CN107109554A - 热浸镀锌钢板 - Google Patents

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Abstract

本发明的热浸镀锌钢板包含母材钢板和热浸镀锌层，在距离母材钢板表面1/8厚～3/8厚的范围内以体积分率计铁素体相为40％～97％，硬质组织合计为3％以上，在从镀层与母材钢板的界面到母材钢板深度20μm为止的表层范围内的硬质组织的体积分率为上述1/8厚～3/8厚的范围内的硬质组织的体积分率的0.10～0.90倍的母材钢板的表面，具有Fe为5％以下、Al为1.0％以下、使由ζ相形成的柱状晶在镀层与钢板的全部界面中介入20％以上的热浸镀锌层，在母材钢板的界面侧具有微细化层，微细化层的平均厚度、微细化层内的铁素体相的平均粒径、微细化层中包含的氧化物的最大直径分别规定。

Description

热浸镀锌钢板
技术领域
本发明涉及热浸镀锌钢板。本发明涉及特别是延性、弯曲性、扩孔性及弯曲变形时的镀覆密合性优异、且耐连续弯曲疲劳特性优异的高强度热浸镀锌钢板。
本申请基于2014年11月5日在日本申请的特愿2014-225612号主张优先权，将其内容援引于此。
背景技术
近年来，对于主要在汽车的骨架部件中使用的钢板的高强度化的要求一直在提高。在这些高强度钢板中，为了得到复杂的部件形状，需要延性、弯曲性及拉伸凸缘成形性之类的成形性。此外，由于在作为汽车用部件使用时经常暴露于振动中，所以还要求高的耐疲劳特性。进而，对于汽车用钢板，由于一般在户外使用，所以通常要求优异的耐腐蚀性。
然而，在汽车的外板等的用途中，通常通过加压加工对板的周边部实施苛刻的弯曲加工(折边弯曲)。此外不仅汽车外板，在其他的用途中也大多通过加压加工实施苛刻的弯曲加工、或扩孔加工等而使用。并且，在对以往的热浸镀锌钢板实施苛刻的弯曲加工或扩孔加工等时，在该加工部分中，有时镀层从母材钢板上剥离。若像这样镀层剥离，则存在该部位的耐腐蚀性丢失、在母材钢板中提前产生腐蚀、生锈的问题。此外，即使没有导致镀层的剥离，镀层与母材钢板的密合性也丢失，若在该部分中产生哪怕一点点空隙，则外界空气或水分也会侵入该空隙中。因此，由镀层带来的防腐蚀功能丢失，与上述同样地在母材钢板中提前产生腐蚀、生锈。
由于这些问题，所以作为实施苛刻的弯曲加工等而使用的高强度钢板，强烈期望具备镀层相对于母材钢板的密合性优异的热浸镀锌层的镀覆钢板。
为了提高镀层的密合性，例如以专利文献1～3为代表的那样，提出了使钢板的内部生成氧化物来减少成为镀层剥离的原因的基底金属与镀层的界面的氧化物的方法。然而，使钢板表层中生成这样的氧化物时，钢板表层的碳与氧结合而气化，结果碳从钢板脱离。因此，在专利文献1～3中记载的技术中，有时在钢板中碳脱离的区域的强度显著降低。钢板表层的强度降低时，有可能强烈依赖于表层部的特性的耐疲劳特性劣化，疲劳极限强度大大降低。
或者，为了提高镀层的密合性，在专利文献4中，提出了通过在一般的退火工序之前追加实施新的退火工序及酸洗工序，从而将母材钢板表面改性而提高镀覆密合性的方法。然而，在专利文献4中记载的方法中，对于一般的高强度镀覆钢板的制造方法，由于工序增加，所以在成本的方面存在课题。
进而，在专利文献5中，提出了将碳从母材钢板的表层部除去来提高镀覆的密合性的方法。然而，在专利文献5中记载的方法中，除去了碳的区域的强度显著降低。该情况下，在专利文献5中记载的方法中，有可能强烈依赖于表层部的特性的耐疲劳特性劣化，疲劳极限强度大大降低。
此外，在专利文献6、7中，提出了将镀层中的Mn、Al及Si量控制在适宜的范围而提高了镀覆密合性的钢板。在这些专利文献6、7中记载的钢板中，需要在制造时以高的精度控制镀层中的元素量，操作上的负荷大，在成本方面存在课题。
作为提高镀覆密合性的方法，在专利文献8中，提出了钢板的显微组织仅包含铁素体的高强度钢板。然而，在专利文献8中记载的钢板中，由于显微组织仅为软质的铁素体，所以得不到充分的高强度。
这里，在热浸镀锌处理后，实施了合金化处理的合金化热浸镀锌钢板被广泛使用。合金化处理是如下处理：将镀层加热至Zn的熔点以上的温度，使大量的Fe原子从母材钢板中扩散至镀层中，将镀层制成Zn-Fe合金主体的层。例如在专利文献9、10、11中，提出了镀覆密合性优异的合金化热浸镀锌钢板。然而，在专利文献9～11的镀覆钢板中，为了将镀层充分地合金化，需要将钢板加热至高温。由于若将钢板加热至高温，则有时钢板内部的显微组织发生变性，容易生成特别粗大的铁系碳化物，钢板的特性受到损害，所以不优选。
在专利文献12中公开了如下技术：在含Si-Mn-Al的母材的热浸镀锌钢板的制造中，通过控制浸入材料温度，规定锌镀层与母材钢板的界面合金层的截面面积率，从而使镀覆密合性与点焊性提高。
在专利文献12中记载的钢板中，叙述了Si-Mn氧化物对镀覆密合性造成不良影响。然而，使Si-Mn氧化物在镀覆开始前减少的技术在专利文献12中没有公开。此外，在专利文献12中，由于使浸入材料温度高于浴温(虽然也依赖于镀覆浴的Al，但最低也为浴温+4℃、最高高达浴温+28℃)，所以在浴温的稳定性、进而制品的特性的均匀性方面留下课题。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2008-019465号公报
专利文献2：日本特开2005-060742号公报
专利文献3：日本特开平9-176815号公报
专利文献4：日本特开2001-026853号公报
专利文献5：日本特开2002-088459号公报
专利文献6：日本特开2003-055751号公报
专利文献7：日本特开2003-096541号公报
专利文献8：日本特开2005-200750号公报
专利文献9：日本特开平11-140587号公报
专利文献10：日本特开2001-303226号公报
专利文献11：日本特开2005-060743号公报
专利文献12：日本特表2013-541645号公报
发明内容
发明所要解决的问题
鉴于以上那样的现状，本发明提供以延性、弯曲性及拉伸凸缘成形性为代表的钢板的成形性优异、耐疲劳特性、焊接性、耐腐蚀性及镀覆密合性优异的高强度热浸镀锌钢板。
用于解决问题的手段
本发明人们为了得到以延性、弯曲性及拉伸凸缘成形性为代表的钢板的成形性和耐疲劳特性、焊接性、耐腐蚀性及镀覆密合性优异的高强度热浸镀锌钢板反复进行了深入研究。其结果是，本发明人们通过将钢板的显微组织控制在适当的组织分率而改善了延性及扩孔性(拉伸凸缘性)。此外，本发明人们通过由镀层与母材钢板的边界控制母材钢板侧的硬质相的体积分率而改善了弯曲性和耐疲劳特性。进而，本发明人们通过使镀层中生成ζ相(FeZn13)，将破坏的起点即粗大的氧化物摄入其内部而抑制了镀层剥离。通过这些，本发明人们发现：不实施镀层的合金化处理，可得到以延性、弯曲性及扩孔性(拉伸凸缘性)为代表的钢板的成形性和耐疲劳特性、焊接性、耐腐蚀性及镀覆密合性优异的热浸镀锌钢板。
本发明是基于所述见解而完成的，其方式如下所述。
(1)本发明的一方式所述的热浸镀锌钢板为一种热浸镀锌钢板，其包含母材钢板和形成于上述母材钢板的至少一个表面上的热浸镀锌层，上述母材钢板具有以质量％计，
C：0.040～0.280％、
Si：0.05～2.00％、
Mn：0.50～3.50％、
P：0.0001～0.1000％、
S：0.0001～0.0100％、
Al：0.001～1.500％、
N：0.0001～0.0100％、
O：0.0001～0.0100％、
剩余部分包含Fe及杂质的化学成分，具有如下的显微组织：
在以距离上述母材钢板的表面1/4厚为中心的1/8厚～3/8厚的范围内，以体积分率计，具有40％以上且97％以下的铁素体相和合计3％以上的包含贝氏体相、贝氏体铁素体相、新鲜马氏体(fresh martensite)相和回火马氏体相中的1种以上的硬质组织，残余奥氏体相以体积分率计为0～8％，珠光体相与粗大渗碳体相的合计以体积分率计为0～8％，在从上述热浸镀锌层与母材钢板的界面到钢板方向深度20μm为止的表层范围内，残余奥氏体的体积分率为0～3％，将上述表层范围内的上述硬质组织的体积分率V1与以距离钢板表面1/4厚为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的上述硬质组织的体积分率V2的比即V1/V2限制在0.10以上且0.90以下的范围内；上述热浸镀锌层中，Fe含量为超过0％且5％以下，Al含量为超过0％且1.0％以下，包含由ζ相形成的柱状晶，在上述热浸镀锌层与母材钢板的全部界面(A)中，上述ζ相与母材钢板的界面(A*)所占的比例((A*/A)×100)为20％以上，上述母材钢板中在上述界面侧形成有微细化层，上述微细化层的平均厚度为0.1～5.0μm，上述微细化层中的铁素体相的平均粒径为0.1～3.0μm，上述微细化层中含有Si及Mn中的1种或2种以上的氧化物，上述氧化物的最大直径为0.01～0.4μm。
(2)根据上述(1)所述的热浸镀锌钢板，其中，上述母材钢板以质量％计含有选自
Ti：0.001～0.150％、
Nb：0.001～0.100％、
V：0.001～0.300％、
中的1种或2种以上。
(3)根据上述(1)或(2)所述的热浸镀锌钢板，其中，上述母材钢板以质量％计含有选自
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％、
W：0.01～2.00％、
中的1种或2种以上。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的热浸镀锌钢板，其中，上述母材钢板以质量％计，
含有合计0.0001～0.0100％的选自Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM中的1种或2种以上。
(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的热浸镀锌钢板，其中，在上述热浸镀锌层中，ζ晶粒中存在粗大的氧化物的ζ晶粒与母材钢板的界面相对于上述ζ相与母材钢板的全部界面为50％以下。
(6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的热浸镀锌钢板，其中，关于上述热浸镀锌层，上述母材钢板的单面中的镀覆附着量为10g/m2以上且100g/m2以下。
发明效果
根据本发明的上述方式，能够提供成形性、耐疲劳特性、焊接性、耐腐蚀性及镀覆密合性优异的热浸镀锌钢板。
附图说明
图1是本实施方式涉及的热浸镀锌钢板的截面中的包含热浸镀锌层/母材钢板界面的附近的放大组织照片。
图2是本实施例涉及的热浸镀锌钢板的截面中的包含热浸镀锌层/母材钢板界面的附近的放大截面组织照片。
具体实施方式
本发明的实施方式涉及的热浸镀锌钢板是在具有以质量％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及杂质的化学成分的母材钢板(以下，也简记为钢板。)的表面形成热浸镀锌层(以下，也简记为镀层。)而成的热浸镀锌钢板。
另外，母材钢板的板厚为0.6mm以上且低于5.0mm是适合的。若母材钢板的板厚低于0.6mm，则平坦地保持母材钢板的形状变得困难，不适当。此外，若母材钢板的板厚为5.0mm以上，则有时制造过程中的冷却的控制变得困难，得不到规定的显微组织而成形性劣化。
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。另外，以下的说明中的[％]为[质量％]。
〔C：0.040～0.280％〕
C是为了提高母材钢板的强度而含有的。然而，由于若C的含量超过0.280％，则点焊性劣化，所以C含量设定为0.280％以下。另外，从点焊性的观点出发，C的含量优选为0.250％以下，更优选为0.220％以下。另一方面，由于若C的含量低于0.040％，则强度降低，确保充分的拉伸最大强度变得困难，所以C含量设定为0.040％以上。另外，为了更进一步提高强度，C的含量优选为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、并提高强度和成形性的元素。
然而，Si也是使钢材脆化的元素，若含量超过2.00％，则变得容易引起铸造的板坯开裂等故障。因此，Si的含量设定为2.00％以下。进而，Si在退火工序中在母材钢板的表面形成氧化物，显著损害镀覆的密合性。从该观点出发，Si的含量优选为1.500％以下，更优选为1.200％以下。另一方面，由于Si的含量低于0.05％时，在热浸镀锌钢板的镀覆工序中，粗大的铁系碳化物大量地生成，强度及成形性劣化，所以Si的含量设定为0.05％以上。
另外，从抑制铁系碳化物的生成的观点出发，Si的含量优选为0.10％以上，更优选为0.25％以上。
〔Mn：0.50～3.50％〕
Mn是为了通过提高母材钢板的淬火性来提高强度而添加的。然而，若Mn的含量超过3.50％，则在母材钢板的板厚中央部产生粗大的Mn浓化部而变得容易引起脆化，变得容易引起铸造的板坯开裂等故障。因此，Mn的含量设定为3.50％以下。此外，若Mn的含量增大，则热浸镀锌钢板的点焊性也劣化。由此，Mn的含量优选为3.00％以下，更优选为2.80％以下。另一方面，若Mn的含量低于0.50％，则由于在退火后的冷却中大量地形成软质的组织，所以确保充分高的拉伸最大强度变得困难。因此，Mn的含量必须设定为0.50％以上。为了更加提高热浸镀锌钢板的强度，Mn的含量优选为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，进而由于若P的含量超过0.1000％，则变得容易引起铸造的板坯开裂、或者在轧制中板坯开裂等故障，所以P的含量设定为0.1000％以下。此外，P也是使通过点焊产生的熔融部脆化的元素，为了得到充分的焊接接头强度，P的含量优选设定为0.0400％以下，进一步优选设定为0.0200％以下。另一方面，由于使P的含量低于0.0001％会伴随制造成本的大幅的增加，所以P的含量以0.0001％作为下限值，优选设定为0.0010％以上。
〔S：0.0001～0.0100％〕
S由于是与Mn结合而形成粗大的MnS并使延性、扩孔性(拉伸凸缘性)及弯曲性之类的成形性降低的元素，所以将S的含量设定为0.0100％以下。此外S也是使点焊性劣化的元素。因此，S的含量优选设定为0.0060％以下，更优选设定为0.0035％以下。另一方面，使S的含量低于0.0001％会伴随制造成本的大幅的增加。因此，S的含量以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。由于若Al的含量超过1.500％，则变得容易引起铸造的板坯开裂等故障，所以Al的含量设定为1.500％以下。此外，由于若Al的含量增加，则点焊性恶化，所以Al的含量更优选设定为1.200％以下，进一步优选设定为1.000％以下。另一方面，Al的含量的下限即使没有特别限定也可发挥本实施方式的效果。然而，Al是在原料中微量存在的杂质，为了使其含量低于0.001％会伴随制造成本的大幅的增加。因此，Al含量设定为0.001％以上。此外Al是作为脱氧材料也有效的元素，但为了更充分地得到脱氧的效果，Al的含量更优选设定为0.010％以上。
〔N：0.0001～0.0100％〕
N由于是形成粗大的氮化物而使延性、扩孔性(拉伸凸缘性)及弯曲性之类的成形性劣化的元素，所以需要抑制其添加量。由于若N的含量超过0.0100％，则成形性的劣化变得显著，所以将N含量的上限设定为0.0100％。此外由于N的过量的添加成为焊接时的气孔产生的原因，所以含量少较佳。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的含量的下限即使没有特别限定也可发挥本实施方式的效果，但使N的含量低于0.0001％会导致制造成本的大幅的增加。由此，N含量的下限设定为0.0001％以上。N含量优选为0.0003％以上，更优选为0.0005％以上。
〔O：0.0001～0.0100％〕
O由于形成氧化物而使热浸镀锌钢板的延性、扩孔性(拉伸凸缘性)及弯曲性之类的成形性劣化，所以需要抑制含量。由于若O的含量超过0.0100％，则成形性的劣化变得显著，所以将O含量的上限设定为0.0100％。
进而O的含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0030％以下。O的含量的下限即使没有特别限定也可发挥本实施方式的效果，但由于使O的含量低于0.0001％会伴随制造成本的大幅的增加，所以以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，在本实施方式涉及的热浸镀锌钢板的母材钢板中，也可以根据需要添加以下的元素。
首先，在本实施方式所述的母材钢板中，也可以进一步含有选自Ti：0.001～0.150％、Nb：0.001～0.100％、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、利用铁素体晶粒的生长抑制的细晶强化、及通过再结晶的抑制的位错强化而有助于热浸镀锌钢板的强度上升的元素。但是，由于若Ti的含量超过0.150％，则碳氮化物的析出变多而成形性劣化，所以Ti的含量优选为0.150％以下。此外，从成形性的观点出发，Ti的含量更优选为0.080％以下。另一方面，Ti的含量的下限即使没有特别限定也可发挥本实施方式的效果，但为了充分地得到由Ti添加带来的强度上升效果，Ti的含量优选为0.001％以上。为了热浸镀锌钢板的更进一步高强度化，Ti的含量更优选为0.010％以上。
〔Nb：0.001～0.100％〕
Nb是通过析出物强化、利用铁素体晶粒的生长抑制的细晶强化及通过再结晶的抑制的位错强化而有助于热浸镀锌钢板的强度上升的元素。但是，由于若Nb的含量超过0.100％，则碳氮化物的析出变多而热浸镀锌钢板的成形性劣化，所以Nb的含量更优选为0.100％以下。从成形性的观点出发，Nb的含量更优选为0.060％以下。另一方面，Nb的含量的下限即使没有特别限定也可发挥本实施方式的效果，但为了充分地得到由Nb添加带来的强度上升效果，Nb的含量优选为0.001％以上。为了热浸镀锌钢板的更进一步高强度化，Nb的含量更优选为0.005％以上。
〔V：0.001～0.300％〕
V是通过析出物强化、利用铁素体晶粒的生长抑制的细晶强化及通过再结晶的抑制的位错强化而有助于热浸镀锌钢板的强度上升的元素。但是，若V的含量超过0.300％，则碳氮化物的析出变多而成形性劣化。因此，V的含量优选为0.300％以下，进一步优选为0.200％以下。另一方面，V的含量的下限即使没有特别限定也可发挥本实施方式的效果。为了充分地得到由V的添加带来的强度上升效果，V的含量优选为0.001％以上，进一步优选为0.010％以上。
此外，在本实施方式所述的母材钢板中，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％、W：0.01～2.00％中的1种或2种以上。
〔Cr：0.01～2.00％〕
Cr是抑制高温下的相变、且对热浸镀锌钢板的高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分而添加。但是，由于若Cr的含量超过2.00％，则热加工性受到损害而生产率降低，所以Cr的含量优选设定为2.00％以下，进一步优选为1.20％以下。另一方面，Cr的含量的下限即使没有特别限定也可发挥本实施方式的效果，但为了充分地得到由Cr添加带来的高强度化的效果，Cr的含量优选为0.01％以上，进一步优选为0.10％以上。
〔Ni：0.01～2.00％〕
Ni是抑制高温下的相变、且对热浸镀锌钢板的高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分而添加。但是，由于若Ni的含量超过2.00％，则焊接性受到损害，所以Ni的含量优选设定为2.00％以下，进一步优选为1.20％以下。另一方面，Ni的含量的下限即使没有特别限定也可发挥本实施方式的效果，但为了充分地得到由Ni添加带来的高强度化的效果，Ni的含量优选为0.01％以上，进一步优选为0.10％以上。
〔Cu：0.01～2.00％〕
Cu是通过以微细的粒子的形式存在于钢中而提高热浸镀锌钢板的强度的元素，可以代替C和/或Mn的一部分而添加。但是，由于若Cu的含量超过2.00％，则焊接性受到损害，所以Cu的含量优选设定为2.00％以下，进一步优选为1.20％以下。另一方面，Cu的含量的下限即使没有特别限定也可发挥本实施方式的效果，但为了充分地得到由Cu添加带来的热浸镀锌钢板高强度化的效果，Cu的含量优选为0.01％以上，进一步优选为0.10％以上。
〔Mo：0.01～2.00％〕
Mo是抑制高温下的相变、且对热浸镀锌钢板的高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分而添加。但是，由于若Mo的含量超过2.00％，则热加工性受到损害而生产率降低，所以Mo的含量优选设定为2.00％以下，进一步优选为1.20％以下。另一方面，Mo的含量的下限即使没有特别限定也可发挥本实施方式的效果，但为了充分地得到由Mo添加带来的高强度化的效果，Mo的含量优选为0.01％以上，进一步优选为0.05％以上。
〔B：0.0001～0.0100％〕
B是抑制高温下的相变、且对热浸镀锌钢板的高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分而添加。但是，由于若B的含量超过0.0100％，则热加工性受到损害而生产率降低，所以B的含量优选设定为0.0100％以下。从生产率的观点出发，B的含量更优选为0.0050％以下。另一方面，B的含量的下限即使没有特别限定也可发挥本实施方式的效果，但为了充分地得到由B的添加带来的高强度化的效果，优选将B的含量设定为0.0001％以上。为了进一步的热浸镀锌钢板的高强度化，B的含量更优选为0.0005％以上。
〔W：0.01～2.00％〕
W是抑制高温下的相变、且对热浸镀锌钢板的高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分而添加。但是，由于若W的含量超过2.00％，则热加工性受到损害而生产率降低，所以W的含量优选为2.00％以下，进一步优选为1.20％以下。另一方面，W的含量的下限没有特别限定地发挥本实施方式的效果，但为了充分地得到由W带来的高强度化，W的含量优选为0.01％以上，进一步优选为0.10％以上。
进而在本实施方式的热浸镀锌钢板中的母材钢板中，作为其他元素，Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM中的1种或2种以上也可以合计含有0.0001～0.0100％。这些元素的添加理由如下所述。
另外，REM是Rare Earth Metal(稀土金属)的缩写，是指属于镧系的元素。在本发明的实施方式中，REM、Ce大多以稀土金属混合物(misch metal)而添加，除了La、Ce以外有时复合地含有镧系的元素。作为杂质，即使包含这些除La、Ce以外的镧系列的元素也可发挥本实施方式的效果。此外，即使添加金属La、Ce也可发挥本实施方式的效果。
Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM是对热浸镀锌钢板的成形性的改善有效的元素，可以添加1种或2种以上。但是，由于若Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM中的1种或2种以上的含量的合计超过0.0100％，则有可能损害延性，所以各元素的含量的合计优选为0.0100％以下，进一步优选为0.0070％以下。另一方面，Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM中的1种或2种以上的含量的下限即使没有特别限定也可发挥本实施方式的效果，但为了充分地得到改善热浸镀锌钢板的成形性的效果，这些各元素的含量的合计优选为0.0001％以上。从成形性的观点出发，Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM中的1种或2种以上的含量的合计进一步优选为0.0010％以上。
在本实施方式涉及的热浸镀锌钢板中的化学成分中，以上说明的各元素的剩余部分为Fe及杂质。另外，关于上述的Ti、Nb、V、Cr、Ni、Cu、Mo、B、W，均容许含有低于各自的上述下限值的微量作为杂质。此外，关于Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM，也容许含有低于其合计量的下限值的极微量作为杂质。
规定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理由如下所述。
(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是如下的组织：在以距离母材钢板的表面1/4厚为中心的1/8厚～3/8厚的范围内，铁素体相(以下，称为铁素体)以体积分率计为40％以上且97％以下、包含贝氏体相(以下，称为贝氏体)、贝氏体铁素体相(以下，称为贝氏体铁素体)、新鲜马氏体相(以下，称为新鲜马氏体)和回火马氏体相(以下称为回火马氏体)中的1种以上的硬质组织的合计以体积分率计为3％以上，残余奥氏体相(以下，称为残余奥氏体)以体积分率计为0～8％(包含0％)，珠光体相(以下，称为珠光体)与粗大渗碳体相(以下，称为渗碳体)的合计以体积分率计为0～8％(包含0％)。
“铁素体”
铁素体是具有优异的延性的组织。但是，由于铁素体是软质，所以是低强度，因此若将铁素体的体积分率设定为超过97％，则得不到充分的拉伸最大强度的热浸镀锌钢板。因此，铁素体的体积分率设定为97％以下。为了提高热浸镀锌钢板的拉伸最大强度，铁素体的体积分率优选设定为92％以下，更优选设定为85％以下。
进而，为了得到拉伸最大强度超过950MPa的热浸镀锌钢板，进一步优选将铁素体的体积分率设定为80％以下，进一步优选设定为70％以下。另一方面，由于铁素体的体积分率低于40％时，得不到充分的延性，所以将铁素体的体积分率设定为40％以上。优选将铁素体的体积分率设定为45％以上，进一步优选为50％以上。
“残余奥氏体”
残余奥氏体是提高热浸镀锌钢板的强度-延性平衡的组织。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，作为破坏的起点起作用，所以拉伸凸缘性劣化，因此将残余奥氏体的体积分率的上限设定为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率优选较小，优选设定为5％以下，进一步优选设定为0～3％(包含0％)。热浸镀锌钢板的残余奥氏体的体积分率越小越优选，也可以为0％。
“硬质组织”
为了提高热浸镀锌钢板的拉伸最大强度，需要将包含贝氏体、贝氏体铁素体、新鲜马氏体和回火马氏体中的1种以上的硬质组织的体积分率合计设定为3％以上。为了提高热浸镀锌钢板的拉伸最大强度，硬质组织的体积分率优选设定为7％以上，进一步优选设定为15％以上。另一方面，由于若过度提高硬质组织的体积分率，则热浸镀锌钢板的延性劣化，所以将硬质组织的体积分率限制在60％以下。从该观点出发，硬质组织的体积分率优选设定为55％以下，进一步优选为50％以下。
“贝氏体铁素体和/或贝氏体”
贝氏体铁素体和/或贝氏体是热浸镀锌钢板的强度与成形性的平衡优异的组织，优选以体积分率计在钢板组织中包含60％以下的贝氏体铁素体和/或贝氏体。此外，贝氏体铁素体和/或贝氏体是具有软质的铁素体与硬质的马氏体、回火马氏体及残余奥氏体的中间强度的显微组织，从拉伸凸缘性的观点出发更优选包含5％以上，进一步优选包含10％以上。另一方面，由于若贝氏体铁素体和/或贝氏体的体积分率超过60％，则有可能屈服应力过度提高，形状冻结性劣化，所以不优选。
“回火马氏体”
回火马氏体是使热浸镀锌钢板的拉伸强度大大提高的组织，也可以在钢板组织中以体积分率计包含60％以下。从拉伸强度的观点出发，回火马氏体的体积分率优选设定为5％以上。另一方面，由于若钢板组织中包含的回火马氏体的体积分率超过60％，则有可能屈服应力过度提高，形状冻结性劣化，所以不优选。
“新鲜马氏体”
由于新鲜马氏体使热浸镀锌钢板的拉伸强度大大提高，但另一方面成为破坏的起点而使拉伸凸缘性劣化，所以优选在钢板组织中以体积分率计包含30％以下。特别是为了提高扩孔性，更优选将新鲜马氏体的体积分率设定为20％以下，进一步优选设定为10％以下。
“其他的显微组织”
在本发明的实施方式涉及的热浸镀锌钢板的钢板组织中，也可以包含珠光体和/或粗大的渗碳体等除上述组织以外的组织。但是，若在熔融锌钢板的钢板组织中珠光体和/或粗大的渗碳体变多，则延性劣化。由此，钢板组织中包含的珠光体和/或粗大的渗碳体的体积分率合计设定为8％以下。另外，珠光体和/或粗大的渗碳体的合计优选为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与母材钢板(基底金属)的界面作为起点的至钢板方向深度20μm为止的表层范围内，残余奥氏体的体积分率被限制在3％以下，同时上述表层范围内的上述硬质组织的体积分率“V1”在以距离钢板表面1/4厚为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的上述硬质组织的体积分率“V2”的0.10倍以上且0.90倍以下的范围内。
“镀层与基底金属的界面的附近的残余奥氏体”
热浸镀锌钢板的位于镀层与母材钢板的界面附近的残余奥氏体由于伴随着变形而相变成硬质的马氏体，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作为破坏的起点起作用，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，在以镀层与母材钢板的界面作为起点的至钢板方向深度20μm为止的表层范围内，需要将残余奥氏体的体积分率限制为0～3％(包含0％)。另外，该表层范围内的残余奥氏体的体积分率越低越优选，也可以为0％。
“镀层与基底金属的界面的附近的硬质组织”
热浸镀锌钢板的位于镀层与母材钢板(基底金属)的界面附近的硬质组织是提高热浸镀锌钢板的表层部的强度、使疲劳极限强度大大提高、有助于耐疲劳特性的改善的组织。从该观点出发，在将以镀层与基底金属的界面作为起点的至钢板方向深度20μm为止的表层范围内的硬质组织的体积分率设为“V1”、将以距离钢板的表面1/4厚为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的合计体积分率设为“V2”时，需要将它们的比即V1/V2设定为0.10以上来充分提高热浸镀锌钢板的表层部的强度。另外，为了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，也可以通过一定程度抑制以镀层与基底金属的界面作为起点的至钢板方向深度20μm为止的表层范围内的硬质组织的分率，降低热浸镀锌钢板表面附近的强度而提高局部的延性来改善弯曲性。从该观点出发，为了得到良好的弯曲性，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。
进而，在本实施方式涉及的热浸镀锌钢板的以镀层与基底金属的界面作为起点的至钢板方向深度20μm为止的表层范围内，也可以在铁的BCC晶界和/或晶粒内具有包含Si和/或Mn的微细的氧化物。通过在为表层范围的钢板内部先行生成微细的氧化物，能够抑制成为镀层的剥离的起点的钢板表面、即镀层与母材钢板的界面中的包含Si和/或Mn的氧化物的产生。
本发明的实施方式涉及的热浸镀锌钢板的母材钢板中包含的各组织的体积分率可以通过例如以下所示的方法来测定。
关于本发明的热浸镀锌钢板的钢板组织中包含的铁素体、贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体、新鲜马氏体、珠光体及粗大渗碳体的体积分率，以钢板的与轧制方向平行的板厚截面作为观察面而采集试样，将观察面进行研磨、硝酸乙醇侵蚀，对以板厚的1/4为中心的1/8厚～3/8厚的范围、或以镀层与母材钢板(基底金属)的界面作为起点的至钢板方向深度20μm为止的范围分别以场致发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM：Field EmissionScanning Electron Microscope)进行观察并测定面积分率，可以将其视为体积分率。但是，在通过硝酸乙醇侵蚀而除去了镀层时，也可以将试样的表面视为镀层与基底金属的界面。
本实施方式的热浸镀锌钢板的钢板组织中包含的残余奥氏体的体积分率使用FE-SEM，利用EBSD(Electron Back-Scattering Diffraction，电子背散射衍射)法进行高分辨率晶体取向解析来进行评价。
首先，将与轧制方向平行的板厚截面精加工成镜面，分别在以距离母材钢板的表面1/4厚为中心的1/8厚～3/8厚的范围、或以镀层与基底金属的界面作为起点的至钢板方向深度20μm为止的范围内，将测定步长设定为0.15μm以下，在合计10000μm2以上的区域中测定晶体取向。并且，判定各测定点是否为BCC(体心立方结构)的铁或FCC(面心立方结构)的铁中的某一者，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率，可以将其作为体积分率。
另外，由于若测定充分广的区域，则面积分率变得与体积分率等价，所以上述的情况可以通过在合计10000μm2以上的区域中测定晶体取向而将残余奥氏体的面积分率作为体积分率。
本实施方式的热浸镀锌钢板在母材钢板中在与镀层的界面侧具有微细化层。在微细化层中接近镀层的部分与镀层直接相接。
所谓微细化层是存在于母材钢板的最表层中、且构成微细化层的铁素体相的平均粒径成为母材钢板中相比微细化层更靠下层侧中的铁素体相的平均粒径的1/2以下的区域。将微细化层中的铁素体相的平均粒径成为超过其下层中的铁素体相的平均粒径的1/2的边界定义为微细化层与其下层的边界。
微细化层同母材钢板与热浸镀锌层的界面直接相接。微细化层的平均厚度为0.1～5.0μm。微细化层内的铁素体相的平均粒径为0.1～3.0μm。微细化层中含有Si及Mn中的1种或2种以上的氧化物，氧化物的最大直径为0.01～0.4μm。
若微细化层的平均厚度为0.1μm以上，则在将热浸镀锌钢板进行加工时，裂缝的产生或伸展得到抑制。因此，微细化层的平均厚度设定为0.1μm以上，更优选设定为1μm以上。此外，若微细化层的平均厚度为5.0μm以下，则能够在抑制镀覆浴中的过度的合金化的同时形成。因此，能够防止由镀层中的Fe含量过大引起的镀覆密合性的降低。由此，微细化层的平均厚度设定为5.0μm以下，优选设定为3.0μm以下。
通过将微细化层内的铁素体相的平均粒径设定为0.1μm以上，在将热浸镀锌钢板进行加工时，裂缝的产生或伸展得到抑制。因此，微细化层内的铁素体相的平均粒径设定为0.1μm以上，更优选设定为1μm以上。此外，若微细化层内的铁素体相的平均粒径超过3.0μm，则抑制裂缝的产生或伸展的效果变成有限。因此，微细化层内的铁素体相的平均粒径设定为3.0μm以下，优选设定为2.0μm以下。
作为微细化层中含有的Si及Mn中的1种或2种以上的氧化物，可列举出例如选自SiO2、Mn2SiO4、MnSiO3、Fe2SiO4、FeSiO3、MnO中的1种或2种以上。
若微细化层中含有的Si及Mn中的1种或2种以上的氧化物的最大直径为0.01μm以上，则能够形成微细化层，同时形成ζ相的生成得到充分促进的镀层。此外，若上述的氧化物的最大直径为0.4μm以下，则能够在抑制镀层的过度的合金化的同时形成。因此，能够形成微细化层，同时防止由镀层中的Fe含量过大引起的镀覆密合性的降低。上述的氧化物的最大直径优选为0.2μm以下。
微细化层的平均厚度及微细化层内的铁素体相的平均粒径通过以下所示的方法进行测定。从热浸镀锌钢板，以母材钢板的与轧制方向平行的板厚截面作为观察面而采集试样。将试样的观察面通过CP(Cross section polisher，截面抛光仪)装置进行加工，以5000倍观察FE-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscopy)中的背散射电子图像。
微细化层中含有的Si及Mn中的1种或2种以上的氧化物的最大直径通过以下所示的方法进行测定。从热浸镀锌钢板，以母材钢板的与轧制方向平行的板厚截面作为观察面而采集试样。
将试样的观察面进行FIB(Focused Ion Beam，聚焦离子束)加工而制作薄膜试样。之后，使用FE-TEM(Field Emission Transmission Electron Microscopy，场致发射透射电子显微镜)以30000倍观察薄膜试样。对各薄膜试样观察5个视野，将全部视野中所计测的氧化物的直径的最大值作为该薄膜试样中的氧化物的最大直径。
(镀层)
本发明的实施方式的热浸镀锌钢板是在母材钢板的表面形成热浸镀锌层而成的钢板。
在本发明的实施方式中，热浸镀锌层的Fe含量为超过0％且5.0％以下，Al含量为超过0％且1.0％以下。进而，热浸镀锌层也可以是含有、或混入Ag、B、Be、Bi、Ca、Cd、Co、Cr、Cs、Cu、Ge、Hf、I、K、La、Li、Mg、Mn、Mo、Na、Nb、Ni、Pb、Rb、Sb、Si、Sn、Sr、Ta、Ti、V、W、Zr、REM中的1种或2种以上的层。像这样，即使热浸镀锌层是含有、或混入上述的元素中的1种或2种以上的层，本实施方式的效果也没有受到损害，有时也优选通过其含量来改善耐腐蚀性或加工性等。
此外，热浸镀锌层的特征在于，其包含由ζ相形成的柱状晶，且镀层与基底金属的全部界面中的20％以上被ζ相被覆。即，在热浸镀锌层与母材钢板的全部界面(A)中，上述ζ相与母材钢板的界面(A*)所占的比例((A*/A)×100)成为20％以上。
进而，母材钢板的单面中的热浸镀锌层的附着量为10g/m2以上且100g/m2以下。
〔热浸镀锌层中的Fe含量：超过0％且5.0％以下〕
由于若热浸镀锌层中的Fe含量提高，则镀覆密合性劣化，所以需要将Fe含量设定为超过0％且5.0％以下。为了进一步提高镀覆密合性，镀层中的Fe含量优选设定为4.0％以下，进一步优选设定为3％以下。镀层中的Fe含量的下限没有特别设定，但由于低于0.5％时，有时无法充分得到为了改善密合性所必要的ζ相，所以镀层中的Fe含量优选设定为0.5％以上，进一步优选设定为1.0％以上。
〔热浸镀锌层中的Al含量：超过0％且1.0％以下〕
由于若热浸镀锌层中的Al含量提高，则镀覆密合性劣化，所以需要将Al含量设定为超过0％～1.0％。为了进一步提高镀覆密合性，镀层中的Al含量优选设定为0.8％以下，进一步优选设定为0.5％以下。镀层中的Al含量的下限没有特别设定，但为了设定为低于0.01％，需要将镀覆浴中的Al浓度极端地降低，其结果是，由于因镀层的合金化过度地进行，镀层中的Fe含量增加而镀覆密合性劣化，所以镀层中的Al含量优选设定为0.01％以上。从该观点出发，镀层中的Al含量优选设定为0.05％以上。
进而，热浸镀锌层也可以是含有或混入Ag、B、Be、Bi、Ca、Cd、Co、Cr、Cs、Cu、Ge、Hf、I、K、La、Li、Mg、Mn、Mo、Na、Nb、Ni、Pb、Rb、Sb、Si、Sn、Sr、Ta、Ti、V、W、Zr、REM中的1种或2种以上的层。即使热浸镀锌层为含有或混入上述的元素中的1种或2种以上的层，本实施方式的效果也没有受到损害，有时也优选通过其含量来改善耐腐蚀性或加工性等。
“ζ相”
图1中示出本实施方式涉及的热浸镀锌钢板的截面放大照片。如图1中所示的那样，本实施方式的热浸镀锌层是被覆于母材钢板(基底金属)的表面的镀层，包含由Fe与Zn的合金即ζ相(FeZn13)形成的柱状晶。特别是在本实施方式的热浸镀锌钢板中，其特征在于，在热浸镀锌层与母材钢板的全部界面(A)中，ζ相与母材钢板相接的界面(A*)的比例((A*/A)×100)为20％以上。由此，可作为剥离的起点起作用的包含Si和/或Mn的长径为0.2μm以上的粗大的氧化物从母材钢板表面被摄入ζ相内部，由此粗大的氧化物变得难以作为破坏的起点起作用，镀层的密合性提高。从该观点出发，ζ相与基底金属的界面相对于镀层与母材钢板的全部界面所占的比例优选为25％以上，更优选为30％以上。另外，ζ相与母材钢板的界面在镀层与基底金属的全部界面中所占的比例的上限没有特别限定，也可以为100％。
另一方面，若包含Si和/或Mn的长径为0.2μm以上的粗大氧化物没有被摄入ζ相而该粗大氧化物存在于ζ相与母材钢板的界面中，则没有充分地得到由ζ相带来的镀覆密合性的提高效果，不优选。由此，ζ晶粒中存在粗大氧化物的ζ晶粒(含粗大氧化物的ζ晶粒)与母材钢板的界面的比例相对于ζ相与母材钢板的全部界面优选为50％以下，更优选为35％以下。在ζ相的母材钢板的界面中粗大氧化物越少越优选，在ζ相与母材钢板的全部界面中，ζ相与母材钢板的界面中的含粗大氧化物的ζ晶粒与母材钢板所成的界面的比例最优选为0％。
若上述包含Si和/或Mn的氧化物的长径为0.2μm以上，则以氧化物作为起点的裂纹变得显著，若长径低于0.2μm，则变得难以作为裂纹的起点起作用。这是由于，热浸镀锌钢板的变形时的应力集中的程度根据氧化物的大小而变化。具体而言，氧化物越大(长径越长)，则在变形时应力越变得容易集中，镀层变得越容易剥离。
此外，热浸镀锌层也可以包含δ1相(FeZn7)。然而，为了提高δ1相的分率，需要在将母材钢板浸渍于镀覆浴中后，将母材钢板加热而进行镀层的合金化，通过加热而母材钢板的拉伸特性劣化。从该观点出发，δ1相的分率优选小。特别是在镀层与母材钢板的全部界面中，将δ1相与母材钢板相接的界面的比例优选设定为20％以下。
本实施方式中的ζ相与母材钢板的界面在镀层与母材钢板的全部界面中所占的比例可以通过以下的要领求出。
即，以母材钢板的与轧制方向平行的板厚截面作为观察面而采集试样，将观察面进行镜面研磨，首先，使用场致发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM：Field EmissionScanning Electron Microscope)，观察至所观察的界面的长度的合计L成为200μm以上。在与观察上述L的视野相同的视野中，呈现柱状的晶粒视为ζ相或δ1相，测定ζ相及δ1相与母材钢板的界面的长度的合计L1。接着，在与观察上述L1的视野相同的视野中，利用使用了FE-SEM的EBSD(Electron Back-Scattering Diffraction)法进行高分辨率晶体取向解析，进行δ1相的鉴定，求出δ1相与母材钢板的界面的长度的合计L2。将(L1-L2)/L视为ζ相与母材钢板的界面在镀层与母材钢板的全部界面中所占的比例。
同样地，将L2/L视为δ1相与母材钢板的界面在镀层与母材钢板的全部界面中所占的比例。
另外，ζ相与δ1相的分离也可以通过除上述EBSD法以外的方法来进行。例如也可以通过场致发射型电子探针微量分析器(FE-EPMA：Field Emission Electron Probe MicroAnalyser)，进行镀层中的Zn元素制图，由Zn量的不同进行ζ相与δ1相的判别。
另外，为了清晰地现出ζ相，也可以在将试样的观察面进行镜面研磨后使用硝酸乙醇等腐蚀液实施观察面的腐蚀。
长径为0.2μm以上的粗大氧化物的有无可以通过以上述的方法进行截面SEM观察，测定所拍摄的氧化物的长径来判别。
另外，含氧化物的ζ晶粒可以以BSE图像(背散射电子图像)拍摄界面合金层，以色调的不同来判别。背散射电子图像由于原子序号越大则变得越多，所以氧化物看上去比周围暗。形成氧化物的位置根据退火露点而不同，露点越高(约0℃以上)则越是不在钢板的表面而是在钢板的表层的内部侧生成。镀层的形成后，在镀层与母材钢板之间进行合金化，母材钢板表层的Fe越扩散至镀层中，则内部的氧化物越依次从表层被摄入镀层中。此外，在经判别的各氧化物中，测定观察面上的长径，将长径为2μm以上的氧化物判别为粗大氧化物。
〔热浸镀锌的附着量：10～100g/m2〕
由于若热浸镀锌层在母材钢板单面上的附着量少，则得不到充分的耐腐蚀性，所以镀层在母材钢板单面上的附着量设定为10g/m2以上。从耐腐蚀性的观点出发，附着量优选为20g/m2以上，更优选为30g/m2以上。另一方面，若镀层的附着量多，则进行点焊时的电极损耗变得剧烈，在连续进行焊接时引起熔核直径的减少或焊接接头强度的劣化。因此，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，附着量优选为93g/m2以下，更优选为85g/m2以下。
(热浸镀锌钢板的制造方法)
接着，对制造本发明的实施方式涉及的热浸镀锌钢板的方法进行详细说明。
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，其将具有上述化学成分的板坯加热至1080℃以上，实施将轧制完成温度设定为850～980℃的范围内的热轧而制成热轧钢板，之后作为卷材卷取，该工序中，将从热轧后到300℃为止的冷却过程中的热轧钢板的温度按照满足后述的式(1)的方式进行控制；紧接着热轧工序进行酸洗后，进行将合计的压下率设定为85％以下的冷轧的冷轧工序；将冷轧工序后的钢板在将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为(Ac1+25)℃以上且Ac3℃以下、且750℃以上的温度域内进行加热，接着，将760～700℃间的平均冷却速度设定为0.1～5.0℃/s、将650℃～500℃间的平均冷却速度设定为1.0℃/s以上而进行冷却的退火工序；在退火工序之后，通过在将镀覆浴温度设定为450～470℃、将进入镀覆浴时的钢板温度设定为440～480℃、将镀覆浴中的有效Al量设定为0.050～0.180质量％的镀覆条件下将钢板浸渍于镀覆浴中，对钢板表面实施热浸镀锌而形成镀层的镀覆工序；在镀覆工序后，至350℃的冷却过程满足后述的式(2)的冷却工序；在将钢板进一步冷却至100℃以下后使用直径为50～800mm的辊进行合计2次以上的弯曲-弯曲复原变形的加工工序。
以下，对各制造工序进行详细说明。
为了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。
为了制造钢板，首先，铸造具有上述的化学成分(组成)的板坯。供于热轧的板坯可以使用连续铸造板坯或通过薄板坯连铸机等制造的板坯。
“热轧工序”
在热轧工序中，为了抑制起因于铸造的晶体取向的各向异性，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限定，但由于为了超过1300℃而进行加热需要投入大量的能量而导致制造成本的大幅的增加，所以优选设定为1300℃以下。
将板坯加热后，进行热轧。热轧的完成温度(轧制完成温度)低于850℃时，轧制反作用力提高，稳定得到指定的板厚变得困难。因此，热轧的完成温度优选设定为850℃以上，更优选设定为870℃以上。另一方面，为了将热轧的完成温度设定为超过980℃，在从板坯的加热结束到热轧的完成为止的工序中需要将钢板进行加热的装置，需要高的成本。因此，将热轧的完成温度设定为980℃以下，更优选设定为950℃以下。
接着，将经热轧后的热轧钢板作为卷材卷取。另外，从热轧到卷取为止的冷却过程中的平均冷却速度优选设定为10℃/秒以上。这是由于，通过在更低温下进行相变，使热轧钢板的粒径变得微细而使冷轧及退火后的母材钢板的有效晶体粒径变得微细。
热轧钢板的卷取温度优选设定为450℃以上且650℃以下。这是由于，使热轧钢板的显微组织中分散地生成珠光体和/或长径为1μm以上的粗大渗碳体，使通过冷轧被导入的应变局部存在。由此，通过在退火工序中使其逆相变成各种晶体取向的奥氏体，能够将退火后的母材钢板的有效晶粒微细化。若卷取温度低于450℃，则有时没有生成珠光体和/或粗大渗碳体，不优选。另一方面，若卷取温度超过650℃，则珠光体和铁素体分别在轧制方向上以长的带状生成。由此，存在由铁素体部分在冷轧及退火后生成的母材钢板的有效晶粒变成沿轧制方向伸长的粗大的晶粒的倾向，不优选。
这里，为了在退火后的母材钢板的表面中将硬质组织控制在规定的体积分率，在热轧工序中，需要从母材钢板表面适度地脱碳。从母材钢板的脱碳行为也可以通过气氛控制来控制，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，在从精轧完成(热轧完成)到达到300℃为止的区间中，通过控制冷却速度来控制钢板温度，从而控制脱碳行为。
关于母材钢板的温度控制，在从精轧完成到达到300℃为止的区间中，在母材钢板表面中铁的BCC相变得稳定的温度Ae3*以下的范围内进行。这是由于，从铁的BCC相的脱碳早于从高温下的稳定相即FCC相的脱碳进行。另外在本实施方式中，由于在母材钢板温度低于300℃的温度范围内，氧的扩散速度充分慢，关于脱碳的进行速度也可视为对脱碳行为没有影响，所以热轧工序中的母材钢板的温度控制的温度范围设定为至达到300℃为止的区间。
另外，Ae3*可以使用以下的式子求出。
Ae3*[℃]＝885+31.7Si-29.3Mn+123.2Al-18.2Cr-40.0Ni-21.0Cu+12.6Mo
在上述的式中，C、Si、Mn、Al、Cr、Ni、Cu、Mo为各个元素的添加量[质量％]。
此外，钢板的脱碳行为分成从精轧完成到卷取成卷材为止的第1期和从卷取成卷材至达到室温为止的第2期来控制。这是由于，第1期中在大气下进行脱碳，与此相对，在第2期中，通过卷取来制成卷材而钢板彼此密合，在几乎没有外界空气的侵入的条件下进行脱碳，因此两者中脱碳的进行速度大大不同。
具体而言，为了使钢板表层部适度地脱碳，在从精轧完成到达到300℃为止的冷却过程中，将钢板温度控制在满足下述式(1)的范围。式(1)是与脱碳行为的进行程度有关的式子，式(1)的值越大则表示脱碳越进行。
另外，关于式(1)中的各项，t[秒]为从精轧完成起的经过时间，t1[秒]为从精轧完成到达到Ae3*温度为止的经过时间，t2[秒]为从精轧完成到卷取成卷材为止的经过时间，t3[秒]为从精轧完成到钢板温度达到300℃为止的经过时间。此外，T(t)[℃]为钢板温度，WSi[质量％]及WMn[质量％]分别为钢板整体中的Si、Mn的各元素的平均含量。进而，α、β、γ、δ的各项为常数项，分别为8.35×108、2.20×104、1.73×1010、2.64×104。
[数学式1]
在上述式(1)中，括弧内的第1积分项是与第1期的冷却中的脱碳的进行程度有关的项，第2积分项是与第2期的冷却中的脱碳的进行程度有关的项。在任一项中，脱碳均是母材钢板温度越高、且停留时间越长越进行。特别是在第2期中，由于进行脱碳的元素即氧几乎不存在于气氛中，通过由表层的氧化皮层被钢中的Si及Mn吸引的氧进行脱碳，所以在第2积分项中包含由Si及Mn的含量产生的影响，表示钢中的Si及Mn量越多则式(1)的值越变大，脱碳越进行。
在精轧完成后的冷却过程中，由于若上述式(1)的值变得低于0.8，则母材钢板表层部几乎没有脱碳，表层部的硬质组织的体积率V1与以距离板厚的表面1/4厚为中心的硬质组织的体积率V2的比即V1/V2超过0.90，弯曲性劣化，所以按照上述式(1)的值成为0.8以上的方式进行冷却。从该观点出发，优选按照上述式(1)的值成为1.0以上的方式进行冷却，进一步优选设定为1.3以上。另一方面，由于若上述式(1)的值超过20.0，则钢板表层部过度脱碳，V1/V2变得低于0.30，钢板的耐疲劳特性显著劣化，所以按照上述式(1)的值成为20.0以下的方式进行冷却。从该观点出发，优选按照上述式(1)的值成为15.0以下的方式进行冷却，进一步优选设定为10.0以下。
接着，进行像这样操作而制造的热轧钢板的酸洗。由于酸洗是将热轧钢板的表面的氧化物除去，所以为了母材钢板的镀覆性提高是重要的。酸洗可以是一次，也可以分成多次进行。
“冷轧工序”
接着，对酸洗后的热轧钢板进行冷轧而得到冷轧钢板。
冷轧中，由于若压下率的合计超过85％，则母材钢板的延性丢失，冷轧中母材钢板断裂的危险性提高，所以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限定，但由于低于0.05％时，母材钢板的形状变得不均质，镀层没有均匀地附着，外观受到损害，所以优选设定为0.05％以上，进一步优选设定为0.10％以上。另外，冷轧优选以多个道次进行，但冷轧的道次数或对各道次的压下率的分配不限。
此外，在冷轧中的压下率的合计超过10％且低于20％的范围内，在之后的退火工序中再结晶没有充分地进行。因此，有时包含大量的位错且失去展性的粗大的晶粒残留在表层附近，热浸镀锌钢板的弯曲性或耐疲劳特性劣化。为了将其避免，减小压下率的合计，使位错向晶粒的积蓄轻微而保留晶粒的展性，或者增大压下率的合计，在退火工序中使再结晶充分地进行，将加工组织制成在内部位错的积蓄少的再结晶粒是有效的。从使位错向晶粒的积蓄轻微的观点出发，冷轧工序中的压下率的合计优选设定为10％以下，进一步优选设定为5.0％以下。另一方面，为了充分地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，进一步优选设定为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，优选使用具有预热带、还原带和镀覆带的连续退火镀覆线，一边进行退火工序一边使其通过预热带和还原带，在到达镀覆带前结束退火工序，在镀覆带中进行镀覆工序。
像上述那样，在退火工序及镀覆工序中使用连续退火镀覆线的情况下，优选使用例如以下所示的方法。
首先，在作为预热燃烧器中使用的空气与燃料气体的混合气体的条件设定为空气比：0.7～1.2的预热带中，一边加热至400～800℃的钢板温度一边通板。
由此在钢板表层部中生成氧化物。另外，所谓“空气比”是单位体积的混合气体中包含的空气的体积与为了使单位体积的混合气体中包含的燃料气体完全燃烧而理论上需要的空气的体积的比。
接着，可以设定为如下的方法：通过在H2O与H2的分压比被设定为P(H2O)/P(H2)：0.0001～2.0的还原带中加热至750℃以上，将在预热带中生成的氧化物还原后进行冷却。并且，退火工序之后的镀覆工序可以设定为如下的方法：以在镀覆浴温度：450～470℃、进入镀覆浴时的钢板温度：440～480℃、镀覆浴中的有效Al量：0.05～0.18质量％的条件下将钢板浸渍于镀锌浴中的条件实施热浸镀锌。
退火工序中的加热速度介由预热带中的处理时间而与钢板表层部中的脱碳的进行有关。由于若加热速度慢，则长时间暴露于氧化气氛下，所以脱碳进行。特别是600～750℃下的加热速度是重要的，为了确保预热带中的处理时间，促进ζ相的生成，优选设定为10℃/秒以下。另一方面，若600～750℃下的加热速度过慢，则有时氧化过度进行而在钢板内部形成粗大的氧化物。为了避免钢板内部的粗大的氧化物的形成，将这期间的平均加热速度设定为1.0℃/秒以上。
在预热带中，进行用于在钢板表层部中形成适当的厚度的Fe氧化被膜的氧化处理。此时，在预热燃烧器中使用的空气与燃料气体的混合气体中，在以下所示的空气比被设定为0.7以上的预热带中，一边加热至400～800℃的钢板温度一边通板。
所谓“空气比”是单位体积的混合气体中包含的空气的体积与为了使单位体积的混合气体中包含的燃料气体完全燃烧而理论上需要的空气的体积的比，以下述的式子表示。
“空气比”＝[单位体积的混合气体中包含的空气的体积(m3)]/[为了使单位体积的混合气体中包含的燃料气体完全燃烧而理论上需要的空气的体积(m3)]}
在本实施方式中，通过对通过预热带的母材钢板以上述的条件进行预热，从而在母材钢板的表层中形成0.01～5.0μm的Fe氧化被膜。钢板表层部中生成的Fe氧化被膜(氧化物)在还原带中被还原，成为镀覆密合性优异的表面。
在钢板表层部中上述的空气比超过1.2而过大的情况下，在钢板表层部中生成过量的Fe氧化被膜，还原后的脱碳层肥大化。
此外，氧化被膜在还原带中被还原，成为镀覆密合性优异的表面，但在上述空气比低于0.7而过小的情况下，得不到规定的氧化物。此外，若通过预热带时的钢板温度低于400℃，则无法形成充分的氧化被膜。另一方面，在预热带中通板的钢板温度超过800℃的高温时，由于氧化被膜过度生长，所以使脱碳层的厚度落入规定的范围变得困难。因此，在预热带中通板的钢板温度设定为800℃以下，更优选设定为750℃以下。
为了将与钢板的成形性有关的显微组织的分率控制在规定的范围，退火工序中的最高加热温度是重要的因子。若最高加热温度低，则粗大的铁系碳化物在钢中因不溶而残留，成形性劣化。此外最高加热温度低于750℃时，有可能热轧钢板中的粗大的铁碳化物没有充分溶解，残存至作为制品的板中，大大损害延性。为了使铁系碳化物充分地固溶而提高成形性，最高加热温度设定为(Ac1点+25℃)℃以上且750℃以上，优选设定为(Ac1点+50)℃以上。另一方面，由于若最高加热温度超过Ac3点，则钢中的铁素体分率显著减少，所以将最高加热温度设定为Ac3点以下。此外，从镀覆密合性的观点出发，为了减少基底金属表面的氧化物，最高加热温度优选较低。从该观点出发，最高加热温度优选设定为850℃以下，更优选设定为830℃以下。
钢板的Ac1点及Ac3点分别为奥氏体逆相变的开始点和完成点，具体而言，从热轧后的钢板切出小片，以10℃/秒加热至1200℃，通过测定该期间的体积膨胀来得到。
退火工序中的最高加热温度(750℃以上)优选在还原带中到达。在该还原带中，将预热带中生成的钢板表面的薄的Fe氧化被膜还原，提高镀覆密合性。因此，在还原带的气氛中，水蒸气分压P(H2O)与氢分压P(H2)的比、P(H2O)/P(H2)设定为0.0001～2.00。P(H2O)/P(H2)低于0.0001时，成为镀层剥离的起点的Si和/或Mn氧化物形成于最表面层。另一方面，若P(H2O)/P(H2)超过2.00，则由于钢板表层中的微细化过度进行，镀层的合金化过度进行，所以镀覆密合性劣化。进而，若P(H2O)/P(H2)超过3.00，则脱碳过度进行而母材钢板表层的硬质相显著减少。从以上的观点出发，P(H2O)/P(H2)更优选设定为0.002～1.50的范围，更优选设定为0.005～1.20的范围。
如上所述，若P(H2O)/P(H2)为0.0001～2.00，则在还原气氛中添加水蒸气时，成为镀层剥离的起点的Si和/或Mn氧化物变得不会形成于最表面层，取而代之，Si及Mn在母材表层的内部形成微细的氧化物。微细的氧化物的尺寸在上述条件下为0.01μm以上且0.4μm以下。此外由于还原气氛中的水蒸气使母材表层脱碳，所以母材表层变成铁素体。由于这些Si-Mn内部氧化物抑制还原退火中的Fe再结晶的生长，所以在母材的表层中形成平均厚度为0.1μm以上且5μm以下、铁素体相的平均粒径为0.1μm以上且3μm以下的微细化层。
在退火工序中的从到达最高加热温度后至到达镀覆浴为止的镀覆前的冷却(镀覆前冷却工序)中，通过分成从760℃到700℃为止的温度域和从650℃到500℃为止的温度域这2个阶段来控制钢板的温度，能够得到规定的显微组织。
首先，为了充分地进行铁素体的生成，规定从760℃到700℃之间的平均冷却速度。由于若从760℃到700℃为止的平均冷却速度超过5.0℃/秒，则有时铁素体的生成没有充分进行，所以将平均冷却速度设定为5.0℃/秒以下。为了充分进行铁素体的生成，平均冷却速度优选设定为3.5℃/秒以下，更优选设定为2.5℃/秒以下。另一方面，由于从760℃到700℃为止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。为了避免珠光体的生成，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，为了避免过度的珠光体和/或粗大的渗碳体的生成，规定从650℃到500℃为止的冷却速度。由于从650℃到500℃为止的平均冷却速度低于1.0℃/秒时，珠光体和/或粗大的渗碳体大量地生成，所以将平均冷却速度设定为1.0℃/秒以上。由于优选珠光体和/或粗大的渗碳体不包含于钢中，所以为了充分地避免它们的生成，平均冷却速度优选设定为2.0℃/秒以上，更优选设定为3.0℃/秒以上。从650℃到500℃的温度域中的平均冷却速度的上限没有特别设定，但由于为了得到过大的平均冷却速度，需要特殊的冷却设备或不干扰镀覆工序的致冷剂，所以不优选。从该观点出发，上述温度域中的平均冷却速度优选设定为100℃/秒以下，更优选设定为70℃/秒以下。
继镀覆前冷却工序之后，为了得到回火马氏体，也可以在从钢板温度达到500℃至到达镀覆浴为止的期间，作为马氏体相变处理使钢板在规定的温度域中停留一定时间。马氏体相变处理温度以马氏体相变开始温度Ms点作为上限，以50℃作为下限。此外，马氏体相变处理时间设定为1～100秒钟。另外，通过该处理得到的马氏体通过在镀覆工序中浸入高温的镀覆浴中而变化成回火马氏体。
另外，Ms点通过以下的式子计算。
Ms点[℃]＝541-474C/(1-VF)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni+19Al
在上述式中，VF表示铁素体的体积分率，C、Si、Mn、Cr、Ni、Al为各个元素的添加量[质量％]。
另外，在制造中难以直接测定铁素体的体积分率。因此，本实施方式中在决定Ms点时，切出在连续退火线上通板前的冷轧钢板的小片，将该小片以与在连续退火线上通板时相同的温度历程进行退火，测定小片的铁素体的体积的变化，将使用该结果算出的数值作为铁素体的体积分率VF。
进而，为了进行贝氏体的生成，也可以在从钢板温度达到500℃至到达镀覆浴为止的期间，作为贝氏体相变处理使钢板在规定的温度域中停留一定时间。由于若贝氏体相变处理温度超过500℃，则珠光体和/或粗大的渗碳体的生成进行，所以贝氏体相变处理温度设定为500℃以下。此外，由于若贝氏体相变处理温度低于350℃，则相变没有充分地进行，所以贝氏体相变处理温度设定为350℃以上。为了充分地进行相变，贝氏体相变处理时间设定为10秒以上，为了抑制珠光体和/或粗大的渗碳体的生成，设定为500秒以下。
另外，在镀覆前冷却工序后，进行贝氏体相变处理和马氏体相变处理这两者时，关于施行顺序设定为进行贝氏体相变处理和马氏体相变处理。
“镀覆工序”
接着，将像这样操作而得到的母材钢板浸渍于镀覆浴中。镀覆浴具有以锌作为主体、且由镀覆浴中的全部Al量减去全部Fe量而得到的值即有效Al量为0.050～0.180质量％的组成。由于若镀覆浴中的有效Al量低于0.050％，则Fe向镀层中的侵入过度地进行，镀覆密合性受到损害，所以必须设定为0.050％以上。从该观点出发，镀覆浴中的有效Al量优选为0.065％以上，进一步优选为0.070％以上。另一方面，若浴中的有效Al量超过0.180％，则在母材钢板与镀层的边界中生成Al系的氧化物，该边界中的Fe及Zn原子的移动受到阻碍，ζ相的生成受到抑制，镀覆密合性显著受到损害。从该观点出发，镀覆浴中的有效Al量必须设定为0.180％以下，优选设定为0.150％以下，进一步优选设定为0.135％以下。
镀覆浴为混入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种以上的元素的镀覆浴较佳。有时也优选通过镀覆浴的各元素的含量来改善热浸镀锌层的耐腐蚀性或加工性等。
此外，镀覆浴的温度设定为450℃～470℃。镀覆浴温度低于450℃时，镀覆浴的粘度过大地提高，控制镀层的厚度变得困难，损害热浸镀锌钢板的外观。另一方面，由于若镀覆浴温度超过470℃，则产生大量的烟雾，安全地制造变得困难，所以镀覆浴温度优选设定为470℃以下。
此外，由于若钢板进入镀覆浴时的钢板温度低于440℃，则为了使镀覆浴温度稳定在450℃以上而产生对镀覆浴给予大量的热量的必要，所以实用上不合适。另一方面，若钢板进入镀覆浴时的钢板温度超过480℃，则为了使镀覆浴温度稳定在470℃以下需要导入从镀覆浴抽去大量的热量的设备，在制造成本的方面不合适。因而，为了使镀覆浴的浴温稳定，将母材钢板的进入镀覆浴时的温度设定为440℃以上且480℃以下。此外，为了适当地控制ζ相的生成行为，母材钢板的进入镀覆浴时的温度进一步优选限制在450℃以上且470℃以下。
只要镀覆浴的浴温为450～470℃的范围，则能够实施本实施方式。然而，当浴温在450～470℃的范围内不稳定时，导致镀层中的ζ相的不均匀，导致镀层的外观·密合性的不均匀。因此在实际制造中浴温优选为450～470℃的任意的值且恒定不变。为此，优选浸入材料温度与镀覆浴温一致。但是，由于实际制造设备的控制性的限制，浸入材料温度优选为镀覆浴温±4℃以内。
根据热浸镀锌钢板的制造线，有时不具备后述的“镀覆后冷却工序”的实行所需要的装置，无法实施本实施方式的制造条件。该情况下，通过适当地控制镀覆浴浸渍时间，能够制造与本实施方式同样的制品。即，若延长钢板相对于镀覆浴的浸渍时间，则与实施“后冷却工序”时同样，能够使镀层/母材钢板界面中生成ζ相。
需要的浸渍时间根据镀覆浴的Al量而不同，但需要3秒以上，优选为5秒以上，更优选为10秒以上，进一步优选为20秒以上。
另外，在镀覆浴浸渍后，为了设定为适当的镀覆附着量，优选对钢板表面吹送以氮作为主体的高压气体，将表层的过量的锌除去。
“镀覆后冷却工序”
在将钢板浸渍于镀覆浴中后至达到室温为止的镀覆后冷却工序中，通过按照满足下述式(2)的方式控制冷却处理，可在镀层中得到适量的ζ相。另外，T(t)[℃]为钢板温度，t[秒]为以钢板从镀覆浴中出来的时刻作为起点的经过时间，t4[秒]为以钢板从镀覆浴中出来的时刻作为起点到钢板温度达到350℃为止的经过时间，W*Al[质量％]为镀覆浴中的有效Al量。此外，ε、θ及μ为常数项，分别为2.62×107、9.13×103、1.0×10-1。
[数学式2]
上述式(2)是与ζ相的生成行为有关的式子，上述式(2)的值越大，则表示镀层中的ζ相的生成越进行。钢板温度越高、且处理时间越长则上述式(2)的值越变大。此外，若镀覆浴中的有效Al量变大，则上述式(2)的值变小，ζ相的生成受到阻碍。另外，钢板温度为350℃以下的温度范围时，Fe原子从母材钢板向镀层的扩散几乎不进行，ζ相的生成基本停止。因此，上述式(2)在钢板温度为350℃以上的范围内进行计算。
在浸渍于镀覆浴中后的镀覆后冷却工序中，若上述式(2)的值低于0.40，则在镀层中得不到充分的ζ相，镀覆密合性受到损害。因此，需要按照上述式(2)的值成为0.40以上的方式控制冷却处理。
若上述式(2)的值为0.40以上，则充分地促进ζ相的生成，上述ζ相与母材钢板的界面(A*)在热浸镀锌层与母材钢板的全部界面(A)中所占的比例((A*/A)×100)成为20％以上。此外，若上述式(2)的值为0.40以上，则ζ相与母材钢板的界面(A*)中的存在粗大的氧化物的ζ晶粒与母材钢板所成的界面(A**)的比例((A**/A*)×100)成为50％以下。
为了更加提高镀覆密合性，优选按照使上述式(2)的值成为0.50以上的方式实施冷却处理，进一步优选设定为0.60以上。另一方面，若冷却处理中的上述式(2)的值过度变大，则镀层的合金化进行，镀层中的Fe含量过度变大，镀覆密合性受到损害。从该观点出发，需要按照使上述式(2)的值成为2.20以下的方式控制冷却处理。为了提高镀覆密合性，冷却处理优选按照使上述式(2)的值成为2.00以下的方式控制，进一步优选按照成为1.80以下的方式控制。
这里，从镀覆浴中取出后，若使钢板的温度上升，则上述式(2)的值显著增大而镀覆密合性劣化。此外，钢板的显微组织发生变性，得不到规定的硬质组织而强度降低。进而，有可能生成粗大的碳化物而热浸镀锌钢板的成形性劣化。因此，从镀覆浴中取出后的钢板温度不得超过镀覆浴浸渍前的钢板温度和镀覆浴温度中的较高的温度。
另一方面，像在一般的热浸镀锌钢板的制造方法中可见到的那样，若在浸渍于镀覆浴中后实施急冷，则上述式(2)的值显著变小。其结果是，得不到充分的ζ相，镀覆密合性劣化。为了将上述式(2)的值留在规定的范围内，例如也可以在从镀覆浴中取出后进行一定时间的等温保持处理，之后进行急冷。
此外，若上述式(2)的值留在规定的范围内，则也可以进行其他任意的温度控制。即，只要是上述式(2)的值成为本实施方式的范围内的温度控制，则可以采用任何冷却控制方式。例如可以是在上述等温保持处理后进行急冷的冷却方式，此外也可以是进行大致恒速的缓冷却的冷却方式。
通过像这样满足上述式(2)的冷却处理，在镀层中得到充分的量的ζ相后，为了得到硬质组织，也可以以1.0℃/秒以上的平均冷却速度冷却至250℃以下。为了得到新鲜马氏体相和/或回火马氏体相，优选将平均冷却速度设定为3.0℃/秒以上，进一步优选设定为5.0℃/秒以上。
此外，在冷却至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目标特性而适当设定。但是，再加热处理温度低于250℃时，得不到充分的效果，另一方面，若超过350℃，则有可能镀层发生变性，镀覆密合性劣化，所以再加热处理温度优选设定为250℃以上且350℃以下。此外，由于若再加热处理时间超过1000秒，则处理效果饱和，所以处理时间优选设定为1000秒以下。
此外，在通过满足上述式(2)的冷却处理而在镀层中得到充分的量的ζ相后，为了得到残余奥氏体，也可以进行在250℃～350℃的温度范围内实施500秒以下的停留的贝氏体相变处理。处理温度低于250℃时，生成马氏体而没有充分地得到残余奥氏体，另一方面，若超过350℃，则有可能得到过多的残余奥氏体。此外，若处理时间超过500秒，则有可能由残余奥氏体生成粗大的碳化物，成形性大幅劣化。
此外，在贝氏体相变处理(250℃～350℃的温度范围内500秒以下的停留)后，为了进一步使残余奥氏体稳定化，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及处理时间也可以根据目标特性而适当设定。但是，再加热处理温度低于250℃时，得不到充分的效果，若超过350℃，则有可能残余奥氏体分解而变成碳化物，特性大幅劣化，因此，处理温度优选设定为350℃以下。此外，由于若再加热处理时间超过1000秒，则处理效果饱和，所以处理时间优选设定为1000秒以下。。
“加工工序”
接着，在将钢板温度冷却至100℃以下后，为了使母材钢板表层的残余奥氏体减少，对镀覆钢板实施弯曲-弯曲复原变形。弯曲可以使用直径为50～800mm的辊来实施。辊直径低于50mm时，由于通过弯曲变形在母材钢板表层导入大量的应变，所以钢板的成形性受到损害。此外，辊直径超过800mm时，母材钢板表层中的应变量小，并且残余奥氏体没有充分减少。关于弯曲-弯曲复原变形，为了使母材钢板的表背各面中的残余奥氏体减少，需要将以表背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2次以上的弯曲-弯曲复原变形。由此，能够使母材钢板的表背两面中的残余奥氏体落入规定的范围。
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，也可以对通过上述的方法得到的热浸镀锌钢板的镀锌层的表面赋予由磷氧化物和/或含磷的复合氧化物形成的皮膜。
由磷氧化物和/或含磷的复合氧化物形成的皮膜可以在加工钢板时作为润滑剂发挥功能，能够保护形成于母材钢板的表面的镀锌层。
进而，在本实施方式中，也可以对冷却至室温的热浸镀锌钢板，为了形状矫正而以压下率3.00％以下实施冷轧。冷轧可以在弯曲-弯曲复原加工的前后、或弯曲-弯曲复原加工的途中的任一阶段实施。
另外，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中。若母材钢板的板厚低于0.6mm，则有时平坦地保持母材钢板的形状变得困难，不适合。此外，若母材钢板的板厚为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
以下，对本发明的实施例进行说明。另外，本实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一条件例。本发明并不限定于该一条件例。本发明只要不脱离本发明的主旨而达成本发明的目的，则可以采用各种条件。
铸造具有表1～表6中所示的A～BY的化学成分(组成)的板坯，以表7～表10中所示的条件(板坯加热温度、轧制完成温度)进行热轧。接着，以表7～表10中所示的条件(从热轧完成到卷取为止的平均冷却速度、卷取温度、式(1))冷却，得到热轧钢板。
之后，对热轧钢板实施酸洗，实施表7～表10中所示的条件(压下率)的冷轧，得到冷轧钢板。
接着，以表11～表14中所示的条件(预热带中的空气比、还原带气氛中的H2O与H2的分压比(P(H2O)/P(H2)、600～750℃的温度域中的平均加热速度、最高加热温度)实施退火而得到母材钢板。将该母材钢板以表15～表18中所示的条件(冷却速度1(760～700℃的温度域中的平均冷却速度)、冷却速度2(650～500℃的温度域中的平均冷却速度)、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))实施冷却处理，得到镀覆处理用的母材钢板。
接着，以表15～表18中所示的条件(有效Al量、镀覆浴温度、钢板的浸入温度)浸渍于镀锌浴中，以表19～表22中所示的条件(式(2)、冷却速度3(350～250℃的温度域中的平均冷却速度)、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，以表19～表22中所示的条件(辊直径、加工次数)实施弯曲-弯曲复原加工，进而，以表19～表22中所示的条件(压下率)实施冷轧，得到实验例1～200的热浸镀锌钢板(但是，在一部分的实验例中，也有将实验中断的镀覆钢板)。
接着，从各热浸镀锌钢板以母材钢板的与轧制方向平行的板厚截面作为观察面而采集试样，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法的高分辨率晶体取向解析，分别测定以板厚的1/4为中心的1/8厚～3/8厚的范围(1/4厚)、及以镀层与母材钢板的界面作为起点的至深度20μm为止的表层范围(基底金属表层)中的显微组织的体积分率。
另外，表中的“马氏体”表示新鲜马氏体，表中的显微组织中的“其他”表示珠光体和/或粗大的渗碳体。此外，所谓“硬质相”是包含贝氏体、贝氏体铁素体、新鲜马氏体和回火马氏体中的1种以上的硬质组织。
进而，从热浸镀锌钢板以钢板的与轧制方向平行的板厚截面作为观察面而采集试样，利用场致发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM)进行观察，观察镀层与母材钢板的界面，测定ζ相与母材钢板的界面在镀层与母材钢板的界面整体中所占的比例(边界面占有率)。
另外，表中的所谓“存在氧化物的ζ晶粒的占有率”表示存在粗大的氧化物的ζ晶粒与基底金属的界面相对于ζ相与基底金属的全部界面的比例。
此外，将热浸镀锌钢板进行离子铣削加工并用FE-SEM以加速电压5kV拍摄倍率为5000倍的BSE图像。在该BSE图像中，氧化物及ζ相晶界看上去黑。由照片读取镀层/母材钢板界面长度中的生成有ζ相的长度、及生成有包含氧化物的ζ相的长度作为存在氧化物的ζ晶粒的占有率。
图2表示实施例No.1的热浸镀锌钢板中的截面组织照片。将所得到的热浸镀锌钢板试样的截面以离子铣削加工进行研磨，将使用FE-SEM以加速度电压5kV拍摄BSE图像的结果示于图2中。
如图2中所示的那样，在实施例1的母材钢板的表层中形成使晶粒微细的微细化层。此外，能够确认在微细化层的镀层侧的界面中生成了Si-Mn内部氧化物。
镀覆的附着量是使用加有抑制剂的盐酸将镀层熔融，比较熔融前后的重量而求出。
关于以上说明的热浸镀锌钢板的各试样，关于显微组织观察结果、及镀层的组成等构成示于表23～表34中。
接着，为了调查热浸镀锌钢板的特性，进行拉伸试验、扩孔试验、弯曲试验、疲劳试验、密合性评价试验、点焊试验及腐蚀试验。在表35～表42中示出各实验例中的特性。
拉伸试验是由热浸镀锌钢板制作JIS Z 2201中记载的5号试验片，以JIS Z 2241中记载的方法进行，求出屈服强度YS、拉伸最大强度TS、总伸长率El。另外，关于强度，将拉伸最大强度TS为550MPa以上的情况评价为良好的强度。
扩孔试验以JIS Z 2256中记载的方法进行。成形性中的延性El及扩孔性λ伴随拉伸最大强度TS而发生变化，但在满足下述式(4)的情况下，将强度、延性及扩孔性设定为良好。
TS1.5×El×λ0.5≥2.5×106 …(4)
弯曲试验是由热浸镀锌钢板制作JIS Z 2201中记载的5号试验片，使用JIS Z2248中记载的V形块法，进行90°V弯曲试验。使V形块的底部的半径从1.0mm到6.0mm以0.5mm刻度发生变化，将在试验片上没有产生裂纹的最小的半径作为最小弯曲半径r[mm]。弯曲性通过将最小弯曲半径r以板厚t[mm]归一化的“r/t”来评价，将“r/t”为2.0以下的情况评价为良好的弯曲性。
疲劳试验是由热浸镀锌钢板制作JIS Z 2275中记载的1号试验片，按照JIS Z2273进行脉动平面弯曲疲劳试验。将最大重复次数设定为1000万次，评价疲劳极限DL及疲劳极限比DL/TS，将疲劳极限比为0.30以上的情况设定为良好的耐疲劳特性。
镀覆密合性是对给予了5％的单轴拉伸应变的热浸镀锌钢板实施杜邦冲击试验，在冲击试验后的镀覆钢板上粘贴粘合胶带，之后撕下，将镀层没有剥离的情况设定为合格(○)，将镀层剥离的情况设定为不合格(×)。杜邦冲击试验使用将前端的曲率半径设定为1/2英寸的冲模，使3kg的砝码从1m的高度落下来进行。
点焊性进行连续打点试验来评价。在熔融部的直径成为板厚的平方根的5.3～5.7倍的焊接条件下，连续进行1000次的点焊，将熔融部的直径以第1点d1和第1000点d1000进行比较，将d1000/d1为0.90以上的情况设定为合格(○)，将低于0.90的情况设定为不合格(×)。
在耐腐蚀性的评价中，使用将热浸镀锌钢板切出成150×70mm的试验片，实施磷酸锌系的浸渍型化学转化处理，接着实施阳离子电沉积涂装20μm，进一步实施中涂35μm、上涂35μm后，将背面和端部用绝缘胶带密封。在耐腐蚀性试验中，使用以SST 6小时→干燥4小时→湿润4小时→冷冻4小时作为1个循环的CCT。关于涂装后耐腐蚀性的评价，对涂装面以刀具实施到达至基底金属的划格，测定CCT 60个循环后的膨起幅度。将膨起幅度为3.0mm以下的情况设定为合格(○)，将超过3.0mm的情况设定为不合格(×)。
碎裂性(chipping property)是将热浸镀锌钢板切出成70mm×150mm并进行汽车用的脱脂、化学转化、3涂层涂装而作为试验样品。在将试验样品冷却保持在-20℃的状态下，以气压为2kgf/cm2对试验样品垂直地施加碎石(0.3～0.5g)。每1个样品施加10个石。各水准实施N5，观察合计50个碎裂痕，通过该剥离界面的位置来评价。将剥离界面在镀层之上(镀层-化学转化皮膜的界面、或电沉积涂装-中涂涂装的界面)的样品评价为“○”，将镀层-基底金属(母材钢板)中的界面剥离哪怕是1个的样品也评价为“×”。
粉化性为了评价镀层的加工性，使用V弯曲加工(JIS Z 2248)。
将热浸镀锌钢板切断成50×90mm，在1R-90°V字模具加压中使用成型体。在谷部中实施胶带剥离。将宽度为24mm的玻璃纸胶带贴在弯曲加工部上后撕开，以目视判断玻璃纸胶带的长度为90mm的部分。评价基准如下所述。
○剥离相对于加工部面积低于5％
×剥离相对于加工部面积超过5％
表7
表8
表9
表10
表11
表12
表13
表14
表15
表16
表17
表18
表19
表20
表21
表22
表31
表32
表33
表34
实验例190是C的含量小、硬质相的体积分率变小、没有得到充分的强度、延性及扩孔性的例子。
实验例191是C的含量大、点焊性劣化的例子。此外，马氏体的分率变大，耐疲劳特性、延性、扩孔性及弯曲性低劣。
实验例192是Si的含量小、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、没有充分地得到钢板的成形性的例子。
实验例193是由于Si的含量大、在热轧工序中板坯在加热中开裂、所以将实验中断的例子。
实验例194是Mn的含量小、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、没有充分地得到钢板的成形性的例子。
实验例195是由于Mn的含量大、在热轧工序中板坯在加热中开裂、所以将实验中断的例子。
实验例196是由于P的含量大、在热轧工序中将板坯轧制后产生裂纹、所以将实验中断的例子。
实验例197是由于S的含量大、生成大量的粗大硫化物、所以延性、扩孔性、弯曲性、点焊性及耐疲劳特性劣化的例子。
实验例198是由于Al的含量大、在热轧工序中板坯在搬送中开裂、所以将实验中断的例子。
实验例199是由于N的含量大、生成大量的粗大氮化物、所以延性、扩孔性、弯曲性、点焊性及耐疲劳特性劣化的例子。
实验例200是由于O的含量大、生成大量的粗大氧化物、所以延性、扩孔性、弯曲性、点焊性及耐疲劳特性劣化的例子。
实验例27、132、157是在热轧工序中式(1)的值小、表层中的硬质相的分率(V1/V2)变大、没有得到充分的弯曲性的例子。
实验例51、115、168是在热轧工序中式(1)的值大、表层中的脱碳过度进行、硬质相的分率(V1/V2)变小、没有得到充分的耐疲劳特性的例子。
实验例85是由于在退火工序中600～750℃之间的温度域中的平均加热速度小、钢板内部的氧化物的生长过度进行、产生成为破坏的起点的粗大的氧化物、所以弯曲性、耐疲劳特性劣化的例子。另外，由于伴随弯曲性的劣化，在镀覆密合性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，所以镀覆密合性及粉化性也劣化。
实验例68是在退火工序中最高加热温度(TM)高于Ac3温度、1/4厚中的铁素体相的体积分率变小、延性及弯曲性劣化的例子。
实验例186在退火工序中最高加热温度(TM)低于(Ac1+20)℃、粗大的铁系碳化物因不溶而残留、延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、镀覆密合性劣化的例子。另外，由于因镀覆密合性的劣化，在弯曲变形时产生镀层剥离，所以弯曲性也劣化。
实验例14是由于在退火工序的加热工序中预热带的空气比大、表层中的脱碳过度进行、所以硬质相的分率(V1/V2)变小、耐疲劳特性劣化的例子。
实验例171是由于在退火工序的加热工序中还原带中的水蒸气分压P(H2O)与氢分压P(H2)的比P(H2O)/P(H2)小、母材钢板表层的粒径没有微细化、在镀层中ζ相的生成没有进行、所以镀覆密合性劣化的例子。另外，母材钢板表面中的铁素体的平均粒径为3.4μm，距离表面0.5μm的范围内的钢板内部的氧化物的最大直径低于0.01μm。
实验例201是由于在退火工序的加热工序中还原带中的水蒸气分压P(H2O)与氢分压P(H2)的比P(H2O)/P(H2)大、表层的微细化层过度变厚、镀层的合金化过度进行、所以镀覆密合性劣化的例子。
实验例76是由于在退火工序的加热工序中还原带中的水蒸气分压P(H2O)与氢分压P(H2)的比P(H2O)/P(H2)特别大、表层中的脱碳过度进行、所以硬质相的分率(V1/V2)变小、耐疲劳特性劣化的例子。
实验例20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)小、生成大量的珠光体、延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)大、1/4厚处的铁素体相的体积分率变小、没有得到充分的延性的例子。
实验例139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)小、生成大量的珠光体、延性及扩孔性劣化的例子。
实验例2是在镀覆工序中镀覆浴中的有效Al量小、镀层中的Fe量变大、镀覆密合性受到损害的例子。
实验例150是在镀覆工序中镀覆浴中的有效Al量大、镀层中的Al量变大、同时ζ相与基底金属的界面在镀层与基底金属的界面中所占的比例降低、弯曲性及镀覆密合性受到损害的例子。
实验例12是在镀覆工序中式(2)的值小、ζ相与基底金属的界面在镀层与基底金属的界面中所占的比例降低、镀覆密合性受到损害的例子。
实验例183是在镀覆工序中式(2)的值大、镀层中的Fe量变大、镀覆密合性受到损害的例子。
实验例65是在镀覆工序中镀覆浴浸渍后的以氮作为主体的混合气体的吹送压力小、镀层的附着量过度变大、点焊性受到损害的例子。
实验例136是在镀覆工序中镀覆浴浸渍后的以氮作为主体的混合气体的吹送压力大、镀层的附着量变小、没有得到充分的耐腐蚀性的例子。
实验例7、15、30、42、82、182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，得到成形性、镀覆密合性、焊接性、耐腐蚀性及耐疲劳特性优异的高强度热浸镀锌钢板。
实验例3、36、45、67、90、103、105、109、144、151、164、184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，得到成形性、镀覆密合性、焊接性、耐腐蚀性及耐疲劳特性优异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，但由于处理温度高，所以生成珠光体及粗大渗碳体，延性及扩孔性劣化。
实验例177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，但由于处理时间长，所以生成珠光体及粗大渗碳体，延性及扩孔性劣化。
实验例23、40、55、91、114、137、154、173、187是在镀覆后冷却工序中实施了贝氏体相变处理2的例子，得到成形性、镀覆密合性、焊接性、耐腐蚀性及耐疲劳特性优异的高强度热浸镀锌钢板。
实验例165是在镀覆后冷却工序中实施了贝氏体相变处理2的例子，但是是由于处理温度高、所以生成大量的残余奥氏体、弯曲性受到损害的例子。
实验例4、18、26、48、53、62、74、77、88、95、113、130、167、189是在镀覆后冷却工序中实施了再加热处理的例子，得到成形性、镀覆密合性、焊接性、耐腐蚀性及耐疲劳特性优异的高强度热浸镀锌钢板。
实验例16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，得到成形性、镀覆密合性、焊接性、耐腐蚀性及耐疲劳特性优异的高强度热浸镀锌钢板。
实验例8、111、133、140、156、172是在退火工序的冷却工序中实施贝氏体相变处理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，得到成形性、镀覆密合性、焊接性、耐腐蚀性及耐疲劳特性优异的高强度热浸镀锌钢板。
实验例22、33、97是在退火工序的冷却工序中实施贝氏体相变处理1后、在镀覆后冷却工序中实施了再加热处理的例子，得到成形性、镀覆密合性、焊接性、耐腐蚀性及耐疲劳特性优异的高强度热浸镀锌钢板。
实验例10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，得到成形性、镀覆密合性、焊接性、耐腐蚀性及耐疲劳特性优异的高强度热浸镀锌钢板。
实验例175是在退火工序的冷却工序中实施贝氏体相变处理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，得到成形性、镀覆密合性、焊接性、耐腐蚀性及耐疲劳特性优异的高强度热浸镀锌钢板。
实验例80是由于在加工工序的弯曲-弯曲复原加工工序中用于加工的辊的直径小、向钢板表层部中导入过度的应变、所以延性劣化的例子。
实验例59是由于在加工工序的弯曲-弯曲复原加工工序中用于加工的辊的直径大、没有向钢板表层部中充分地导入应变、所以在钢板表层部中存在大量的残余奥氏体、弯曲性劣化的例子。
以上，对本发明的各实施方式及实施例进行了详细说明，但上述实施方式及实施例均只不过是表示实施本发明时的具体化的例子。本发明的技术范围不受这些实施方式的限定性解释。即，本发明在不脱离其技术思想或其主要的特征的情况下，可以以各种形式实施。
产业上的可利用性
本发明是对成形性、耐疲劳特性、焊接性、耐腐蚀性及镀覆密合性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法有效的技术。并且，根据本发明的实施方式，能够提供延性、扩孔性及弯曲性优异、进而成形后的镀覆密合性优异、具有高的疲劳极限、具备优异的点焊性及耐腐蚀性的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法。

Claims (6)

1.一种热浸镀锌钢板，其包含母材钢板和形成于所述母材钢板的至少一个表面上的热浸镀锌层，
所述母材钢板具有以质量％计，
C：0.040～0.280％、
Si：0.05～2.00％、
Mn：0.50～3.50％、
P：0.0001～0.1000％、
S：0.0001～0.0100％、
Al：0.001～1.500％、
N：0.0001～0.0100％、
O：0.0001～0.0100％、
剩余部分包含Fe及杂质的化学成分，具有如下的显微组织：
在以距离所述母材钢板的表面1/4厚为中心的1/8厚～3/8厚的范围内，以体积分率计，具有：
40％以上且97％以下的铁素体相和
合计3％以上的包含贝氏体相、贝氏体铁素体相、新鲜马氏体相和回火马氏体相中的1种以上的硬质组织，
残余奥氏体相以体积分率计为0～8％，
珠光体相与粗大渗碳体相的合计以体积分率计为0～8％，
在从所述热浸镀锌层与母材钢板的界面到钢板方向深度20μm为止的表层范围内，
残余奥氏体的体积分率为0～3％，将所述表层范围内的所述硬质组织的体积分率V1与以距离钢板表面1/4厚为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的所述硬质组织的体积分率V2的比即V1/V2设定为0.10以上且0.90以下的范围，
所述热浸镀锌层的Fe含量为超过0％且5％以下，Al含量为超过0％且1.0％以下，在所述热浸镀锌层中包含由ζ相形成的柱状晶，
在所述热浸镀锌层与母材钢板的全部界面(A)中，所述ζ相与母材钢板的界面(A*)所占的比例((A*/A)×100)为20％以上，所述母材钢板中在所述界面侧形成有微细化层，所述微细化层的平均厚度为0.1～5.0μm，所述微细化层中的铁素体相的平均粒径为0.1～3.0μm，所述微细化层中含有Si及Mn中的1种或2种以上的氧化物，所述氧化物的最大直径为0.01～0.4μm。
2.根据权利要求1所述的的热浸镀锌钢板，其中，所述母材钢板以质量％计含有选自
Ti：0.001～0.150％、
Nb：0.001～0.100％、
V：0.001～0.300％、
中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的热浸镀锌钢板，其中，所述母材钢板以质量％计含有选自
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％、
W：0.01～2.00％、
中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的热浸镀锌钢板，其中，所述母材钢板以质量％计，
含有合计0.0001～0.0100％的选自Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM中的1种或2种以上。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的热浸镀锌钢板，其中，在所述热浸镀锌层中，在所述ζ相与母材钢板的界面(A*)中，存在粗大的氧化物的ζ晶粒与母材钢板所成的界面(A**)的比例((A**/A*)×100)为50％以下。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的热浸镀锌钢板，其中，关于所述热浸镀锌层，所述母材钢板的单面中的镀覆附着量为10g/m2以上且100g/m2以下。
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