳层6的组织，除了氧化物和夹杂物粒子以外，实质上以铁素体相8为主体。具体地说，铁素体相7、8的体积分数为70％以上，剩余部分为选自奥氏体相、贝氏体相、马氏体相以及珠光体相之中的1种以上的混合组织。当母材钢板2的最表部的铁素体相7的平均粒径在脱碳层6的铁素体相8的平均粒径的1/2以下时，存在微细化层5。微细化层5和脱碳层6的边界设定为微细化层5的铁素体相7的平均粒径超过脱碳层6的铁素体相8的平均粒径的1/2的边界。

[微细化层5的平均厚度：0.1μm～5.0μm]

在微细化层5的平均厚度低于0.1μm时，由于不能抑制裂纹的发生和发展，因而使镀层附着力劣化。因此，微细化层5的平均厚度设定为0.1μm以上，优选设定为0.2μm以上，更优选设定为0.3μm以上。在微细化层5的平均厚度超过5.0μm时，进行生成zn-fe合金的合金化，热浸镀锌层3中的fe含量增加，因而使镀层附着力劣化。因此，微细化层5的平均厚度设定为5.0μm以下，优选设定为4.0μm以下，更优选设定为3.0μm。

[铁素体相7的平均粒径：0.1μm～3.0μm]

在铁素体相7的平均粒径低于0.1μm时，由于不能抑制裂纹的发生和发展，因而使镀层附着力劣化。因此，铁素体相7的平均粒径设定为0.1μm以上。在铁素体相7的平均粒径超过3.0μm时，镀层附着力发生劣化。因此，铁素体相7的平均粒径设定为3.0μm以下，优选设定为2.0μm以下。

微细化层5的平均厚度以及微细化层5内的铁素体相7的平均粒径采用以下所示的方法进行测定。从热浸镀锌钢板1上，采集以与母材钢板2的轧制方向平行的断面为观察面的试料。采用cp(crosssectionpolisher)装置对试料的观察面进行加工，并以5000倍对采用fe-sem(fieldemissionscanningelectronmicroscopy)得到的背散射电子图像进行观察和测定。

[氧化物的最大直径：0.01μm～0.4μm]

在微细化层5中，含有si和mn之中的1种以上的氧化物。作为氧化物，例如可以列举出选自sio2、mn2sio4、mnsio3、fe2sio4、fesio3、mno之中的1种以上。该氧化物如后所述，退火时在特定的温度区域形成于母材钢板2内。由于通过氧化物粒子可以抑制母材钢板2的表层的铁素体相晶体的生长，因而形成微细化层5。在氧化物的最大直径低于0.01μm时，由于不能充分形成微细化层5，因而使镀层附着力劣化。因此，氧化物的最大直径设定为0.01μm以上，优选设定为0.05μm以上。在氧化物的最大直径超过0.4μm时，铁素体相7粗大化，微细化层5不能充分地形成，而且氧化物自身成为镀层剥离的起点，因而使镀层附着力劣化。因此，氧化物的最大直径设定为0.4μm以下，优选设定为0.2μm以下。

氧化物的最大直径采用以下所示的方法进行测定。从热浸镀锌钢板1上，采集以与母材钢板2的轧制方向平行的断面为观察面的试料。对试料的观察面进行fib(focusedionbeam)加工而制作出薄膜试料。然后，使用fe-tem(fieldemissiontransmissionelectoronmicroscopy)以30000倍对薄膜试料进行观察。对各薄膜试料的5个视场进行观察，将在全部视场测得的测量值之中的最大直径设定为氧化物的最大直径。

[母材钢板2于宽度方向的微细化层5的厚度的最大值和最小值之差：2.0μm以内]

所谓母材钢板2于宽度方向的微细化层5的厚度的最大值和最小值之差，是对距微细化层5的两边缘为50mm的位置、和将其间7等分所得到的各位置共计8个部位的微细化层5的厚度进行测定，是指其中的最大值和最小值之差。微细化层5的厚度越厚，生成zn-fe合金的合金化越容易进行。因此，母材钢板2于宽度方向的微细化层5的厚度差越大，它越是合金化不均。在微细化层5的厚度的最大值和最小值之差超过2.0μm时，镀层附着力以及镀层外观均匀性发生劣化。因此，微细化层5的厚度的最大值和最小值之差设定为2.0μm以内，优选设定为1.5μm以内，更优选设定为1.0μm以内。

(显微组织)

关于本发明的实施方式的热浸镀锌钢板1的母材钢板2的显微组织，并没有特别的限定，但优选设定为如下的显微组织。钢板的特性随显微组织的变化而变化。在对显微组织定量化的情况下，由于遍及钢板的整个区域而定量化是不现实的，因而将母材钢板2的以距表面为1/4厚度的位置为中心的1/8厚度～3/8厚度的范围的显微组织定量化并规定为代表钢板的显微组织。板厚的中央部由于因强烈的凝固偏析而使显微组织变化，因而不能说是代表钢板的显微组织。母材钢板2的表层附近由于因局部的温度变化和/或与外界空气的反应而使显微组织变化，因而不能说是代表钢板的显微组织。

本发明的实施方式的热浸镀锌钢板1的母材钢板2的显微组织也可以是选自粒状铁素体、针状铁素体、未再结晶铁素体、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、粗大渗碳体之中的1种以上。母材钢板2为了得到与热浸镀锌钢板1的用途相适应的特性，可以适当选择各相、各组织的体积分数的明细、组织尺寸以及配置。

[残余奥氏体：1％以上]

残余奥氏体是大大提高强度和延展性的平衡的组织。在母材钢板2的以距表面为1/4厚度的位置为中心的1/8厚度～3/8厚度的范围的残余奥氏体的体积分数低于1％时，强度和延展性的平衡的提高效果往往较小。因此，残余奥氏体的体积分数优选设定为1％以上。为了进一步提高强度和延展性的平衡，残余奥氏体的体积分数更优选设定为3％以上，进一步优选设定为5％以上。为了得到大量的残余奥氏体，使c含量大幅度增加。但是，有可能因大量的c而明显损害焊接性。因此，残余奥氏体的体积分数优选设定为25％以下。残余奥氏体有时与变形相伴而相变为硬质的马氏体，该马氏体作为破坏的起点而发挥作用，从而使拉伸凸缘性劣化。因此，残余奥氏体的体积分数更优选设定为20％以下。

本发明的实施方式的热浸镀锌钢板1的母材钢板2中含有的各组织的体积分数例如可以采用以下所示的方法进行测定。

本实施方式的热浸镀锌钢板1的母材钢板2中含有的残余奥氏体的体积分数采用x射线衍射法进行评价。在母材钢板2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，对平行于板面的面进行镜面抛光，采用x射线衍射法测定fcc(facecenteredcubic)铁的面积分数，将其测定值设定为残余奥氏体的体积分数。

本实施方式的热浸镀锌钢板1的母材钢板2中含有的铁素体、贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体、初生马氏体、珠光体以及粗大渗碳体的体积分数可以采用场致发射型扫描型电子显微镜(fe-sem：fieldemissionscanningelectronmicroscope)进行测定。采集以与母材钢板2的轧制方向平行的断面为观察面的试料。研磨该试料的观察面，并用硝酸乙醇进行侵蚀。采用fe-sem对观察面的以板厚的1/4厚度为中心的1/8厚度～3/8厚度的范围进行观察而测定面积分数，将其测定值看作是体积分数。

在本实施方式的热浸镀锌钢板1中，母材钢板2的板厚并没有特别的限定。从热浸镀锌钢板1的平坦性、冷却时的控制性的角度考虑，母材钢板2的板厚优选设定为0.6mm以上且低于5.0mm。

接着，就制造本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的方法进行说明。在该方法中，对具有上述化学组成的板坯进行铸造、热轧、冷轧、退火、镀覆以及镀覆后的冷却。在退火与镀覆之间和/或镀覆后的冷却中，为获得残余奥氏体而根据需要进行贝氏体相变处理。

(铸造)

首先，铸造供给热轧的板坯。供给热轧的板坯可以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)

为了抑制起因于铸造的结晶方位的各向异性，板坯的加热温度优选设定为1080℃以上，更优选设定为1150℃以上。另一方面，板坯的加热温度的上限值并没有特别的限定。在板坯的加热温度超过1300℃时，往往投入大量的能量，从而有时使制造成本大幅度增加。因此，板坯的加热温度优选设定为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，轧制反作用力得以提高，从而难以稳定地获得规定的板厚。因此，热轧的结束温度优选设定为850℃以上，更优选设定为875℃以上。在热轧的结束温度超过980℃时，在板坯的加热结束后直至热轧结束的期间，往往加热钢板，从而有时使成本增加。因此，热轧的结束温度优选设定为980℃以下，更优选设定为960℃以下。

接着，将热轧后的热轧钢板卷取成卷材。此外，在热轧后卷取前进行冷却时的平均冷却速度优选设定为10℃/秒钟以上。这是因为通过在更低温度下进行相变，使热轧钢板的粒径变得微细，并使冷轧以及退火后的母材钢板的有效晶体粒径变得微细。

卷取温度优选设定为350℃～750℃。作为热轧钢板的显微组织，分散并生成珠光体和/或长径为1μm以上的粗大渗碳体，通过冷轧而使导入热轧钢板中的变形局部化。这是为了之后在退火中逆相变成各种各样的结晶方位的奥氏体。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℃时，有时不会生成珠光体和/或粗大渗碳体。因此，卷取温度优选设定为350℃以上。为了降低热轧钢板的强度，使冷轧容易进行，卷取温度更优选设定为450℃以上。在卷取温度超过750℃时，有时在轧制方向生成长带状的珠光体和铁素体，从而在冷轧和退火后，由铁素体生成的母材钢板的有效晶粒向轧制方向伸长并粗大化。因此，卷取温度优选设定为750℃以下。为了使退火后的母材钢板的有效结晶粒径微细化，卷取温度更优选为680℃以下。在卷取热轧钢板后，内部氧化层往往在钢板的中央部比边缘部更厚地形成，从而内部氧化层在氧化皮层下不均匀地形成。这在卷取温度超过650℃时变得显著。在该内部氧化层不能通过后述的酸洗、冷轧而除去的情况下，微细化层和fe-al合金层不均匀地形成，因而镀层附着力以及外观均匀性有劣化的可能性。因此，卷取温度进一步优选设定为650℃以下。

接着，对这样制造的热轧钢板进行酸洗。酸洗将在热轧钢板的表面形成的氧化物除去，因而有助于母材钢板的镀覆性的提高。酸洗既可以进行一次，也可以分多次进行。生成于氧化皮层下的内部氧化层从确保微细化层和fe-al合金层的均匀形成、以及由此产生的外观均匀性的角度考虑，最好强化酸洗而尽可能除去。酸洗条件只要能够除去内部氧化层，就没有特别的限定。例如，从酸洗效率和经济性的角度考虑，酸洗优选使用盐酸。作为除去内部氧化层的条件，例如盐酸的浓度以氯化氢计优选设定为5质量％以上，酸洗温度优选设定为80℃以上，酸洗时间优选设定为30秒钟以上。例如，在卷取温度超过650℃时，最好更加强化酸洗而尽可能除去内部氧化层，酸洗时间更优选设定为60秒钟以上。

(冷轧)

接着，对酸洗后的热轧钢板进行冷轧。在压下率的合计超过85％时，钢板丧失延展性，在冷轧中钢板有时发生断裂。因此，压下率的合计优选设定为85％以下，更优选设定为75％以下，进一步优选设定为70％以下。压下率的合计的下限值并没有特别的限定。在压下率的合计低于0.05％时，母材钢板的形状变得不均匀，有时镀层不会均匀地附着而损害外观。因此，压下率的合计优选设定为0.05％以上，更优选设定为0.10％以上。此外，冷轧优选分多个道次进行而不管冷轧的道次数和各道次下的压下率的分配。

在压下率的合计超过10％且低于20％时，再结晶在之后的退火中不会充分地进行，含有大量的位错而丧失可锻性(malleability)的粗大的晶粒残存于钢板的表层附近，因而有时使弯曲性以及耐疲劳特性劣化。因此，减小压下率的合计，使位错在晶粒中的蓄积变得轻微而保存晶粒的可锻性是有效的。或者增大压下率的合计，使再结晶在退火中充分地进行，从而使加工组织成为位错的蓄积在内部较少的再结晶粒子是有效的。从使位错在晶粒中的蓄积变得轻微的角度考虑，压下率的合计优选设定为10％以下，更优选设定为5.0％以下。另一方面，为了使再结晶在退火中充分地进行，压下率的合计优选设定为20％以上，更优选设定为30％以上。

(退火)

接着，对冷轧钢板实施退火。退火优选使用具有预热带、均热带和镀覆带的连续退火镀覆生产线。优选一边对冷轧钢板进行退火一边使其通过预热带和均热带，在冷轧钢板达到镀覆带之前使退火结束，然后在镀覆带进行镀覆。

如上所述，在使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。特别地，为了使规定的微细化层以及fe-al合金层均匀地生成，从而确保镀层附着力以及外观均匀性，重要的是在预热带的气氛和加热方式的控制、以及在均热带的气氛的控制。

在预热带，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))控制为－1.7～－0.2的气氛下，使用将空气比设定为0.7～1.0的预热燃烧器，一面加热至400℃～800℃一面使冷轧钢板通行。在预热带调整水蒸气分压p(h2o)和氢分压p(h2)之比对于在后续的热浸镀锌中于界面在宽度方向上均匀地析出fe-al合金相、以及镀覆前的钢板的表面性状产生影响。通过在预热带调整空气比，可以抑制si等强脱氧元素的氧化膜在钢板的表面生成。在调整空气比的同时，还调整水蒸气分压p(h2o)和氢分压p(h2)之比，可以抑制在钢板表面的过剩的脱碳。由此在后续的镀覆工序中，使钢板表面在晶界的过剩的fe-zn合金反应受到抑制，从而使fe-al合金反应选择性地发生。通过使fe-al合金反应选择性地发生，可以促进均匀的fe-al合金层的形成，从而可以得到优良的镀层附着力和外观均匀化。在log(p(h2o)/p(h2))超过－0.2时，在后续的镀覆工序中容易产生fe-zn合金化，从而镀层中的fe浓度得以提高。由此，镀层附着力得以降低，外观不均也变得容易发生。另一方面，在log(p(h2o)/p(h2))低于－1.7时，在钢板表面生成碳浓度高的部分，从而不会在表面形成微细化层，因而镀层附着力降低。

所谓“空气比”，是单位体积的混合气体中含有的空气的体积、与为了使单位体积的混合气体中含有的燃料气体完全燃烧而在理论上需要的空气的体积之比，可用下述式来表示。

空气比＝[单位体积的混合气体中含有的空气的体积(m³)]/[为了使单位体积的混合气体中含有的燃料气体完全燃烧而在理论上需要的空气的体积(m³)]

在空气比超过1.0时，过剩的fe氧化膜生成于钢板的表层部，使退火后的脱碳层肥大化，从而微细化层也过剩地生成。因此，过度地进行镀层的合金化，从而使镀层附着力、崩裂性(chippingresistance)以及粉化性降低。因此，空气比优选设定为1.0以下，更优选设定为0.9以下。在空气比低于0.7时，不会形成微细化层而使镀层附着力降低。因此，空气比优选设定为0.7以上，更优选设定为0.8以上。

当在预热带通行的钢板的温度低于400℃时，不能形成充分的微细化层。因此，在预热带通行的钢板的温度优选设定为400℃以上，更优选设定为600℃以上。当在预热带通行的钢板的温度超过800℃时，粗大的含有si和/或mn的氧化物生成于钢板的表面，从而使镀层附着力降低。因此，在预热带通行的钢板的温度优选设定为800℃以下，更优选设定为750℃以下。

如果预热带的加热速度慢，则内部氧化得以进行，从而在钢板的内部生成粗大的氧化物。特别地，重要的是600℃～750℃下的加热速度。为了抑制钢板的表层部过度地脱碳而生成粗大的氧化物，600℃～750℃下的平均加热速度优选设定为1.0℃/秒钟以上。当平均加热速度低于1.0℃/秒钟时，在微细化层中生成粗大的氧化物，从而使镀层附着力和粉化性降低。因此，平均加热速度优选设定为1.0℃/秒钟以上。从抑制钢板的表层部过度地脱碳而生成粗大的氧化物的角度考虑，平均加热速度更优选设定为1.5℃/秒钟以上，进一步优选设定为2.0℃/秒钟以上。从确保预热带的处理时间的角度考虑，平均加热速度优选设定为50℃/秒钟以下。在平均加热速度为50℃/秒钟以下时，容易得到均匀的微细化层，从而可以得到镀层附着力以及外观均匀性优良的热浸镀锌层。

退火中的最高加热温度是为将与钢板的成形性有关的显微组织的体积分数控制在规定的范围而重要的因子。如果最高加热温度较低，则粗大的铁系碳化物熔化残留于钢中，从而使成形性劣化。为了使铁系碳化物充分地固溶而提高成形性，最高加热温度优选设定为750℃以上。特别地，为了得到残余奥氏体，最高加热温度更优选设定为(ac1+50)℃以上。最高加热温度的上限值并没有特别的限定，但从镀层附着力的角度考虑，为了减少在母材钢板的表面生成的氧化物，最高加热温度优选设定为950℃以下，更优选设定为900℃以下。

钢板的ac1点是各自奥氏体逆相变的开始点。具体地说，ac1点通过从热轧后的热轧钢板中切出小片，以10℃/秒钟加热至1200℃，然后测定其间的体积膨胀而得到。

在均热带达到退火中的最高加热温度。该均热带的气氛将log(p(h2o)/p(h2))控制在－1.7～－0.2。在log(p(h2o)/p(h2))低于－1.7时，不会形成微细化层而使镀层附着力降低。因此，log(p(h2o)/p(h2))优选设定为－1.7以上。在log(p(h2o)/p(h2))超过－0.2时，脱碳过度地进行而使母材钢板表层的硬质相明显减少，同时在微细化层中形成粗大的氧化物，从而使镀层附着力以及粉化性降低。因此，log(p(h2o)/p(h2))优选设定为－0.2以下。

在均热带的log(p(h2o)/p(h2))为－1.7～－0.2时，成为镀层剥离的起点的si氧化物和/或mn氧化物不会在钢板的最表面层形成，在钢板的表层的内部形成最大直径为0.01μm～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。另外，退火气氛中的水蒸气由于使母材钢板的表层脱碳，因而退火后的母材钢板的表层的显微组织为铁素体相。其结果是，在退火后的母材钢板的表层形成微细化层，其平均厚度为0.1μm～5.0μm，铁素体相的平均粒径为0.1μm～3.0μm，并含有最大直径为0.01μm～0.4μm的si和/或mn的氧化物。

从达到最高加热温度后，直至达到镀浴的镀覆前的冷却条件并没有特别的限定。为了得到残余奥氏体，可抑制珠光体以及渗碳体的生成。因此，作为镀覆前的冷却条件，750℃～700℃的平均冷却速度优选设定为1.0℃/秒钟以上，更优选设定为5.0℃/秒钟以上。平均冷却速度的上限值并没有特别的限定，但为了得到过大的平均冷却速度，有时也使用特殊的冷却设备或者不干扰镀覆的冷却介质。从这一角度考虑，750℃～700℃的平均冷却速度优选设定为100℃/秒钟以下，更优选设定为70℃/秒钟以下。

接着镀覆前的冷却，为了得到回火马氏体，在钢板的温度达到500℃后直至达到镀浴的期间，作为马氏体相变处理，也可以使钢板在规定的温度区域停留一定时间。马氏体相变处理温度优选设定为马氏体相变开始温度(ms点)以下，更优选设定为(ms点－20)℃以下。马氏体相变处理温度优选设定为50℃以上，更优选设定为100℃以上。马氏体相变处理时间优选设定为1秒钟～100秒钟，更优选设定为10秒钟～60秒钟。此外，由马氏体相变处理得到的马氏体在进行镀覆时，通过使钢板浸入高温的镀浴中而变化为回火马氏体。

在将vf设定为铁素体的体积分数(％)、c含量(质量％)设定为[c]、si含量(质量％)设定为[si]、mn含量(质量％)设定为[mn]、cr含量(质量％)设定为[cr]、ni含量(质量％)设定为[ni]、al含量(质量％)设定为[al]时，ms点可以采用下述式进行计算。此外，在制造热浸镀锌钢板的过程中，难以直接测定铁素体的体积分数。因此，在连续退火生产线中通行前，切出冷轧钢板的小片，采用与通行于连续退火生产线时相同的温度过程对该小片进行退火，然后测定小片的铁素体的体积变化，并将使用该测定值而算出的值设定为铁素体的体积分数(vf)。

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

在镀覆前的冷却后，为了得到残余奥氏体，作为贝氏体相变处理，也可以使钢板在250℃～500℃的温度区域停留一定时间。贝氏体相变处理既可以在退火和镀覆之间进行，也可以在镀覆后的冷却时进行，还可以在退火和镀覆之间、以及镀覆后的冷却时都进行。

当在退火和镀覆之间、以及镀覆后的冷却时都进行贝氏体相变处理的情况下，贝氏体相变处理的停留时间之和优选设定为15秒钟～500秒钟。在停留时间之和低于15秒钟时，贝氏体相变不会充分地进行，从而不能得到充分的残余奥氏体。因此，停留时间之和优选设定为15秒钟以上，更优选设定为25秒钟以上。在停留时间之和超过500秒钟时，生成珠光体和/或粗大的渗碳体。因此，停留时间之和优选设定为500秒钟以下，更优选设定为300秒钟以下。

在退火和镀覆之间进行贝氏体相变处理的情况下，当贝氏体相变处理温度超过500℃时，生成珠光体和/或粗大的渗碳体，从而不能得到残余奥氏体。因此，贝氏体相变处理温度优选设定为500℃以下。为了促进与贝氏体相变相伴的碳在奥氏体中的浓缩，贝氏体相变处理温度更优选设定为485℃以下，进一步优选设定为470℃以下。在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，从而不能得到残余奥氏体。因此，贝氏体相变处理温度优选设定为250℃以上。为了有效地进行贝氏体相变，贝氏体相变处理温度更优选设定为300℃以上，进一步优选设定为340℃以上。此外，在镀覆前的冷却后，在进行贝氏体相变处理和马氏体相变处理这两者的情况下，假定在贝氏体相变处理前进行马氏体相变处理。

(镀覆)

接着，将得到的母材钢板浸渍于镀浴中。镀浴的组成以锌为主体，并且镀浴中的从总al量中减去总fe量所得到的值即有效al量为0.180质量％～0.250质量％。在镀浴中的有效al量低于0.180质量％时，fe-al合金层不会充分地形成，fe侵入热浸镀锌层中，从而损害镀层附着力。因此，镀浴中的有效al量优选设定为0.180质量％以上，更优选设定为0.185质量％以上，进一步优选设定为0.190质量％以上。在镀浴中的有效al量超过0.250质量％时，母材钢板的表面和热浸镀锌层的界面的fe-al合金层过度地生成，从而损害镀层附着力。因此，镀浴中的有效al量优选设定为0.250质量％以下，更优选设定为0.240质量％以下，进一步优选设定为0.230质量％以下。

在镀浴中，也可以含有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以及rem之中的1种以上的元素。根据各元素的含量的不同，热浸镀锌层的耐蚀性以及加工性有所改善。

在镀浴温度低于440℃时，镀浴的粘度过度提高，难以控制热浸镀锌层的厚度，从而损害热浸镀锌钢板的外观。因此，镀浴的温度优选设定为440℃以上，更优选设定为445℃以上。在镀浴温度超过470℃时，产生大量的烟雾，从而安全制造变得困难。因此，镀浴温度优选设定为470℃以下，更优选设定为460℃以下。

当母材钢板进入镀浴时的钢板温度低于430℃时，为了使镀浴的温度稳定在440℃以上，由于给镀浴以大量的热量，因而是不实用的。因此，母材钢板进入镀浴时的钢板温度优选设定为430℃以上。为了形成规定的fe-al合金层，母材钢板进入镀浴时的钢板温度更优选设定为440℃以上。在母材钢板进入镀浴时的钢板温度超过480℃时，为了使镀浴的温度稳定在470℃以下，由于导入从镀浴排出大量热量的设备，因而制造成本升高。因此，母材钢板进入镀浴时的钢板温度优选设定为480℃以下。为了形成规定的fe-al合金层，母材钢板进入镀浴时的钢板温度更优选设定为470℃以下。

镀浴的温度更优选为稳定在440℃～470℃的范围内的温度。如果镀浴的温度不稳定，则fe-al合金层和热浸镀锌层中的fe含量变得不均匀，镀层的外观变得不均匀，从而使镀层附着力劣化。为了稳定镀浴的温度，优选使进入镀浴时的钢板温度与镀浴的温度大致一致。具体地说，从实际制造设备的温度控制性的界限上说，将进入镀浴时的钢板温度优选设定为镀浴的温度的±10℃以内，更优选设定为镀浴的温度的±5℃以内。

此外，在镀浴的浸渍后，为了设定为规定的镀层附着量，优选向钢板的表面喷吹以氮为主体的高压气体，以除去表层的过剩的锌。然后，冷却至室温。在冷却时，直至fe原子从母材钢板向热浸镀锌层的扩散几乎不会进行、且ζ相的生成大致停止的温度(350℃)，从确保镀层附着力的角度考虑，将冷却速度优选设定为1℃/秒钟以上。

在冷却至350℃后，为了得到残余奥氏体，也可以进行在250℃～350℃的温度范围停留的贝氏体相变处理。在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，从而不能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。为了有效地进行贝氏体相变，贝氏体相变处理温度更优选设定为300℃以上。在贝氏体相变处理温度超过350℃时，fe原子从母材钢板向热浸镀锌层过度地扩散，从而使镀层附着力劣化。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。

为了使残余奥氏体进一步稳定化，也可以在冷却至250℃以下后实施再加热处理。再加热处理的处理温度以及处理时间也可以根据需要进行适当的设定。在再加热处理温度低于250℃时，不能得到充分的效果。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。在再加热处理温度超过350℃时，fe原子从母材钢板向热浸镀锌层扩散，从而使镀层附着力劣化。因此，再加热处理温度优选设定为350℃以下，更优选设定为330℃以下。在再加热处理时间超过1000秒钟时，上述效果达到饱和。因此，再加热处理时间优选设定为1000秒钟以下。

这样一来，便可以制造本发明的实施方式的热浸镀锌钢板。

在本发明的实施方式中，例如也可以给采用上述方法得到的热浸镀锌钢板的热浸镀锌层的表面赋予由磷氧化物和/或含有磷的复合氧化物构成的皮膜。由磷氧化物和/或含有磷的复合氧化物构成的皮膜在对热浸镀锌钢板进行加工时可以作为润滑剂发挥作用，可以保护在母材钢板的表面形成的热浸镀锌层。

在本发明的实施方式中，例如也可以对冷却至室温的热浸镀锌钢板，为形状矫直而实施将压下率设定为3.00％以下的冷轧。

此外，制造本发明的实施方式的热浸镀锌钢板的方法优选适用于母材钢板的板厚为0.6mm以上且低于5.0mm的热浸镀锌钢板的制造。在母材钢板的板厚低于0.6mm时，有时难以使母材钢板的形状保持平坦。在母材钢板的板厚为5.0mm以上时，退火以及镀覆中的冷却的控制往往变得困难。

此外，上述实施方式都只不过示出了实施本发明时的具体化的例子，不能由上述的实施方式限定性地解释本发明的技术范围。也就是说，本发明不会脱离其技术思想、或其主要特征而能够以各种形式加以实施。

实施例

下面就本发明的实施例进行说明。实施例的条件是为了确认本发明的实施可能性以及效果而采用的一个条件例，本发明并不局限于该一个条件例。本发明只要不脱离本发明的宗旨，可以实现本发明的目的，就可以采用各种条件。

对具有表1～表4所示的化学组成(钢种a～钢种at)的板坯进行铸造，在表5以及表6所示的条件(板坯加热温度、轧制结束温度)下进行热轧，在表5以及表6所示的条件(从热轧结束至卷取的平均冷却速度、卷取温度)下进行冷却，从而得到热轧钢板。然后，使用80℃的10％盐酸，以表5以及表6所示的酸洗时间对热轧钢板实施酸洗，并以表5以及表6所示的压下率实施冷轧，从而得到冷轧钢板。表1～表4中的下划线表示其数值偏离本发明的范围。钢种a～钢种at的剩余部分设定为fe和杂质。表5～表6中的下划线表示其数值偏离适于制造热浸镀锌钢板的范围。

接着，对得到的冷轧钢板，在表7以及表8所示的条件(预热带的空气比、在预热带的预热结束温度、预热带气氛中的log(p(h2o)/p(h2))、还原带气氛中的log(p(h2o)/p(h2))、在600℃～750℃的温度区域的平均加热速度、最高加热温度(tm))下实施退火。此外，实验例1～实验例50的预热结束温度设定在623℃～722℃的范围。接着，在表7以及表8所示的条件(冷却速度1(在750℃～700℃的温度区域的平均冷却速度)、冷却速度2(在700℃～500℃的温度区域的平均冷却速度)、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))下实施冷却处理。此外，对于不实施贝氏体相变处理1、马氏体相变处理的钢板，在表7以及表8的该处理的条件一栏中记载着“－”。表7～表8中的下划线表示其数值偏离适于制造热浸镀锌钢板的范围。

接着，在表9以及表10所示的镀覆条件(有效al量、镀浴的温度(浴温)、钢板的进入温度、浸渍时间)下浸渍于锌镀浴中，从而实施镀覆。镀覆后，在表9以及表10所示的条件(冷却速度(在镀覆后钢板温度～350℃的温度区域的平均冷却速度)、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))下实施冷却处理。此外，对于不实施贝氏体相变处理2、再加热处理的钢板，在表9以及表10的该处理的条件一栏中记载着“－”。再者，在表9以及表10所示的压下率下实施冷轧，从而得到实验例1～实验例97的热浸镀锌钢板。但是，在一部分实验例中，也有中断实验的情况。表9～表10中的下划线表示其数值偏离适于制造热浸镀锌钢板的范围。

对于得到的镀覆钢板(实验例1～实验例97)，进行了母材钢板的显微组织以及热浸镀锌层的观察。表11以及表12示出了母材钢板的显微组织以及热浸镀锌层的观察结果。表11以及表12中的下划线表示其数值偏离本发明的范围。

首先，从热浸镀锌钢板上，采集以与母材钢板的轧制方向平行的断面为观察面的试料。对于试料的观察面，进行基于场致发射型扫描型电子显微镜(fe-sem)的组织观察以及基于ebsd法的高分辨率结晶方位解析，对距母材钢板表面为母材钢板的板厚的1/8厚度～3/8厚度的范围的显微组织进行观察，从而鉴定构成组织。在表13以及表14中，f表示被观察到的粒状铁素体，wf表示被观察到的针状铁素体，nrf表示被观察到的未再结晶铁素体，p表示被观察到的珠光体，θ表示被观察到的粗大渗碳体，bf表示被观察到的贝氏体铁素体，b表示被观察到的贝氏体，m表示被观察到的马氏体，tm表示被观察到的回火马氏体，γ表示被观察到的残余奥氏体。

另外，从热浸镀锌钢板上采集25mm×25mm的小片作为试验片。在距试验片的板厚的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围，对与板面平行的面进行镜面抛光，然后采用x射线衍射法对残余奥氏体的体积分数(γ分数)进行测定。

镀层的附着量通过使用加入了缓蚀剂的盐酸而使热浸镀锌层溶解、并对溶解前后的重量进行比较而求出。再者，通过用icp对fe和al进行定量，便测得热浸镀锌层中的fe浓度和al浓度。

再者，从热浸镀锌钢板上，采集以与母材钢板的轧制方向平行的断面为观察面的试料，然后使用上述的测定方法，求出在母材钢板的表面和热浸镀锌层的界面形成的fe-al合金层的平均厚度、母材钢板在宽度方向的fe-al合金层的厚度的最大值和最小值之差、与fe-al合金层接触的微细化层的平均厚度、母材钢板在宽度方向的微细化层的厚度的最大值和最小值之差、微细化层内的铁素体相的平均粒径、以及微细化层中的si和mn之中的1种以上的氧化物的直径的最大值。其结果如表11以及表12所示。

接着，为了调查热浸镀锌钢板的特性，进行了拉伸试验、扩孔试验、弯曲试验、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、以及镀层外观均匀性评价。表13以及表14示出了各实验例的特性。

拉伸试验通过从热浸镀锌钢板上制作出jisz2201中记载的5号试验片，并采用jisz2241中记载的方法来进行，从而求出屈服强度(ys)、最大抗拉强度(ts)、以及总拉伸率(el)。此外，拉伸特性将最大抗拉强度(ts)为420mpa以上的情况评价为良好。

扩孔试验采用jisz2256中记载的方法来进行。在成形性中，延展性(总拉伸率)(el)以及扩孔性(λ)随着最大抗拉强度(ts)的变化而变化，但在满足下述式(2)的情况下，将强度、延展性以及扩孔性设定为良好。

ts^1.5×el×λ^0.5≥2.0×10⁶式(2)

镀层附着力是对施加5％的单轴拉伸应变的热浸镀锌钢板，实施杜邦冲击试验。在冲击试验后的热浸镀锌钢板上贴上胶带，然后将其撕下，将镀层未剥离的情况设定为特别良好(◎)，将镀层有5％以上剥离的情况设定为不良(×)，将镀层的剥离低于5％的情况设定为良好(○)。杜邦冲击试验使用将顶端的曲率半径设定为1/2英寸的冲击座，从1m的高度使3kg的锤落下而进行。

点焊性通过进行连续打点试验而加以评价。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，连续进行1000次的点焊，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以上的情况设定为良好(○)，将低于0.90的情况设定为不良(×)。

耐蚀性的评价使用将热浸镀锌钢板裁切成150mm×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20μm的阳离子电泳涂装，在实施35μm的中涂、35μm的面涂后，将背面和端部用绝缘胶带密封。耐蚀性试验使用将sst6hr、干燥4hr、湿润4hr、冷冻4hr设定为1个循环的cct。关于涂装后的耐蚀性的评价，用刀具对涂装面实施直至达到母材钢板的划格，然后对cct60个循环后的膨胀宽度进行测定。将膨胀宽度为3.0mm以下的情况设定为良好(○)，将超过3.0mm的情况设定为不良(×)。

崩裂性使用将热浸镀锌钢板裁切成70mm×150mm的试验片而进行了评价。首先，对试验片进行汽车用脱脂、化学转化皮膜的形成以及3层涂装。接着，在冷却保持于－20℃的状态下，以2kgf/cm²的空气压力使10个碎石(0.3g～0.5g)垂直冲击试验片。碎石的冲击对于各试验片反复实施5次。然后，对于各试验片，观察合计50个的崩裂痕，并以该剥离界面的位置为基础而采用以下的基准进行评价。将剥离界面在热浸镀锌层的更上方(热浸镀锌层-化学转化皮膜的界面、或者电泳涂装-中涂涂装的界面)者设定为良好(○)，将在镀层-基底金属甚至有1个界面剥离者设定为不良(×)。

为了评价热浸镀锌层的加工性，粉化性使用v弯曲加工(jisz2248)而进行了评价。将热浸镀锌钢板裁切成50mm×90mm，以1r-90°v字模压机形成成型体，将其作为试验体。对各试验体的谷部，实施胶带剥离。具体地说，将宽度为24mm的玻璃纸胶带推到试验体的弯曲加工部上并拉离，用肉眼对玻璃纸胶带的长度90mm的部分进行判断。评价基准如下所述。将热浸镀锌层的剥离相对于加工部面积为5％以下者设定为良好(○)，将热浸镀锌层的剥离相对于加工部面积超过5％者设定为不良(×)。

关于外观均匀性评价，对距钢板的宽度方向的两边缘为50mm的位置、和将其间7等分所得到的位置共计8个部位的亮度(l＊值)进行了测定，将从最大值减去最小值所得到的差低于5者设定为良好(○)，将5以上且低于10者设定为稍稍不良(△)，将10以上者设定为不良(×)。

表1

表2

表5

表6

表7

表8

表9

表10

表11

表12

表13

表14

在有效al量为0.180％的实验例64以及实验例86中，fe-al合金层在宽度方向均匀地生成，没有上述专利文献12中记载的镀层附着力的降低。

在实验例3中，镀浴中的有效al浓度极低，fe-al合金层不会形成且热浸镀锌层中的fe含量过度地升高，从而不能得到充分的镀层附着力、崩裂性、粉化性以及镀层的外观均匀性。

在实验例6中，由于不对热轧钢板实施冷轧，因而钢板的平坦度差，没进行退火而中止了实验。

在实验例20中，镀覆后的冷却速度较小且热浸镀锌层中的fe含量过度地升高，从而不能得到充分的镀层附着力、崩裂性以及粉化性。

在实验例26中，退火中的加热速度较小，母材钢板的氧化物的生长过度地进行，且在母材钢板的表面产生成为破坏起点的粗大的氧化物，因而镀层附着力、粉化性发生劣化。

在实验例28中，冷轧的压下率过大，钢板发生断裂，因而中止了实验。

在实验例33中，均热带的log(p(h2o)/p(h2))较大，母材钢板的表层的微细化层过厚，生成zn-fe合金的热浸镀锌层的合金化过度地进行，热浸镀锌层中的fe含量增加，因而使镀层附着力、崩裂性、粉化性劣化。

在实验例36中，预热带的空气比较大，钢板表面的脱碳过度地进行，因而微细化层的平均厚度增厚，生成zn-fe合金的热浸镀锌层的合金化过度地进行，热浸镀锌层中的fe含量增加，因而使镀层附着力、崩裂性、粉化性劣化。

在实验例40中，镀浴中的有效al浓度较低，厚度充分的fe-al合金层不会生成，热浸镀锌层中的fe含量过度地升高，从而不能得到充分的镀层附着力、崩裂性、粉化性以及镀层的外观均匀性。

在实验例42中，镀浴中的有效al浓度较高，热浸镀锌层中的al含量过度地升高，过厚的fe-al合金层得以生成，从而不能得到充分的镀层附着力以及点焊性。

在实验例46中，均热带的log(p(h2o)/p(h2))较小，镀覆不上得以发生，从而使镀层附着力劣化。在实验例46中，微细化层不会形成，母材钢板表面的铁素体相的平均粒径为3.6μm，从表面直至0.5μm深度的范围的钢板内部的氧化物的直径的最大值低于0.01μm。

在实验例47中，si含量较大，在铸造中，板坯在冷却中开裂，因而使实验中断。

在实验例48中，mn含量较大，在热轧中，板坯在加热中开裂，因而使实验中断。

在实验例49中，p含量较大，在热轧中，板坯在加热中开裂，因而使实验中断。

在实验例50中，al含量较大，在铸造中，板坯在冷却中开裂，因而使实验中断。

在实验例54中，退火中的最高加热温度较低，残余奥氏体不会生成，粗大的渗碳体在钢板中大量存在，ts^1.5×el×λ^0.5发生劣化，从而不能得到充分的特性。

在实验例55中，750℃～700℃的平均冷却速度较小，大量的碳化物得以生成，不能得到残余奥氏体，因而使强度和成形性的平衡劣化。

在实验例58中，镀覆处理后的贝氏体相变处理温度较高，热浸镀锌层中的fe含量增加，因而使镀层附着力、崩裂性、粉化性劣化。

在实验例59中，镀覆处理前的贝氏体相变处理时间较短，贝氏体相变不会充分地进行，不能得到残余奥氏体，因而使强度和成形性的平衡劣化。

在实验例60中，镀浴中的有效al量过小，厚度充分的fe-al合金层不会生成，热浸镀锌层中的fe含量过度地升高，从而不能得到充分的镀层附着力、崩裂性以及粉化性。

在实验例65中，700℃～500℃的平均冷却速度较小，大量的碳化物得以生成，不能得到残余奥氏体，因而使强度和成形性的平衡劣化。

在实验例66中，镀覆处理后的贝氏体相变处理温度较低，贝氏体相变的进行过度地受到抑制，不能得到残余奥氏体，因而使强度和成形性的平衡劣化。

在实验例67中，镀浴中的有效al浓度较高，热浸镀锌层中的al含量过度地升高，过厚的fe-al合金层得以生成，从而不能得到充分的镀层附着力以及点焊性。

在实验例68中，热轧的结束温度较低，钢板的形状明显恶化，因而使实验中止。

在实验例72中，卷取温度较低，在冷轧中钢板发生断裂，因而使实验中止。

在实验例73中，预热带的log(p(h2o)/p(h2))较小，镀覆不上得以发生，表层的粒径不会微细化而使镀层附着力劣化。在实验例73中，微细化层不会形成，母材钢板表面的铁素体相的平均粒径为3.3μm，从表面直至0.5μm深度的范围的钢板内部的氧化物的最大直径低于0.01μm。

在实验例74中，在镀覆处理前以及镀覆处理后的无论哪一种中，没有实施贝氏体相变处理，不能得到残余奥氏体，因而使强度和成形性的平衡劣化。

在实验例75中，镀覆处理前的贝氏体相变处理温度较高，生成大量的碳化物，不能得到残余奥氏体，因而使强度和成形性的平衡劣化。

在实验例76中，镀覆处理前的贝氏体相变处理温度较低，贝氏体相变的进行过度地受到抑制，不能得到残余奥氏体，因而使强度和成形性的平衡劣化。

在实验例78中，退火中的最高加热温度低于ac1+50℃，残余奥氏体不会生成，粗大的渗碳体在钢板中大量存在，ts^1.5×el×λ^0.5发生劣化，从而不能得到充分的特性。

在实验例80中，镀覆处理前的贝氏体相变处理时间和镀覆处理后的贝氏体相变处理时间之和较小，贝氏体相变不会充分地进行，不能得到残余奥氏体，因而使强度和成形性的平衡劣化。

在实验例84中，si含量以及al含量没有满足式(1)，大量的碳化物得以生成，不能得到残余奥氏体，因而使强度和成形性的平衡劣化。

在实验例87中，镀覆处理前的贝氏体相变处理时间较长，大量的碳化物得以生成，不能得到残余奥氏体，因而使强度和成形性的平衡劣化。

在实验例88中，c含量较大，从而使点焊性以及成形性劣化。

在实验例89中，c含量较小，残余奥氏体不会生成，硬质相的体积分数减小，从而不能得到充分的抗拉强度。

在实验例90中，mn含量较小，在退火以及镀覆中生成大量的珠光体以及粗大渗碳体，残余奥氏体不会生成，从而不能充分得到钢板的抗拉强度和成形性。

在实验例91中，s含量较大，大量的粗大硫化物得以生成，因而使延展性以及扩孔性劣化。

在实验例92中，n含量较大，大量的粗大氮化物得以生成，因而使延展性以及扩孔性劣化。

在实验例93中，o含量较大，大量的粗大氧化物得以生成，因而使延展性以及扩孔性劣化。

在实验例94中，预热结束温度较高，母材钢板的氧化物的生长过度地进行，且在母材钢板的表面产生成为破坏起点的粗大的氧化物，因而使镀层附着力劣化。

在实施例95中，预热带的log(p(h2o)/p(h2))较大，母材钢板的表层的微细化层过厚，生成zn-fe合金的热浸镀锌层的合金化过度地进行，热浸镀锌层中的fe含量增加，因而使镀层附着力、崩裂性、粉化性劣化。另外，钢板在宽度方向的fe-al合金层的厚度的最大值和最小值之差超过0.5μm，从而镀层外观不均匀。

在实验例10、实验例22、实验例30、实验例43、实验例44中，卷取温度为650℃以上，钢板在宽度方向的fe-al合金层的厚度的最大值和最小值之差超过0.5μm，从而镀层外观稍稍不均匀。另外，钢板在宽度方向的微细化层的厚度的最大值和最小值之差超过2.0μm。在实验例11、实验例45中，虽然卷取温度在650℃以上，但通过延长酸洗时间，钢板在宽度方向的微细化层的厚度的最大值和最小值之差达到2.0μm以内，从而得到良好的镀层的外观均匀性。在实施例97中，虽然卷取温度低于650℃，但酸洗时间较短而为15秒钟，因而不能完全除去不均匀地生成的内部氧化层，钢板在宽度方向的微细化层的厚度的最大值和最小值之差超过2.0μm，从而镀层外观稍稍不均匀。在实验例99中，预热带的平均加热速度超过50℃/秒钟，因而钢板在宽度方向的fe-al合金层的厚度的最大值和最小值之差超过0.5μm，钢板在宽度方向的微细化层的厚度的最大值和最小值之差超过2.0μm，从而镀层外观稍稍不均匀。

产业上的可利用性

本发明可以利用于例如与对汽车的外板等合适的热浸镀锌钢板相关联的产业。