CN116635541A - 热浸镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种兼备高强度和良好的加工性且镀覆品质也优异的热浸镀锌钢板。将基底钢板的成分组成设为规定的范围，将基底钢板的钢组织设为铁素体、马氏体以及贝氏体的复合组织，将在基底钢板的表层部作为氧化物存在的氧量设为每单面中0.05g/m2～0.50g/m2，将热浸镀锌层中的Fe含量设为0.40质量％以上。

Description

热浸镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种适宜用于汽车部件等的热浸镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，从地球环境保护的观点来看，汽车的耗油率提高成为重要的课题。因此，通过使成为汽车部件的材料的钢板高强度化并变薄，从而积极开发了使汽车车体轻型化的活动。另外，由于用于汽车部件的钢板成型为复杂的形状，因此也要求了良好的加工性。
应对这样的要求，例如专利文献1中公开了“一种高强度冷轧钢板，其均匀变形能力和局部变形能力优异，其特征在于，以质量％计含有C：0.01％以上、0.4％～Si：0.001％，2.5％以下、Mn：0.001％以上、4.0％以下、P：0.001％以上、0.15％以下、S：0.0005％以上、0.03％以下、Al：0.001％以上、2.0％以下、N：0.0005％以上、0.01％以下、O：0.0005％以上、0.01％以下，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成，集合组织至少从钢板的表面到5/8～3/8的板厚中的板面的{112}＜110＞～{113}＜110＞方位群,并且，{112}＜131＞的结晶方位的X射线随机强度比的平均值为5.0以下且{001}＜110＞的结晶方位的X射线随机强度比为4.0以下，并且轧制方向与直角方向的r(rC)值为0.70以上，并且轧制方向与30°(r30)的r值为1.10以下，并且作为钢板组织，以面积率计铁素体和贝氏体合计含有50％以上，马氏体含有1％～50％以下。”
另外，专利文献2中公开了“一种高强度钢板，具有时效性变差极少且优异的烧结固化性，其特征在于，以质量％计含有C：0.05％～0.20％、Si：0.3～1.50％、Mn：1.3～2.6％、P：0.001～0.03％、S：0.0001～0.01％、Al：0.0005～0.1％、N：0.0005～0.0040％、O：0.0015～0.007％，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成，钢板组织主要由铁素体和贝氏体组织，烧结处理后的BH为60MPa以上，拉伸最大强度为540MPa以上”。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2012－172159号公报
专利文献2：日本特愿2009－249733号公报
发明内容
然而，从车体防锈性能的观点考虑，存在对成为汽车部件的材料的钢板实施锌系镀覆例如热浸镀锌的情况。
然而，如果对专利文献1和2所公开的钢板实施热浸镀锌，则存在无法充分地得到镀覆外观、镀覆密合性这样的镀覆品质的情况。因此，现状需要对该方面进行改善。
本发明鉴于上述的现状而开发，目的在于提供一种兼备高强度和良好的加工性，镀覆品质也优异的热浸镀锌钢板。另外，本发明的目的在于提供一种上述热浸镀锌钢板的制造方法。
另外，发明人等为了实现上述目的，重复进行了深入的研究，得到以下的情况。
(a)为了得到良好的加工性，需要提高钢板的扩孔性和伸长率。另外，从防止成型加工时的破裂的观点考虑，提高钢板的屈服比YR(＝屈服强度(YS)/拉伸强度(TS))很有效。
(b)为了得到高强度，马氏体的利用很有效。另一方面，为了得到优异的伸长率，铁素体的利用很有效。另外，为了得到优异的扩孔性，需要降低作为软质相的铁素体和作为硬质相的马氏体的硬度差。对此，作为中间生成相的贝氏体的利用很有效。另外，通过利用贝氏体，也提高屈服比。
(c)即，通过将钢组织设为控制为规定的面积率的铁素体、马氏体以及贝氏体的复合组织(以下，也简称为复合组织)，由此能够兼具高强度和良好的加工性。
(d)另外，为了得到良好的镀覆品质，下述方法很有效。
·在镀覆处理前，在基底钢板的表层部产生内部氧化，在基底钢板的表层部形成Si、Mn的氧化物，并且，
·在热浸镀锌层中含有适宜量的Fe。
即从钢板的高强度化的观点考虑，利用Si、Mn很有效。然而，Si、Mn等元素是易氧化性元素，与氧结合在钢板表面形成氧化物。如果这样的Si、Mn的氧化物在镀覆处理时存在于基底钢板的表面，则降低由镀覆浴(热浸锌)带来的基底钢板的润湿性，导致不镀覆等镀覆外观不良、镀覆密合性的降低。
对此，在镀覆处理前，在基底钢板的表层部产生内部氧化而形成Si、Mn的氧化物，则这些存在于基底钢板的表层部的氧化物成为障碍，抑制在基底钢板的表面形成氧化物(以下也称为外部氧化)。其结果，镀覆外观、镀覆密合性这样的镀覆品质提高。
另外，通过在热浸镀锌层中含有适宜量的Fe，由此可提高镀覆品质、特别是镀覆密合性。
(e)除此之外，为了制成上述的复合组织，并且在基底钢板的表层部产生内部氧化而在基底钢板的表层部形成Si、Mn的氧化物，进而在热浸镀锌层中含有适宜量的Fe，重要的是适当地控制在镀覆处理前进行的退火条件以及镀覆处理条件。特别重要的是控制退火的保持中的气氛以及控制镀覆处理中的向镀覆浴的浸入板温。
具体而言，将露点设为－20℃～5℃的范围，在退火的保持气氛中确保一定量的氧并促使基底钢板的表层部的内部氧化，另一方面，将氢浓度设为3质量％～20质量％，对形成于基底钢板的表面(以及形成于退火的保持中)的氧化物进行还原。重要的是由此一边向基底钢板的内部(表层部)充分地导入气氛中的氧，一边抑制外部氧化。另外，重要的是通过将向镀覆浴的浸入板温设为镀覆浴温+10℃以上，由此促进Fe从基底钢板向镀覆层中的扩散。
本发明是在上述见解的基础上进一步进行研究而完成的。
即，本发明的主旨构成如下所述。
1.一种热浸镀锌钢板，是具有基底钢板以及该基底钢板的表面上的热浸镀锌层的热浸镀锌钢板，
该基底钢板具有如下的成分组成：
以质量％计，
C：0.09％～0.17％，
Si：0.3％～1.1％，
Mn：1.9％～2.7％，
P：0.10％以下，
S：0.050％以下，
Al：0.01％～0.20％以及
N：0.10％以下，
剩余部分为Fe及不可避免的杂质，
另外，具有如下的钢组织：
以相对于钢组织整体的面积率计，
铁素体为30％～85％，
马氏体为5％～30％，
贝氏体为10％～60％以及
其它的金属相为15％以下，
并且，在该基底钢板的表层部作为氧化物存在的氧的量是每单面中0.05g/m2～0.50g/m2，另外，该表层部是从该基底钢板的表面起到深度100μm的位置为止的区域，
该热浸镀锌层中的Fe含量为0.40质量％以上。
2.根据上述1所述的热浸镀锌钢板，其中，上述其它的金属相的面积率为5％以下。
3.根据上述1或2所述的热浸镀锌钢板，其中，上述热浸镀锌层中的Fe含量为8.0质量％以下。
4.根据上述1～3中任一项所述的热浸镀锌钢板，其中，上述热浸镀锌层的每单面中的镀覆附着量为20g/m2以上。
5.根据上述1～4中任一项所述的热浸镀锌钢板，其中，上述基底钢板的成分组成进一步以质量％计含有Nb：0.040％以下、Ti：0.030％以下、B：0.0030％以下、Cr：0.3％以下、Mo：0.2％以下以及V：0.065％以下中1种或者2种以上。
6.根据上述1～5中任一项所述的热浸镀锌钢板，其中，上述基底钢板的成分组成进一步以质量％计含有选自Ta、W、Ni、Cu、Sn、Sb、Ca、Mg以及Zr中的1种或者2种以上：合计0.1％以下。
7.一种热浸镀锌钢板的制造方法，具有如下工序：
对具有上述1、5或6所述的成分组成的钢坯进行热轧而制成热轧钢板的热轧工序，
对该热轧钢板进行冷轧而制成冷轧钢板的冷轧工序，
将该冷轧钢板加热到退火温度，在该退火温度下保持后冷却的退火工序，以及
接着，对该冷轧钢板实施热浸镀锌处理的镀覆处理工序；
该退火工序中，
从500℃到该退火温度为止的温度区域的平均加热速度为1℃/秒～7℃/秒，
该退火温度为(AC1点+50℃)～(AC3点+20℃)，
该保持中的保持时间为1秒～40秒，
该保持中的气氛的露点为－20℃～5℃，并且氢浓度为3质量％～20质量％，
从该退火温度到一次冷却停止温度为止的温度区域中的平均冷却速度为10℃/秒以上，
该一次冷却停止温度为450℃～600℃，
二次冷却时间为20秒～100秒，
二次冷却停止温度为400℃～500℃，
该镀覆处理工序中，
向镀覆浴的浸入板温为镀覆浴温+10℃以上。
根据本发明，可得到兼具高强度和良好的加工性，镀覆品质也优异的热浸镀锌钢板。
并且，通过将本发明的热浸镀锌钢板应用于汽车部件，可大幅有助于汽车车体的高性能化。
具体实施方式
基于以下的实施方式说明本发明。
首先，对于基于本发明的一个实施方式的热浸镀锌钢板的基底钢板的成分组成进行说明。应予说明，成分组成的单位均为“质量％”，以下只要没有特别说明，仅以“％”表示。
C：0.09％～0.17％
C是提高淬火性的元素。另外，C也起到提升铁素体的强度的作用。因此，C需要确保作为所希望的拉伸强度(TS)：750MPa以上。这里，C含量小于0.09％时，无法得到所希望的拉伸强度。因此，C含量为0.09％以上。C含量优选为0.10％以上，更优选为0.11％以上。另一方面，如果C含量超过0.17％，则奥氏体的稳定度增加，不易生成贝氏体。另外，马氏体的强度过度地增加，屈服比降低。因此，C含量为0.17％以下。C含量优选为0.16％以下，更优选为0.15％以下。
Si：0.3％～1.1％
Si是基于固溶强化的强化元素。另外，Si起到通过提升铁素体的强度，由此增加屈服比的作用。从得到这样的效果的观点考虑，Si含量为0.3％以上。Si含量优选为0.4％以上，更优选为0.5％以上。另一方面，如果过度地含有Si，则Si在基底钢板的表面富集而产生外部氧化，使镀覆外观等镀覆品质变差。因此，Si含量为1.1％以下。Si含量优选为1.0％以下，更优选为0.9％以下。
Mn：1.9％～2.7％
Mn是提高钢的淬火性的元素。因此，Mn需要确保成所希望的拉伸强度。这里，Mn含量小于1.9％时，无法得到所希望的拉伸强度。因此，Mn含量为1.9％以上。Mn含量优选为2.0％以上，更优选为2.1％以上。另一方面，如果过度地含有Mn，则Mn在基底钢板的表面富集而产生外部氧化，使镀覆外观等镀覆品质变差。另外，在保持退火时等，Mn容易向奥氏体富集，从奥氏体相变的马氏体的强度过度增加。其结果是屈服比降低。因此，Mn含量为2.7％以下。Mn含量优选为2.6％以下，更优选为2.5％以下。
P：0.10％以下
P是强化钢的元素。然而，如果过度地含有P，则P在晶界偏析，使扩孔性变差。因此，P含量为0.10％以下。P含量优选为0.05％以下，更优选为0.03％以下。应予说明，P含量的下限没有特别限定，从成本等观点考虑，优选为0.001％以上。P含量更优选为0.003％以上，进一步优选为0.005％以上。
S：0.050％以下
S是通过形成MnS等而使伸长率变差的元素。另外，含有S以及Ti的情况下，可能因形成TiS、Ti(C、S)等而使扩孔性变差。因此，S含量为0.050％以下。S含量优选为0.030％以下，更优选为0.020％以下，进一步优选为0.015％以下。应予说明，S含量的下限没有特别限定，从成本等观点考虑，优选为0.0002％以上。S含量更优选为0.0005％以上。
Al：0.01％～0.20％
Al是作为脱氧剂添加的元素。另外，Al也起到减少钢中的粗大夹杂物，使扩孔性变良好的作用。这里，如果Al含量小于0.01％，则无法充分地得到上述的效果。因此，Al含量为0.01％以上。Al含量优选为0.02％以上。另一方面，如果Al含量超过0.20％，则AlN等氮化物系的析出物粗大化，扩孔性降低。因此，Al量为0.20％以下。Al含量优选为0.17％以下，更优选为0.15％以下。
N：0.10％以下
N是生成使晶界钉扎固定的AlN等氮化物系的析出物而有助于扩孔性的提高的元素。然而，如果N含量超过0.10％，则AlN等氮化物系的析出物粗大化，反之扩孔性降低。因此，N含量为0.10％以下。N含量优选为0.05％以下，更优选为0.010％以下。应予说明，N含量的下限没有特别限定，从成本等观点考虑，N含量优选为0.0006％以上。N含量更优选为0.0010％以上。
基于本发明的一个实施方式的热浸镀锌钢板的基底钢板含有上述的元素，具有包含剩余部分的Fe(铁)及不可避免的杂质的成分组成。特别是基于本发明的一个实施方式的热浸镀锌钢板的基底钢板优选具有含有上述的元素且剩余部分为Fe及不可避免的杂质构成的成分组成。
以上，对于基于本发明的一个实施方式的热浸镀锌钢板的基底钢板的基本成分组成进行了说明，但作为任意添加元素，可以含有：Nb：0.040％以下，Ti：0.030％以下，B：0.0030％以下，Cr：0.3％以下，Mo：0.2％以下以及V：0.065％以下中的1种或者2种以上。
并且，作为任意添加元素，可以含有选自Ta、W、Ni、Cu、Sn、Sb、Ca、Mg以及Zr中中的1种或者2种以上合计0.1％以下。
应予说明，以小于后述的优选的下限值包含上述的任意添加元素的情况下，视为作为不可避免的杂质包含该元素。
Nb：0.040％以下
Nb通过旧γ粒的微细化、微细析出物的生成，有助于高强度化。另外，通过微细析出物，铁素体的强度上升，也有助于屈服比的增加。为了得到这样的效果，Nb含量优选为0.0010％以上。Nb含量更优选为0.0015％以上，进一步优选为0.0020％以上。另一方面，如果过度地含有Nb，则碳氮化合物系的析出物量过度，扩孔性降低。因此，在含有Nb的情况下，该含量优选为0.040％以下。Nb含量更优选为0.035％以下，进一步优选为0.030％以下。
Ti：0.030％以下
Ti与Nb同样地通过旧γ粒的微细化、微细析出物的生成而有助于高强度化。另外，通过微细析出物，也有助于铁素体的强度上升，屈服比的增加。为了得到这样的效果，Ti含量优选为0.0010％以上。Ti含量更优选为0.0015％以上，进一步优选为0.0020％以上。另一方面，如果过度地含有Ti，则碳氮化合物系的析出物量过度，扩孔性降低。因此，在含有Ti的情况下，该含量优选为0.030％以下。Ti含量更优选为0.025％以下，进一步优选为0.020％以下。
B：0.0030％以下
B是提高钢的淬火性的元素。在通过含有B，由此Mn含量少的情况下，能够确保所希望的拉伸强度。为了得到这样的效果，B含量优选为0.0001％以上。B含量更优选为0.0002％以上。另一方面，如果B含量为0.0030％以上，则BN等氮化物系的析出物过度，扩孔性降低。因此，在含有B的情况下，该含量优选为0.0030％以下。B含量更优选为0.0025％以下，进一步优选为0.0020％以下。
Cr：0.3％以下
Cr是提高钢的淬火性的元素。为了得到这样的效果，Cr含量优选为0.005％以上。然而，如果过度地含有Cr，则存在伴随氢离子的产生而引起的氧化物形成反应的情况，由此可能发生镀覆品质变差。另外，碳化物等析出物量过度则扩孔性降低。因此，在含有Cr的情况下，该含量优选为0.3％以下。Cr含量更优选为0.2％以下，进一步优选为0.1％以下。
Mo：0.2％以下
Mo与Cr同样地是提高钢的淬火性的元素。为了得到这样的效果，优选Mo含量为0.005％以上。然而，如果过度地含有Mo，则存在伴随氢离子的产生而引起的氧化物形成反应的情况，由此，可能引起镀覆品质变差。另外，碳化物等析出物量过度，扩孔性降低。因此，在含有Mo的情况下，该含量优选为0.2％以下。Mo含量更优选为0.1％以下，进一步优选为0.04％以下。
V：0.065％以下
V是与Cr同样地提高钢的淬火性的元素。为了得到这样的效果，V含量优选为0.005％以上。然而，如果过度地含有V，则存在伴随氢离子的产生而引起的氧化物形成反应的情况，由此可能引起镀覆品质。另外，碳化物等析出物量过度，扩孔性降低。因此，在含有V的情况下，该含量优选为0.065％以下。V含量更优选为0.050％以下，进一步优选为0.035％以下。
选自Ta、W、Ni、Cu、Sn、Sb、Ca、Mg以及Zr中的1种或者2种以上：合计0.1％以下
Ta、W、Ni、Cu、Sn、Sb、Ca、Mg以及Zr是在不使镀覆品质变差的情况下提高强度的元素。为了得到这样的效果，这些元素的含量优选单独或者合计0.0010％以上。其中，如果这些元素的合计的含量超过0.1％，则上述的效果饱和。因此，在含有选自Ta、W、Ni、Cu、Sn、Sb、Ca、Mg以及Zr中的1种或者2种以上的情况下，这些元素的合计的含量优选为0.1％以下。
上述的元素以外的剩余部分为Fe及不可避免的杂质。
接着，对基于本发明的一个实施方式的热浸镀锌钢板的基底钢板的钢组织进行说明。
基于本发明的一个实施方式的热浸镀锌钢板的基底钢板的钢组织是如下的组织：以相对于钢组织整体的面积率计，铁素体为30％～85％，马氏体为5％～30％以及贝氏体为10％～60％以下。应予说明，面积率是指相对于钢组织整体的面积的各金属相的面积所占的比例。
铁素体的面积率：30％～85％
铁素体是从得到所希望的伸长率的观点考虑而需要的相。因此，铁素体的面积率为30％以上。铁素体的面积率优选为35％以上，更优选为40％以上。另一方面，如果铁素体过度多，则为了确保强度所需要的马氏体的面积率减少，难以确保强度。另外，贝氏体的生成也得到抑制，扩孔性、屈服比降低。因此，铁素体的面积率为85％以下。铁素体的面积率优选为80％以下。
应予说明，这里的铁素体是由BCC晶格的晶粒构成的组织，通过在较高温从奥氏体进行相变而生成。
马氏体的面积率：5％～30％
马氏体是有助于强度的提高，为了确保所希望的拉伸强度所需要的相。因此，马氏体的面积率为5％以上。马氏体的面积率优选为8％以上，更优选为10％以上。另一方面，如果马氏体过度多，则伸长率降低。因此，马氏体的面积率为30％以下。马氏体的面积率优选为28％以下，更优选为25％以下。
应予说明，这里的马氏体是指在马氏体相变点(简称为Ms点)以下的温度从奥氏体生成的硬质的组织，包括淬火的原样状态的所谓的新鲜马氏体和新鲜马氏体被再加热而回火的所谓的回火马氏体这两者。
贝氏体的面积率：10％～60％
贝氏体是为了提高扩孔性和增加屈服比所需要的相。因此，贝氏体的面积率为10％以上。贝氏体的面积率优选为15％以上，更优选为20％以上。另一方面，如果贝氏体过度多，则伸长率降低。因此，贝氏体的面积率为60％以下。贝氏体的面积率优选为55％以下，更优选为50％以下。
应予说明，这里的贝氏体是指在针状或者板状的铁素体中分散有微细的碳化物的硬质的组织，在比较低的温度(马氏体相变点以上)下从奥氏体生成。
其它的金属相的面积率：15％以下
另外，可以在基于本发明的一个实施方式的热浸镀锌钢板的基底钢板的钢组织，包含马氏体、铁素体以及贝氏体以外的其它的金属相。这里，其它的金属相的面积率合计为15％以下时可以被允许。因此，其它的金属相的面积率为15％以下。其它的金属相的面积率优选为10％以下，更优选为5％以下。应予说明，其它的金属相的面积率可以为0％。
作为其它的金属相，例如可举出珠光体、残留奥氏体、未再结晶铁素体。其中珠光体和未再结晶铁素体由于使加工性(El和λ)变差，因此珠光体和未再结晶铁素体的面积率合计为5％以下。珠光体和未再结晶铁素体的面积率分别可以为0％。残留奥氏体由于不会使加工性(El和λ)变差，所以残留奥氏体的面积率只要为15％以下则没有问题。残留奥氏体的面积率优选为10％以下，更优选为5％以下。残留奥氏体的面积率可以为0％以下。
应予说明，这里的珠光体是由铁素体和针状渗碳体构成的组织。残留奥氏体是指不发生马氏体相变残留的奥氏体。未再结晶铁素体是指不进行再结晶的铁素体，在晶粒内存在亚晶界。
其中，各相的面积率如下进行测定。
即从热浸镀锌钢板的基底钢板，以与轧制方向平行的L截面成为试验面的方式采取试验片。接着，对试验片的试验面进行镜面研磨，在硝酸钠液体中出现组织。通过SEM以倍率1500倍观察组织出现的试验片的试验面，通过点计数法，测定基底钢板的板厚1/4位置的马氏体的面积率、铁素体的面积率、贝氏体的面积率。
应予说明，在SEM图像中，马氏体呈白色的组织。另外，马氏体中回火马氏体中，在内部析出了微细的碳化物。铁素体呈黑色的组织。贝氏体在黑色组织中析出了白色的碳化物。根据这些方面，在SEM图像中识别各相。其中，根据块粒的面方位和蚀刻的程度，也存在不易出现内部的碳化物的情况，因此该情况下需要充分蚀刻而进行确认。
其它的金属相的合计的面积率通过从100％减去马氏体的面积率、铁素体的面积率以及贝氏体的面积率而计算。
另外，其它金属相中，珠光体如上所述是由铁素体和针状渗碳体构成的组织，从该点上通过上述的SEM图像来识别珠光体，测定珠光体的面积率。未再结晶铁素体如上所述在晶粒内存在亚晶界，从该点上通过上述的SEM图像识别未再结晶铁素体，测定未再结晶铁素体的面积率。
残留奥氏体的面积率如下所示进行测定。
即将热浸镀锌钢板的基底钢板在板厚方向(深度方向)研磨至板厚的1/4位置后，将通过化学研磨进一步研磨了0.1mm的面作为观察面。接着，通过X射线衍射法观察该观察面。入射X射线使用Mo的Kα射线，求出相对于bcc铁的(200)、(211)以及(220)各面的衍射强度的fcc铁(奥氏体)的(200)、(220)以及(311)各面的衍射强度的比，从各面的衍射强度的比，计算残留奥氏体的体积率。并且，将残留奥氏体视作在三维上是均质的，从而将残留奥氏体的体积率作为残留奥氏体的面积率。
在基底钢板的表层部作为氧化物存在的氧的量(以下，也称为基底钢板的表层部的氧化物形态的氧量)：每单面中0.05g/m2～0.50g/m2
如上所述，从钢板的高强度化的观点考虑，有效的是利用Si、Mn。然而，Si、Mn等元素是易氧化性元素，与氧结合，在钢板表面形成氧化物。进行镀覆处理时，这样的Si、Mn的氧化物存在于基底钢板的表面时，将成为使镀覆浴(熔融锌)对基底钢板的润湿性降低，导致不镀覆等镀覆外观不良而降低镀覆密合性的原因。
对此，如果在镀覆处理前，在基底钢板的表层部产生内部氧化，形成Si、Mn的氧化物，则在这些存在于基底钢板的表层部的氧化物成为障碍，抑制在基底钢板的表面形成氧化物(以下，也称为外部氧化)。其结果，镀覆外观、镀覆密合性之类的镀覆品质得到提高。因此，基底钢板的表层部的氧化物形态的氧量每单面中0.05g/m2以上(应予说明，以下的记载的氧量均为单面)。基底钢板的表层部的氧化物形态的氧量优选为0.06g/m2以上。另一方面，如果基底钢板的表层部的氧化物形态的氧量超过0.50g/m2，则因氧化物而破坏得到发展，伸长率和扩孔性降低。因此，基底钢板的表层部的氧化物形态的氧量为0.50g/m2以下。基底钢板的表层部的氧化物形态的氧量优选为0.45g/m2以下。
这里，表层部是指从基底钢板的表面到深度100μm的位置为止的区域。
另外，氧化物是指O与在基底钢板中含有的Si、Mn、Fe、P、Al、Nb、Ti、B、Cr、Mo以及V之类的元素的化合物，主要由Si氧化物和Mn氧化物构成。
应予说明，由于内部氧化量和外部氧化量逆向相关，所以在基底钢板产生了外部氧化的情况下，基底钢板的表层部中的氧化物形态的氧量将会成为小于0.05g/m2。
另外，基底钢板的表层部的氧化物形态的氧量通过“脉冲炉―红外线吸收法”测定。
即，首先，从热浸镀锌钢板除去热浸镀锌层。热浸镀锌层的除去方法只要是能够充分地除去热浸镀锌层就没有特别限定，例如可举出酸洗、碱剥离、机械研磨等。
接着，测定基底钢板的钢中氧量。并且，将该测定值作为基底钢板中包含的合计的氧量OI(g)。
接着，在基底钢板的两面，至少研磨表层部(从基底钢板的表面到深度100μm的位置为止的区域)而将其除去，测定除去了表层部后的基底钢板的钢中氧量。并且，将该测定值设为OH(g)。
进而，通过下式，算出基底钢板的表层部中的氧化物形态的氧量。
[基底钢板的表层部的氧化物形态的氧量]＝{OI(g)－OH(g)×([研磨前的基底钢板的板厚(mm)]/[研磨后的基底钢板的板厚(mm)])}÷([基底钢板的表面(每单面)的面积(m2)]÷2
应予说明，上述式中，通过OH(g)除([研磨前的基底钢板的板厚(mm)]/[研磨后的基底钢板的板厚(mm)])，由此算出基底钢板中包含的固溶状态的氧量；
接着，从基底钢板中包含的合计的氧量OI(g)减去基底钢板中包含的固溶状态的氧量；
进而，通过用该值除以[基底钢板的表面(每单面)的面积(m2)]和2，由此算出基底钢板的表层部的氧化物形态的氧量。
另外，基于本发明的一个实施方式的热浸镀锌钢板的基底钢板的板厚优选为0.2mm～3.2mm。
接着，基于本发明的一个实施方式的热浸镀锌钢板的热浸镀锌层进行说明。
热浸镀锌层中的Fe含量：0.40质量％以上
为了提高镀覆密合性，优选热浸镀锌层中的Fe含量多。因此，热浸镀锌层中的Fe含量为0.40质量％以上。热浸镀锌层中的Fe含量优选为0.50质量％以上。另一方面，如果热浸镀锌层的Fe过度多，则在热浸镀锌层中形成硬质的Fe－Zn合金相。其结果，镀覆本身容易受到破坏，反之存在导致镀覆密合性的降低的情况。因此，热浸镀锌层的Fe含量优选为8.0质量％以下。热浸镀锌层的Fe含量更优选为7.5质量％以下，进一步优选为7.0质量％以下。
热浸镀锌层中的镀覆附着量：每单面中20g/m2以上
为了提高耐腐蚀性，优选镀覆附着量多。因此，镀覆附着量优选每单面中20g/m2以上(应予说明，以下的记载的镀覆附着量均是每单面中的值)。镀覆附着量更优选为25g/m2以上，进一步优选为30g/m2以上。镀覆附着量的上限并不特别限定，如果镀覆附着量超过120g/m2，则上述的效果饱和。因此，镀覆附着量优选为120g/m2以下。
这里，热浸镀锌层的Fe含量和镀覆附着量按照以下的要领进行测定。
即，将作为试验片的热浸镀锌钢板的表面进行脱脂后，称量一次试验片的质量。接着，在30cc的1：3HCl水溶液(浓度25体积％的HCl水溶液)中投入2～3滴作为针对Fe的腐蚀抑制剂的抑制剂(inhibitor)后，在该溶液中浸渍供试材料，溶解供试材料的热浸镀锌层。将溶解热浸镀锌层进行溶解后(在试验片表面的H2气体的产生结束后)，捕集该溶液。另外，回收试验片并干燥后，称量2次试验片的质量。
进而，通过下式，算出镀覆附着量。
[镀覆附着量(g/m2)]＝([称量1次的试验片的质量(g)]－[称量2次的试验片的质量(g)])÷[试验片的镀覆部分的面积(溶解热浸镀锌层前的试验片中，由热浸镀锌层覆盖的部分的面积)(m2)]
另外，通过ICP(Inductively Coupled Plasma)法，测定在捕集的溶液中溶解的Fe、Zn以及Al的质量(以下，也称为Fe溶解量、Zn溶解量和Al溶解量)，通过下式，求出热浸镀锌层的Fe含量。
[热浸镀锌层的Fe含量(质量％)]＝[Fe溶解量(g)]/([Fe溶解量(g)]+[Zn溶解量(g)]+[Al溶解量(g)])×100
应予说明，热浸镀锌层以Zn作为主成分，基本上由Zn和上述的Fe构成。另外，根据镀覆浴组成，有时热浸镀锌层含有0.30质量％以下尤其是0.15～0.30质量％的Al。Zn、Fe和Al以外的剩余部分是不可避免的杂质。另外，热浸镀锌层可以仅设置于基底钢板的一个表面，也可以设置于两面。
接着，对基于本发明的一个实施方式的热浸镀锌钢板的机械特性进行说明。
基于本发明的一个实施方式的热浸镀锌钢板的拉伸强度(TS)为750MPa以上。拉伸强度(TS)优选为780MPa以上。应予说明，拉伸强度的上限没有特别限定，从容易获得与其它特性平衡的观点考虑，拉伸强度优选小于980MPa。
另外，从加工性的观点考虑，TS×El为18000MPa·％以上，TS×λ为40000MPa·％以上，屈服比YR(＝YS/TS)为0.55以上。
TS×El优选为19000MPa·％以上，更优选为20000MPa·％以上。
TS×λ优选为45000MPa·％以上，更优选为50000MPa·％以上。
YR优选为0.60以上，更优选为0.65以上。
这里，拉伸强度(TS)、屈服强度(YS)和伸长率(El)如下所述进行测定。
即从热浸镀锌钢板的板宽度中央部，以轧制方向成为长边方向的方式采取标点间距离50mm、标点间宽度25mm的JIS5号试验片。接着，使用採取的JIS5号试验片，基于JIS Z2241(2011)的规定进行拉伸试验，测定拉伸强度(TS)、屈服强度(YS)以及伸长率(El)。应予说明，拉伸速度为10mm/分钟。
另外，λ为极限扩孔率(％)，如下进行了测定。
即从热浸镀锌钢板的板宽度中央部，采取100mm见方的试验片。接着，使用採取的试验片，基于日本铁钢连盟规格JFST1001实施扩孔试验，测定λ。具体而言，在试验片穿孔直径10mm的孔后，在限制周围的状态下将60°圆锥的凸模压入孔，测定裂纹产生极限的孔的直径。并且，通过以下的式，求出极限扩孔率λ(％)。
极限扩孔率λ(％)＝{(Df－D0)/D0}×100
这里，Df为裂纹产生极限的孔的直径(mm)，D0为初始(压入凸模前)的孔的直径(mm)。
另外，“镀覆品质优异”是指通过以下的条件的球冲击试验，没有发生热浸镀锌层的剥离以及通过外观观察没有热浸镀锌层的不镀覆缺陷(优选为没有镀覆外观不均)。应予说明，不镀覆缺陷是指数μm～数mm左右的大小，不存在热浸镀锌层而基底钢板露出的区域。
·球冲击试验条件
球质量：2.8kg，落下高度：1m
(在上述的条件下掉落球，使球与热浸镀锌钢板碰撞后，基于带(JIS Z 1522(2009)剥离球碰撞部，粘合力每宽度25mm为8N的带)，目视判断热浸镀锌层的剥离有无。)
接着，对基于本发明的一个实施方式的热浸镀锌钢板的制造方法进行说明。
基于本发明的一个实施方式的热浸镀锌钢板的制造方法具有：
对具有上述的成分组成的钢坯进行热轧而制成热轧钢板的热轧工序；
对该热轧钢板进行冷轧而制成冷轧钢板的冷轧工序；
将该冷轧钢板加热到退火温度，以该退火温度保持后冷却的退火工序；以及
接着，对该冷轧钢板实施热浸镀锌处理的镀覆处理工序。
应予说明，在以下的说明中，温度只要没有特别说明，是钢板或者钢坯的表面温度。钢板或者钢坯的表面温度例如使用放射温度计进行测定。
·热轧工序
本工序是对具有上述的成分组成的钢坯材(钢坯)进行热轧，制成热轧钢板的工序。
应予说明，使用的钢坯材优选为了防止成分的微偏析，利用连续铸造法进行制造。钢坯材能够通过开坯法、薄钢坯铸造法进行制造。
以下，对热轧工序的适宜制造条件进行说明。
钢坯的加热温度：1200℃以上
钢坯的加热温度小于1200℃时，AlN等析出物无法充分固溶。因此，AlN等析出物在热轧时粗大化，可能导致扩孔性变差。因此，钢坯的加热温度优选为1200℃以上。钢坯的加热温度更优选为1230℃以上，进一步优选为1250℃以上。应予说明，钢坯的加热温度的上限没有特别限定，优选为1400℃以下。钢坯的加热温度更优选为1350℃以下。
精轧制温度：840℃～900℃
精轧制温度小于840℃时，可能生出夹杂物和粗大碳化物而使扩孔性变差。另外，基底钢板的内部的品质也可能降低。因此，精轧制温度优选为840℃以上。精轧制温度更优选为860℃以上。另一方面，如果高温的保持时间变长，则可能生出粗大的夹杂物使扩孔性变差。因此，精轧制温度优选为900℃以下。精轧制温度更优选为880℃以下。
卷绕温度：450℃～650℃
如上述那样轧制成钢坯材后，卷绕得到的热轧钢板。这里，如果卷绕温度超过650℃，存在基体铁表面脱碳的情况。在该情况下，在基底钢板内部和表面，产生组织差，可能导致合金浓度不均。另外，可能生出粗大的碳化物、氮化物导致使扩孔性变差。因此，卷绕温度优选为650℃以下。卷绕温度更优选为630℃以下。另一方面，为了防止冷轧性的降低，卷绕温度优选为450℃以上。卷绕温度更优选为470℃以上。
另外，可以对收卷后的热轧钢板进行酸洗。酸洗条件没有特别限定，基于常用方法即可。另外，可以对收卷后的热轧钢板实施用于组织软质化的热处理。
·冷轧工序
本工序是对热轧工序中得到的热轧钢板进行冷轧而制成冷轧钢板的工序。这里，如果能够控制为目标的板厚，则没有冷轧率的限制，在冷轧率过度小的情况下，后续退火工序时不易产生再结晶。即可能生出未再结晶铁素体而导致拉伸降低。因此，冷轧率优选为20％以上。冷轧率更优选为30％以上。另一方面，在冷轧率高的情况下，由于施加了过度的变形，即在后续的退火工序时不易产生再结晶。即可能生出未再结晶铁素体而导致拉伸。因此，冷轧率优选为90％以下。冷轧率更优选为80％以下。
·退火工序
本工序是将冷轧工序中得到的冷轧钢板加热到退火温度，以该退火温度保持后进行冷却的工序。
并且，本工序中，从制作上述的复合组织，并且在基底钢板的表层部产生内部氧化，在基底钢板的表层部形成Si、Mn的氧化物，进而在热浸镀锌层中含有适宜量的Fe的观点考虑，重要的是以下条件：
将从加热的500℃到退火温度为止的温度区域的平均加热速度(以下，也称为平均加热速度)设为1℃/秒～7℃/秒；
将退火温度设为(AC1点+50℃)～(AC3点+20℃)，将保持的保持时间(以下，也称为退火时间)设为1秒～40秒，将保持中的气氛设为露点：－20℃～5℃，氢浓度：3质量％～20质量％，将从冷却的退火温度到一次冷却停止温度为止的温度区域的平均冷却速度(以下，也称为一次冷却速度)设为10℃/秒以上；
将一次冷却停止温度设为450℃～600℃；
将二次冷却时间(从到达一次冷却停止温度后到达到二次冷却停止温度为止的时间(一次冷却停止温度＝二次冷却停止温度的情况下，从达到一次冷却停止温度为止的该温度下的滞留时间))设为20秒～100秒；
将二次冷却停止温度设为400℃～500℃。
平均加热速度：1℃/秒～7℃/秒
为了使铁素体再结晶而确保成为所希望的铁素体的面积率，平均加热速度优选的是较慢。因此，平均加热速度为7℃/秒以下。平均加热速度优选为6℃/秒以下，更优选为5℃/秒以下。另一方面，如果平均加热速度变慢，则扩散速度慢的Mn也向奥氏体富集，奥氏体稳定化。其结果，不易产生贝氏体相变，得不到成为所希望的复合组织。因此，平均加热速度为1℃/秒以上。平均加热速度优选为2℃/秒以上，更优选为3℃/秒以上。
退火温度：(AC1点+50℃)～(AC3点+20℃)
退火温度小于(AC1点+50℃)时，由于生成粗大的Fe系析出物，因此强度和扩孔性降低。因此，退火温度为(AC1点+50℃)以上。退火温度优选为(AC1点+60℃)以上。另一方面，如果退火温度超过(AC3点+20℃)，铁素体的面积率减少，拉伸降低。因此，退火温度为(AC3点+20℃)以下。退火温度优选为(AC3点+10℃)以下。
应予说明，这里的AC1点和AC3点分别通过以下的式计算。另外，在以下的式子中，(％元素符号)是指基底钢板的成分组成的各元素的含量(质量％)。其中，在不含有该元素的情况下(在不可避免地含有的情况下也包含)以0进行计算。
AC1＝723+22(％Si)－18(％Mn)+17(％Cr)+4.5(％Mo)+16(％V)
AC3＝910－203√(％C)+45(％Si)－30(％Mn)－20(％Cu)－15(％Ni)+11(％Cr)+32(％Mo)+104(％V)+400(％Ti)+460(％Al)
另外，退火温度在保持中可以是恒定的。另外，退火温度处于上述的温度范围内且温度变动幅度在设定温度±10℃以内，则在保持中也可以不总是恒定的。
退火时间：1秒～40秒
退火时间是为了将奥氏体相变为贝氏体很重要的条件。其中，从以不向奥氏体富集Mn的观点，即避免奥氏体的过度的稳定化而得到适宜量的贝氏体的观点考虑，退火时间优选为短。因此，退火时间为40秒以下。退火时间优选为30秒以下，更优选为25秒以下。另一方面，如果退火时间小于1秒，则铁素体的再结晶不会被促进，因此扩孔性降低。因此，退火时间为1秒以上。退火时间优选为5秒以上。应予说明，退火时间是指退火温度的保持时间。
保持气氛的露点：－20℃～5℃
如上所述为了在基底钢板的表层部产生内部氧化而在基底钢板的表层部形成适宜量的Si、Mn的氧化物，需要在保持气氛中确保一定量的氧。另外，从在热浸镀锌层确保适宜量的Fe含量的观点考虑，需要将露点提高一定程度。因此，保持气氛的露点为－20℃以上。保持气氛的露点优选为－18℃以上，更优选为－15℃以上。另一方面，露点过高时，在基底钢板的表层部的内部氧化过度进行，使伸长率和扩孔性降低。另外，如果露点变得过高，则镀覆处理时铁的扩散被过度地促进，镀覆层中的铁扩散量变过度。因此，保持气氛的露点为5℃以下。保持气氛的露点优选为0℃以下。
保持气氛的氢浓度：3质量％～20质量％
为了在基底钢板的表层部促进内部氧化，并且确保热浸镀锌层的镀覆附着量，需要将在基底钢板的表面形成的(以及在退火的保持中形成)氧化物进行还原。因此，保持气氛的氢浓度为3质量％以上。保持气氛的氢浓度优选为5质量％以上。另一方面，如果保持气氛的氢浓度过大，则氢向钢中浸入，使伸长率和扩孔性降低。因此，保持气氛的氢浓度为20质量％以下。保持气氛的氢浓度优选为17质量％以下。
一次冷却速度：10℃/秒以上
在从退火温度到一次冷却停止温度为止的温度区域的冷却过程中，由于生成贝氏体，因此需要适当地控制冷却速度。即如果一次冷却速度变慢，则不仅生成铁素体，还生成珠光体，无法得到适宜量的贝氏体。因此，一次冷却速度为10℃/秒以上。一次冷却速度优选为12℃/秒以上，更优选为15℃/秒以上。应予说明，为了抑制珠光体相变，一次冷却速度优选快，所以一次冷却速度的上限没有特别限定。例如通过水冷等，将一次冷却速度作为2000℃/秒以上也没有问题。
一次冷却停止温度：450℃～600℃
为了抑制一次冷却时的珠光体相变，确保二次冷却时的规定的贝氏体量，一次冷却停止温度设为450℃～600℃。即一次冷却停止温度超过600℃时，二次冷却时珠光体相变被促进。因此，一次冷却停止温度为600℃以下。一次冷却停止温度优选为580℃以下，更优选为560℃以下。另一方面，一次冷却停止温度小于450℃时，二次冷却时的贝氏体相变受到抑制，因此规定的贝氏体分率的确保很难。因此，一次冷却停止温度为450℃以上。一次冷却停止温度优选为460℃以上，更优选为470℃以上。
二次冷却时间：20秒～100秒
继一次冷却过程，从一次冷却停止温度到二次冷却停止温度为止的二次冷却过程中，生成贝氏体，因此需要适当地控制二次冷却时间。即二次冷却时间越长，越促进贝氏体相变。因此，二次冷却时间为20秒以上。二次冷却时间优选为25秒以上，更优选为30秒以上。另一方面，如果二次冷却时间变得过长，则贝氏体量过度，无法得到强度确保所需要的马氏体的面积率。因此，二次冷却时间为100秒以下。二次冷却时间优选为90秒以下，更优选为80秒以下。
二次冷却停止温度：400℃～500℃
二次冷却停止温度从确保规定的贝氏体分率，并且将后述的镀覆处理工序中的向镀覆浴的浸入板温控制在规定的范围的观点考虑设为400℃～500℃。即在二次冷却停止温度超过500℃时，在二次冷却时贝氏体相变被促进，贝氏体分率过度。因此，二次冷却停止温度为500℃以下。二次冷却停止温度优选为495℃以下，更优选为490℃以下。另一方面，二次冷却停止温度小于400℃时，特别是在使用CGL(连续退火热浸镀锌生产线)的情况下，即使在镀覆处理之前实施了加热处理，也难以将向镀覆浴的浸入板温设为镀覆浴温+10℃以上。因此，二次冷却停止温度为400℃以上。二次冷却停止温度优选为420℃以上，更优选为440℃以上。
·镀覆处理工序
本工序是在上述的退火处理后，对冷轧钢板实施热浸镀锌处理的工序。
并且，本工序中，重要的是将向镀覆浴的浸入板温设为镀覆浴温+10℃以上。
向镀覆浴的浸入板温：镀覆浴温+10℃以上
在热浸镀锌层中，为了确保适宜量的Fe含量，需要将向镀覆浴的浸入板温设为比镀覆浴温高，特别是控制在镀覆浴温+10℃以上。向镀覆浴的浸入板温优选为镀覆浴温+15℃以上，更优选为镀覆浴温+20℃以上。向镀覆浴的浸入板温的上限没有特别限定，优选为500℃以下。
应予说明，镀覆浴组成基本上由Zn构成，存在含有0.15～0.30质量％的Al的情况。应予说明，Zn和Al以外的剩余部分为不可避免的杂质。
另外，镀覆浴温适宜的是440～500℃。
并且，上述的退火工序以及镀覆处理工序可以利用CAL(连续退火生产线)进行，也可以利用CGL(连续退火热浸镀锌生产线)进行。另外，可以通过成批处理进行这些工序。
应予说明，对于上述以外的各工序的条件没有特别限定，可以基于常用方法进行。另外，可以在退火工序后进行用于形状调整的调质轧制。
并且基于上述的制造方法，具备高强度和良好的加工性，可得到镀覆品质也优异的热浸镀锌钢板，能够将该热浸镀锌钢板适宜地用于汽车部件。
实施例
将具有表1所示的成分组成(剩余部分为Fe及不可避免的杂质)的钢坯材利用真空溶解炉熔炼后进行开坯轧制，得到厚度：27mm的开坯轧制材料。利用表2所示的条件对得到的开坯轧制材料进行热轧，得到板厚：4.0mm的热轧钢板。接着，对得到的热轧钢板进行研削加工，制成板厚：3.0mm后，在表2所示的条件下进行冷轧，制造板厚：0.9～1.8mm的冷轧钢板。接着，对得到的冷轧钢板，在表2所示的条件下进行退火和镀覆处理，制造两面具有热浸镀锌层的热浸镀锌钢板。表1的空栏表示未有意地添加该元素(不一定为0质量％，有时作为不可避免的杂质包含)。
接着，使用得到的热浸镀锌钢板，通过上述的主旨，进行基底钢板的组织的鉴定、基底钢板的表层部中的氧化物形态的氧量的测定、以及热浸镀锌层中的每单面的镀覆附着量及Fe含量的测定。
将结果示于表3。
应予说明，在基底钢板中的组织的鉴定(点计数法)中，利用SEM的观察区域(82μm×57μm的区域)上以间隔均衡的方式设置16×15的格子。并且，输出格子点的各相的点数，将相对于格子点总数的各相所占的格子点数的比例设为各相的面积率。另外，各相的面积率是由各3个SEM图像求出的各相的面积率的平均值。
另外，使用得到的热浸镀锌钢板，通过上述的要领，进行机械特性的测定。将结果示于表4。
应予说明，作为目标的拉伸强度(TS)为750MPa以上。
另外，从加工性的观点考虑，作为目标的TS×El为18000MPa·％以上，TS×λ为40000MPa·％以上，以及屈服比YR(＝YS/TS)为0.55以上。
并且，使用得到的热浸镀锌钢板，通过上述的要领，调查镀覆品质(镀覆密合性和镀覆外观)，按照以下的基准进行了评价。将评价结果示于表4。
·镀覆密合性
〇(合格，优异)：在基于上述的要领的球冲击试验中，没有热浸镀锌层的剥离
×(不合格)：在基于上述的要领的球冲击试验中，有热浸镀锌层的剥离
·镀覆外观
◎(合格，特别优异)：没有热浸镀锌层的不镀覆缺陷和镀覆外观不均
〇(合格，优异)：热浸镀锌层的镀覆有外观不均，但没有不镀覆缺陷
×(不合格)：有热浸镀锌层的不镀覆缺陷
表2
表3
α：铁素体的面积率 M：马氏体的面积率 B：贝氏体的面积率 P：珠光体的面积率
未α：未再结晶铁素体的面积率 残留γ：残留奥氏体的面积率
表4
如表4所示，发明例中均具备高强度和良好的加工性，镀覆品质也优异。
另一方面，比较例中，强度、加工性和镀覆品质的至少一个不充分。

Claims (7)

1.一种热浸镀锌钢板，具有基底钢板和该基底钢板的表面上的热浸镀锌层，
该基底钢板具有如下的成分组成：以质量％计，C：0.09％～0.17％、Si：0.3％～1.1％、Mn：1.9％～2.7％、P：0.10％以下、S：0.050％以下、Al：0.01％～0.20％以及N：0.10％以下，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，
并且，具有如下的钢组织：以相对于钢组织整体的面积率计，铁素体为30％～85％，马氏体为5％～30％，贝氏体为10％～60％，其它的金属相为15％以下，
在该基底钢板的表层部作为氧化物存在的氧的量是每单面中0.05g/m2～0.50g/m2，该表层部是从该基底钢板的表面起到深度100μm的位置为止的区域，
该热浸镀锌层中的Fe含量为0.40质量％以上。
2.根据权利要求1所述的热浸镀锌钢板，其中，所述其它的金属相的面积率为5％以下。
3.根据权利要求1或2所述的热浸镀锌钢板，其中，所述热浸镀锌层中的Fe含量为8.0质量％以下。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的热浸镀锌钢板，其中，所述热浸镀锌层的每单面中的镀覆附着量为20g/m2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，所述基底钢板的成分组成进一步以质量％计含有Nb：0.040％以下、Ti：0.030％以下、B：0.0030％以下、Cr：0.3％以下、Mo：0.2％以下以及V：0.065％以下中的1种或者2种以上。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的热浸镀锌钢板，其中，所述基底钢板的成分组成进一步以质量％计含有合计0.1％以下的选自Ta、W、Ni、Cu、Sn、Sb、Ca、Mg以及Zr中的1种或者2种以上。
7.一种热浸镀锌钢板的制造方法，具有如下工序：
对具有权利要求1、5或6所述的成分组成的钢坯进行热轧而制成热轧钢板的热轧工序，
对该热轧钢板进行冷轧而制成冷轧钢板的冷轧工序，
将该冷轧钢板加热到退火温度，在该退火温度下保持后进行冷却的退火工序，以及
接着，对该冷轧钢板实施热浸镀锌处理的镀覆处理工序；
该退火工序中，
从500℃到该退火温度为止的温度区域中的平均加热速度为1℃/秒～7℃/秒，
该退火温度为(AC1点+50℃)～(AC3点+20℃)，
该保持中的保持时间为1秒～40秒，
该保持中的气氛的露点为－20℃～5℃，并且氢浓度为3质量％～20质量％，
从该退火温度到一次冷却停止温度为止的温度区域的平均冷却速度为10℃/秒以上，
该一次冷却停止温度为450℃～600℃，
二次冷却时间为20秒～100秒，
二次冷却停止温度为400℃～500℃，
在该镀覆处理工序中，
向镀覆浴的浸入板温为镀覆浴温+10℃以上。
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