CN116867921A - 合金化热浸镀锌钢板 - Google Patents

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CN116867921A
CN116867921A CN202280016030.4A CN202280016030A CN116867921A CN 116867921 A CN116867921 A CN 116867921A CN 202280016030 A CN202280016030 A CN 202280016030A CN 116867921 A CN116867921 A CN 116867921A
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steel sheet
oxide
layer
steel
grain boundary
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松田敬太郎
光延卓哉
浦中将明
真木纯
竹林浩史
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Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Abstract

提供具有高的耐氢脆性的高强度镀覆钢板。提供一种合金化热浸镀锌钢板，其是包含含有C：0.05～0.40％、Si：0.2～3.0％、Mn：0.1～5.0％及sol.Al：0.4～1.50％的钢板及以10～100g/m2附着于上述钢板中的至少一个面的含有Fe：5.0～15.0％及Al：0.01～1.0％的合金化热浸镀锌层的合金化热浸镀锌钢板，其中，在上述钢板的表层中具有包含晶界型氧化物的内部氧化层，在对上述钢板的表层的截面进行观察的情况下，投影于上述钢板与上述合金化热浸镀锌层的界面的晶界型氧化物的长度相对于上述界面的长度的比率A为50％以上且100％以下，上述钢板的表层包含由上述钢板的截面SEM图像算出的内部氧化层的平均深度的1/2的深度处的、不含氧化物的钢组成以质量％计满足Si≤0.6％且Al≥0.05％的表层缺乏层。

Description

合金化热浸镀锌钢板
技术领域
本发明涉及合金化热浸镀锌钢板。更具体而言，本发明涉及具有高的耐LME性及耐氢脆性的高强度合金化热浸镀锌钢板。
背景技术
近年来，关于汽车、家电制品、建材等各种领域中使用的钢板，正在推进高强度化。例如在汽车领域中，为了燃料效率提高以车体的轻量化作为目的，高强度钢板的使用正在增加。这样的高强度钢板典型而言为了提高钢的强度而含有C、Si、Mn及Al等元素。
在高强度钢板的制造中，一般在轧制后进行退火处理那样的热处理。此外，在高强度钢板中典型地包含的元素中易氧化元素即Si或Mn或Al有时在上述热处理时与气氛中的氧结合，在钢板的表面附近形成包含氧化物的层。作为这样的层的形态，可列举出在钢板的外部(表面)以膜的形式形成包含Si或Mn或Al的氧化物的形态(外部氧化层)、和在钢板的内部(表层)形成氧化物的形态(内部氧化层)。
在形成有外部氧化层的钢板的表面上形成镀层(例如Zn系镀层)的情况下，由于氧化物以膜的形式存在于钢板的表面上，因此有时会阻碍钢成分(例如Fe)与镀覆成分(例如Zn)的相互扩散，对钢与镀层的密合性造成影响，镀覆性变得不充分(例如未镀覆部增加)。因而，从提高镀覆性的观点出发，与形成有外部氧化层的钢板相比更优选形成有内部氧化层的钢板。
与内部氧化层相关联，在专利文献1及2中记载了一种高强度镀覆钢板，其是在包含C、Si、Mn及Al等的基体钢板上具有锌系镀层的镀覆钢板，在基体钢板的表层中具有包含Si和/或Mn的氧化物的内部氧化层，抗拉强度为980MPa以上。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2016-130357号公报
专利文献2：日本特开2018-193614号公报
发明内容
发明所要解决的课题
汽车用构件等中使用的高强度钢板有时在气温、湿度较大变动的大气腐蚀环境下使用。已知若高强度钢板被暴露于这样的大气腐蚀环境中，则在腐蚀过程中生成的氢会侵入钢中。侵入钢中的氢可在钢组织的马氏体晶界处偏析，使晶界脆化从而使钢板产生开裂。因该侵入氢起因而产生开裂的现象被称为氢脆开裂(延迟断裂)，经常在钢板的加工时成为问题。因此，为了防止氢脆开裂，对于在腐蚀环境下使用的钢板，降低钢中包含的氢蓄积量是有效的。
此外，在对高强度钢板上设置有Zn系镀层等的镀覆钢板进行热冲压成型加工或焊接加工的情况下，该镀覆钢板由于在高温(例如900℃左右)下被加工，因此可能在镀层中包含的Zn熔融的状态下被加工。该情况下，有时熔融的Zn侵入钢中而使钢板内部产生开裂。这样的现象被称为液体金属脆化(LME)，已知起因于该LME而钢板的疲劳特性降低。因此，为了防止LME开裂，抑制镀层中包含的Zn等侵入钢板中是有效的。
在专利文献1及2中，教导了通过将内部氧化层的平均深度较厚地控制为4μm以上，并使该内部氧化层作为氢的捕获位点而发挥功能，能够防止氢的侵入并抑制氢脆。然而，对于上述内部氧化层中存在的氧化物的形态的控制未进行任何研究，关于耐氢脆性存在改善的余地。此外，未进行关于耐LME性的改善的研究。
本发明鉴于这样的实际情况，课题是提供具有高的耐LME性及耐氢脆性的高强度合金化热浸镀锌钢板。
用于解决课题的手段
本发明人们发现：为了解决上述课题，在钢板的表层即钢板的内部形成氧化物、进一步控制存在于钢板的表层中的氧化物的形态是重要的。更详细而言，本发明人们发现：作为内部氧化层中包含的氧化物的形态，通过大量地形成存在于金属组织的结晶晶界处的晶界型氧化物，使该晶界型氧化物作为侵入钢中的氢的脱出路径发挥功能，由此能够获得高的耐氢脆性；进而通过形成内部氧化层的1/2的深度处的金属组织的组成为低Si且高Al的层状区域(有时称为表层缺乏层)，能够获得高的LME性。
本发明是基于上述见识而进行的，其主旨如下所述。
(1)一种合金化热浸镀锌钢板，其包含钢板及合金化热浸镀锌层，所述钢板具有下述成分组成：以质量％计含有
C：0.05～0.40％、
Si：0.2～3.0％、
Mn：0.1～5.0％、
sol.Al：0.4～1.50％、
P：0.0300％以下、
S：0.0300％以下、
N：0.0100％以下、
B：0～0.010％、
Ti：0～0.150％、
Nb：0～0.150％、
V：0～0.150％、
Cr：0～2.00％、
Ni：0～2.00％、
Cu：0～2.00％、
Mo：0～1.00％、
W：0～1.00％、
Ca：0～0.100％、
Mg：0～0.100％、
Zr：0～0.100％、
Hf：0～0.100％及
REM：0～0.100％，剩余部分由Fe及杂质构成，
所述合金化热浸镀锌层以10～100g/m2附着于上述钢板的至少一个面上，
并具有以质量％计含有Fe：5.0～15.0％及Al：0.01～1.0％、且剩余部分由Zn及杂质构成的成分组成，
在上述钢板的表层中，具有包含晶界型氧化物的内部氧化层，
在对上述钢板的表层的截面进行观察的情况下，投影于上述钢板与上述合金化热浸镀锌层的界面的上述晶界型氧化物的长度相对于上述界面的长度的比率A为50％以上且100％以下，
上述钢板的表层包含上述内部氧化层的平均深度的1/2的深度处的、不含上述晶界型氧化物的钢组成以质量％计满足Si≤0.6％且Al≥0.05％的表层缺乏层。
(2)根据(1)所述的合金化热浸镀锌钢板，其中，
上述比率A为90％以上。
(3)根据(1)或(2)所述的合金化热浸镀锌钢板，其中，
在上述合金化热浸镀锌层中以数密度1～10个/(5μm×5μm)含有粒径为0.1～1.5μm的氧化物。
发明效果
根据本发明，通过在钢板的表层中大量地形成晶界型氧化物，能够使该晶界型氧化物作为侵入钢中的氢的脱出路径而发挥功能，其结果是，能够将侵入的氢放出而降低钢中蓄积的氢量，能够较大地提高耐氢脆性。进而，根据本发明，通过形成内部氧化层的1/2的深度处的金属组织的组成为低Si且高Al的层状区域(有时称为“表层缺乏层”)，Al还作为在热冲压成型加工或焊接加工时侵入钢中的Zn的捕获位点而发挥功能，能够较大地抑制侵入的Zn量，进一步提高耐LME性。因而，通过本发明，对于高强度合金化热浸镀锌钢板，能够获得高的耐LME性及耐氢脆性。
附图说明
图1表示关于具有外部氧化层的钢板的截面的概略图。
图2表示关于本实施方式的例示的钢板的截面的概略图。
图3表示用于说明本实施方式中的比率A的测定的概略图。
图4表示本实施方式的合金化热浸镀锌钢板的例示性概略图。
具体实施方式
<钢板>
本发明的合金化热浸镀锌钢板的特征在于，其包含钢板及合金化热浸镀锌层，所述钢板具有下述成分组成：以质量％计含有
C：0.05～0.40％、
Si：0.2～3.0％、
Mn：0.1～5.0％、
sol.Al：0.4～1.50％、
P：0.0300％以下、
S：0.0300％以下、
N：0.0100％以下、
B：0～0.010％、
Ti：0～0.150％、
Nb：0～0.150％、
V：0～0.150％、
Cr：0～2.00％、
Ni：0～2.00％、
Cu：0～2.00％、
Mo：0～1.00％、
W：0～1.00％、
Ca：0～0.100％、
Mg：0～0.100％、
Zr：0～0.100％、
Hf：0～0.100％及
REM：0～0.100％，剩余部分由Fe及杂质构成，
所述合金化热浸镀锌层以10～100g/m2附着于上述钢板的至少一个面上，
并具有以质量％计含有Fe：5～15％及Al：0.01～1％、且剩余部分由Zn及杂质构成的成分组成，
在上述钢板的表层中，具有包含晶界型氧化物的内部氧化层，
在对上述钢板的表层的截面进行观察的情况下，投影于上述钢板与上述合金化热浸镀锌层的界面的上述晶界型氧化物的长度相对于上述界面的长度的比率A为50％以上且100％以下，
上述钢板的表层包含上述内部氧化层的平均深度的1/2的深度处的、不含上述晶界型氧化物的钢组成以质量％计满足Si≤0.6％且Al≥0.05％的表层缺乏层。
合金化热浸镀锌钢板可通过对钢板实施热浸镀锌后进行合金化处理而获得。首先，对于有时在合金化热浸镀锌钢板中使用的钢板、特别是高强度钢板进行说明。在钢板、特别是高强度钢板的制造中，在对调整为规定的成分组成的钢坯进行轧制(典型而言热轧及冷轧)后，为了得到所期望的组织等目的，一般进行退火处理。在该退火处理中，通过钢板中的比较容易氧化的成分(例如Si、Mn、Al)与退火气氛中的氧进行结合，从而在钢板的表面附近形成包含氧化物的层。例如如图1中所示的钢板1那样，在母材钢3的表面上(即母材钢3的外部)以膜状形成外部氧化层2。若在母材钢3的表面上以膜状形成外部氧化层2，则在形成有镀层(例如锌系镀层)的情况下，该外部氧化层2会阻碍镀覆成分(例如Zn、Al)与钢成分(例如Fe)的相互扩散，因此无法充分确保钢与镀层之间的密合性，有时产生未形成镀层的未镀覆部。
与此相对，如图2中例示的那样，本发明的合金化热浸镀锌钢板中包含的钢板11优选不是如图1中所示的钢板1那样在母材钢3的表面上形成外部氧化层2，而是在母材钢14的内部存在微细粒状型氧化物12、粗大粒状型氧化物15及晶界型氧化物13。因此，在钢板11的表面上形成有镀层的情况下，在母材钢14的内部形成有氧化物12、粗大粒状型氧化物15及晶界型氧化物13的本实施方式的钢板11与图1那样的具有外部氧化层2的钢板1相比，镀覆成分与钢成分的相互扩散充分地产生，能够获得高的镀覆性。因而，本发明人们发现：从获得高的镀覆性的观点出发，控制退火处理时的条件而在钢板的内部形成氧化物是有效的。需要说明的是，“高的镀覆性”这样的术语在对钢板使用的情况下，表示在该钢板上实施了镀覆处理时能够以未镀覆部(未形成镀层的部分)少(例如5.0面积％以下)或完全没有的状态形成镀层。此外，“高的镀覆性”这样的术语在对镀覆钢板使用的情况下，表示未镀覆部极少(例如5.0面积％以下)或完全没有的状态的镀覆钢板。从上述的镀覆性的观点出发，本实施方式的钢板11中外部氧化层越少越优选，但只要是可得到高的镀覆性的范围，则也可以具有外部氧化层。
此外，在大气环境中使用的高强度钢板、特别是汽车用高强度钢板被反复暴露于气温、湿度不同的各种环境中使用。这样的环境被称为大气腐蚀环境，已知在该大气腐蚀环境下，会在腐蚀过程中产生氢。而且，该氢会比钢中的表层区域更深地侵入，在钢板组织的马氏体晶界处偏析，通过使晶界脆化而在钢板中引起氢脆开裂(延迟断裂)。由于马氏体为硬质组织，因此氢敏感性高，容易产生氢脆开裂。这样的开裂在钢板的加工时可成为问题。因此，为了防止氢脆开裂，在大气腐蚀环境下使用的高强度钢板中，降低钢中的氢蓄积量、更具体而言降低比钢板的表层区域更深的位置处的氢蓄积量是有效的。本发明人们发现：通过控制钢板的表层中存在的氧化物的形态，更具体而言，作为氧化物而存在具有规定的范围的粒径及数密度的“微细粒状型氧化物”，从而该微细粒状型氧化物在钢板的表层区域中作为在腐蚀环境下侵入的氢的捕获位点而发挥功能，能够降低在腐蚀环境下使用的钢板中的氢蓄积量；此外作为氧化物还存在具有规定的范围的粒径及数密度的“粗大粒状型氧化物”，从而该粗大粒状型氧化物在钢板的表层区域中作为在腐蚀环境下侵入的氢的捕获位点而发挥功能，能够进一步降低在腐蚀环境下使用的钢板中的氢蓄积量；进而通过与以规定的比率存在的“晶界型氧化物”并存，从而晶界型氧化物作为所侵入的氢的脱出路径而发挥功能，不仅通过抑制氢的侵入而且通过促进侵入氢向体系外的放出，能够降低在腐蚀环境下使用的钢板中的氢蓄积量。需要说明的是，“高的耐氢脆性”这样的术语是指按照可充分抑制氢脆开裂的方式降低了钢板及镀覆钢板中蓄积的氢量的状态。
本发明人们对氧化物的形态与作为氢的捕获位点的有效性之间的关系进行了详细分析，结果发现：如图2中所示的那样，使母材钢14的表层中大量地彼此分开地存在以粒状分散的微细粒状型氧化物12是有效的。而且发现：使母材钢14的表层中大量地彼此分开地存在以粒状分散的粗大粒状型氧化物15是更有效的。虽然并不拘束于特定的理论，但认为钢板中的氧化物所具有的相对于侵入氢的捕获功能与该氧化物的表面积存在正相关。即，通过微细的氧化物在钢板的表层中大量地彼此离散地分散，从而钢板的表层中的氧化物的表面积增加，氢的捕获功能提高。进而，认为在氢过量地侵入而无法捕获微细的氧化物的情况下，粗大的氧化物的容量相对大而能够捕获的氢量也多，因此也能够捕获过量地侵入的氢，氢的捕获功能进一步提高。因而，本发明人们发现：从获得高的耐氢脆性的观点出发，控制钢板的制造时、特别是退火处理时的条件而使作为在腐蚀环境下放置时侵入的氢的捕获位点而发挥功能的微细粒状型氧化物及粗大粒状型氧化物大量地存在是重要的。发现：在对母材钢的表面施加了热浸镀锌层并进行合金化处理的情况下，这些母材钢的表层中存在的微细粒状型氧化物及粗大粒状型氧化物中的至少一部分残存于合金化热浸镀锌层中，能够作为氢的捕获位点而发挥功能。需要说明的是，钢板的表层的金属组织典型而言由比钢板的内部(例如板厚的1/8位置或1/4位置)软质的金属组织构成，因此即使在钢板的表层中存在氢，氢脆开裂也不会特别成为问题。此外，合金化热浸镀锌层也典型而言由比钢板的内部(例如板厚的1/8位置或1/4位置)软质的金属组织构成，因此即使在合金化热浸镀锌层中存在氢，氢脆开裂也不会特别成为问题。
此外，本发明人们对氧化物的形态与作为氢的脱出路径的有效性之间的关系进行了详细分析，结果发现：如图2中所示的那样，使母材钢14的表层中大量地存在存在于结晶晶界处的晶界型氧化物13是有效的。发现通过大量地存在晶界型氧化物13，可确保钢中的氢向体系外的路径，能够有效地将侵入钢中的氢沿着结晶晶界放出到体系外。此外，还发现若该晶界型氧化物存在至钢板的更深的位置，则能够将更多的氢从钢板的内部放出到体系外，能够进一步降低钢板中的氢蓄积量。因而，通过使上述的粒状型氧化物与该晶界型氧化物并存，能够极大地提高耐氢脆性。发现：即使是对母材钢的表面施加热浸镀锌层并进行了合金化处理的情况下，该母材钢的表层中存在的晶界型氧化物的至少一部分也残存于比合金化热浸镀锌层更靠下方的母材钢中，能够作为氢的脱出路径而发挥功能。
另一方面，若对在钢板表面上设置有包含Zn的镀层的镀覆钢板进行热冲压成型加工或焊接加工，则由于在加工时成为高温，因此有时镀层中包含的Zn熔融。若Zn熔融则该熔融的Zn侵入钢中，若以该状态进行加工，则有时在钢板内部产生液体金属脆化(LME)开裂，起因于该LME而钢板的疲劳特性降低。本发明人们还发现：若上述的微细粒状型氧化物及粗大粒状型氧化物具有所期望的数密度，则不仅耐氢脆性提高，还有助于耐LME性的提高。更详细而言，发现微细粒状型氧化物及粗大粒状型氧化物作为在高温下的加工中要侵入钢中的Zn的捕获位点而发挥功能。由此，例如在热冲压成型加工时要侵入钢中的Zn被钢板的表层的微细粒状型氧化物及粗大粒状型氧化物捕捉，可适宜抑制Zn向结晶晶界中的侵入。因此，发现不仅为了提高上述的耐氢侵入性，还为了提高耐LME性，使微细粒状型氧化物及粗大粒状型氧化物大量地存在是重要的。发现：在对母材钢的表面施加热浸镀锌层并进行了合金化处理的情况下，这些母材钢的表层中存在的微细粒状型氧化物及粗大粒状型氧化物的至少一部分残存于合金化热浸镀锌层中，能够作为在高温下的加工中要侵入钢中的Zn的捕获位点而发挥功能。
此外，微细粒状型氧化物、粗大粒状型氧化物及晶界型氧化物是钢板中的比较容易氧化的成分(例如Si、Mn、Al)被氧化而形成的物质，因此该氧化物的周围的钢(换言之金属组织)的组成与原来的钢板的母材相比这些容易氧化的成分元素缺乏。将该钢组成的元素与原来的钢板母材相比缺乏的区域也称为“缺乏区域”。层状的“缺乏区域”也称为“缺乏层”，进而将存在于钢板的表层中的缺乏层也称为“表层缺乏层”。在缺乏区域中，由于容易氧化的元素中Si相对地容易氧化，Al相对地难以氧化，因此能够以低浓度存在Si且以高浓度存在Al。本发明人们还发现：若以所期望的范围存在那样的钢的组成为低Si并且高Al的缺乏区域，则还有助于耐LME性的提高。更详细而言，还发现：除了作为Zn捕获位点而发挥功能的粒状型氧化物及粗大粒状型氧化物以外，而且通过在该粒状型氧化物及晶界型氧化物的周围的钢的组成中存在Al，从而该Al作为在高温下的加工中要侵入钢中的Zn的捕获位点而发挥功能；此外，钢组成中的Si越是为高浓度则越容易产生LME开裂，通过尽可能将Si设定为低浓度，能够抑制LME。由此，例如在热冲压成型加工时要侵入钢中的Zn被钢的组成中的Al捕捉，可适宜抑制Zn向结晶晶界中的侵入，此外，由于容易产生LME的Si为低浓度，因此不易产生LME。因此，发现：为了提高耐LME性，存在Si以低浓度且Al以高浓度存在的缺乏区域是重要的。发现：即使是在对母材钢的表面施加热浸镀锌层并进行了合金化处理的情况下，该钢的组成为低Si且高Al的缺乏区域的至少一部分也残存于比合金化热浸镀锌层更靠下方的母材钢中，Al以高浓度存在于该缺乏区域中，由此该Al能够作为在高温下的加工中要侵入钢中的Zn的捕获位点而发挥功能，此外，通过在该缺乏区域中以低浓度存在Si，能够抑制LME。
Si以低浓度且Al以高浓度存在的缺乏区域是可与微细粒状型氧化物、粗大粒状型氧化物及上述晶界型氧化物所分布的区域重复的区域，即，不是如图1的母材钢3的表面上的外部氧化层2那样形成，而能够形成于母材钢的内部。因此，在钢板的表面上形成了镀层的情况下，在母材钢的内部形成有缺乏区域更详细而言形成有表层缺乏层的本发明的合金化热浸镀锌钢板与图1那样的具有外部氧化层2的钢板1相比，镀覆成分与钢成分的相互扩散充分地产生，能够获得高的镀覆性。
以下，对本实施方式的钢板进行详细说明。需要说明的是，本实施方式的钢板的板厚没有特别限定，但例如0.1～3.2mm即可。
[钢板的成分组成]
对本实施方式的钢板中包含的成分组成进行说明。关于元素的含量的“％”只要没有特别说明，则是指“质量％”。在成分组成中的数值范围内，对于使用“～”表示的数值范围，只要没有特别指定，则是指包含“～”的前后记载的数值作为下限值及上限值的范围。
(C：0.05～0.40％)
C(碳)是在确保钢的强度的方面重要的元素。若C含量不足，则有可能无法确保充分的强度。进而，有时因C含量的不足而不能得到所期望的内部氧化物和/或表层缺乏层的形态。因此，C含量为0.05％以上，优选为0.07％以上，更优选为0.10％以上，进一步优选为0.12％以上。另一方面，若C含量过量，则有可能焊接性降低。因此，C含量为0.40％以下，优选为0.35％以下，更优选为0.30％以下。
(Si：0.2～3.0％)
Si(硅)是对于提高钢的强度而言有效的元素。若Si含量不足，则有可能无法确保充分的强度。进而，有可能在钢板的内部不会充分生成所期望的氧化物、特别是微细粒状型氧化物、粗大粒状型氧化物、晶界型氧化物和/或表层缺乏层。因此，Si含量为0.2％以上，优选为0.3％以上，更优选为0.5％以上，进一步优选为1.0％以上。另一方面，若Si含量过量，则有可能引起表面性状的劣化。进而，有可能导致粒状型氧化物的粗大化。因此，Si含量为3.0％以下，优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。
(Mn：0.1～5.0％)
Mn(锰)是对于通过得到硬质组织而提高钢的强度而言有效的元素。若Mn含量不足，则有可能无法确保充分的强度。进而，有可能在钢板的内部不会充分生成所期望的氧化物、特别是微细粒状型氧化物、粗大粒状型氧化物、晶界型氧化物和/或表层缺乏层。因此，Mn含量为0.1％以上，优选为0.5％以上，更优选为1.0％以上，进一步优选为1.5％以上。另一方面，若Mn含量过量，则有可能通过Mn偏析而金属组织变得不均匀，加工性降低。进而，有可能导致粒状型氧化物的粗大化。因此，Mn含量为5.0％以下，优选为4.5％以下，更优选为4.0％以下，进一步更优选为3.5％以下。
(sol.Al：0.4～1.50％)
Al(铝)是作为脱氧元素起作用的元素。若Al含量不足，则有可能无法确保充分的脱氧的效果。进而，有可能在钢板的内部不会充分生成所期望的氧化物、特别是微细粒状型氧化物、粗大粒状型氧化物、晶界型氧化物和/或表层缺乏层。Al含量也可以为0.4％以上，但为了得到充分的所期望的效果、微细粒状型氧化物、粗大粒状型氧化物、晶界型氧化物及表层缺乏层，Al含量为0.5％以上、优选为0.6％以上、更优选为0.7％以上为宜。另一方面，若Al含量过量，则有可能引起加工性的降低、表面性状的劣化。进而，有可能导致粒状型氧化物的粗大化。因此，Al含量为1.50％以下，优选为1.20％以下，更优选为0.80％以下。Al含量是指所谓的酸可溶Al的含量(sol.Al)。
(P：0.0300％以下)
P(磷)一般是含有于钢中的杂质。P含量超过0.0300％时有可能焊接性降低。因此，P含量为0.0300％以下，优选为0.0200％以下，更优选为0.0100％以下，进一步优选为0.0050％以下。P含量的下限没有特别限定，从制造成本的观点出发，P含量也可以超过0％或为0.0001％以上。
(S：0.0300％以下)
S(硫)一般是含有于钢中的杂质。S含量超过0.0300％时有可能焊接性降低，进而MnS的析出量增加而弯曲性等加工性降低。因此，S含量为0.0300％以下，优选为0.0100％以下，更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0020％以下。S含量的下限没有特别限定，从脱硫成本的观点出发，S含量也可以超过0％或为0.0001％以上。
(N：0.0100％以下)
N(氮)一般是含有于钢中的杂质。N含量超过0.0100％时有可能焊接性降低。因此，N含量为0.0100％以下，优选为0.0080％以下，更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0030％以下。N含量的下限没有特别限定，但从制造成本的观点出发，N含量也可以超过0％或为0.0010％以上。
(B：0～0.010％)
B(硼)是提高淬透性而有助于强度的提高、此外在晶界处偏析而将晶界强化并提高韧性的元素，因此也可以根据需要含有。因此，B含量为0％以上，优选为0.001％以上，更优选为0.002％以上，进一步优选为0.003％以上。另一方面，从确保充分的韧性及焊接性的观点出发，B含量为0.010％以下，优选为0.008％以下，更优选为0.006％以下。
(Ti：0～0.150％)
Ti(钛)是作为TiC在钢的冷却中析出、有助于强度的提高的元素，也可以根据需要含有。因此，Ti含量为0％以上，优选为0.001％以上，更优选为0.003％以上，进一步优选为0.005％以上，进一步更优选为0.010％以上。另一方面，若过量地含有则有可能生成粗大的TiN而损害韧性，因此Ti含量为0.150％以下，优选为0.100％以下，更优选为0.050％以下。
(Nb：0～0.150％)
Nb(铌)是通过淬透性的提高而有助于强度的提高的元素，因此也可以根据需要含有。因此，Nb含量为0％以上，优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上，进一步优选为0.030％以上。另一方面，从确保充分的韧性及焊接性的观点出发，Nb含量为0.150％以下，优选为0.100％以下，更优选为0.060％以下。
(V：0～0.150％)
V(钒)是通过淬透性的提高而有助于强度的提高的元素，因此也可以根据需要含有。因此，V含量为0％以上，优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上，进一步优选为0.030％以上。另一方面，从确保充分的韧性及焊接性的观点出发，V含量为0.150％以下，优选为0.100％以下，更优选为0.060％以下。
(Cr：0～2.00％)
Cr(铬)对于提高钢的淬透性而提高钢的强度是有效的，因此也可以根据需要含有。因此，Cr含量为0％以上，优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上，进一步优选为0.50％以上，进一步更优选为0.80％以上。另一方面，若过量地含有则有可能大量地形成Cr碳化物，相反损害淬透性，因此Cr含量为2.00％以下，优选为1.80％以下，更优选为1.50％以下。
(Ni：0～2.00％)
Ni(镍)对于提高钢的淬透性而提高钢的强度是有效的，因此也可以根据需要含有。因此，Ni含量为0％以上，优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上，进一步优选为0.50％以上，进一步更优选为0.80％以上。另一方面，Ni的过量的添加会导致成本的上升，因此Ni含量为2.00％以下，优选为1.80％以下，更优选为1.50％以下。
(Cu：0～2.00％)
Cu(铜)对于提高钢的淬透性而提高钢的强度是有效的，因此也可以根据需要含有。因此，Cu含量为0％以上，优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上，进一步优选为0.50％以上，进一步更优选为0.80％以上。另一方面，从抑制韧性降低、铸造后的板坯的开裂或焊接性的降低的观点出发，Cu含量为2.00％以下，优选为1.80％以下，更优选为1.50％以下。
(Mo：0～1.00％)
Mo(钼)对于提高钢的淬透性而提高钢的强度是有效的，因此也可以根据需要含有。因此，Mo含量为0％以上，优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上，进一步优选为0.30％以上。另一方面，从抑制韧性和焊接性的降低的观点出发，Mo含量为1.00％以下，优选为0.90％以下，更优选为0.80％以下。
(W：0～1.00％)
W(钨)对于提高钢的淬透性而提高钢的强度是有效的，因此也可以根据需要含有。因此，W含量为0％以上，优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上，进一步优选为0.30％以上。另一方面，从抑制韧性和焊接性的降低的观点出发，W含量为1.00％以下，优选为0.90％以下，更优选为0.80％以下。
(Ca：0～0.100％)
Ca(钙)是有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化、具有提高韧性的作用的元素，因此也可以根据需要含有。因此，Ca含量为0％以上，优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上，进一步优选为0.010％以上，进一步更优选为0.020％以上。另一方面，若过量地含有则有时表面性状的劣化明显化，因此Ca含量为0.100％以下，优选为0.080％以下，更优选为0.050％以下。
(Mg：0～0.100％)
Mg(镁)是有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化、具有提高韧性的作用的元素，因此也可以根据需要含有。因此，Mg含量为0％以上，优选为0.001％以上，更优选为0.003％以上，进一步优选为0.010％以上。另一方面，若过量地含有则有时表面性状的劣化明显化，因此Mg含量为0.100％以下，优选为0.090％以下，更优选为0.080％以下。
(Zr：0～0.100％)
Zr(锆)是有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化、具有提高韧性的作用的元素，因此也可以根据需要含有。因此，Zr含量为0％以上，优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上，进一步优选为0.010％以上。另一方面，若过量地含有则有时表面性状的劣化明显化，因此Zr含量为0.100％以下，优选为0.050％以下，更优选为0.030％以下。
(Hf：0～0.100％)
Hf(铪)是有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化、具有提高韧性的作用的元素，因此也可以根据需要含有。因此，Hf含量为0％以上，优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上，进一步优选为0.010％以上。另一方面，若过量地含有则有时表面性状的劣化明显化，因此Hf含量为0.100％以下，优选为0.050％以下，更优选为0.030％以下。
(REM：0～0.100％)
REM(稀土类元素)是有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化、具有提高韧性的作用的元素，因此也可以根据需要含有。因此，REM含量为0％以上，优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上，进一步优选为0.010％以上。另一方面，若过量地含有则有时表面性状的劣化明显化，因此REM含量为0.100％以下，优选为0.050％以下，更优选为0.030％以下。需要说明的是，REM是Rare Earth Metal的缩写，是指属于镧系元素系列的元素。REM通常作为混合稀土金属的形式添加。
在本实施方式的钢板中，上述成分组成以外的剩余部分由Fe及杂质构成。这里，所谓杂质是在工业上制造钢板时以矿石、废料等那样的原料为代表因制造工序的各种原因而混入的成分，是指容许在不对本实施方式的钢板的特性造成不良影响的范围内含有的成分。
本实施方式中，钢板的成分组成的分析使用本领域技术人员所公知的元素分析法即可，例如通过电感耦合等离子体质量分析法(ICP-MS法)来进行。其中，对于C及S使用燃烧-红外线吸收法、对于N使用不活泼气体熔化-热导法进行测定为宜。这些分析以对钢板通过依据JIS G0417：1999的方法采集的样品来进行即可。
[表层]
本实施方式中，钢板的“表层”是指从钢板的表面(在镀覆钢板的情况下为钢板与镀层的界面)至在板厚方向上规定的深度为止的区域，“规定的深度”典型而言为50μm以下。
如图2中例示的那样，优选在本实施方式的钢板11中，在钢板11的表层包含微细氧化物12、粗大粒状型氧化物15及晶界型氧化物13。更优选仅在钢板11的表层存在微细粒状型氧化物12、粗大粒状型氧化物15及晶界型氧化物13。通过在母材钢14的内部存在(即作为内部氧化物而存在)该微细粒状型氧化物12、粗大粒状型氧化物15及晶界型氧化物13，与图1中所示的在母材钢3的表面上存在外部氧化层2的情况相比，钢板11能够具有高的镀覆性。认为这是由于在钢板的表面上形成镀层(例如Zn系镀层)时可阻碍镀覆成分与钢成分的相互扩散的氧化物不是生成于钢板的外部而是生成于内部所引起的。因此，在钢板的表层、即钢板的内部包含粒状型氧化物及晶界型氧化物的本实施方式的钢板及镀覆钢板具有高的镀覆性。
此外，虽然在图2中未图示，但在本实施方式的钢板11中，在钢板11的表层，除了上述微细粒状型氧化物12、粗大粒状型氧化物15及晶界型氧化物13以外还包含表层缺乏层。该表层缺乏层是伴随着微细粒状型氧化物12、粗大粒状型氧化物15及晶界型氧化物13的形成而它们的周围的钢组成的元素比原来的钢板母材缺乏的区域，按照与微细粒状型氧化物12、粗大粒状型氧化物15及晶界型氧化物13所分布的区域重复的方式存在。即，由于表层缺乏层与微细粒状型氧化物12、粗大粒状型氧化物15及晶界型氧化物13同样地存在于母材钢14的内部，因此包含微细粒状型氧化物12、粗大粒状型氧化物15、晶界型氧化物13及表层缺乏层的钢板及镀覆钢板也具有高的镀覆性。
[微细粒状型氧化物及粗大粒状型氧化物]
本实施方式中，所谓“粒状型氧化物”是指在钢的晶粒内或结晶晶界上以粒状分散的氧化物。此外，所谓“粒状”是指在钢基体内彼此分开而存在，例如是指具有1.0～5.0的长宽比(将粒状型氧化物横切的最大线段长度(长径)/与长径垂直的将氧化物横切的最大线段长度(短径))。所谓“以粒状分散”是指氧化物的各粒子的位置没有按照特定的规则(例如以直线状)配置，而是随机地配置。实际上，粒状型氧化物在钢板的表层中典型而言以球状或大致球状三维地存在，因此在对钢板的表层的截面进行观察的情况下，该粒状型氧化物典型而言以圆状或大致圆状被观察到。在图2中，作为例子，示出了看上去为大致圆状的微细粒状型氧化物12及粗大粒状型氧化物15。在图2中，作为钢板11的典型例，粗大粒状型氧化物15被示于微细粒状型氧化物12的下部。认为这是由于越是钢板的内部，粒状氧化物的粒径越容易较大地生长。认为在钢板表面附近，由于从气氛中扩散至钢板内部的氧的扩散速度快，因此粒状氧化物难以粗大化，随着从钢板表面向钢板内部方向变成远位，氧的扩散慢，因此粒状氧化物变得容易粗大化。但是，粗大粒状型氧化物15有时也形成于母材钢14的表面附近。
(粒径)
本实施方式中，优选粒状型氧化物的粒径为20nm以上且600nm以下。在该范围内“微细”粒状型氧化物的粒径为20nm以上且100nm以下，“粗大”粒状型氧化物的粒径为150nm以上且600nm以下。设定为微细粒状型氧化物的粒径的上限(100nm)、设定为粗大粒状型氧化物的粒径的下限(150nm)是为了从测定精度的观点出发避免微细粒状型氧化物和粗大粒状型氧化物的判定变得困难的情况。通过将粒径控制为这样的范围，能够使微细粒状型氧化物及粗大粒状型氧化物分散于钢板的表层中，微细粒状型氧化物及粗大粒状型氧化物作为抑制腐蚀环境下的氢侵入的氢的捕获位点而良好地发挥功能，进而，作为在对钢板上形成有镀层的镀覆钢板进行热冲压成型加工或焊接加工时可侵入的Zn的捕获位点而良好地发挥功能。另一方面，若粒径变得超过600nm则有时粒状型氧化物的数目降低，有可能不能得到所期望的数密度。粒状型氧化物的粒径的下限为20nm以上。粒状型氧化物越微细，则比表面积变得越高，作为捕获位点的反应性越提高，但每一粒子可捕获的氢和/或Zn的量越降低，有可能无法充分地捕获氢和/或Zn，未作为氢的捕获位点和/或Zn的捕获位点而充分地发挥功能。
(微细粒状型氧化物的数密度)
本实施方式中，优选微细粒状型氧化物的数密度为4.0个/μm2以上。通过将数密度控制为这样的范围，能够使微细粒状型氧化物大量地分散于钢板的表层中，微细粒状型氧化物作为抑制腐蚀环境下的氢侵入的氢的捕获位点而良好地发挥功能，进而，作为在对钢板上形成有镀层的镀覆钢板进行热冲压成型加工或焊接加工时可侵入的Zn的捕获位点而良好地发挥功能。另一方面，若数密度低于4.0个/μm2，则作为氢的捕获位点和/或Zn的捕获位点的数密度不充分，有可能微细粒状型氧化物未作为氢的捕获位点和/或Zn的捕获位点而充分地发挥功能，不能得到良好的耐氢脆性和/或耐LME性。相对地，还有可能外部氧化被促进，不能得到良好的镀覆性。微细粒状型氧化物的数密度优选为6.0个/μm2以上，更优选为8.0个/μm2以上，进一步优选为10.0个/μm2以上。微细粒状型氧化物从作为氢的捕获位点和/或Zn的捕获位点而发挥功能的观点出发，越大量地存在越优选，但粒状型氧化物有时成为LME开裂的起点，超过100个/μm2时有可能耐LME性、疲劳特性降低，因此微细粒状型氧化物的数密度也可以为100个/μm2以下、90个/μm2以下、80个/μm2以下、70个/μm2以下、60个/μm2以下、50个/μm2以下、40个/μm2以下、30个/μm2以下、25个/μm2以下、20个/μm2以下。
微细粒状型氧化物的粒径及数密度通过扫描型电子显微镜(SEM)来测定。具体的测定如下所述。通过SEM对钢板的表层的截面进行观察，得到包含微细粒状型氧化物的SEM图像。作为观察区域，从该SEM图像中合计选择10处1.0μm(深度方向)×1.0μm(宽度方向)的区域。作为各区域的观察位置，关于深度方向(与钢板的表面垂直的方向)，设定为从钢板表面至1.5μm为止的区域中的1.0μm，对于宽度方向(与钢板的表面平行的方向)，设定为上述SEM图像的任意的位置的1.0μm。接着，抽出如上述那样选择的各区域的SEM图像，为了将氧化物部分与钢部分分开而进行二值化，由各二值化图像算出粒状型氧化物部分的面积，作为具有与该面积相等的面积的圆的直径、即当量圆直径，求出该粒状型氧化物的粒径(nm)，将粒径为20nm以上且100nm以下的范围的物质作为微细粒状型氧化物。进而数出各二值化图像内的微细粒状型氧化物的个数。将这样求出的10处的区域的合计的微细粒状型氧化物的个数的平均值作为微细粒状型氧化物的数密度(个/μm2)。需要说明的是，在仅粒状型氧化物的一部分在观察区域中被观察到的情况下，即，在粒状型氧化物的轮廓的全部没有在观察区域内的情况下，不作为个数计算在内。
(粗大粒状型氧化物的数密度)
此外，优选粗大粒状型氧化物的数密度为4.0个/25μm2以上。通过将数密度控制为这样的范围，能够使粗大细粒状型氧化物大量地分散于钢板的表层中，粗大粒状型氧化物作为抑制腐蚀环境下的氢侵入的氢的捕获位点而良好地发挥功能，进而，作为在对钢板上形成有镀层的镀覆钢板进行热冲压成型加工或焊接加工时可侵入的Zn的捕获位点而良好地发挥功能。另一方面，若数密度低于4.0个/25μm2，则作为氢的捕获位点和/或Zn的捕获位点的数密度不充分，有可能粗大粒状型氧化物未作为氢的捕获位点和/或Zn的捕获位点而充分地发挥功能，不能得到良好的耐氢脆性和/或耐LME性。相对地，还有可能外部氧化被促进，不能得到良好的镀覆性。粗大粒状型氧化物的数密度优选为6.0个/25μm2以上，更优选为8.0个/25μm2以上，进一步优选为10.0个/25μm2以上。粗大粒状型氧化物从作为氢的捕获位点和/或Zn的捕获位点而发挥功能的观点出发，越大量地存在越优选，但粗大粒状型氧化物有时成为LME开裂的起点，超过50个/25μm2时有可能耐LME性、疲劳特性降低，因此粗大粒状型氧化物的数密度也可以为50个/25μm2以下、40个/25μm2以下、30个/25μm2以下、25个/25μm2以下、20个/25μm2以下。
粗大粒状型氧化物的粒径及数密度通过扫描型电子显微镜(SEM)来测定。具体的测定如下所述。通过SEM对钢板的表层的截面进行观察，得到包含粗大粒状型氧化物的SEM图像。作为观察区域，从该SEM图像中合计选择10处5.0μm(深度方向)×5.0μm(宽度方向)的区域。作为各区域的观察位置，关于深度方向(与钢板的表面垂直的方向)，设定为从钢板表面至8.0μm为止的区域中的5.0μm，对于宽度方向(与钢板的表面平行的方向)，设定为上述SEM图像的任意的位置的5.0μm。接着，抽出如上述那样选择的各区域的SEM图像，为了将氧化物部分与钢部分分开而进行二值化，由各二值化图像算出粒状型氧化物部分的面积，作为具有与该面积相等的面积的圆的直径、即当量圆直径，求出该粒状型氧化物的粒径(nm)，将粒径为150nm以上且600nm以下的范围的物质作为粗大粒状型氧化物。进一步数出各二值化图像内的粗大粒状型氧化物的个数。将这样求出的10处的区域的合计的粗大粒状型氧化物的个数的平均值作为微细粒状型氧化物的数密度(个/25μm2)。需要说明的是，在仅粒状型氧化物的一部分在观察区域中被观察到的情况下，即，在粒状型氧化物的轮廓的全部没有在观察区域内的情况下，不作为个数计算在内。
[晶界型氧化物]
本实施方式中，所谓“晶界型氧化物”是指沿着钢的结晶晶界而存在的氧化物，不包含存在于钢的晶粒内的氧化物。实际上，晶界型氧化物由于在钢板的表层中按照沿着结晶晶界的方式以面状存在，因此在对钢板的表层的截面进行观察的情况下，该晶界型氧化物以线状被观察到。在图2及图3中，作为例子，示出了看上去为线状的晶界型氧化物13。此外，在图2及图3中，作为钢板11的典型例，晶界型氧化物13被示于微细粒状型氧化物12及粗大粒状型氧化物15的下部，但晶界型氧化物13有时也形成于母材钢14的表面附近。
(比率A)
本实施方式中，所谓“比率A”如图3中所示的那样，是指对钢板11的表层的截面进行观察的情况的、观察图像中的“投影于钢板的表面的晶界型氧化物的长度：L(＝L1+L2+L3+L4)”相对于“钢板的表面的长度：L0”之比。本实施方式中，比率A为50％以上且100％以下。通过将比率A控制为这样的范围，能够使晶界型氧化物13大量地存在于钢板的表层中，晶界型氧化物13作为侵入钢中的氢的脱出路径而良好地发挥功能。另一方面，若比率A低于50％，则有可能不存在充分量的作为氢的脱出路径的晶界型氧化物13，无法充分地降低钢中的氢蓄积量，不能得到良好的耐氢脆性。相对地，还有可能外部氧化被促进，不能得到良好的镀覆性。比率A优选为60％以上，更优选为70％以上，进一步优选为80％以上，更进一步优选为90％以上，最优选为100％。
比率A如图3中所示的那样，通过对钢板11的表层进行截面观察来确定。具体的测定方法如下所述。通过SEM对钢板11的表层的截面进行观察。观察位置设定为随机地选择的部位。由所观察的SEM图像测定表面的长度L0(即SEM图像的宽度)。长度L0设定为100μm以上(例如100μm、150μm或200μm)，测定的深度设定为从钢板的表面至50μm为止的区域。接着，由该SEM图像确定晶界型氧化物13的位置，将所确定的晶界型氧化物13投影于钢板11的表面上(在镀覆钢板的情况下为钢板11与镀层的界面上)，求出视场内的晶界型氧化物13的长度L(＝L1+L2+L3+L4)。基于这样求出的L0及L，求出本实施方式中的比率A(％)＝100×L/L0。需要说明的是，要留意图3是为了说明而省略了微细粒状型氧化物12及粗大粒状型氧化物15的图。
[深度D]
本实施方式中，所谓“深度D”如图3中所示的那样，是指从钢板11的表面(在镀覆钢板的情况下为钢板与镀层的界面)沿钢板11的板厚方向(与钢板的表面垂直的方向)进展的情况下的、从钢板11的表面至存在晶界型氧化物13的最远的位置为止的距离。如上述那样，晶界型氧化物能够作为侵入钢板中的氢的脱出路径而发挥功能。因此，若该晶界型氧化物的深度D大，则能够从钢板的更深的位置将氢放出到体系外，因此可更适宜地发挥上述功能。在本实施方式的钢板中，晶界型氧化物的深度D优选为3.0μm以上，更优选为5.0μm以上，进一步优选为7.0μm以上。深度D的上限没有特别限定，深度D实质上为50.0μm以下。深度D只要由与测定上述的比率A的SEM图像(表面的长度L0)相同的图像求出即可。
本实施方式的合金化热浸镀锌钢板17典型而言是对上述的本实施方式的钢板11实施热浸镀锌后进行合金化处理而获得，例示性示于图4的示意图中。如图示的那样，本实施方式的钢板11中包含的晶界型氧化物13的至少一部分即使在对钢板的表面施加热浸镀锌层并进行合金化处理后，也残存比合金化热浸镀锌层16更靠下方的母材钢14中。残存于比该合金化热浸镀锌层16更靠下方的母材14中的晶界型氧化物13是来源于本实施方式的钢板中所含的晶界型氧化物13的物质，在对该合金化热浸镀锌钢板17的截面进行观察的情况下，投影于该母材钢14与该合金化热浸镀锌层16的界面的该晶界型氧化物13的长度相对于该界面的长度的比率A为50％以上且100％以下。这里的“比率A”通过与本实施方式的钢板11中包含的晶界型氧化物的“比率A”的测定同样的方法来进行。通过将残存于比合金化热浸镀锌层16更靠下方的母材钢14中的晶界型氧化物13的比率A控制为这样的范围，能够使晶界型氧化物13大量地残存于母材钢14的表层中，晶界型氧化物13作为侵入钢中的氢的脱出路径良好地发挥功能。另一方面，若比率A低于50％，则有可能没有残存充分量的作为氢的脱出路径的晶界型氧化物13，无法充分降低钢中的氢蓄积量，不能得到良好的耐氢脆性。比率A优选为60％以上，更优选为70％以上，进一步优选为80％以上，更进一步优选为90％以上，最优选为100％。
(内部氧化层的深度)
在本实施方式的钢板中，内部氧化层是形成于钢板的内部的层，包含微细粒状型氧化物12、粗大粒状型氧化物15及晶界型氧化物13。因此，所谓“内部氧化层”是从钢板的表面至存在微细粒状型氧化物12、粗大粒状型氧化物15及晶界型氧化物13中的任一者的最远的位置为止的区域相连而成的层。因而，所谓“内部氧化层的深度”如图2中作为“Rn”所示的那样，是指从钢板11的表面(在镀覆钢板的情况下为钢板与镀层的界面)沿钢板11的板厚方向(与钢板的表面垂直的方向)进展的情况下的、从钢板11的表面至存在微细粒状型氧化物12、粗大粒状型氧化物15及晶界型氧化物13中的任一者的最远的位置为止的距离。但是，由于实际的钢板的表面具有凹凸，根据选择钢板表面的哪个部位(点)而距离钢板表面最远的微细粒状型氧化物12、粗大粒状型氧化物15及晶界型氧化物13的位置也发生变动，因此选择10处的观测区域，将在该10处测定的结果的平均值作为“内部氧化层的平均深度”(有时也称为“R”)。在图2中，作为例子，示出了晶界型氧化物13存在于最深的位置处的情况。如上述那样，微细粒状型氧化物12及粗大粒状型氧化物15能够作为在电沉积涂装时侵入的氢的捕获位点而发挥功能，晶界型氧化物13能够作为侵入钢板中的氢的脱出路径而发挥功能。因此，内部氧化层的平均深度R越大，则越能够将更多的氢以钢板的表层区域捕获，越能够将更多的氢排出到体系外。在本实施方式的钢板中，内部氧化层的平均深度R的下限没有特别限定，但若过浅则有时微细粒状型氧化物、粗大粒状型氧化物15及晶界型氧化物13无法充分地分散，因此优选为8μm以上，更优选为10μm以上，更优选为15μm以上，进一步优选为20μm以上。平均深度R的上限没有特别限定，但实质上为100μm以下。
深度R如图2中所示的那样通过对钢板11的表层进行截面观察来确定。具体的测定方法如下所述。通过SEM对钢板11的表层的截面进行观察。观察位置设定为随机地选择的10处。由所观察的SEM图像测定表面的长度L0(即SEM图像的宽度)。长度L0设定为100μm以上(例如100μm、150μm或200μm)，测定的深度设定为从钢板的表面至100μm为止的区域。接着，由该SEM图像确定微细粒状型氧化物12、粗大粒状型氧化物15及晶界型氧化物13的位置，从所确定的微细粒状型氧化物12、粗大粒状型氧化物15及晶界型氧化物13中，选出存在于距离钢板的表面最远的位置处的微细粒状型氧化物12、粗大粒状型氧化物15及晶界型氧化物13中的任一者，求出从钢板11的表面至存在微细粒状型氧化物12、粗大粒状型氧化物15及晶界型氧化物13中的任一者的最远的位置为止的距离作为深度Rn。求出在10处测定的Rn的平均值作为“内部氧化层的平均深度”(有时也称为“R”)。
[氧化物的成分组成]
本实施方式中，粒状型氧化物及晶界型氧化物(以下，也简称为氧化物)是除了氧以外还包含上述的钢板中所含的元素中的1种或2种以上的物质，典型而言，具有包含Si、O及Fe、根据情况进一步包含Mn或Al的成分组成。该氧化物除了这些元素以外还可以包含上述的钢板中可包含的元素(例如Cr等)。
[表层缺乏层]
本实施方式中，微细粒状型氧化物、粗大粒状型氧化物及晶界型氧化物是钢板中的比较容易氧化的成分(例如Si、Mn、Al)氧化而形成的物质，因此该氧化物的周围的钢(换言之金属组织)的组成与原来的钢板的母材相比这些容易氧化的成分元素缺乏。将该钢组成的元素与原来的钢板母材相比缺乏的区域也称为“缺乏区域”。层状的“缺乏区域”也称为“缺乏层”，进而将存在于钢板的表层中的缺乏层也称为“表层缺乏层”。在缺乏区域中，由于容易氧化的元素中Si相对地容易氧化，Al相对地难以氧化，因此能够以低浓度存在Si且以高浓度存在Al。若钢的组成为低Si且高Al的缺乏区域以所期望的范围存在，则还有助于耐LME性的提高。作为其理由，虽然不期望被特定的理论束缚，但认为通过除了作为Zn捕获位点而发挥功能的粒状型氧化物以外，还在该粒状型氧化物及晶界型氧化物的周围的钢的组成中存在Al，从而该Al作为在高温下的加工中要侵入钢中的Zn的捕获位点而发挥功能；此外，钢组成中的Si越是为高浓度则越容易产生LME开裂，因此通过尽可能将Si设定为低浓度，能够抑制LME。由此，在热冲压成型加工或焊接加工时要侵入钢中的Zn被钢的组成中的Al捕获，可适宜抑制Zn向结晶晶界中的侵入，此外，由于容易产生LME的Si为低浓度，因此不易产生LME，能够提高耐LME性。
本实施方式中，低Si且高Al的表层缺乏层在内部氧化层的平均深度的1/2的深度处的、不含微细粒状型氧化物、粗大粒状型氧化物及晶界型氧化物的钢(换言之金属组织)的组成以质量％计满足Si≤0.6％且Al≥0.05％。Si若超过0.6％，则变得容易产生LME开裂。因此，Si≤0.6％。Si的下限没有特别限定，但也可以为0％以上。此外，Al作为在高温下的加工中要侵入钢中的Zn的捕获位点而发挥功能。若Al低于0.05％，则有可能不能作为Zn的捕获位点而充分地发挥功能。因此，设定为Al≥0.05％。Al越多，则作为捕获位点的功能变得越高，越优选，但即使Al浓度过高，其效果也饱和，因此也可以将Al的上限设定为1.2％以下或1.0％以下。此外，该Si及Al的浓度是内部氧化层的不含微细粒状型氧化物、粗大粒状型氧化物及晶界型氧化物的钢组成中的元素浓度，是在内部氧化层的平均深度R的1/2的深度处测定的元素浓度。内部氧化层的平均深度的基点为钢板表面(在镀覆钢板的情况下为钢板与镀层的界面)，但在它们具有凹凸的情况下，将求出了内部氧化层的平均深度的10处的表面或界面的平均线设定为基点。这里的元素浓度测定通过EDS(Energy DispersedSpectroscopy：能量色散型光谱法)来进行。
表层缺乏层是可与微细粒状型氧化物、粗大粒状型氧化物及晶界型氧化物所分布的区域重复的层，是存在于钢板表层中的层，即形成于母材钢的内部。因此，在钢板的表面上形成了镀层的情况下，在母材钢的内部形成有缺乏区域更详细而言形成有表层缺乏层的本发明的钢板与具有外部氧化层的钢板相比，镀覆成分与钢成分的相互扩散充分地产生，能够获得高的镀覆性。
本实施方式的合金化热浸镀锌层16典型而言是对上述的本实施方式的钢板11实施热浸镀锌后进行合金化处理而获得，例示性示于图4的示意图中。虽未图示，即使在对母材钢14的表面实施了热浸镀锌层并进行合金化处理后，本实施方式的表层缺乏层的至少一部分也残存于比合金化热浸镀锌层16更靠下方的母材钢14中。通过在该缺乏区域中以高浓度存在Al，该Al作为在高温下的加工中要侵入钢中的Zn的捕获位点而发挥功能；此外，通过在该缺乏区域中Si以低浓度存在，能够抑制LME。残存于比该合金化热浸镀锌层16更靠下方的母材钢14中的表层缺乏层是来源于本实施方式的钢板11中所含的表层缺乏层的层，内部氧化层的平均深度的1/2的深度处的、不含氧化物、特别是不含晶界型氧化物的钢(换言之金属组织)的组成以质量％计满足Si≤0.6％且Al≥0.05％。Si若超过0.6％，则变得容易产生LME开裂。因此，Si≤0.6％。Si的下限没有特别限定，但也可以为0％以上。此外，Al作为在高温下的加工中要侵入钢中的Zn的捕获位点而发挥功能。若Al低于0.05％，则有可能无法作为Zn的捕获位点充分地发挥功能。因此，设定为Al≥0.05％。Al越多，则作为捕获位点的功能变得越高，越优选，但即使Al浓度过高，其效果也饱和，因此也可以将Al的上限设定为1.2％以下或1.0％以下。这里的内部氧化层的平均深度及元素浓度测定通过与本实施方式的钢板11中包含的表层缺乏层的测定同样的方法来进行。
<合金化热浸镀锌钢板>
本发明的合金化热浸镀锌钢板在上述的本实施方式的钢板上具有包含Zn的合金化热浸镀锌层。该合金化热浸镀锌层可以形成于钢板的一面，也可以形成于两面。
[合金化热浸镀锌层的成分组成]
对本实施方式中的合金化热浸镀锌层中包含的成分组成进行说明。关于元素的含量的“％”只要没有特别说明，则是指“质量％”。在关于镀层的成分组成中的数值范围内，使用“～”表示的数值范围只要没有特别指定，则是指包含“～”的前后记载的数值作为下限值及上限值的范围。
(Al：0.01～1.0％)
Al是通过与Zn一起包含或合金化而提高镀层的耐蚀性的元素。由于在本实施方式的钢板的组成中包含规定的含量的Al，因此本实施方式的合金化热浸镀锌层含有0.01％以上的Al。根据所期望的耐蚀性，Al含量也可以为0.01％以上，例如为0.1％以上、0.13％以上为宜。另一方面，若过量地添加Al，则有时会阻碍Zn-Fe合金化反应而合金化热处理变得困难，造成成本增加，因此将Al含量的上限设定为1.0％。此外，从稳定地进行合金化的观点出发，也可以将Al含量设定为0.2％以下，优选设定为0.15％以下。为了得到所期望的特性，也可以调整镀浴中的Al浓度。
(Fe：5.0～15.0％)
Fe在钢板上形成了包含Zn的镀层后对镀覆钢板进行热处理的情况下可通过从钢板扩散而包含于镀层中。因此，在本实施方式的合金化热浸镀锌层中，进行用于合金化的热处理，Fe含量为5.0％以上。根据合金化的程度，Fe含量也可以为6.0％以上、7.0％以上、8.0％以上、9.0％以上或10.0％以上。另一方面，从镀覆钢板的滑动性的观点出发，Fe含量也可以为15.0％以下，12.0％以下、10.0％以下、8.0％以下或6.0％以下。
(Mg：0～15.0％)
Mg是通过与Zn及Al一起包含或合金化而提高合金化热浸镀锌层的耐蚀性的元素，因此也可以根据需要含有。因此，Mg含量也可以为0％。为了形成包含Zn、Al和Mg的合金化热浸镀锌层，优选Mg含量为0.01％以上为宜，例如为0.1％以上、0.5％以上、1.0％以上、或3.0％以上为宜。另一方面，超过15.0％时在镀浴中Mg未完全溶解而作为氧化物浮游，若以该镀浴进行镀锌则有可能氧化物附着于镀覆表层而引起外观不良，或者产生未镀覆部，因此Mg含量为15.0％以下为宜，例如为10.0％以下、5.0％以下为宜。
(Si：0～3.0％)
Si是若包含于包含Zn的镀层、特别是包含于包含Zn-Al-Mg镀层中则进一步提高耐蚀性的元素，因此也可以根据需要含有。因此，Si含量也可以为0％。从耐蚀性提高的观点出发，Si含量例如也可以为0.005％以上、0.01％以上、0.05％以上、0.1％以上或0.5％以上。此外，Si含量也可以为3.0％以下、2.5％以下、2.0％以下、1.5％以下或1.2％以下。
合金化热浸镀锌层的基本的成分组成如上所述。进而，合金化热浸镀锌层也可以任选地含有Sb：0～0.50％、Pb：0～0.50％、Cu：0～1.00％、Sn：0～1.00％、Ti：0～1.00％、Sr：0～0.50％、Cr：0～1.00％、Ni：0～1.00％及Mn：0～1.00％中的1种或2种以上。虽没有特别限定，但从充分发挥构成合金化热浸镀锌层的上述基本成分的作用及功能的观点出发，这些任意添加元素的合计含量优选设定为5.00％以下，更优选设定为2.00％以下。
合金化热浸镀锌层中上述成分以外的剩余部分由Zn及杂质构成。所谓合金化热浸镀锌层中的杂质是在制造合金化热浸镀锌层时以原料作为代表因制造工序的各种要因而混入的成分，是指不是相对于合金化热浸镀锌层有意添加的成分的成分。在合金化热浸镀锌层中，作为杂质，也可以在不损害本发明的效果的范围内微量地包含上文说明的基本成分及任意添加成分以外的元素。
对于镀层的成分组成，其可通过在添加有抑制钢板的腐蚀的抑制剂的酸溶液中溶解镀层，将所得到的溶液通过ICP(高频电感耦合等离子体)发射光谱法进行测定来确定。
图4中例示性所示的本实施方式的合金化热浸镀锌层16典型而言是对上述的本实施方式的钢板11实施热浸镀锌后进行合金化处理而获得。因此，虽未图示，但在合金化热浸镀锌层16中，存在于钢板11的表层中的微细粒状型氧化物12及粗大粒状型氧化物15的至少一部分残存，能够作为氢的捕获位点而发挥功能。优选的是：在合金化热浸镀锌层16中，以数密度1～10个/(5μm×5μm)含有粒径为0.1～1.5μm的氧化物。在该氧化物的粒径低于0.1μm的情况下，和/或在数密度低于1个/(5μm×5μm)的情况下，有可能无法充分地作为氢的捕获位点而发挥功能。在该氧化物的粒径超过1.5μm的情况下，和/或数密度超过10个/(5μm×5μm)的情况下，有可能使合金化热浸镀锌层的均质性降低。氧化物的粒径及数密度通过与本实施方式的钢板的微细粒状型氧化物和/或粗大粒状型氧化物的测定同样的方法来测定。
镀层的厚度例如为3～50μm为宜。此外，镀层的附着量每一面为10～100g/m2。在本发明中，对于镀层的附着量，其是在添加有抑制基底金属的腐蚀的抑制剂的酸溶液中溶解镀层，由镀覆溶解前后的重量变化来确定。
[抗拉强度]
本发明的热浸镀锌钢板优选具有高强度，具体而言优选具有440MPa以上的抗拉强度。例如抗拉强度也可以为500MPa以上、600MPa以上、700MPa以上、或800MPa以上。抗拉强度的上限没有特别限定，但从韧性确保的观点出发，例如只要为2000MPa以下即可。抗拉强度的测定只要采集将与轧制方向成直角的方向设定为长度方向的JIS5号拉伸试验片，依据JISZ2241(2011)来进行即可。
本发明的热浸镀锌钢板由于为高强度，具有高的耐LME性及耐氢脆性，因此可以在汽车、家电制品、建材等广泛的领域中适宜使用，但特别优选在汽车领域中使用。汽车用途中使用的热浸镀锌钢板大多进行热冲压成型，该情况下氢脆开裂、LME开裂可显著地成为问题。因此，在将本发明的热浸镀锌钢板作为汽车用钢板使用的情况下，可适宜发挥具有高的耐氢脆性及耐LME性这样的本发明的效果。
<钢板的制造方法>
以下，对本发明的钢板的优选的制造方法进行说明。以下的说明的意图在于例示用于制造本发明的钢板的特征性方法，其意图并非将该钢板限定于通过以下说明的那样的制造方法而制造的钢板。
本发明的钢板例如可通过进行以下工序来获得：将调整了成分组成的钢液进行铸造而形成钢坯的铸造工序；将钢坯进行热轧而得到热轧钢板的热轧工序；将热轧钢板卷取的卷取工序；将卷取后的热轧钢板进行冷轧而得到冷轧钢板的冷轧工序；对冷轧钢板进行电刷磨削处理的前处理工序及将前处理后的冷轧钢板进行退火的退火工序。作为替代地也可以在热轧工序后不卷取而进行酸洗并直接进行冷轧工序。
[铸造工序]
铸造工序的条件没有特别限定。例如只要接着利用高炉、电炉等的熔炼，进行各种二次精炼，接着，通过通常的连续铸造、利用锭法的铸造等方法进行铸造即可。
[热轧工序]
可以将如上述那样铸造的钢坯进行热轧而得到热轧钢板。热轧工序通过将所铸造的钢坯直接或暂且冷却后再加热而热轧来进行。在进行再加热的情况下，钢坯的加热温度例如只要为1100℃～1250℃即可。在热轧工序中，通常进行粗轧和精轧。各轧制的温度、压下率只要根据所期望的金属组织、板厚而适当变更即可。例如也可以将精轧的结束温度设定为900～1050℃，将精轧的压下率设定为10～50％。
[卷取工序]
热轧钢板可以在规定的温度下卷取。卷取温度只要根据所期望的金属组织等而适当变更即可，例如只要为500～800℃即可。也可以在卷取之前或卷取之后开卷，对热轧钢板给予规定的热处理。作为替代地也可以不进行卷取工序而在热轧工序后进行酸洗并进行后述的冷轧工序。
[冷轧工序]
对热轧钢板进行酸洗等之后，可以将热轧钢板进行冷轧而得到冷轧钢板。冷轧的压下率只要根据所期望的金属组织、板厚而适当变更即可，例如只要为20～80％即可。在冷轧工序后，例如只要进行空气冷却而冷却至室温即可。
[前处理工序]
为了在最终得到的钢板的表层中大量地得到微细粒状型氧化物、粗大粒状型氧化物及晶界型氧化物、进而得到表层缺乏层，在对冷轧钢板进行退火之前进行规定的前处理工序是有效的。该前处理工序是向冷轧钢板的表面导入大量的位错的工序。氧等的扩散由于与粒内相比晶界更快，因此通过向冷轧钢板的表面导入大量的位错，能够形成与晶界的情况同样多的通路。因此，在退火时氧变得容易沿着这些位错而扩散(侵入)至钢的内部，此外由于Si及Al的扩散速度也提高，因此结果是氧与钢的内部的Si和/或Al结合而变得能够促进形成微细粒状型氧化物、粗大粒状型氧化物及晶界型氧化物。此外，伴随着这样的内部氧化物形成的促进，周围的Si及Al浓度的降低也被促进，因此还能够促进具有所期望的组成的表层缺乏层的形成。因而，在进行了这样的前处理工序的情况下，在后述的退火工序中容易生成所期望的微细粒状型氧化物、粗大粒状型氧化物、晶界型氧化物及表层缺乏层。该前处理工序包含通过强力磨削电刷对冷轧钢板表面进行磨削(电刷磨削处理)。作为强力磨削电刷，也可以使用HOTANI公司制D-100。在磨削时在钢板表面涂布NaOH1.0～5.0％水溶液为宜。电刷压下量为0.5～10.0mm、更优选为5.0～10.0mm，转速为100～1000rpm为宜。通过控制为这样的涂布液条件、电刷压下量、转速而进行电刷磨削处理，在后述的退火工序中，能够有效地在钢板的表层中形成微细粒状型氧化物、粗大粒状型氧化物、晶界型氧化物及表层缺乏层。
[退火工序]
对进行了上述前处理工序的冷轧钢板进行退火。退火例如优选在施加0.1～30.0MPa的张力的状态下进行。如果在退火时施加张力则变得能够更有效地向钢板中导入应变，通过应变可促进钢板的金属组织的位错，氧变得容易沿着该位错而侵入钢的内部，从而在钢板的内部变得容易生成氧化物。其结果是，对粒状型氧化物的数密度的增加、晶界型氧化物的比率的增加以及表层缺乏层的形成变得有利。
从以所期望的尺寸并且大量地生成粒状型氧化物、并且大量地生成晶界型氧化物的观点出发，退火工序的保持温度为750℃～900℃为宜，优选为830℃～880℃。若退火工序的保持温度低于750℃，则有可能没有充分大量地生成晶界型氧化物，有时耐氢脆性变得不充分。另一方面，若退火工序的保持温度超过900℃，则有可能粒状型氧化物发生粗大化，有时不能得到所期望的粒状型氧化物、晶界型氧化物和/或表层缺乏层，有时耐氢脆性和/或耐LME性变得不充分。至上述保持温度为止的升温速度没有特别限定，但只要以1～10℃/秒进行即可。此外，升温也可以通过1～10℃/秒的第1升温速度和与该第1升温速度不同的1～10℃/秒的第2升温速度，以2个阶段来进行。
上述退火工序的保持温度下的保持时间为50～300秒钟为宜，优选为150～250秒钟。若保持时间低于50秒钟，则有可能没有充分大量地生成粒状型氧化物和/或晶界型氧化物，有时耐LME性和/或耐氢脆性变得不充分。另一方面，若保持时间超过300秒钟，则有可能进行外部氧化，不进行内部氧化，有时镀覆性、耐氢脆性和/或耐LME性变得不充分。
在退火工序的升温中及保持(等温)中，从生成所期望的微细粒状型氧化物、粗大粒状型氧化物、晶界型氧化物及表层缺乏层的观点出发，进行加湿。其气氛的露点为-20～10℃为宜，优选为-10～5℃，为1～15vol％H2。若露点过低，则有可能在钢板的表面上形成外部氧化层，不会充分地形成内部氧化层，有时镀覆性、耐氢脆性及耐LME性变得不充分。另一方面，若露点过高，则有可能粒状型氧化物发生粗大化，有时不能得到所期望的粒状型氧化物、晶界型氧化物和/或表层缺乏层。
在升温中开始加湿的温度低于600℃为宜。若超过600℃而开始加湿，则有可能直至到达保持温度为止没有充分地形成内部氧化层和/或表层缺乏层。
进而，在进行退火工序时，特别是在电刷磨削处理前预先将钢板的内部氧化层除去是有效的。有时在上述的轧制工序、特别是热轧工序之间在钢板的表层中形成内部氧化层。那样的轧制工序中形成的内部氧化层有可能在退火工序中阻碍形成微细粒状型氧化物、粗大粒状型氧化物、晶界型氧化物和/或表层缺乏层、或促进外部氧化层的形成，因此该内部氧化层优选通过酸洗处理等在退火前预先除去。更具体而言，进行退火工序时的冷轧钢板的内部氧化层的深度设定为0.5μm以下、优选为0.3μm以下、更优选为0.2μm以下、进一步优选为0.1μm以下为宜。
通过进行上述的各工序，能够得到在钢板的表层中充分大量地包含粒状型氧化物及晶界型氧化物、且生成了表层缺乏层的钢板。
<镀覆钢板的制造方法>
以下，对本发明的镀覆钢板的优选的制造方法进行说明。以下的说明的意图在于例示用于制造本发明的镀覆钢板的特征性方法，其意图并非在于将该镀覆钢板限定于通过以下说明的那样的制造方法而制造的镀覆钢板。
本发明的镀覆钢板可以通过在如上述那样制造的钢板上形成包含Zn的镀层的镀覆处理工序来获得。
[镀覆处理工序]
镀覆处理工序只要按照本领域技术人员所公知的方法来进行即可。镀覆处理工序例如可以通过热浸镀来进行，也可以通过电镀来进行。优选镀覆处理工序通过热浸镀来进行。镀覆处理工序的条件只要考虑所期望的镀层的成分组成、厚度及附着量等而适当设定即可。
[合金化处理工序]
在镀覆处理之后，进行合金化处理。合金化处理工序只要按照本领域技术人员所公知的方法来进行即可。通过加热至为了将镀层合金化所需的温度来实施合金化处理。典型而言，虽然也因镀覆附着量的不同而异，但例如合金化处理通过在480℃以上且580℃以下的温度区域中进行1秒以上且50秒以下的时间的加热来进行。
实施例
以下，通过实施例对本发明更详细地进行说明，但本发明不受这些实施例的任何限定。
例1：关于合金化热浸镀锌钢板的实施例、比较例
(钢板试样的制作)
将调整了成分组成的钢液进行铸造而形成钢坯，将钢坯进行热轧、酸洗后进行冷轧，得到冷轧钢板。接着，进行空气冷却至室温，对冷轧钢板实施酸洗处理而将通过轧制形成的内部氧化层除去至表1中记载的退火前的内部氧化层深度(μm)。接着，从各冷轧钢板通过依据JIS G0417：1999的方法采集样品，通过ICP-MS法等对钢板的成分组成进行分析。将所测定的钢板的成分组成示于表1中。所使用的钢板的板厚全部为1.6mm。
接着，对于一部分冷轧钢板，涂布NaOH2.0％水溶液，进行使用强力磨削电刷(HOTANI公司制D-100)以电刷压下量2.0mm、转速600rpm进行电刷磨削的前处理，之后，通过表1中所示的露点、保持温度及保持时间进行退火处理，制作各钢板试样。在全部的钢板试样中，退火时的升温速度至500℃为止设定为6.0℃/秒，从500℃至保持温度为止设定为2.0℃/秒。在上述退火处理中，对于一部分冷轧钢板在施加30.0MPa的张力的状态下进行退火处理，对于其他的冷轧钢板不施加张力地进行退火处理。将前处理的有无及退火处理的条件(张力有无、加湿带、露点(℃)、氢浓度(vol％)、升温工序中的加湿开始温度(℃)、保持温度(℃)及保持时间(秒))示于表1中。需要说明的是，对于各钢板试样，采集将与轧制方向成直角的方向设定为长度方向的JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241(2011)进行拉伸试验，结果是都为440MPa以上。
(合金化热浸镀锌钢板试样的制作)
将上述的各钢板试样切断成100mm×200mm的尺寸后，通过进行镀覆处理，制作镀覆钢板试样。表1中，镀覆种为“GA(合金化热浸镀锌钢板)”。在热浸镀锌工序中，将所切断的试样在440℃的热浸镀锌浴中浸渍3秒钟。浸渍后，以100mm/秒拔出，通过N2擦拭气体将镀覆附着量控制为50g/m2。之后通过在500℃下加热1秒以上且50秒以下的时间、典型而言20秒左右来进行合金化处理，得到合金化热浸镀锌钢板试样。通过ICP-MS法等对合金化热浸镀锌层的成分组成进行分析，确认为含有Fe：5.0～15.0％及Al：0.01～1.0％、剩余部分由Zn及杂质构成的成分组成。
(合金化热浸镀锌钢板试样的表层的分析：晶界型氧化物的比率A)
将如上述那样制成的各合金化热浸镀锌钢板试样切断成25mm×15mm，将切断后的试样埋入树脂中并实施镜面研磨，制作埋入试样。由该埋入试样的截面观察，对于各钢板试样，测定晶界型氧化物的比率A。具体而言，在150μm宽度(＝L0)的SEM图像中，确定晶界型氧化物的位置，将所确定的晶界型氧化物投影于钢板母材与镀层的界面上，求出视野内的晶界型氧化物的长度L。基于这样求出的L0及L，求出比率A(％)＝100×L/L0。将关于各钢板试样的粒状型氧化物的比率A(％)示于表1中。此外，由同样的SEM图像，测定所确定的晶界型氧化物的深度D。
(合金化热浸镀锌钢板试样的表层的分析：镀层内部的氧化物的数密度)
由上述埋入试样的截面观察，对于各钢板试样的截面，通过SEM观察10处5.0μm×5.0μm的区域。作为观察位置，对于深度方向(与钢板母材与镀层的界面垂直的方向)，设定为从镀层的表面至上述界面为止的5.0μm，对于宽度方向(与钢板的表面平行的方向)，设定为上述SEM图像的任意的位置的5.0μm。将关于所得到的各钢板试样的各区域的SEM图像进行二值化，由二值化图像算出氧化物部分的面积，作为具有与该面积相等的面积的圆的直径、即当量圆直径，求出该氧化物的粒径(μm)，数出0.1～1.5μm的粒径范围内的氧化物的个数。将这样求出的10处的二值化图像中的氧化物的个数的平均值作为微细粒状型氧化物的数密度。将关于各钢板试样的氧化物的数密度为1～10个/5×5μm2)的情况设定为“○”，将除此以外的情况设定为“×”，示于表1中。
(合金化热浸镀锌钢板试样的表层的分析：表层缺乏层)
对于各钢板试样，为了评价表层缺乏层，在使用TEM-EDS由钢板的截面SEM图像算出的内部氧化层的平均深度的1/2的深度处，对不含氧化物的钢组织的成分进行分析。将满足Si≤0.6％且Al≥0.05％的情况设定为“○”，不满足Si≤0.6％且Al≥0.05％的情况设定为“×”。
(耐LME性评价)
耐LME性通过热拉伸试验来评价。使用将各钢板试样切断成130mm×30mm×1.6mm而得到的长条状试验片，
以升温速度100℃/s加热至800℃后立即在800℃下以拉伸速度10mm/s进行热拉伸试验至断裂，测定抗拉强度。
将镀覆样品的抗拉强度与无镀层的样品的抗拉强度进行比较，如下述那样进行评价。
A：镀覆样品的抗拉强度/无镀层的样品的抗拉强度≥85％
B：镀覆样品的抗拉强度/无镀层的样品的抗拉强度＜85％
(耐氢脆性的评价)
对50mm×100mm的各镀覆钢板试样进行使用了磷酸锌系化学转化处理液(SURFDINE SD5350系：Nipponpaint Industrial Coatings公司制)的磷酸锌处理，之后，形成20μm电沉积涂装(PN1100 Powernix gray：Nipponpaint Industrial Coatings公司制)，在150℃的烘烤温度下进行20分钟烘烤，在镀覆钢板试样上形成涂膜。接着，将试样切断成30×100mm而使铁端面露出。之后，按照弯曲加工部的应力成为800MPa的方式使用弯曲夹具以负荷了应力的状态供于盐水喷雾试验(SST、JISZ2371)。通过以下的基准来评价耐氢脆性，该结果示于表1中。
评价AA：至180个循环为止无开裂
评价A：90～低于180个循环时产生开裂
评价B：低于90个循环时产生开裂
本例中，将抗拉强度为440MPa以上、耐氢脆性的评价为AA或A、及耐LME性的评价为A的情况评价为具有高的耐氢脆性及耐LME性的高强度钢镀覆钢板。关于试样No.2～8及23～36，由于钢板的成分组成、晶界型氧化物的比率A以及表层缺乏层满足本发明的范围，因此具有高的耐LME性及耐氢脆性。试样No.1由于C量不足，不仅没有获得充分的强度，而且未得到所期望的晶界型氧化物及表层缺乏层，因此没有获得高的耐氢脆性及耐LME性。试样No.9退火时的露点低，未充分地形成内部氧化层，而形成外部氧化层，没有获得高的耐氢脆性及耐LME性。试样No.10退火时的露点高，粒状型氧化物粗大化，形成外部氧化层，未得到所期望的晶界型氧化物，没有获得高的耐氢脆性。试样No.11退火时的保持温度高，粒状型氧化物粗大化，未得到所期望的晶界型氧化物，没有获得高的耐氢脆性。试样No.12退火时的保持温度低，未充分地形成晶界型氧化层，没有获得高的耐氢脆性。试样No.13退火时的保持时间短，未充分地形成晶界型氧化层，没有获得高的耐氢脆性。试样No.14退火时的保持时间长，未充分地形成内部氧化层，而形成外部氧化层，没有获得高的耐氢脆性。试样No.15及17分别Si量及Mn量为过量，未充分地形成内部氧化层，而形成外部氧化层，没有获得高的耐氢脆性。试样No.16及18分别Si量及Mn量不足，未充分地形成内部型氧化层，没有获得高的耐氢脆性及耐LME性。试样No.19的Al量为过量，未充分地形成内部氧化层，而形成外部氧化层，没有获得高的耐氢脆性。试样No.20的Al量不足，未充分地形成表层缺乏层及内部氧化层，没有获得高的耐氢脆性及耐LME性。试样No.21仅在退火升温时进行加湿，加湿时间变短，未充分地形成晶界型氧化层，没有获得高的耐氢脆性。试样No22退火前的内部氧化层深度厚，在退火后未充分地形成内部氧化层，而形成外部氧化层，没有获得高的耐氢脆性。试样No.37由于在退火时没有对钢板施加张力，因此未充分地形成内部氧化层，没有获得高的耐氢脆性。试样No.38由于未进行退火前的电刷磨削处理，因此未充分地形成内部氧化层，没有获得高的耐氢脆性。试样No.39的加湿开始温度为600℃以上，未充分地形成内部氧化层，没有获得高的耐氢脆性及耐LME性。
就发明例而言，在镀层下方的母材钢中以规定的比率确认到晶界型氧化层，还通过EDS确认得到规定的表层缺乏层。因此，得到了高的耐氢脆性及耐LME性。另一方面，就比较例而言，在母材钢的表面附近未适宜地形成包含晶界型氧化物的内部氧化层和/或表层缺乏层。因此，确认到大量的氢侵入、耐LME性低劣中的至少一者。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供具有高的耐LME性及耐氢脆性的高强度热浸镀锌钢板，该热浸镀锌钢板可以适宜用于汽车、家电制品、建材等用途、特别是汽车用，作为汽车用镀覆钢板可期待高的碰撞安全性、长寿命化。因此，本发明可以说是产业上的价值极高的发明。
符号说明
1 钢板
2 外部氧化层
3 母材钢
11 钢板
12 微细粒状型氧化物
13 晶界型氧化物
14 母材钢
15 粗大粒状型氧化物
16 合金化热浸镀锌层
17 合金化热浸镀锌钢板

Claims (3)

1.一种合金化热浸镀锌钢板，其包含钢板及合金化热浸镀锌层，所述钢板具有下述成分组成：以质量％计含有
C：0.05～0.40％、
Si：0.2～3.0％、
Mn：0.1～5.0％、
sol.Al：0.4～1.50％、
P：0.0300％以下、
S：0.0300％以下、
N：0.0100％以下、
B：0～0.010％、
Ti：0～0.150％、
Nb：0～0.150％、
V：0～0.150％、
Cr：0～2.00％、
Ni：0～2.00％、
Cu：0～2.00％、
Mo：0～1.00％、
W：0～1.00％、
Ca：0～0.100％、
Mg：0～0.100％、
Zr：0～0.100％、
Hf：0～0.100％及
REM：0～0.100％，剩余部分由Fe及杂质构成，
所述合金化热浸镀锌层以10～100g/m2附着于所述钢板的至少一个面上，
并具有以质量％计含有Fe：5.0～15.0％及Al：0.01～1.0％、剩余部分由Zn及杂质构成的成分组成，
在所述钢板的表层中，具有包含晶界型氧化物的内部氧化层，
在对所述钢板的表层的截面进行观察的情况下，投影于所述钢板与所述合金化热浸镀锌层的界面的所述晶界型氧化物的长度相对于所述界面的长度的比率A为50％以上且100％以下，
所述钢板的表层包含所述内部氧化层的平均深度的1/2的深度处的、不含所述晶界型氧化物的钢组成以质量％计满足Si≤0.6％且Al≥0.05％的表层缺乏层。
2.根据权利要求1所述的合金化热浸镀锌钢板，其中，所述比率A为90％以上。
3.根据权利要求1或2所述的合金化热浸镀锌钢板，其中，在所述合金化热浸镀锌层中以数密度1～10个/(5μm×5μm)含有粒径为0.1～1.5μm的氧化物。
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