CN111936659A

CN111936659A - 高强度合金化熔融镀锌钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN111936659A
Application number: CN201980022946.9A
Authority: CN
Inventors: 前田聪; 川崎由康; 伏胁祐介; 青山麻衣
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2018-03-28
Filing date: 2019-03-26
Publication date: 2020-11-13
Anticipated expiration: 2039-03-26
Also published as: MX2020010068A; KR20200127216A; US11597983B2; JPWO2019189067A1; US11643702B2; US20220017986A1; KR102490152B1; US20210010100A1; CN111936659B; WO2019189067A1; JP6962452B2; EP3778980A4; EP3778980A1

Abstract

本发明提供高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其是以高强度钢板作为母材的合金化熔融镀锌钢板的制造方法，该方法包括：轧制工序(x)，对具有Fe浓度为8～17质量％的镀层的合金化熔融镀锌钢板进行轧制；以及，加热处理工序(y)，对经过该轧制工序(x)的镀敷钢板在满足下述式(1)及式(2)的条件下进行加热。(273+T)×(20+2×log₁₀(t))≥8000···(1)40≤T≤160···(2)其中，T：镀敷钢板的加热温度(℃)t：加热温度T下的保持时间(小时)。

Description

高强度合金化熔融镀锌钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及扩散性氢量少、耐延迟断裂特性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板，优选涉及延展性及扩孔性也更优异的高强度合金化熔融镀锌钢板及它们的制造方法。

背景技术

近年来，对于主要在汽车领域中使用的薄钢板，从提高轻质化、碰撞安全性的观点考虑，正在推进钢板的高强度化，在具有防锈性的熔融镀锌钢板中，也开始广泛利用具有980MPa以上的强度的钢板。

然而，已知如果提高钢材的强度则容易发生延迟断裂这样的现象，该延迟断裂随着钢材强度的增大而加剧。这里，延迟断裂是指，高强度钢材在受到静态荷载应力(拉伸强度以下的荷载应力)的状态下经过一定时间后突然发生脆性破坏而外观上基本不伴有塑性变形的现象。

已知在钢板的情况下，该延迟断裂是由于通过压制加工而成型为给定的形状时的残留应力、以及应力集中部处的钢的氢脆性而发生的。可以认为，成为该氢脆性的原因的氢在大多数情况下是从外部环境侵入钢中并扩散的氢。

作为用于使侵入钢材中的氢从钢材释放(脱离)的处理，已知有热烘处理(例如专利文献1)。该热烘处理通过对侵入了氢的钢材在给定温度(例如200℃前后)下进行加热，使氢扩散而从钢材表面释放(脱离)。专利文献2中示出了在水蒸气氛围中对熔融镀锌类钢板进行热烘处理的方法。

然而，熔融镀敷与电镀相比，镀层较厚，因此仅仅简单地对熔融镀锌类钢板进行热烘处理(加热处理)，难以使氢高效地从钢板表面释放。因此，耐延迟断裂特性的改善容易不充分，而且，还会发生产生氢鼓泡、热烘处理的时间变长的问题。

另外，通常钢板的高强度化会伴随延展性的降低，因此正在开发进行高强度化而不会降低延展性的多项技术。其中，利用基于奥氏体相的加工诱发相变实现了高延展性和高强度化的钢板作为所谓的TRIP钢板而广为人知。该TRIP钢板使作为亚稳相的奥氏体相残留在最终组织中，因此正在开发大量含有的作为奥氏体稳定化元素的Mn的高Mn添加钢板(例如专利文献3)。然而，本发明人等对高Mn添加量的高强度/高延展性材料进行了开发，结果是冷轧钢板可以获得希望的特性，相比之下，合金化熔融镀锌钢板(以下，有时为了便于说明而称为“GA钢板”)的延展性(总伸长率)及扩孔性(极限扩孔率)与冷轧钢板相比为明显较差的结果。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平7-173646号公报

专利文献2：日本特开2017-145441号公报

专利文献3：日本特开2007-154283号公报

发明内容

发明所需解决的课题

本发明的目的在于解决如上所述的现有技术的课题，提供扩散性氢量少、具有优异的耐延迟断裂特性的高强度熔融镀锌类钢板及其制造方法。另外，本发明的另一目的在于提供延展性及扩孔性也更优异的高强度熔融镀锌类钢板及其制造方法。

解决问题的方法

本发明人等为了找出能够适当地去除熔融镀锌类钢板中包含的扩散性氢的方法而进行了深入研究。在该过程中，着眼于构成GA钢板的镀层的Fe-Zn金属间化合物为脆性材料这一点，得到了以下构想：通过使外力作用于该作为脆性材料的Fe-Zn金属间化合物(镀层)来导入微细的裂纹，从而确保氢的脱离路径，并在此基础上实施热烘处理，由此使钢板中包含的扩散性氢经由该脱离路径释放。因此，基于这样的构想进一步进行了研究，结果获知，对于镀层具有给定的Fe浓度的GA钢板而言，通过对其进行轧制(较轻压下的轧制即可)，能够在镀层中导入微细的裂纹，通过在给定条件下对该轧制后的GA钢板进行热烘处理，可以将扩散性氢从钢板适当地去除，能够将钢板中的扩散性氢量减少至给定水平。即，发现了，能够利用与EG钢板(电镀钢板)、GI钢板(熔融镀锌钢板)不同的GA钢板的镀层的性质来有效地去除钢板中的扩散性氢的方法。

另外，通常认为GA钢板中包含的扩散性氢主要在CGL的退火工序中侵入，因随后实施的熔融镀锌而妨害了扩散性氢的脱离。本发明人等推测，以高强度/高延展性为目标的以高Mn添加钢板作为母材的GA钢板的延展性(总伸长率)和扩孔性(极限扩孔率)与冷轧钢板相比明显较差，这也是起因于钢板中的扩散性氢。因此，本发明人等获知，对于以高Mn添加钢板作为母材、镀层具有给定的Fe浓度的GA钢板应用在实施轧制在镀层中导入了微细的裂纹的基础上进行热烘处理的方法，结果是能够大幅改善延展性及扩孔性。

另外已知，在如上所述的方法中，可以在较低温下进行热烘处理，而且也无需特别控制气体氛围。

另外已知，根据如上所述的方法，可以在较低温下进行热烘处理，而且也无需特别控制气体氛围。

本发明是基于如上所述的见解而完成的，其主旨如下。

[1]一种高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其是以高强度钢板作为母材的合金化熔融镀锌钢板的制造方法，该方法包括：

轧制工序(x)，对具有Fe浓度为8～17质量％的镀层的合金化熔融镀锌钢板进行轧制；以及

加热处理工序(y)，对经过该轧制工序(x)的镀敷钢板在满足下述式(1)及式(2)的条件下进行加热，

(273+T)×(20+2×log₁₀(t))≥8000···(1)

40≤T≤160···(2)

其中，T为镀敷钢板的加热温度(℃)，

t为加热温度T下的保持时间(小时)。

[2]根据[1]所述的高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其在所述轧制工序(x)之前具有以下工序：

钢板的退火工序(a)；

镀敷处理工序(b)，对经过该退火工序(a)的钢板实施熔融镀锌；以及

合金化处理工序(c)，对该镀敷处理工序(b)中得到的镀层实施合金化处理，形成所述Fe浓度为8～17质量％的镀层。

[3]根据[1]或[2]所述的高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在所述轧制工序(x)中，以压下率0.10～1％对镀敷钢板进行轻压下轧制。

[4]根据[1]～[3]中任一项所述的高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其中，所述钢板具有以下成分组成：

以质量％计，含有

C：0.03～0.35％、

Si：0.01～2.00％、

Mn：2.0～10.0％、

Al：0.001～1.000％、

P：0.10％以下、

S：0.01％以下，

余量由Fe及不可避免的杂质构成，

所述钢板的拉伸强度为980MPa以上，拉伸强度(TS)与总伸长率(EL)的乘积(TS×EL)为16000MPa·％以上，镀层的相当于一面的镀敷附着量为20～120g/m²。

[5]根据[4]所述的高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其中，所述钢板还含有选自以下的1种以上元素：

以质量％计，

B：0.001～0.005％、

Nb：0.005～0.050％、

Ti：0.005～0.080％、

Cr：0.001～1.000％、

Mo：0.05～1.00％、

Cu：0.05～1.00％、

Ni：0.05～1.00％、

Sb：0.001～0.200％。

[6]根据[2]～[5]中任一项所述的高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其中，

在所述退火工序(a)中，根据钢板的Ac₁点及Ac₃点将钢板温度(℃)设为[Ac₁+(Ac₃－Ac₁)/6]～950℃，将该温度下的保持时间设为60～600秒钟，

在合金化处理工序(c)中，将合金化处理温度设为460～650℃。

[7]根据[2]～[6]中任一项所述的高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在所述退火工序(a)中，将钢板温度为600～900℃的区域设为H₂浓度为3～20体积％、露点为-60℃～-30℃的气体氛围。

[8]一种高强度合金化熔融镀锌钢板，其是以高强度钢板作为母材的合金化熔融镀锌钢板，其中，

镀层的Fe浓度为8～17质量％，在钢板中存在的氢中，将钢板升温至200℃时释放的氢量为0.35质量ppm以下。

[9]根据[8]所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，其中，所述钢板具有以下成分组成：

以质量％计，含有

C：0.03～0.35％、

Si：0.01～2.00％、

Mn：2.0～10.0％、

Al：0.001～1.000％、

P：0.10％以下、

S：0.01％以下，

余量由Fe及不可避免的杂质构成，

[10]根据[9]所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，其中，所述钢板还含有选自以下的1种以上元素：

以质量％计，

B：0.001～0.005％、

Nb：0.005～0.050％、

Ti：0.005～0.080％、

Cr：0.001～1.000％、

Mo：0.05～1.00％、

Cu：0.05～1.00％、

Ni：0.05～1.00％、

Sb：0.001～0.200％。

[11]根据[8]～[10]中任一项所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，在所述高强度合金化熔融镀锌钢板中，在钢板表面的镀层形成的微细的裂纹的每单位面积的长度的平均值(L)为0.010μm/μm²以上且0.070μm/μm²以下，其中，沿相对于轧制方向基本成直角方向延伸的裂纹的长度的比例为裂纹的总长度的60％以下。

发明的效果

根据本发明，可以稳定地提供扩散性氢量少、具有优异的耐延迟断裂特性的高强度合金化熔融镀锌钢板。另外，在本发明中，通过使用具有高Mn添加的给定的成分组成的母材钢板，可以稳定地提供延展性及扩孔性也更优异的高强度/高延展性合金化熔融镀锌钢板。

附图说明

图1是示出在本发明的加热处理工序(y)中满足(1)式的加热温度T与加热温度T下的保持时间的关系的图表。

图2是示出实施例的No.15中的本发明的钢板表面的一个例子的图。

具体实施方式

以下，对本发明的高强度合金化熔融镀锌钢板及其的制造方法进行详细说明。

本发明的高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法包括：轧制工序(x)，对以高强度钢板作为母材、具有Fe浓度为8～17质量％的镀层的合金化熔融镀锌钢板进行轧制；以及，加热处理工序(y)，对经过轧制工序(x)的镀敷钢板在给定的加热条件下进行加热。

在本发明中，作为GA钢板的母材的高强度钢板的强度等没有特别限制，通常优选以拉伸强度为590MPa以上的钢板作为对象。另外，其中，特别是在以拉伸强度为980MPa以上的钢板作为母材时，容易发生因扩散性氢导致的问题，因此，可以说本发明特别是对于以拉伸强度为980MPa以上的钢板作为母材的GA钢板是更有用的。可以说进一步更有用的是以拉伸强度为1180MPa以上的钢材作为母材的GA钢板。

另外，本发明的制造方法还可以包括在CGL等中进行的退火工序/镀敷处理工序/合金化处理工序。即，该制造方法包括：钢板的退火工序(a)；镀敷处理工序(b)，对经过退火工序(a)的钢板实施熔融镀锌；合金化处理工序(c)，对镀敷处理工序(b)中得到的镀层实施合金化处理，形成Fe浓度为8～17质量％的镀层；轧制工序(x)，对经过合金化处理工序(c)的镀敷钢板进行轧制；以及，加热处理工序(y)，对经过轧制工序(x)的镀敷钢板在给定的加热条件下进行加热。

本发明的制造方法通过利用构成GA钢板的镀层的Fe-Zn金属间化合物的脆性，在轧制工序(x)中对GA钢板实施轧制，从而在镀层中导入作为氢的脱离路径的微细裂纹，并在此基础上进行热烘处理。轧制工序(x)为较低压下率(轻压下)的轧制即可，通过以该轧制将镀层压碎而产生裂纹。

这里，为了通过轧制工序(x)中的轧制在镀层中导入作为氢的脱离路径的微细裂纹，重要的是镀层(合金化熔融镀锌层)的Fe浓度。Zn由于是金属而具有延展性，即使施加轧制等加工，只要其加工度不是极大，就不会在镀层产生裂纹。另一方面，随着镀层的Zn与Fe(母材)的合金化进行，具有延展性的Zn相的比率降低(即Fe-Zn金属间化合物的比率增大)，镀层变为脆性，因此易于形成裂纹。为了以较小的压下率导入足够的裂纹量，优选镀层的Fe浓度设为8质量％以上。另一方面，如果镀层的Zn与Fe(母材)的合金化过度进行，则在钢板-镀敷界面形成脆弱的Γ相，存在产生粉化缺陷的隐患，因此，为了避免这样的问题，优选将镀层的Fe浓度设为17质量％以下。基于以上原因，在本发明中，将供于轧制工序(x)的GA钢板的镀层的Fe浓度设为8～17质量％。镀层的Fe浓度更优选为9质量％以上。这是由于，具有延展性的Zn相完全消失，能够在镀层整体均匀地形成微细裂纹，可以促进氢的高效的脱离。镀层的Fe浓度更优选为15质量％以下。这是由于，如果镀层的Fe浓度超过15质量％，则有时在钢板-镀敷界面局部形成脆弱的Γ相，有可能裂纹集中于该部位，而难以形成裂纹的部分的氢脱离速度降低。

合金化熔融镀锌钢板的轧制工序(x)中的压下率没有特别限制，如果压下率过小，则在镀层中导入的裂纹不足，另一方面，如果压下率过大，则导致加工性的降低(由导入应变而导致的延展性降低)，因此通常优选以0.10～1％左右的压下率进行轧制(轻压下轧制)。需要说明的是，轧制工序(x)中使用的轧制装置可以为通常的轧机、轧辊。压下率更优选为0.2％以上。压下率更优选为1.0％以下，从后述的导入裂纹的目的出发，进一步更优选为0.5％以下。

在通过轧制向镀层中导入了裂纹的情况下，裂纹的导入方向相对于轧制方向多为直角。然而，如果沿相同方向形成的裂纹多，则在作为汽车用部件而受到压制加工时，镀敷的剥离增多，有时会产生粉化缺陷。另外，即使是未达到粉化缺陷的情况，与裂纹导入方向并非一定的情况相比，耐粉化性也变差。为了避免这样的问题，优选沿相对于轧制方向基本成直角方向延伸的裂纹的长度的比率为裂纹的总长度的60％以下。更优选沿相对于轧制方向基本成直角方向延伸的裂纹的长度为裂纹的总长度的55％以下，进一步更优选为50％以下。需要说明的是，在本发明中，“轧制方向”是指被轧制的钢板的输送的方向，另外，“相对于轧制方向基本成直角方向”如后述的实施例中所述，是指相对于被轧制的钢板的输送方向为80～100°范围的方向。

另外，为了在确保氢的脱离路径的同时抑制耐粉化性变差，优选在镀层形成的微细裂纹的每单位面积的长度的平均值(L)为0.010μm/μm²以上且0.070μm/μm²以下。平均值(L)更优选为0.020μm/μm²以上，进一步更优选为0.030μm/μm²以上。平均值(L)更优选为0.075μm/μm²以下，进一步更优选为0.060μm/μm²以下。

为了导入这样的裂纹，优选压下率设为0.10～0.5％、并进一步将进行轧制(轻压下轧制)时的工作辊直径设定为600mm以下。这是由于，如果压下率小于0.1％，则微细裂纹的导入不足，另一方面，如果压下率超过0.5％，则微细的裂纹的每单位面积的长度的平均值(L)超过0.07μm/μm²，因此耐粉化性变差。压下率更优选为0.2％以上。压下率更优选为0.4％以下。另外，这是由于，如果工作辊直径超过600mm，则在压下时钢板与辊的接触面积增加，由此，受到来自辊的剪切方向(轧制方向)的力的时间增长，容易沿相对于轧制方向成直角方向形成裂纹。工作辊直径更优选为500mm以下。

轧制(轻压下轧制)中使用的工作辊表面的粗糙度优选为1.5μm以下。轧制(轻压下轧制)中使用的工作辊表面的粗糙度优选为1.0μm以上。

对于经过轧制工序(x)的GA钢板，在加热处理工序(y)中，实施以去除扩散性氢为目的的加热处理(热烘处理)。

在加热处理工序(y)中，在加热温度较高的情况下，存在钢卷内的温度变得不均匀而在钢卷内产生机械特性的不均的隐患，另外，为了适当地排出扩散性氢，加热温度越低，越需要延长加热时间(保持时间)。从这些观点考虑，在本发明中，在满足下述式(1)及式(2)的条件下对镀敷钢板进行加热。另外，更优选在满足下述式(1)及式(3)的条件下对镀敷钢板进行加热。图1示出了满足式(1)的加热温度T与加热温度T下的保持时间t的关系。

(273+T)×(20+2×log₁₀(t))≥8000···(1)

40≤T≤160···(2)

60≤T≤120···(3)

其中，T：镀敷钢板的加热温度(℃)

t：加热温度T下的保持时间(小时)

在本发明中，优选加热处理工序(y)中的加热条件遵循上述式(1)及式(2)，但也可以在更宽的加热条件下进行加热处理，例如，可以将保持时间设定为1～500小时左右而无论加热温度如何。加热时间更优选为5小时以上，进一步更优选为8小时以上。加热时间更优选为300小时以下，进一步更优选为100小时以下。

在本发明中，由于通过轧制工序(x)在镀层中导入了作为氢的脱离路径的微细的裂纹，因此，在较低温的加热温度下也能够使扩散性氢适当地脱离，在上述式(2)的条件中，加热温度T低于40℃时，不充分地发生氢的扩散，因此无法充分减少钢板中的扩散性氢，或者加热处理需要很多的天数，生产性降低。另一方面，如果加热温度T超过160℃，则有可能钢卷内的温度变得不均匀而在钢卷内产生机械特性的不均。另外，通过满足上述式(1)的条件，能够确保与加热温度对应的加热时间。因此，通过在满足上述式(1)及式(2)的条件、更优选为在满足上述式(1)及式(3)的条件下对镀敷钢板进行加热，能够将扩散性氢量减少至足够低的希望的水平而不使GA钢板产生机械特性的不均。

加热处理工序(y)也不需要特别控制气体氛围，可以在大气氛围下实施。另外，使用的加热设备也没有特别限制，例如，可以利用具备电炉、燃气加热炉的仓库等。

以下，对本发明的详细情况和优选的条件进行说明。

首先，对作为GA钢板的母材的高强度钢板进行说明。需要说明的是，在以下的说明中，各元素的含量的单位为“质量％”，为了方便而表示为“％”。

在本发明中，作为GA钢板的母材的高强度钢板的成分组成没有特别限制，在制成高Mn添加的高强度/高延展性GA钢板的情况下，作为基本成分，优选含有C：0.03～0.35％、Si：0.01～2.00％、Mn：2.0～10.0％、Al：0.001～1.000％、P：0.10％以下、S：0.01％以下，还可以根据需要而含有选自以下的1种以上元素：B：0.001～0.005％、Nb：0.005～0.050％、Ti：0.005～0.080％、Cr：0.001～1.000％、Mo：0.05～1.00％、Cu：0.05～1.00％、Ni：0.05～1.00％、Sb：0.001～0.200％。以下，对它们的限定原因进行说明。

·C：0.03～0.35％

C(碳)是具有提高钢板强度的效果的元素，因此，C含量优选设为0.03％以上。另一方面，如果C含量超过0.35％，则在作为汽车、家电的原材料使用时所需的焊接性变差，因此C含量优选设为0.35％以下。C更优选为0.05％以上，进一步更优选为0.08％以上。C更优选为0.30％以下，进一步更优选为0.28％以下。

·Si：0.01～2.00％

Si(硅)是对于将钢强化、提高延展性有效的元素，因此，Si含量优选设为0.01％以上。另一方面，如果Si含量超过2.00％，则Si在钢板表面形成氧化物，镀敷外观变差，因此Si含量优选设为2.00％以下。Si更优选为0.02％以上，进一步更优选为0.05％以上。Si更优选为1.80％以下，进一步更优选为1.70％以下。

·Mn：2.0～10.0％

Mn(锰)是使奥氏体相稳定化、大幅提高延展性的元素，在高强度/高延展性GA钢板中是重要的元素。为了获得这样的效果，Mn含量优选设为0.1％以上，优选设为2.0％以上。另一方面，如果Mn含量超过10.0％，则钢坯铸造性、焊接性变差，因此Mn含量优选设为10.0％以下。Mn更优选为2.50％以上，进一步更优选为3.00％以上。Mn更优选为8.50％以下，进一步更优选为8.00％以下。

·Al：0.001～1.000％

Al(铝)是以钢液的脱氧为目的而添加的，Al含量小于0.001％时，无法实现该目的。另一方面，如果Al含量超过1.000％，则Al在钢板表面形成氧化物，镀敷外观(表面外观)变差。因此，Al含量优选设为0.001～1.000％。Al更优选为0.005％以上，进一步更优选为0.010％以上。Al更优选为0.800％以下，进一步更优选为0.500％以下。

·P：0.10％以下

P(磷)是不可避免地含有的元素之一，随着P的增加，钢坯制造性变差。另外，含有P会抑制合金化反应，引起镀敷不均。因此，P含量优选设为0.10％以下，更优选设为0.05％以下。另一方面，为了使P含量小于0.005％，存在成本的增大的隐患，因此P含量优选为0.005％以上。P更优选为0.05％以下，进一步更优选为0.01％以下。P更优选为0.007％以上，进一步更优选为0.008％以上。

·S：0.01％以下

S(硫)是在炼钢过程中不可避免地含有的元素，在大量含有时，焊接性变差，因此S含量优选设为0.01％以下。S更优选为0.08％以下，进一步更优选为0.006％以下。S更优选为0.001％以上，进一步更优选为0.002％以上。

·B：0.001～0.005％

B(硼)为0.001％以上可获得淬火促进效果。另一方面，在超过0.005％时，化学转化处理性变差。因此，在含有B的情况下，其含量优选设为0.001～0.005％。在含有B的情况下，其含量更优选为0.002％以上。在含有B的情况下，其含量更优选为0.004％以下。

·Nb：0.005～0.050％

Nb(铌)为0.005％以上可获得强度调整(强度提高)的效果。另一方面，超过0.050％时，会导致成本上升。因此，在含有Nb的情况下，其含量优选设为0.005～0.050％。在含有Nb的情况下，其含量更优选为0.01％以上，进一步更优选为0.02％以上。在含有Nb的情况下，其含量更优选为0.045％以下，进一步更优选为0.040％以下。

·Ti：0.005～0.080％

Ti(钛)为0.005％以上可获得强度调整(强度提高)的效果。另一方面，超过0.080％时，会导致化学转化处理性变差。因此，在含有Ti的情况下，其含量优选设为0.005～0.080％。在含有Ti的情况下，其含量更优选为0.010％以上，进一步更优选为0.015％以上。在含有Ti的情况下，其含量更优选为0.070％以下，进一步更优选为0.060％以下。

·Cr：0.001～1.000％

Cr(铬)为0.001％以上可获得淬火性效果。另一方面，超过1.000％时，Cr会在钢板表面富集，因此焊接性变差。因此，在含有Cr的情况下，其含量优选设为0.001～1.000％。在含有Cr的情况下，其含量更优选为0.005％以上，进一步更优选为0.100％以上。在含有Cr的情况下，其含量更优选为0.950％以下，进一步更优选为0.900％以下。

·Mo：0.05～1.00％

Mo(钼)为0.05％以上可获得强度调整(强度提高)的效果。另一方面，超过1.00％时，会导致成本上升。因此，在含有Mo的情况下，其含量优选设为0.05～1.00％。在含有Mo的情况下，其含量更优选为0.08％以上。在含有Mo的情况下，其含量更优选为0.80％以下。

·Cu：0.05～1.00％

Cu(铜)为0.05％以上可获得残留γ相形成促进效果。另一方面，在超过1.00％时，会导致成本上升。因此，在含有Cu的情况下，其含量优选设为0.05～1.00％。在含有Cu的情况下，其含量更优选为0.08％以上，进一步更优选为0.10％以上。在含有Cu的情况下，其含量更优选为0.80％以下，进一步更优选为0.60％以下。

·Ni：0.05～1.00％

Ni(镍)为0.05％以上可获得残留γ相形成促进效果。另一方面，超过1.00％时，会导致成本上升。因此，在含有Ni的情况下，其含量优选设为0.05～1.00％。在含有Ni的情况下，其含量更优选为0.10％以上，进一步更优选为0.12％以上。在含有Ni的情况下，其含量更优选为0.80％以下，进一步更优选为0.50％。

·Sb：0.001～0.200％

Sb(锑)从抑制钢板表面的氮化、氧化、或者因氧化而发生的钢板表面的数十微米区域的脱碳的观点考虑，是可以含有的。通过抑制氮化、氧化，可在钢板表面防止马氏体的生成量减少，改善疲劳特性、表面品质。这样的效果在0.001％以上可以获得。另一方面，超过0.200％时，韧性变差。因此，在含有Sb的情况下，其含量优选设为0.001～0.200％。在含有Sb的情况下，其含量更优选为0.003％以上，进一步更优选为0.005％以上。在含有Sb的情况下，其含量更优选为0.100％以下，进一步更优选为0.080％以下。

以上说明的基本成分及任意添加成分以外的余量为Fe及不可避免的杂质。

另外，为了制成高强度/高延展性GA钢板，优选钢板(母材钢板)的拉伸强度为980MPa以上、拉伸强度(TS)与总伸长率(EL)的乘积(TS×EL)为16000MPa·％以上。

这里，拉伸强度(TS)、总伸长率(EL)通过拉伸试验进行测定。在该拉伸试验中，使用以拉伸方向与钢板的轧制方向成直角方向的方式采集到的JIS5号试验片，按照JISZ2241(2011)进行，测定拉伸强度(TS)、总伸长率(EL)。

接着，对本发明的制造方法中的工序(a)～(c)进行说明。

·退火工序(a)

退火工序(a)的退火条件没有特别限制，为了确保最佳的强度/延展性平衡、特别是以具有上述成分组成的高Mn添加钢板作为母材的GA钢板的强度/延展性平衡，优选根据钢板的Ac₁点和Ac₃点将钢板温度(℃)设为[Ac₁+(Ac₃－Ac₁)/6]～950℃，并且将该温度下的保持时间设为60～600秒钟。另外，钢板温度(℃)更优选设为[Ac₁+(Ac₃－Ac₁)/6]～900℃。钢板温度(℃)进一步更优选设为870℃以下。钢板温度(℃)更优选设为650℃以上，进一步更优选设为670℃以上。

需要说明的是，钢板的Ac₁点(℃)和Ac₃点(℃)分别可以由下述式求出。

Ac₃点(℃)＝937.2－436.5C+56Si－19.7Mn－16.3Cu－26.6Ni－4.9Cr+38.1Mo+124.8V+136.3Ti－19.1Nb+198.4Al+3315B

Ac₁点(℃)＝750.8－26.6C+17.6Si－11.6Mn－22.9Cu－23Ni+24.1Cr+22.5Mo－39.7V－5.7Ti+232.4Nb－169.4Al－894.7B

这里，上述式中的C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ti、Nb、Al、B为钢板中的各元素的含量(质量％)。

CGL等中的退火的主要目的在于由钢板的加工组织的再结晶而使加工性的提高以及冷却前的组织形成。通过将钢板温度(℃)设为[Ac₁+(Ac₃－Ac₁)/6]以上，可以使退火时的奥氏体相的量为20体积％以上，然后通过进行冷却而形成马氏体、回火马氏体、贝氏体及残留奥氏体组织，由马氏体、回火马氏体承担强度，由残留奥氏体承担伸长率，由此能够实现优异的强度及伸长率。另一方面，钢板温度(℃)超过950℃时，因钢板的晶粒的粗大化而使得强度/延展性平衡降低。因此，钢板温度(℃)优选设为[Ac₁+(Ac₃－Ac₁)/6]～950℃。钢板温度(℃)更优选设为900℃以下，进一步更优选设为870℃以下。钢板温度(℃)更优选设为650℃以上，进一步更优选设为670℃以上。

另外，上述钢板温度(℃)下的保持时间小于60秒钟时，由于不充分地进行再结晶而存在钢板的加工性降低的隐患。另一方面，保持时间超过600秒钟时，侵入钢板中的氢量增大，存在即使实施轧制工序(x)和加热处理工序(y)也无法充分减少钢板中的扩散性氢量的隐患。因此，上述钢板温度(℃)下的保持时间优选设为60～600秒钟。上述钢板温度(℃)下的保持时间更优选设为500秒钟以下。上述钢板温度(℃)下的保持时间更优选设为30秒钟以上。

另外，在退火工序(a)中，优选将钢板温度为600～900℃的区域设为H₂浓度为3～20体积％、露点为-60℃～-30℃的气体氛围。另外，H₂浓度更优选为5～15体积％。H₂浓度进一步更优选设为12体积％以下。露点进一步更优选设为-15℃以下。露点进一步更优选设为-20℃以上。

在CGL等中的退火中，通过在还原性气体氛围中对钢板进行加热，可以防止表面氧化，抑制对熔融锌的润湿性的降低。这样的还原性气体氛围下的退火在将钢板温度设为反应速度大的600～900℃的范围来实施时，具有充分的效果。为了获得该效果，退火气体氛围的H₂浓度优选为3体积％以上。另一方面，H₂浓度超过20体积％时，侵入钢板中的氢量增大，存在即使实施轧制工序(x)和加热处理工序(y)也无法充分减少钢板中的扩散性氢量的隐患。

另外，通过将钢板温度设为反应速度大的600～900℃的范围来对退火气体氛围的露点进行管理，可以控制钢板的内部氧化。因水蒸气而发生内部氧化的反应在将被氧化的合金元素设为M时，可以如下表示。需要说明的是，钢板温度(℃)更优选设为870℃以下，进一步更优选设为860℃以下。钢板温度(℃)更优选设为620℃以上，进一步更优选设为640℃以上。

M+XH₂O＝MO_X+XH₂

由该反应产生的氢容易残留在钢中。如果退火气体氛围的露点高于-30℃，则因内部氧化而产生的氢量增多，存在即使实施轧制工序(x)和加热处理工序(y)也无法充分减少钢板中的扩散性氢量的隐患。另一方面，即使使露点低于-60℃，由控制露点所带来的效果也会饱和，因此反而有损经济性。

基于以上原因，退火工序(a)的钢板温度为600～900℃的区域优选设为H₂浓度为3～20体积％、露点为-60℃～-30℃的气体氛围。H₂浓度更优选设为5体积％以上。H₂浓度更优选设为15体积％以下。露点更优选设为-55℃以上，进一步更优选设为-50℃以上。露点更优选设为-35℃以下。

需要说明的是，其它区域的气体氛围是任意的，只要是非氧化性的气体氛围即可。

·镀敷处理工序(b)

在镀敷处理工序(b)中，在退火工序(a)中进行退火后，将冷却至给定温度的钢板浸渍于熔融镀锌浴，实施熔融镀锌处理。对于离开熔融镀锌浴的镀敷钢板，通常通过气体吹扫等来调整镀敷的单位面积重量。镀敷处理条件没有特别限制，从耐腐蚀性及镀敷附着量控制的观点考虑，镀敷附着量(相当于一面的附着量)优选设为20g/m²以上，另外，从密合性的观点考虑，优选设为120g/m²以下。镀敷附着量更优选设为25g/m²以上，进一步更优选设为30g/m²以上。镀敷附着量更优选设为100g/m²以下，进一步更优选设为70g/m²以下。

作为熔融镀锌浴的组成，与现有的相同，作为Zn以外的镀敷成分，例如可以适量含有Al、Mg、Si等的1种以上(余量为Zn及不可避免的杂质)。具体而言，浴中Al浓度优选设为0.001～0.2质量％左右。浴中Al浓度更优选设为0.01％以上，进一步更优选设为0.05％以上。浴中Al浓度更优选设为0.17％以下，进一步更优选设为0.15％以下。另外，即使在镀敷浴中除了Al、Mg、Si以外还混入了Pb、Sb、Fe、Mg、Mn、Ni、Ca、Ti、V、Cr、Co、Sn等元素，本发明的效果也不变。

·合金化处理工序(c)

在合金化处理工序(c)中，对经过镀敷处理工序(b)的钢板进行加热，对熔融镀锌层进行合金化处理。合金化处理条件没有特别限制，合金化处理温度(钢板最高到达温度)优选为460～650℃，更优选为480～570℃。合金化处理温度低于460℃时，合金化反应的速度减慢，存在无法获得镀层的希望的Fe浓度的隐患，另一方面，超过650℃时，存在因过度合金而在基础钢板界面生成厚的硬且脆的Zn-Fe合金层、使镀敷密合性变差的隐患，同时存在因残留奥氏体相发生分解而使得强度/延展性平衡也变差的隐患。合金化处理温度(钢板最高到达温度)进一步更优选设为550℃以下。合金化处理温度(钢板最高到达温度)进一步更优选设为490℃以上。

经过以上的退火工序(a)、镀敷处理工序(b)、合金化处理工序(c)而得到的GA钢板在如上所述的条件下供于轧制工序(x)和加热处理工序(y)。由此，将扩散氢量减少至足够低的水平，可以得到具有优异的耐延迟断裂特性的高强度GA钢板。另外，如上所述，通过使用具有高Mn添加的给定的成分组成的母材钢板，可以得到延展性及扩孔性也更优异的高强度/高延展性GA钢板。

接下来，对本发明的高强度GA钢板的构成进行说明。

本发明的高强度GA钢板是由上述本发明的制造方法得到的，是以高强度钢板作为母材的GA钢板。其构成为镀层的Fe浓度为8～17质量％，另外，在钢板中存在的氢中，,将钢板升温至200℃时释放的氢量为0.35质量ppm以下。

首先，在本发明的高强度GA钢板中，镀层的Fe浓度为8～17质量％的限定原因如上所述。另外，对于钢板的优选的拉伸强度(TS)及其原因，也如上所述。

另外，作为GA钢板的母材(钢板)中包含的扩散性氢量的指标，“在钢板中存在的氢中，将钢板升温至200℃时释放的氢量为0.35质量ppm以下”是指充分减少了扩散性氢量，由此具有优异的耐延迟断裂特性。另外，如上所述，通过以具有高Mn添加的给定成分组成的钢板作为母材钢板，延展性及扩孔性也更优异。释放的氢量优选为0.20质量ppm以下。释放的氢量进一步更优选为0.10质量ppm以下。释放的氢量优选尽可能为0，但长时间的热处理会导致生产成本的增加。因此，允许不对材质产生很大的影响的0.02质量ppm以下的氢量残留。

这里，“在钢板中存在的氢中，将钢板升温至200℃时释放的氢量”可以如下进行测定。首先，将GA钢板的表面和背面的镀层去除。作为去除的方法，既可以使用Leutor等以物理方式削除，也可以使用碱以化学方式将镀层溶解去除。其中，在以物理方式削除的情况下，钢板的磨削量设为板厚的5％以下。去除镀层后，通过基于气相色谱的升温分析来测定试验片中的氢量，将该分析中试验片升温时到达温度设为200℃。升温速度没有特别限定，如果过大则存在无法准确测定的隐患，因此优选为500℃/小时以下，特别优选为200℃/小时左右。升温速度进一步更优选为100℃/小时左右。将用这样测得的氢量除以钢板的质量而得到的值作为“在钢板中存在的氢中，将钢板升温至200℃时释放的氢量(质量ppm)”。需要说明的是，升温通常从室温开始。作为室温的具体值，例如可以举例出20℃。

另外，本发明的高强度GA钢板当中，对于如上所述的高Mn添加的高强度/高延展性GA钢板而言，优选在上述构成的基础上，钢板具有以下成分组成：以质量％计，含有C：0.03～0.35％、Si：0.01～2.00％、Mn：2.0～10.0％、Al：0.001～1.000％、P：0.10％以下、S：0.01％以下，还根据需要含有选自以下的1种以上元素：B：0.001～0.005％、Nb：0.005～0.050％、Ti：0.005～0.080％、Cr：0.001～1.000％、Mo：0.05～1.00％、Cu：0.05～1.00％、Ni：0.05～1.00％、Sb：0.001～0.200％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，所述钢板的拉伸强度为980MPa以上，拉伸强度(TS)与总伸长率(EL)的乘积(TS×EL)为16000MPa·％以上，镀层的相当于一面的镀敷附着量为20～120g/m²。在该GA钢板中，母材的成分组成及机械特性值、镀敷附着量的限定原因如上所述。

另外，本发明的GA钢板是经过轧制工序(x)的，因此镀层具有微细的裂纹。

另外，本发明的GA钢板是经过轧制工序(x)的，因此镀层是被轻度压碎的压碎组织，因此具有微细的裂纹。

另外，在本发明的高强度GA钢板中，具有如上所述的特定的成分组成的高Mn添加的高强度/高延展性GA钢板的扩孔性优异。这里，扩孔性优异是指，根据拉伸强度TS，极限扩孔率λ(该极限扩孔率λ的测定方法记载于后述的实施例)为如下的值。

980≤TS<1180时，λ≥30％

1180≤TS<1470时，λ≥20％

1470≤TS时，λ≥15％

本发明的GA钢板所具有的镀层(合金化熔融镀锌层)的基于合金化处理的Fe浓度为8～16质量％，与现有的GA钢板相同，作为Zn以外的镀敷成分，例如可以适量含有Al、Mg、Si等的1种以上(余量为Zn及不可避免的杂质)。另外，有时含有Pb、Sb、Fe、Mg、Mn、Ni、Ca、Ti、V、Cr、Co、Sn等的1种以上。

本发明的GA钢板作为能够实现车身的轻质化/高强度化的表面处理钢板而适合于汽车用途，除此以外，作为对原材料钢板赋予了防锈性的表面处理钢板，还可以应用于以家电、建材用途为代表的广泛用途。

实施例

以下，示出本发明的实施例。需要说明的是，本发明并不限定于以下的实施例。

将表1所示的钢组成的钢坯用加热炉在1260℃下加热60分钟后，热轧至板厚2.8mm，在540℃下进行卷取。对该热轧钢板进行酸洗来将黑皮氧化皮去除后，冷轧至板厚1.6mm，得到了冷轧钢板。

在从入口侧起依次具备还原炉(辐射管式加热炉)、冷却带、熔锌锅、合金化用IH炉及轻压下轧制装置的连续熔融镀锌设备中，在表2及表4所示的条件下，对上述冷轧钢板依次实施退火(退火工序(a))、镀敷处理(镀敷处理工序(b))、合金化处理(合金化处理工序(c))及轻压下轧制(轧制工序(x))，然后进行卷取。接着，在可以通过气体加热来调节气体氛围温度的加热设备中，在表2及表4中记载的条件下对该GA钢板(钢卷)实施了加热处理(加热处理工序(y))。该加热处理没有特别进行气体氛围的温度以外的控制，在大气气体氛围下实施。轻压下轧制中使用的工作辊的辊直径为530mm，工作辊的表面的粗糙度为1.3μm。

在连续熔融镀锌设备中，作为还原炉的气体氛围气体，使用H₂-N₂混合气体，该气体氛围的露点通过将加湿气体导入还原炉内来控制。另外，保持在熔锌锅中的熔融镀锌浴将浴温设为500℃，将浴组成调整成Al为0.1质量％且余量为Zn及不可避免的杂质。钢板浸渍于熔融镀锌浴后，通过气体吹扫来控制镀敷附着量。熔融镀锌层后的合金化处理通过将钢板用IH加热器加热来进行。

对于如上所述得到的GA钢板，测定了拉伸强度(TS)、总伸长率(EL)、极限扩孔率(λ)、镀敷附着量及镀层的Fe浓度、“在钢板中存在的氢中，将钢板升温至200℃时释放的氢量”。以下示出各测定方法。

·拉伸强度(TS)及总伸长率(EL)的测定

拉伸强度(TS)、总伸长率(EL)通过拉伸试验进行测定。该拉伸试验使用以拉伸方向与钢板的轧制方向成直角方向的方式采集到的JIS5号试验片，按照JIS Z2241(2011)进行，测定了拉伸强度(TS)、总伸长率(EL)。这里，作为高强度/高延展性GA钢板，TS≥980MPa以上且拉伸强度(TS)×总伸长率(EL)为16000MPa·％以上称为“优选的特性”。

·极限扩孔率(λ)的测定

极限扩孔率(λ)通过扩孔试验进行测定。该扩孔试验按照JIS Z2256(2010)进行。将GA钢板切成100mm×100mm的尺寸作为供试体，对该供试体以间隙12％±1％冲出直径10mm的孔后，在使用内径75mm的冲模以9吨(88.26kN)的压边力(しわ押さえ力)按压的状态下，将60°圆锥的冲头压入孔中，测定了裂纹产生极限的孔直径。冲头的压入速度设为10mm/min。根据下式求出极限扩孔率，根据该极限扩孔率的值评价了扩孔性。

极限扩孔率(％)＝{(D_f－D₀)/D₀}×100

其中，D_f：裂纹产生时的孔径(mm)

D₀：初始孔径(mm)

这里，作为高强度/高延展性GA钢板，极限扩孔率(λ)为以下情况时称为“优选的特性”。

980≤TS<1180时，λ≥30％

1180≤TS<1470时，λ≥20％

·镀敷附着量及镀层的Fe浓度的测定

在添加有对铁的腐蚀抑制剂(朝日化学工业株式会社制造的“IBIT”(注册商标))的10质量％盐酸中浸渍供试体(GA钢板)，使镀层溶解。测定伴随溶解的供试体的质量减少量，将用钢板的表面积对该值进行归一化而得到的值作为镀敷附着量(g/m²)。另外，使用ICP发光分光分析法测定溶解于盐酸的Zn、Fe的量，将{Fe溶解量/(Fe溶解量+Zn溶解量)}×100作为镀层的Fe浓度(质量％)。

·“在钢板中存在的氢中，将钢板升温至200℃时释放的氢量”的测定

将GA钢板的试验片的表面和背面的镀层使用Leutor以物理方式切削去除。此时的钢板的磨削量设为板厚的5％以下。去除镀层后，通过基于气相色谱的升温分析测定了试验片中的氢量。将该分析中试验片的升温时到达温度设为200℃，升温速度设为200℃/小时。将用这样测得的氢量除以钢板的质量而得到的值作为“在钢板中存在的氢中，将钢板升温至200℃时释放的氢量(质量ppm)”。

·镀敷外观的评价

如下所述评价了GA钢板的镀敷外观。

进行GA钢板的镀敷表面的外观观察，通过有无未镀敷及镀敷表面有无可看作色调差异的花纹对镀敷外观进行了评价。即，对于GA钢板，随机选择5个位置的1m²的范围，通过肉眼观察调查有无未镀敷和有无可看作色调差异的花纹，如下所述评价了镀敷外观。

○：在全部5个位置未确认到未镀敷及花纹(优良)

△：在全部5个位置未确认到未镀敷，但在1个以上的位置确认到花纹(良好)

×：在1个以上的位置确认到未镀敷(不良)

·GA钢板的裂纹的确认

GA钢板的裂纹的确认如下进行。用扫描电子显微镜(SEM)观察GA表面，测定区域内存在的裂纹的长度，计算用其除以观察区域的面积而得到的数值。对任意的10个区域进行上述步骤，将其平均值作为L。另外，将裂纹的方向相对于轧制方向为80～100°的范围的裂纹作为相对于轧制方向沿直角扩展的裂纹，测定其长度并计算相对于全部裂纹的比例。将该比例超过60％的情况记作不良(×)，将60％以下的情况记作良好(○)。对于L小于0.010μm/μm²或为0.070μm/μm²以上的钢板，未进行裂纹比例的计算。

·耐粉化性的测定

GA钢板的耐粉化性如下测定。在GA钢板上粘贴Cellotape(注册商标)，对胶带面实施90度弯曲、回弯，将胶带剥离。对于附着在剥离的胶带上的从钢板剥离的镀敷的量，以利用荧光X射线得到的Zn计数的形式进行测定，按照下述标准将等级2以下的情况评价为特别良好(○)，将等级3的情况评价为良好(△)，将4以上的情况评价为不良(×)，将等级3以下的情况作为合格。另外，对于Fe浓度小于8质量％的钢板，未进行耐粉化试验。

荧光X射线计数等级

0以上且小于2000 ：1(良)

2000以上且小于5000 ：

5000以上且小于8000 ：

8000以上且小于12000 ：

12000以上：5(差)

·耐延迟断裂性的评价

如下所述评价了GA钢板的耐延迟断裂性。对预加工中得到的试验片实施磨削加工，得到了30mm×100mm的二次试验片。对该二次试验片以曲率半径10mmR进行180°弯曲加工，将板间距缩小至12mm，制成了延迟断裂评价用试验片。将该延迟断裂评价用试验片分别浸渍在pH1和pH3的盐酸水溶液中，调查了96小时后有无破裂发生。本试验分别对各钢板的3个检测样本实施，在只要有1个检测样本发生破裂的情况下，作为破裂发生。如下所述评价了该试验结果。

◎：基于pH1的盐酸水溶液的试验和基于pH3的盐酸水溶液的试验的任一者中均无破裂发生(优良)

○：在基于pH1的盐酸水溶液的试验中发生破裂。在基于pH3的盐酸水溶液的试验中无破裂发生(良好)

×：在基于pH1的盐酸水溶液的试验和基于pH3的盐酸水溶液的试验的任一者中均发生破裂(不良)

将以上的测定、评价结果与制造条件一并示于表2～表5。

由表2～表5可知，本发明例的高强度GA钢板均将扩散性氢量抑制得很低，因此耐延迟断裂性优异，而且延展性、扩孔性、镀敷外观也优异。相比之下，比较例的高强度GA钢板的扩散性氢量多，因此耐延迟断裂性差，并且延展性、扩孔性、镀敷外观中的1项以上差。

Claims

1.一种高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其是以高强度钢板作为母材的合金化熔融镀锌钢板的制造方法，该方法包括：

(273+T)×(20+2×log₁₀(t))≥8000···(1)

40≤T≤160···(2)

其中，T为镀敷钢板的加热温度(℃)，

t为加热温度T下的保持时间(小时)。

2.根据权利要求1所述的高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其在所述轧制工序(x)之前具有以下工序：

钢板的退火工序(a)；

3.根据权利要求1或2所述的高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在所述轧制工序(x)中，以压下率0.10～1％对镀敷钢板进行轻压下轧制。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其中，所述钢板具有以下成分组成：

以质量％计，含有

C：0.03～0.35％、

Si：0.01～2.00％、

Mn：2.0～10.0％、

Al：0.001～1.000％、

P：0.10％以下、

S：0.01％以下，

余量由Fe及不可避免的杂质构成，

5.根据权利要求4所述的高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其中，所述钢板还含有选自以下的1种以上元素：

以质量％计，

B：0.001～0.005％、

Nb：0.005～0.050％、

Ti：0.005～0.080％、

Cr：0.001～1.000％、

Mo：0.05～1.00％、

Cu：0.05～1.00％、

Ni：0.05～1.00％、

Sb：0.001～0.200％。

6.根据权利要求2～5中任一项所述的高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其中，

在合金化处理工序(c)中，将合金化处理温度设为460～650℃。

7.根据权利要求2～6中任一项所述的高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在所述退火工序(a)中，将钢板温度为600～900℃的区域设为H₂浓度为3～20体积％、露点为-60℃～-30℃的气体氛围。

8.一种高强度合金化熔融镀锌钢板，其是以高强度钢板作为母材的合金化熔融镀锌钢板，其中，

9.根据权利要求8所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，其中，所述钢板具有以下成分组成：

以质量％计，含有

C：0.03～0.35％、

Si：0.01～2.00％、

Mn：2.0～10.0％、

Al：0.001～1.000％、

P：0.10％以下、

S：0.01％以下，

余量由Fe及不可避免的杂质构成，

10.根据权利要求9所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，所述钢板还含有选自以下的1种以上元素：

以质量％计，

B：0.001～0.005％、

Nb：0.005～0.050％、

Ti：0.005～0.080％、

Cr：0.001～1.000％、

Mo：0.05～1.00％、

Cu：0.05～1.00％、

Ni：0.05～1.00％、

Sb：0.001～0.200％。

11.根据权利要求8～10中任一项所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，在所述高强度合金化熔融镀锌钢板中，在钢板表面的镀层形成的微细的裂纹的每单位面积的长度的平均值(L)为0.010μm/μm²以上且0.070μm/μm²以下，其中，沿相对于轧制方向基本成直角方向延伸的裂纹的长度的比例为裂纹的总长度的60％以下。