CN103827335B - 镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的镀锌钢板，具备：钢板、和所述钢板的表面上的镀层，所述钢板具有下述钢化学组成：以质量%计，包含：C：0.05～0.40%、Si：0.5～3.0%、Mn：1.5～3.0%；具有下述显微组织：包含铁素体、贝氏体、30%以上的体积分率的回火马氏体和8%以上的体积分率的奥氏体；具有980MPa以上的抗拉强度，所述镀层含有包含选自Si、Mn和Al中的1种以上的化学元素的氧化物，在包含所述钢板与所述镀层的板厚方向截面观察的情况下，所述氧化物的投影面积率为10%以上。

Description

镀锌钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及具有980MPa以上的抗拉强度（TS），耐延迟断裂特性、镀层密着性、伸长率和扩孔性优异的镀锌钢板。本发明涉及的镀锌钢板，特别适合于汽车用的构造用构件、增强用构件、行驶用构件。再者，本发明涉及的镀锌钢板（Zinc Coated Steel Sheet），可以分类为热浸镀锌钢板（Galvanized Steel Sheet）和合金化热浸镀锌钢板（Galvannealed SteelSheet）。

本申请基于2011年9月30日在日本申请的专利申请2011-217811号要求优先权，将其内容援引于本说明书中。

背景技术

在汽车的横梁或侧梁等的构件中，为应对近年降低燃费的动向，轻量化正被研讨，即使使用比构件薄的钢板，从确保汽车的强度和冲撞安全性的观点来看，也在推进钢板的高强度化。但是，由于材料的成形性伴随强度上升而劣化，所以要实现上述构件的轻量化，需要制造满足压制成形性和高强度两方面的钢板。

特别地，在将钢板成形为具有复杂形状的汽车的构造用构件或增强用构件的情况下，钢板被要求优异的延展性。在近年的汽车的骨架构件中，主要使用具有440MPa级或590MPa级的抗拉强度的钢板，为了构件的进一步轻量化，今后希望开发具有980MPa以上的抗拉强度的钢板。

在将590MPa级的钢板用980MPa级的钢板置换的情况下，对于980MPa级的钢板，要求与590MPa级的钢板的伸长率同等的伸长率。因此，迫切希望开发具有980MPa以上的抗拉强度，且伸长率优异的钢板。

作为拉伸试验的总伸长率（El）优异的钢板，存在下述复相组织钢板：其具有在作为主相的软质的铁素体中，作为第二相使残余奥氏体分散了的显微组织。该复相组织钢板中，通过铁素体来确保延展性，通过残余奥氏体的马氏体相变来确保强度，该残余奥氏体在塑性加工时发生马氏体相变。利用了该相变的钢有TRIP（TRansformation Induced Plasticity，相变诱发塑性）钢，近年，该TRIP钢的用途逐渐扩大。

TRIP钢相比于析出强化钢和DP钢（由铁素体和马氏体构成的钢，Dual Phase Steel），具有特别优异的伸长率，所以是被强烈希望扩大应用的钢板。TRIP钢虽然强度和延展性优异，但是一般具有扩孔性低的特征。

此外，为今后将汽车车身的轻量化推进下去，必须将高强度钢板的使用强度水平提高到以往以上。例如，为将高强度钢板用于行驶部件等的难成形性构件，必须改善扩孔性等的成形性。

并且，在考虑980MPa以上的钢板对于汽车用构件的适用的情况下，在强度和加工性这样的特性以外，还要求耐延迟断裂特性。延迟断裂，是起因于对钢材施加的应力、氢脆性而发生，且向作为结构体被使用的钢材的应力集中部扩散下去的氢聚集，从而结构体破坏的现象。

具体而言，作为延迟断裂的一例，可以例举，例如PC钢线（PrestressedConcrete Steel Wire）或螺栓等的、在使用状况下受到高应力负荷的构件突然断裂的现象等。

已知延迟断裂与从环境侵入钢材的氢密切相关。作为从环境侵入钢材的氢，存在大气中含有的氢、腐蚀环境下产生的氢等各个种类的氢源。无论氢源是哪种，在氢向钢材中侵入的情况下，都可能成为诱发延迟断裂的原因。

由此，作为钢材的使用环境，虽然期望不存在氢的环境，但是考虑对结构体或汽车的适用的情况，会在室外使用钢材，所以无法避免氢的侵入。

作为对用作结构体的钢材发挥作用的应力，可以例举在结构体上负荷的应力、在成形时产生的应力的一部分残留于钢材内部的残余应力。特别是汽车用的薄钢板等，在成形后作为构件使用的钢材中，与几乎不给予变形而将制品原样使用的厚板、条钢（例如、螺栓）相比较，残余应力成为大问题。因此，在对延迟断裂成为问题的钢板成形的情况下，期待能够不留有残余应力那样地成形钢板。

例如，专利文献1中，公开了将钢板加热到高温并加工后，使用金属模具淬火，使其高强度化的金属板的热轧成形方法。该方法中，因为在高温下加工钢板，所以成为残余应力的原因的加工时被导入的位错恢复，或者在加工后发生相变缓解残余应力。因此，成形品中基本上不残留残余应力。通过采用该方法强化钢板，可以提高钢板的延迟断裂特性。但是，该方法中，因为压制前需要加热，所以与冷轧成形相比，能量成本和设备成本高。另外，因为从600℃以上的高温对成形品直接淬火，所以钢板的特性（例如，镀层钢板的镀层性状）容易发生变化，控制强度和延迟断裂特性以往的特性较困难。

另外，在切断、冲裁这样的机械加工中，在切断面存在残余应力，所以有引起延迟断裂的担忧。因此，在具有980MPa以上的抗拉强度的高强度钢板的加工时，采用不伴有直接的机械加工的激光等所进行的方法切断钢板，避免残余应力的发生。但是，激光切断，与剪切断、冲裁加工相比成本较高。

因此，寻求不是通过成形方法，而是通过相应于所需要特性的材料开发来确保钢板的耐延迟断裂特性。

在棒钢、条钢或厚钢板的制品领域中，开发了使耐氢脆特性提高，能够避免延迟断裂的材料。例如，非专利文献1中，公开了将Cr、Mo、V等的显示回火软化抵抗性的元素的微细析出物在马氏体中整合析出的、具有高耐氢脆特性的高强度螺栓。该高强度螺栓，将钢材由高温的奥氏体单相淬火，得到马氏体单相的显微组织后，通过回火处理，使上述微细析出物在马氏体中整合析出。

该高强度螺栓，利用侵入到钢材中的氢，在整合析出于马氏体中的VC等的微细析出物的周边被捕捉，抑制侵入到钢材中的氢向成为应力集中的延迟断裂的起点的部位扩散、集中。有效利用这样的钢材中的微细析出物，一直以来，推进高强度且耐延迟断裂特性优异的钢材的开发。

为将VC等的析出物作为氢的陷阱位点有效利用，使耐延迟断裂特性提高，必须使这些析出物向马氏体组织中整合析出。

但是，为了这些析出物的析出，需要数小时以上的析出热处理，在制造性上存在问题。即，在使用连续退火设备、连续热浸镀锌设备等的一般的薄钢板的制造设备制造的钢板中，至多在数十分钟的短时间内进行组织控制，所以在制造薄钢板情况下，通过这些析出物提高耐延迟断裂特性较困难。

另外，在有效利用热轧工序中析出的析出物的情况下，热轧工序中，即使上述析出物析出，通过其后的冷轧和连续退火时的再结晶，也会失去析出物和母相（铁素体、马氏体）之间的取向关系。即，该情况下，析出物变得不是整合析出物。该结果，得到的钢板的大幅降低。

通常，担心延迟断裂的发生的高强度钢板，具有以马氏体为主体的显微组织。马氏体虽然可以在低温的温度区域形成，但在该温度区域，不能析出成为以VC为代表的氢的陷阱位点的析出物。

该结果，使VC等的整合析出物在薄钢板中析出，提高耐延迟断裂特性的情况下，利用连续退火设备、连续热浸镀锌设备，制作出钢材的显微组织后，需要实施附加的热处理，使这些析出物析出。这会带来大幅的制造成本的增加。

并且，如果对以马氏体为主体的显微组织实施上述的附加的热处理，则马氏体会大幅软化。该结果，为使高强度薄钢板的耐延迟断裂特性提高，有效利用VC等的整合析出物较难。

再者，非专利文献1中记载的钢，是C量为0.4%以上，并且，含有较多合金元素的钢，所以薄钢板中所要求的加工性和/或焊接性差。

专利文献2中，公开了通过以Ti、Mg为主体的氧化物来降低了氢性缺陷的厚钢板。但是，专利文献2中公开的厚钢板，只是降低了由制造时在钢中被捕捉的氢而产生的氢缺陷，对于耐氢脆性（耐延迟断裂特性）丝毫没有考虑。而且，对于薄钢板所要求的高成形性和耐氢脆性的兼具，也丝毫没有考虑。

以往，在薄钢板中，（1）板厚较薄，所以即使氢在薄钢板中侵入，短时间内也向外部被释放、（2）以加工性为优先，所以900MPa以上的抗拉强度的钢板基本上没有被利用等，所以对于氢脆性的问题较小。但是，因为将高强度钢板作为被加工材料适用的要求正快速提高，要求开发耐氢脆性优异的高强度钢板。

如上述那样，提高耐氢脆性的技术，基本上是对于螺栓、条钢、厚板的钢材开发出来的。这些钢材基本上不实施成形，并且大多在屈服强度或屈服应力以下使用。因此，以往的技术中，没有考虑切断、构件成形（压制成形）的汽车构件所需要的加工性、和加工后的耐氢脆性。

成形后的构件，被称为残余应力的应力残留在构件内部。残余应力虽然局部地存在，但是有时变为超过坯料的屈服应力的高的值。因此，对薄钢板要求在高残余应力下不发生氢脆化。

对于薄钢板的氢脆性，例如，非专利文献2中报告了通过残余奥氏体的加工诱发相变来助长氢脆性。该非专利文献2中，考虑了薄钢板的成形，为了不使耐氢脆化劣化，抑制奥氏体中的C的浓化，使残余奥氏体的量大幅降低。

并且，非专利文献2中记载的技术中，高强度薄钢板的显微组织被限制在极窄的范围，只评价了在比较短的时间内发生的氢脆性，所以难以根本性地解决作为汽车用的构件实际使用时的氢脆性。并且，该非专利文献2中记载的技术中，未能积极地有效利用残余奥氏体，钢板的用途被限定。

这样，在较多含有容易引起氢脆性的残余奥氏体的情况下，得到同时满足高耐蚀性、高抗拉强度、优异的耐延迟断裂特性和高延展性的钢板极其困难。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：日本国特开2002-18531号公报

专利文献2：日本国特开平11-293383号公报

非专利文献

非专利文献1：延迟断裂阐明的新展开、日本钢铁协会、1997年1月发行

非专利文献2：CAMP-ISIJ、vol.5、No.6、1839～1842页、山崎等、1992年10月、日本钢铁协会发行

发明内容

本发明的目的是提供抗拉强度（TS）980MPa以上的、耐延迟断裂特性、镀层密着性、伸长率和扩孔性优异的镀锌钢板（包含热浸镀锌钢板和合金化镀锌钢板）。

本发明者们推进专心研讨的结果，作为对钢材的材质没有影响而提高耐延迟断裂特性的手段，发现了如果施加耐延迟断裂特性能够提高的镀层，则钢材的耐延迟断裂特性提高。

具体地，发现了使镀层中分散包含选自Si、Mn和Al中的1种以上的化学元素的氧化物，利用镀层内的氧化物捕捉从环境侵入的氢，能够延迟氢向应力集中部的扩散和因此而产生的延迟断裂。

另外，发现为了兼具980MPa以上的抗拉强度（TS）和优异的成形性，最大限度地有效利用强化元素Si，在显微组织中，形成体积率30%以上的回火马氏体和体积率8%以上的残余奥氏体是重要的。

即，本发明中可以提供抗拉强度（TS）980MPa以上的、耐延迟断裂特性、镀层密着性、伸长率和扩孔性优异的镀锌钢板，其要旨如下。

（1）本发明的一方式涉及的镀锌钢板，具备：钢板、和上述钢板的表面上的镀层，上述钢板，具有下述钢化学组成：以质量%计，包含：C：0.05～0.40%、Si：0.5～3.0%、Mn：1.5～3.0%，并限制为P：0.04%以下、S：0.01%以下、N：0.01%以下、Al：2.0%以下、O：0.01%以下，其余量包含铁和不可避免的杂质；具有下述显微组织：包含铁素体、贝氏体、30%以上的体积分率的回火马氏体和8%以上的体积分率的奥氏体，将珠光体的体积分率限制为10%以下，上述回火马氏体和上述贝氏体的合计体积分率为40%以上，相对于该显微组织的单位面积，具有超过35_μm的粒径的晶粒占有的面积的比例为10%以下；具有980MPa以上的抗拉强度，上述镀层中的镀层金属，具有下述镀层化学组成：将Fe量限制为15质量%以下、将Al量限制为2质量%以下，其余量包含Zn和不可避免的杂质，上述镀层含有包含选自Si、Mn和Al中的1种以上的化学元素的氧化物，在包含上述钢板与上述镀层的板厚方向截面观察的情况下，将上述氧化物投影到上述镀层与上述钢板的界面上的长度除以上述镀层与上述钢板的界面长度而得到的投影面积率为10%以上，上述镀层对上述钢板的被覆率为99%以上。

（2）上述（1）所述的镀锌钢板中，上述钢化学组成，以质量%计，还可以包含从：Mo：0.01～1.0%、Cr：0.05～1.0%、Ni：0.05～1.0%、Cu：0.05～1.0%、Nb：0.005～0.3%、Ti：0.005～0.3%、V：0.005～0.5%、B：0.0001～0.01%、选自Ca、Mg和REM中的1种以上的合计：0.0005～0.04%中选择的1种以上。

（3）上述（1）或（2）所述的镀锌钢板中，上述镀层也可以是热浸镀锌层。

（4）上述（1）或（2）所述的镀锌钢板中，上述镀层也可以是合金化热浸镀锌层。

（5）上述（1）～（3）的任一项所述的镀锌钢板中，也可以将上述镀层化学组成的Fe量限制为低于7质量%。

（6）上述（1）～（4）的任一项所述的镀锌钢板中，上述镀层化学组成也可以包含7～15质量%的Fe。

（7）上述（1）～（6）的任一项所述的镀锌钢板中，上述镀层化学组成也可以包含超过0%且2质量%以下的Al。

（8）本发明的一方式涉及的镀锌钢板的制造方法，包括：铸造具有下述钢化学组成的钢的第1工序，上述钢化学组成，以质量%计，包含C：0.05～0.40%、Si：0.5～3.0%、Mn：1.5～3.0%，并限制为P：0.04%以下、S：0.01%以下、N：0.01%以下、Al：2.0%以下、O：0.01%以下，其余量包含铁和不可避免的杂质；将上述钢直接或暂且冷却后，进行加热的第2工序；以在Ar₃转变点以上结束热轧那样对上述钢热轧的第3工序；将上述钢在300～700℃卷取的第4工序；将上述钢酸洗的第5工序；用具有辊径为1400mm以下的工作辊的冷轧机，以30%以上且低于100%的累积压下率对上述钢冷轧的第6工序；将上述钢加热，在550～750℃使上述钢滞留20秒以上的第7工序；以750～900℃对上述钢退火的第8工序；以0.1～30℃/秒的第一平均冷却速度将上述钢冷却到500℃以上且低于750℃的温度区域的中间冷却温度，以上述第一平均冷却速度以上的第二冷却速度将上述钢从该中间冷却温度冷却到100℃以上且低于350℃的冷却停止温度的第9工序；将上述钢的温度控制在比镀浴温度低40℃的温度以上且比上述镀浴温度高40℃的温度以下的温度范围内的第10工序；将上述钢浸渍在以10～50m/分钟的流速流动的热浸镀锌浴中，对上述钢实施镀锌的第11工序；和将上述钢冷却到低于100℃的温度的第12工序，上述第二平均冷却速度为1～100℃/秒，在上述第9工序之后的工序中，上述钢的温度处于350～500℃的温度范围的时间为20秒以上。

（9）上述（8）所述的镀锌钢板的制造方法中，上述钢化学组成，以质量%计，还可以包含从Mo：0.01～1.0%、Cr：0.05～1.0%、Ni：0.05～1.0%、Cu：0.05～1.0%、Nb：0.005～0.3%、Ti：0.005～0.3%、V：0.005～0.5%、B：0.0001～0.01%、选自Ca、Mg和REM中的1种以上的合计：0.0005～0.04%中选择的1种以上。

（10）上述（8）或（9）所述的镀锌钢板的制造方法中，在上述第9工序中，上述第一平均冷却速度与上述第二平均冷却速度相等的情况下，上述第一平均冷却速度也可以超过10℃/秒且为30℃/秒以下。

（11）上述（8）～（10）的任一项所述的镀锌钢板的制造方法中，在上述第10工序之后，还可以包括对上述钢再加热，并保持在350～500℃的温度范围的工序。

（12）上述（8）～（11）的任一项所述的镀锌钢板的制造方法中，在上述第12工序之后，还可以包括将上述钢加热至460～600℃，来实施合金化处理的工序。

根据本发明的上述实施方式，可以廉价地提供适合于汽车用的构造用构件、增强用构件、行驶用构件的、具有980MPa以上的抗拉强度，耐延迟断裂特性、镀层密着性、伸长率和扩孔性优异的镀锌钢板（包含热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板）。

附图说明

图1是模式地表示本发明的一实施方式涉及的镀锌钢板中的镀层中的氧化物的投影面积率的计算方法的图。

图2是表示在本实施方式涉及的镀锌钢板（合金化热浸镀锌钢板）的截面，在镀层中分散有氧化物的图。

图3是本实施方式涉及的镀锌钢板的概略纵截面图。

图4A是表示本发明的一实施方式涉及的镀锌钢板的制造方法的一例的流程图。

图4B是表示本发明的一实施方式涉及的镀锌钢板的制造方法的一例的流程图（图4A的延续）。

具体实施方式

本发明者们为解决上述课题进行了专心研讨的结果，发现了如果使含有Si、Mn和Al中的至少1种的氧化物分散于镀层中，则可以将氧化物作为氢的陷阱位点有效利用，提高钢板（镀锌钢板）的耐延迟断裂特性。另外，本发明者们发现在用于退火的加热中，以550～750℃保持钢板，在钢板表层形成含有Si、Mn和Al中的至少1种的氧化物，则通过其后的镀敷、或者镀敷和合金化处理，可得到具有上述氧化物分散了的镀层的镀锌钢板。

此外，本发明者们发现如果利用钢板表面的氧化物，则氧化物的尺寸、个数密度这些氧化物形态的控制较容易。作为在镀层中使氧化物分散的方法，可考虑将含有氧化物的熔融锌（熔融金属）向钢板镀敷的方法，但因以下理由而难以采用这样的方法。

例如，即使将氧化物分散于熔融锌中，氧化物通过范德华力而形成群簇（cluster），生长为达到数～数百μm的巨大的氧化物。其结果，该巨大的氧化物成为不镀（镀不上）和瑕疵的原因，因此不优选在镀浴内分散氧化物。并且，为提高镀层密着性，一般在镀前除去钢板表面的氧化物，得到洁净的表面，在镀前的钢板上，通常有意地不形成氧化物。

通常，热浸镀锌浴中，浮游有被称为浮渣的Zn和/或Al的氧化膜，成为不镀和合金化延迟的原因。本发明者们发现在钢板表面存在氧化物的情况下，钢板向浴浸渍时，浮渣容易附着，不镀容易发生。

并且，本发明者们发现附着于钢板的浮渣，不只引起不镀，还有将合金化延迟的问题。该问题在含有较多Si、Mn的钢板中变得显著。虽然详细的机制不明确，但可以认为是在钢板表面生成的Si、Mn的氧化物、和作为氧化物的浮渣反应或相互作用，助长了不镀和合金化延迟。

本发明者们发现如果在热浸镀锌浴中使熔融金属流动，则能够抑制上述的氧化物间的反应或相互作用，从而抑制不镀。

以下，对于本发明的一实施方式涉及的镀锌钢板，进行详细说明。

本实施方式涉及的镀锌钢板1（以下，记载为镀层钢板1），如图3所示，具备钢板2和钢板2的表面上的镀层3。再者，镀层钢板1，也可以在镀层3的表面还具备有机层、无机层等的各种被覆层。在镀层钢板1中不形成这样的被膜层的情况下，镀层钢板1由钢板2和钢板2的表面上的镀层3构成。另外，镀层3通过熔融金属的凝固来形成，可以是没有实施合金化处理的热浸镀锌层（Galvanized Layer），也可以是实施了合金化处理的合金化热浸镀锌层（Galvannealed Layer）。

首先，对于镀层3进行说明。

镀层3含有选自Si、Mn和Al中的1种以上的化学元素的氧化物3a。使这样的氧化物3a分散于镀层3中是最重要的。特别地，如果使上述氧化物3a分散于从钢板2与镀层3的界面起算5μm以内的镀层3的区域内，则氢的捕捉效果变得显著。

详细的机制虽不明确，但可以认为由于氧化物3a含有大量缺陷，所以镀层3中的氧化物3a捕捉从镀层钢板1的表面侵入的氢（例如，通过腐蚀反应生成的氢和大气中的氢），延迟氢对钢板2的侵入，其结果，耐延迟断裂特性提高。

并且，由于汽车用钢板是在湿润环境和干燥环境反复的环境（湿润-干燥环境）中使用的，所以被湿润环境中镀层3中的氧化物3a（即，钢板2的上方的氧化物3a）捕捉的氢，在干燥环境中向大气中释放。因此，可以认为在汽车被使用的实际环境中，可以持续地利用上述氧化物所带来的氢的捕捉效果，上述镀层钢板1，由于耐延迟断裂特性而发挥高的效果。

该效果通过使含有选自Si、Mn和Al中的1种以上的化学元素的氧化物3a分散于镀层3中而变得显著。特别地，Si的氧化物、Mn的氧化物、Al的氧化物、选自Si、Mn、Al的2种以上的化学元素的复合氧化物，作为与锌相比熔点高、氢的捕捉效果高的氧化物，容易分散于镀层3中。

镀层3中的氧化物3a，是单独或复合地含有Si、Mn和Al的氧化物（以下，有时仅记载为氧化物3a）。但是，也可以在氧化物3a中包含制造上混入的不可避免的杂质（例如，包含起因于渡浴的Zn、Al等的不可避免的氧化物和/或包含起因于钢板2的化学组成的化学元素（Si、Mn、和Al除外）的不可避免的氧化物）。

因此，例如，氧化物3a也可以单独或复合地含有Si、Mn和Al（至少1种），其余量包含O（氧）和不可避免的杂质。

在此，作为单独或复合地含有Si、Mn和Al的氧化物3a，可以例举SiO₂、MnO、Al₂O₃、Mn₂SiO₄等，氧化物3a希望含有SiO₂或Mn₂SiO₄。

对于钢板2的表面将氧化物3a投影了的氧化物3a的投影面积率为10%以上。该投影面积率，是由镀层钢板1的表面从上方观察钢板2的情况下在钢板2的表面上投影的氧化物3a的表观的被覆率。被覆率3a的投影面积率越大，越可以将从镀层钢板1的表面侵入的氢更多地捕捉到镀层3中。因此，希望氧化物3a在镀层3内，并且在与钢板2的表面平行的面内尽可能多地存在。因此，将投影面积率设为10%以上。该投影面积率，希望为15%以上，更加希望为20%以上。再者，该投影面积率的上限没有特别限制，也可以是100%，但为了更加提高镀层密着性和合金化速度，也可以将投影面积率设为90%以下、或80%以下。

再者，如果投影面积率为10%以上，则氧化物3a的形态无特别限制。例如，氧化物3a的形态，可以是膜状、粒状、细绳状的任一种。膜状的氧化物，能够提高氧化物3a的单位体积的投影面积率。因此，如果膜状的氧化物相对于氧化物3a整体的比例多，则可以使投影面积率变大。因此，氧化物3a的形态希望为膜状。

氧化物3a的投影面积率，可以通过观察镀层钢板1的截面（包含钢板2和镀层3的板厚方向截面）容易地测定。例如，如图1所示，在对于镀层3和钢板2的界面（近似直线的界面）将氧化物3a垂直投影的情况下，可以利用投影的氧化物3a（影）的投影长度（例如，图1中的长度（L-l₁-l₂-l₃））相对于镀层3和钢板2间的界面的长度（例如，图1中的长度L）的比例评价投影面积率A（%）。即，将图1的例子一般化，将氧化物3a未投影的部分（非投影部）存在n个（n为自然数）的情况的第i个（i为1以上且n以下的自然数）的非投影部的长度假定为l_i，则投影面积率A可以采用测定出的上述界面的长度L通过下式1表现。

数1

$A=100\×(1-\frac{{\mathrm{\Σ}}_{i=1}^n\mathrm{li}}{L})$ ···（式1）

本实施方式中，将该长度的比例以一万倍的倍率测定5视场，将其平均值定义为投影面积率。

氧化物3a的化学组成和面积率，可以通过观察镀层钢板1的截面的组织来评价。例如，可以例举，通过聚焦离子束加工装置（FIB加工装置），以包含镀层3（镀层钢板1的板厚方向截面）那样地将镀层钢板1加工成为薄片，其后对于该薄片的表面，进行通过场发射型透射型电子显微镜（FE-TEM）的观察和通过能量分散型X射线检测器（EDX）的组成分析的方法。

例如，图2中，通过FIB制作了观察用试料后，通过FE-TEM以5万倍观察了氧化物3a。并且，通过将该氧化物3a用EDX分析，可以鉴定氧化物3a。

镀层3包含镀层金属3b，该镀层金属3b具有如下的化学组成（镀层化学组成），将Fe量限制为15质量%以下，Al量限制为2质量%以下，其余量包含Zn和不可避免的杂质。如果镀层金属3b中的Fe量超过15质量%，则镀层钢板1中的镀层3的密着性受损，成形时，镀层3破坏或脱落。该破坏或脱落的镀层3如果附着于金属模具，则成为成形时的瑕疵的原因。同样地，镀层金属3b中的Al量如果超过2质量%，则形成厚的Fe-Al-Zn系的阻挡层，镀层3的密着性受损。该情况下，也产生控制合金化处理后的Fe量较难的问题。

另外，镀层3如果是合金化热浸镀锌层，则钢板2中的Fe进入镀层3中，所以可以提高点焊性和涂装性。特别地，如果合金化处理后的镀层3的镀层金属3b中的Fe量为7质量%以上，则可以充分提高点焊性。因此，在进行合金化处理的情况下，优选将镀层金属3b中的Fe量设为7～15质量%。并且，在进行合金化处理的情况下，为了通过合金化速度的控制，更加灵活地控制镀层金属3b中的Fe量，也可以例如将Al量设为0.05质量%以上。

再者，镀层金属3b中的Fe量即使低于7质量%，镀层钢板1的耐蚀性、成形性和扩孔性也良好。另外，在镀层金属3b含有Fe的情况下，将Fe量设为超过0质量%且15质量%以下即可，在镀层金属3b含有Al的情况下，将Al量设为超过0质量%且2质量%以下即可。再者，镀层金属3b中的Zn量，例如，为80质量%以上且100%以下。

在此，作为镀层3中的镀层金属3b中的上述不可避免的杂质，可以例举，例如制造上混入的不可避免的杂质（例如，镀浴中的不可避免的杂质、起因于钢板2的化学组成的化学元素（Fe、Al和Zn除外）、根据需要的预镀中的化学元素（Ni、Cu和Co））。因此，镀层金属3b在Zn以外，作为选择元素或不可避免的杂质含有Fe、Al的至少1种的化学元素，作为不可避免的杂质含有Mg、Mn、Si、Cr、Ni、Cu等的化学元素也无妨。

对于钢板2的表面的每单位面积（1m²）的镀层3的量（镀敷的量），虽无特别限制，但是从更加提高耐蚀性的观点看，镀敷的量希望为每单面5g/m²以上。另外，从更加提高镀层密着性的观点看，镀敷的量希望为每单面100g/m²以下。再者，镀层3的表面上，出于进一步改善涂装性和焊接性等特性的目的，也可以具有各种处理被膜（例如，通过电镀等得到的上层镀层、通过铬酸盐处理得到的铬酸盐被膜、通过磷酸盐处理得到的磷酸盐被膜、润滑被膜、提高焊接性的被膜）等。

另外，为确保作为结构物使用时的耐蚀性和耐氢脆性，要限制在镀层3中到达钢板2的缺陷（不镀）。具体地，使用实体显微镜，以100倍的倍率观察3视场以上的镀层钢板1的表面（其中，从板宽的中心位置朝向两边缘板宽的3/8区域）的情况下，镀层3相对于钢板2的被覆率（镀层钢板1的最表面为镀层3的面积相对于镀层钢板1的表面积的比例）为99%以上。即，将镀层钢板1的最表面为钢板2的面积相对于镀层钢板1的最表面的比例（缺陷率）限制为低于1.0%即可。被覆率希望为100%（即，缺陷率优选为0%）。在被覆率为99%以上且低于100%的情况下，例如，适用于部件时将缺陷部分修缮即可。

要测定镀层3中的Fe量和Al量，用酸溶解镀层3，除去未溶解的氧化物等后，对得到的溶解液进行化学分析即可。对于合金化热浸镀锌钢板，例如，可以将切断成30mm×40mm的尺寸的镀层钢板1，浸渍于添加了抑制剂的5%HCl水溶液，一边抑制钢板2中的化学元素的溶出（洗脱），一边只溶解镀层3，得到溶解液。由通过得到的溶解液除去未溶解的氧化物等后对该溶解液进行ICP发光分析得到的信号强度、和从浓度已知的溶液设为的检验线，将Fe量和Al量定量即可。

另外，该情况下，考虑各试料间的测定的偏差，将对于从同一合金化热浸镀锌钢板切取出的至少3个试料的测定值取平均值即可。

接着，对于钢板2的化学组成进行说明。再者，钢板2的化学组成中的%，意指质量%。

（C:0.05～0.40%）

C是使钢板2的强度上升的元素。C量低于0.05%时，变得难以兼具980Mpa以上的抗拉强度和加工性。另外，C量超过0.40%，则显微组织中的马氏体和渗碳体的量变多，无法得到充分的伸长率和扩孔性。此外，该情况下，确保点焊性变困难。因此，将C量设为0.05～0.40%。将钢板2的强度进一步提高的情况下，优选将C量设为0.08%以上，更加优选0.10%以上、或0.12%以上。另外，将钢板2的点焊性进一步提高的情况下，优选将C量设为0.38%以下，更加优选0.35%以下、或0.32%以下。

（Si：0.5～3.0%）

Si是用于改善耐氢脆性的重要元素。Si量低于0.5%时，镀层3中的氧化物3a的量不充分，耐延迟断裂特性不提升。因此，将Si量的下限设为0.5%。如果Si量超过3.0%，则因过剩的铁素体的生成而无法控制显微组织，加工性降低。因此，将Si量设为0.5～3.0%。另外，Si是提升钢板2的强度的元素。因此，在更加提高钢板2的强度的情况下，优选将Si量设为0.6%以上，更加优选设为0.7%以上、或0.8%以上。另外，在进一步提高钢板2的加工性的情况下，优选将Si量设为2.8%以下，更加优选设为2.5%以下、或2.2%以下。

（Mn：1.5～3.0%）

Mn是形成氧化物的元素，并且是使钢板2的强度提升的元素。Mn量低于1.5%时，得到980MPa以上的抗拉强度较困难。如果Mn量多，则Mn与P和S的共偏析被助长，加工性降低。因此，将Mn量的上限设为3.0%。在更加提高钢板2的强度的情况下，将Mn量优选设为1.6%以上，更加优选1.8%以上、或2.0%以上。另外，在进一步提高钢板的加工性的情况下，将Mn量优选设为2.8%以下，更加优选2.7%以下、或2.6%以下。

另外，对于钢板2的化学组成，限制以下的化学元素（O、P、S、Al、N）的量。再者，这5种的化学元素的量的下限，均为0%，不被限制。因此，仅限制这5种的化学元素的上限。

（O：0～0.01%）

O在钢中形成氧化物，导致伸长率、弯曲性和扩孔性劣化，所以需要抑制钢中的O量。特别地，氧化物大多作为夹杂物存在，如果存在于冲裁端面或切断面，则在端面形成凹口状的损伤和/或粗大的凹窝。该损伤和/或凹窝，成为在孔扩时和/或强加工时，招致应力集中，成为龟裂形成的起点，大幅降低扩孔性或弯曲性。

如果O量超过0.01%，则上述倾向变得显著，所以将O量的上限设为0.01%。O量的下限虽无特别限制，但是如果将O量设为低于0.0001%，则成本过度增加，所以也可以将O量的下限设为0.0001%。为更加提高钢板2的加工性，优选将O量限制为0.008%以下，更加优选0.006%以下、或0.005%以下。

（P：0～0.04%）

P是偏析于钢板的板厚中央部，使焊接部脆化的元素。如果P量超过0.04%，则焊接部的脆化变得显著，所以将P量的上限设为了0.04%。P量的下限虽无特别限定，但是如果将P量设为低于0.0001%，则成本增加，所以优选将P量设为0.0001%以上。为更加提高钢板2的焊接性，优选将P量限制为0.035%以下，更加优选限制为0.03%以下、或0.02%以下。

（S：0～0.01%）

S是对焊接性、以及铸造时和热轧时的钢板2的制造性带来恶劣影响的元素。因此，将S量的上限设为了0.01%。S量的下限虽无特别限定，但是如果将S量设为低于0.0001%，则成本增加，所以优选将S量设为0.0001%以上。另外，S会与Mn结合，形成粗大的MnS，使弯曲性和扩孔性劣化，所以需要尽量将S量减少。为更加提高钢板2的加工性，优选将S量限制为0.008%以下，更加优选限制为0.005%以下、或0.004%以下。

（Al：0～2.0%）

Al是作为氧化物，可以有效利用于耐延迟断裂特性的提高的元素。另外，Al是也能够作为脱氧材料有效利用的元素。但是，如果向钢中过剩添加Al，则Al系的粗大夹杂物的个数增大，成为扩孔性的劣化、表面瑕疵的原因，所以将Al量的上限设为2.0%。Al量的下限虽无特别限定，但将Al量设为0.0005%以下较困难，所以也可以将Al量的下限设为0.0005%。Al量优选1.8%以下，更加优选1.5%以下、或1.2%以下。

（N：0～0.01%）

N是形成粗大的氮化物，使弯曲性、扩孔性劣化的元素。因此，需要抑制钢中的N量。如果N量超过0.01%，则上述倾向变得显著，所以将N量的上限设为0.01%。并且，N会产生焊接时的气孔，所以优选少量。N量的下限虽无特别限定，但如果将N量设为低于0.0005%，则制造成本大幅增加，所以也可以将N量的下限设为0.0005%。在将钢板2的焊接性进一步提高的情况下，优选设为0.008%以下，更加优选0.005%以下、或0.004%以下。

在此，Al和Si均是抑制渗碳体的生成的元素。因此，如果控制Al和Si的合计量，则对后述的显微组织的控制有利。如果这些合计量为0.5%以上，则可以更加容易地抑制渗碳体的生成。因此，优选将Al和Si的合计量设为0.5%以上。更加优选0.6%以上、或0.8%以上。

以上的化学元素，是本实施方式中钢板2的基本成分（基本元素），该基本元素被控制（含有或者限制），其余量包含铁（Fe）和不可避免的杂质的化学组成，是本实施方式中钢板2的基本组成。但是，在该基本成分以外（代替其余量的Fe的一部分），本实施方式中，进一步也可以根据需要使钢板2中含有以下的化学元素（选择元素）。再者，这些选择元素即使不可避免地（例如，低于各选择元素的量优选的下限的量）混入到钢板2中，也不损害本实施方式中的效果。

即，钢板2作为选择元素或不可避免的杂质，含有Mo、Cr、Ni、Cu、Nb、Ti、V、B、Ca、Mg、REM中的任1种以上也无妨。再者，因为也不需要必须向钢板2中添加这些化学元素，所以这11种化学元素的下限均为0%，没有限制。因此，只是这些11种化学元素的上限被限制。

(Mo：0～1.0%)

Mo是强化元素的同时，也是对淬火性的提高重要的元素。向钢中添加Mo的情况下，Mo量低于0.01%时，无法得到添加带来的效果，所以也可以将Mo量的下限设为0.01%。如果Mo量超过1.0%，则制造时和热轧时的钢板2的制造性降低，所以将Mo量的上限设为1.0%。从钢板2的制造性和成本的观点看，Mo量的上限优选为0.8%，更加优选为0.5%、或0.3%。

(Cr：0～1.0%)

Cr是强化元素的同时，也是对淬火性的提高重要的元素。向钢中添加Cr的情况下，Cr量低于0.05%时，无法得到添加带来的效果，所以也可以将Cr量的下限设为0.05%。如果Cr量超过1.0%，则制造时和热轧时的钢板2的制造性降低，所以将Cr量的上限设为1.0%。从钢板2的制造性和成本的观点看，Cr量的上限优选为0.9%，更加优选为0.8%、或0.5%。

(Ni：0～1.0%)

Ni是强化元素的同时，也是对淬火性的提高重要的元素。向钢中添加Ni的情况下，Ni量低于0.05%时，无法得到添加带来的效果，所以也可以将Ni量的下限设为0.05%。如果Ni量超过1.0%，则制造时和热轧时的钢板2的制造性降低，所以将Ni量的上限设为1.0%。并且，Ni使钢板2的润湿性提高，促进合金化反应。因此，也可以将Ni量设为0.2%以上。

另一方面，Ni与Fe相比是较难氧化的元素。因此，为了防止Fe的氧化，灵活地控制镀层3中的氧化物3a的尺寸和量，适当地控制镀敷性，也可以进一步限制Ni量的上限。例如，Ni量的上限也可以是0.9%。

(Cu：0～1.0%)

Cu是强化元素的同时，也是对淬火性的提高重要的元素。向钢中添加Cu的情况下，Cu量低于0.05%时，无法得到添加带来的效果，所以也可以将Cu量的下限设为0.05%。如果Cu量超过1.0%，则制造时和热轧时的钢板2的制造性降低，所以将Cu量的上限设为1.0%。并且，Cu使钢板2的润湿性提高，促进合金化反应。因此，也可以将Cu量设为0.2%以上。与Ni同样，Cu与Fe相比是较难氧化的元素。因此，Cu量的上限也可以是0.9%。

(B：0～0.01%)

B是对晶界的强化、钢板2的强度提高有效的元素。向钢中添加B的情况下，B量低于0.0001%时，无法得到添加带来的效果，所以也可以将B量的下限设为0.0001%。另一方面，如果B量超过0.01%，则不只是添加带来的效果饱和，也使热轧时的钢板2的制造性降低，所以将B量的上限设为0.01%。从钢板2的制造性和成本的观点看，B量的上限优选为0.008%，更加优选为0.006%、或0.005%。

（Ti：0～0.3%）

Ti是强化元素。利用析出物强化、铁素体晶粒的生长抑制带来的细晶强化、和通过再结晶的抑制的位错强化，Ti有助于钢板2的强度提升。向钢中添加Ti的情况下，Ti量低于0.005%时，无法得到添加带来的效果，所以也可以将Ti量的下限设为0.005%。另一方面，如果Ti量超过0.3%，则碳氮化物的析出变多，成形性劣化，所以将Ti量的上限设为0.3%。更加提高钢板2的成形性的情况下，Ti量的上限优选为0.25%，更加优选为0.20%、或0.15%。

（Nb：0～0.3%）

Nb是强化元素。利用析出物强化、铁素体晶粒的生长抑制带来的细晶强化、和通过再结晶的抑制的位错强化，Nb有助于钢板2的强度提升。向钢中添加Nb的情况下，Nb量低于0.005%时，无法得到添加带来的效果，所以也可以将Nb量的下限设为0.005%。另一方面，如果Nb量超过0.3%，则碳氮化物的析出变多，成形性劣化，所以将Nb量的上限设为0.3%。更加提高钢板2的成形性的情况下，Nb量的上限优选为0.25%，更加优选为0.20%、或0.15%。

（V：0～0.5%）

V是强化元素。利用析出物强化、铁素体晶粒的生长抑制带来的细晶强化、和通过再结晶的抑制的位错强化，V有助于钢板2的强度提升。向钢中添加V的情况下，V量低于0.005%时，无法得到添加带来的效果，所以也可以将V量的下限设为0.005%。另一方面，如果V量超过0.5%，则碳氮化物的析出变多，成形性劣化，所以将V量的上限设为0.5%。更加提高钢板2的成形性的情况下，V量的上限优选为0.4%，更加优选为0.3%、或0.2%。

（Ca、Mg和REM的1种以上的合计：0～0.04%）

也可以将Ca、Mg和REM（Rare Earth Metal，稀土金属）的1种以上，按合计最大添加到0.04%。Ca、Mg、和REM是用于脱氧的元素，也可以使钢中含有按合计0.0005%以上的选自Ca、Mg和REM中的1种、2种或3种。

选自Ca、Mg和REM的1种以上的合计量如果超过0.04%，则成形性恶化，所以将该合计量的上限设为0.04%。再者，REM大多以混合稀土合金添加到钢中。在La和Ce之外，有时含有1种以上的镧系元素。作为不可避免的杂质，钢板2可以含有La和Ce以外的镧系元素，也可以将金属La和/或Ce添加到钢中。更加提高钢板2的成形性的情况下，选自Ca、Mg和REM中的1种以上的合计量的上限，优选为0.03%，更加优选为0.02%、或0.01%。

如以上那样，钢板2具有以下的化学组成：该化学组成含有上述的基本元素，其余量包含Fe和不可避免的杂质，或者该化学组成含有上述的基本元素和选自上述的选择元素中的至少1种，其余量包含Fe和不可避免的杂质。

接着，对于作为被镀敷材料的钢板2的显微组织进行说明。再者，钢板2的显微组织中的%，意指体积%（体积分率，即，截面观察中的面积%）。另外，将显微组织中的各组织（回火马氏体、奥氏体、铁素体、贝氏体、珠光体、马氏体的6种），为方便起见称为「相」。

钢板2的显微组织，包含铁素体、贝氏体、回火马氏体和残余奥氏体。

为了在将抗拉强度设为980MPa以上的基础上，兼具延展性和扩孔性，将回火马氏体的量设为30%以上。回火马氏体，与铁素体相比可以提高抗拉强度，与马氏体相比可以提高扩孔性。

一般如果组织间的硬度差大，则扩孔性降低。例如，在由铁素体和马氏体构成的钢中，在变形中在铁素体和马氏体的界面应变集中，孔隙生成，所以扩孔性低。因此，比起马氏体，通过控制软质的回火马氏体的量，抑制变形时的孔隙的生成，使扩孔性提高。回火马氏体是在其内部包含渗碳体等的铁基碳化物的马氏体，与具有同一化学组成的淬火后保持原样的马氏体（也可以称为新生马氏体）相比，强度（抗拉强度）低，扩孔性高。

回火马氏体的量如果低于30%，则无法在兼具延展性和扩孔性的基础上确保980MPa以上的抗拉强度。更加提高抗拉强度的情况下，将回火马氏体的量优选设为32%以上，更加优选设为35%以上、或38%以上。该情况下，进一步优选回火马氏体的体积分率比回火马氏体以外的相的体积分率多。另一方面，显微组织包含8%以上的奥氏体、铁素体和贝氏体，所以回火马氏体的量，以体积分率计也可以低于92%。

另一方面，回火马氏体包含较多位错，所以虽然是高强度，但延展性差。因此，利用残余奥氏体的相变诱发塑性，使延展性提高。残余奥氏体的体积分率低于8%时，无法得到充分的延展性（总伸长率El）。因此，将残余奥氏体的量的下限设为8%。另一方面，显微组织包含40%以上的回火马氏体与贝氏体（合计）、和铁素体，所以残余奥氏体的量，以体积分率计也可以低于60%。更加确保高伸长率的情况下，优选将残余奥氏体的量设为9%以上，更加优选设为10%以上。

另外，显微组织包含铁素体。铁素体对提高奥氏体中的C量有效。例如，后述的制造方法涉及的实施方式中，为使残余奥氏体稳定化，通过两相退火、或单相域退火后的冷却，使铁素体形成。再者，如果铁素体的体积分率变高，则强度降低。因此，优选将铁素体的体积分率限制为30%以下。再者，铁素体量可以超过0%，也可以是1%以上。例如，在使加工后的显微组织中残留有奥氏体，需要提高作为部件使用时的冲击吸收能的情况下，提高残余奥氏体的量和残余奥氏体中的C量是有效的。因此，根据这种要求，也可以将铁素体的体积分率设为10%以上、或20%以上。

此外，显微组织包含贝氏体。贝氏体对提高残余奥氏体中的C量是有效的。贝氏体的量虽无特别限制，但是为将抗拉强度设为980MPa以上，将回火马氏体和贝氏体的合计量设为40%以上。贝氏体量可以超过0%，也可以是1%以上。例如，在使加工后的显微组织中残留有奥氏体，需要提高作为部件使用时的冲击吸收能的情况下，提高残余奥氏体的量和残余奥氏体中的C量是有效的。因此，根据这种要求，也可以将贝氏体的体积分率设为2%以上、或5%以上。另一方面，显微组织包含30%以上的回火马氏体、铁素体、和8%以上的奥氏体，所以贝氏体的量以体积分率计低于62%。

并且，将显微组织中的珠光体限制为以体积分率计10%以下。珠光体通过奥氏体相变而生成。因此，珠光体使奥氏体的量和奥氏体中的C量降低，所以使强度、延展性降低。因此，希望显微组织不含有珠光体，将珠光体的体积分率限制为10%以下，则可以确保980MPa以上的抗拉强度和延展性。因此，将珠光体的体积分率的上限设为10%。更有效地利用C的情况下，优选将珠光体的体积分率限制为5%以下。珠光体的体积分率的下限无限制，为0%。

为充分确保伸长率和扩孔性，希望在显微组织中不包含马氏体。具体地，优选将马氏体的体积分率限制为10%以下。更加提高伸长率和扩孔性的情况下，优选将马氏体的体积分率限制为8%以下，更加优选限制为7%以下、或5%以下。马氏体的体积分率的下限无限制，为0%。

因此，例如，钢板2优选具有如下显微组织：包含30%以上的体积分率的回火马氏体和8%以上的体积分率的奥氏体（残余奥氏体），将珠光体的体积分率限制为10%以下，根据需要将马氏体的体积分率限制为10%以下，其余量包含铁素体和贝氏体，回火马氏体和贝氏体的合计体积分率为40%以上。

此外，为改善扩孔性，对于显微组织的总构成要素（各相），将每单位面积粒径超过35μm的晶粒（粗大晶粒）占有的面积的比例（粗大晶粒分率）限制为10%以下。如果粒径大的晶粒增加，则抗拉强度变小，局部变形能也降低。因此，优选将晶粒尽可能设为细粒。并且，因为通过全部晶粒均一且等价地受到应变可改善扩孔性，所以能够通过限制粗大晶粒的量，来抑制局部的晶粒的应变。在此，此时的粒径，作为通过EBSP（ElectronBack Scattering Pattern）测定的15°以上的晶界所包围的区域被评价。

再者，鉴定上述显微组织的各相（贝氏体、马氏体、回火马氏体、残余奥氏体、铁素体、珠光体）和其余组织，观察各相的存在位置，测定了各相的面积率（相当于各相的体积率）。该测定中，可以用硝酸乙醇（Nital）试剂和日本国特开昭59-219473号公报中公开的试剂，腐蚀钢板2的包含轧制方向的截面或包含与轧制方向垂直的方向的截面，用光学显微镜（1000倍的倍率）、或扫描型或透射型电子显微镜（1000～100000倍的倍率）观察，将各相定量化。该情况下，观察各20视场以上，可以采用点计数法和图像解析求得各相的面积率（即，相当于各相的体积率）。

如以上那样，通过控制钢板2的化学组成和显微组织，能够得到具备980MPa以上的抗拉强度以及优异的延展性和扩孔性的镀层钢板1（钢板2）。

再者，钢板2的板厚虽无特别限制，但板厚的上限也可以是6.0mm。钢板2的板厚的下限，根据用途也可以设为例如0.5mm。

在此，因为如果抗拉强度变大，则一般地伸长率和扩孔性降低，所以伸长率和扩孔性如以下那样评价。

伸长率的指标由抗拉强度TS（MPa）和总伸长率El(%)的积得到，在此基础上，该积为16000（MPa×%）以上的情况（TS×El≥16000MPa×%）下，评价为伸长率优异。在重视伸长率的情况下，该积（TS×El）希望为18000MPa×%以上，更加希望为20000MPa×%以上。

扩孔性的指标由抗拉强度TS（MPa）和扩孔率λ(%)的积得到，在此基础上，该积为40000（MPa×%）以上的情况（TS×λ≥40000MPa×%）下，评价为扩孔性优异。在重视扩孔性的情况下，该积（TS×λ）希望为45000MPa×%以上，更加希望为50000MPa×%以上。

本实施方式涉及的镀锌钢板1，具有980MPa以上的抗拉强度TS，耐延迟断裂特性、镀层密着性、伸长率和扩孔性优异。本实施方式涉及的镀锌钢板1（坯料），原则上是经过作为通常的炼铁工序的炼制、制钢（精炼）、铸造、热轧、冷轧的各工序制造的制品，可以采用后述的实施方式的制造方法很好地得到。但是，即使是将炼铁工序的一部分、或全部省略而制造的制品，只要满足本实施方式的条件，就可以得到本实施方式中说明的效果，所以本实施方式涉及的镀锌钢板1，未必被制造方法所限制。

另外，将本实施方式涉及的镀锌钢板1作为构件适用时，例如，为了确保焊接性，也可以将镀层3的一部分除去，根据目的可以适当地对镀锌钢板进行加工。

接着，对于本发明的一实施方式涉及的镀锌钢板的制造方法进行详细说明。

图4A和图4B表示本实施方式涉及的镀锌钢板的制造方法的一例的流程图。如该流程图所示，本实施方式中，通过以下工序，制造镀锌钢板。即，将钢（板坯）铸造（S1）、加热（S2）、热轧（S3）。热轧（S3）后，将钢（钢板、热轧钢板）卷取（S4）、酸洗（S5）、冷轧（S6）。冷轧（S6）后，将钢（钢板、冷轧钢板）加热以使得铁素体再结晶（S7）、退火（S8）、控制冷却（S9）、以镀浴温度为基准进行温度控制（S10）、热浸镀锌（S11）。热浸镀锌（S11）后，将钢（钢板、镀层钢板）冷却（S12），作为最终制品得到热浸镀锌钢板。另外，在热浸镀锌（S11）之后，如果对于钢（钢板、镀层钢板）实施合金化处理（S20），则在冷却后（S21），作为最终制品得到合金化热浸镀锌钢板。再者，在控制冷却（S9）后，根据需要，也有时将钢（钢板、冷轧钢板或镀层钢板）加热保持（S30、S31、S32）。

在此，为了将上述实施方式涉及的镀锌钢板的镀层中的氧化物3a的投影面积率控制为10%以上，本实施方式中，至少对冷轧（S6）的条件、加热（S7）的条件和热浸镀锌（S11）的条件，如后述那样适当地控制。

以下，对于本实施方式的各工序进行说明。

本实施方式中，将具有上述实施方式中说明的化学组成的钢，利用常法熔炼、铸造（S1）。

将铸造后的钢（板坯）直接或暂且冷却后，加热（S2），供于热轧（S3）。热轧前的加热温度虽无特别限制，但为使钢中的化学组成更加均一，优选为1150℃以上、或1200℃以上。为防止由于在两相区的轧制而使显微组织变得不均匀，将热轧在Ar₃相变点以上完成。在此，Ar₃相变点（Ar₃）和后述的表1中的Ac₃相变点（Ac₃），可以使用C量（%C）、Mn量（%Mn）、Si量（%Si）和Cr量（%Cr），分别通过下述式2和式3算出。

Ar₃=901-325×（%C）-92×（%Mn）+33×（%Si）-20×（%Cr）···（式2）

Ac₃=910-203×（%C）^0.5+44.7×（%Si）-30×（%Mn）-11×（%Cr）···（式3）

在钢板作为选择元素不包含Cr的情况下，Ar₃相变点和Ac₃相变点分别可以通过下述式4和式5算出。

Ar₃=901-325×（%C）-92×（%Mn）+33×（%Si）···（式4）

Ac₃=910-203×（%C）^0.5+44.7×（%Si）-30×（%Mn）···（式5）

接着，将热轧后的钢（钢板、热轧钢板）在300～700℃的卷取温度卷取（S4）。在热轧中的卷取温度如果超过700℃，则热轧钢板的显微组织变成粗大的铁素体·珠光体组织，其后的工序（例如，冷轧、淬火、镀锌和合金化热处理）后的最终的钢板的显微组织的各相粗大化，显微组织变得不均匀。其结果，无法充分控制上述的粗大晶粒分率，无法得到良好的扩孔性，所以将卷取温度的上限设为700℃。希望将卷取温度设为650℃以下。

卷取温度的下限虽无特别规定，但如果卷取温度为300℃以上，则可以将热轧钢板的强度设为适合于冷轧的强度。因此，卷取温度希望是300℃以上。

对这样制造的热轧钢板实施酸洗（S5）。酸洗除去钢板表面的氧化物，所以对镀敷性的提高是重要的。可以进行一次酸洗，也可以分为多次进行酸洗。

将酸洗过的热轧钢板利用具有1400mm以下的辊径的辊（工作辊），以30%以上的累积压下率冷轧（S6），并通过连续热浸镀锌生产线。通过该冷轧，在后续工序的加热（滞留）时，可以促进铁素体的再结晶和由该再结晶得到的氧化物（为形成上述氧化物3a所需要的氧化物）的形成。

累积压下率低于30%时，在后续工序的加热（滞留）时，再结晶不充分进行，所以后续工序中氧化物不充分形成，无法得到充分的耐氢脆性。因此，将累积压下率（下限）设为30%以上。优选累计压下率为40%以上。另一方面，冷轧的累积压下率的上限虽无特别规定（低于100%），但为抑制冷轧载荷的增大，容易地进行冷轧，优选累积压下率为80%以下。由于轧制道次的次数、每一道次的压下率对镀层密着性、伸长率、强度、扩孔性、耐氢脆性基本上不造成影响，所以无特别规定。在此，累积压下率，是以在冷轧的最初道次前的入口板厚为基准，相对于该基准的累积压下量（冷轧时最初道次前的入口板厚与冷轧的最终道次后的出口板厚之差）的百分率。

另外，再结晶所需要的应变，与每单位板厚的钢板的变形速度（以下，称为平均变形速度）的增加一同增加，所以使用与被轧制材料接触的面的面积和该面的辊的弹性变形量少的小辊径的辊，以能够充分得到该平均变形速度。在30%以上的累积压下率的冷轧中，如果使用具有1400mm以下的辊径的辊，则能够形成为得到充分的耐氢脆性所需要的氧化物。辊径越小，上述平均变形速度越变大，所以可以将直到再结晶开始的时间缩短，提高再结晶的速度，并且形成的氧化物的量也增加。将再结晶的速度提高的效果和形成氧化物的效果，在辊径为1400mm以下被引起。因此，辊径设为1400mm以下。辊径希望是1200mm以下，更希望是1000mm以下。

对冷轧后的钢（钢板、冷轧钢板）加热（S7）。将钢板通过镀敷生产线时的加热速度（平均加热速度），基本上不会对镀层密着性、伸长率、强度、扩孔性、耐氢脆性造成影响，所以无特别规定。如果加热速度为0.5℃/秒以上，则能够充分确保生产率，所以加热速度优选为0.5℃/秒以上。如果加热速度为100℃/秒以下，则能够以通常的设备投资实施，所以在成本上优选加热速度为100℃/秒。

该加热中，将钢板在550～750℃滞留20秒以上。这是因为通过在该温度区域滞留钢板，能够使氧化物分散的缘故。该氧化物的生成，可以认为与被冷加工过的铁素体的再结晶密切相关。即，形成氧化物的Si、Al或Mn，通过来自钢板内部的扩散（特别是晶界扩散）供给，所以存在单独或复合地包含Si、Mn、Al的氧化物，会在钢板表面的铁素体的晶界生成的倾向。通过这种再结晶生成的细微的铁素体的晶界，作为氧化物的生成位点被有效利用。另外，这样，氧化物在铁素体晶界优先生成，所以大多具有网眼状的结构，容易成为能够效率良好地捕捉氢的形态（投影面积率）。

另外，在550～750℃的温度区域中，与氧化物的生成速度相比，铁素体的再结晶速度快。因此，如果冷轧后的钢板的温度被控制在该温度区域内，则在氧化物形成之前开始再结晶，所以可以在钢板表面形成充分量（面积）的氧化物。

滞留温度低于550℃时，再结晶需要长时间，而且仅存在保持加工后原样的大大地延伸的铁素体，不存在对形成氧化物来说充分量（密度）的晶界。另外，如果滞留温度超过750℃，则与铁素体的再结晶速度相比，氧化物的形成速度快，在再结晶和晶粒生长、或逆相变的途中在晶界形成粒状的氧化物，所以难以在钢板表面形成充分量（面积）的氧化物。因此，控制钢（钢板）的温度处于550～750℃的温度区域的时间。如果该钢板的温度处于550～750℃的温度区域的时间少于20秒，则无法得到充分量的氧化物（特别是对上述的投影面积率有利的形状的氧化物），在最终制品中上述的氧化物的投影面积率变得低于10%。更加提高钢板的耐氢脆性的情况下，优选将该滞留时间设为30秒以上。

在此，可以利用等温保持控制钢板的温度处于550～750℃的温度区域的时间，也可以通过加热（温度上升）来控制。钢板的温度处于550～750℃的温度区域的时间的上限无特别限制，可以是2000秒，也可以是1000秒。

另一方面，在冷轧后保持原样的钢板中，铁素体晶粒沿轧制方向延伸，铁素体的粒径大，铁素体的晶界的量少。其结果，即使将铁素体的大部分是未再结晶铁素体的、冷轧后保持原样的钢板退火，也无法确保10%以上的氧化物的投影面积率。因此，如上述那样，控制钢板的温度处于550～750℃的温度区域的时间，在氧化物形成前使铁素体再结晶，将铁素体的粒径微细化。

此外，将再结晶后的钢板在750～900℃的退火温度（最高加热温度）退火（S8）。如果退火温度变得低于750℃，则热轧时生成的碳化物要再固溶过于花费时间，碳化物残存，退火性降低。因此，无法充分确保回火马氏体和/或奥氏体的量，难以确保980MPa以上的抗拉强度。因此，750℃为退火温度的下限。

过度的高温加热，不只是增加成本，也诱发钢板在高温下通过时的板形状的恶化、辊的寿命的降低的问题。因此，将退火温度的上限设为900℃。在上述温度区域（750～900℃）的热处理时间（退火时间）虽无特别限定，但为了碳化物的熔化，希望是10秒以上。

为抑制成本，优选热处理时间为600秒以下。可以在最高加热温度进行等温保持将钢板退火，也可以进行倾斜加热，在达到最高加热温度后，立即开始冷却将钢板退火。

如果控制在连续热浸镀锌生产线的退火工序中的气氛，则可以灵活地控制在钢板表面形成的氧化物（包含选自Si、Mn和Al中的1种以上的化学元素的氧化物）。即，如果管理退火气氛中的H₂浓度和露点，则可以灵活地控制对反应控制重要的氧势。例如，在以通常的退火条件适用的H₂浓度为20体积%以下的N₂气氛中，优选将露点设为-20℃以上。该情况下，可以将包含选自Si、Mn、和Al中的1种以上的化学元素的氧化物的量和形状更加灵活地控制。

为充分确保回火马氏体和奥氏体的量，在退火后的冷却过程中，控制冷却条件以使得它们以外的组织（例如，铁素体、珠光体、贝氏体）不过剩生成很重要。特别地，优选控制冷却条件（例如，铁素体相变的控制、珠光体相变的抑制）以使得奥氏体中的C量增加，使奥氏体稳定化。

因此，将退火后的钢板，如以下那样通过一阶段或二阶段的冷却来进行控制冷却。（S9）

首先，进行二阶段的冷却的情况下，上述退火结束后，以0.1～30℃/秒的平均冷却速度（以下，记载为第一平均冷却速度）将钢板冷却到500℃以上且低于750℃的温度区域的规定温度（以下，记载为中间冷却温度）（第一阶段的冷却）。以下，对于该第一阶段的冷却进行详细说明。

为充分确保生产率，将第一平均冷却速度设为0.1℃/秒以上。更加提高生产率的情况下，优选第一平均冷却速度为0.2℃/秒以上，优选为0.5℃/秒以上、或0.8℃/秒以上。另外，为生成铁素体，将第一平均冷却速度设为30℃/秒以下。进一步提高铁素体的量，提高奥氏体的量和稳定度的情况下，该第一平均冷却速度优选为25℃/秒以下，更加优选为22℃/秒以下或20℃/秒以下。因此，将第一平均冷却速度设为0.1～30℃/秒。另外，第一平均冷却速度为30℃/秒以下的情况下，如果将中间冷却温度设为低于500℃，则奥氏体和马氏体以外的组织（例如，铁素体、贝氏体）过剩生成，所以在最终制品中，变得无法确保回火马氏体为30%以上，奥氏体（残余奥氏体）为8%以上。但是，第一平均冷却速度为0.1～0.8℃/秒的情况下，为确保生产率，并且防止珠光体的生成，希望将中间冷却温度设为Ar₃℃以上且低于750℃。另一方面，如果中间冷却温度为750℃以上，则制造成本增加，而且也有时不生成铁素体。为更加稳定地生成铁素体，中间冷却温度优选为740℃以下，更加优选为730℃以下。因此，将中间冷却温度设为500℃以上且低于750℃。

接着，上述第一阶段的冷却结束后，从中间冷却温度到100℃以上且低于350℃的冷却停止温度，用比上述的第一平均冷却速度大，且为1～100℃/秒的平均冷却速度（以下，记载为第二平均冷却速度）冷却钢板（第二阶段的冷却）。以下，对于该第二阶段的冷却进行详细说明。

在最终制品中，为了确保用于得到30%以上的回火马氏体所必需的马氏体，将冷却停止温度设为低于350℃。在最终制品中，为确保更多的回火马氏体，冷却停止温度优选设为340℃以下，更加优选设为320℃以下、或300℃以下。另外，在最终制品中，为了确保用于得到8%以上的奥氏体（残余奥氏体）所必需的奥氏体，将冷却停止温度设为100℃以上。在最终制品中，为了确保更多的奥氏体，优选将冷却停止温度设为120℃以上，更加优选设为150℃以上、或180℃以上。特别地，进一步优选将冷却停止温度设为比马氏体相变开始的温度（M_s点）低100℃的温度以上。因此，将冷却停止温度设为100℃以上且低于350℃。通过控制这样的冷却停止温度，可以在第一阶段的冷却刚结束后存在的奥氏体之中，使适当量的奥氏体相变为马氏体。在最终制品中，为确保用于得到30%以上的回火马氏体所必需的马氏体，将第二平均冷却速度设为1℃/秒以上。如果第二平均冷却速度低于1℃/秒，则不仅生产率降低，奥氏体和马氏体以外的组织还会过剩生成。在最终制品中，为确保更多的回火马氏体和奥氏体，将第二平均冷却速度优选设为2℃/秒以上、或5℃/秒以上，更加优选设为10℃/秒以上、或20℃/秒以上。特别地，上述第一平均冷却速度为0.1～0.8℃/秒的情况下，希望将该第二平均冷却速度如上述那样提高。另外，为充分抑制制造成本（设备成本），将第二平均冷却速度设为100℃/秒以下。该第二平均冷却速度优选设为80℃/秒以下，更加优选设为50℃/秒以下。因此，将第二平均冷却速度设为1～100℃/秒。并且，为提高生产率，并且尽可能地抑制奥氏体和马氏体以外的相的生成，进行二阶段的冷却的情况下，优选将该第二平均冷却速度设为比第一平均冷却速度大的平均冷却速度。为更加提高第一阶段的冷却和第二阶段的冷却后的奥氏体中的C量，并且更加增加第二阶段的冷却后的马氏体和奥氏体的量，希望第二平均冷却速度和第一平均冷却速度的差大。

另一方面，进行一阶段的冷却的情况下，出于与上述二阶段的冷却的冷却条件相同的理由，以1～30℃/秒的平均冷却速度将钢板冷却到100℃以上且低于350℃的冷却停止温度即可。该一阶段的冷却的条件，相当于在上述二阶段的冷却的条件中，第一平均冷却速度等于第二平均冷却速度的情况（该情况下，包含中间冷却温度为500℃以上且低于750℃的温度区域）。该一阶段的冷却中的平均冷却速度，优选为超过10℃/秒、或12℃/秒以上，进一步优选为15℃/秒以上、或20℃/秒以上。

再者，除了上述各平均冷却速度以外，更加希望每秒的冷却速度满足上述平均冷却速度的条件。

此外，上述的控制冷却后，将钢板再加热。接着，将钢浸渍于热浸镀锌浴后，冷却到室温。在上述控制冷却后的工序中，将钢板的温度处于350～500℃的温度范围的时间控制为20秒以上。通过将该时间设为20秒以上，从奥氏体向贝氏体的相变（贝氏体相变）充分进行，可以提高未相变的奥氏体中的C量。其结果，奥氏体的稳定性增高，在最终制品中可以确保8%以上的奥氏体（残余奥氏体）。另一方面，如果该时间少于20秒，则从奥氏体向贝氏体的相变（贝氏体相变）不充分进行，所以奥氏体的稳定性降低，在最终制品中无法确保8%以上的奥氏体。更加提高奥氏体的体积分率的情况下，优选将钢板的温度处于350～500℃的温度范围的时间控制为25秒以上、或30秒以上。另外，钢的温度处于350～500℃的温度范围的时间的上限虽无特别限制，但例如，从生产率的观点看，也可以是1000秒、或500秒。再者，350～500℃的温度范围是贝氏体相变以足够的速度发生的温度范围。即，将钢浸渍于镀浴前的钢板的温度调整、钢板向镀浴的浸渍、镀层的合金化处理的第二阶段的冷却后的各工序中，将钢板的温度处于350～500℃的温度范围的时间控制为合计20秒以上即可。为更加确实地将钢板的温度处于350～500℃的温度范围的时间控制为20秒以上，从第二阶段的冷却以后，也可以进一步追加将钢板保持在350～500℃的温度范围的工序（S30、S31、S32）。在该保持工序中，将钢板保持在350～500℃的温度范围的时间虽无特别限制，但例如，也可以是20秒以上。

另外，将钢板浸渍于热浸镀锌浴之前，通过再加热将钢板的温度（板温）控制在比镀浴温度低40℃的温度以上且比镀浴温度高40℃的温度以下的温度范围内（S10）。板温比镀浴温度低40℃以上的情况下，钢浸渍于镀浴时，钢板的表面近处的熔融锌的温度大大降低，熔融锌的一部分凝固。该凝固使镀层外观劣化，所以通过再加热，将板温设为（镀浴温度-40℃）以上。另外，板温比镀浴温度高40℃以上的情况下，热浸镀锌时会发生操作上的问题，所以将板温设为（镀浴温度+40℃）以下。

这样，控制钢板的温度后，将钢浸渍于具有以10～50m/分钟的流速流动的熔融金属的热浸镀锌浴（镀浴）中，实施热浸镀锌（S11）。

通过将熔融金属的流速设为10～50m/分钟，能够防止不镀并且形成包含氧化物的镀层。熔融金属的流速低于10m/分钟时，无法抑制镀浴中的氧化物向钢板表面的附着，从而无法提高镀浴中的熔融金属的接触率，所以不能防止不镀，镀层的外观恶化。另一方面，如果熔融金属的流速超过50m/分钟，则不仅为了得到这样的流速需要过大的设备投资，而且起因于熔融金属的流动的图案生成于镀层上，镀层的外观恶化。因此，将熔融金属的流速设为10～50m/分钟。这样，控制了熔融金属的流速的结果，可以一边防止与在钢板表面形成的氧化物的化学亲和性高的镀浴中的锌的氧化物附着于钢板表面，一边使在钢板表面形成的易氧化性元素的氧化物进入镀层中。因此，变得能够使氧化物分散于具有良好外观的镀层中。

再者，上述的退火前的加热时，在钢板表面，形成包含选自Si、Mn、和Al中的1种以上的化学元素的氧化物，所以钢板从镀浴提起后容易发生不镀（镀敷的缺陷、镀层没有形成的部分）。因此，镀浴中，使熔融金属以10～50m/分钟的流速流动。通过以这样的流速使熔融金属（喷流）流动，可以防止不镀。并且，如果在钢板表面形成氧化物，则将镀层合金化的情况下，合金化延迟，但通过控制上述熔融金属的流速，可以促进合金化。在此，对于熔融金属的流速的方向无特别限制，只控制熔融金属的流速的大小即可。

另外，镀浴中的熔融金属，可以是纯锌（锌和不可避免的杂质），也可以作为选择元素或不可避免的杂质含有Al（例如，2质量%以下），作为不可避免的杂质含有Fe、Mg、Mn、Si、Cr等的化学元素也无妨。

例如，在制造合金化热浸镀锌钢板的情况（进行镀层的合金化的情况）下，为了控制镀层的特性，希望将镀浴中的有效Al量控制为0.05～0.500质量%。在此，镀浴中的有效Al量，是从镀浴中的Al量减去镀浴中的Fe量所得的值。

如果将有效Al量设为0.05～0.500质量%，则在可以得到良好外观的镀层以外，还可以充分提高生产率。即，如果有效Al量为0.05质量%以上，则可以抑制铁渣产生，可以得到良好外观的镀层。另外，如果有效Al量为0.500质量%以下，则可以效率良好地进行合金化，可以充分提高生产率。

熔融金属中，作为不可避免的杂质，存在Zn氧化物、Al氧化物。对于这些氧化物，希望尽可能除去、或抑制其与钢板的反应，但即使不可避免地混入热浸镀后的镀层中也无妨。

此外，将浸渍于镀浴的钢板从镀浴提起，根据需要进行摩擦接触。如果对钢板进行摩擦接触，则可以控制附着于钢板表面的镀层的量（镀层附着量）。对于镀层附着量虽无特别制约，但从更加提高耐蚀性的观点看，希望镀层附着量为每单面5g/m²以上。另外，从提高镀层密着性的观点来看，希望镀层附着量为每单面100g/m²以下。

对钢板实施热浸镀锌后，冷却到低于100℃的温度（例如，室温）（S12）。在该冷却中的冷却停止温度，只要为显微组织稳定的温度就没有特别限制，例如，从成本方面考虑，也可以是0℃以上（例如，水温或室温以上）。

冷却后，作为镀层钢板，可以得到热浸镀锌钢板。更加提高该镀层钢板的点焊性和/或涂装性的情况下，也可以对于得到的镀层钢板进行合金化处理（S20）。通过合金化处理，钢板中的Fe进入镀层中，所以冷却（S21）后，可以得到涂装性和/或点焊性优异的镀锌钢板（即，合金化热浸镀锌钢板）。

这样，进行镀层的合金化的情况下，优选将镀层钢板加热到460℃以上。如果将合金化处理的温度（合金化温度）设为460℃以上，则能够以高合金化速度效率良好地进行合金化，所以可以充分提高生产率。另一方面，如果合金化温度超过600℃，则碳化物生成，在最终制品中的钢中的奥氏体的体积率减少，无法确保8%以上的奥氏体。因此，将合金化温度的上限设为600℃。即，优选将在第二阶段的冷却后的工序的最高温度，限制为600℃以下。

以上，对于镀锌钢板的制造方法的一实施方式的基本构成进行了说明，但只要在不脱离本发明的主旨的范围，就能够进行构成的附加。例如，可以镀锌钢板上，出于改善涂装性和/或焊接性的特性的目的，实施上层镀敷（追加的镀敷、例如电镀），也可以实施各种处理（例如，铬酸盐处理、磷酸盐处理、提高润滑性的处理、提高焊接性的处理等）。

另外，例如，为进一步提高镀层密着性，也可以在冷轧和退火之间，对钢板实施包含单独或多个Ni、Cu、Co、Fe的镀敷（包含选自这些化学元素中的1种以上的化学元素和不可避免的杂质的镀敷）。该镀敷虽是有意实施的，但通过该镀敷而混入镀层中的化学元素的量，是可以作为杂质判断的足够少的量。

此外，例如，也可以对于冷却到低于100℃的温度的镀层钢板进行表皮光轧。该表皮光轧的累计压下率优选为0.1～1.5%。如果累积压下率为0.1%以上，则可以通过表皮光轧更加提高镀层钢板的外观，累积压下率的控制也容易。因此，累积压下率优选为0.1%以上。累积压下率如果为1.5%以下，则可以充分确保生产率，所以累积压下率优选为1.5%以下。表皮光轧可以在线上进行，也可以离线进行。表皮光轧可以进行一次，也可以分多次进行，以达到目标累积压下率。在此，累积压下率，是以在表皮光轧中最初的道次前的入口板厚为基准，相对于该基准的累积压下量（在表皮光轧中最初的道次前的入口板厚和在表皮光轧中最终道次后的出口板厚的差）的百分率。

在此，对于从酸洗钢板的工序到将钢板浸渍于镀浴的工序的具体方法，只要满足上述的条件就没有特别限制。例如，作为这样的方法，「将钢板脱脂酸洗后，在非氧化气氛中加热，在包含H₂和N₂的还原气氛中退火，其后，冷却到镀浴温度附近，并浸渍于镀浴」这样的森氏带钢氮化浸渍镀锌法（Sendzimir process），「通过调节退火时的气氛，暂且将钢板表面氧化后，还原（在此，易氧化性元素的氧化物不还原）钢板表面，来在进行钢板表面的洁净化后，将钢板浸渍于镀浴」这样的全还原炉方式，「将钢板脱脂酸洗后，采用氯化铵等进行熔剂处理，浸渍于镀浴」这样的熔剂法等，也可以按照本实施方式的各工序，在根据需要加以变更的基础上适用。

实施例

接着，通过实施例对本发明进行详细说明。

将具有表1所示的化学组成（其中，其余量为铁和不可避免的杂质）的连铸后的板坯，以表2和表5所示的热轧条件（表中，板坯加热温度和精轧温度）热轧，将得到的热轧钢板用水冷带水冷后，以表2和表5所示的温度（表中，卷取温度）卷取。热轧钢板的厚度设为2～4.5mm。

酸洗热轧钢板后，以表2和表5所示的冷轧条件（表中，辊径和冷轧率）进行冷轧，以使得冷轧后的板厚成为1.2mm，形成为冷轧钢板。其后，对于这些冷轧钢板，以表3（表2的延续）和表6（表5的延续）所示的条件，在连续合金化热浸镀锌生产线实施了各种热处理和热浸镀锌处理。

如表3和表6所示，冷轧后的热处理中，以冷轧钢板的温度处于550～750℃的温度区域的时间（表中，t_A）成为规定时间的方式加热冷轧钢板后，将该冷轧钢板按规定的退火条件（表中，退火温度（但是，为最高加热温度）、H₂浓度和露点）退火。进一步，将冷轧钢板按规定的一次冷却速度，从表3和表6中的退火温度冷却到规定的中间冷却温度，其后，按规定的二次冷却速度，冷却到规定的冷却停止温度（一阶段或二阶段的控制冷却）。另外，如表4（表3的延续）和表7（表6的延续）所示，根据需要，将冷轧钢板再加热到规定的温度区域，在该温度区域保持规定的保持时间。

其后，在控制为表4和表7所示的规定条件（表中，镀浴温度和镀浴流速）的镀锌浴中浸渍控制为规定温度（表中，镀前调节温度）的冷轧钢板，将得到的钢板（镀层钢板）冷却到室温。镀浴中的熔融金属（熔融锌）的有效Al量设为了0.09～0.17质量%。对于一部分的钢板，浸渍于镀锌浴后，在各条件（表中，合金化温度）下进行合金化处理，将得到的钢板冷却到室温。此时的单位面积重量（镀层的量），两面都设为了约35g/m²。最后，对得到的钢板以0.4%的累积压下率实施了表皮光轧。再者，表4和表7中的t_B，表示在控制冷却结束后，钢板的温度为350～500℃的时间的合计。并且，对于表4和表7中的制品板的种类，「GI」表示热浸镀锌钢板（Galvanized steel sheet），「GA」表示合金化热浸镀锌钢板（Galvannealed steel sheet）。

表2

下划线的值表示不满足本发明的条件。

表3

下划线的值表示不满足本发明的条件。

表4

下划线的值表示不满足本发明的条件。

表5

下划线的值表示不满足本发明的条件。

表6

下划线的值表示不满足本发明的条件。

表7

下划线的值表示不满足本发明的条件。

拉伸试验中，从1.2mm厚的钢板，沿与轧制方向垂直的方向和平行地采取JIS5号试验片，评价了拉伸特性。对于各5个试验片，进行依据JISZ2241(2011)的拉伸试验，求得各值（各5个的屈服强度、抗拉强度、总伸长率）的平均值，从该平均值算出屈服强度（YS）、抗拉强度（TS）、总伸长率（El）、和屈服比（YR）。在此，屈服比（YR）通过屈服强度（YS）除以抗拉强度(TS)来求得。

另外，通过依据于铁联标准JFS T1001的扩孔试验，确定了扩孔率（λ）。

在此，抗拉强度（TS）和总伸长率（El）的平衡的指标（TS×El）超过16000（MPa×%）的情况下，评价为伸长率优异。抗拉强度（TS）和扩孔率（λ）的平衡的指标（TS×λ）超过40000（MPa×%）的情况下，评价为扩孔率优异。

使用添加了抑制剂的5%HCl水溶液，溶解镀层钢板的镀层，将除去未溶解的氧化物等的残渣得到的溶解液进行ICP发光分析，测定了镀层中Fe的量。测定使用3个试料，将这3个试料的Fe的量的平均值设为了镀层的Fe%。

另外，观察了镀层钢板的截面的显微组织。使用光学显微镜、扫描电子显微镜、和根据需要使用的透射型电子显微镜，确定显微组织的各相，测定了各相的面积率和粗大晶粒面积率（每单位面积具有超过35μm的粒径的晶粒占有的比例）。进一步，使用聚焦离子束加工装置（FIB），以包含镀层钢板的表层的镀层的方式将钢板的板厚方向的截面加工成薄片后，对于得到的薄片的镀层中的氧化物进行采用场发射型透射式电子显微镜（FE-TEM）的观察和采用能量分散型X射线检测器（EDX）的组成分析（氧化物的鉴定）。FE-TEM中，以1万～5万倍的倍率观察5视场，由采用FE-TEM和EDX得到的数据评价了氧化物的化学组成（化合物的种类）和投影面积率。

接着，为评价耐延迟断裂性，通过U弯曲试验制作试验片，对该试验片进行了通过电解充电的耐延迟断裂试验。将采用上述方法得到的镀层钢板，按照「まてりあ（日本金属学会会报第44卷第3号（2005）p254-256」记载的方法，评价了耐延迟断裂特性。

具体地，将钢板机械切断后，将其端面机械磨削，其后，以试验片具有10R的弯曲半径的方式进行了U弯曲试验。在得到的试验片的表面的中央粘贴应变计（strain gauge），用螺栓紧固试验片的两端，对试验片附加了应力。附加的应力（附加应力），通过监控了的应变计的应变算出。附加应力，设为了抗拉强度TS的约0.7倍（0.7×TS）。例如，如果是980MPa级的钢板，则为700MPa，如果是1180MPa级的钢板，则为840MPa，如果是1320MPa级的钢板，则为925MPa。

这样，与抗拉强度TS的增加一同增加附加应力的理由，是因为考虑到成形时导入钢板的残余应力与钢板的抗拉强度TS的增加一同增加。将得到的U弯曲试验片，浸渍于硫氰酸铵溶液，以钢板（U弯曲试验片）成为阴极、铂电极成为阳极的方式，以电流密度为0.1mA/cm²对电解充电装置流通电流，进行了2小时的电解充电试验。

电解充电试验中产生的氢，有可能侵入钢板中，招致延迟断裂。电解充电试验后，将试验片从溶液中取出，目视观察U弯曲试验片的中央部（弯曲加工部），调查了裂纹的有无。因为在弯曲加工部中有大大的残余应力，所以如果在弯曲加工部发生龟裂，则其进展较快。因此，在有龟裂的情况下，在全部试验片中，存在大的开口龟裂，即使是目视也能够容易地判定龟裂的有无。

再者，使用放大镜或实体显微镜等，仔细观察直到试验片的端部，再次确认龟裂的有无，在没有开口龟裂的情况下，确认了也没有细微的龟裂。

再者，在表10（表9的延续）和表13（表12的延续）所示的延迟断裂试验结果（耐延迟断裂特性）中，「Good」表示没发生龟裂，「No Good」表示发生了龟裂。

此外，采用实体显微镜（100倍的倍率）评价了镀敷性（润湿性）。即，观察3视场以上的镀层钢板的表面（其中，从板宽的中心位置向两边板宽的3/8的区域），确认了不镀（到达母材（钢材）的缺陷）的有无。其结果，镀层的被覆率低于99%的情况（缺陷率超过1%的情况）下，不镀大量存在，所以润湿性评价为「No Good」。另外，镀层的被覆率为100%的情况下，没有不镀，所以润湿性评价为「Good」。

将测定了的显微组织示于表8和表11，拉伸特性示于表9（表8的延续）和表12（表11的延续），耐延迟断裂特性、镀敷性和镀层中的Fe%示于表10和表13。

表8

下划线的值表示不满足本发明的条件。

表9

下划线的值表示不满足本发明的条件。

表10

下划线的值表示不满足本发明的条件。

表11

下划线的值表示不满足本发明的条件。

表12

下划线的值表示不满足本发明的条件。

表13

下划线的值表示不满足本发明的条件。

钢No.A-1、A-9、B-1、B-2、B-5、C-1、C-2、D-1、D-2、E-1、E-2、E-4、F-1、F-2、G-1、G-2、G-4、H-1、H-2、I-1、I-2、I-3、J-1、K-1、K-2、K-3、K-4、L-1、L-2、M-1、M-2、N-1、N-2、O-1、P-1、Q-1、R-1、R-2、R-3、S-1、S-2、T-1、T-2、T-4、T-5、U-1、U-2、U-3、U-4、V-1、V-2、V-3、V-4、V-5、和V-6中，每一个的化学组成、显微组织和镀层中的Fe量以及氧化物都被适当控制，耐延迟断裂特性、成形性、镀敷性优异。

钢No.A-11、B-6、和E-3中，冷轧中的辊径比1400mm大。另外，钢No.R-8中，冷轧中的累积压下率低于30%。此外，钢No.A-7、C-4、M-3、R-6、和T-3中，在用于退火的加热时，将钢板的温度处于550～750℃的温度范围的时间设为少于20秒。因此，上述钢A-7、A-11、B-6、C-4、E-3、M-3、R-6、R-8、和T-3中，氧化物的投影面积率低于10%，耐延迟断裂特性不充足。

钢No.A-8、B-4、和R-6中，镀浴中的熔融金属的流速低于10m/分钟。因此，这些钢No.A-8、B-4、和R-6中，发生起因于钢板表面的氧化物的不镀，因为该不镀的部分（没有被镀层被覆的部分）使外观和耐久性降低。

钢No.A-2、E-3、和R-4中，卷取温度超过700℃，所以热轧钢板的显微组织成为粗大的铁素体-珠光体组织，其后的工序（冷轧、退火、镀锌、和合金化热处理）后的最终钢板的显微组织的各相粗大化（粗大晶粒面积率超过30%），显微组织不均匀化。因此，这些钢N_o.A-2、E-3、和R-4中，伸长率（TS×El）和扩孔性（TS×λ）的至少一个不充分。

钢No.A-3、B-3、R-5、和T-3中，退火温度低于750℃，所以铁素体中的碳化物原样地残留，对于回火马氏体、奥氏体、和回火马氏体与贝氏体的合计，体积分率不充足。因此，钢No.A-3、B-3、R-5、和T-3中，抗拉强度（TS）变得低于980MPa，伸长率（TS×El）和扩孔性（TS×λ）不充分。

钢No.A-4和C-3中，第一阶段的冷却中的冷却停止温度低于500℃，所以铁素体过剩地生成，对于回火马氏体、奥氏体、和回火马氏体与贝氏体的合计，体积分率不充分。因此，钢No.A-4和C-3中，抗拉强度（TS）变得低于980MPa，伸长率（TS×El）和扩孔性(TS×λ）的至少一个不充分。

钢No.A-12和B-7中，第二阶段的冷却中的平均冷却速度低于1℃/秒，所以由于铁素体的过剩生成和钢板的淬火不足，对于回火马氏体、奥氏体、和回火马氏体与贝氏体的合计，体积分率不充分。因此，钢No.A-12和B-7中，伸长率（TS×El）和扩孔性(TS×λ）不充分。

钢No.A-2、A-8、A-10、和C-4中，第二阶段的冷却中的冷却停止温度为350℃以上，所以显微组织不充分淬火，回火马氏体的体积分率低于30%。因此，钢No.A-2、A-8、A-10、和C-4中，伸长率（TS×El）和扩孔性(TS×λ）的至少一个不充分。

钢No.A-13中，第二阶段的冷却中的冷却停止温度低于100℃，所以奥氏体的大部分相变为马氏体，奥氏体的体积分率低于8%。因此，该钢No.A-13中，伸长率（TS×El）不充分。

钢No.A-11中，镀敷后的合金化温度超过600℃，所以通过珠光体的生成，珠光体的体积分率超过10%，奥氏体的体积分率低于8%。因此，该钢No.A-11中，抗拉强度（TS）变得低于980MPa，伸长率（TS×El）和扩孔性(TS×λ）不充分。

钢No.A-5、A-6、A-7、C-4、G-3、M-3、R-6、和R-7中，在从控制冷却的结束（第二阶段冷却的结束）到得到最终制品的工序中，将钢板的温度处于350～500℃的温度范围的时间设为低于20秒。因此，钢No.A-5和G-3中，尽管将钢板保持在低于350℃，仍无法使奥氏体充分稳定化，奥氏体的体积率低于8%。另外，钢No.A-6中，尽管将钢板保持在超过500℃的温度，贝氏体相变仍不充分进行，马氏体的体积率增加，由此对于回火马氏体、奥氏体、和回火马氏体与贝氏体的合计，体积分率不充分。再者，对于钢No.C-4，在紧接第二阶段的冷却后保持钢板，所以由于上述理由，回火马氏体的体积分率低于30%。钢No.A-7、M-3、和R-6中，虽然将钢板保持在350～500℃的温度范围，但不能充分确保钢板的温度处于350～500℃的温度范围的时间。钢No.R-7中，不保持钢板，不能充分确保钢板的温度处于350～500℃的温度范围的时间。因此，这些钢No.A-7、M-3、R-6、和R-7中，不能充分使奥氏体稳定化，奥氏体的体积率低于8%。因此，钢No.A-5、A-6、A-7、C-4、G-3、M-3、R-6、和R-7中，伸长率（TS×El）和扩孔性（TS×λ）的至少一个不充分。

钢No.W-1中，钢中的C量低于0.05%，钢No.X-1中，钢中的Si量低于0.5%。因此，这些钢No.W-1和X-1中，淬火性和奥氏体的稳定化（对于Si，是向因铁素体形成所引起的奥氏体中的碳的浓化）不充分，对于回火马氏体、奥氏体、和回火马氏体与贝氏体的合计，体积分率不充分。其结果，钢No.W-1和X-1中，抗拉强度（TS）变得低于980MPa，伸长率（TS×El）和扩孔性（TS×λ）不充分。

钢No.Y-1中，钢中的Si量超过3%，所以由于铁素体的稳定化生成过剩的铁素体，回火马氏体的体积分率低于30%，回火马氏体与贝氏体的合计的体积分率低于40%。因此，该钢No.Y-1中，扩孔性（TS×λ）不充分。另外，钢No.Y-1中，因为钢板表面的氧化物量变多，所以发生不镀，耐延迟断裂特性不充分。

钢No.Z-1中，钢中的Mn量低于1.5%，所以由于淬火性的降低而过剩地生成铁素体，对于回火马氏体、奥氏体、和回火马氏体与贝氏体的合计，体积分率不充分。其结果，钢No.Z-1中，抗拉强度（TS）变得低于980MPa，伸长率（TS×El）和扩孔性（TS×λ）不充分。另外，该钢No.Z-1中，无法通过Mn抑制珠光体的生成，所以珠光体的体积分率超过10%。

钢No.AA-1中，钢中的Mn量超过3%，所以淬火性变得过高，在第二阶段的冷却后，奥氏体的大部分相变为马氏体。因此，该钢No.AA-1中，奥氏体的体积分率变得低于8%，伸长率（TS×El）和扩孔性（TS×λ）不充分。

钢No.AB-1中，钢中的C量超过0.4%，所以渗碳体的体积分率超过10%。另外，该钢No.AB中，淬火性过高，所以回火马氏体的体积分率低于30%，马氏体与贝氏体的合计的体积分率低于40%。因此，该钢N o.AB中，伸长率（TS×El）和扩孔性（TS×λ）不充分。

以上，虽然说明了本发明的优选实施例，但本发明不限定于这些实施例。在不脱离本发明的主旨的范围，能够进行构成的附加、省略、置换和其他变更。本发明不被上述说明限定，仅被附带的请求保护的范围限定。

产业上的利用可能性

如上述，根据本发明，可以廉价地提供适合于汽车用的构造用构件、增强用构件、行驶用构件的、最大抗拉强度980MPa以上、耐延迟断裂特性、镀层密着性、伸长率和扩孔性优异的镀锌钢板（包含热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板）。因此，本发明对例如汽车的轻量化贡献很大，所以产业上的利用可能性高。

Claims (12)

1.一种镀锌钢板，其特征在于，具备：

钢板、和

所述钢板的表面上的镀层，

所述钢板，具有下述钢化学组成：以质量％计，包含：

C：0.05～0.40％、

Si：0.5～3.0％、

Mn：1.5～3.0％，并限制为

P：0.04％以下、

S：0.01％以下、

N：0.01％以下、

Al：2.0％以下、

O：0.01％以下，其余量包含铁和不可避免的杂质；

具有下述显微组织：包含铁素体、贝氏体、30％以上的体积分率的回火马氏体和8％以上的体积分率的奥氏体，将珠光体的体积分率限制为10％以下，所述回火马氏体和所述贝氏体的合计体积分率为40％以上，相对于该显微组织的单位面积，具有超过35μm的粒径的晶粒占有的面积的比例为10％以下；具有980MPa以上的抗拉强度，

所述镀层中的镀层金属，具有下述镀层化学组成：将Fe量限制为15质量％以下、将Al量限制为2质量％以下，其余量包含Zn和不可避免的杂质，所述镀层含有包含选自Si、Mn和Al中的1种以上的化学元素的氧化物，在包含所述钢板与所述镀层的板厚方向截面观察的情况下，将所述氧化物投影到所述镀层与所述钢板的界面上的长度除以所述镀层与所述钢板的界面长度而得到的投影面积率为10％以上，所述镀层对所述钢板的被覆率为99％以上。

2.根据权利要求1所述的镀锌钢板，其特征在于，所述钢化学组成，以质量％计，还包含从

Mo：0.01～1.0％、

Cr：0.05～1.0％、

Ni：0.05～1.0％、

Cu：0.05～1.0％、

Nb：0.005～0.3％、

Ti：0.005～0.3％、

V：0.005～0.5％、

B：0.0001～0.01％、

选自Ca、Mg和REM中的1种以上的合计：0.0005～0.04％中选择的1种以上。

3.根据权利要求1或2所述的镀锌钢板，其特征在于，所述镀层为热浸镀锌层。

4.根据权利要求1或2所述的镀锌钢板，其特征在于，所述镀层为合金化热浸镀锌层。

5.根据权利要求1或2所述的镀锌钢板，其特征在于，将所述镀层化学组成的Fe量限制为低于7质量％。

6.根据权利要求1或2所述的镀锌钢板，其特征在于，所述镀层化学组成包含7～15质量％的Fe。

7.根据权利要求1或2所述的镀锌钢板，其特征在于，所述镀层化学组成包含超过0％且2质量％以下的Al。

8.一种镀锌钢板的制造方法，其特征在于，包括：

铸造具有下述钢化学组成的钢的第1工序，所述钢化学组成，以质量％计，包含：

C：0.05～0.40％、

Si：0.5～3.0％、

Mn：1.5～3.0％，并限制为

P：0.04％以下、

S：0.01％以下、

N：0.01％以下、

Al：2.0％以下、

O：0.01％以下，其余量包含铁和不可避免的杂质；

将所述钢直接或暂且冷却后，进行加热的第2工序；

以在Ar₃转变点以上结束热轧那样对所述钢热轧的第3工序；

将所述钢在300～700℃卷取的第4工序；

将所述钢酸洗的第5工序；

用具有辊径为1400mm以下的工作辊的冷轧机，以30％以上且低于100％的累积压下率对所述钢冷轧的第6工序；

将所述钢加热，在550～750℃使所述钢滞留20秒以上的第7工序；

以750～900℃对所述钢退火的第8工序；

以0.1～30℃/秒的第一平均冷却速度将所述钢冷却到500℃以上且低于750℃的温度区域的中间冷却温度，以所述第一平均冷却速度以上的第二平均冷却速度将所述钢从该中间冷却温度冷却到100℃以上且低于350℃的冷却停止温度的第9工序；

将所述钢的温度控制在比镀浴温度低40℃的温度以上且比所述镀浴温度高40℃的温度以下的温度范围内的第10工序；

将所述钢浸渍在以10～50m/分钟的流速流动的热浸镀锌浴中，对所述钢实施镀锌的第11工序；和

将所述钢冷却到低于100℃的温度的第12工序，

所述第二平均冷却速度为1～100℃/秒，

在所述第9工序之后的工序中，所述钢的温度处于350～500℃的温度范围的时间为20秒以上。

9.根据权利要求8所述的镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述钢化学组成，以质量％计，还包含从

Mo：0.01～1.0％、

Cr：0.05～1.0％、

Ni：0.05～1.0％、

Cu：0.05～1.0％、

Nb：0.005～0.3％、

Ti：0.005～0.3％、

V：0.005～0.5％、

B：0.0001～0.01％、

选自Ca、Mg和REM中的1种以上的合计：0.0005～0.04％中选择的1种以上。

10.根据权利要求8或9所述的镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在所述第9工序中，所述第一平均冷却速度与所述第二平均冷却速度相等的情况下，所述第一平均冷却速度为1℃/秒以上且30℃/秒以下。

11.根据权利要求8或9所述的镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在所述第10工序之后，还包括对所述钢再加热，并保持在350～500℃的温度范围的工序。

12.根据权利要求8或9所述的镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在所述第12工序之后，还包括将所述钢加热至460～600℃，来实施合金化处理的工序。