高强度镀覆钢板以及其制造方法与流程

本发明涉及一种抗拉强度为980mpa以上、镀覆性良好、包含延伸率、弯曲性和扩孔性的加工性以及耐延迟断裂特性优异的高强度镀覆钢板，进一步涉及其制造方法。本发明的镀覆钢板包括热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板双方。

背景技术：

在汽车或运输机等领域中所通用的热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板除了被要求高强度化以外，还被要求延伸率、弯曲性及扩孔性(与延伸凸缘性同义)的加工性优异，进一步被要求耐延迟断裂特性优异。

为了确保高强度化和加工性，有效的是在钢中较多地添加si或mn等强化元素。然而，si和mn是易氧化性元素，由于形成在表面的si氧化物、mn氧化物、具有si和mn的复合氧化物的复合氧化膜等，热浸镀锌的润湿性明显变差，发生未镀覆等问题。对此，针对含有较多si或mn的镀覆钢板，提出了各种在不发生未镀覆的情况下提高加工性等的技术。

例如，在专利文献1中公开了抗拉强度为590mpa以上且弯曲性及加工部的耐蚀性优异的热浸镀锌钢板。详细而言，在专利文献1中，为了能够抑制自钢板与镀覆层之间的界面起形成在钢板侧的内部氧化层所引起的挠裂(flexcrack)的产生和镀膜的损伤，将脱碳层的成长设为显著快于内部氧化层的成长。另外，还公开了以使在铁素体区域中因脱碳而形成的内部氧化层的厚度变薄的方式加以控制的表面附近组织。

此外，在专利文献2中公开了疲劳耐久性、耐氢脆性(与耐延迟断裂特性同义)、弯曲性优异的抗拉强度为770mpa以上的热浸镀锌钢板。详细而言，在专利文献2中，钢板部包括：与镀覆层的界面直接接触的软质层；以及以铁素体作为面积率最大的组织的软质层。另外，还公开了满足d/4≤d≤2d的热浸镀锌钢板，其中，d是所述软质层的厚度，d是存在于钢板表层部并含有si和mn中1种以上的氧化物从镀覆层/基底钢的界面算起的深度。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利公开公报特开2011-231367号

专利文献2：日本专利公报第4943558号

技术实现要素：

本发明要解决的问题

如上所述，至今为止已提出了各种使含有较多si及mn的镀覆钢板的加工性等提高的技术。然而，期望提供一种全部兼具该镀覆钢板被要求的各种特性、即：980mpa以上的高强度、镀覆性良好、延伸率、弯曲性和扩孔性的加工性优异、耐延迟断裂特性优异的技术。

本发明鉴于上述情况而作出，其目的在于提供一种镀覆性良好、延伸率、弯曲性和扩孔性的加工性、以及耐延迟断裂特性优异的抗拉强度为980mpa以上的热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板。而且，本发明的其它目的在于提供所述热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板的制造方法。

用于解决问题的方案

能够解决上述问题的本发明所涉及的抗拉强度为980mpa以上的高强度镀覆钢板是在基底钢板的表面具有热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层的镀覆钢板，所述基底钢板以质量％计含有c：0.10％至0.5％、si：1.0％至3％、mn：1.5％至8％、al：0.005％至3％、p：超过0％且0.1％以下、s：超过0％且0.05％以下、n：超过0％且0.01％以下，余量是铁和不可避免的杂质。并且，其要点在于，自所述基底钢板与所述镀覆层之间的界面起，向基底钢板侧依次包含：内部氧化层，包含选自由si和mn构成的组中的至少一种的氧化物；软质层，包含所述内部氧化层，并且，在将所述基底钢板的板厚设为t时，具有所述基底钢板的t/4部位的维氏硬度的90％以下的维氏硬度；以及硬质层，包含如下组织：当用扫描型电子显微镜(sem；scanningelectronmicroscope)观察金属组织时，相对于所述金属组织整体包含20面积％至85面积％的低温相变生成相，并且，相对于所述金属组织整体包含超过10面积％且70面积％以下的多边形铁素体；当用饱和磁化法测定所述金属组织时，相对于所述金属组织整体包含5体积％以上的残余奥氏体(以下有时记为残余γ)，其中，所述软质层的平均深度d为20μm以上，所述内部氧化层的平均深度d为4μm以上且小于所述d。

优选：所述内部氧化层的平均深度d与所述软质层的平均深度d满足d＞2d的关系。

也可以为：所述低温相变生成相包含邻接的残余奥氏体之间、邻接的碳化物之间、或邻接的残余奥氏体与碳化物之间的平均间隔为1μm以上的高温区域生成贝氏体，其中，所述高温区域生成贝氏体相对于所述金属组织整体超过10面积％且85面积％以下，所述低温相变生成相可包含：邻接的残余奥氏体之间、邻接的碳化物之间、或邻接的残余奥氏体与碳化物之间的平均间隔小于1μm的低温区域生成贝氏体；以及回火马氏体，所述低温区域生成贝氏体及所述回火马氏体的合计相对于所述金属组织整体为0面积％以上且小于10面积％。

也可以为：所述低温相变生成相包含：邻接的残余奥氏体之间、邻接的碳化物之间、或邻接的残余奥氏体与碳化物之间的平均间隔为1μm以上的高温区域生成贝氏体；邻接的残余奥氏体之间、邻接的碳化物之间、或邻接的残余奥氏体与碳化物之间的平均间隔小于1μm的低温区域生成贝氏体；以及回火马氏体，其中，所述高温区域生成贝氏体相对于所述金属组织整体为10面积％至75面积％，所述低温区域生成贝氏体及所述回火马氏体的合计相对于所述金属组织整体为10面积％至75面积％。

也可以为：所述低温相变生成相包含：邻接的残余奥氏体之间、邻接的碳化物之间、或邻接的残余奥氏体与碳化物之间的平均间隔小于1μm的低温区域生成贝氏体；以及回火马氏体，其中，所述低温区域生成贝氏体及所述回火马氏体的合计相对于所述金属组织整体超过10面积％且85面积％以下，所述低温相变生成相可包含邻接的残余奥氏体之间、邻接的碳化物之间、或邻接的残余奥氏体与碳化物之间的平均间隔为1μm以上的高温区域生成贝氏体，所述高温区域生成贝氏体相对于所述金属组织整体为0面积％以上且小于10面积％。

所述基底钢板以质量％计还可以含有：(a)从由cr：超过0％且1％以下、mo：超过0％且1％以下和b：超过0％且0.01％以下所构成的组中选择的至少一种；(b)从由ti：超过0％且0.2％以下、nb：超过0％且0.2％以下和v：超过0％且0.2％以下所构成的组中选择的至少一种；(c)从由cu：超过0％且1％以下和ni：超过0％且1％以下所构成的组中选择的至少一种；(d)从由ca：超过0％且0.01％以下、mg：超过0％且0.01％以下和稀土类元素：超过0％且0.01％以下所构成的组中选择的至少一种。

所述高强度镀覆钢板通过依次包括如下步骤的制造方法来可以制造：在600℃以上的温度下将满足所述基底钢板的钢成分的钢板卷取的热轧步骤；以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行酸洗和冷轧的步骤；在氧化带中，以0.9至1.4的空气比进行氧化的步骤；以及(i)步骤或(ii)步骤，其中，所述(i)步骤，在还原带中，在ac3点和750℃中的高的温度以上的范围内进行均热，均热后，到600℃为止，以超过0℃/秒且20℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，从600℃起冷却至满足100℃至540℃的任意的停止温度z，并且，在从600℃起至所述停止温度z和500℃中的高的温度的范围，以大于所述均热后到600℃为止的所述平均冷却速度且10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，并在所述100℃至540℃的温度区域保持50秒以上，所述(ii)步骤，在还原带中，在ac1点+20℃和750℃中的高的温度以上且低于ac3点的范围内进行均热，均热后，冷却至满足100℃至540℃的任意的停止温度z，并且，在所述停止温度z和500℃中的高的温度为止的范围，以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，并在所述100℃至540℃的温度区域保持50秒以上。

此外，所述高强度镀覆钢板另外通过依次包括如下步骤的制造方法来可以制造：在500℃以上的温度下将满足所述基底钢板的钢成分的钢板卷取的热轧步骤；在500℃以上的温度下保温60分钟以上的步骤；以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行酸洗和冷轧的步骤；在氧化带中，以0.9至1.4的空气比进行氧化的步骤；以及(i)步骤或(ii)步骤，其中，所述(i)步骤，在还原带中，在ac3点和750℃中的高的温度以上的范围内进行均热，均热后，到600℃为止，以超过0℃/秒且20℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，从600℃起冷却至满足100℃至540℃的任意的停止温度z，并且，在从600℃起至所述停止温度z和500℃中的高的温度的范围，以大于所述均热后到600℃为止的所述平均冷却速度且10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，并在所述100℃至540℃的温度区域保持50秒以上，所述(ii)步骤，在还原带中，在ac1点+20℃和750℃中的高的温度以上且低于ac3点的范围内进行均热，均热后，冷却至满足100℃至540℃的任意的停止温度z，并且，在所述停止温度z和500℃中的高的温度为止的范围，以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，并在所述100℃至540℃的温度区域保持50秒以上。

所述高强度镀覆钢板中，所述低温相变生成相包含相对于所述金属组织整体超过10面积％且85面积％以下的所述高温区域生成贝氏体，并且，所述低温区域生成贝氏体及所述回火马氏体的合计相对于所述金属组织整体为0面积％以上且小于10面积％，这样的高强度镀覆钢板通过下述[ia]或[ib]的制造方法来可以制造。

[ia]依次包括如下步骤的制造方法：在600℃以上的温度下将满足所述基底钢板的钢成分的钢板卷取的热轧步骤；以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行酸洗和冷轧的步骤；在氧化带中，以0.9至1.4的空气比进行氧化的步骤；以及(ia)步骤或(iia)步骤，其中，所述(ia)步骤，在还原带中，在ac3点和750℃中的高的温度以上的范围内进行均热，均热后，到600℃为止，以超过0℃/秒且20℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，从600℃起，以大于所述均热后到600℃为止的所述平均冷却速度进行冷却且以满足下述(a1)进行处理，所述(iia)步骤，在还原带中，在ac1点+20℃和750℃中的高的温度以上且低于ac3点的范围内进行均热，均热后，以满足下述(a1)进行处理。

[ib]依次包括如下步骤的制造方法：在500℃以上的温度下将满足所述基底钢板的钢成分的钢板卷取的热轧步骤；在500℃以上的温度下保温60分钟以上的步骤；以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行酸洗和冷轧的步骤；在氧化带中，以0.9至1.4的空气比进行氧化的步骤；以及(ia)步骤或(iia)步骤，其中，所述(ia)步骤，在还原带中，在ac3点和750℃中的高的温度以上的范围内进行均热，均热后，到600℃为止，以超过0℃/秒且20℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，从600℃起，以大于所述均热后到600℃为止的所述平均冷却速度进行冷却且以满足下述(a1)进行处理，所述(iia)步骤，在还原带中，在ac1点+20℃和750℃中的高的温度以上且低于ac3点的范围内进行均热，均热后，以满足下述(a1)进行处理。

所述(a1)为冷却至满足420℃以上且500℃以下的任意的停止温度za1，并且，在500℃为止的范围以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，并在所述420℃至500℃的温度区域保持50秒以上。

所述高强度镀覆钢板中，所述低温相变生成相包含相对于所述金属组织整体为10面积％至75面积％的所述高温区域生成贝氏体，并且，所述低温区域生成贝氏体及所述回火马氏体的合计相对于所述金属组织整体为10面积％至75面积％，这样的高强度镀覆钢板能够通过下述[iia]或[iib]的制造方法来制造。

[iia]依次包括如下步骤的制造方法：在600℃以上的温度下将满足所述基底钢板的钢成分的钢板卷取的热轧步骤；以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行酸洗和冷轧的步骤；在氧化带中，以0.9至1.4的空气比进行氧化的步骤；以及(ib)步骤或(iib)步骤，其中，所述(ib)步骤，在还原带中，在ac3点和750℃中的高的温度以上的范围内进行均热，均热后，到600℃为止，以超过0℃/秒且20℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，从600℃起，以大于所述均热后到600℃为止的所述平均冷却速度进行冷却且以满足下述(a2)、(b)和(c1)中的任一个进行处理，所述(iib)步骤，在还原带中，在ac1点+20℃和750℃中的高的温度以上且低于ac3点的范围内进行均热，均热后，以满足下述(a2)、(b)和(c1)中的任一个进行处理。

[iib]依次包括如下步骤的制造方法：在500℃以上的温度下将满足所述基底钢板的钢成分的钢板卷取的热轧步骤；在500℃以上的温度下保温60分钟以上的步骤；以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行酸洗和冷轧的步骤；在氧化带中，以0.9至1.4的空气比进行氧化的步骤；以及(ib)步骤或(iib)步骤，其中，所述(ib)步骤，在还原带中，在ac3点和750℃中的高的温度以上的范围内进行均热，均热后，到600℃为止，以超过0℃/秒且20℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，从600℃起，以大于所述均热后到600℃为止的所述平均冷却速度进行冷却且以满足下述(a2)、(b)和(c1)中的任一个进行处理，所述(iib)步骤，在还原带中，在ac1点+20℃和750℃中的高的温度以上且低于ac3点的范围内进行均热，均热后，以满足下述(a2)、(b)和(c1)中的任一个进行处理。

所述(a2)为冷却至满足380℃以上且低于420℃的任意的停止温度za2，并且，在500℃为止的范围以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，并在所述380℃以上且低于420℃的温度区域保持50秒以上。

所述(b)为冷却至满足下述式(1)的任意的停止温度zb，并且，在所述停止温度zb和500℃中的高的温度为止的范围以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，在满足下述式(1)的温度区域t1保持10秒至100秒，接着冷却至满足下述式(2)的温度区域t2，并在该温度区域t2保持50秒以上，其中，

400≤t1(℃)≤540(1)

200≤t2(℃)＜400(2)。

所述(c1)为冷却至满足下述式(3)的任意的停止温度zc1或ms点，并且，在500℃为止的范围以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，在满足下述式(3)的温度区域t3保持5秒至180秒，接着加热至满足下述式(4)的温度区域t4，并在该温度区域t4保持30秒以上，其中，

100≤t3(℃)＜400(3)

400≤t4(℃)≤500(4)。

所述高强度镀覆钢板中，所述低温相变生成相包含相对于所述金属组织整体超过10面积％且85面积％以下的所述低温区域生成贝氏体，并且，所述高温区域生成贝氏体相对于所述金属组织整体为0面积％以上且小于10面积％，这样的高强度镀覆钢板通过下述[iiia]或[iiib]的制造方法来可以制造。

[iiia]依次包括如下步骤的制造方法：在600℃以上的温度下将满足所述基底钢板的钢成分的钢板卷取的热轧步骤；以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行酸洗和冷轧的步骤；在氧化带中，以0.9至1.4的空气比进行氧化的步骤；以及(ic)步骤或(iic)步骤，其中，所述(ic)步骤，在还原带中，在ac3点和750℃中的高的温度以上的范围内进行均热，均热后，到600℃为止，以超过0℃/秒且20℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，从600℃起，以大于所述均热后到600℃为止的所述平均冷却速度进行冷却且以满足下述(a3)和(c2)中的任一个进行处理，所述(iic)步骤，在还原带中，在ac1点+20℃和750℃中的高的温度以上且低于ac3点的范围内进行均热，均热后，以满足下述(a3)和(c2)中的任一个进行处理。

[iiib]依次包括如下步骤的制造方法：在500℃以上的温度下将满足所述基底钢板的钢成分的钢板卷取的热轧步骤；在500℃以上的温度下保温60分钟以上的步骤；以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行酸洗和冷轧的步骤；在氧化带中，以0.9至1.4的空气比进行氧化的步骤；以及(ic)步骤或(iic)步骤，其中，所述(ic)步骤，在还原带中，在ac3点和750℃中的高的温度以上的范围内进行均热，均热后，到600℃为止，以超过0℃/秒且20℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，从600℃起，以大于所述均热后到600℃为止的所述平均冷却速度进行冷却且以满足下述(a3)和(c2)中的任一个进行处理，所述(iic)步骤，在还原带中，在ac1点+20℃和750℃中的高的温度以上且低于ac3点的范围内进行均热，均热后，以满足下述(a3)和(c2)中的任一个进行处理。

所述(a3)为冷却至满足150℃以上且低于380℃的任意的停止温度za3，并且，在500℃为止的范围以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，并在所述150℃以上且低于380℃的温度区域保持50秒以上。

所述(c2)为冷却至满足下述式(3)的任意的停止温度zc2或ms点，并且，在500℃为止的范围以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，在满足下述式(3)的温度区域t3保持5秒至180秒，接着加热至满足下述式(4)的温度区域t4，并在该温度区域t4保持30秒以上，其中，

100≤t3(℃)＜400(3)

400≤t4(℃)≤500(4)。

发明的效果

本发明的镀覆钢板自镀覆层与基底钢板之间的界面起，向基底钢板侧依次包括：包含选自由si和mn构成的组中的至少一种的氧化物的内部氧化层；包含该内部氧化层的区域的软质层；以及硬质层，该硬质层为所述软质层以外区域，该硬质层以低温相变生成相为主体，该硬质层包含残余奥氏体，也可以包含多边形铁素体。并且，尤其将内部氧化层的平均深度d较厚地控制为4μm以上而有效利用为氢捕获部位，因此能够有效地抑制氢脆，制得延伸率、弯曲性和扩孔性的加工性以及耐延迟断裂特性均优异的抗拉强度为980mpa以上的高强度镀覆钢板。较佳地，由于适宜控制了内部氧化层的平均深度d与包含该内部氧化层的区域的软质层的平均深度d的关系，因此尤其弯曲性进一步提高。

附图说明

图1是用于说明本发明的镀覆钢板中的自镀覆层与基底钢板之间的界面起至基底钢板侧的层结构的示意图。

图2是说明测定本发明的镀覆钢板中的内部氧化层的平均深度d的步骤的示意图。

图3是说明为了决定软质层的平均深度d而使用的维氏硬度的测定位置的图。

图4是用于说明测定残余奥氏体之间、碳化物之间、或残余奥氏体与碳化物之间的中心位置间距离的步骤的示意图。

图5的a和图5的b是示意性地表示高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体以及回火马氏体的分布状态的图。

图6是用于说明t1温度区域和t2温度区域的加加热曲线的示意图。

图7是用于说明t3温度区域和t4温度区域的加加热曲线的示意图。

具体实施方式

本发明人为了提供一种具有980mpa以上的高强度并且镀覆性、加工性及耐延迟断裂特性均为优异的高强度镀覆钢板，其中基底钢板含有较多si及mn，特别关注自镀覆层与基底钢板之间的界面起至基底钢板侧的层结构而反复进行了研究。结果发现，如后述的图1的示意图所示，如果采用如下(a)和(b)，则内部氧化层作为氢捕获部位发挥作用，能够有效地抑制氢脆，因此，能够实现所期望的目的，且优选将如下的(c)适当地控制，则尤其弯曲性进一步提高，并完成了本发明，其中，所述(a)使自镀覆层与基底钢板之间的界面至基底钢板侧的层结构包括具备内部氧化层的软质层以及硬质层，该硬质层为所述软质层以外的区域并且包含低温相变生成相、多边形铁素体以及残余奥氏体，其中所述内部氧化层含有选自由si和mn构成的组中的至少一种的氧化物；所述(b)将所述内部氧化层的平均深度d较厚地控制为4μm以上；所述(c)为所述内部氧化层的平均深度d与包含所述内部氧化层的区域的软质层的平均深度d之间的关系。

在本说明书中，镀覆钢板包含热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板双方。

此外，在本说明书中，所述基底钢板是指形成热浸镀锌层及合金化热浸镀锌层之前的钢板，所述镀覆钢板是指在基底钢板的表面具有热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层的钢板。

此外，在本说明书中，“高强度”是指抗拉强度为980mpa以上。

此外，在本说明书中，“加工性优异”是指延伸率、弯曲性及扩孔性均为优异。详细而言，在利用后述的实施例中所记载的方法测定这些特性时，将满足实施例的合格基准的称为“加工性优异”。

如上所述，本发明的镀覆钢板在基底钢板的表面具有热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层(以下，有时用镀覆层来代表它们)。并且，本发明的特征部分在于自基底钢板与镀覆层之间的界面起，向基底钢板侧依次具有下述(a)至(c)的层结构。

(a)内部氧化层：其是包含选自由si和mn构成的组中的至少一种的氧化物的层。内部氧化层的平均深度d是4μm以上且小于后述的(b)中所记载的软质层的平均深度d。

(b)软质层：其包含所述内部氧化层，在将所述基底钢板的板厚设为t时，维氏硬度满足所述基底钢板的t/4部位的维氏硬度的90％以下。软质层的平均深度d为20μm以上。

(c)硬质层：其是包含低温相变生成相、多边形铁素体及残余γ的组织。“低温相变生成相”是指贝氏体及回火马氏体，在本说明书中，低温相变生成相中不包含淬火状态的马氏体(有时称为新鲜马氏体)。在本说明书中，为便于说明，将新鲜马氏体分类为其它组织。

下面，参照图1，依次详细地说明对本发明赋予特征的所述(a)至(c)的层结构。

如图1所示，本发明的镀覆钢板的基底钢板2侧的层结构从镀覆层1与基底钢板2之间的界面向基底钢板2侧包含：(b)的软质层4；以及(c)的硬质层5，该硬质层5比软质层4位于基底钢板2侧的内部。所述(b)的软质层4包含(a)的内部氧化层3。另外，所述软质层4与所述硬质层5连续地存在。

(a)关于内部氧化层

首先，直接接触于镀覆层1与基底钢板2的界面的部分具有平均深度d为4μm以上的内部氧化层3。在此，平均深度是指自所述界面算起的深度的平均值，对于其详细的测定方法，将在后述的实施例中使用图2加以说明。

所述内部氧化层3含有：包含si和mn中的至少一种的氧化物；以及因si和mn形成氧化物而其周围固溶si和/或固溶mn较少的si及mn贫化层。

本发明的最大特征在于将所述内部氧化层3的平均深度d较厚地控制为4μm以上。据此，可将该内部氧化层3作为氢捕获部位来有效利用，可抑制氢脆，并且提高弯曲性、扩孔性以及耐延迟断裂特性。另外，如本发明含有较多si及mn等易氧化性元素的基底钢板在退火时，在该基底钢板表面容易形成具有si氧化物、mn氧化物、si与mn的复合氧化物的复合氧化膜，会降低镀覆性。“退火时”相当于后述的连续热浸镀锌生产线中的氧化步骤及还原步骤。对此，作为其对策，已知有如下的方法：在氧化气氛下使基底钢板表面氧化而生成fe氧化膜后，在含氢气氛中进行退火(即、还原退火)。而且，还已知如下的方法：通过控制炉内气氛而使易氧化性元素作为氧化物固定在基底钢板的表层内部，使固溶在基底钢板表层的易氧化性元素减少，从而防止易氧化性元素在基底钢板表面形成氧化膜。

然而，根据本发明人的研究结果可知：用于对含有较多si及mn的基底钢板进行镀覆的通用的氧化还原法中，在还原时的氢气氛下，氢渗入至基底钢板，从而发生因氢脆造成的弯曲性及扩孔性的降低，想要改善这些特性的降低，有效的是有效利用选自由si和mn构成的组中的至少一种的氧化物。详细而言，发现了可将所述氧化物用作氢捕获部位，其能在还原时防止氢渗入至基底钢板内部，改善耐延迟断裂特性下降引起的弯曲性及扩孔性的下降，想要有效地发挥其效果，不可欠缺的是将含有所述氧化物的内部氧化层的平均深度d较厚地形成为4μm以上。所述d优选6μm以上，更优选8μm以上，进一步优选超过10μm。

在本发明中，内部氧化层3的平均深度d的上限至少小于后述的(b)的软质层4的平均深度d。所述d的上限优选为30μm以下。其原因在于：想要使内部氧化层3变厚，需要在热轧卷取后长时间保持于高温区域中，但是由于受到生产效率及设备上的限制，因此大概成为上述优选的值。所述d更优选为18μm以下，进一步优选为16μm以下。

而且，在本发明中，优选：以使所述内部氧化层3的平均深度d与后述的(b)的软质层4的平均深度d的关系满足d＞2d的关系式的方式控制该内部氧化层3的平均深度d，据此尤其弯曲性进一步提高。

相对于此，在所述的专利文献2中公开了满足d/4≤d≤2d的热浸镀锌钢板，其中，氧化物所存在的深度d及软质层的厚度d大致对应于本发明中记载的内部氧化层的平均深度d及软质层的平均深度d，专利文献2的控制方针与本发明中规定的所述关系式(d＞2d)完全不同。而且，所述专利文献2基本上记载了在满足所述的d/4≤d≤2d的关系的基础上控制氧化物所存在的深度d的范围，因此完全没有本发明所示的将内部氧化层3的平均深度d较厚地控制为4μm以上的基本构思。当然，也没有记载据此而有效地发挥作为氢捕获部位的作用，以使弯曲性、扩孔性及耐延迟断裂特性提高的本发明的效果。

另外，在本发明中，想要将所述内部氧化层3的平均深度d控制为4μm以上，则需要将进入连续热浸镀锌生产线之前的冷轧钢板的内部氧化层3的平均深度控制为4μm以上。如后述的实施例所示，酸洗、冷轧后的内部氧化层被继承到进入镀覆生产线后最终获得的镀覆钢板中的内部氧化层。详细内容与制造方法一并说明。

(b)关于软质层

在本发明中，如图1所示，软质层4是包含所述(a)的内部氧化层3的区域的层。该软质层4的维氏硬度满足基底钢板2的t/4部位的维氏硬度的90％以下。在此，t是基底钢板的板厚(mm)。所述维氏硬度的详细的测定方法将在后述的实施例中加以说明。

所述软质层4是维氏硬度比后述的(c)的硬质层5低的软质的组织，变形能力优异，因此，通过形成软质层4，尤其使弯曲性提高。即，在弯曲加工时，基底钢板的表层部成为断裂的起点，但如本发明所示，通过在基底钢板的表层形成规定的软质层4，尤其使弯曲性得到改善。而且，通过形成所述软质层4，能够防止所述(a)内的氧化物成为弯曲加工时断裂的起点，能够仅享有所述的作为氢捕获部位的优点。其结果，不仅弯曲性进一步提高，而且耐延迟断裂特性也进一步提高。

为了有效地发挥这种软质层的形成所带来的效果，将所述软质层4的平均深度d设为20μm以上。所述d优选为22μm以上，更优选为24μm以上。另一方面，如果所述软质层4的平均深度d过厚，则镀覆钢板自身的强度降低，因此，优选将其上限设为100μm以下，更优选为60μm以下。

(c)关于硬质层

在本发明中，如图1所示，硬质层5形成在所述(b)的软质层4的基底钢板2侧。该硬质层5包括包含低温相变生成相、多边形铁素体以及残余γ的组织。

(c1)所述“低温相变生成相”是指贝氏体及回火马氏体，贝氏体包含贝氏体铁素体。贝氏体是析出了碳化物的组织，贝氏体铁素体是未析出碳化物的组织。

所述低温相变生成相的面积率优选30面积％以上，更优选40面积％以上，进一步优选50面积％以上。为了确保多边形铁素体及残余γ的生成量，所述低温相变生成相的面积率的上限例如优选85面积％以下。

(c2)当使用扫描型电子显微镜观察金属组织时，所述硬质层含有相对于该金属组织整体超过10面积％且70面积％以下的范围的多边形铁素体。所述多边形铁素体较所述低温相变生成相为软质，其作用为提高钢板的延伸率来改善加工性。为了发挥此作用，多边形铁素体的面积率相对于金属组织整体超过10％，优选15％以上。但是，如果多边形铁素体的生成量过剩，弯曲性及扩孔性降低。因此，多边形铁素体的面积率优选相对于金属组织整体为70％以下，更优选65％以下，进一步优选60％以下。

(c3)所述残余γ通过在钢板受到应力而变形时相变为马氏体来促进变形部的硬化，具有防止形变集中的效果，据此提高均一变形能力而发挥出良好的延伸率。这样的效果一般被称为trip效应。

为了发挥上述的效果，所述残余γ相对于金属组织整体的体积率在用饱和磁化法测定时，需要含有5体积％以上。残余γ优选8体积％以上，更优选10体积％以上，进一步优选12体积％以上。但是，如果残余γ的生成量过多，则后述的ma混合相也过量生成，ma混合相容易变得粗大，因此，使局部变形能力(扩孔性及弯曲性)降低。因此，残余γ的上限为30体积％左右以下，优选为25体积％以下。

残余γ主要在金属组织的板条间生成，但有时也在例如板条块或板条束等板条状组织的集合体、或者旧奥氏体的晶粒边界上作为后述ma混合相的一部分而呈块状存在。

(c4)所述硬质层除了含有所述组织以外，在不损及本发明的作用的范围内，还可以包含制造过程中不可避免地混入的其它组织，例如，珠光体、淬火马氏体等。此外，也可含有淬火马氏体和残余γ的复合相、即ma混合相。所述其它组织优选最大也为15面积％以下，越少越好。

(c5)如上所述，通过所述硬质层的形成，延伸率、弯曲性及扩孔性提高。即，通过生成规定量的贝氏体等的硬质相，能够提供弯曲性及扩孔性，通过生成规定量的多边形铁素体等的软质相，能够提高延伸率。对此，在本发明中，将基底钢板内部的组织设为如下的硬质层：将作为硬质相的贝氏体等的低温相变生成相设为20面积％至85面积％，将作为软质相的多边形铁素体所占的比率抑制为超过10面积％且70面积％以下。

(c6)在本发明中，构成所述低温相变生成相的贝氏体优选区分为高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体。即，所述低温相变生成相优选主要包含(c6-1)高温区域生成贝氏体，或者包含(c6-2)高温区域生成贝氏体、低温区域生成贝氏体及回火马氏体的复合组织，或者主要包含(c6-3)低温区域生成贝氏体和回火马氏体。

所述高温区域生成贝氏体是当用扫描型电子显微镜观察经过硝酸乙醇腐蚀的钢板截面时，邻接的残余γ之间、邻接的碳化物之间、或者邻接的残余γ与碳化物之间的平均间隔达到1μm以上的组织。所述高温区域生成贝氏体是在加热到ac1点以上的温度后的冷却过程中，大致在400℃以上且540℃以下的温度区域生成的贝氏体组织。

所述低温区域生成贝氏体是当用扫描型电子显微镜观察经过硝酸乙醇腐蚀的钢板截面时，邻接的残余γ之间、邻接的碳化物之间、或者邻接的残余γ与碳化物之间的平均间隔小于1μm的组织。所述低温区域生成贝氏体是在加热到所述ac1点以上后的冷却过程中，大致在200℃以上且低于400℃的温度区域生成的贝氏体组织。

所述回火马氏体是具有与所述低温区域生成贝氏体同样的作用的组织。另外，由于所述低温区域生成贝氏体与所述回火马氏体即使用扫描型电子显微镜观察也无法区别，因此在本发明中，将低温区域生成贝氏体和回火马氏体统称为“低温区域生成贝氏体等”。

所述高温区域生成贝氏体特别有助于提高钢板的机械特性中的延伸率，所述低温区域生成贝氏体及所述回火马氏体特别有助于提高钢板的机械特性中的扩孔性。

并且，在包含两种贝氏体组织及回火马氏体的情况下，在确保良好的扩孔性的基础上，能够提高延伸率，整体加工性得以提高。这是因为，通过复合强度级别不同的贝氏体组织及回火马氏体而产生不均一变形，加工硬化能力上升。即，高温区域生成贝氏体较低温区域生成贝氏体等为软质，因此，提高钢板的延伸率el来有助于改善加工性。另一方面，低温区域生成贝氏体等的碳化物及残余γ小，在变形时应力集中减轻，因此，提高钢板的扩孔性及弯曲性来提高局部变形能力而有助于改善加工性。并且，通过使此种高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等混合存在，加工硬化能力提高，延伸率提高而加工性得到改善。

在此，详细说明所述高温区域生成贝氏体和所述低温区域生成贝氏体等。

关于所述邻接的残余γ之间的中心位置间距离、邻接的碳化物之间的中心位置间距离、或者邻接的残余γ与碳化物之间的中心位置间距离，以下有时将其统称为“残余γ等的平均间隔”。所述中心位置间距离是指对于最为邻接的残余γ之间、最为邻接的碳化物之间、最为邻接的残余γ与碳化物之间进行测定时，在各残余γ或各碳化物中求出中心位置，该中心位置之间的距离。所述中心位置是在残余γ或碳化物中决定长径和短径时长径与短径交叉的位置。

然而，残余γ或碳化物在板条边界上析出时，多个残余γ和碳化物相连，其形态成为针状或板状，因此，中心位置间距离不是邻接的残余γ之间、邻接的碳化物之间、或者邻接的残余γ与碳化物之间的距离，如图4所示，将残余γ和碳化物、或残余γ、或碳化物在长径方向连续而形成的线与线的间隔作为中心位置间距离12即可。线与线的间隔有时称为板条间距离。另外，在图4中，11表示残余奥氏体或碳化物。

在本发明中，将贝氏体根据如上述的生成温度区域的差异和残余γ等的平均间隔的差异而区分为“高温区域生成贝氏体”和“低温区域生成贝氏体等”的理由在于，在一般学术上的组织分类上，难以明了地区分贝氏体。例如，板条状贝氏体和贝氏体铁素体，根据相变温度而分类为上部贝氏体和下部贝氏体。但是如本发明，在使si大量含有达1％以上的钢种中，伴随贝氏体相变的碳化物的析出受到抑制，因此在扫描型电子显微镜观察中，将马氏体组织也包含在内，难以把它们区别。因此，在本发明中，没按照学术上的组织定义对贝氏体进行分类，而基于如上所述的生成温度区域的差异和残余γ等的平均间隔来进行区別。

所述平均间隔较大地受保持温度的影响，但是贝氏体组织的板条形状呈扁平的板状，根据观察面不同，所述的间隔较窄地被观察，或较宽地被观察。因此，分别在高温区域、低温区域生成的贝氏体的面积率包含它们的观察方位的间隔的不均在内而进行规定。

所述高温区域生成贝氏体和所述低温区域生成贝氏体等的分布状态没有特别限定，例如，可以在旧奥氏体粒内生成有高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等双方，也可以在每个旧奥氏体粒内分别生成有高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等。

高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的分布状态示意地表示在图5中。在图5中，21是高温区域生成贝氏体，22是低温区域生成贝氏体等，23是旧奥氏体晶粒边界(旧γ晶粒边界)，24是ma混合相。在图5中，对于高温区域生成贝氏体附加有斜线，对于低温区域生成贝氏体等附加有小点。图5的a表示在旧奥氏体粒内混合生成有高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等双方的情况。图5的b表示在每个旧奥氏体粒内分别生成有高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的情况。在图5中所示的黑圆表示ma混合相。对于ma混合相将在后面叙述。

在本发明中，也可为如下的(c6-1)、(c6-2)、(c6-3)中的任一个。

(c6-1)所述低温相变生成相包含所述高温区域生成贝氏体，该高温区域生成贝氏体相对于所述金属组织整体超过10面积％且85面积％以下，也可包含所述低温区域生成贝氏体及所述回火马氏体，所述低温区域生成贝氏体和所述回火马氏体的合计相对于所述金属组织整体为0面积％以上且小于10面积％。

(c6-2)所述低温相变生成相包含所述高温区域生成贝氏体、低温区域生成贝氏体及回火马氏体，所述高温区域生成贝氏体相对于所述金属组织整体为10面积％至75面积％，所述低温区域生成贝氏体和所述回火马氏体的合计相对于所述金属组织整体为10面积％至75面积％。

(c6-3)在所述低温相变生成相包含所述低温区域生成贝氏体及回火马氏体的情况下，所述低温区域生成贝氏体和所述回火马氏体的合计相对于所述金属组织整体超过10面积％且85面积％以下，也可包含所述高温区域生成贝氏体，所述高温区域生成贝氏体相对于所述金属组织整体为0面积％以上且小于10面积％。

在所述(c6-1)的情况下，通过使所述高温区域生成贝氏体的生成量超过10面积％，钢板的延伸率提高，能够提高加工性。因此，所述高温区域生成贝氏体优选15面积％以上，更优选20面积％以上，进一步优选25面积％以上。但是，如果所述高温区域生成贝氏体的生成量过量，则难以确保残余γ的生成量。因此，所述高温区域生成贝氏体优选85面积％以下，更优选70面积％以下，进一步优选60面积％以下。

在所述(c6-2)的情况下，通过使所述高温区域生成贝氏体的生成量a设为10面积％以上，钢板的延伸率提高，通过使所述低温区域生成贝氏体等的生成量b设定为10面积％以上，钢板的扩孔性提高，能够改善加工性。因此，所述高温区域生成贝氏体优选10面积％以上，更优选15面积％以上，进一步优选20面积％以上，特别优选25面积％以上。所述低温区域生成贝氏体等优选10面积％以上，更优选15面积％以上，进一步优选20面积％以上，特别优选25面积％以上。但是，如果所述高温区域生成贝氏体的生成量a及所述低温区域生成贝氏体等的生成量b过量，则难以确保残余γ的生成量。因此，所述高温区域生成贝氏体优选75面积％以下，更优选70面积％以下，进一步优选65面积％以下。所述低温区域生成贝氏体等优选75面积％以下，更优选70面积％以下，进一步优选65面积％以下。

所述生成量a和所述生成量b的关系只要各自的范围满足所述范围则并不特别限定，也包含a＞b、a＜b、a＝b的任一关系。

所述高温区域生成贝氏体与所述低温区域生成贝氏体等的混合比率可根据钢板所被要求的特性来决定。具体而言，想要进一步提高钢板的加工性中的扩孔性，则尽可能减小高温区域生成贝氏体的比率，并尽可能增大低温区域生成贝氏体等的比率即可。另一方面，想要进一步提高钢板的加工性中的延伸率，则尽可能增大高温区域生成贝氏体的比率，并尽可能减小低温区域生成贝氏体等的比率即可。此外，想要进一步提高钢板的强度，则尽可能增大低温区域生成贝氏体等的比率，并尽可能减小高温区域生成贝氏体的比率即可。

在所述(c6-3)的情况下，通过使所述低温区域生成贝氏体等的生成量超过10面积％，钢板的扩孔性提高，能够改善加工性。因此，所述低温区域生成贝氏体等优选15面积％以上，更优选20面积％以上，进一步优选25面积％以上。但是，如果所述低温区域生成贝氏体等的生成量过量，则难以确保残余γ的生成量。因此，所述低温区域生成贝氏体等优选85面积％以下，更优选70面积％以下，进一步优选60面积％以下。

在所述(c6-2)及(c6-3)的情况下，当包含ma混合相时，相对于ma混合相的总个数，当量圆直径超过5μm的ma混合相的个数比例优选为0％以上且小于15％。

所述ma混合相一般已知为淬火马氏体与残余γ的复合相，是在最终冷却前作为未相变奥氏体存在的组织的一部分在最终冷却时相变为马氏体，其余以奥氏体的状态残存而生成的组织。ma混合相尤其在等温淬火处理的过程中碳浓缩为高浓度，而且一部分变为马氏体组织，因此是非常硬的组织。所以，贝氏体与ma混合相的硬度差较大，在变形时应力集中而容易成为空隙产生的起点，因此，如果ma混合相过量生成，则扩孔性及弯曲性降低而局部变形能力降低。此外，如果ma混合相过量生成，则有强度变得过高的趋势。残余γ量越多，另外si含量越多，则ma混合相越容易生成，但优选其生成量尽可能少。

所述ma混合相优选相对于ma混合相的总个数，当量圆直径超过5μm的ma混合相的个数比例为0％以上且小于15％。当量圆直径超过5μm的粗大的ma混合相对局部变形能力带来坏影响。

另外，通过实验确认了所述ma混合相的粒径越大则越容易产生空隙的趋势，因此优选ma混合相尽可能小。

所述的金属组织可按照以下步骤进行测定。

高温区域生成贝氏体、低温区域生成贝氏体等(低温区域生成贝氏体及回火马氏体)、多边形铁素体及珠光体，只要在钢板的平行于轧制方向的截面中，对于板厚的1/4位置进行硝酸乙醇腐蚀，以倍率3000倍左右进行扫描型电子显微镜观察便能够识别。

高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等，作为主要呈灰色且在晶粒中分散有白色或淡灰色残余γ等的组织而被观察到。因此，根据扫描型电子显微镜观察，在高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等中也包含有残余γ或碳化物，因此作为也包含有残余γ等的面积率而被计算。

多边形铁素体作为在晶粒的内部不包含所述的白色或淡灰色残余γ等的晶粒而被观察到。珠光体作为碳化物和铁素体成为层状的组织而被观察到。

如果对钢板截面进行硝酸乙醇腐蚀，则碳化物和残余γ均作为白色或淡灰色的组织而被观察到，区别两者困难。其中，如渗碳体那样的碳化物，越在低温区域生成，则越有与板条间相比更易在板条内析出的趋势，因此，在碳化物之间的间隔较宽的情况下可认为在高温区域生成，在碳化物之间的间隔较窄的情况下可认为在低温区域生成。残余γ通常在板条间生成，但组织的生成温度越低则板条的尺寸越小，因此，在残余γ之间的间隔较宽的情况下可认为在高温区域生成，在残余γ之间的间隔较窄的情况下可认为在低温区域生成。因此，在本发明中，着眼于对经硝酸乙醇腐蚀的截面进行扫描型电子显微镜观察且在观察视野内作为白色或淡灰色观察到的残余γ等，在测定邻接的残余γ等间的中心位置间距离时，将该平均间隔为1μm以上的组织视为高温区域生成贝氏体，并将平均间隔小于1μm的组织视为低温区域生成贝氏体等。

残余γ无法通过扫描型电子显微镜观察来进行组织的识别，因此，利用饱和磁化法来测定体积率。该体积率的值可直接读取为面积率。利用饱和磁化法的详细的测定原理参照“r&d神户制钢技报，vol.52，no.3，2002年，p.43～46”即可。

如上所述，残余γ的体积率通过饱和磁化法测定，相对于此，高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的面积率通过扫描型电子显微镜观察将残余γ包含在内而测定，因此它们的合计有时超过100％。

ma混合相只要在钢板的平行于轧制方向的截面中，对于板厚的1/4位置进行里佩拉(repera)腐蚀，以倍率1000倍左右进行光学显微镜观察便作为白色组织而被观察到，因此，基于该结果计算出所述当量圆直径超过5μm的ma混合相的个数比例即可。

以上说明了最能让本发明具有特征的从镀覆层与基底钢板的界面起，向基底钢板侧的层结构。

接着，对于本发明所使用的基底钢板的成分组成加以说明。

所述基底钢板含有c：0.10％至0.5％、si：1.0％至3％、mn：1.5％至8％、al：0.005％至3％、p：超过0％且0.1％以下、s：超过0％且0.05％以下和n：超过0％且0.01％以下，余量是铁和不可避免的杂质。

c是用于提高钢板的强度，并且使残余γ生成所需要的元素。在本发明中，c量为0.10％以上，优选为0.13％以上，更优选为0.15％以上。但是，如果过量含有c则焊接性降低。因此，c量为0.5％以下，优选为0.4％以下，更优选为0.3％以下。

si是作为固溶强化元素而有助于钢板的高强度化，而且在100℃至540℃的温度范围内的保持中(等温淬火处理中)抑制碳化物析出，使残余γ有效地生成的非常重要的元素。在本发明中，si量为1.0％以上，优选为1.1％以上，更优选为1.2％以上。但是，如果过量含有si，则在退火的加热、均热时，向γ相的逆相变不发生，多边形铁素体大量残存，造成强度不足。此外，热轧时在钢板表面产生si氧化皮而使钢板的表面性状变差。因此，si量为3％以下，优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。

mn是用于得到贝氏体和回火马氏体所需要的元素。此外，mn是对于使γ稳定化而生成残余γ也具有有效作用的元素。在本发明中，mn量为1.5％以上，优选为1.8％以上，更优选为2.0％以上。但是，如果过量含有mn，则显著抑制贝氏体中的高温区域生成贝氏体的生成。此外，mn的过量添加还会导致焊接性的降低或偏析引起的加工性的降低。因此，mn量为8％以下，优选为7％以下，更优选为6％以下，进一步优选为5.0％以下，特别优选为3％以下。

al是与si同样地在等温淬火处理中抑制碳化物析出，有助于使残余γ生成的元素。此外，al是在制钢工序中作为脱氧剂起作用的元素。在本发明中，al量为0.005％以上，优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。但是，如果过量含有al，则钢板中的夹杂物变得过多而使延性降低。因此，al量为3％以下，优选为1.5％以下，更优选为1％以下，进一步优选为0.5％以下，特别优选为0.2％以下。

p是钢中不可避免地含有的杂质元素，如果p量过量，则钢板的焊接性降低。因此，p量为0.1％以下，优选为0.08％以下，更优选为0.05％以下。p量以尽可能少为宜，但达到0％在工业上较为困难。

s与所述p同样，是钢中不可避免地含有的杂质元素，如果s量过量则钢板的焊接性降低。此外，s在钢板中形成硫化物系夹杂物，如果其增大则加工性降低。在本发明中，s量为0.05％以下，优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下。s量以尽可能少为宜，但达到0％在工业上较为困难。

n与所述p同样，是在钢中不可避免地含有的杂质元素，如果过量含有n，则氮化物大量析出而引起延伸率、扩孔性和弯曲性降低。在本发明中，n量为0.01％以下，优选为0.008％以下，更优选为0.005％以下。n量以尽可能少为宜，但达到0％在工业上较为困难。

本发明所涉及的高强度钢板满足所述成分组成，余量成分是铁及所述p、s、n以外的不可避免的杂质。

作为所述不可避免的杂质，例如包含o(氧)、例如pb、bi、sb、sn等的夹入元素等。

所述不可避免的杂质中，o例如优选超过0％且0.01％以下。o是如果过量含有则导致延伸率、扩孔性和弯曲性降低的元素。因此，o量优选为0.01％以下，更优选为0.008％以下，进一步优选为0.005％以下。

本发明的钢板中作为其它元素，还可以含有以下元素等：

(a)从由cr：超过0％且1％以下、mo：超过0％且1％以下和b：超过0％且0.01％以下所构成的组中选择的至少一种元素；

(b)从由ti：超过0％且0.2％以下、nb：超过0％且0.2％以下和v：超过0％且0.2％以下所构成的组中选择的至少一种元素；

(c)从由cu：超过0％且1％以下和ni：超过0％且1％以下所构成的组中选择的至少一种元素；

(d)从由ca：超过0％且0.01％以下、mg：超过0％且0.01％以下和稀土类元素：超过0％且0.01％以下所构成的组中选择的至少一种元素。

(a)cr、mo和b与所述mn同样，是对于获得贝氏体和回火马氏体具有有效作用的元素，这些元素可以单独添加，也可以使用两种以上。为了有效地发挥所述作用，cr和mo各自单独的含量优选为0.1％以上，更优选为0.2％以上。b的含量优选为0.0005％以上，更优选为0.001％以上。但是，如果所述元素过量含有，则显著抑制贝氏体中高温区域生成贝氏体的生成。此外，如果过量添加则成本变高。尤其如果过量含有b，则在钢板中生成硼化物而使延性降低。因此，cr和mo分别优选为1％以下，更优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。并用cr和mo时，合计量优选为1.5％以下。b量优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下，进一步优选为0.004％以下。

(b)ti、nb和v是具有在钢板中形成碳化物、氮化物等析出物而强化钢板的作用的元素。为了有效地发挥所述作用，ti、nb和v各自单独的含量优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。但是，如果过量含有，则碳化物在晶粒边界析出，钢板的扩孔性和弯曲性降低。因此，在本发明中，ti、nb和v各自单独优选为0.2％以下，更优选为0.18％以下，进一步优选为0.15％以下。ti、nb和v可以各自单独含有，也可以含有任意选择的两种以上的元素。

(c)cu和ni是对于使γ稳定化而生成残余γ具有有效作用的元素。这些元素可以单独使用或并用。为了有效地发挥所述作用，cu和ni各自单独的含量优选为0.05％以上，更优选为0.1％以上。但是，如果过量含有cu和ni，则热加工性降低。因此，在本发明中，cu和ni各自单独优选为1％以下，更优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。另外，如果cu含量超过1％则热加工性降低，但若添加ni则可抑制热加工性的降低，因此，在并用cu和ni的情况下，虽会使成本变高但可以添加超过1％的cu。

(d)ca、mg和稀土类元素(rem)是具有使钢板中的夹杂物微细分散的作用的元素。为了有效地发挥所述作用，ca、mg和稀土类元素各自单独的含量优选为0.0005％以上，更优选为0.001％以上。但是，如果过量含有，则使铸造性、热加工性等降低，变得难以制造。此外，过量添加会成为使钢板延性降低的原因。因此，ca、mg和稀土类元素各自单独优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下，进一步优选为0.003％以下。ca、mg和稀土类元素可以各自单独含有，也可以含有任意选择的两种以上的元素。

所述稀土类元素是包含镧系元素(从la至lu的15元素)、sc(钪)和y(钇)的意思，这些元素中，优选含有从la、ce和y所构成的组中选择的至少一种元素，更优选含有从la和ce所构成的组中选择的至少一种元素。

以上，对本发明使用的基底钢板的成分组成进行了说明。

下面，对于本发明所涉及的镀覆钢板的制造方法加以说明。

本发明的制造方法包括：在热轧卷取后，不保温而立即进行酸洗的第一制造方法；以及在热轧卷取后进行保温，然后进行酸洗的第二制造方法。根据保温的有无，不保温的第一制造方法与保温的第二制造方法的热轧卷取温度的下限互不相同，除此以外的步骤相同。以下加以详述。

[第一制造方法(无保温)]

本发明所涉及的第一制造方法大致分为：热轧步骤；酸洗冷轧步骤；以及在连续热浸镀锌生产线(cgl(continuousgalvanizingline))中的氧化步骤、还原步骤、冷却步骤和镀覆步骤。并且，本发明的特征部分在于依次包括：在600℃以上的温度下将满足所述基底钢板的钢成分的钢板卷取，从而获得形成有内部氧化层的热轧钢板的热轧步骤；以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行酸洗和冷轧的步骤；在氧化带中，以0.9至1.4的空气比进行氧化的步骤；以及(i)步骤或(ii)步骤，其中，所述(i)步骤，在还原带中，在ac3点和750℃中的高的温度以上的范围内进行均热，均热后，到600℃为止，以超过0℃/秒且20℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，从600℃起冷却至满足100℃至540℃的任意的停止温度z，并且，在从600℃起至所述停止温度z和500℃中的高的温度的范围，以大于所述均热后到600℃为止的所述平均冷却速度且10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，并在所述100℃至540℃的温度区域保持50秒以上，所述(ii)步骤，在还原带中，在ac1点+20℃和750℃中的高的温度以上且低于ac3点的范围内进行均热，均热后，冷却至满足100℃至540℃的任意的停止温度z，并且，在所述停止温度z和500℃中的高的温度为止的范围，以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，并在所述100℃至540℃的温度区域保持50秒以上。以下，按照步骤顺序加以说明。

首先，准备满足所述基底钢板的钢成分的热轧钢板。

热轧只要按照常用方法进行即可，例如，为了防止奥氏体粒的粗化，加热温度优选为1150℃至1300℃左右。

另外，优选将终轧温度大概控制为850℃至950℃。

此外，在本发明中，重要的是将热轧后的卷取温度控制为600℃以上。据此，在基底钢板表面形成内部氧化层，且通过脱碳还形成软质层，因此，能够在镀覆后的钢板中获得所期望的内部氧化层和软质层。在卷取温度低于600℃的情况下，不能充分地生成内部氧化层及软质层。而且，热轧钢板的强度变高，冷轧性降低。卷取温度优选为620℃以上，更优选为640℃以上。但是，如果卷取温度过高，则黑氧化皮(blackscale)过于成长，不能通过之后的酸洗而溶解，因此其上限优选为750℃以下。

然后，对如上所述地获得的热轧钢板进行酸洗和冷轧，使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上。据此，不仅保留内部氧化层，而且保留软质层，因此，镀覆后容易生成所期望的软质层。通过控制酸洗条件而控制内部氧化层的厚度是公知的方案，具体而言，根据所使用的酸洗液的种类、浓度等，适宜地控制酸洗的温度、时间等，以便能够确保所期望的内部氧化层的厚度。

作为酸洗液，例如可以使用盐酸、硫酸、硝酸等无机酸。

此外，一般而言，如果酸洗液的浓度或温度高或者酸洗时间长，则存在内部氧化层溶解而变薄的倾向。相反地，如果酸洗液的浓度或温度低或者酸洗时间短，则通过酸洗不能充分去除黑氧化皮层。因此，例如在使用盐酸的情况下，推荐将浓度控制为约3％至20％，将温度控制为60℃至90℃，将时间控制为约35秒至200秒。

另外，酸洗时使用的酸洗槽数并无特别限定，可以使用多个酸洗槽。而且，还可以在酸洗液中添加例如胺等酸洗抑制剂、即抑制剂或者酸洗促进剂等。

在酸洗后，以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行冷轧。优选的冷轧条件是将冷轧率控制为约20％至70％的范围内。

接着，进行氧化及还原。详细而言，首先在氧化带中，以0.9至1.4的空气比进行氧化。空气比(airratio)是实际被供给的空气量与用于使被供给的燃烧气体完全燃烧的理论上所需的空气量的比。在后述的实施例中使用co气体。如果空气比高于1则氧处于过剩状态，如果空气比低于1则氧处于不足状态。

通过在空气比成为所述范围的气氛下进行氧化，从而脱碳得以促进，因此能够形成所期望的软质层，弯曲性得到改善。而且，能够在表面生成fe氧化膜，能够抑制对镀覆性带来不良影响的所述复合氧化膜等的生成。

如果空气比小于0.9，则脱碳不充分，不能形成充分的软质层，因此弯曲性降低。而且，所述fe氧化膜的生成不充分，不能抑制所述复合氧化膜等的生成，从而镀覆性降低。所述空气比需要控制为0.9以上，优选控制为1.0以上。另一方面，如果空气比高达超过1.4，则过多地生成fe氧化膜，在后续的还原炉中不能够充分还原，镀覆性降低。所述空气比需要控制为1.4以下，优选控制为1.2以下。

在所述氧化带中，空气比的控制特别重要，除此以外的条件可以采用通常所使用的方法。例如，氧化温度的下限优选为500℃以上，更优选为750℃以上。另外，氧化温度的上限优选为900℃以下，更优选为850℃以下。

接着，在还原带中，在氢气氛下对fe氧化膜进行还原。

在本发明中，为了获得所期望的硬质层，需要如所述(i)记载在奥氏体单相区、即ac3点和750℃中的高的温度以上的范围内加热、或如所述(ii)记载在二相区、即ac1+20℃和750℃中的高的温度以上且低于ac3点的范围内加热，并在该温度范围内进行均热处理。

所述(i)的情况

如果均热温度低于ac3点和750℃中的低的温度，则多边形铁素体变得过多。均热温度优选为ac3点+15℃以上。均热温度的上限并不特别限定，例如优选1000℃以下。

另外，在本发明中，ac3点基于下述式(i)计算。式中[]表示各元素的含量(质量％)。未含有的元素的项代入0(零)而计算。该式在《莱斯利钢铁材料学》(丸善株式会社发行，williamc.leslie著，p273)中有记载。

ac3(℃)＝910-203×[c]^1/2-15.2×[ni]+44.7×[si]+104×[v]+31.5×[mo]+13.1×[w]-{30×[mn]+11×[cr]+20×[cu]-700×[p]-400×[al]-120×[as]-400×[ti]}(i)

在所述还原炉中，均热温度的控制特别重要，除此以外的条件可以采用通常所使用的条件。

例如，优选：还原带的气氛包含氢和氮，并且将氢浓度控制为约5体积％至25体积％的范围。

另外，优选将露点例如控制为-30℃至-60℃。

此外，均热处理时的保持时间并无特别限定，例如，优选控制为10秒至100秒左右，尤其优选控制为10秒至80秒左右。

均热后，到600℃为止，以超过0℃/秒且20℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，从600℃起冷却至满足100℃至540℃的任意的停止温度z，并且，在从600℃起至所述停止温度z和500℃中的高的温度的范围，以大于所述均热后到600℃为止的所述平均冷却速度且10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，并在所述100℃至540℃的温度区域保持50秒以上。

均热后，通过控制600℃为止的温度范围的平均冷却速度，能够生成规定量的软质的多边形铁素体。所述600℃为止的平均冷却速度需要控制为超过0℃/秒，优选2℃/秒以上。为了确保多边形铁素体的生成量，所述600℃为止的平均冷却速度的上限需要为20℃/秒以下。所述600℃为止的平均冷却速度优选15℃/秒以下，更优选10℃/秒以下。

而且，通过控制600℃起至所述停止温度z和500℃中的高的温度的平均冷却速度，能够抑制多边形铁素体的过量生成，能够确保低温相变生成相的生成量。所述600℃起的平均冷却速度需要控制为10℃/秒以上，优选为20℃/秒以上。所述600℃起的平均冷却速度的上限并不特别限定，但是考虑到基底钢板温度的控制的容易性以及设备成本等，大致优选为100℃/秒以下。所述600℃起的平均冷却速度优选为50℃/秒以下，更优选为30℃/秒以下。

设所述均热后冷却至600℃时的速度为平均缓冷速度、600℃起冷却至所述停止温度z和500℃中的高的温度时的速度为平均急冷速度时，需要使平均急冷速度大于平均缓冷速度，能够促进多边形铁素体的生成。

所述(ii)的情况

如果均热温度低于ac1点+20℃和750℃中的低的温度，则多边形铁素体变得过多。均热温度优选为ac1点+25℃以上。为了在二相区进行均热，均热温度的上限低于ac3点。均热温度的上限优选为ac3点-10℃以下。

另外，在本发明中，ac1点基于下述式(ii)计算。式中[]表示各元素的含量(质量％)。未含有的元素的项代入0(零)而计算。该式在《莱斯利钢铁材料学》(丸善株式会社发行，williamc.leslie著，p273)中有记载。

ac1(℃)＝723+29.1×[si]－10.7×[mn]+16.9×[cr]－16.9×[ni]+290×[as]+6.38×[w](ii)

均热后，冷却至满足100℃至540℃的任意的停止温度z，并且，在所述停止温度z和500℃中的高的温度为止的范围，以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，并在所述100℃至540℃的温度区域保持50秒以上。

通过控制所述均热后的平均冷却速度，能够抑制多边形铁素体的过量生成，能够确保低温相变生成相的生成量。所述均热后的平均冷却速度需要控制为10℃/秒以上，优选为20℃/秒以上。所述均热后的平均冷却速度的上限并不特别限定，但是考虑到基底钢板温度的控制的容易性以及设备成本等，大致优选为100℃/秒以下。所述均热后的平均冷却速度更优选为50℃/秒以下，进一步优选为30℃/秒以下。

在所述(i)和(ii)中，冷却至满足所述100℃至540℃的任意的停止温度z后，在该100℃至540℃的温度区域保持50秒以上。通过在该温度区域保持50秒以上，能够生成所述低温相变生成相。在所述温度区域的保持时间优选为60秒以上，更优选为70秒以上，在所述温度区域的保持时间的上限并不特别限定，例如，优选为1500秒以下，更优选为1400秒以下，进一步优选为1300秒以下。

冷却至满足所述100℃至540℃的任意的停止温度z，并在该100℃至540℃的温度区域保持时的具体的条件并不特别限定，可以在停止温度z下恒温保持，也可以在该温度区域的范围内，以成为保持温度不同的两个阶段以上的方式进行恒温保持。此外，可以在急冷至停止温度z后变更冷却速度，并在该温度区域的范围内冷却规定时间，也可以在该温度区域的范围内加热规定时间。此外，也可以在该温度区域的范围内适当地反复冷却和加热。此外，可以进行冷却速度不同的两个阶段以上的多阶段冷却，也可以进行升温速度不同的两个阶段以上的多阶段加热。

想要制造如所述(c6-1)那样的基底钢板，即，所述低温相变生成相包含所述高温区域生成贝氏体，该高温区域生成贝氏体相对于所述金属组织整体超过10面积％且85面积％以下，所述低温相变生成相也可以包含所述低温区域生成贝氏体及所述回火马氏体，所述低温区域生成贝氏体及所述回火马氏体的合计相对于所述金属组织整体为0面积％以上且小于10面积％的基底钢板，则优选在所述(i)的所述均热后，到600℃为止，以超过0℃/秒且20℃/秒以下的平均冷却速度进行，从600℃起，以大于所述均热后到600℃为止的所述平均冷却速度进行冷却且以满足下述(a1)进行处理，或者在所述(ii)的所述均热后，以满足下述(a1)进行处理。

(a1)冷却至满足420℃以上且500℃以下的任意的停止温度za1，并且，在500℃为止的范围以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，并在所述420℃至500℃的温度区域保持50秒以上。

通过将所述冷却停止温度za1设为420℃以上且500℃以下，并在该温度区域保持50秒以上，从而在低温相变生成相中，主要生成高温区域生成贝氏体。所述停止冷却的温度的下限更优选为430℃以上。所述停止冷却的温度的上限更优选为480℃以下，进一步优选为460℃以下。

在所述温度区域的保持时间更优选为70秒以上，进一步优选为100秒以上，特别优为选200秒以上。在所述温度区域的保持时间的上限并不特别限定，例如优选为1500秒以下，更优选1400秒以下，进一步优选1300秒以下。

而且，通过控制所述500℃为止的平均冷却速度，能够促进高温区域生成贝氏体的生成。所述500℃为止的平均冷却速度优选控制为10℃/秒以上，更优选为20℃/秒以上。所述500℃为止的平均冷却速度的上限并不特别限定，但考虑到基底钢板温度的控制的容易性及设备成本等，优选大致控制为100℃/秒以下。所述500℃为止的平均冷却速度更优选为50℃/秒以下，进一步优选为30℃/秒以下。

想要制造如所述(c6-2)那样的基底钢板，即，所述低温相变生成相包含所述高温区域生成贝氏体、低温区域生成贝氏体及回火马氏体，所述高温区域生成贝氏体相对于所述金属组织整体为10面积％至75面积％，所述低温区域生成贝氏体及所述回火马氏体的合计相对于所述金属组织整体为10面积％至75面积％的基底钢板，则优选在所述(i)的所述均热后，到600℃为止，以超过0℃/秒且20℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，从600℃起，以大于所述均热后到600℃为止的所述平均冷却速度进行冷却且以满足下述(a2)、(b)和(c1)中的任一个进行处理，或者在所述(ii)的所述均热后，以满足下述(a2)、(b)和(c1)中的任一个进行处理。

(a2)冷却至满足380℃以上且低于420℃的任意的停止温度za2，并且，在500℃为止的范围以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，并在所述380℃以上且低于420℃的温度区域保持50秒以上。

通过将所述冷却停止温度za2设为380℃以上且低于420℃，并在该温度区域保持50秒以上，作为低温相变生成相，能够生成高温区域生成贝氏体、低温区域生成贝氏体及回火马氏体。即，通过在400℃前后的温度下保持，以使所述的残余γ之间、碳化物之间、或者残余γ与碳化物之间的间隔大致成为1μm左右的方式分散。残余γ与碳化物不是球状而是成为枕头似的块而析出。因此，在观察截面中，残余γ与碳化物的方向不恒定，如果测定残余γ之间、碳化物之间、或者残余γ与碳化物之间的间隔，则成为平均间隔1μm以上的高温区域生成贝氏体和平均间隔小于1μm的低温区域生成贝氏混合存在的状态。所述停止冷却的温度的下限更优选为390℃以上。所述停止冷却的温度的上限更优选为410℃以下。

所述温度区域的保持时间更优选为70秒以上，进一步优选为100秒以上，特别优选200秒以上。在所述温度区域的保持时间的上限并不特别限定，例如优选为1500秒以下，更优选为1400秒以下，进一步优选为1300秒以下。

(b)冷却至满足下述式(1)的任意的停止温度zb，并且，在所述停止温度zb和500℃中的高的温度为止的范围以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，在满足下述式(1)的温度区域t1保持10秒至100秒，接着冷却至满足下述式(2)的温度区域t2，并在该温度区域t2保持50秒以上。

400≤t1(℃)≤540(1)

200≤t2(℃)＜400(2)

冷却至满足所述式(1)的任意的温度zb后，在所述t1温度区域保持10秒至100秒后，也可以在满足所述式(2)的t2温度区域保持50秒以上。通过分别适当控制保持在t1温度区域和t2温度区域的时间，能够分别生成规定量的高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等。具体而言，通过在t1温度区域保持规定时间，能够控制高温区域生成贝氏体的生成量，通过在t2温度区域保持规定时间的等温淬火处理，使未相变奥氏体相变为低温区域生成贝氏体或马氏体，并且，使碳在奥氏体浓缩而生成残余γ，从而能够生成在本发明规定的金属组织。

此外，通过组合t1温度区域的保持和t2温度区域的保持，也能够发挥抑制ma混合相的生成的效果。本发明人认为该机制如下。一般而言，如果添加si和al，能够抑制碳化物的析出，因此，钢中存在自由碳，在等温淬火处理中与贝氏体相变一起还确认到碳在未相变奥氏体中浓缩的现象。通过碳在未相变奥氏体中浓缩，能够较多地生成残余γ。

在此，说明碳在未相变奥氏体中浓缩的现象。已知由于碳的浓缩量限制到多边形铁素体和奥氏体的自由能相等的to线所示的浓度为止，因此贝氏体相变也停止。严格地说，以稍偏离to线的浓度，贝氏体相变停止。温度越高，则该to线越处于低碳浓度侧，因此，如果在比较高的温度下进行等温淬火处理，即使将处理时间变长，贝氏体相变也会在某种程度处停止。此时，未相变的奥氏体的稳定性低而生成粗大的ma混合相。

对此，在本发明中，在所述t1温度区域保持后在所述t2温度区域保持，从而能够使未相变奥氏体中的c浓度的容许量变多，因此，相对于高温区域，在低温区域中贝氏体相变进展，ma混合相变小。此外，与在所述t1温度区域保持的情况相比，在所述t2温度区域保持的情况下板条状组织的尺寸变小，因此，即使ma混合相存在，ma混合相本身也细分化，能够使ma混合相变小。而且，在t1温度区域保持规定时间后在t2温度区域保持，因此，开始在t2温度区域的保持的时刻，已生成高温区域生成贝氏体。因此，在t2温度区域，高温区域生成贝氏体成为开端，低温区域生成贝氏体的相变得以促进，因此，也能发挥缩短等温淬火处理的时间的效果。

在本发明中，在所述式(1)规定的t1温度区域具体地优选为400℃以上且540℃以下。通过在该t1温度区域保持规定时间，能够生成高温区域生成贝氏体。即，如果在超过540℃的温度区域保持，高温区域生成贝氏体的生成被抑制，相反地，多边形铁素体过量生成，且生成伪珠光体，因此，不能获得所期望的特性。因此，t1温度区域的上限优选为540℃以下，更优选为520℃以下，进一步优选为500℃以下。另一方面，如果保持温度低于400℃则不生成高温区域生成贝氏体，因此，延伸率降低而不能改善加工性。因此，t1温度区域的下限优选为400℃以上，更优选为420℃以上。

在所述t1温度区域保持的时间优选为10秒至100秒。如果保持时间超过100秒，则高温区域生成贝氏体过量生成，即使如后所述地在所述t2温度区域保持规定时间，也不能确保低温区域生成贝氏体等的生成量。因此，不能兼顾强度和加工性。此外，如果在t1温度区域长时间保持，则碳在奥氏体中过于浓缩，即使在t2温度区域进行等温淬火处理，也生成粗大的ma混合相，加工性降低。因此，保持时间为100秒以下，优选为90秒以下，更优选80秒以下。但是，如果在t1温度区域的保持时间过短，则高温区域生成贝氏体的生成量变少而延伸率降低，不能改善加工性。因此，在t1温度区域的保持时间为10秒以上，优选为15秒以上，更优选为20秒以上，进一步优选为30秒以上。

在本发明中，在t1温度区域的保持时间是指钢板的表面温度达到t1温度区域的上限温度的时刻起至达到t1温度区域的下限温度为止的时间。

在满足所述式(1)的t1温度区域保持例如采用如图6的(i)至(iii)所示的加热曲线。

图6的(i)是均热后急冷至满足所述式(1)的任意的温度zb后，在该温度zb恒温保持规定时间的例子，恒温保持后冷却至满足所述式(2)的任意的温度。在图6(i)中示出了进行一个阶段的恒温保持的情况，但并不限定于此，只要在t1温度区域的范围内，也可以进行保持温度不同的两个阶段以上的恒温保持。

图6的(ii)是均热后急冷至满足所述式(1)的任意的温度zb后变更冷却速度，在t1温度区域的范围内冷却规定时间后，再次变更冷却速度而冷却至满足所述式(2)的任意的温度的例子。在图6(ii)中示出了在t1温度区域的范围内冷却规定时间的情况，但本发明并不限定于此，只要在t1温度区域的范围内，也可以包含加热规定时间的步骤，也可以适当反复冷却和加热。此外，也可以不进行如图6(ii)所示的一个阶段的冷却，而进行冷却速度不同的两个阶段以上的多阶段冷却。此外，也可以进行一个阶段的加热或两个阶段以上的多阶段加热(未图示)。

图6的(iii)是均热后急冷至满足所述式(1)的任意的温度zb后变更冷却速度，以相同的冷却速度缓冷至满足所述式(2)的任意的温度的例子。即使在如此地缓冷的情况下，在t1温度区域内的滞留时间为10秒至100秒即可。

本发明并不限定于图6的(i)至(iii)所示的加热曲线，只要满足本发明的要件，也可以适当采用所述以外的加热曲线。

在本发明中，在所述式(2)规定的t2温度区域具体地优选为200℃以上且低于400℃。通过在该温度区域保持规定时间，能够使在所述t1温度区域未相变的未相变奥氏体相变为低温区域生成贝氏体或者马氏体。而且，通过确保充分的保持时间，贝氏体相变进展，最终生成残余γ，ma混合相也细分化。该马氏体刚相变后作为淬火马氏体而存在，但是在t2温度区域保持的期间被进行回火，作为回火马氏体而残留。该回火马氏体示出与在发生马氏体相变的温度区域生成的低温区域生成贝氏体同等的特性。但是，如果在400℃以上保持，则生成粗大的ma混合相，延伸率及局部变形能力降低而不能改善加工性。因此，t2温度区域优选为低于400℃，更优选为390℃以下，进一步优选为380℃以下。另一方面，即使在低于200℃的温度下保持，也不生成低温区域生成贝氏体，因此，奥氏体中的碳浓度变低，不能确保残余γ量，而且生成较多的淬火马氏体而强度变高，延伸率及局部变形能力变差。此外，由于奥氏体中的碳浓度变低，不能确保残余γ量，因此，不能提高延伸率。因此，t2温度区域的下限优选为200℃以上，更优选为250℃以上，进一步优选为280℃以上。

在满足所述式(2)的t2温度区域保持的时间优选为50秒以上。如果保持时间短于50秒，则低温区域生成贝氏体等的生成量变少，奥氏体中的碳浓度变低而不能确保残余γ量，而且由于生成较多的淬火马氏体而强度变高，延伸率及局部变形能力变差。此外，由于不能促进碳的浓缩，因此残余γ量变少，不能改善延伸率。此外，由于不能使在所述t1温度区域生成的ma混合相微细化，所以不能改善局部变形能力。因此，保持时间优选为50秒以上，更优选为70秒以上，进一步优选为100秒以上，特别优选为200秒以上。保持时间的上限并不特别限定，但是长时间保持则生产效率降低，而且浓缩的碳作为碳化物析出而不能生成残余γ，导致延伸率降低，加工性降低。因此，保持时间的上限例如可设为1800秒以下。

在本发明中，在t2温度区域的保持时间是指钢板的表面温度达到t2温度区域的上限温度的时刻起至达到t2温度区域的下限温度为止的时间。

在所述t2温度区域保持的方法只要在t2温度区域的滞留时间为50秒以上则并不特别限定，如所述图6所示的t1温度区域内的加热曲线那样可以恒温保持，也可以在t2温度区域内冷却或加热。此外，也可以不同的保持温度进行多阶段保持。

(c1)冷却至满足下述式(3)的任意的停止温度zc1或ms点，并且，在500℃为止的范围以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，在满足下述式(3)的温度区域t3保持5秒至180秒，接着加热至满足下述式(4)的温度区域t4，并在该温度区域t4保持30秒以上。

100≤t3(℃)＜400(3)

400≤t4(℃)≤500(4)

另外，所述ms点基于下述式(iii)计算。式中，[]表示各元素的含量(质量％)。未含有的元素的项代入0(零)而计算。该式是基于《莱斯利钢铁材料学》(丸善株式会社发行，williamc.leslie著，p231)中记载的式并考虑多边形铁素体分率的式。在下述式(iii)中，vf表示多边形铁素体分率(面积％)，但是由于难以在制造过程中直接测定多边形铁素体分率，因此，另外制作重现从加热、均热到冷却的退火条件的样品，测定该样品中的铁素体分率，并将该铁素体分率代入下述vf即可。

ms点(℃)＝561-474×[c]/(1-vf/100)-33×[mn]-17×[ni]-17×[cr]-21×[mo]

(iii)

在所述均热后，优选如图7所示，以10℃/秒以上的平均冷却速度急冷至满足所述式(3)的任意的温度zc1或ms点。均热后，通过急冷至满足所述式(3)的任意的温度zc1或ms点的范围，来抑制奥氏体相变为多边形铁素体，从而能够生成规定量的低温区域生成贝氏体及马氏体。该区间的平均冷却速度更优选为15℃/秒以上。所述区间的平均冷却速度的上限并不特别限定，例如为100℃/秒左右即可。

冷却至满足所述式(3)的任意的温度zc1或ms点后，如图7所示，在满足所述式(3)的任意的t3温度区域保持5秒至180秒后，加热至满足所述式(4)的t4温度区域，在该t4温度区域保持30秒以上。

在本发明中，在t3温度区域的保持时间是指均热后，钢板的表面温度低于400℃的时刻起在t3温度区域保持后开始加热，而钢板的表面温度达到400℃为止的时间。因此，在本发明中，如后所述，在t4温度区域保持后冷却至室温，因此，钢板再次通过t3温度区域，但是，在本发明中，该冷却时通过的时间不包含在t3温度区域的滞留时间中。在该冷却时相变几乎已完成，因此，不生成低温区域生成贝氏体。

此外，在t4温度区域的保持时间是指在t3温度区域保持后加热，而钢板的表面温度达到400℃的时刻起在t4温度区域保持后开始冷却，钢板的表面温度达到400℃为止的时间。因此，在本发明中，如上所述，均热后，向t3温度区域冷却的过程中通过t4温度区域，但是，在本发明中，该冷却时通过的时间不包含在t4温度区域的滞留时间中。该冷却时滞留时间过短，因此几乎不发生相变，不生成高温区域生成贝氏体。

在本发明中，通过分别适当控制保持在t3温度区域和t4温度区域的时间，能够生成规定量的高温区域生成贝氏体。具体而言，通过在t3温度区域保持规定时间，使未相变奥氏体相变为低温区域生成贝氏体、贝氏体铁素体或者马氏体，通过在t4温度区域保持规定时间而进行等温淬火处理，进一步使未相变奥氏体相变为高温区域生成贝氏体和贝氏体铁素体，来控制其生成量，并且，使碳在奥氏体中浓缩而生成残余γ，从而生成在本发明中规定的金属组织。

此外，通过在t3温度区域保持后在t4温度区域保持，从而也发挥能够使ma混合相微细化的效果。即，在规定的温度下均热后，以10℃/秒以上的平均冷却速度急冷至t3温度区域的任意的温度zc1或ms点，并在该t3温度区域保持，从而生成马氏体或低温区域生成贝氏体，因此，未相变部微细化，而且，在未相变部中的碳浓缩也被适当抑制，因此，ma混合相微细化。

在本发明中，在所述式(3)规定的t3温度区域具体地优选为100℃以上且低于400℃。通过在该温度区域保持规定时间，能够使未相变奥氏体相变为低温区域生成贝氏体、贝氏体铁素体或者马氏体。而且，通过确保充分的保持时间而贝氏体相变进展，最终生成残余γ，ma混合相也细分化。该马氏体刚相变后作为淬火马氏体而存在，但是在后述的t4温度区域保持的期间被进行回火，作为回火马氏体而残留。该回火马氏体对钢板的延伸率、扩孔性或弯曲性均不发生坏影响。但是，如果在400℃以上(但是，ms点低于400℃的情况下ms点以上)保持，则不生成低温区域生成贝氏体或马氏体，不能使贝氏体组织复合。此外，由于生成粗大的ma混合相，不能使ma混合相微细化，局部变形能力降低而不能改善弯曲性及扩孔性。因此，t3温度区域优选低于400℃(但是，ms点低于400℃的情况下ms点以下)。t3温度区域更优选为390℃以下(但是，ms点-10℃低于390℃的情况下ms点-10℃以下)，更优选为380℃以下(但是，ms点-20℃低于380℃的情况下ms点-20℃以下)。另一方面，即使在低于100℃的温度下保持，由于马氏体分率变得过多而加工性变差。而且，即使在低于100℃的温度下保持，虽然生成低温区域生成贝氏体，但是如上所述地马氏体分率过多而低温区域生成贝氏体等的分率变多，因此加工性降低。因此，t3温度区域的下限优选为100℃以上。t3温度区域更优选为110℃以上，进一步优选为120℃以上。

在满足所述式(3)的t3温度区域保持的时间优选为5秒至180秒。如果保持时间短于5秒，则低温区域生成贝氏体的生成量变少，难以实现贝氏体组织的复合及ma混合相的微细化，因此扩孔性及弯曲性等降低。因此，保持时间优选为5秒以上，更优选为10秒以上，进一步优选为20秒以上，特别优选为40秒以上。但是，如果保持时间超过180秒，则存在低温区域生成贝氏体过量生成的倾向，即使如后所述地在t4温度区域保持规定时间，也难以确保高温区域生成贝氏体等的生成量。因此，延伸率降低。因此，保持时间优选为180秒以下，更优选为150秒以下，进一步优选为120秒以下，特别优选为80秒以下。

在满足所述式(3)的t3温度区域保持的方法只要在t3温度区域的滞留时间在所述范围内则并不特别限定，例如可采用图7的(iv)～(vi)所示的加热曲线。但是，本发明并不限定于此，只要满足本发明的要件，能够适当采用所述以外的加热曲线。

图7的(iv)是均热后急冷至满足所述式(3)的任意的温度zc1后，在该温度zc1下恒温保持规定时间的例子，恒温保持后，加热至满足所述(4)的任意的温度。在图7的(iv)中，示出了进行一个阶段的恒温保持的情况，但本发明并不限定于此，只要在t3温度区域的范围内，也可以进行保持温度不同的两个阶段以上的恒温保持(未图示)。

图7的(v)是均热后急冷至满足所述式(3)的任意的温度zc1后，变更冷却速度而在t3温度区域的范围内冷却规定时间后，加热至满足所述(4)的任意的温度的例子。在图7的(v)中，示出了进行一个阶段的冷却的情况，但本发明并不限定于此，也可以进行冷却速度不同的两个阶段以上的多阶段冷却(未图示)。

图7的(vi)是均热后急冷至满足所述式(3)的任意的温度zc1后，在t3温度区域的范围内加热规定时间，加热至满足所述(4)的任意的温度的例子。在图7的(vi)中，示出了进行一个阶段的加热的情况，但本发明并不限定于此，也可以进行升温速度不同的两个阶段以上的多阶段加热(未图示)。

在本发明中，在所述式(4)中规定的t4温度区域具体优选为400℃以上且500℃以下。通过在该温度区域保持规定时间，能够生成高温区域生成贝氏体及贝氏体铁素体。即，如果在超过500℃的温度区域保持，软质的多边形铁素体及伪珠光体等超过规定量而存在，不能获得所期望的特性。因此，t4温度区域的上限优选为500℃以下，更优选为490℃以下，进一步优选为480℃以下。另一方面，如果t4温度区域的保持温度低于400℃，则不生成高温区域生成贝氏体，因此延伸率降低。因此，t4温度区域的下限优选为400℃以上，更优选为420℃以上，进一步优选为425℃以上。

在满足所述式(4)的t4温度区域保持的时间优选为30秒以上。根据本发明，即使将t4温度区域的保持时间设为30秒左右，也预先在所述t3温度区域保持规定时间来生成低温区域生成贝氏体等，因此，低温区域生成贝氏体等促进高温区域生成贝氏体的生成，据此能够确保高温区域生成贝氏体的生成量。但是，如果保持时间短于30秒，则未相变部分较多地残留，碳浓度不充分，因此，从t4温度区域进行最终冷却时发生马氏体相变。因此，生成硬质的ma混合相，弯曲性及扩孔性等加工性降低。从提高生产效率的观点出发，优选在t4温度区域的保持时间尽量短，但是想要可靠地生成高温区域生成贝氏体，更优选为50秒以上，进一步优选为100秒，特别优选为200秒以上。在t4温度区域保持时的上限并不特别限定，即使长时间保持，高温区域生成贝氏体的生成饱和，而且生产效率降低，因此优选为1800秒以下，更优选为1500秒以下，进一步优选为1000秒以下。

在满足所述式(4)的t4温度区域保持的方法只要在t4温度区域的滞留时间为30秒以上则并不特别限定，可以如所述t3温度区域内的加热曲线那样，在t4温度区域的任意的温度下进行恒温保持，也可以在t4温度区域内冷却或加热。

另外，在本发明中，本发明人确认到在低温侧的t3温度区域保持后在高温侧的t4温度区域保持，但是，对于在t3温度区域生成的低温区域生成贝氏体等，加热到t3温度区域并通过回火而发生下部组织的恢复，但是板条间隔即所述平均间隔不发生变化。

在所述(a2)、所述(b)及所述(c1)中，通过控制所述500℃为止的平均冷却速度，能够抑制多边形铁素体的过量生成。其结果，能够确保高温区域生成贝氏体、低温区域生成贝氏体及回火马氏体的生成量。所述500℃为止的平均冷却速度优选控制为10℃/秒以上，更优选为20℃/秒以上。所述500℃为止的平均冷却速度的上限并不特别限定，但是考虑到基底钢板温度的控制的容易性及设备成本等，优选大致控制为100℃/秒以下。所述500℃为止的平均冷却速度更优选为50℃/秒以下，进一步优选为30℃/秒以下。

想要制造如所述(c6-3)那样的基底钢板，即，所述低温相变生成相包含所述低温区域生成贝氏体和回火马氏体，该低温区域生成贝氏体和回火马氏体的合计相对于所述金属组织整体超过10面积％且85面积％以下，也可以包含所述高温区域生成贝氏体，所述高温区域生成贝氏体相对于所述金属组织整体为0面积％以上且小于10面积％的基底钢板，则优选在所述(i)的所述均热后，到600℃为止，以超过0℃/秒且20℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，从600℃起，以大于所述均热后到600℃为止的所述平均冷却速度进行冷却且以满足下述(a3)和(c2)中的任一个进行处理，或者所述(ii)的所述均热后，以满足下述(a3)和(c2)中的任一个进行处理。

(a3)冷却至满足150℃以上且低于380℃的任意的停止温度za3，并且在500℃为止的范围以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，并在所述150℃以上且低于380℃的温度区域保持50秒以上。

通过将所述冷却停止温度za3设为150℃以上且低于380℃，并在该温度区域保持50秒以上，能够在低温相变生成相中，主要生成低温区域生成贝氏体及回火马氏体。所述停止冷却的温度的下限更优选为170℃以上。所述停止冷却的温度的上限更优选为370℃以下，进一步优选为350℃以下。

在所述温度区域的保持时间更优选为70秒以上，进一步优选为100秒以上，特别优选为200秒以上。在所述温度区域的保持时间的上限并不特别限定，例如优选为1500秒以下，更优选为1400秒以下，进一步优选为1300秒以下。

(c2)冷却至满足下述式(3)的任意的停止温度zc2或ms点，并且，在500℃为止的范围以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，在满足下述式(3)的温度区域t3保持5秒至180秒，接着加热至满足下述式(4)的温度区域t4，在该温度区域t4保持30秒以上。

100≤t3(℃)＜400(3)

400≤t4(℃)≤500(4)

所述(c2)的条件与所述(c1)相同，但是，想要使低温区域贝氏体等作为主体而生成，虽然根据成分而不同，但使所述冷却停止温度zc2设为所述t3温度区域中较为低温侧而生成较多马氏体，通过将其在所述t4温度区域加热，从而马氏体被回火，成为回火马氏体。其结果，低温区域贝氏体等成为主体。此时，通过加热到所述t4温度区域，虽然也生成高温区域生成贝氏体，但是，回火马氏体量变多，结果低温区域贝氏体等成为主体。

在所述(a3)及所述(c2)中，通过控制所述500℃为止的平均冷却速度，能够抑制多边形铁素体的过量生成。其结果，能够确保低温区域生成贝氏体及回火马氏体的生成量。所述500℃为止的平均冷却速度优选控制为10℃/秒以上，更优选为20℃/秒以上。所述500℃为止的平均冷却速度的上限并不特别限定，但是考虑到基底钢板温度的控制容易性及设备成本等，优选大致控制为100℃/秒以下。所述500℃为止的平均冷却速度更优选为50℃/秒以下，进一步优选为30℃/秒以下。

然后，依照常用方法进行热浸镀锌。热浸镀锌的方法并不特别限定，例如，镀浴温度的下限优选为400℃以上，更优选为440℃以上。另外，所述镀浴温度的上限优选为500℃以下，更优选为470℃以下。

镀浴的组成并不特别限定，采用公知的热浸镀锌浴即可。

此外，热浸镀锌后的冷却条件也不特别限定，例如，优选将常温为止的平均冷却速度控制为约1℃/秒以上，更优选为5℃/秒以上。所述常温为止的平均冷却速度的上限并无特别规定，但考虑到基底钢板温度的控制的容易性及设备成本等，优选控制为约50℃/秒以下。所述常温为止的平均冷却速度优选为40℃/秒以下，更优选为30℃/秒以下。

在进行热浸镀锌后也可以根据需要，通过常用方法实施合金化处理。

合金化处理的条件也并不特别限定，例如在所述条件下进行热浸镀锌后，优选在500℃至600℃左右下，尤其优选在500℃至550℃左右下，保持5秒至30秒左右，尤其优选保持10秒至25秒左右。如果温度和时间低于所述范围，则合金化变得不充分，另一方面，如果超过所述范围，则因碳化物的析出而残余奥氏体减少，不能获得所期望的特性。而且，多边形铁素体也容易过量生成。

所述合金化处理例如可以使用加热炉、直接烘烤或红外线加热炉等来进行。

加热方法也并不特别限定，例如可以采用气体加热、感应加热器加热(即，利用高频感应加热装置的加热)等惯用的方法。

在合金化处理后，依照常用方法进行冷却，从而获得合金化热浸镀锌钢板。优选将常温为止的平均冷却速度控制为约1℃/秒以上。所述常温为止的平均冷却速度的上限并不特别限定，考虑到基底钢板温度的控制的容易性及设备成本等，优选控制为约50℃/秒以下。

[第二制造方法(有保温)]

本发明所涉及的第二制造方法依次包括如下步骤：在500℃以上的温度下将满足所述基底钢板的钢成分的钢板卷取的热轧步骤；在500℃以上的温度下保温60分钟以上的步骤；以使内部氧化层的平均深度d保留4μm以上的方式进行酸洗和冷轧的步骤；在氧化带中，以0.9至1.4的空气比进行氧化的步骤；(i)步骤或(ii)步骤，其中，所述(i)步骤，在还原带中，在ac3点和750℃中的高的温度以上的范围内进行均热，均热后，到600℃为止，以超过0℃/秒且20℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，从600℃起冷却至满足100℃至540℃的任意的停止温度z，并且，从600℃起至所述停止温度z和500℃中的高的温度的范围，以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，并在所述100℃至540℃的温度区域保持50秒以上，所述(ii)步骤，在还原带中，在ac1点+20℃和750℃中的高的温度以上且低于ac3点的范围内进行均热，均热后，冷却至满足100℃至540℃的任意的停止温度z，并且，在所述停止温度z和500℃中的高的温度为止的范围，以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，并在所述100℃至540℃的温度区域保持50秒以上。与所述的第一制造方法相比，所述第二制造方法与所述第一制造方法的不同点仅在于：将热轧后的卷取温度的下限设为500℃以上；以及在热轧步骤后设置保温步骤。因此，以下仅对该不同点加以说明。关于与所述第一制造方法一致的步骤，参照所述第一制造方法即可。

如上所述地设置保温步骤的理由在于：通过保温，能够在可氧化的温度区域保持长时间，能够扩大可获得所期望的内部氧化层和软质层的卷取温度范围的下限。此外，还具有通过减少基底钢板的表层与内部的温度差而提高基底钢板的均一性的优点。

首先，在所述第二制造方法中，将热轧后的卷取温度控制为500℃以上。在所述第二制造方法中，如后详述，在其后设置保温步骤，因此能够将卷取温度设定得低于所述的第一制造方法中的卷取温度的下限600℃。卷取温度优选为540℃以上，更优选为570℃以上。另外，卷取温度的优选的上限与所述的第一制造方法相同，优选为750℃以下。

然后，在500℃以上的温度下将如上所述地获得的热轧钢板保温60分钟以上。据此，能够获得所期望的内部氧化层。为了有效地发挥保温带来的所述效果，优选将所述热轧钢板例如放入具有隔热性的装置中进行保温。

本发明中所使用的所述装置只要由隔热性材料制成就无特别限定，作为此种材料，优选使用例如陶瓷纤维等。

为了有效地发挥所述效果，需要在500℃以上的温度下保温60分钟以上。保温温度优选为540℃以上，更优选为560℃以上。保温时间优选为100分钟以上，更优选为120分钟以上。另外，考虑到酸洗性、生产效率等，优选将所述温度及时间的上限大概控制为700℃以下、500分钟以下。

以上，对本发明所涉及的第一及第二制造方法进行了说明。

对于通过所述制造方法获得的本发明的镀覆钢板，也可以进一步进行：各种涂装和涂装基层处理，例如进行磷酸盐处理等的化学转化处理；以及有机涂层处理，例如进行薄膜层叠之类的有机涂层的形成等。

对于各种涂装中所使用的涂料，可以使用公知的树脂，例如环氧树脂、氟树脂、硅丙烯酸树脂(siliconeacrylicresin)、聚氨酯树脂、丙烯酸树脂、聚酯树脂、酚树脂、醇酸树脂、三聚氰胺树脂等。从耐蚀性的观点考虑，优选为环氧树脂、氟树脂、硅丙烯酸树脂。还可以与所述树脂一同使用硬化剂。而且，涂料还可以含有公知的添加剂，例如着色用颜料、偶联剂、均化剂、增效剂(intensifier)、抗氧化剂、紫外线稳定剂、阻燃剂等。

在本发明中，涂料的形态并不特别限定，可以使用任意形态的涂料，例如溶剂系涂料、水系涂料、水分散型涂料、粉体涂料、电泳涂料等。

此外，涂装方法也并不特别限定，可以采用浸渍法、辊涂法、喷雾法、幕式淋涂法、电泳涂装法等。镀覆层、有机涂层、化学转化处理涂层、涂膜等包覆层的厚度可根据用途适宜设定。

本发明的高强度镀覆钢板的强度高，且加工性(延伸率、弯曲性及扩孔性)、耐延迟断裂特性优异。因此可以用于汽车用强度部件，例如前部或后部的纵梁、碰撞吸能盒等碰撞部件、以及中柱加强件等支柱类、车顶边梁加强件、侧梁、地板部件、脚踩部等车体构成部件。

本申请基于2015年1月9日申请的日本国专利申请第2015-3706号和2015年9月15日申请的日本国专利申请第2015-182114号要求优先权的利益。将所述日本国专利申请第2015-3706号和日本国专利申请第2015-182114号的说明书的全部内容引入本申请作为参考。

实施例

以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明不受下述实施例的限制，当然还可以在可符合所述及后述的主旨的范围内加以变更来实施，这些也都包含在本发明的技术范围内。

将含有下述表1所示的成分且余量是铁和不可避免的杂质的板坯加热至1250℃，在终轧温度900℃下热轧为2.4mm后，在表2至表4所示的温度下进行卷取，制造了热轧钢板。另外，对于下述表3中所示的no.24～32、37、39、41、下述表4所示的no.43、45、47～49、52，将卷取的热轧钢板放入到陶瓷纤维隔热装置中进行了保温。下述表3、表4中示出了在500℃以上保温时的时间。在线圈外周部安装热电偶来测定了保温时间。

接着，在以下条件下对所获得的热轧钢板进行了酸洗，然后以50％的冷轧率进行了冷轧。冷轧后的板厚为1.2mm。

酸洗液：10％盐酸、温度：82℃、酸洗时间：如表2至表4所示。

接着，在连续热浸镀锌生产线中，在下述表2至表4所示的条件下进行了退火(氧化、还原)及冷却。连续热浸镀锌生产线中设置的氧化炉的温度被设为800℃。在下述表2至表4中示出了氧化炉中的空气比。而且，连续热浸镀锌生产线中设置的还原炉中的氢浓度设为20体积％，余量是氮和不可避免的杂质，并且露点控制为-45℃。在还原炉中，设最高到达温度为下述表2至表4所示的温度而进行了均热处理。在下述表2至表4中所示的最高到达温度下的保持时间均设为50秒。另外，在下述表2至表4中示出了基于表1所示的成分组成及所述式(i)计算出的ac3点的温度、基于所述式(ii)计算出的ac1点的温度。此外，在下述表2至表4中，在所述最高到达温度为ac3点以上时记为“单相区”，在所述最高到达温度为ac1+20℃和750℃中的高的温度度以上且低于ac3点时记为“二相区”，在所述最高到达温度为低于ac1+20℃和750℃中的低的温度时记为“-”。

接着，在(i)单相区ac3点和750℃中的高的温度以上的范围均热的情况下，均热后，直至600℃，以下述表2至表4所示的平均缓冷速度冷却，从600℃起冷却至满足100℃至540℃的任意的停止温度z，并且，将所述停止温度z和500℃中的高的温度为止的范围以下述表2至表4所示的平均急冷速度冷却，并在该温度下保持了下述表2至表4所示的时间。在(ii)二相区ac1点+20℃和750℃中的高的温度以上且低于ac3点的范围均热的情况下，均热后，冷却至满足100℃至540℃的任意的停止温度z，并且，将所述停止温度z和500℃中的高的温度为止的范围以下述表2至表4所示的平均急冷速度冷却，并在该温度下保持了下述表2至表4所示的时间。

此时，具体而言，下述表2至表4中所示的no.25、34、44、46、48基于所述(a1)、no.1、2、10、20～23、31、33、37、38基于所述(a2)、no.13～15、18、24、34、35、45、52基于所述(a3)、no.6、9、12、17、30基于所述(b)、no.3～5、7、8、11、16、19、26～29、32、36、43、47、49～51基于所述(c1)所示的加热曲线决定冷却停止温度，并未进行冷却停止后的保持。另外，下述表2至表4中示出了基于表1所示的成分组成及所述式(iii)计算出的ms点的温度。

冷却停止后，在该温度下保持的情况下，下述表2至表4中在冷却停止温度的栏和等温淬火温度的栏示出相同的温度，在冷却停止温度下保持时的时间在等温淬火时间的栏示出。冷却停止后，在该温度下保持后加热或冷却并使温度变化的情况下，将变化后的温度在等温淬火温度的栏示出，将变化后的温度下的保持时间在等温淬火时间的栏示出。

然后，浸渍于460℃的镀锌浴中，浸渍了5秒左右后，以5℃/秒的平均冷却速度冷却至室温，获得了热浸镀锌钢板(gi)。关于合金化热浸镀锌钢板(ga)，在浸渍于所述镀锌浴中而实施热浸镀锌后，加热至500℃，在该温度下保持20秒而进行了合金化处理，然后以10℃/秒的平均冷却速度冷却至室温。下述表2至表4中示出了gi或ga的区别。

对于所获得的热浸镀锌钢板(gi)或合金化热浸镀锌钢板(ga)评价了以下特性。

另外，内部氧化层的平均深度如下所述地不仅对镀覆钢板进行了测定，而且对酸洗、冷轧后的基底钢板也同样地进行了测定，以供参考。这是为了确认通过控制热轧后的卷取温度、酸洗条件等，在退火前的冷轧钢板中已经获得所期望的内部氧化层的平均深度。

(1)镀覆钢板中的内部氧化层的平均深度d的测定

设镀覆钢板的板宽为w，从该镀覆钢板的w/4的部位采集了尺寸为50mm×50mm的试片，然后，利用辉光放电发光分析法(gd-oes(glowdischarge-opticalemissionspectroscopy))，针对从镀覆层表面起的o含量、fe含量及zn含量分别进行了分析，并进行了定量。详细而言，利用堀场制作所制造的gd-profiler2型gda750的gd-oes装置，在ar辉光放电区域内对所述试片的表面进行了高频溅射，对所溅射的o、fe、zn各元素在ar等离子体内的发光线连续地进行分光，从而测定了基底钢板的深度方向的各元素量的分布。溅射条件如下所述，并将测定区域设为自镀覆层表面起直至深度50μm为止。

(溅射条件)

脉冲溅射频率：50hz

阳极直径(分析面积)：直径6mm

放电功率：30w

ar气压：2.5hpa

将分析结果表示于图2中。如图2所示，将从镀覆层1的表面起zn量与fe量相等的位置设为镀覆层1与基底钢板2之间的界面。

另外，将自镀覆层1的表面起深度40μm至50μm的各测定位置处的o量的平均值设为试片内部的o量平均值，并将比其高0.02％的范围、即o量≥(试片内部的o量平均值+0.02％)定义为内部氧化层3，将其最大深度设为内部氧化层深度。

利用3个试片实施了同样的试验，将其平均设为内部氧化层3的平均深度d(μm)。将结果示于表5至表7中。

(2)酸洗、冷轧后的内部氧化层深度的测定(参考)

除了使用酸洗、冷轧后的基底钢板这一点以外，通过与所述(1)同样的方式计算了内部氧化层的平均深度。将计算结果示于表2至表4中。

(3)软质层的平均深度d的测定

使垂直于镀覆钢板的板宽w方向的截面即w/4部位露出，采集尺寸为20mm×20mm的试片后，将其埋入树脂中，并从镀覆层与基底钢板之间的界面起，朝向基底钢板的板厚t内部测定了维氏硬度。

利用维氏硬度计，在负载为3gf下进行了测定。详细而言，如图3所示，自镀覆层1与基底钢板2的界面起的板厚内部深度为10μm的测定位置开始，朝向板厚内部每隔5μm的间距进行了维氏硬度的测定，直至深度100μm的位置。图3中，×表示维氏硬度的测定点，测定点之间的间隔、即在图3中的×与×之间的距离最小也有15μm以上。在各深度位置以n＝1的个数测定了维氏硬度，调查了板厚内部方向的硬度分布。进一步，利用维氏硬度计，在负载为1kgf下测定了设基底钢板的板厚为t时的t/4部位的维氏硬度(n＝1)。将与基底钢板的t/4部位的维氏硬度相比维氏硬度为90％以下的区域设为软质层，并计算了其深度。在同一试片中的10个部位实施了同样的试验，将其平均设为软质层的平均深度d(μm)。将结果示于表5至表7中。在下述表5至表7也一并示出了基于内部氧化层的平均深度d和软质层的平均深度d而计算出的d/2d值的结果。

(4)镀覆钢板的组织分率的测定方法

以如下步骤观察了构成镀覆钢板的基底钢板的金属组织。金属组织分率对于低温相变生成相、多边形铁素体及残余γ而求出。另外，低温相变生成相区分为高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等而求出了面积率。具体而言，在金属组织中，高温区域生成贝氏体、低温区域生成贝氏体等(即、低温区域生成贝氏体及回火马氏体)以及多边形铁素体的面积率基于通过扫描型电子显微镜(sem)观察的结果而进行了计算，残余γ的体积率通过饱和磁化法来进行了测定。

(4-1)高温区域生成贝氏体、低温区域生成贝氏体等、多边形铁素体的面积率

对于基底钢板的平行于轧制方向的截面的表面进行抛光，进而进行电解抛光后，进行硝酸乙醇腐蚀，用sem、以倍率3000倍在5个视野观察了板厚的1/4位置。观察视野为约50μm×约50μm。

接着，在观察视野内，基于所述的方法测定了被观察为白色或淡灰色的残余γ与碳化物的平均间隔。对于基于这些平均间隔而被区别的高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的面积率，通过点算法进行了测定。

设高温区域生成贝氏体的面积率为a(％)、低温区域生成贝氏体和回火马氏体的合计面积率为b(％)、多边形铁素体的面积率为c(％)，将结果示于下述表5至表7中。所述面积率a和所述面积率b的合计成为低温相变生成相的面积率。

(4-2)残余γ的体积率

金属组织中，残余γ的体积率通过饱和磁化法而进行了测定。具体而言，测定基底钢板的饱和磁化i和在400℃下热处理15小时后的标准试料的饱和磁化is，由下式求出了残余γ的体积率vγr。饱和磁化的测定采用理研电子制的直流磁化b-h特性自动记录装置“modelbhs-40”，将最大外加磁化设为5000(oe)在室温下进行了测定。将结果示于下述表5至表7中。

vγr＝(1－i/is)×100

(4-3)ma混合相的个数比例

对基底钢板的平行于轧制方向的截面的表面进行抛光，用光学显微镜以观察倍率1000倍在5个视野观察，并测定了残余γ和淬火马氏体复合而成的ma混合相的当量圆直径。计算了观察截面中的当量圆直径超过5μm的ma混合相的个数相对于ma混合相的总个数的比例。将未观察到ma混合相或个数比例低于15％的情况评价为“a”，将15％以上的情况评价为“b”，并将评价结果示于下述表5至表7中。另外，在本发明中，优选评价a。

(4-4)另外，对于一部分基底钢板，除了低温相变生成相、多边形铁素体、残余γ以外还确认到了珠光体等金属组织。

(5)机械特性的评价

镀覆钢板的机械特性基于抗拉强度ts、延伸率el、扩孔率λ及临界弯曲半径r而进行了评价。

(5-1)抗拉强度ts和延伸率el根据jisz2241实施拉伸试验来进行了测定。作为试片，使用了以垂直于镀覆钢板的轧制方向的方向为长度方向的方式，从镀覆钢板切出jisz2201中规定的5号试片而得的试片。将测定抗拉强度ts和延伸率el的结果示于下述表5至表7中。

(5-2)扩孔性通过扩孔率λ进行了评价。扩孔率λ按照日本铁钢联盟规格jfst1001实施扩孔试验来进行了测定。详细而言，在镀覆钢板上冲了直径为10mm的孔，然后，在固定周围的状态下将60°圆锥冲头压入该孔中，并测定了裂纹产生临界的孔直径。根据下式求出了扩孔率λ(％)。在下式中，df表示裂纹产生临界的孔直径(mm)，d0表示初始孔直径(mm)。将结果示于下述表5至表7中。

扩孔率λ(％)＝{(df-d0)/d0}×100

(5-3)弯曲性通过临界弯曲半径r进行了评价。临界弯曲半径r按照jisz2248实施v弯曲试验来进行了测定。作为试片，使用了以垂直于镀覆钢板的轧制方向的方向为长度方向、即弯曲棱线与轧制方向一致的方式，从镀覆钢板切出jisz2204中规定的1号试片而得的试片。试片的板厚为1.4mm。另外，所述v弯曲试验是在不产生龟裂的条件下对试片长度方向的端面实施机械研磨来进行。

将冲模与冲头的角度设为90°，将冲头的前端半径以0.5mm单位进行变化来进行了所述v弯曲试验，将不产生龟裂的条件下能够弯曲的冲头前端半径作为临界弯曲半径r而求出。将结果示于下述表5至表7中。另外，龟裂产生的有无采用放大镜进行观察，以没有产生微细裂纹为基准进行了判定。

镀覆钢板的机械特性按照对应钢板的金属组织及抗拉强度ts的延伸率el、扩孔率λ、临界弯曲半径r的基准而进行了评价。即，所述低温相变生成相中，如果高温区域生成贝氏体的生成量变多，则机械特性中的延伸率容易提高，如果低温区域生成贝氏体的生成量变多，则机械特性中的扩孔性容易提高。而且，钢板的机械特性较大地受钢板的抗拉强度ts的影响。因此，根据钢板的金属组织及抗拉强度ts不同而所要求的el、λ、r不同。对此，在本发明中，根据钢板的金属组织及抗拉强度ts级别而按照下述表8中所示的基准评价了机械特性。在下述表8中，高温区域生成贝氏体主体是指在所述(c6-1)说明的金属组织，相对于金属组织整体，高温区域生成贝氏体超过10面积％且85面积％以下，也可以含有低温区域生成贝氏体及回火马氏体，所述低温区域生成贝氏体及所述回火马氏体的合计相对于所述金属组织整体为0面积％以上且小于10面积％。高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的复合组织是指在所述(c6-2)说明的金属组织，相对于金属组织整体，高温区域生成贝氏体为10面积％至75面积％，低温区域生成贝氏体和回火马氏体的合计相对于金属组织整体为10面积％至75面积％。低温区域生成贝氏体等主体是指在所述(c6-3)说明的金属组织，相对于金属组织整体，低温区域生成贝氏体超过10面积％且85面积％以下，也可以含有高温区域生成贝氏体，所述高温区域生成贝氏体相对于所述金属组织整体为0面积％以上且小于10面积％。

基于所述评价基准，el、λ、r的全部特性满足的情况下评价为合格，任一特性不满足基准值的情况下评价为不合格。另外，在本发明中，以ts为980mpa以上且小于1370mpa为前提，ts小于980mpa或1370mpa以上的情况即使el、λ、r良好也排除在对象外。

(6)耐延迟断裂特性试验

使垂直于镀覆钢板的板宽w方向的截面即w/4部位露出，切出了150mm(w)×30mm(l)的试片，以最小弯曲半径进行u型弯曲加工后，用螺钉紧固，对u型弯曲加工试片的外侧表面施加了1000mpa的拉伸应力。将应变计贴在u型弯曲加工试片的外侧，并将应变换算为拉伸应力来测定了拉伸应力。然后，遮蔽u型弯曲加工试片的边缘部，以电化学方式进行了充氢。充氢是将试片浸渍在0.1m-h2so4(ph＝3)与0.01m-kscn的混合溶液中，在室温且100μa/mm²的恒流的条件下进行。所述充氢试验的结果，将24小时未断裂的评价为合格，即耐延迟断裂特性优异。将评价结果示于下述表5至表7中。

(7)镀覆外观

通过肉眼观察了镀覆钢板的外观，基于有无发生未镀覆来评价了镀覆性。将有无发生未镀覆示于下述表5至表7中。

可根据下述表5至表7如下地考察。

no.1～19、25～30、43、46～52是均满足本发明的要件的例子，强度、加工性(延伸率el、扩孔率λ、临界弯曲半径r)、耐延迟断裂特性均良好，也没有发生未镀覆。特别是内部氧化层的平均深度d与软质层的平均深度d满足d＞2d的关系、且在下述表5至表7中“d/2d”的值超过1.00的no.29(d/2d＝1.20)与不满足所述关系的no.8(d/2d＝＝0.90)相比，弯曲性提高。同样的倾向也在内部氧化层的平均深度d与软质层的平均深度d满足d＞2d的关系的no.30(d/2d＝1.30)与不满足所述关系的no.12(d/2d＝＝0.81)也确认到。

相对于此，no.20～24、31～41、44、45是不满足本发明中规定的要件的例子。

no.20是c量少的例子，残余γ的生成量少，强度不足。

no.21是si量少的例子，没有充分生成内部氧化层，弯曲性及耐延迟断裂特性降低。

no.22是mn量少的例子，没有充分生成低温相变生成相。而且，残余γ的生成量少。其结果，ts降低。

no.23及31是热轧时的卷取温度低的例子，酸洗、冷轧后的内部氧化层的平均深度浅，因此镀覆后的内部氧化层的平均深度d、软质层的平均深度d也变浅。其结果，弯曲性、耐延迟断裂特性及镀覆性降低。

no.24是热轧时的保温时间不充分的例子，酸洗、冷轧后的内部氧化层的平均深度d浅，因此镀覆后的内部氧化层的平均深度d、软质层的平均深度d也变浅。其结果，弯曲性、耐延迟断裂特性及镀覆性降低。

no.32、44是酸洗时间长的例子，内部氧化层溶解，没能获得所期望的内部氧化层的平均深度d及软质层的平均深度d而变浅。其结果，弯曲性、耐延迟断裂特性及镀覆性降低。

no.33、45在氧化炉中的空气比低，没有充分生成fe氧化膜，因此镀覆性降低。另外，也没有充分生成软质层，因此弯曲性及耐延迟断裂特性也降低。

no.34是退火时的均热温度低的例子，多边形铁素体过量生成，未生成低温相变生成相。其结果，未能获得所期望的硬质层，ts降低。

no.35是退火时的均热后的平均冷却速度大的例子，多边形铁素体未充分生成。其结果，el变低。

no.36及37是从600℃起的平均急冷速度小的例子，冷却过程中多边形铁素体过量生成，未生成低温相变生成相及残余γ。其结果，ts变低。

no.38是等温淬火时间过短的例子，块状ma等的组织过量生成，低温相变生成相未充分生成。其结果，λ低，弯曲性也降低。

no.39是保持温度过低的例子，低温相变生成相未充分生成。其结果，λ低，弯曲性也降低。

no.40是均热后的冷却停止温度过低的例子，残余γ未充分生成。其结果，el变低。

no.41是均热后的冷却停止温度过高的例子，低温相变生成相及残余γ未充分生成。其结果，ts降低。

符号说明

1镀覆层

2基底钢板

3内部氧化层

4软质层

5硬质层