CN112041475B - 镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明一方式的镀锌钢板具备具有预定化学组成的钢板和镀锌层。所述钢板中，以从表面起算1/4厚为中心的1/8厚～3/8厚的范围的钢组织，以体积％计含有铁素体：0～10％、贝氏体：0～30％、回火马氏体：50％以上、新生马氏体：0～10％、残余奥氏体：超过10％且30％以下和珠光体：0～5％。所述镀锌钢板在除去所述镀锌层后，将所述钢板从室温加热到200℃时释放的氢量相对于钢板单位质量为0.40ppm以下，抗拉强度1470MPa以上，施加24小时的相当于1000MPa的应力的U字弯曲试验中不产生裂纹。

Description

镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及镀锌钢板及其制造方法。
本申请基于2018年5月1日在日本提出申请的专利申请2018-088418号主张优先权，并将其内容引用于此。
背景技术
近年来，从伴随全球温室化对策的温室效应气体排放量限制的观点出发，要求提高汽车的燃油效率，为了确保车身的轻量化和碰撞安全性，高强度钢板的应用正在日益扩大。特别是最近，对抗拉强度为1470MPa以上的超高强度钢板的需求不断提高。另外，需要车身中对要求防锈性的部位在表面施加了热浸镀锌层的高强度热浸镀锌钢板。
这样的高强度热浸镀锌钢板在作为汽车用钢板使用时，通过压制加工等成形为各种形状。但是，在将抗拉强度超过1470MPa的超高强度钢板作为汽车用构件应用的情况下，不仅需要其压制成形性，还需要解决钢板的氢脆裂纹。
氢脆裂纹是指在使用状况下作用高应力的钢构件由于从环境中侵入到钢中的氢而突然断裂的现象。从断裂的发生形态来看，该现象也被称为延迟断裂。一般来说，已知钢板的抗拉强度越高，钢板就越容易产生氢脆裂纹。认为这是由于钢板的抗拉强度越高，部件成形后残留在钢板中的应力就越大的缘故。将对该氢脆裂纹(延迟断裂)的敏感性称为耐氢脆特性。
迄今为止，为改善钢板的耐氢脆特性进行了各种尝试。将其研究事例示于以下。
专利文献1和专利文献2中记载了一种用于改善耐氢脆特性的超高强度冷轧钢板的技术，其通过将具有预定化学组成的冷轧钢板加热到Ac3点以上，进行淬火和回火，来形成以马氏体为主体的钢组织。
专利文献3中记载了一种具有120kg/mm2以上的抗拉强度的高强度冷轧钢板的技术，其通过作为化学组成含有微量的Cu、Cr、Nb和Ni等，并且形成以贝氏体为主体的钢组织，来改善耐氢脆特性。
专利文献4中记载了具有1270MPa级以上的抗拉强度的冷轧钢板的技术，其通过将具有预定化学组成的钢板在表层脱碳退火后加热到Ac3点以上，进行淬火和回火，来使钢内部的组织成为以回火马氏体为主体的组织，同时使表层软质化，从而改善弯曲性和耐延迟断裂特性。
专利文献5中记载了一种高强度冷轧钢板的技术，其通过控制钢组织中所含的残余奥氏体的量和分散形态，利用残余奥氏体的氢陷阱效应，来改善耐氢脆特性。
在用连续型热浸镀锌生产线制造热浸镀锌钢板的情况下，出于还原钢板表面、确保与热浸镀锌的润湿性的目的，在含氢气氛中实施热处理。此时，气氛所含的氢侵入到热处理中的钢板内。
通常，氢原子即使在室温下扩散速度也足够大，钢板中的氢在短时间内向大气中扩散，因此在非镀敷钢板中，制造工序中侵入钢板的氢实际上不会成为问题。但是，在热浸镀锌钢板的情况下，由于热浸镀锌层阻碍从钢板向大气的氢释放，因此在室温下氢基本上不会向大气扩散。因此，热浸镀锌钢板在含有钢板制造时侵入的氢的状态下，实施冲裁或压制等加工，作为汽车用构件使用。对于抗拉强度为780MPa以下的低强度钢板，钢中的氢实际上不会成为问题，但抗拉强度为1470MPa以上的热浸镀锌钢板中，根据加工条件和负荷的应力，存在因钢中氢而产生氢脆裂纹的风险。
但是，从抑制氢脆裂纹的观点出发，基本上不存在用于抑制热浸镀锌钢板中的侵入氢量的事例。另外，本发明人发现，仅靠简单地降低热浸镀锌钢板中的侵入氢量，无法充分提高耐氢脆特性。
专利文献6中记载了一种热浸镀锌钢板的技术，其从抑制起泡的观点出发，通过控制热处理中的气氛，降低了侵入钢板的氢量。但是，专利文献6中并未考虑钢板的机械特性和耐氢脆特性。
专利文献7中记载了一种高强度镀锌钢板的技术，其将母材钢板的钢板中的扩散性氢量以质量％计设为0.00008％以下(0.8ppm以下)。但是，专利文献7中并未考虑耐氢脆特性。
现有技术文献
专利文献1：日本国特开平10-001740号公报
专利文献2：日本国特开平9-111398号公报
专利文献3：日本国特开平6-145891号公报
专利文献4：国际公开第2011/105385号公报
专利文献5：日本国特开2007-197819号公报
专利文献6：国际公开第2015/029404号
专利文献7：国际公开第2018/124157号
发明内容
这样，虽然到目前为止采用各种方法尝试了改善热浸镀锌钢板的耐氢脆特性，但从抑制氢脆裂纹的观点出发，完全没有降低钢板制造时侵入的氢的解决方案。
本发明是鉴于上述实际情况而提出的，其目的在于提供适用于汽车用构件的机械特性优异、降低制造时的侵入氢量且耐氢脆特性优异的镀锌钢板及其制造方法。另外，本发明的目的在于提供在具有上述各种特性的基础上，作为镀锌钢板一般所要求的特性的、镀层密合性优异的镀锌钢板及其制造方法。再者，所谓镀层密合性，是指钢板与热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层的密合性。
本发明的主旨如下。
[1]本发明一方式的镀锌钢板，具备钢板和设在所述钢板表面的镀锌层，
所述钢板具有以下化学组成，以质量％计含有
C：0.200％～0.500％、
Si：1.00％～2.50％、
Mn：1.50％～5.00％、
P：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
Al：0.001％～1.000％、
N：0.0100％以下、
O：0.0100％以下、
Cr：0％～2.00％、
Mo：0％～1.00％、
B：0％～0.010％、
Cu：0％～1.00％、
Ni：0％～1.00％、
Co：0％～1.00％、
W：0％～1.00％、
Sn：0％～1.00％、
Sb：0％～0.50％、
Ti：0％～0.30％、
Nb：0％～0.30％、
V：0％～1.00％、
Ca：0％～0.0100％、
Mg：0％～0.0100％、
Ce：0％～0.0100％、
Zr：0％～0.0100％、
La：0％～0.0100％、
Hf：0％～0.0100％、
Bi：0％～0.0100％、以及
REM：0％～0.0100％，
余量包含Fe和杂质，
所述钢板的以从表面起算1/4厚为中心的1/8厚～3/8厚的范围的钢组织，以体积％计含有
铁素体：0～10％、
贝氏体：0～30％、
回火马氏体：50％以上、
新生马氏体：0～10％、
残余奥氏体：超过10％且30％以下、以及
珠光体：0～5％，
除去所述镀锌层后，将所述钢板从室温加热到200℃时释放的氢量相对于钢板单位质量为0.40ppm以下，
所述镀锌钢板的抗拉强度为1470MPa以上，
且在赋予24小时的相当于1000MPa的应力的U字弯曲试验中不产生裂纹。
[2]上述[1]记载的镀锌钢板，所述钢板的所述化学组成可以含有以下的一者或两者以上，
Cr：0.001％～2.00％、
Mo：0.001％～1.00％、
B：0.0001％～0.010％、
Cu：0.001％～1.00％、
Ni：0.001％～1.00％、
Co：0.001％～1.00％、
W：0.001％～1.00％、
Sn：0.001％～1.00％、
Sb：0.001％～0.50％。
[3]上述[1]或[2]记载的镀锌钢板，所述钢板的所述化学组成可以含有以下的一者或两者以上，
Ti：0.001％～0.30％、
Nb：0.001％～0.30％、
V：0.001％～1.00％。
[4]上述[1]～[3]中任一项记载的镀锌钢板，所述钢板的所述化学组成可以含有以下的一者或两者以上，
Ca：0.0001～0.0100％、
Mg：0.0001～0.0100％、
Ce：0.0001～0.0100％、
Zr：0.0001～0.0100％、
La：0.0001～0.0100％、
Hf：0.0001～0.0100％、
Bi：0.0001～0.0100％、
REM：0.0001～0.0100％。
[5]上述[1]～[4]中任一项记载的镀锌钢板，延展性-脆性转变温度可以为-40℃以下。
[6]本发明另一方式的镀锌钢板的制造方法，是上述[1]～[5]中任一项记载的镀锌钢板的制造方法，对具有上述[1]～[4]中任一项记载的化学组成的钢板，依次进行以下的(I)～(IV)的各工序，
(I)退火工序，在加热温度为Ac3点～950℃且在Ac3点～950℃的温度范围的保持时间为1～500秒的条件下进行退火，并且在从钢板温度达到600℃时起直到在Ac3点～950℃的温度范围的保持结束时的期间，将炉内的氢浓度始终维持在1.0～15.0体积％；
(II)第一保持工序，在Ms点～600℃的温度范围保持20～500秒，在该保持期间，将炉内的氢浓度始终维持在1.0～10.0体积％；(III)镀敷工序，将钢板浸渗到热浸镀锌浴中，然后进行冷却直到钢板温度达到(Ms点-150℃)～(Ms点-30℃)；以及
(IV)第二保持工序，在氢浓度低于0.50体积％的气氛中，在330～430℃的温度范围保持50～1000秒，然后卷绕成线圈状。
[7]在上述[6]记载的镀锌钢板的制造方法中，所述(III)的工序可以是将钢板浸渗到热浸镀锌浴中在460～600℃的温度范围进行合金化处理，然后进行冷却直到钢板温度达到(Ms点-150℃)～(Ms点-30℃)的温度范围的工序。
根据本发明的上述方式，能够提供适合作为汽车用构件使用的机械特性优异、降低制造时的侵入氢量且耐氢脆特性和镀层密合性优异的镀锌钢板及其制造方法。根据本发明的优选方式，能够提供在具有上述各种特性的基础上，低温韧性也优异的镀锌钢板及其制造方法。
附图说明
图1是对钢板的U字弯曲试验方法进行说明的示意图。
具体实施方式
本实施方式的镀锌钢板具备钢板和设在钢板表面的镀锌层。再者，在本实施方式中，所谓镀锌钢板是指热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板，所谓镀锌层是指热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。另外，在本实施方式中，所谓钢板，是指将在表面配置镀锌层的母材钢板。
本实施方式的钢板具有以下化学组成，以质量％计含有C：0.200％～0.500％、Si：1.00％～2.50％、Mn：1.50％～5.00％、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、Al：0.001％～1.000％、N：0.0100％以下、O：0.0100％以下、Cr：0％～2.00％、Mo：0％～1.00％、B：0％～0.010％、Cu：0％～1.00％、Ni：0％～1.00％、Co：0％～1.00％、W：0％～1.00％、Sn：0％～1.00％、Sb：0％～0.50％、Ti：0％～0.30％、Nb：0％～0.30％、V：0％～1.00％、Ca：0％～0.0100％、Mg：0％～0.0100％、Ce：0％～0.0100％、Zr：0％～0.0100％、La：0％～0.0100％、Hf：0％～0.0100％、Bi：0％～0.0100％和REM：0％～0.0100％，余量由Fe和杂质构成。
本实施方式的钢板，在以从表面起1/4厚为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的钢组织，以体积％计含有铁素体：0～10％、贝氏体：0～30％、回火马氏体：50％以上、新生马氏体：0～10％、残余奥氏体：超过10％且30％以下和珠光体：0～5％。
本实施方式的镀锌钢板，在除去镀锌层后，将钢板从室温加热到200℃时释放的氢量相对于钢板单位质量为0.40ppm以下。
本实施方式的镀锌钢板的抗拉强度为1470MPa以上，在赋予24小时的相当于1000MPa的应力的U字弯曲试验中不产生裂纹。
本实施方式的镀锌钢板，钢板的化学组成可以含有以下的一者或两者以上，Cr：0.001％～2.00％、Mo：0.001％～1.00％、B：0.0001％～0.010％、Cu：0.001％～1.00％、Ni：0.001％～1.00％、Co：0.001％～1.00％、W：0.001％～1.00％、Sn：0.001％～1.00％、Sb：0.001％～0.50％。
本实施方式的镀锌钢板，钢板的化学组成可以含有以下的一者或两者以上，Ti：0.001％～0.30％、Nb：0.001％～0.30％、V：0.001％～1.00％。
本实施方式的镀锌钢板，钢板的化学组成可以含有以下的一者或两者以上，Ca：0.0001％～0.0100％、Mg：0.0001％～0.0100％、Ce：0.0001％～0.0100％、Zr：0.0001％～0.0100％、La：0.0001％～0.0100％、Hf：0.0001％～0.0100％、Bi：0.0001％～0.0100％、REM：0.0001％～0.0100％。
以下，对本实施方式的镀锌钢板进行详细说明。
“化学组成”
首先，对如上所述地限定本实施方式的钢板的化学组成的理由进行说明。再者，只要没有特别说明，在本说明书中规定化学组成的“％”就全部为“质量％”。在以下记载的数值限定范围中，下限值和上限值包含在该范围内。在表示为“超过”、“低于”的数值中，该值不包含在数值范围内。
[C：0.200％～0.500％]
C(碳)是用于得到镀锌钢板的预期强度所必需的元素。当C含量低于0.200％时，得不到预期的高强度，而且得不到预期的残余γ量，因此C含量设为0.200％以上。优选为0.250％以上、或0.270％以上。另一方面，如果C含量超过0.500％，则镀锌钢板的焊接性降低，因此C含量设为0.500％以下。从抑制焊接性降低的观点出发，C含量优选为0.430％以下、0.400％以下或0.380以下。
[Si：1.00％～2.50％]
Si(硅)是抑制铁碳化物的生成，为得到预期的残余γ量所必需的元素。为了得到预期的残余γ量，Si含量设为1.00％以上。优选为1.20％以上、1.30％以上或1.50％以上。另一方面，过度的含有会使镀锌钢板的焊接性劣化。因此，Si含量设为2.50％以下。优选为2.00％以下或1.80％以下。
[Mn：1.50％～5.00％]
Mn(锰)是一种强有力的奥氏体稳定化元素，是对镀锌钢板的高强度化有效的元素。为了得到预期强度，Mn含量设为1.50％以上。优选为2.00％以上、2.40％以上。过度的含有Mn会则镀锌钢板的焊接性和低温韧性劣化。因此，Mn含量设为5.00％以下。优选为4.10％以下、3.50％以下或3.10％以下。
[P：0.100％以下]
P(磷)是固溶强化元素，是对镀锌钢板的高强度化有效的元素，但过度含有P会使镀锌钢板的焊接性及韧性劣化。因此，P含量限制在0.100％以下。优选为0.050％以下，更优选为0.020％以下。不过，为了使P含量极度降低，脱P成本变高，因此，从经济性的观点出发，P含量优选为0.0010％以上或0.012％以上。
[S：0.0100％以下]
S(硫)是作为杂质含有的元素，由于在钢中形成MnS而使镀锌钢板的韧性和扩孔性劣化。因此，为了不使镀锌钢板的韧性和扩孔性显著劣化，将S含量限制在0.0100％以下。优选为0.0050％以下或0.0035％以下。不过，为了使S含量极度降低，脱硫成本变高，因此，从经济性的观点出发，S含量优选为0.0005％以上或0.0010％以上。
[Al：0.001％～1.000％]
Al(铝)为了钢的脱氧而至少含有0.001％以上。优选为0.005％以上或0.015％以上。但是，即使过量含有Al，上述效果也饱和，不仅引起成本上升，而且使钢的相变温度上升，使热轧时的负荷增大。因此，Al含量设为1.000％以下。优选为0.500％以下、0.200％以下或0.100％以下。
[N：0.0100％以下]
N(氮)是作为杂质在钢中含有的元素，如果N含量超过0.0100％，则在钢中形成粗大氮化物，使镀锌钢板的弯曲性和扩孔性劣化。因此，N含量限制在0.0100％以下。优选为0.0050％以下或0.0040％以下。不过，为了极度降低N含量，脱N成本变高，因此，从经济性的观点出发，N含量优选为0.0005％以上或0.0020％以上。
[O：0.0100％以下]
O(氧)是作为杂质在钢中含有的元素，如果O含量超过0.0100％，则在钢中形成粗大氧化物，使镀锌钢板的弯曲性和扩孔性劣化。因此，O含量限制在0.0100％以下。优选为0.0050％以下或0.0030％以下。不过，从制造成本的观点出发，O含量优选为0.0001％以上、0.0005％以上或0.0010％以上。
[除去镀锌层后，将钢板从室温加热到200℃时释放的氢量：相对于钢板单位质量为0.40ppm以下]
为了防止镀锌钢板的耐氢脆裂纹，将钢板从室温加热到200℃时释放的氢量相对于钢板单位质量设为0.40ppm以下。释放的氢量越少越好，优选为0.20ppm以下或0.15ppm以下。影响氢脆的氢是在比较低的温度下加热钢板时释放的氢，加热到比较高的温度释放的氢不影响氢脆。本实施方式中，将钢板从室温加热到200℃时释放的氢量被视为影响氢脆裂纹的要素之一，将该氢量限制在0.40ppm以下。室温范围为15～25℃。
将钢板从室温加热到200℃时释放的氢量采用以下方法测定。首先，为了除去镀锌钢板的镀锌层(热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层)，对镀锌钢板的正反面各进行0.1mm的机械磨削。然后，通过气相色谱仪的升温氢分析法(升温速度：100℃/小时，测定到300℃)，求出从室温加热到200℃时从钢板释放的氢的质量的累积量(气相色谱仪的测定值)。通过将得到的氢的质量的累积量(气相色谱仪的测定值)除以供测定的镀锌层除去后的钢板的质量，由此得到将钢板从室温加热到200℃时释放的氢量(质量ppm)。希望供测定的钢板(镀锌层除去后的钢板)的质量至少为0.5g以上，优选为1.0g以上。再者，为了防止氢在测定前向大气扩散，需要在除去镀锌层后的1小时以内开始分析。或者，必须将除去镀锌层后的钢板直到分析开始之前都保存在液氮中。
本实施方式的钢板具有上述化学组成，余量由Fe和杂质构成。所谓“杂质”是指在工业上制造钢板时，因矿石、废料等的原料、制造工序的各种原因而混入的成分。
本实施方式的钢板，可以根据需要含有以下任选元素来代替余量的部分Fe。不过，即使不含有下述所示的任选元素，本实施方式的镀锌钢板仍能够解决其课题，因此，不含有任选元素时的含量的下限为0％。
[Cr：0％～2.00％、Mo：0％～1.00％、B：0％～0.010％、Ni：0％～1.00％、Cu：0％～1.00％、Co：0％～1.00％、W：0％～1.00％、Sn：0％～1.00％和Sb：0％～0.50％中的一者或两者以上]
Cr(铬)、Mo(钼)、B(硼)、Ni(镍)、Cu(铜)、Co(钴)、W(钨)、Sn(锡)和Sb(锑)都是对镀锌钢板的高强度化有效的元素，因此可以根据需要含有。但是，如果过度含有上述元素，则上述效果饱和，引起成本增大。因此，上述元素的含量分别为Cr：0％～2.00％、Mo：0％～1.00％、B：0％～0.010％、Ni：0％～1.00％、Cu：0％～1.00％、Co：0％～1.00％、W：0％～1.00％、Sn：0％～1.00％和Sb：0％～0.50％。为了更加提高镀锌钢板的强度，优选Cr、Mo、Ni、Cu、Co、W、Sn和Sb中的任一种，其含量为0.001％以上，或者B含量为0.0001％以上。
[Ti：0％～0.30％、Nb：0％～0.30％和V：0％～1.00％中的一者或两者以上]
Ti(钛)、Nb(铌)和V(钒)均为碳化物形成元素，是对镀锌钢板的高强度化有效的元素，因此可以根据需要含有。但是，即使过度含有上述元素，上述效果也饱和而使成本上升。因此，上述元素的含量分别为Ti：0％～0.30％、Nb：0％～0.30％、V：0％～1.00％。为了更加提高镀锌钢板的强度，优选即使是上述元素中的一种，其含量也在0.001％以上。
[Ca：0％～0.0100％、Mg：0％～0.0100％、Ce：0％～0.0100％、Zr：0％～0.0100％、La：0％～0.0100％、Hf：0％～0.0100％、Bi：0％～0.0100％和REM：0％～0.0100％中的一者或两者以上]
Ca(钙)、Mg(镁)、Ce(铈)、Zr(锆)、La(镧)、Hf(铪)和REM是有助于钢中夹杂物的微细分散化的元素。Bi(铋)是减轻钢中Mn和Si等置换型合金元素的微观偏析的元素。
Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi和REM分别有助于提高钢板的加工性，因此优选根据需要含有。为了得到提高加工性的效果，即使是上述元素的一种，其含量也需要超过0％。优选为0.0001％以上。另一方面，如果使上述元素中的一种过度含有，则会引起镀锌钢板的延展性劣化。因此，上述元素的含量分别为0.0100％以下。
再者，本实施方式中的REM是原子序数59～71的稀土元素，所谓REM的含量是这些元素的合计含量。在含有2种以上稀土元素的情况下，可以通过添加混合稀土金属来含有。
本实施方式的钢板除了上述元素以外，由Fe和杂质构成，但除了以上说明的各元素以外，可以在不损害本发明效果的范围内含有。
“钢组织”
接着，对本实施方式的钢板的钢组织的限定理由进行说明。只要没有特别说明，规定钢组织的“％”全部为“体积％”。再者，以下说明的钢组织是钢板的以从表面起算1/4厚为中心的1/8厚～3/8厚的范围的钢组织。规定该范围的钢组织是由于该范围的钢组织代表钢板整体的钢组织。
[铁素体：0～10％]
铁素体是软质但延展性优异的组织。铁素体的体积％越大，镀锌钢板的延伸率就越高，但强度降低。因此，铁素体的体积％设为0～10％。优选为0～8％，更优选为0～5％。即使不含有铁素体，本实施方式的镀锌钢板也能够解决其课题，因此铁素体的体积％可以是0％。
[残余奥氏体：超过10％且30％以下]
残余奥氏体通过在钢板变形中因加工诱导相变而转变为马氏体的TRIP效应，来提高镀锌钢板的延展性。为了得到预期的延展性，残余奥氏体的体积％设为超过10％。优选为12％以上、15％以上或18％以上。另一方面，为了生成大量的残余奥氏体需要大量含有C和Si等合金元素。因此，残余奥氏体的体积％设为30％以下。优选为25％以下或22％以下。
[珠光体：0～5％]
珠光体含有硬质且粗大的渗碳体，在塑性变形时成为断裂的起点，因此使镀锌钢板的局部延展性劣化。因此，珠光体的体积％设为5％以下。优选为4％以下。即使不含有珠光体，本实施方式的镀锌钢板也能够解决其课题，因此珠光体的体积％可以为0％，也可以为1％以上。
[贝氏体：0～30％]
贝氏体是在铁素体相变温度与马氏体相变温度的中间温度带生成的组织，具有铁素体与新生马氏体的中间特征。虽然比铁素体强度高，但比新生马氏体强度低，所以如果过量生成贝氏体，则得不到预期强度。因此，贝氏体的体积％设为30％以下。优选为20％以下或15％以下。即使不含有贝氏体，本实施方式的镀锌钢板也能够解决其课题，因此贝氏体的体积％可以为0％。从确保强度和延展性的观点出发，贝氏体的体积％可以为5％以上、7％以上或10％以上。
[新生马氏体：0～10％]
由于新生马氏体的强度高，所以是对确保强度有效的组织。但是，由于新生马氏体也是脆的组织，所以在塑性变形时成为断裂的起点，使镀锌钢板的扩孔性等局部延展性劣化。因此，新生马氏体的体积％设为10％以下。优选为7％以下。即使不含有新生马氏体，本实施方式的镀锌钢板也能够解决其课题，因此新生马氏体的体积％可以为0％，但从确保强度的观点出发，可以为1％以上、2％以上或3％以上。
[回火马氏体：50％以上]
回火马氏体是兼顾镀锌钢板高强度和高韧性的组织。本实施方式的钢板主要由回火马氏体构成。回火马氏体的体积％设为50％以上。优选为55％以上、60％以上或65％以上。回火马氏体可以为100％，回火马氏体也可以为90％以下、85％以下或80％以下。回火马氏体是通过在后述的第二保持工序中对新生马氏体的一部分回火而生成的。
铁素体、贝氏体、回火马氏体、新生马氏体、残余奥氏体和珠光体的合计体积率为100％。再者，本实施方式中，夹杂物、析出物不包含在钢组织中。
对于本实施方式的钢板的钢组织的体积率的计算方法如下。
残余奥氏体的体积率采用X射线衍射法测定。首先，从镀锌钢板的均热部位制取试验片。均热部位是指充分实施了热处理的部分。在未充分实施热处理的部分，有时不具有本实施方式的钢板的金属组织。对于制取的试验片，以能够观察从板厚表面起1/4厚为中心的1/8厚～3/8厚的范围的方式，使用氢氟酸和过氧化氢水进行化学研磨，使平行于板面的面出现，进而精加工成镜面作为测定面。X射线衍射装置使用理学公司制的RINT2000，光源使用Co-Kα1射线。扫描范围为2θ，在45°到105°的范围进行测定。采用X射线衍射法测定晶体结构为fcc的(残余奥氏体)的X射线衍射图案的面积率，将该面积率作为残余奥氏体的体积率。
对于铁素体、回火马氏体、新生马氏体、珠光体和贝氏体的体积率，切取与钢板的轧制方向正交的板厚方向的截面，镜面研磨后，利用Nital硝酸乙醇腐蚀液使钢组织显现，使用场致发射型扫描型电子显微镜拍摄二次电子像。观察位置是以从板厚表面起1/4厚为中心的1/8厚～3/8厚的范围，以多个视场观察合计6000μm2的面积(摄影倍率：3000倍)。对于得到的组织照片，采用点计数法计算各组织的分率。首先，在组织照片上绘制等间隔的格子。接着，判断各格子点的组织对应于铁素体、回火马氏体、新生马氏体或残余奥氏体、珠光体或者贝氏体中的哪一种。通过求得与各组织对应的格子数并将其除以总格子数，能够测定各组织的分率。总格子数越多，就越能准确地求出体积率。本实施方式中，格子间隔为2μm×2μm，总格子数为1500点。再者，由于本实施方式的钢板的钢组织是各向同性的组织，所以能够将采用截面的点计数法求出的各组织的分率看作体积率。
将晶粒内具有下部组织(板条边界、块边界)，并且碳化物具有多种变体而析出的区域判断为回火马氏体。另外，将渗碳体以层状析出的区域判断为珠光体。将辉度小且未观察到下部组织的区域判断为铁素体。将辉度大且下部组织未通过蚀刻而出现的区域判断为新生马氏体或残余奥氏体。将不符合上述任一种的区域判断为贝氏体。关于新生马氏体的体积率，可以通过从采用点计数法求出的新生马氏体和残余奥氏体的体积率减去采用X射线衍射法求出的残余奥氏体的体积率来求出。
“机械特性”
[抗拉强度为1470MPa以上]
本实施方式的镀锌钢板的抗拉强度为1470MPa以上。抗拉强度的测定是通过制取以与轧制方向垂直的方向为长度方向的JIS 5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241：2011进行拉伸试验来测定的。十字头速度在2％应变之前为2mm/分钟，2％应变以后为20mm/分钟。
[在施加24小时的相当于1000MPa的应力的U字弯曲试验中不产生裂纹]
本发明人发现，即使在降低了钢板中的侵入氢量的情况下，即，即使在除去镀锌层后，将钢板从室温加热到200℃时释放的氢量相对于钢板单位质量为0.40ppm以下的情况下，耐氢脆特性也不一定提高。本发明人发现，通过进行后述的第二保持工序，能够降低钢板中的氢量，进而能够提高耐氢脆特性。
在本实施方式中，所谓耐氢脆特性优异，是指在施加24小时的相当于1000MPa的应力的U字弯曲试验中不产生裂纹。参照图1对U字弯曲试验进行说明。
首先，从镀锌钢板的均热部位制取30mm×120mm的长方形试验片，使得试验片的长度方向与钢板的轧制方向垂直。在长方形试验片的两端进行螺栓紧固用的开孔加工。接着，用半径为10mm的冲头进行180°弯曲(图1的(1))。之后，对于回弹了的U字弯曲试验片(图1的(2))，通过使用螺栓和螺母进行紧固来赋予应力(图1的(3))。此时，在U字弯曲试验片的顶部粘贴GL5mm的应变片，通过应变量控制赋予相当于1000MPa的应力。此时，根据由预先实施的拉伸试验得到的应力-应变曲线，将应变换算为应力。再者，U字弯曲试验片的端面保持剪切切断状态。从施加应力起经过24小时后，目视观察有无裂纹。试验温度为室温。室温的范围为15～25℃，超出该范围的情况下将试验室的温度调整到15～25℃的范围。
再者，U字弯曲试验中也可以施加相当于1200MPa的应力，如果即使在该情况下也不产生裂纹，则耐氢脆特性更加优异，所以优选。
本实施方式的镀锌钢板的延展性-脆性转变温度(Trs)优选为-40℃以下。如果延展性-脆性转变温度为-40℃以下，则低温韧性优异，因此优选。
延展性-脆性转变温度通过夏比冲击试验来测定。在夏比冲击试验中使用的夏比试验片，以试验片长度方向与镀锌钢板的轧制方向平行的方式制取，在板宽方向导入V切口。另外，为了避免夏比试验片的面外变形，将多枚镀锌钢板重叠并用螺栓紧固，在确认了镀锌钢板间没有间隙的基础上，制作深度为2mm的带V切口的试验片。重叠的镀锌钢板的枚数设定为层叠后的试验片厚度最接近于10mm。例如，在板厚为1.6mm的情况下，层叠6枚，使试验片厚度变为9.6mm。试验温度为-40℃～60℃，以20℃为间隔进行测定。将吸收能低于上部搁板吸收能的1/2的最高温度设为Trs。上述以外的条件依据JIS Z 2242：2005。
“镀锌层”
镀锌层只要是以锌为主体的镀层即可，也可以含有锌以外的化学成分。所谓以锌为主体的镀层，只要构成镀层的元素中具有最大含量的元素为Zn即可，例如在Zn以外的余量中，也可以在镀层中含有Al、Mg、Si、Mn、Fe、Ni、Cu、Sn、Sb、Pb、Cr、Ti等。另外，镀锌层可以是热浸镀锌层，也可以是将热浸镀锌层合金化而成的合金化热浸镀锌层。
当镀锌层为热浸镀锌层的情况下，优选热浸镀锌层中的铁含量低于7.0质量％。
当镀锌层为合金化热浸镀锌层的情况下，优选合金化热浸镀锌层中的铁含量为6.0质量％以上。在将镀锌层设为合金化热浸镀锌层的情况下，与将镀锌层设为热浸镀锌层的情况相比，能够提高焊接性。
镀锌层的镀敷附着量不设特别限制，但从耐蚀性的观点出发，优选单面为5g/m2以上，更优选在25～75g/m2的范围内。
接着，对本实施方式的镀锌钢板的制造方法进行说明。本实施方式的镀锌钢板，通过对铸造出的铸片进行热轧后再进行冷轧，来制造具有上述化学成分的钢板，然后，通过连续热浸镀锌生产线在钢板表面形成镀锌层来制造。
本实施方式的镀锌钢板的制造方法中，可以在热轧与冷轧之间进行热轧板退火。另外，也可以进行酸洗。
可以省略冷轧，将热轧后的钢板导入连续热浸镀锌生产线。在省略冷轧的情况下，可以省略热轧板退火或酸洗，也可以不省略。
此外，在镀敷工序中，可以进行合金化处理，也可以不进行合金化处理。
连续热浸镀锌生产线中，依次进行退火工序、第一保持工序、镀敷工序和第二保持工序。再者，以下说明中的温度都是钢板的表面温度(钢板温度)，用辐射温度计等测定即可。
退火工序中，在加热温度为Ac3点～950℃、且Ac3点～950℃的温度范围的保持时间为1～500秒(s)的条件下进行退火。另外，退火工序中，从钢板温度达到600℃时起直到在Ac3点～950℃的温度范围的保持结束为止的期间，将炉内的氢浓度始终维持在1.0～15.0体积％。
第一保持工序中，在Ms点～600℃的温度范围保持20～500秒。在该保持期间，将炉内的氢浓度始终维持在1.0～10.0体积％。
镀敷工序中，将钢板浸渗到热浸镀锌浴中，然后进行冷却至钢板温度达到(Ms点-150℃)～(Ms点-30℃)的温度范围。另外，也可以在热浸镀锌浴浸渗后在460～600℃的温度范围进行合金化处理，然后进行冷却至钢板温度达到(Ms点-150℃)～(Ms点-30℃)的温度范围。
第二保持工序中，在氢浓度低于0.50体积％的气氛中，在330℃～430℃的温度范围保持50～1000秒，然后卷绕成线圈状。
再者，Ac3点和Ms点使用由下式计算出的值。各式中的[元素符号]表示各元素以质量％计的含量。不含有元素时代入0％。
Ac3(℃)＝912-230.5×[C]+31.6×[Si]-20.4×[Mn]-39.8×[Cu]-18.1×[Ni]-14.8×[Cr]+16.8×[Mo]+100.0×[Al]
Ms(℃)＝550-361×[C]-39×[Mn]-35×[V]-20×[Cr]-17×[Ni]-10×[Cu]-5×[M o]+30×[Al]
以下，对各工序进行详细说明。
(I)退火工序
[在加热温度为Ac3点～950℃、且Ac3点～950℃的温度范围的保持时间为1～500秒的条件下的退火]
对冷轧后的钢板、或热轧后暂且冷却到室温的钢板进行退火。再者，在此所说的退火，是指钢板被加热到Ac3点以上，在Ac3点～950℃的温度范围保持后，冷却到Ac3点以下。为了充分进行奥氏体化，退火时的加热温度设为Ac3点以上。优选为Ac3点+20℃以上。另一方面，如果退火时的加热温度过高，则不仅引起奥氏体粒径粗大化导致的韧性劣化，还成为退火设备损伤的原因。因此，退火时的加热温度设为950℃以下。优选为900℃以下。
如果在Ac3点～950℃的温度范围的保持时间(退火时间)短，则奥氏体化不充分进行，所以在Ac3点～950℃的温度范围的保持时间为1s以上。优选为30s以上或50s以上。另一方面，如果在Ac3点～950℃的温度范围的保持时间过长，则会阻碍生产率，因此在Ac3点～950℃的温度范围的保持时间设为500s以内。
再者，退火时，可以使钢板温度在Ac3点～950℃的温度范围变动，也可以使钢板温度在Ac3点～950℃的温度范围保持恒定。
[从钢板温度达到600℃时起直到在Ac3点～950℃的温度范围的保持结束时为止的期间，炉内的氢浓度始终为1.0～15.0体积％]
为了确保钢板与热浸镀锌的润湿性，从钢板温度达到600℃时开始，直到在Ac3点～950℃的温度范围的保持结束时为止的期间，炉内的氢浓度始终设为1.0体积％以上。换言之，钢板温度从600℃上升到Ac3点～950℃的加热温度，在保持在Ac3点～950℃的期间，炉内的氢浓度始终设为1.0体积％以上。换言之，钢板在炉内被加热，从钢板温度达到600℃时开始，加热到Ac3点～950℃的温度范围，在Ac3点～950℃的温度范围保持1～500s期间，直到钢板从炉中离开为止期间，将炉内的氢浓度始终设为1.0体积％以上。优选为2.0体积％以上。另一方面，如果氢浓度过高，则侵入到钢板中的氢量增大，氢脆裂纹的风险提高，因此炉内的氢浓度设为15.0体积％以下。优选为10.0体积％以下或5.0体积％以下。
钢板温度达到Ac3点之前的平均加热速度不需要特别限制，但优选范围是0.5～10℃/s。当平均加热速度超过10℃/s时，铁素体的再结晶不充分进行，有时镀锌钢板的延伸率劣化。另一方面，如果平均加热速度低于0.5℃/s，则奥氏体粗大化，因此最终得到的钢组织有时变得粗大。再者，平均加热速度是将导入退火炉(在Ac3点～950℃的温度范围保持的炉)时的钢板温度与Ac3点的温度差除以从导入退火炉时到钢板温度达到Ac3点时为止的时间差所得的值。
(II)第一保持工序
[在Ms点～600℃的温度范围保持20～500s，在该保持期间，炉内的氢浓度始终为1.0～10.0体积％]
退火工序后，将钢板冷却到Ms点以上且600℃以下的温度范围，在Ms点～600℃的温度范围保持20～500s。将其称为第一保持工序。将退火工序后的钢板冷却至Ms点～600℃的温度范围时的平均冷却速度例如优选为5℃/s以上。在此所说的平均冷却速度，是指将冷却开始时的钢板温度与600℃的温度差除以从冷却开始时到钢板温度达到600℃时为止的时间差所得的值。
通过在热浸镀锌浴浸渍前在Ms点～600℃的温度范围保持，退火工序中侵入到钢板的氢扩散到外部空气中，能够减少钢板中的侵入氢量。从氢扩散的观点出发，炉内的氢浓度越低越好，但过低时钢板表面氧化，与热浸镀锌的润湿性劣化。因此，炉内的氢浓度设为1.0体积％以上。优选为2.0体积％以上。另一方面，如果炉内的氢浓度超过10.0体积％，则钢板中的氢不充分地扩散到外部空气中。因此，炉内的氢浓度设为10.0体积％以下。优选为5.0体积％以下。
当第一保持工序中的保持温度低于Ms点时，生成的马氏体通过随后的镀敷和合金化处理被过度回火，变得得不到预期强度。因此，保持温度设为Ms点以上。优选为Ms点+100℃以上。另一方面，如果第一保持工序中的保持温度超过600℃，则铁素体过剩生成，变得得不到预期的钢组织。因此，保持温度设为600℃以下。优选为550℃以下。
另外，从氢扩散的观点出发，第一保持工序中的保持时间越长越好，但过长时贝氏体相变过度进行，变得得不到预期的组织分率。因此，保持时间设为20～500s。优选的下限为100s，优选的上限为300s。在此所说的保持时间，是指从钢板温度达到600℃时起直到浸渗到热浸镀锌浴中为止的时间。
再者，第一保持工序中，可以使钢板温度在Ms点～600℃的温度范围变动，也可以使钢板温度在Ms点～600℃的温度范围保持恒定。
(III)镀敷工序
第一保持工序之后，将钢板浸渗到热浸镀锌浴中。热浸镀锌可以依据常规方法进行。例如，镀浴温度为440～480℃，浸渗时间为5s以下即可。此时，在第一保持工序中的保持温度与镀浴温度大不相同的情况下，通过对第一保持工序后的钢板进行再加热或冷却，使钢板温度接近于镀浴温度，由此即使在连续制造时也能够稳定地维持镀浴温度。作为锌以外的成分，热浸镀锌浴优选含有0.08～0.2质量％的Al，除此之外，也可以含有杂质的Fe、Si、Mg、Mn、Cr、Ti、Ni、Cu、Sn、Sb和Pb。另外，优选采用气体擦拭等公知的方法控制镀锌层(热浸镀锌层)的单位面积重量。单位面积重量优选为单面25～75g/m2。
[合金化温度：460～600℃]
可以根据需要对形成有热浸镀锌层的镀锌钢板进行合金化处理。该情况下，如果合金化温度低于460℃，则不仅合金化速度变慢从而损害生产率，还发生合金化处理不均，因此合金化温度设为460℃以上。优选为480℃以上。另一方面，如果合金化温度超过600℃，则合金化过度进行，镀锌钢板的镀层密合性劣化，因此合金化温度设为600℃以下。优选为580℃以下。合金化处理的时间(460～600℃的温度范围的保持时间)例如可以设为10～60s。
在不使热浸镀锌层合金化的情况下，可以省略合金化处理，在镀敷后开始冷却。
[热浸镀锌后或合金化处理后，冷却至(Ms点-150℃)～(Ms点-30℃)]
通过在热浸镀锌后(从热浸镀锌浴中提起后)或合金化处理后，冷却至(Ms点-150℃)以上且(Ms点-30℃)以下的温度范围，从而使部分奥氏体发生马氏体相变，由此形成马氏体。此时生成的马氏体通过其后的第二保持工序被回火，变为回火马氏体。当冷却停止温度超过(Ms点-30℃)时，回火马氏体的生成量变得不足。因此，冷却停止温度设为(Ms点-30℃)以下。优选为(Ms点-60℃)以下。另一方面，如果冷却停止温度低于(Ms点-150℃)，则未相变的奥氏体量减少，得不到预期量的残余奥氏体。因此，冷却停止温度设为(Ms点-150℃)以上。优选为(Ms点-120℃)以上。
热浸镀锌后或合金化处理后，冷却到(Ms点-150℃)以上且(Ms点-30℃)以下的温度范围时的平均冷却速度优选为5℃/s以上。在此所说的平均冷却速度，是指将热浸镀锌结束时(从热浸镀锌浴提起时)或合金化处理结束时的钢板温度与冷却停止温度的温度差除以从热浸镀锌浴提起时或从合金化处理结束时到冷却停止时为止的时间差所得的值。
(IV)第二保持工序
[在氢浓度低于0.50体积％的气氛中，在330～430℃的温度范围保持50～1000s，然后卷绕成线圈状]
出于实现以下(1)～(3)的目的进行第二保持工序。(1)将热浸镀锌后或合金化处理后生成的马氏体回火，形成回火马氏体。(2)使奥氏体稳定化，生成残余奥氏体(等温淬火)。(3)使钢板内部、钢板与镀锌层之间的界面和镀锌层中存在的氢扩散到外部空气中。本实施方式中，通过在后述的条件下进行第二保持工序，能够降低钢板中的氢量，并且能够提高耐氢脆特性。
如果第二保持工序中的保持温度低于330℃、或者保持时间低于50s，则等温淬火不充分进行，变得得不到预期量的残余γ。另外，如果保持时间低于50s，则氢的扩散变得不充分。因此，保持温度设为330℃以上，保持时间设为50s以上。优选保持温度为350℃以上，保持时间为100s以上。
如果第二保持工序中的保持温度超过430℃、或者保持时间超过1000s，则马氏体被过度回火，变得难以得到预期强度。因此，保持温度设为430℃以下，保持时间设为1000s以下。优选保持温度为400℃以下，保持时间为500s以下。在此所说的保持时间，是指从钢板温度达到430℃时起直到达到330℃时为止的时间。不过，不包括达到Ms点-30℃之前的时间。
再者，第二保持工序中，可以使钢板温度在330℃～430℃的温度范围变动，也可以使钢板温度在330℃～430℃的温度范围保持恒定。
第二保持工序中的炉内的氢浓度设为低于0.50体积％。当炉内的氢浓度为0.50体积％以上时，氢不充分扩散到大气中。炉内的氢浓度越低越好，优选为0.30体积％以下、0.20体积％以下或低于0.10体积％。
第二保持工序必须在热镀锌后或合金化处理后、且卷绕成线圈状之前的期间进行。因为即使在卷绕成线圈状的状态下保持，氢的扩散也只在线圈的最外周部分进行，氢在线圈内部不充分地扩散。
再者，可以在热浸镀锌后且冷却到低于(Ms点-150℃)后、或者合金化处理后且冷却到低于(Ms点-150℃)后，对镀锌钢板进行第二保持工序，也可以在再加热后进行第二保持工序。
本实施方式中，对到达连续热浸镀锌生产线之前的制造条件没有特别限定，但以下记载了优选的一例。
“热轧工序中的制造条件”
[板坯加热工序、板坯加热温度：1150℃以上]
为了充分熔化硼化物和碳化物等，优选板坯加热温度设为1150℃以上。再者，从制造性的观点出发，使用的板坯优选采用连铸法来铸造，但也可以是造块法、薄板坯铸造法。另外，铸造出的板坯可以暂且冷却到室温，也可以不冷却到室温而直接送到加热炉。
[粗轧工序、1050℃以上的总压下率：60％以上]
优选以1050℃以上的总压下率为60％以上的方式粗轧。如果总压下率低于60％，则热轧中的再结晶变得不足，因此有时导致热轧板组织的不均质化。
[精轧工序、精轧入侧温度：950～1050℃、精轧出侧温度：850℃～1000℃、总压下率：70～95％]
精轧入侧温度优选为950～1050℃的范围。
另外，在精轧出侧温度低于850℃、或者总压下率超过95％的情况下，热轧钢板的织构发达，因此有时最终产品板的各向异性显著化。在精轧出侧温度超过1000℃、或者总压下率低于70％的情况下，热轧钢板的结晶粒径粗大化，有时导致最终产品板组织的粗大化乃至加工性的劣化。
[卷绕工序、卷绕温度：450～700℃]
卷绕温度设为450～700℃。卷绕温度低于450℃时，热轧板强度变得过大，有时损害冷轧性。另一方面，如果卷绕温度超过700℃，则渗碳体粗大化，残留未溶解的渗碳体，有时损害加工性。
热轧线圈的酸洗方法依据常规方法即可。另外，为了矫正热轧线圈的形状和提高酸洗性，也可以进行表皮光轧。另外，为了改善冷轧性，也可以进行软质化退火(热轧板退火)。该情况下，优选在500～650℃的温度范围实施0.5～10小时左右的热处理。
[冷轧工序中的制造条件]
[冷轧率：20～80％]
热轧、酸洗后，可以直接在连续热浸镀锌生产线上实施热处理，也可以在实施冷轧后，在连续热浸镀锌生产线上进行热处理。在实施冷轧的情况下，冷轧率(累积压下率)优选为20％以上。另一方面，过度的压下使轧制负荷过大，引起冷轧轧机的负荷增大，因此冷轧率优选设为80％以下。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的一条件例。本发明并不限定于这一条件例。只要能够不脱离本发明主旨而实现本发明的目的，本发明就可以采用各种条件。
铸造具有表1A和表1B所示化学组成的钢，制作了板坯。表1B表示由下述关系式求出的各钢的Ac3点和Ms点。在表2A和表2B所示条件下对这些板坯进行热轧，制造了热轧钢板。然后，对热轧钢板进行酸洗，除去表面的氧化皮。然后，进行冷轧，得到了钢板。对于得到的钢板，在表3A和表3B所示条件下实施连续热浸镀锌处理，对部分镀锌钢板实施了合金化处理。对于表3A～表4B的镀敷种类，“GA”表示合金化热浸镀锌层，“GI”表示热浸镀锌层。
Ac3(℃)＝912-230.5×[C]+31.6×[Si]-20.4×[Mn]-39.8×[Cu]-18.1×[Ni]-14.8×[Cr]+16.8×[Mo]+100.0×[Al]
Ms(℃)＝550-361×[C]-39×[Mn]-35×[V]-20×[Cr]-17×[Ni]-10×[Cu]-5×[Mo]+30×[Al]
其中，各式中的元素符号表示各元素以质量％计的含量。在不含有元素的情况下，代入0％。
再者，从冷却开始时到达到600℃时(从退火工序结束时到第一保持工序开始时)为止的平均冷却速度、以及从热浸镀锌结束时或合金化处理结束时到达到冷却停止温度的平均冷却速度分别设为5℃/s以上。另外，镀敷工序中的镀浴温度设为440～480℃，浸渗时间设为5s以下，热浸镀锌浴是除锌外还含有0.08～0.2质量％的Al的热浸镀锌浴。合金化处理后的合金化热浸镀锌层的铁含量为6.0质量％以上，热浸镀锌层的铁含量低于7.0质量％。
表3A和表3B的退火工序中的氢浓度，是从钢板温度达到600℃时起到在Ac3点～950℃的温度范围的保持结束时为止期间(换言之，从钢板在炉内被加热从而钢板温度达到600℃时开始，到被加热到Ac3点～950℃的温度范围且在Ac3点～950℃的温度范围保持，钢板从炉中离开为止的期间)的炉内的氢浓度，第一保持工序中的氢浓度是Ms点～600℃的温度范围的保持中的炉内的氢浓度。
再者，表3A的No.21在退火工序中没有在Ac3点～950℃的温度范围实施保持，而是在820℃保持100s，因此保持时间记载为“-”。
从得到的镀锌钢板中，制取以与轧制方向垂直的方向为长度方向的JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241：2011进行拉伸试验，测定了抗拉强度(TS)和总延伸率(El)。在拉伸试验中，十字头速度在2％应变之前为2mm/分钟，2％应变以后为20mm/分钟。总延伸率是通过将断裂后的样品对接来测定的。
另外，进行了日本钢铁联盟标准的“JFS T1001-1996扩孔试验方法”，测定了扩孔率(λ)。毛坯尺寸为150mm。冲裁条件设定为冲头直径为10mm，冲模直径为0.1mm间距，单侧间隙最接近于12％。扩孔试验设为毛刺外的条件、即冲裁时与冲模接触的钢板的表面在扩孔试验时成为冲头的相反侧的条件，以60度圆锥冲头、冲头速度1mm/秒来实施。另外，防皱压紧压力为60吨，模具肩R5mm，模具的内径为φ95mm。试验数设为N＝3，通过计算它们的平均值来得到了扩孔率λ。
将抗拉强度为1470MPa以上，且抗拉强度、总延伸率和扩孔率的复合值(TS[MPa]×EL[％]×λ[％]0.5×10-3)为95以上作为机械特性良好而判定为合格。在不满足一个以上条件的情况下，作为机械特性差而判定为不合格。
将钢板从室温加热到200℃时释放的相对于钢板单位质量的氢量采用以下方法求出。为了除去镀锌层(热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层)，对镀镀锌钢板的正反面各进行0.1mm的机械磨削后，利用气相色谱仪对除去镀层后的钢板中的氢进行升温氢分析法(升温速度：100℃/小时，从室温测定到300℃)进行测定，求出从室温加热到200℃期间从钢板释放的氢质量的累积量(气相色谱仪的测定值)。通过将得到的氢质量的累积量(气相色谱仪的测定值)除以钢板质量，得到将钢板从室温加热到200℃时释放的相对于钢板单位质量的氢量(质量ppm)。
耐氢脆试验采用U字弯曲试验来评价。参照图1对于U字弯曲试验进行说明。
首先，从镀锌钢板的均热部位，以使试验片的长度方向与钢板的轧制方向垂直的方式，制取30mm×120mm的长方形试验片。在该长方形试验片的两端进行螺栓紧固用的开孔加工。接着，用半径为10mm的冲头弯曲180°(图1的(1))。之后，对于回弹了的U字弯曲试验片(图1的(2))，通过使用螺栓和螺母进行紧固来赋予应力(图1的(3))。此时，在U字弯曲试验片的顶部粘贴GL5mm的应变片，通过应变量控制来施加相当于1000MPa、1200MPa的应力。此时，根据通过预先进行拉伸试验得到的应力-应变曲线，将应变换算成应力。再者，U字弯曲试验片的端面保持剪切切断状态。另外，试验温度设为室温(15～25℃)。
从施加应力起经过24小时后，目视观察有无裂纹。表中将在1000MPa下确认到裂纹的样品记载为“<1000”，将在1000MPa下未确认到裂纹而在1200MPa下确认到裂纹的样品记载为“1000-1200”，将在1200MPa下未确认到裂纹的样品记载为“>1200”。将在1000MPa下未确认到裂纹的样品作为耐氢脆优异而判定为合格，将在1000MPa下确认到裂纹的样品作为耐氢脆差而判定为不合格。
通过采用夏比冲击试验测定延展性-脆性转变温度来评价了镀锌钢板的低温韧性。
在夏比冲击试验中使用的夏比试验片，以试验片长度方向与镀锌钢板的轧制方向平行的方式制取，在板宽方向导入了V切口。另外，为了避免夏比试验片的面外变形，将多枚镀锌钢板重叠并用螺栓紧固，在确认到镀锌钢板间没有间隙的基础上，制作了深度为2mm的带V切口的试验片。将重叠的镀锌钢板的枚数设定为层叠后的试验片厚度最接近于10mm。试验温度为-40℃～60℃，以20℃为间隔进行了测定。将吸收能低于上部搁板吸收能的1/2的最高温度作为延展性-脆性转变温度(Trs)。上述以外的条件依据JIS Z 2242：2005。
延展性-脆性转变温度为-40℃以下的情况下，评价为低温韧性优异，表中记载为“<-40”。延展性-脆性转变温度超过-40℃的情况下，表中记载了延展性-脆性转变温度。
采用胶带剥离试验评价了镀层密合性。从镀锌钢板的均热部位制取30mm×100mm的试验片，进行了90°V弯曲试验。冲头的前端半径为5mm。然后，沿着弯曲棱线贴附市售的玻璃带(Cellotape、注册商标)，将附着在带上的镀层的宽度作为剥离宽度进行测定。评价如下。
G(Good)：镀层剥离少或实用上无妨程度的剥离(剥离宽度为0以上且低于10mm)
B(Bad)：剥离剧烈(剥离宽度为10mm以上)
钢板的钢组织采用上述方法测定。
将以上的测定结果和试验结果示于表4A和表4B。
由表4A和表4B可知，本发明例的机械特性、耐氢脆特性及镀层密合性均优异，且能够降低制造时的侵入氢量。另一方面，可知化学组成和钢组织中的1个以上在本发明范围外的比较例，上述特性的至少1个没有达到合格标准。
No.2由于第一保持工序中的H2浓度超过规定上限，所以钢中氢浓度变高，耐氢脆特性劣化。
No.3由于第一保持工序中的保持时间低于规定下限，所以钢中氢浓度变高，耐氢脆特性劣化。
No.4由于第一保持工序中的保持温度超过规定上限，所以铁素体量增大，TS低于1470MPa。
No.5由于合金化处理后的冷却停止温度超过规定上限，所以新生马氏体量增加，机械特性变差。
No.6由于第二保持工序中的保持时间低于规定下限，所以奥氏体的稳定化变得不足，得不到预期的残余奥氏体量，机械特性变差。
No.7由于第二保持工序中的H2浓度超过规定上限，所以钢中氢浓度变高，耐氢脆特性劣化。
No.9由于合金化处理后的冷却停止温度低于规定下限，所以得不到预期的残余奥氏体量，机械特性变差。
No.10由于第二保持工序中的保持温度高，回火马氏体被过度回火，所以抗拉强度TS低于1470MPa。
No.11由于第二保持工序中的保持温度低于下限，所以新生马氏体量变得过剩，机械特性变差，并且钢中氢浓度变高，耐氢脆特性劣化。
No.13由于第二保持工序中的保持时间长，回火马氏体被过度回火，所以抗拉强度TS低于1470MPa。
No.16由于没有进行第二保持工序，所以回火马氏体量不足，机械特性变差，并且钢中氢浓度变高，耐氢脆特性劣化。
No.19由于第一保持工序中的保持温度低，生成的马氏体由于之后的镀敷、合金化处理而被过度回火，所以抗拉强度TS低于1470MPa。
No.20由于退火工序中的H2浓度超过规定上限，所以钢中氢浓度变高，耐氢脆特性劣化。
No.21由于退火工序中的加热温度低于规定下限，所以铁素体量增大，抗拉强度TS低于1470MPa。
No.22由于第一保持工序中的保持时间超过规定上限，所以贝氏体量增大，抗拉强度TS低于1470MPa。
No.37～41由于化学组成偏离本发明规定范围，所以机械特性变差。
No.42由于没有进行第二保持工序，所以新生马氏体量增大，耐氢脆特性劣化。
No.43由于第二保持工序中的保持温度低于规定下限，所以新生马氏体量增大，耐氢脆特性劣化。
No.44由于第二保持工序中的保持时间低于规定下限，所以新生马氏体量增大，耐氢脆特性劣化。
No.46由于第二保持工序中的H2浓度超过规定上限，所以钢中氢浓度变高，耐氢脆特性劣化。
Figure BDA0002747182850000291
表1B
Figure BDA0002747182850000301
表2A
Figure BDA0002747182850000311
表2B
Figure BDA0002747182850000321
下划线表示本发明的范围外。
表3A
Figure BDA0002747182850000331
下划线表示本发明的范围外。
表3B
Figure BDA0002747182850000341
下划线表示本发明的范围外。
Figure BDA0002747182850000351
Figure BDA0002747182850000361
产业上的可利用性
根据本发明的上述方式，能够提供适合用作汽车用构件的机械特性优异、降低制造时的侵入氢量、且耐氢脆特性和镀层密合性优异的镀锌钢板及其制造方法。根据本发明的优选方式，能够提供在具有上述各种特性的基础上，低温韧性也优异的镀锌钢板及其制造方法。

Claims (9)

1.一种镀锌钢板，其特征在于，具备钢板和设在所述钢板表面的镀锌层，
所述钢板具有以下化学组成，以质量％计含有
C：0.200％～0.500％、
Si：1.00％～2.50％、
Mn：1.50％～5.00％、
P：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
Al：0.001％～1.000％、
N：0.0100％以下、
O：0.0100％以下、
Cr：0％～2.00％、
Mo：0％～1.00％、
B：0％～0.010％、
Cu：0％～1.00％、
Ni：0％～1.00％、
Co：0％～1.00％、
W：0％～1.00％、
Sn：0％～1.00％、
Sb：0％～0.50％、
Ti：0％～0.30％、
Nb：0％～0.30％、
V：0％～1.00％、
Ca：0％～0.0100％、
Mg：0％～0.0100％、
Ce：0％～0.0100％、
Zr：0％～0.0100％、
La：0％～0.0100％、
Hf：0％～0.0100％、
Bi：0％～0.0100％、以及
REM：0％～0.0100％，
余量包含Fe和杂质，
所述钢板的以从表面起算1/4厚为中心的1/8厚～3/8厚的范围的钢组织，以体积％计含有
铁素体：0～10％、
贝氏体：0～30％、
回火马氏体：50％以上、
新生马氏体：0～10％、
残余奥氏体：超过10％且30％以下、以及
珠光体：0～5％，
除去所述镀锌层后，将所述钢板从室温加热到200℃时释放的氢量相对于钢板单位质量为0.40ppm以下，
所述镀锌钢板的抗拉强度为1470MPa以上，
且在赋予24小时的相当于1000MPa的应力的U字弯曲试验中不产生裂纹。
2.根据权利要求1所述的镀锌钢板，其特征在于，所述钢板的所述化学组成含有以下的一者或两者以上，
Cr：0.001％～2.00％、
Mo：0.001％～1.00％、
B：0.0001％～0.010％、
Cu：0.001％～1.00％、
Ni：0.001％～1.00％、
Co：0.001％～1.00％、
W：0.001％～1.00％、
Sn：0.001％～1.00％、
Sb：0.001％～0.50％。
3.根据权利要求1所述的镀锌钢板，其特征在于，所述钢板的所述化学组成含有以下的一者或两者以上，
Ti：0.001％～0.30％、
Nb：0.001％～0.30％、
V：0.001％～1.00％。
4.根据权利要求2所述的镀锌钢板，其特征在于，所述钢板的所述化学组成含有以下的一者或两者以上，
Ti：0.001％～0.30％、
Nb：0.001％～0.30％、
V：0.001％～1.00％。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的镀锌钢板，其特征在于，所述钢板的所述化学组成含有以下的一者或两者以上，
Ca：0.0001～0.0100％、
Mg：0.0001～0.0100％、
Ce：0.0001～0.0100％、
Zr：0.0001～0.0100％、
La：0.0001～0.0100％、
Hf：0.0001～0.0100％、
Bi：0.0001～0.0100％、
REM：0.0001～0.0100％。
6.根据权利要求1～4中任一项所述的镀锌钢板，其特征在于，延展性-脆性转变温度为-40℃以下。
7.根据权利要求5所述的镀锌钢板，其特征在于，延展性-脆性转变温度为-40℃以下。
8.一种权利要求1～7中任一项所述的镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对具有权利要求1～5中任一项记载的化学组成的钢板，依次进行以下(I)～(IV)的各工序，
(I)退火工序，在加热温度为Ac3点～950℃且在Ac3点～950℃的温度范围的保持时间为1～500秒的条件下进行退火，并且在从钢板温度达到600℃时起直到在Ac3点～950℃的温度范围的保持结束时的期间，将炉内的氢浓度始终维持在1.0～15.0体积％；
(II)第一保持工序，在Ms点～600℃的温度范围保持20～500秒，在该保持期间，将炉内的氢浓度始终维持在1.0～10.0体积％；
(III)镀敷工序，将钢板浸渗到热浸镀锌浴中，然后进行冷却直到钢板温度达到(Ms点-150℃)～(Ms点-30℃)的温度范围；以及
(IV)第二保持工序，在氢浓度低于0.50体积％的气氛中，在330～430℃的温度范围保持50～1000秒，然后卷绕成线圈状。
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(III)镀敷工序是将钢板浸渗到热浸镀锌浴中在460～600℃的温度范围进行合金化处理，然后进行冷却直到钢板温度达到(Ms点-150℃)～(Ms点-30℃)的温度范围的工序。
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