專利名稱：：高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及在汽車產(chǎn)業(yè)和電氣產(chǎn)業(yè)等領(lǐng)域中使用的、成形性優(yōu)良、并且具有良好的鍍敷表面外觀的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板。在本發(fā)明中，將熱鍍鋅鋼板以及使鍍層合金化的合金化熱鍍鋅鋼板總稱為熱鍍鋅鋼板。
背景技術(shù)：
：近年來，從地球環(huán)境保護(hù)的觀點(diǎn)出發(fā)，例如，汽車耗油量的提高成為重要的課題。因此，通過車體材料的高強(qiáng)度化而實(shí)現(xiàn)薄壁化，使車體本身輕量化的動向很顯著。但是，由于鋼板的高強(qiáng)度化會導(dǎo)致成形加工性的降低，因此期待兼具高強(qiáng)度和高加工性的材料的開發(fā)。針對這種要求，以往開發(fā)有鐵素體-馬氏體的雙相鋼，即dual-Phase鋼，和利用殘留奧氏體的相變誘導(dǎo)塑性的所謂TRIP鋼等各種復(fù)合組織鋼板。例如，在專利文獻(xiàn)1中公開了通過規(guī)定化學(xué)成分、熱軋條件和退火條件，提供表面性狀和彎曲加工性優(yōu)良的低屈服比高張力鋼板及其制造方法。同樣，在專利文獻(xiàn)2中提出了通過規(guī)定化學(xué)成分、馬氏體量和制造方法來制造具有優(yōu)良的機(jī)械特性的高強(qiáng)度鋼板的方法，在專利文獻(xiàn)3中提出了通過對預(yù)定成分的鋼規(guī)定熱軋條件和退火條件來制造彎曲性優(yōu)良的鋼板的方法，在專利文獻(xiàn)4中提出了通過規(guī)定馬氏體百分比、其粒徑和機(jī)械特性來制造沖擊安全性和成形性優(yōu)良的鋼板的方法。另外，在專利文獻(xiàn)5中提出了規(guī)定了化學(xué)成分、結(jié)構(gòu)相和其硬度比的拉伸凸緣性優(yōu)良的鋼板，在專利文獻(xiàn)6中提出了規(guī)定了化學(xué)成分、結(jié)構(gòu)相、其粒徑和硬度比等的疲勞特性優(yōu)良的鋼板。在上述的鋼板中，為了提高實(shí)際使用時的防銹性的目的，有時在表面實(shí)施鍍鋅。此時，為了確保沖壓成形性、點(diǎn)焊性和涂料粘著性，使用在鍍敷后進(jìn)行熱處理而使鋼板的Fe在鍍層中擴(kuò)散后的合金化熱鍍鋅的情況較多，隨之進(jìn)行了各種鋼板的開發(fā)。例如，作為關(guān)于熱鍍鋅鋼板的方案，在專利文獻(xiàn)7中記載了通過規(guī)定化學(xué)成分和殘留奧氏體量，提高高強(qiáng)度合金化熱鍍鋅鋼板的延展性和加工性。同樣，在專利文獻(xiàn)8中記載了規(guī)定了化學(xué)成分、馬氏體百分比和其粒徑的拉伸凸緣性和耐沖擊特性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板、高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板和高強(qiáng)度合金化熱鍍鋅鋼板，在專利文獻(xiàn)9中記載了規(guī)定了化學(xué)成分、鐵素體粒徑及其集合組織和馬氏體百分比的拉伸凸緣性、形狀凍結(jié)性和耐沖擊特性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板、高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板和高強(qiáng)度合金化熱鍍鋅鋼板。另外，在專利文獻(xiàn)10至13中提出了通過對預(yù)定成分的鋼規(guī)定連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線中的熱處理?xiàng)l件，提供拉伸性、擴(kuò)孔性和彎曲性優(yōu)良的鋼板的制造方法。在專利文獻(xiàn)14和15中提出了通過規(guī)定化學(xué)成分和熱鍍鋅生產(chǎn)線中的制造條件，提供改善了拉伸凸緣性和彎曲性的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板、制造高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的方法和設(shè)備。此外，作為還考慮鍍敷性和鍍層質(zhì)量的技術(shù)，在專利文獻(xiàn)16中提出了規(guī)定了化學(xué)成分、馬氏體量和鍍敷被膜中的Fe濃度的形狀凍結(jié)性、鍍層粘合性和延展性優(yōu)良的鋼板，在專利文獻(xiàn)17中提出了規(guī)定了化學(xué)成分、殘留奧氏體量和鍍敷被膜中的Fe、Al濃度的延展性、薄片性(flaking)和粉化性(powdering)優(yōu)良的鋼板。另外，在專利文獻(xiàn)18中提出了在高Si、高M(jìn)ii鋼中，也為了確保鍍敷表面外觀，通過將形成在鍍敷鋼板和基底鋼板的界面附近的Si-Mn富集層控制為適當(dāng)?shù)男螒B(tài)，制造沒有不鍍部分的、呈現(xiàn)良好的表面外觀的熱鍍鋅鋼板。在專利文獻(xiàn)19中提出了通過規(guī)定化學(xué)成分和制造條件，制造成形性和鍍層粘合性優(yōu)良的高強(qiáng)度合金化熱鍍鋅鋼板。專利文獻(xiàn)1日本專利第1853389號公報專利文獻(xiàn)2日本特表2003-505604號公報專利文獻(xiàn)3日本專利第3610883號公報專利文獻(xiàn)4日本特開平11-61327號公報專利文獻(xiàn)5日本特開平10-60593號公報專利文獻(xiàn)6日本特開平7-11383號公報專利文獻(xiàn)7日本專利第3527092號公報專利文獻(xiàn)8曰本特開2003-213369號公報專利文獻(xiàn)9日本特開2003-213370號公報專利文獻(xiàn)10-日本專利第2862186號公報專利文獻(xiàn)11:日本專利第2862187號公報專利文獻(xiàn)12:日本專利第2761095號公報專利文獻(xiàn)13:日本專利第2761096號公報專利文獻(xiàn)14:日本特開平6-93340號公報專利文獻(xiàn)15:日本特開平6-108152號公報專利文獻(xiàn)16:日本特開2004-115843號公報專利文獻(xiàn)17:日本特開2002-47535號公報專利文獻(xiàn)18:日本特開2001-288550號公報專利文獻(xiàn)19:日本專利第3459500號公報
發(fā)明內(nèi)容但是，上述的現(xiàn)有技術(shù)中存在如下各種問題。例如，在專利文獻(xiàn)1中，雖然規(guī)定在單相區(qū)域退火，然后以62(TC/s冷卻到400°C，但是對熱鍍鋅鋼板而言，需要考慮鍍層粘合性，并且，由于冷卻到400'C的冷卻是冷卻到鍍浴溫度以下，因此需要在鍍敷前升溫，難以通過在鍍敷前不具有升溫設(shè)備的連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線(CGL)制造。另外，在專利文獻(xiàn)2、3、4、6、7和9中，沒有考慮拉伸凸緣性，特別是在實(shí)施熱鍍鋅時，不能夠穩(wěn)定得到鍍層粘合性和拉伸凸緣性。在專利文獻(xiàn)5中，雖然提出了通過將結(jié)構(gòu)相規(guī)定為鐵素體和貝氏體或珠光體來確保拉伸凸緣性，但是此時不能夠得到足夠的延展性。在專利文獻(xiàn)8中，雖然通過規(guī)定化學(xué)成分、馬氏體的粒徑和面積率來提高拉伸凸緣性和耐沖擊特性，但是如果具有鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織，特別是在實(shí)施熱鍍鋅時，不能夠穩(wěn)定得到良好的拉伸凸緣性。在專利文獻(xiàn)10中，雖然延展性優(yōu)良，但是沒有考慮擴(kuò)孔性和彎曲性，相反，在專利文獻(xiàn)11和12中，雖然擴(kuò)孔性和彎曲性優(yōu)良，但是沒有考慮拉伸性。在專利文獻(xiàn)13中，以延展性的提高為主要目的，擴(kuò)孔性并不足夠，其應(yīng)用部位有限。在專利文獻(xiàn)14和15中，在熱鍍鋅生產(chǎn)線內(nèi)的熱處理中需要生成回火馬氏體，因此需要在冷卻到Ms點(diǎn)以下后進(jìn)行再加熱的設(shè)備。另外，在專利文獻(xiàn)16和17中，雖然能夠確保鍍敷性和鍍層粘合性，但是沒有考慮拉伸凸緣性，特別是在實(shí)施熱鍍鋅時，不能夠穩(wěn)定得到鍍層粘合性和拉伸凸緣性。在專利文獻(xiàn)18中，在界面附近的晶界中存在Si-Mn富集層時，雖然表面外觀優(yōu)良，但是機(jī)械特性的確保不充分，并且還存在特性的不均勻性顯著等問題。在專利文獻(xiàn)19中，雖然提出通過規(guī)定化學(xué)成分和制造條件來制造成形性和鍍層粘合性優(yōu)良的鋼板，但是僅通過其中規(guī)定的成分和制造條件，特性的不均勻性大，未必能得到成形性優(yōu)良的鋼板。本發(fā)明的目的在于，解決上述的問題，提供拉伸強(qiáng)度590MPa級的、具有良好的鍍敷表面外觀的、成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板。為了達(dá)到上述的目的，本發(fā)明的主要構(gòu)成如下。7(1)一種高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，在鋼板的表面形成了熱鍍鋅層，其特征在于，具有如下成分組成按質(zhì)量V。計(jì)，含有C:0.005%以上且0.12%以下、Si:0.7%以上且2.7%以下、Mn:0.5%以上且2.8%以下、P:0.1%以下、S:0.07%以下、Al:1.0Q/o以下和N:0.008%以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，還具有如下組織按面積率計(jì)，含有90%以上的鐵素體和2%以上、10%以下的馬氏體，所述鐵素體的維氏平均硬度為120以上，從所述鍍層和鋼基的界面至鋼基側(cè)3pm深的鋼基表層區(qū)域中的、析出夾雜物的晶界的長度相對于晶界全長的比為50%以下。在此，夾雜物是指由添加到鋼中的元素構(gòu)成，并且沒有固溶在鋼中而析出的氧化物、碳化物、氮化物。具體為，含有從Si、Mn、P、Al、REM、Cr、V、Ti、Nb、B和Ca中選擇的一種以上的元素的氧化物，及含有從Cr、V、Mo、Ti、Nb、B和Ca中選擇的一種以上的元素的碳化物和氮化物。(2)根據(jù)上述(1)所述的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述馬氏體的粒徑為5pm以下，并且馬氏體的平均粒子間距為2pm以上。(3)根據(jù)上述(1)或(2)所述的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在所述組織中，存在于鐵素體晶粒內(nèi)的第2相為3.3x10—3個m2以上。在此，存在于鐵素體晶粒內(nèi)的第2相是馬氏體或碳化物。(4)根據(jù)上述(1)、(2)或(3)所述的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鋼基表層區(qū)域中的、在晶界析出的夾雜物的沿著該晶界的長度的平均值為0.3|im以下。(5)根據(jù)上述(1)(4)的任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為所述成分組成，按質(zhì)量％計(jì)，還含有從Cr:0.05%以上且1.2%以下、V:0.005%以上且1.0%以下和Mo:0.005%以上且0.5%以下中選擇的一種或兩種以上。(6)根據(jù)上述(1)(5)的任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為所述成分組成，按質(zhì)量％計(jì)，還含有從Ti:0.01%以上且0.1。/o以下、Nb:0.01。/。以上且0.1。/。以下、B:0.0003。/o以上且0.0050%以下、Ni:0.05%以上且2.0%以下和Cu:0.05°/。以上且2.0%以下中選擇的一種或兩種以上。(7)根據(jù)上述(1)(6)的任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為所述成分組成，按質(zhì)量％計(jì)，還含有從Ca:0.001%以上且0.005%以下和REM:0.001%以上且0.005%以下中選擇的一種或兩種以上。(8)根據(jù)上述(1)(7)的任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鍍層中的鐵含有率為715質(zhì)量％。根據(jù)本發(fā)明，能夠提供具有良好的鍍敷表面外觀的、成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板。該高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板在產(chǎn)業(yè)上的利用價值非常大，特別是對汽車車體的輕量化和防銹化極為有利，工業(yè)效果大。具體實(shí)施例方式為了得到延展性和拉伸凸緣性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，發(fā)明人對鋼板的微觀組織、化學(xué)成分及鍍層附近的鋼板組織進(jìn)行了深入研究。其結(jié)果，即使對于以往由難以確保拉伸凸緣性的、沒有進(jìn)行回火的馬氏體和鐵素體構(gòu)成的雙相鋼(Dual-Phase鋼)，如果控制鐵素體及第二相的面積率和硬度，同時適當(dāng)控制形成在與鍍層的界面附近的鋼板表層的氧化物等夾雜物的分布形態(tài)及其大小，也能夠得到不僅鍍敷表面外觀和延展性優(yōu)良，還能夠確保足夠的拉伸凸緣性的鋼板。下面，詳細(xì)說明本發(fā)明。已知通常，鐵素體和沒有進(jìn)行回火的硬質(zhì)的馬氏體的兩相結(jié)構(gòu)雖然能夠確保延展性，但是由于鐵素體相和馬氏體相的硬度差大，因此不能夠得到足夠的拉伸凸緣性。因此，以往通過以鐵素體為主相，以含有碳化物的貝氏體或珠光體為硬質(zhì)第二相，減少硬度差，而確保拉伸凸緣性，但是此時存在不能夠確保足夠的延展性的問題。另外，在以馬氏體或殘留奧氏體(也包括含有殘留奧氏體的貝氏體)為第二相時，也為了同時確保延展性和拉伸凸緣性，例如，討論以馬氏體和貝氏體的混合組織為第二相組織等。但是，如果以各種相的混合組織為第二相，并且以高精度控制其百分比等，則需要嚴(yán)格控制熱處理?xiàng)l件，大多情況下在制造穩(wěn)定性等方面產(chǎn)生問題。發(fā)明人不僅對如上所述的各相的硬度差、百分比和機(jī)械特性之間的關(guān)系進(jìn)行了詳細(xì)研究，還對在實(shí)施鍍敷時的特性變化和其提高的可能性進(jìn)行了研究。在研究時，特別關(guān)注認(rèn)為在熱鍍鋅生產(chǎn)線的熱處理中不需要特別的設(shè)備而能夠最穩(wěn)定制造的、由鐵素體和沒有進(jìn)行回火的馬氏體構(gòu)成的雙相鋼中的特性提高的可能性，進(jìn)行了詳細(xì)的研究。其結(jié)果，關(guān)于鋼板本身的相結(jié)構(gòu)和機(jī)械特性的關(guān)系，發(fā)現(xiàn)通過將鐵素體固溶強(qiáng)化，并且大幅度地增加其百分比，能不降低強(qiáng)度而提高延展性和擴(kuò)孔性，另外，通過鐵素體的固溶強(qiáng)化，能減小鐵素體和馬氏體的硬度比，擴(kuò)孔性提髙，從而確定了本發(fā)明鋼的母材組織。這樣，通過利用鐵素體百分比的固溶強(qiáng)化，使馬氏體的百分比、粒徑和分散狀態(tài)最優(yōu)化，能夠確保良好的擴(kuò)孔性這一點(diǎn)，以及通過生成抑制孔隙(void)的結(jié)合的組織，進(jìn)一步提高擴(kuò)孔性這一點(diǎn)，是本發(fā)明的特征。為了確保良好的擴(kuò)孔性，具體而言，通過使固溶強(qiáng)化的鐵素體百分比為90%以上，不降低強(qiáng)度而減小硬度比。另外，通過使馬氏體的粒徑為5pm以下，降低作為孔隙的發(fā)生起點(diǎn)的鐵素體和馬氏體的界面量，通過使馬氏體的平均粒子間距為2|im以上，抑制孔隙的結(jié)合導(dǎo)致的裂紋的生成和傳播。進(jìn)而，通過增加存在于鐵素體晶粒內(nèi)的馬氏體量，抑制孔隙的結(jié)合導(dǎo)致的裂紋的生成和傳播，并且減小鐵素體和馬氏體的硬度比(馬氏體硬度/鐵素體硬度)。此外，還已知在具有上述的鋼板組織的情況下，如果實(shí)施熱鍍鋅，則拉伸凸緣性的不均勻性變大，未必能夠穩(wěn)定得到足夠的拉伸凸緣性。因此，發(fā)明人對在這種實(shí)施熱鍍鋅的情況下產(chǎn)生拉伸凸緣性不均勻的原因進(jìn)行了深入研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在為了確保鍍敷性而使內(nèi)部氧化物等夾雜物在鋼板表層生成時，存在于鍍層和鋼板界面的夾雜物(主要為Si、Mn類氧化物)的分布狀態(tài)對拉伸凸緣性產(chǎn)生影響。而且發(fā)現(xiàn)通過減少這種夾雜物在鋼板表層的晶界的存在量，能夠穩(wěn)定地確保拉伸凸緣性。具體而言，通過使在鍍層正下面的鋼基表層，即從鍍層和鋼基的界面至鋼基側(cè)3pm深的鋼基表層區(qū)域中的、鐵素體和馬氏體等母材結(jié)構(gòu)相的、析出夾雜物的晶界的長度相對于晶界全長的比為50%以下，能夠穩(wěn)定得到優(yōu)良的拉伸凸緣性。在此，如果在鋼基表層區(qū)域中的、在晶界析出的夾雜物的沿著該晶界的長度的平均值為0.3nm以下，則能夠更穩(wěn)定地確保優(yōu)良的拉伸凸緣性。在利用作為本發(fā)明的對象的、沒有進(jìn)行回火的馬氏體和鐵素體的雙相鋼時，該效果特別大?？梢哉J(rèn)為這是因?yàn)?，與第二相為回火馬氏體、貝氏體和珠光體的情況相比，在利用更硬質(zhì)的、沒有進(jìn)行回火的馬氏體和鐵素體的本發(fā)明鋼中，在沖裁等剪切加工時和剪切加工后的拉伸凸緣成形時的鋼板表層區(qū)域容易發(fā)生孔隙的情況顯著。如上所述，本發(fā)明的特征在于，對于以往難以確保拉伸凸緣性的、由沒有進(jìn)行回火的馬氏體和鐵素體構(gòu)成的雙相鋼，通過大幅度增加鐵素體百分比而減少由于與第二相的硬質(zhì)差而產(chǎn)生的對拉伸凸緣性的不良影響，提高鋼板本身的拉伸凸緣性，并且通過使與鍍層的界面附近的鋼板組織最優(yōu)化，能夠均勻且穩(wěn)定地確保優(yōu)良的拉伸凸緣性，同時使鐵素體相固溶強(qiáng)化，即使降低硬質(zhì)第二相的百分比也能夠確保強(qiáng)度，并且能最大限地利用鐵素體相的優(yōu)良的加工性而確保延展性。下面，說明實(shí)施本發(fā)明時的組織的限定范圍和規(guī)定該范圍的理由。在第二相為沒有進(jìn)行回火的硬質(zhì)的馬氏體時，如上所述，為了確保拉伸凸緣性，需要使鐵素體面積率為90%以上。在確保強(qiáng)度，并且如上所述，在第二相為沒有進(jìn)行回火的硬質(zhì)的馬氏體的情況下，為了確保拉伸凸緣性，需要使鐵素體的HV為120以上。優(yōu)選HV為140以上。12如上所述，為了穩(wěn)定地確保拉伸凸緣性，需要使上述鋼基表層區(qū)域中的、析出夾雜物的晶界的長度相對于晶界全長的比為50%以下。優(yōu)選為30%以下。本發(fā)明的組織的基本構(gòu)成如上所述，但是通過進(jìn)一步如下限定，能夠提高特性。為了通過減少作為孔隙的發(fā)生起點(diǎn)的鐵素體和馬氏體的界面量而確保良好的擴(kuò)孔性，馬氏體粒徑優(yōu)選為5pm以下。[馬氏體的平均粒子間距2pm以上]為了通過抑制孔隙的結(jié)合導(dǎo)致的裂紋的生成和傳播而確保良好的擴(kuò)孔性，馬氏體的平均粒子間距優(yōu)選為2pm以上。為了確保強(qiáng)度，并且通過抑制孔隙的結(jié)合導(dǎo)致的裂紋的生成和傳播而確保良好的擴(kuò)孔性，存在于鐵素體晶粒內(nèi)的第2相優(yōu)選為3.3xl(T3個/nm2以上。在此，為了確保由于硬度的減低帶來的良好的擴(kuò)孔性，第2相優(yōu)選為馬氏體。另外，第2相的具體形態(tài)為塊狀、板狀或棒狀。如上所述，為了穩(wěn)定地確保拉伸凸緣性，需要限定在鍍層正下面的鋼基表層區(qū)域中的夾雜物的析出長度，但是如果進(jìn)一步將各夾雜物的沿著晶界的長度的平均值限定為0.3pm以下，則能夠更穩(wěn)定地確保拉伸凸緣性。雖然不清楚其詳細(xì)原因，但是可以認(rèn)為這是因?yàn)樵趭A雜物的粒徑小時，孔隙的發(fā)生頻率降低。接著，下面說明實(shí)施本發(fā)明時的化學(xué)成分的范圍和限定該范圍的理由。其中，關(guān)于鋼板組成的"％"的表記，在沒有特別說明的情況下，均表示"質(zhì)量％"。C:0.005%以上且0.12%以下C是鋼板的高強(qiáng)度化不可缺少的元素，如果小于0.005%，則難以確保鋼板的強(qiáng)度并滿足預(yù)定的特性。另外，如果C量超過0.12%，則不僅難以確保90%以上的鐵素體百分比，而且焊接部和熱影響部的硬化顯著而焊接性變差。從這種觀點(diǎn)出發(fā)，將C量限定在0.005。/。以上、0.12%以下的范圍內(nèi)。為了穩(wěn)定地確保鐵素體百分比，優(yōu)選使C量小于0.08%，更優(yōu)選小于0.04%。Si:0.7%以上且2.7%以下Si是鐵素體生成元素，也是對鐵素體的固溶強(qiáng)化有效的元素，為了確保延展性和鐵素體的硬度，需要添加0.7%以上。但是添加過量的Si，會引起由于紅銹等的發(fā)生而導(dǎo)致的表面性狀的變差、和鍍層附著/粘合性的變差。因此，將Si的添加量限定在0.7%2.7%。優(yōu)選超過0.9%。Mn:0.5%以上且2.8%以下Mn是對鋼的強(qiáng)化有效的元素。而且，也是使奧氏體穩(wěn)定的元素，是調(diào)整第二相的百分比需要的元素。為此，Mn需要添加0.5%以上。另外，如果添加過量，Mn超過2.8%，則第二相百分比過大而難以確保鐵素體百分比。因此，將Mn量限定為0.5%以上、2.8%以下。優(yōu)選為1.6%以上。P:0.1%以下P是對鋼的強(qiáng)化有效的元素，但是如果添加過量而超過0.1%，則由于晶界偏析引起脆化，使耐沖擊性變差。另外，如果超過0.1%，則使合金化速度大幅度遲延。因此，將P量限定為0.1%以下。S:0.07%以下S是由于成為MnS等夾雜物而導(dǎo)致耐沖擊性的變差和沿著焊接部的金屬流動(metalflow)的裂紋的原因，因此優(yōu)選盡量減少，從制造成本方面考慮，限定為0.07%以下。Al:1.0%以下Al是鐵素體生成元素，是控制制造時的鐵素體生成量有效的元素。但是，添加過量的Al會使煉鋼時的鋼坯質(zhì)量變差。因此，將Al的添加量限定為1.0%以下。優(yōu)選為0.5%以下。N:0.008%以下N是使鋼的耐時效性最大劣化的元素，越少越好，特別是在超過0.008%時，耐時效性的劣化顯著。因此，將N量限定為0.008%以下。本發(fā)明的鋼板以上述的基本成分和鐵為主要成分。主要成分含義在于，不損害不可避免的雜質(zhì)的含有和上述基本成分的作用，反而提高這些作用，或者不妨礙含有能夠改善機(jī)械和化學(xué)特性的元素，例如可以含有如下Cr、V、Mo中的一種以上的元素。Cr:0.05%以上且1.2%以下、V:0.005%以上且1.0%以下和Mo:0.005%以上且0.5%以下的一種或兩種以上Cr、V和Mo具有在從退火溫度開始的冷卻時抑制珠光體的生成的作用，因此可以根據(jù)需要添加。其效果在Cr:0.05%以上、V:0.005%以上、Mo:0.005%以上時能夠得到。但是，如果分別添加過量，Cr超過1.2%、V超過1.0y。、Mo超過0.5。/。，則有可能出現(xiàn)第二相百分比過大導(dǎo)致的顯著的強(qiáng)度上升等。因此，如果添加這些元素，將它們的量分別限定為Cr:1.2%以下、V:1.0%以下、Mo:0.5%以下。還可以含有Ti、Nb、B、Ni和Cu中的一種以上的元素。15Ti:0.01%以上且0.1%以下、Nb:0.01%以上且0.1%以下Ti和Nb對鋼的析出強(qiáng)化有效，其效果在各自為0.01%以上時能夠得到，只要在本發(fā)明所規(guī)定的范圍內(nèi)則完全可以用于鋼的強(qiáng)化。但是，如果超過0.1%，則加工性和形狀凍結(jié)性下降。因此，如果添加Ti、Nb，將其添加量分別限定為Ti:0.01%以上且0.1%以下、Nb:0.01%以上且0.1%以下。B:0.0003%以上且0.0050%以下B具有抑制來自奧氏體晶界的鐵素體的生成和生長的作用，因此可以根據(jù)需要添加。其效果在0.0003%以上時能夠得到。但是，如果超過0.0050%，則加工性下降。因此，如果添加B，將其含量限定為0.0003%以上、0.0050%以下。Ni:0.05%以上且2.0%以下、Cu:0.05%以上且2.0%以下Ni和Cu是對鋼的強(qiáng)化有效的元素，只要在本發(fā)明所規(guī)定的范圍內(nèi)則完全可以用于鋼的強(qiáng)化。另外，能促進(jìn)內(nèi)部氧化而提高鍍層粘合性。其效果在各自為0.05%以上時能夠得到。但是，如果添加量超過2.0%，則使鋼板的加工性下降。因此，如果添加Ni、Cu，將其添加量分別限定為0.05%以上、2.0%以下。Ca:0.001%以上且0.005%以下、REM:0.001%以上且0.005%以下Ca和REM是對使硫化物球狀化而改善硫化物對拉伸凸緣性的不良影響有效的元素。其效果在各自為0.001%以上時能夠得到。但是，過量的添加會引起夾雜物等的增加，引起表面和內(nèi)部缺陷等。因此，如果添加Ca、REM，將其添加量分別限定為0.001%以上、0.005%以下。接著，下面說明用于制造本發(fā)明的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的方法的一個例子。首先，以5°C/s以上將具有上述化學(xué)組成的鋼板加熱到600'C以上的溫度區(qū)域。在此，如果加熱溫度小于60(TC或加熱速度小于5°C/s，則不能夠生成微細(xì)且均勻分散的奧氏體相，在最終組織方面不能夠得到馬氏體微細(xì)且均勻分散的組織，在擴(kuò)孔性的改善方面不優(yōu)選。接著，在70094(TC的第l溫度區(qū)域，具體為奧氏體單相區(qū)域、或者奧氏體相和鐵素體相的兩相區(qū)域，退火15600秒。如果退火溫度小于70(TC或退火時間小于15秒，有時鋼板中的碳化物不充分溶解，有時鐵素體的再結(jié)晶沒有完成而不能夠得到目標(biāo)特性。另一方面，如果退火溫度超過94(TC,奧氏體晶粒的生長顯著，有時會引起因后續(xù)的冷卻產(chǎn)生的鐵素體的成核點(diǎn)的減少。另外，如果退火時間超過600秒，則會引起隨著大量的能源消耗而來的成本的增加。因此，將退火溫度限定為700940°C，將退火時伺限定為15600秒。為了確保良好的擴(kuò)孔性，退火溫度更優(yōu)選為82(TC以上。在上述的退火后，以3°C/s以上、60°C/s以下的冷卻速度冷卻到550°C，然后在200秒以內(nèi)實(shí)施熱鍍鋅。如果冷卻速度小于3。C/s，會析出珠光體等，有時不能夠得到目標(biāo)組織。另外，如果冷卻速度超過60°C/s，則鐵素體的相變不充分，難以得到第2相均勻且微細(xì)地分散在鐵素體基中的組織，在擴(kuò)孔性的改善方面不優(yōu)選。此外，如果在550'C以下的溫度區(qū)域、浸漬到鍍浴中之前的時間超過200秒，則貝氏體相變等進(jìn)行，有時不能夠得到目標(biāo)組織。冷卻停止溫度優(yōu)選為45050(TC。這是因?yàn)椋诶鋮s過程中生成的鐵素體量增加，即，馬氏體面積率和粒徑變小，并且馬氏體的平均粒子間距離變長，從而擴(kuò)孔性進(jìn)一步提高。鍍鋅，在制造熱鍍鋅(GI)鋼板時用0.120.22%的熔融Al量的鍍浴，在制造合金化熱鍍鋅(GA)鋼板時用0.080.18%的熔融Al量的鍍浴，以浴溫度45050(TC將鋼板浸漬在鍍浴中進(jìn)行，通過氣體擦拭器等調(diào)整附著量。熱鍍鋅浴溫度只要在通常的45050(TC的范圍內(nèi)即可，如果進(jìn)一步實(shí)施合金化處理，優(yōu)選在60(TC以下進(jìn)行處理。這是因?yàn)椋绻^60(TC，則從未變相奧氏體中析出碳化物(有時珠光體化)，不能夠得到目標(biāo)組織，發(fā)生延展性的變差。另外，粉化性也變差。如果小于45(TC，則合金化不進(jìn)行。另外，在本發(fā)明的制造方法的一系列的熱處理中，只要在上述的溫度范圍內(nèi)，則不必保持溫度為恒定，另外，即使冷卻速度在冷卻過程中發(fā)生變化，只要在規(guī)定的范圍內(nèi)，也不損害本發(fā)明的主旨。另外，只要滿足熱履歷，則鋼板可以通過任何設(shè)備進(jìn)行熱處理。此外，為了在熱處理后進(jìn)行形狀矯正而對本發(fā)明的鋼板進(jìn)行表面光軋也包含在本發(fā)明的范圍中。另外，在本發(fā)明中，假設(shè)為將鋼原材經(jīng)過通常的煉鋼、鑄造、熱軋各工序而制造的情況，但是也可以是通過例如薄鑄(thincasting)等省略熱軋工序的部分或全部而進(jìn)行制造的情況。為了確保鍍敷性而向鋼基表層區(qū)域中導(dǎo)入氧化物等夾雜物，可以通過在退火過程中增加鋼板表層的氧勢，使鋼基表層部內(nèi)部氧化而實(shí)現(xiàn)。例如，對于鋼板，在具有DFF或NOF型的加熱帶的CGL中，使加熱帶中的輸出側(cè)溫度為60(TC以上，由此使鋼板表面在高溫下被氧化，從而使鋼板表層附著足夠量的Fe類銹皮。這樣，F(xiàn)e類銹皮在還原帶中成為氧提供源，鋼板表層發(fā)生內(nèi)部氧化。或者，還有使通常的加熱帶或還原帶的露點(diǎn)-2(TC-6(TC上升到-2(rC以上、+20°(:以下的方法。另外，也可以通過事先對冷軋鋼板表面預(yù)鍍含有氧的Fe，提高再結(jié)晶退火時鋼板的氧勢。此外，在冷軋的前階段，提高附著有黑銹皮的熱軋鋼板的巻取溫度，或另行對熱軋鋼板進(jìn)行熱處理，預(yù)先使鋼板表層內(nèi)部氧化，也可以取得同樣的效果。根據(jù)上述的方法，由于Si、Mn、Al和P等易被氧化元素作為氧化物被固定，退火后的Si、Mn、A1和P等的表面富集被抑制，結(jié)果是能夠確保良好的鍍敷性。并且，由于作為合金化遲延元素的這些元素的固溶量降低，因此合金化特性改善，同時鍍層粘合性也改善。并且，使從鍍層和鋼基的界面至鋼基側(cè)3pm深的鋼基表層區(qū)域中的、析出夾雜物的晶界的長度相對于晶界全長的比為50%以下。艮P，如果超過50%，則成為加工時斷裂的起點(diǎn)，拉伸凸緣性和其穩(wěn)定性變差。在此，將上述鋼基表層區(qū)域設(shè)為從鍍層和鋼基的界面至鋼基側(cè)3pm深的區(qū)域，是因?yàn)閷τ谟绊懤焱咕壋尚涡缘淖儾詈筒痪鶆蛐缘摹⒃诶焱咕壋尚螘r的鋼板表層上的裂紋的發(fā)生，鋼基表層3pm的區(qū)域的晶界的狀態(tài)給予很大的影響，如果在該區(qū)域存在很多夾雜物，則裂紋的發(fā)生顯著增加，使拉伸凸緣性變差。另外，如果使鋼基表層區(qū)域中的、在晶界析出的夾雜物的沿著該晶界的長度的平均值為0.3pm以下，能夠更穩(wěn)定地確保優(yōu)良的拉伸凸緣性。此外，為了確認(rèn)鋼基表層部中的夾雜物的形成狀況，可以應(yīng)用對鋼板的剖面進(jìn)行鏡面研磨后的樣品的SEM(掃描電子顯微鏡)觀察，或者通過FIB(聚焦離子束，focusedionbeam)等進(jìn)行薄片化的樣品的剖面TEM(透射電子顯微鏡)觀察等。對于夾雜物的鑒定，例如，可以通過剖面研磨樣品的SEM-EDS(能量色散型X射線分析，energydispersiveX-rayanalysis)、EPMA(電子探針微分析，electronicprobemicroanalysis)、FE-AES(場發(fā)射俄歇電子能譜分析，fieldemissionAugerelectronspectroscopy)進(jìn)行，對于更詳細(xì)的解析，可以通過從薄片化樣品和剖面研磨試樣取得的復(fù)制品試樣的TEM-EDS等進(jìn)行。與拉伸凸緣性相關(guān)的，存在析出物的晶界的比例，通過由SEM或TEM的剖面觀察圖像實(shí)際測量被觀察的晶體晶界的長度和析出物在晶19界上占有的長度，并取它們的比，從而可以進(jìn)行評價。此時，根據(jù)情況進(jìn)行二值化等圖像處理也是有效的。另外，對于沿著晶界的析出物的長度，也可以同樣由SEM或TEM的剖面觀察圖像實(shí)際測量。對任何觀察方法而言，為了提高精度，采取很多評價點(diǎn)是重要的。例如，在SEM觀察中以5000倍觀察任意的5個視野以上，關(guān)于分析點(diǎn)，對任意的IO個點(diǎn)以上進(jìn)行評價，以這些的平均值為評價值是優(yōu)選的。鍍層附著量，使每單面為20150g/m2，如果小于20g/m2，則耐腐蝕性變差。如果超過150g/m2，則引起成本的增加，并且耐腐蝕效果飽和。如果對熱鍍鋅層實(shí)施合金化，使其合金化度為715%。S卩，如果鍍層中鐵的含有率小于7%，則產(chǎn)生合金化不均勻，外觀變差，或生成所謂的g相，滑動性變差。而另一方面，如果超過15%，則形成大量的硬質(zhì)且脆的r相，鍍層粘合性變差。另外，關(guān)于上述的制造方法，鋼板可以通過任何設(shè)備進(jìn)行熱處理。實(shí)施例下面，更詳細(xì)說明本發(fā)明的實(shí)施例，但是該實(shí)施例不限定本發(fā)明的性質(zhì)，不改變本發(fā)明的主旨而進(jìn)行的設(shè)計(jì)變更的均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。實(shí)施例1對將表1所示化學(xué)成分的鋼熔煉而得到的鑄片進(jìn)行熱軋，接著進(jìn)行酸洗，然后通過冷軋制成厚度為1.2mm的冷軋鋼板。然后，在具有DFF爐(直焰加熱爐DirectFiredFurnace)的連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線上，將DFF爐內(nèi)的空氣比，在上游側(cè)控制為1.01.2，在下游側(cè)控制為0.9，同時適當(dāng)改變DFF爐輸出側(cè)溫度，進(jìn)行加熱，在奧氏體單相區(qū)域或兩相區(qū)域進(jìn)行熱處理，然后以463t:的鍍鋅浴，實(shí)施每單面的涂敷量為約4060g/n^的鍍敷，并進(jìn)行合金化處理，使作為目標(biāo)條件的鍍層的FeM達(dá)到約10質(zhì)量％。在調(diào)整合金化度時，適當(dāng)改變通過速度和合金化溫度。對得到的鋼板進(jìn)行0.3%的表面光軋。<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>下劃線部分表示在本發(fā)明的范圍以外在此，對于得到的鋼板的剖面組織(與制軋方向平行的面)，使用掃描電子顯微鏡(SEM)以2000倍觀察IO個視野，測定鐵素體相的面積率Va和馬氏體相的面積率VM，鑒定各晶粒的相結(jié)構(gòu)。另外，對于組織觀察樣品，為了區(qū)別馬氏體和殘留奧氏體，將進(jìn)行了20(TCX2小時的熱處理的樣品和產(chǎn)品狀態(tài)的樣品用于試驗(yàn)。該20(TCX2小時的熱處理，不使相百分比發(fā)生變化而僅使從馬氏體生成碳化物，從而能夠與殘留奧氏體區(qū)分開，通過與產(chǎn)品狀態(tài)的樣品比較確認(rèn)了沒有發(fā)生其它變化。并且，對于鐵素體相的硬度HVa，使用顯微維氏硬度計(jì)(ultramicrovickershardness)進(jìn)行測定。測定條件為荷重lgf、負(fù)荷時間15s。對于壓痕測定，通過使用3D-SEM測定深度方向的剖面(profile)而進(jìn)行。對于測定，測定各5點(diǎn)，將其平均值作為HVa。另外，對于拉伸試驗(yàn)，按照J(rèn)ISZ2241的標(biāo)準(zhǔn)對將鋼板加工為JIS5號試驗(yàn)片后的試驗(yàn)片進(jìn)行。測定拉伸強(qiáng)度(TS)和總延伸率(T.E1)，求得由強(qiáng)度和總延伸率的乘積(TSXT.El)表示的強(qiáng)度-拉伸平衡的值。另外，在本發(fā)明中，將TSXT.ED17000(MPa'%)的情況判斷為良好。對于拉伸凸緣性，按照日本鋼鐵聯(lián)盟規(guī)格JFST1001的標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行。將得到的各鋼板切割為100mmX100mm，然后以間距12%沖裁直徑10mm的孔，然后在使用內(nèi)徑75mm的沖模以防皺壓力9噸進(jìn)行按壓的狀態(tài)下，將6(TC圓錐的沖頭壓入孔內(nèi)，測定在裂紋發(fā)生極限時的孔直徑，根據(jù)下述式求得極限擴(kuò)孔率(％)，根據(jù)該極限擴(kuò)孔率的值對拉伸凸緣性進(jìn)行評價。另外，在本發(fā)明中，將TSXX》41300(MPa'%)判斷為良好。極限擴(kuò)孔率X(%)={(Df-Do)/D。}X100其中，Df:裂紋發(fā)生時的孔徑(mm)，D。初始孔徑(mm)23另外，為了鋼基表層部的夾雜物形態(tài)、固溶量的評價，通過對供試鋼板的與軋制方向垂直的剖面進(jìn)行鏡面研磨，制作鍍層和鋼基的界面的剖面試樣。對于夾雜物在晶界中所占長度的比例，使用SEM以倍率5000倍，從上述試樣取得5個視野的鍍層和鋼基的界面附近的反射電子圖像。在各反射電子圖像能夠確認(rèn)的晶體晶界中，實(shí)際測量包含在基體鋼板的深3|im的范圍內(nèi)的長度、和各夾雜物在晶界上占有的長度，對于其比例，將觀察的5個視野的平均值作為評價值。存在于晶界中的夾雜物的長度，在上述的SEM像的評價中，測定各析出物的沿著晶界的方向的長度，算出其平均值。在表2中總結(jié)表示出這些評價結(jié)果。目測判斷鍍敷外觀時，除了No.37之夕卜，鍍敷外觀都良好。只有No.37，合金化度沒有達(dá)到目標(biāo)范圍，外觀不均勻性顯著，因此外觀不良。另外，對于根據(jù)對鍍敷鋼板進(jìn)行單純的90。彎曲加工時的鍍層的剝離舉動判斷的鍍層粘合性，No.38的鍍層的剝離顯著，鍍層粘合性不良。其他的鋼板都良好。根據(jù)這些結(jié)果可知，滿足本發(fā)明所規(guī)定的要件的鋼板，強(qiáng)度-拉伸平衡和拉伸凸緣性的平衡優(yōu)良，能夠得到目標(biāo)特性。<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table>表2(2)<table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>下劃線部分表示在本發(fā)明的范圍以外<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>實(shí)施例2對將具有表1所示的鋼C、E、H的成分組成的鋼熔煉而得到的鋼坯進(jìn)行熱軋，接著進(jìn)行酸洗，然后通過冷軋制成厚度為1.2mm的冷軋鋼板。然后，在具有DFF爐(直焰加熱爐DirectFiredFurnace)的連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線上，按照表3所示的退火條件(DFF爐輸出側(cè)溫度、退火溫度、冷卻停止溫度)進(jìn)行連續(xù)退火，然后以463r的鍍鋅浴，實(shí)施每單面的涂敷量為約4060g/n^的鍍敷，并進(jìn)行鍍層的合金化處理。對得到的鋼板進(jìn)行0.3%的表面光軋。另外，將在加熱階段的DFF爐內(nèi)的空氣比，在上游側(cè)控制為1.01.2，在下游側(cè)控制為0.9。對于這樣得到的熱鍍鋅鋼板，通過與上述實(shí)施例1相同的方法，對微觀組織和硬度、機(jī)械特性值(拉伸特性，拉伸凸緣性)進(jìn)行評價。在此，存在于鐵素體晶粒內(nèi)的第2相(馬氏體或碳化物)的個數(shù)密度(個m2)，通過使用1500倍的SEM照片，測定在3000|11112中存在的個數(shù)而求得。另外，對于馬氏體的粒徑(dM)和馬氏體的平均粒子間距(LM)，使用MediaCybernetics公司的圖像解析軟件Image-Pro進(jìn)行測定。馬氏體的粒徑，根據(jù)圓等效直徑測定。馬氏體的平均粒子間距，根據(jù)下述式(1)計(jì)算。(竺)士...(1)其中，dM:馬氏體粒徑f:體積率(=馬氏體面積率)兀圓周率在表3中總結(jié)表示出評價結(jié)果。No.39的退火溫度為795T:，低，因此單獨(dú)存在于鐵素體晶粒內(nèi)的第2相極少，為0.2xl0-s個/pm2，擴(kuò)孔率低，為77%。與此相對，No.40的退火溫度高達(dá)845°C，因此單獨(dú)存在于鐵素體晶粒內(nèi)的第2相為2.4xl(T3個/pm2，比No.39多，能夠確保擴(kuò)孔率90%，另外，No.41的退火溫度高達(dá)89(TC，因此單獨(dú)存在于鐵素體晶粒內(nèi)的第二相多，為6.3x10—3個/pm2，能夠確保更良好的擴(kuò)孔率106%。No.42的冷卻停止溫度高達(dá)60(TC，因此馬氏體的最大粒徑大，為5.2|im，馬氏體的平均粒子間距離小，為1.7pm，擴(kuò)孔率低，為71%。與此相對，No.43的冷卻停止溫度低，為52(TC，因此馬氏體的最大粒徑小，為3.8pm，馬氏體的平均粒子間距離大，為2.9pm，能夠確保擴(kuò)孔率82%，另外，No.44的冷卻停止溫度更低，因此能夠確保更良好的擴(kuò)孔率。No.45的DFF輸出側(cè)溫度低，為62(TC,因此馬氏體的平均粒子間距離小，為1.8pm，擴(kuò)孔率低，為51%。與此相對，No.46的DFF輸出側(cè)溫度高達(dá)76(TC，因此馬氏體的平均粒子間距離變大，能夠確保更良好的擴(kuò)孔率。<table>tableseeoriginaldocumentpage31</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage32</column></row><table>權(quán)利要求1.一種高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，在鋼板的表面形成了熱鍍鋅層，其特征在于，具有如下成分組成按質(zhì)量％計(jì)，含有C0.005％以上且0.12％以下、Si0.7％以上且2.7％以下、Mn0.5％以上且2.8％以下、P0.1％以下、S0.07％以下、Al1.0％以下和N0.008％以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，還具有如下組織按面積率計(jì)，含有90％以上的鐵素體和2％以上、10％以下的馬氏體，所述鐵素體的維氏平均硬度為120以上，從所述鍍層和鋼基的界面至鋼基側(cè)3μm深的鋼基表層區(qū)域中的、析出夾雜物的晶界的長度相對于晶界全長的比為50％以下。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述馬氏體的粒徑為5nm以下，并且馬氏體的平均粒子間距為2pm以上。3.根據(jù)權(quán)利要求I或2所述的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在所述組織中，存在于鐵素體晶粒內(nèi)的第2相為3.3><10'3個1112以上。4.根據(jù)權(quán)利要求13中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鋼基表層區(qū)域中的、在晶界析出的夾雜物的沿著該晶界的長度的平均值為0.3)im以下。5.根據(jù)權(quán)利要求14中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為所述成分組成，按質(zhì)量％計(jì)，還含有從Cr:0.05%以上且1.2%以下、V:0.005%以上且1.0%以下和Mo:0.005%以上且0.5%以下中選擇的一種或兩種以上。6.根據(jù)權(quán)利要求15中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為所述成分組成，按質(zhì)量％計(jì)，還含有從Ti:0.01%以上且0.1%以下、Nb:0.01%以上且0.1%以下、B:0.0003%以上且0.0050%以下、Ni:0.05%以上且2.0%以下和Cu:0.05%以上且2.0%以下中選擇的一種或兩種以上。7.根據(jù)權(quán)利要求16中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為所述成分組成，按質(zhì)量％計(jì)，還含有從Ca:0.001%以上且0.005%以下和REM:0.001%以上且0.005%以下中選擇的一種或兩種以上。8.根據(jù)權(quán)利要求17中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鍍層中的鐵含有率為715質(zhì)量％。全文摘要提供一種拉伸強(qiáng)度590MPa級的、具有良好的鍍敷表面外觀的、成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板。一種在鋼板的表面形成了熱鍍鋅層的熱鍍鋅鋼板，具有如下成分組成按質(zhì)量％計(jì)，含有C0.005％以上且0.12％以下、Si0.7％以上且2.7％以下、Mn0.5％以上且2.8％以下、P0.1％以下、S0.07％以下、Al1.0％以下和N0.008％以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；還具有如下組織按面積率計(jì)，含有90％以上的鐵素體和2％以上、10％以下的馬氏體，并且，所述鐵素體的維氏平均硬度為120以上，從所述鍍層和鋼基的界面至鋼基側(cè)3μm深的鋼基表層區(qū)域中的、析出夾雜物的晶界的長度相對于晶界全長的比為50％以下。文檔編號C22C38/60GK101646797SQ20088001067公開日2010年2月10日申請日期2008年3月27日優(yōu)先權(quán)日2007年3月30日發(fā)明者中垣內(nèi)達(dá)也,伏脅祐介,川崎由康,松岡才二,松田廣志,河野崇史,金子真次郎,鈴木善繼申請人:杰富意鋼鐵株式會社