CN101297051A

CN101297051A - 耐粉化性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN101297051A
Application number: CNA2006800402145A
Authority: CN
Inventors: 二村裕一; 经泽道高; 三浦正明; 入江广司; 吉田贵敏; 清水正文
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2005-12-06
Filing date: 2006-12-01
Publication date: 2008-10-29
Anticipated expiration: 2026-12-01
Also published as: WO2007066600A1; EP1978113A4; US20100003541A1; CN101297051B; KR100992225B1; EP1978113A1; EP1978113B1; US8025982B2; KR20080066872A

Abstract

公开一种耐粉化性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板，其采用如下构成：至少在原材钢板的一面具有Fe－Zn合金镀层，从所述镀层的表面向镀层深度方向以300以上的厚度，存在Al(原子％)/Zn(原子％)≥0.10的区域，并公开根据需要，通过特定原材钢板的化学成分组成和组织，从而使加工性也优选的合金化熔融镀锌钢板。

Description

耐粉化性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及耐粉化性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板，和用于制造这种钢板的有用的方法，特别是涉及作为汽车用骨骼构件的原材有用的合金化熔融镀锌钢板及其制造方法。

背景技术

合金化熔融镀锌钢板(以下简称为“GA钢板”)，是通过加热熔融镀锌钢板(GI钢板)而使原材钢板中的Fe向镀层扩散，从而使Fe与Zn合金化而得到的。GA钢板因为强度、焊接性、涂装后的耐腐蚀性等优异，所以例如被用于汽车的骨骼构件(承担吸收碰撞时的能量这一作用的构件)等。

这样的GA钢板，在成形时镀层会粉状剥离或者有粉化问题。另外，近年来，汽车用钢板为了通过轻量化而提高燃油效率，并且提高碰撞安全性而实现高张力化。由于此高张力化，导致挤压时的成形条件严格，因此镀层受到的损害进一步加大，粉化更容易发生。

为了提高GA钢板的耐粉化性，大多已知有例如降低Fe-Zn合金镀层中的铁浓度，或降低Г相等。此外，还例如在日本专利第2695259号公报中公开，通过调整镀层中的ζ相、δ1相和Г相的量，并且抑制镀前铁(原材钢板)界面中的Г相的形成，再将表面粗糙度抑制得很低，从而能够使耐粉化性和耐剥落(flaking)性。但是在这些方法中，对于近年的高张力板的镀层来说，耐粉化性的提高效果还不充分。

另外在特开2002-302753号公报中提示，作为挤压成形性(挤压成形时的滑动性)和化成处理性优异的合金熔融镀锌钢板，具有在镀层表面形成有厚10nm(100

)以上的氧化物层的平坦部，且所述平坦部表层中的Zn/Al比(原子％)为2.0～8.0。然而，此发明是以彻底提高GA钢板的挤压成形性和化成处理性为目的，该发明并没有考虑耐粉化性。

此外，在此发明中，所谓具有提高挤压成形性这一作用的厚的“氧化物层”，意思是“由Zn、Fe、Al和其他的金属元素的一种以上的氧化物和/或氢氧化物等构成的层”，另一方面，该发明的“表层中的Zn/Al比”，被用作用于使挤压成形性和化成处理性并立的氧化物层表层的凹凸的指标。在该发明中，此“Zn/Al比”完全是镀层平坦部的表层的值，而“氧化物层”整体、即达到氧化物层的最深部则不认为具有此比。即该发明虽然对于“氧化物层”的厚度进行了考虑，但是并没有对于具有此特定的“Zn/Al比”的区域的厚度进行任何考虑。

可是，在汽车用钢板中，因为大多会实施复杂形状的挤压加工，所以对GA钢板进一步要求其加工性(延伸率)也优异。可是若提高钢板的强度，则加工性劣化，因此就要求强度和加工性的并立(强度-延性平衡的提高)。

由此作为用于GA钢板的原材钢板，所注目的是TRIP钢板，其是使组织中生成残留奥氏体(以下记述为“残留γ”)，该残留γ在加工变形中发生诱导相变(应变诱导相变：transformation induced plasticity“TRIP”)，从而发挥出优异的延性。作为TRIP钢板的母相，例如代表性地可列举多边铁素体和贝氏体铁素体，除此以外，还可例示回火马氏体和回火贝氏体等。TRIP钢板，是通过调整热轧后的冷却速度等而导入母相组织，接着以特定的模式从铁素体-奥氏体2相域温度或奥氏体单相域温度进行冷却，并以规定温度加热保持(奥氏体回火处理austemper)，由此导入残留γ。

在特开2002-235160号公报中公开有一种TRIP钢板，其是以多边铁素体和贝氏体铁素体为母相组织。在该文献中，主要对于GI钢板进行了记述，记述有残留γ中的C浓度(Cγ)对TRIP钢板的特性大有影响，Cγ的含量多时(例如Cγ≥0.8％)延伸率等的延性提高。然而，在该文献中对于GA钢板没有具体地记述。

在特开2005-146301号公报中，公开有一种以回火马氏体和铁素体为母相组织的TRIP钢板，例示有GI钢板和GA钢板的两方。其中，关于GA钢板记述的要旨是，优选的合金化温度为450～600℃，但关于残留γ中的C浓度(Cγ)则没有任何记载。

TRIP钢板利用的是由残留γ带来的优异的延性提高作用，但是，若通过奥氏体回火处理而生成的残留γ有适当地进行合金化，则会相变为渗碳体和铁素体，存在GA钢板中的残留γ量降低这样的问题。即，在GI钢板中，尽管由于残留γ的生成而能够得到优异的强度-延性平衡，但是在使GI钢板合金化的过程中，因为GI钢板中的残留γ的一部分消失，所以在GA钢板中抱有的问题是，存在所期望的强度-延性平衡无法得到有效发挥的情况。

作为提高使熔融镀锌钢板高强度化时的加工性的技术，在特公昭62-40405号公报中公开，使钢板的金属组织成为在铁素体基体中含有以马氏体为主的低温相变生成相的混合组织(dual-phase“DP”)即可。但是该文献所公开的DP钢板的强度为600MPa左右，还要求进一步高强度化。

另外在特开平9-13147号公报中，记述有一种提高了成型性的强度800MPa以上的高张力合金化熔融镀锌钢板。在该文献中记述，除了使钢板高强度化以外，为了使钢板的金属组织成为铁素体·马氏体的二相组织，还添加Si达0.4％以上。但是关于Si与强度-延性平衡的关系并未受到关注，强度-延性平衡劣化。

发明内容

本发明在这样的状况下而做，其主要目的在于，提供一种耐粉化性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板(尤其是高张力钢板)。另外，本发明的其他目的在于，提供一种耐粉化性优异，并且能够发挥优异的强度-延性平衡的高强度合金化熔融镀锌钢板，和用于制造这种合金化熔融镀锌钢板的有用的方法。

能够达成所述目的的所谓本发明的合金化熔融镀锌钢板，至少在钢板的单面具有Fe-Zn合金镀层，其特征为，从所述镀层的表面至镀层深度方向，存在厚度为300

以上、Al(原子％)/Zn(原子％)≥0.10的区域。

本发明的合金化熔融镀锌钢板中，优选镀层表面为δ₁相。另外，本发明的优选的合金化熔融镀锌钢板，镀层含有Si系氧化物，且含有Si达0.1质量％以上。此外，还优选原材钢板中的Si含量为0.3～3.0(“质量％”的意思。涉及原材钢板的化学成分组成，以下均同)。

在本发明的上述高强度合金化熔融镀锌钢板中，作为采用的原材钢板，分别含有C：0.05～0.3％、Si：0.5～3.0％、Mn：0.5～3.5％、P：0.03％以下(不含0％)、S：0.01％以下(不含0％)、Al：0.005～2.5％，并且，满足Si+Al：0.6～3.5％，余量由铁和不可避免的杂质构成，钢中组织含有铁素体和贝氏体铁素体的母相组织，和残留奥氏体的第2相组织，通过成为这样的复合组织钢板(TRIP钢板)，可使耐粉化性优异，并且能够发挥优异的强度-延性平衡。

另外，作为原材钢板使用的复合组织钢板(TRIP钢板)的钢中组织，优选具有如下复合组织：铁素体为90体积％以下；贝氏体铁素体为90体积％以下；铁素体和/或贝氏体铁素体的合计量为70体积％以上；且残留奥氏体为5体积％以上。

另外作为所使用的原材钢板，也能够采用分别含有C：0.05～0.3％、Si：0.5～3.0％、Mn：1.0～3.0％、P：0.03％以下(不含0％)、S：0.01％以下(不含0％)、Al：0.005～2.5％，余量由铁和不可避免的杂质构成，是金属组织以铁素体和马氏体的混合组织为主体的复合组织钢板(DP钢板)。

当制造如上述这样规定了作为原材钢板的TRIP钢板的组织的高强度合金化熔融镀锌钢板时，根据合金化温度(Tga)，控制合金化前的熔融镀锌钢板中的残留奥氏体的碳浓度(Cγ)使之满足下式(1)即可。

-0.0030×Tga+2.42≤Cγ≤-0.0030×Tga+2.72…(1)

其中，450≤Tga≤550，式中，Tga表示合金化温度(℃)，Cγ表示合金化前的熔融镀锌钢板中的残留奥氏体的碳浓度(％)。

本发明使用的DP钢板，是金属组织以铁素体和马氏体的混合组织为主体的复合组织钢板，但是该复合组织优选为，铁素体：5～90体积％、马氏体：5～90体积％、铁素体和马氏体的合计量为70体积％以上，并且残留奥氏体为10体积％以下。

在本发明的高强度合金化熔融镀锌钢板中，使用的原材钢板(TRIP钢板和DP钢板)，作为其他元素还含有如下等也有用：(a)Cr：1％以下(不含0％)和/或Mo：1％以下(不含0％)；(b)Ti：0.2％以下(不含0％)、Nb：0.2％以下(不含0％)和V：0.3％以下(不含0％)之中的一种以上；(c)Cu：3％以下(不含0％)和/或Ni：3％以下(不含0％)；(d)B：0.01％以下(不含0％)；(e)Ca：0.01％以下(不含0％)，根据所含有的成分，原材钢板(即，高强度合金化熔融镀锌钢板)的特性得到进一步改善。

在上述DP钢板中，作为其他元素还含有Cr：1％以下(不含0％)和/或Mo：1％以下(不含0％)时，优选原材钢板中的Si含量满足下式(2)。

α-4.1≤[Si]≤α-2.4…(2)

其中，α＝6.9×([C]+[Mn]/6+[Cr]/5+[Mo]/4)^1/2，式中，[]表示钢板中所含的各元素的量(质量％)。

另外DP钢板作为其他元素还含有Cr：1％以下(不含0％)和Mo：1％以下(不含0％)，以及Ti：0.2％以下(不含0％)、Nb：0.2％以下(不含0％)和V：0.3％以下(不含0％)之中的一种以上时，优选原材钢板中的Si含量满足下式(3)。

β-4.1≤[Si]≤β-2.4…(3)

其中，β＝6.9×([C]+[Mn]/6+[Cr]/5+[Mo]/4+[Ti]/15+[Nb]/17+[V]/14)^1/2，式中，[]表示钢板中所含的各元素的量(质量％)。

附图说明

图1是表示用于制造本发明的合金化熔融镀锌钢板(GA钢板)的熔融镀锌设备的一种形态的概略图。

图2是基于GA钢板No.22～24的结果，表示合金化合金温度对残留γ中的碳浓度Cγ造成的影响的曲线图。

图3是基于GA钢板No.22～24的结果，表示合金化合金温度对残留γ量造成的影响的曲线图。

图4是基于GA钢板No.22～24的结果，表示合金化合金温度对强度-延性平衡(TS×EL)造成的影响的曲线图。

具体实施方式

本发明的GA钢板，其要旨在于，从所述镀层的表面至镀层深度方向，存在厚度为300

以上、Al(原子％)/Zn(原子％)≥0.10的区域。从耐粉化性的观点出发，Al稠化表层区域的厚度优选为400

以上，更优选为500

以上。从耐粉化性的观点出发，该Al稠化表层区域越厚越为优选，但是若过厚，则镀敷钢板的化成处理性和焊接性等有可能降低，因此该区域的厚度优选为1500

以下，更优选为1000

以下。

同样考虑到耐粉化性和化成处理性等，Al(原子％)/Zn(原子％)优选为0.15以上，更优选为0.20以上，优选为0.40以下，更优选为0.30以下。

本发明的GA钢板，在原材钢板的至少一面具有Fe-Zn合金镀层，该Fe-Zn合金镀层具有厚度300

以上的Al稠化表层区域。在本发明中，关于镀敷附着量没有特别限定。但是，镀敷附着量少的一方，与具有Al稠化表层区域很厚的镀敷钢板、和具有Al稠化表层区域不那么厚的钢板的耐粉化性明确地表现出差异。另一方面，若镀敷附着量过少，则耐腐蚀性将不充分。从这一观点出发，镀敷附着量优选为20g/m²以上，更优选为40g/m²以上，优选为80g/m²以下，更优选为60g/m²以下。

虽然增厚Al稠化表层区域会导致耐粉化性提高的机理尚不明确，但能够进行如下推定。但本发明并不受以下的推定机理限定。

即，因为Al系氧化物硬，所以通过其在表层存在得很厚，会致使成形时的滑动阻抗降低，从而镀层受到的剪切应力降低，其结果认为，镀敷的剥离(粉化)受到抑制。另外，即使成为粉化的原因的裂纹发生，该裂纹也主要在含有硬的Al系氧化物的Al稠化表层区域传播，向镀层的深度方向的传播被降低，其结果认为，从原材钢板界面的镀敷的剥离受到抑制。

Al稠化表层区域为300以上的本发明的GA钢板，能够通过在如下方法(以下省略为“氧化还原镀敷法”)中调节氧化还原条件来制造：首先，在氧化带将钢板表面加热氧化，其次在还原带将其还原退火，其后在Zn镀液中浸渍钢板。另外从生产性的观点出发，氧化还原镀敷法优选用连续镀锌线(CGL)进行。

在氧化还原镀敷法中，由于还原，导致钢板表面产生表面积很大的多孔的(porous)Fe层。这种多孔的Fe层形成得很厚的钢板，因为其表面积大，所以即使在Zn镀液中仅存在约0.1质量％左右，也会与Al大量反应，能够大量形成Fe-Al系金属间化合物。其结果是，镀层中有大量的Al被摄取，该大量的Al在镀敷凝固过程中在表面稠化并氧化，因此能够制造具有厚的Al稠化表层区域的GA钢板。

如果只是摄取大量的Al，则也可以考虑仅仅增大Zn镀液中的Al量。但是，若使Zn镀液中的Al量增大，则在镀层和原材钢板的界面会很厚地形成Fe-Al系金属间化合物，其作为妨碍镀敷后的Fe-Zn合金化的屏障(barrier)层起作用，因此不为优选。

因此在合金化时，为了避免作为屏障层而带来不良影响的厚的Fe-Al系金属间化合物的形成，同时使薄的Fe-Al系金属间化合物大量形成，并使厚的Al稠化表层区域形成，优选边将Zn镀液中的Al量保持在大约0.1质量％左右，边调节氧化还原条件，从而形成多孔的厚的Fe层。为此，首先需要通过氧化工序使Fe系氧化物层形成得很厚。具体来说，就是优选形成厚度为3000以上的Fe系氧化物层。

为了利用在CGL上的氧化还原镀敷法形成厚的Fe系氧化物层，优选用氧化炉(OF)直接对钢板进行火焰照射而进行急速氧化。根据在现有的CGL上，用代表性的、将空燃比抑制得很低的弱氧化性气氛下的无氧化炉(NOF)进行氧化的方法，也能够形成厚的Fe系氧化物层。具体来说，如果通过延长NOF的长度，或者放慢线速，使作为氧化带的NOF中的钢板滞留时间加长，则认为可形成厚的Fe系氧化物层。但是若考虑生产性，则越是形成厚3000

以上的Fe系氧化物层，就要越发延长NOF或者使线速越发降低，实际上有困难。

火焰照射优选直火方式，其利用的是在钢板的上面和下面相向配置有喷嘴的燃烧器，特别是在钢板的宽度方向上延伸的缝式燃烧器(slitburner)。使钢板在火焰的氮化区域通过时的Fe系氧化物层的成长速度(每1秒层厚增大的速度)，优选调整为200～2000

/秒。成长速度低于20A时，不能迅速地形成充分厚的Fe系氮化物层，反之若超过2000

/秒，则将难以控制Fe系氮化物层的厚度，有可能不能形成均匀的层。

在通过火焰照射进行氧化前，优选在无氧化带或还原带，具体来说是用抑制了空燃比的NOF将原材钢板加热到600℃以上的温度。若缓缓提高钢板温度而使之氧化，则Fe系氧化物层缓缓成长，氧的扩散受到妨碍。因此，通过达到高温后使之氧化，通过在氧的扩散受到阻碍之前使Fe系氧化物层导致形成得很厚。用OF的氧化优选在如下条件下进行：进入OF的钢板温度为600℃以上，将从OF输出的钢板温度加热到710℃以上。

通过来自燃烧器的火焰照射来氧化钢板时，根据需要在燃烧器的燃烧空气中投入氧和/或水蒸气，这能够提高Fe系氧化物层的成长速度。但是，过剩地投入氧和/或水蒸气，其效果也是饱和，另外它们的投入还会花费(utility cost)，因此，优选对于燃烧空气量，以20体积％以下的流量投入氧，以40体积％以下的流量投入水蒸气。

此外，为了急速且均一地形成厚的Fe系氧化物层，在NOF中，优选在0.9≤r1＜1.00(r1表示NOF中的空燃比)和450≤t1≤1750×r1(t1表示NOF中的钢板的到达温度(℃))的条件下加热钢板后，在进行火焰照射的OF中，在1.00≤r2＜1.35(r2表示OF中的空燃比)的条件下使钢板氧化。

用于制造本发明的GA钢板的优选的CGL的一个形态例如图1所示。将首先用预热装置1，其次用无氧化炉(NOF)2加热的原材钢板S，以氧化炉(OF)提供于火焰照射，由此使Fe系氧化物层形成。用相当于还原带的还原退火炉(RF)4将该Fe系氧化物层还原成比表面积高的多孔的Fe层。接着，以冷却装置5对钢板进行冷却之后，利用熔融镀锌装置6使之浸渍于Zn镀液中，得到熔融镀锌钢板P。将该熔融镀锌钢板P用合金化炉(未图示)加热，由此使镀层合金化，从而能够得到合金化熔融镀敷钢板(GA钢板)。为了得到本发明的GA钢板，用于使厚的Fe系氧化物层形成而在先前详细记述的条件很重要，其他的CGL条件在该技术领域中能够使用一般性的。

在本发明的GA钢板之中，还优选镀层表层有δ₁相，而实质上不存在ζ相。若比δ₁相软的ζ相存在于表层，则由坚硬的Al系氧化物带来的效果会因为软的ζ相而相对性地受损，作为其结果认为还会相对性地损害如下效果：利用坚硬的Al稠化表层区域来降低成形时的滑动阻抗的效果，和裂纹主要在坚硬的Al稠化表层区域传播，从而降低裂纹向深度方向传播的效果。

为了使镀敷表层实质上没有ζ相而只有δ₁相，只要促进镀层的合金化，增加Fe-Zn合金镀层中的Fe量即可。另外，减小镀层中的Fe浓度梯度也有效。作为为此的方法的具体例，可列举使用含Si的钢板，提高合金化温度。在由含Si钢板镀敷的高温进行合金化时，相比Fe从原材钢板向镀层的扩散，Fe从镀敷下层向上层的扩散更快，因此镀层中的Fe浓度梯度变小。

另外在本发明的GA钢板之中，也有镀层中存在Si系氧化物的，因其会显示出更良好的耐粉化性而优选。Si系氧化物带来的耐粉化性的提高效果的机械虽不明确，但考虑是因为Si系氧化物硬，所以与Al系氧化物同样，会降低成形时的滑动阻抗，以及成形时发生的裂纹的传播因Si系氧化物而停止，镀层的剥离得到抑制。

能够形成Si系氧化物的镀层中的Si含量，从耐粉化性的观点出发而优选为多。但是镀层中的Si含量过多，耐粉化性的提高效果也是饱和，另外，若要增加Si含量，则原材钢板表面的Si浓度增加，会给镀敷润湿性带来不良影响。因此镀层中的Si含量优选为0.1质量％以上，更优选为0.2质量％以上，进一步优选为0.3质量％以上，优选为0.8质量％以下，更优选为0.6质量％以下，进一步优选为0.4质量％以下。

为了使合金化熔融镀锌层含有Si系氧化物，且使Si含有0.1质量％以上，将含Si钢板、优选含有Si为0.3～3.0％以上的钢板，通过氧化还原法进行镀敷之后，再进行合金化即可。在氧化还原法中，通过氧化Si系氧化物首先被形成。其通过氧化还原法在通常采用的N₂-15体积％H₂左右的还原气氛中未被还原，而是在钢板中以Si系氧化物的状态残留。而且该Si系氧化物在合金化时，从原材钢板向镀层扩散。因此在通常的条件下进行氧化还原镀敷法之后再进行合金化时，认为镀层中所含的Si完全以氧化物的形态存在。

另外，若通过氧化还原法使Fe系氧化物层形成得过厚，则镀层中的Si量有降低的倾向。因此为了使镀层中存在Si系氧化物，优选调整Fe系氧化物层使之不要过厚。为了在镀层中确保充分的Si量，推荐将Fe系氧化物层的厚度优选调整到13000

以下，更优选调整为10000

以下。这能够通过例如抑制OF的空燃比和钢板温度等而达成。此外，在通常的氧化还原法的还原气氛下Si氧化物不被还原，反而是被氧化，因此通过使还原温度上升，能够使Si系氧化物表面稠化(选择氧化)。其结果是也能够使镀层中的Si含量上升。

本发明在镀层的组织中具有要旨，而对于供镀敷的原材钢板则没有特别限定。但是，从近年来的高张力化的要求出发，则优选高张力钢板，即所谓高强度钢(high tensile steel)。另外，通过将后述的TRIP钢板和DP钢板用于原材钢板，因为能够得到强度-延性平衡优异的GA钢板而优选。

在GA钢板中，为了有效地发挥TRIP钢板的特性，就需要即使在合金化后，熔融镀锌钢板(GI钢板)原来的残留γ也不会相变为渗碳体和铁素体而消失，而是保持原状地残存。然而如上述，经奥氏体回火处理而生成的残留γ若不适当地进行合金化，则会相变为渗碳体和铁素体，从而GA钢板中的残留γ量降低，因此在GA钢板中抱有的问题是，所期望的强度-延性平衡无法得到有效地发挥。

关于TRIP钢板，至今为止，实际情况是主要以GI钢板为对象进行研究，而使GI钢板合金化的GA钢板的特性却并没有被充分进行研究。在这样的情况下，本发明者特别根据合金化温度，从提供一种制造能够发挥最大级别的强度-延性平衡的GA钢板的可能的方法这一观点出发而进行研讨。其结果发现，根据合金化温度(Tga)，如果控制合金化前的熔融镀锌钢板中的残留γ的碳浓度(Cγ)而使之满足上述(1)式的关系，则能够达成期望的目的，因为认识到该技术的意义，所以另行申请(特愿2006-160834)。

对于上述发明得以完成的原委进行说明。本发明者首先着眼于有助于延伸率等的延性提高的残留γ中的碳浓度(Cγ)。如前述，GI钢板其钢板中的残留γ中的Cγ越多，残留γ越稳定化，延性越上升，强度-延性平衡越提高。这一点与GA钢板相同，合金化后的残留γ中的Cγ越多，强度-延性平衡越提高。然而，如果涉及到合金化前的残留γ中的Cγ，则GA钢板显示出与GI钢板不同的举动，在GA钢板中，合金化前的残留γ中的Cγ量无论多少，都不能确保良好的强度-延性平衡，这通过本发明者做的大量的基础实验最初已经明确。

本发明者反复实验的结果发现，在GA钢板中，根据合金化温度，存在能够发挥最大级别的强度-延性平衡的适当的Cγ量的范围(最佳范围)。即，在GI钢板中，虽然残留γ中的Cγ越高，强度-延性平衡越提高，但是在GA钢板中判明，根据合金化温度，分别存在能够最大限度发挥强度-延性平衡的Cγ量的最佳范围，无论Cγ量比该最佳范围多还是少，强度-延性平衡均会降低。另外还可知，在GA钢板中，合金化温度越高，达475℃、500℃、525℃，越可见Cγ量的最佳范围有降低的倾向。由此可知，为了实现最大级别的强度-延性平衡，在合金化温度高时将Cγ量的最佳范围设定得低，另一方面，在合金化温度低时将Cγ量的最佳范围设定得高即可。

依据各种实验结果，本发明者们进一步反复研究。其结果发现，如果根据合金化温度(Tga)，控制合金化前的熔融镀锌钢板中的残留γ中的碳浓度(Cγ)而使之满足下式(1)的关系，则能够实现与合金化温度相应的最大级别的强度-延性平衡。

-0.0030×Tga+2.42≤Cγ≤-0.0030×Tga+2.72…(1)

其中，450≤Tga≤550

对于上式(1)进行详细说明。上式(1)总之以如下方式确定：在合金化温度(Tga)高时将Cγ设定得低，另一方面，当合金化温度(Tga)低时将Cγ设定得高，如果遵循上式(1)而适当地控制Cγ和Tga，则能够提供一种GA钢板，其能够发挥与合金化温度相应的最大级别的强度-延性平衡。

这里，合金化温度(Tga)与残留γ的性质(残留γ的相变以及C向残留γ中的稠化)密切关联。即，合金化温度越高，残留γ的相变越受到促进，越容易向渗碳体和铁素体相变。另外，C向残留γ中的稠化也被促进。反之，合金化温度越低，残留γ的相变越难以发生。残留γ中的Cγ高也同样可见该倾向。

上式(1)很好地利用了这种残留γ的性质与合金化温度的关系。即，在合金化温度高时，如果遵循上式(1)将Cγ控制得低，则从残留γ向渗碳体和铁素体的相变受到抑制。如此通过将Cγ抑制得低，能够在GA后使残留γ大量存在。

另一方面，在合金化温度低时，有效的是遵循上式(1)，将Cγ控制得比合金化温度高时的Cγ高，从而使GA钢板中大量存在稳定的残留γ。如果如此提高Cγ，则在GA后能够使Cγ量多而稳定的残留γ大量存在。

因此，如果基于上式(1)而适当地控制残留γ中的Cγ，则能够实现与合金化温度相应的最大级别的强度-延性平衡。

另一方面，GA之前的残留γ中的Cγ不满足上式(1)的范围时，具有以下的问题。以下为了说明的方便，将由上式(1)的左边计算的值称为Q值，由上式(1)的右边计算的值称为R值。

首先，对于合金化之前的原材钢板中的残留γ中的Cγ比上式(1)的左边的值(Q)值低的情况进行考察。该情况下，在合金化后合金化之前的Cγ(低Cγ)仍会这样继续，因此在GA钢板中，与GI钢板同样会生成Cγ少的残留γ。

其次，对于合金化之前的残留γ中的Cγ比上式(1)的右边的值(R值)高的情况进行考察。这种情况下，因为Cγ过高，所以在合金化的过程中残留γ相变成渗碳体和铁素体，因此在GA钢板中，与GI钢板同样会生成Cγ少的残留γ。

因此，只有在合金化之前的残留γ中的Cγ处于上式(1)的范围内时，在合金化后才会很少相变为渗碳体和铁素体，才能够确保合金化之前的Cγ(GI原来的Cγ)大体被原样继承的残留γ。

根据本发明者们的研究，Cγ满足上式(1)的范围时，与均不满足上式(1)范围相比，可见强度-延性平衡进一步提高(参照后述实施例2)。具体来说，满足本发明规定的要件的GA钢板的强度-延性平衡(抗拉强度：TS×延伸率E1)的值，与不满足本发明规定的要件的(TS×E1)的最小值相比，均上升约2.5GPa·％以上。

具体来说，根据合金化温度(Tga)，以如下方式控制合金化之前的Cγ即可。

Tga＝450℃时，1.07％≤Cγ≤1.37％

Tga＝475℃时，0.995％≤Cγ≤1.295％

Tga＝500℃时，0.92％≤Cγ≤1.22％

Tga＝550℃时，0.77％≤Cγ≤1.07％

在此，合金化前的残留γ中的Cγ，如之后所详细说明的，是在进行熔融镀锌后、进行合金化处理前，采用以大约10℃/秒的平均冷却速度进行急冷的钢板，通过X射线衍射来进行测定。

基于以上的结论，在本发明中确定上式(1)。

在本发明中，将使用上述这样的原材钢板时的合金化温度(Tga)定于450～550℃的范围内。该温度范围的设定是为了得到具有残留γ的GA钢板。即，若Tga低于450℃，则不能使熔融锌镀层合金化。另一方面，若Tga超过550℃，则残留γ相变为渗碳体和铁素体。

如此，本发明的GA钢板的制造方法是，以使合金化温度处于450～550℃的范围内为前提，基于上式(1)，根据合金化温度控制合金化前的Cγ。当实施本发明方法时，如之后所详细说明的，根据钢种等，适当地设定合金化温度的下限(用于使熔融锌镀层合金化的温度)即可。

其次，对于控制Cγ的方法进行具体地说明。Cγ已知会根据例如钢中成分、从铁素体-奥氏体2相域温度至奥氏体回火温度域的冷却条件、奥氏体回火条件等而变化。在此，优选使奥氏体回火条件以外的要件(钢种、冷却条件等)一定，预先调查并制作使奥氏体回火温度和奥氏体回火时间进行各种变化时的Cγ量的演变(表示奥氏体回火条件和Cγ量的关系的预备数据)，基于该预备数据，适宜选择用于得到规定的Cγ量的奥氏体回火条件。奥氏体回火处理通常以大约300～500℃的温度(奥氏体回火温度)进行约20～1000秒(奥氏体回火时间)，由此，将使残留γ带来的延性提高作用得到有效地发挥。因此，上述的预备数据通过在上述的范围内，使奥氏体回火温度和奥氏体回火时间进行各种变化而制成即可。

本发明中能够作为原材钢板而使用TRIP钢板，优选具有如下化学成分：分别含有C：0.05～0.3％、Si：0.5～3.0％、Mn：0.5～3.5％、P：0.03％以下(不含0％)、S：0.01％以下(不含0％)、Al：0.005～2.5％，并且，满足Si+Al：0.6～3.5％，余量由铁和不可避免的杂质构成，但这些各成分的限定理由如下。

[C：0.05～0.3％]

C是用于确保钢板的强度(抗拉强度TS)在550MPa以上所需要的元素，另外也是促进钢板的残留γ的生成，并且对其稳定性也产生影响的元素。为了发挥这些效果，C含量优选为0.05％以上，更优选为0.07％以上。然而，若C含量过剩，则焊接性降低，因此优选为0.3％以下，更优选为0.25％以下。

[Si：0.5～3.0％]

Si固溶强化能大，另外是不会使延性降低却能够提高强度的元素。另外，其促进C向奥氏体的浓缩，在室温下使奥氏体残留，从而在确保优异的强度-延性平衡上也有效。为了充分地发挥这样的效果，Si含量优为0.5％以上，更优选为0.7％以上。然而，若Si含量过剩，则强度过高而轧制负荷增大，而且在热轧时发生Si氧化皮，也会使钢板的表面性状恶化，因此优选为3.0％以下，更优选为2.5％以下。

[Mn：0.5～3.5％]

Mn是用于确保钢板的强度有效的元素，另外其促进残留γ的生成，在提高加工性上也是有效的元素。为了发挥这样的效果，优选使之含有0.5％以上，更优选为1.0％以上。然而，若过剩地含有而超过3.5％，则将使延性和焊接性劣化。更优选为3.0％以下。

[Al：0.005～2.5％]

Al为了脱氧而优选至少使之含有0.005％以上。另外与Si一样，其也促进C向奥氏体的浓缩，在室温下使奥氏体残留，在确保优异的强度-延性平衡上是有效的元素，从为了使这样的效果得以发挥的观点出发，也优选使之含有0.005％以上，更优选含有0.01％以上。另一方面，若Al含量过剩，则不仅残留γ量确保的效果饱和，而且还招致钢板的脆化和成本上升，因此优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。

[Si+Al：0.6～3.5％]

如上述，Si和Al均是残留奥氏体的生成所需要的元素，但是为了充分地确保残留γ而稳定发挥优异的加工性，优选含有Si和Al合计0.6％以上，更优选为1.0％以上。然而，Si和Al的合计含量过剩，残留γ的生成效果不仅饱和，而且还会招致延性的降低和钢的脆化，因此合计量应该在3.5％以下，更优选在3.0％以下。

[P：0.03％以下(不含0％)]

若P过剩地被含有，则焊接性劣化，因此优选抑制在0.03％以下。

[S：0.01％以下(不含0％)]

若S过剩地被含有，则硫化物系夹杂物增大，钢板的强度劣化，因此优选抑制在0.01％以下。

TRIP钢板的优选的基本成分如上所述，余量是铁和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可列举N、O、杂质元素(tramp elements)等(例如Sn、As、Sb等)。N和O的优选范围如下。

[N：0.01％以下(不含0％)]

N是在钢中使氮化物析出而强化钢的元素，但是若N过剩地存在，则氮化物大量析出，反面有可能引起延性的劣化。因此N优选为0.01％以下。

[O：0.01％以下(不含0％)]

若O被过剩地含有，则夹杂物增大，有可能引起延性的劣化。因此O优选为0.01％以下。

采用具有上述这样的化学成分的原材钢板，根据常规方法，制造具有规定的母相组织和残留γ的合金化熔融镀锌钢板即可。这时，如果根据预先设定的合金化温度，基于上式(1)适当地控制合金化前的Cγ，则能够得到一种合金化熔融镀锌钢板，其能够发挥与合金化温度相应的最大级别的强度-延性平衡。

制造合金化熔融镀锌钢板时的其他条件未被特别限定，调整热轧后的冷却速度等而导入母相组织(铁素体和/或贝氏体铁素体)，接着从铁素体-奥氏体2相域温度以特定的模式进行冷却，实施奥氏体回火处理，从而导入残留γ。具体来说，将得到规定的母相组织和残留γ(后述)这种上述成分的钢，以如下方式进行热轧，进行卷取后，根据需要进行冷轧。在冷轧前，为了去除钢板的表面所形成的氧化皮，也可以进行酸洗。

热轧的条件，例如优选在如下范围内进行：加热温度约1000～1300℃，终轧温度约800～950℃，卷取温度约700℃以下。从确保最终温度和防止奥氏体晶粒的粗大化的观点出发，加热温度控制在上述的范围内。热轧的最终温度，优选为不会使阻碍加工性的集合组织成形的上述范围内。之所以将卷取温度控制在大约700℃以下，是因为若以比该温度高的高温卷取，则钢板表面的氧化皮变厚，酸洗性劣化。还有，为了抑制珠光体的生成，终轧后的冷却速度优选控制在大约30～120℃/秒的范围内。

为了提高加工性，根据需要而进行冷轧。这时的冷轧率优选为大约10％以上。冷轧率低于10％时，为了得到期望的制品而需要使热轧板薄而长，这使酸洗时的生产性等降低。

其次，将上述钢板加热至奥氏体区域(Ac1点以上的温度)。加热条件根据母相组织的种类进行适当地控制即可。例如，生成铁素体组织时，优选以大约800～840℃的温度加热约50～200秒。另一方面，生成贝氏体铁素体时，优选以大约900～950℃的温度加热约50～200秒。上述的加热处理在连续式熔融镀锌线上进行即可。

接着，以大约2～100℃/秒的冷却速度，将上述钢板冷却至奥氏体回火温度域(约300～500℃)。冷却速度低于2℃/秒时，在冷却中珠光体大量生成，冷却结束时的奥氏体体积率显著减少。为了回避珠光体相变区域，冷却速度尽可能是急速地进行冷却的方法，但是，若过度加大冷却速度，则难以控制冷却结束时的温度，因此优选将上限作为100℃/秒。

冷却方法虽然是冷却至奥氏体回火温度域(一段冷却)的方法简便，但是，由一段冷却难以使铁素体稳定地生成，因此优选采用将冷却速度分开设定为多次的多段冷却法。

接着，以奥氏体回火温度(约300～500℃)加热保持20～1000秒(奥氏体回火处理)。由此得到规定量的残留γ。在本发明中，根据预先设定的合金化温度，使合金化前的残留奥氏体中的Cγ满足上式(1)，如此适当地控制奥氏体回火条件即可。

接下来进行熔融镀锌处理。优选镀液的温度约为400～500℃(更优选约440～470℃)，浸渍约1～5秒。镀液的组成未被特别限定，例如优选有效Al浓度为0.07～0.13质量％的熔融锌镀液。镀敷后在1～30秒以内合金化。

合金化约加热至450～550℃的温度进行。合金化时间优选控制在约5～30秒的范围内。合金化处理的加热方法未特别限定，例如能够采用气体加热、电感加热器(induction heater)加热等惯用的方法。其后，约以1℃/秒以上的平均冷却速度冷却至常温。

如此得到的合金化熔融镀锌钢板的组织，优选以如下方式控制。

母相组织：铁素体(F)和/或贝氏体铁素体(BF)

铁素体(多边铁素体的意思)和贝氏体铁素体(BF)不仅可提高钢板的强度，而且也有助于延伸特性的提高。所述BF意思是位错密度(初期位错密度)高的下部组织(板条状组织有没有都可以)，其与具有没有位错密度或位错密度极少的下部组织的F不同。因为BF比F位错密度高，所以能够容易地达成高强度，并且具有延伸特性和延伸凸缘性也高的特征。上述母材组织之中，铁素体是有助于确保延性的组织，而贝氏体铁素体是有助于强度的组织，从强度和延性的观点出发，推荐将这些组织保持在适当的体积比率上。从这一观点出发，铁素体、贝氏体铁素体优选分别在90体积％以下的范围。在本发明中，上述的组织可以单独存在，也可以成为混合组织。

母相组织的占空因数相对于总组织为70体积％以上即可。优选为80体积％以上，但其上限受到与后述的残留γ量的平衡控制，推荐以能够获得期望的高加工性的方式适当地进行调节。

第2相组织：残留γ

残留γ是使钢板的总延伸率、还有疲劳特性提高的组织。为了有效地发挥这样的作用，优选其相对于总组织以占空因数(体积率)计存在5％以上。更优选为7％以上。但是，若残留γ大量存在，则不仅延伸凸缘性劣化，而且残留奥氏体中的碳浓度降低，加工性也降低，因此其上限优选为25％左右。残留γ中的碳浓度对加工变形中的该残留奥氏体的应变诱导相变伴随的延伸提高大有影响。因此，其平均浓度优选为0.3％以上，更优选为0.5％以上。还有，残留γ量如后述，能够根据饱和磁化测定法进行测定。

在第2相组织中，除了残留γ以上，在不损害本发明的作用的范围内，作为其他不同种类组织，也可以具有马氏体。马氏体在本发明的制造过程中必然性地残存，但是越少越好，相对于总组织的占空因数推荐合计为20％以下。还有，在上述不同种类组织中不包含珠光体，推荐将珠光体最多控制在10％以下。

在以上述这种钢板作为原材钢板使用的合金化熔融镀锌钢板中，因为原材钢板的抗拉强度(TS)为550MPa以上，并且强度和延性的平衡良好，所以其特性得以反映，合金化熔融镀锌钢板强度和延性的平衡也良好，作为其用途则适合汽车的结构构件，能够以前和后部侧梁和冲撞盒(crashbox)等的迎面冲撞构件为首，作为中柱(RF)等的柱等、顶纵梁RF(roofrail)、侧梁(side sill)、(floor menber)、踢脚(kick)部等的车体构成零件、保险杠RF和车门抗撞樑(door impact beam)等的耐冲击吸收构件使用。

本发明的GA钢板，作为供镀敷的原材钢板从加工性的观点出发，通过使用下述的构成的DP钢板，也能够实现强度-延性平衡优异的GA钢板。

本发明中能够使用的DP钢板，在0.5～3.0的范围内含有Si。Si是固溶强化能大，在提高强度上发挥作用的元素。另外若Si含量增加，则铁素体分率增大，并且低温相变生成相之中贝氏体相变受到抑制，马氏体组织容易被取得。因此，钢板的金属组织成为铁素体(多边铁素体的意思)和马氏体的复合组织，能够达成高强度化和良好的延伸率(加工性)。Si为0.5％以上，优选为0.6％以上，更优选为0.7％以上。但是若过剩地含有，则在热轧时发生Si氧化皮，使钢板的表面性状劣化，而且也使钢板的化成处理性和镀敷附着性降低，从而发生不镀。另外，若Si含量过剩，则在退火时难以得到奥氏体相，因此铁素体和马氏体的混合组织难以生成。因此，Si含量需要在3.0％以下，优选为2.5％以下，更优选为2.3％以下。

本发明使用的这种DP钢板，虽然在0.5～3.0的范围内含有Si，但是在本发明中用作原材钢板时，还优选根据Si以外的合金元素的含量之中对马氏体相的生成会造成影响的合金元素的含量来控制Si含量。本发明者们制成化学成分不同的各种钢板，对于钢板的化学成分与机械的特性(即，强度-延性平衡)的关系反复研究时判明，如果适当地控制钢中所含的Si含量与对马氏体相的生成会造成影响的合金元素的含量的平衡，则能够提高钢板的机械的特性。

所谓对马氏体相的生成造成影响的合金元素，是C、Mn、Cr、Mo、Ti、Nb、V，原材钢板不含Ti、Nb和V之中的至少一种元素时(即，作为基本成分含有C、Mn、Cr、Mo时)，优选钢中的Si含量满足下式(2)，而钢板含有Cr、Mo并且还含有Ti、Nb和V之中的至少一种元素时，优选钢中的Si含量满足下式(3)。

α-4.1≤[Si]≤α-2.4…(2)

β-4.1≤[Si]≤β-2.4…(3)

其中，

α＝6.9×([C]+[Mn]/6+[Cr]/5+[Mo]/4)^1/2

β＝6.9×([C]+[Mn]/6+[Cr]/5+[Mo]/4+[Ti]/15+[Nb]/17+[V]/14)^1/2，式中，[]表示钢板中所含的各元素的量(质量％)。

上述C、Mn、Cr和Mo虽然是对马氏体相的生成造成影响的元素，但是，若Si含量相对于C、Mn、Cr和Mo含量少，则Si的添加效果得不到发挥，另一方面，若Si含量多，则Si的添加效果饱和，任何一种情况均显示出机械的特性(强度-延性平衡)劣化的倾向。

另外，上述Ti、Nb和V在低温相变生成相中也会抑制中间阶段相变组织(例如贝氏体和变态珠光体)的生成，是使马氏体相生成方面起作用的元素，但是若Si含量相对于Ti、Nb和V含量少，则Si的添加效果得不到发挥，另一方面，若Si含量多，则Si的添加效果饱和，任何一种情况均显示出机械的特性(强度-延性平衡)劣化的倾向。

上述(2)式的下限优选为下式(2a)，更优选为下式(2b)。另一方面，上述(2)式的上限优选为下式(2c)，更优选为下式(2d)。

α-4.0≤[Si]…(2a)

α-3.65≤[Si]…(2b)

[Si]≤α-2.55…(2c)

[Si]≤α-2.60…(2d)

上述(3)式的下限优选为下式(3a)，更优选为下式(3b)。另一方面，上述(3)式的上限优选为下式(3c)，更优选为下式(3d)。

β-4.0≤[Si]…(3a)

β-3.8≤[Si]…(3b)

[Si]≤β-2.55…(3c)

[Si]≤β-2.60…(3d)

本发明中使用的这种DP钢板，作为Si以外的基本元素，含有C、Mn、P、S和Al。各元素的适当的范围及其限定理由如下。

[C：0.03～0.3％]

C是用于确保钢板的强度(抗拉强度TS)在590MPa以上所需要的元素，另外C对钢板的马氏体相的生成和形态施加影响，对延伸率施加影响，是使延伸率提高的元素。为了发挥这些效果，C含量需要含有0.03％以上，优选为0.04％以上。然而，若C含量过剩，则焊接性降低，因此需要为0.3％以下，优选为0.25％以下。

[Mn：1.0～3.0％]

Mn是用于确保钢板的强度有效的元素，为了发挥这一效果，需要使之含有1.0％以上，优选为1.5％以上。然而，若过剩地含有而超过3.0％，则将使延性(延伸率)劣化。更优选为2.8％以下。

[P：0.03％以下(不含0％)]

若P过剩地被含有，则焊接性劣化，因此需要抑制在0.03％以下。

[S：0.01％以下(不含0％)]

若S过剩地被含有，则硫化物系夹杂物增大，钢板的强度劣化，因此需要抑制在0.01％以下。

[Al：0.005～0.15％]

Al为了脱氧而至少需要使之含有0.005％以上。优选含有0.01％以上。然而，若Al含量过剩，则招致成本上升，因此需要为0.15％以下，优选为0.13％以下。

DP钢板的优选的基本成分如上所述，余量是铁和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，与上述TRIP钢板一样，例如可列举N、O、杂质元素等(例如Sn、As、Sb等)。N和O的优选范围与TRIP钢板的情况相同。

本发明中使用的这种DP钢板的金属组织，以铁素体和马氏体的混合组织为主体即可，金属组织中所占的铁素体分率和马氏体各自的分率未被特别限定，根据钢板所要求的强度和延伸率的平衡确定即可。即，若铁素体分率(体积率)变高，则强度降低，反面则是延伸率提高的倾向，若马氏体的分率(体积率)变高，则强度提高，反面则是延伸率降低的倾向。作为它们的分率，从延性的观点出发，优选铁素体为5～90体积％，且铁素体和马氏体的合计量为70体积％以上，此外，即使含有10体积％以下的残留奥氏体(残留γ)，其特性也不会劣化。还有，原材钢板的金属组织，使用扫描型电子显微镜(SEM)，以3000倍的倍率观察板厚的中央部即可。

本发明中使用的这种DP钢板，满足上述规定的要件，其制造条件没有特别限定，例如采用下述所示的条件即可。

将具有上述成分组成的板坯进行热轧，在700℃以下卷取后，根据需要进行酸洗，接着进行冷轧后，用连续式熔融镀锌线以Ac1点以上的温度进行均热处理，之后以1℃/秒以上的平均冷却速度冷却即可。

热轧遵循常规方法进行即可，但是为了确保最终温度，另外防止奥氏体晶粒的粗大化，加热温度为1000～1300℃左右即可。热轧的最终温度为不会使阻碍加工性的集合组织形成的800～950℃，终轧后为了抑制珠光体的生成，至卷取开始温度的平均冷却速度为30～120℃/秒即可。

卷取温度可以为700℃以下。若超过此温度，则钢板表面所形成的氧化皮变厚，酸洗性劣化。还有，卷取温度的下限没有特别限定，但若是过低，则低温相变生成相过剩地生成，钢板会变得过硬，从而使冷轧性降低。因此，卷取温度的下限优选为250℃，更优选为400℃。

热轧后，根据需要遵循常规方法进行酸洗，之后进行冷轧。压下为可以为15％以上。因为为了使压下率低于15％，就必须通过热轧工序使钢板的板厚变薄，若由热轧工序使之变薄，则钢板长度变长，因此在酸洗上会浪费时间，从而生产性降低。

冷轧后，用连续退火线或连续式熔融镀锌线将钢板加热保持在Ac1点以上的铁素体-奥氏体二相域，或奥氏体单相域，进行均热处理即可。

虽然均热处理温度为Ac1点以上即可，但是为了使加热时的金属组织成为铁素体和奥氏体的混合组织，并确实地使马氏体生成以提高加工性，优选采用比Ac1点高50℃左右以上的温度进行均热处理。具体来说就是780℃左右以上。均热处理温度的上限没有特别限定，但从防止奥氏体晶粒的粗大化的观点出发为900℃以下。

均热处理时的保持时间也未特别限定，例如为10秒左右以上即可。均热处理后，如果至常温的平均冷却速度为1℃/秒以上而进行冷却，则能够得到高强度钢板(冷轧钢板)。平均冷却速度低于1℃/秒时，在冷却中生成珠光体组织，其作为最终组织残留而成为使加工性劣化的原因。平均冷却速度优选为5℃/秒以上。平均冷却速度的上限没有特别规定，但若考虑到钢板温度容易控制和设备成本，则可以为50℃/秒左右。

为了制造在上述这样的DP钢板的表面形成有合金化熔融镀锌的GA钢板，按下述的步骤进行即可。首先，用连续式熔融镀锌线以上述条件进行均热处理后，以1℃/秒以上的平均冷却速度冷却至镀液温度(400～500℃，优选为440～470℃)后，进行熔融镀锌即可。平均冷却速度低于1℃/秒时，在冷却中生成珠光体组织，其作为最终组织残留而成为加工性(延伸率)劣化的原因。平均冷却速度优选为5℃/秒以上。平均冷却速度的上限没有特别规定，但若考虑到钢板温度容易控制和设备成本，则可以为50℃/秒左右。

这时的镀液的组成未特别限定，采用公知的熔融锌镀液即可。还有，镀液中的Al含量优选为0.05～0.2％。Al是在控制熔融锌镀层的合金化速度上发挥作用的元素，若在含有Al的熔融锌镀液中浸渍钢板，则在钢板的表面(即，钢板和熔融锌镀层的界面)会形成Fe-Al金属层，能够防止钢板与锌即刻合金化。可是Al低于0.05％时，因为Fe-Al合金层过薄，所以若将钢板浸渍在镀液中，则钢板和锌的合金化容易立即进行。因此，在合金化处理工序中至镀敷表面合金化结束前，Г相大大成长，耐粉化性(耐镀敷剥离性)降低。Al含量更优选为0.07％以上。但是，若Al含量超过0.2％，则Fe-Al合金层变得过厚，因此在合金化处理工序中Fe与Zn的合金化受到阻碍，熔融锌镀层的合金化延迟。因此为了使合金化进行，就产生了延长合金化线，另行进行高温下的合金化处理的需要。Al含量更优选为0.18％以下。

熔融锌镀敷后，以1℃/秒以上的平均冷却速度冷却至常温，使钢板中的奥氏体相变为马氏体，从而能够得到以铁素体和马氏体为主体的混合组织。当冷却速度低于1℃/秒时，马氏体难以生成，而有可能生成珠光体和中间阶段相变组织。平均冷却速度优选为10℃/秒以上。

为了制造在上述DP钢板的表面形成有合金化熔融镀锌的合金化熔融镀锌高强度钢板，以上述条件进行熔融锌镀敷后，加热到400～750℃左右(优选为500℃～600℃左右)而进行合金化处理即可。进行合金化处理时的加热方法未特别限定，能够得用惯用的各种方法(例如气体加热和电感加热器加热等)。

合金化处理后，以1℃/秒以上的平均冷却速度冷却至常温，从而能够得到以铁素体和马氏体为主体的混合组织。

在使用上述这样的复合组织钢板作为原材钢板的合金化熔融镀锌钢板中，原材钢板的抗拉强度(TS)为590～1270MPa，并且强度和延性的平衡良好，因此其特性得到反映，合金化熔融镀锌钢板强度和延性的平衡也良好，作为其用途能够作为上种各种构件的原材使用。

本发明中作为原材钢板使用的各种钢板(TRIP钢板和DP钢板)的基本成分如上所述，但是除上述基本元素以外，根据需要作为其他的元素再含有如下等也有用：(a)Cr：1％以下(不含0％)和/或Mo：1％以下(不含0％)；(b)Ti：0.2％以下(不含0％)、Nb：0.2％以下(不含0％)和V：0.3％以下(不含0％)之中的一种以上；(c)Cu：3％以下(不含0％)和/或Ni：3％以下(不含0％)；(d)B：0.01％以下(不含0％)；(e)Ca：0.01％以下(不含0％)，根据所含有的成分，原材钢板(即，高强度合金化熔融镀锌钢板)的特性得到进一步改善。含有这些元素时的优选范围及其限定理由如下。

[Cr：1％以下(不含0％)和/或Mo：1％以下(不含0％)]

Cr和Mo是固溶强化元素，在实现钢板的高强度化方面有效地发挥着作用。这一效果随着其含量增加而增大，但即使过剩含有该效果也是饱和，而造成高成本。因此Cr和Mo均为1.0％以下(更优选为0.5％以下)。

[Ti：0.2％以下(不含0％)、Nb：0.2％以下(不含0％)和V：0.3％以下(不含0％)之中的一种以上]

Ti、Nb和V均在钢中形成碳化物和氮化物等的析出物，也是使钢强化的元素。特别是Ti使晶粒微细化，还在提高屈服强度上有效地发挥着作用。另外在DP钢板的情况下，是抑制任何中间阶段相变组织的生成的元素。但是，若过剩地含有Ti，则碳化物在晶界大量析出，局部延伸率降低。因此，Ti为0.2％以下，优选为0.15％以下，更优选为0.13％以下。还有，在DP钢板中，Ti在钢中固溶，在冷却过程中抑制中间阶段相变组织的生成，还具有提高钢板的强度-延性平衡的效果。

Nb和V与上述Ti一样，是使晶粒微细化的元素，在不会损害韧性而提高强度方面是有效的元素。另外在DP钢板的情况下，与上述Ti一样，在钢中固溶，在冷却过程中抑制中间阶段相变组织的生成，还具有提高钢板的强度-延性平衡的效果。但是即使过剩地使之含有其效果也是饱和，造成高成本。因此Nb为0.2％以下，优选为0.15％以下，更优选为0.13％以下，V为0.3％以下，优选为0.25％以下，更优选为0.2％以下。还有，Ti、Nb和V可以分别单独含有，也可以使多个组合含有。

[Cu：3％以下(不含0％)和/或Ni：3％以下(不含0％)]

Cu和Ni均是固溶强化元素，是具有使钢板的强度提高这一作用的元素。另外，也是使钢板的耐腐蚀性提高的元素。但是，即使含有Cu超过3.0％，含有Ni超过3.0％，该效果也是饱和，造成高成本。因此Cu优选为3.0％以下，更优选为2.5％以下，进一步优选为2.0％以下。Ni优选为3.0％以下，更优选为2.5％以下，进一步优选为2.0％以下。Cu和Ni可以分别单独含有或并用。

[B：0.01％以下(不含0％)]

B是提高淬火性的元素，其使钢板的强度提高。另外通过使之与Mo一起含有，轧制后的加速冷却时的淬火性得到控制，从而使钢板的强度-韧性平衡最佳化。但是，B在DP钢板中含有时，几乎不会使中间阶段相变组织的生成受到影响，对上述的最佳Si量没有影响。但是若过剩地含有，则钢板的韧性劣化，因此B优选为0.01％以下。更优选为0.005％以下。B的下限没有特别限定，但优选含有0.0005％以上。

[Ca：0.01％以下(不含0％)]

Ca使钢中硫化物的形态球状化，是使加工性提高的元素。但是即使含有超过0.01％效果也是饱和，在经济性上是浪费。因此Ca优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下。Ca的下限没有特别限定，也可以优选为0.0005％以上。

实施例

以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受以下的实施例的限制，在能够符合前、后述的宗旨的范围内当然也可以加工变更实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。

(实施例1)

1.合金化熔融镀锌钢板(GA钢板)的制造

用CGL，按以下所示的条件和表1所示的氧化炉(OF)的钢板温度制造GA钢板。

(1)原材钢板

厚度：1.2mm

化学成分组成：Si：0.3或1.0质量％、C：0.08质量％、Mn：2.0质量％、P：0.010质量％、S：0.003质量％、Al：0.04质量％、余量：Fe和不可避免的杂质

(2)线速：40m/秒

(3)无氧化炉(NOF)

直火火焰燃烧器设置型

空燃比(r1)：0.95

滞留时间：28秒

(4)氧化炉(OF)

直火火焰燃烧器设置型

空燃比(r2)：1.30

滞留时间：6秒

(5)还原炉

气氛：N₂-15体积％H₂

钢板温度：800～850℃

滞留时间：50秒

(6)镀敷

镀液组成：Zn-0.10质量％Al(Al：有效浓度)

液温：460℃

侵入钢板温度：460℃

滞留时间：3.8秒

(7)合金化炉

直火加热型

合金化炉温度：850～1000℃

滞留时间：20秒

2.合金化熔融镀锌钢板(GA钢板)的评价

对于前述这样得到的GA钢板进行以下评价。结果显示在表1中。

(1)Al(原子％)/Zn(原子％)≥0.10的区域的厚度

通过ESCA(X射线电子分光法)，从镀层表面边以50

/分的速度进行Ar离子蚀刻(ion etching)，边以50

间隔测定Al和Zn的原子比例，测定Al(原子％)/Zn(原子％)≥0.10的区域的厚度。

(2)镀层表层

利用SEM(扫描型电子显微镜)对镀层进行剖面观察，判断镀层表层是δ₁相或ζ相的哪一个。

(3)镀层中的Si系氧化物

利用EPMA(电子射线微区分析仪)对镀层进行剖面观察，判断镀层中是否存在Si系氧化物。

(4)镀层中的Fe和Si量

用盐酸使镀层溶解，通过ICP(诱导结合高频等离子体发光分光分析)定量镀层Fe和Si量。

(5)耐粉化性

按以下条件，对GA钢板进行带卷边的U型卷边成形，在成形品的侧壁外侧进行胶带剥离试验。其次使剥离的镀层溶解在盐酸中，通过ICP定量镀敷剥离量，并按以下的标准进行评价。

(i)成形条件

挤压的种类：曲轴压力机(crank press)

供试GA的尺寸：宽40mm×长250mm

金属模：卷边r：5mm(半圆卷边)，冲头肩半径：5mm、冲模肩半径：5mm，成形高度：65mm

(ii)评价标准

镀敷剥离量：低于4g/m²：◎

4g/m²以上、低于10g/m²：○

10g/m²以上、低于15g/m²：△

15g/m²以上：×

由表1的结果可知，为了使Fe系氧化物层形成得很厚而将OF的钢板温度设定得高，从而制造的GA钢板No.1～12(OF的输入温度：600℃以上，输出温度：710℃以上)，其形成300

以上的Al稠化表层区域(Al(原子％)/Zn(原子％)≥0.10)。另外GA钢板No.1～12与Al稠化表层区域低于300

的GA钢板No.13～16相比，其耐粉化性良好。

(实施例2)

在该实施例中说明的是，如果根据合金化温度，控制合金化前的Cγ使之满足上式(1)，则能够得到一种合金化熔融镀锌钢板，其能够切挥出与合金化温度相应的最大级别的强度-延性平衡。

下述表2显示由转炉熔炼的钢材的化学成分组成。它们进行连续铸造而成为板坯，加热保持在1150℃后，以最终温度800～900℃，压下率：约99％进行热轧，接着以平均冷却速度：50℃/秒进行冷却后，以500℃卷取，得到厚度：2.4mm的热轧钢板。再将得到的热轧钢板酸洗后进行冷轧，得到厚度：1.6～2.0mm的冷轧钢板。对得到的冷轧钢板用CGL实施下述的处理，得到经均热处理的合金化熔融镀锌钢板。

1.合金化熔融镀锌钢板(GA钢板)的制造

用CGL，按以下所示的条件和表3所示的氧化炉(OF)的钢板温度制造GA钢板。

(1)线速：30m/秒

(2)无氧化炉(NOF)

直火火焰燃烧器设置型

空燃比(r1)：0.95

滞留时间：40秒

(3)氧化炉(OF)

直火火焰燃烧器设置型

空燃比(r2)：1.30

滞留时间：8秒

(4)还原炉

气氛：N₂-15体积％H₂

钢板温度：800～900℃

滞留时间：67秒

(5)冷却带

奥氏体回火处理温度：350～450℃

(至该温度范围的平均冷却速度：15℃/秒)

奥氏体回火处理时间：45秒

(6)镀液

镀液组成：Zn-0.10质量 Al(Al：有效浓度)

液温：460℃

侵入钢板温度：460℃

滞留时间：5.1秒

(7)合金化炉

直火加热型

合金化炉温度：450～550℃

滞留时间：27秒

对于如前述这样获得的GA钢板，与实施例1同样，就(1)Al(原子％)/Zn(原子％)≥0.10的区域的厚度、(2)镀层表层、(3)镀层中的Si系氧化物、(4)镀层中的Fe和Si量、(5)耐粉化性(成形条件、评价标准也与实施例1相同)进行评价。这些结果显示在下述表3中。

[表3]

※1钢板中或镀层中的质量比率(质量％)

※2用放射温度计测定从NOF出来，进入OF的钢板温度

※3用放射温度计测定从OF出来的钢板温度

※4原子比率(原子％)的比

由表3的结果可知，为了使Fe系氧化物层形成得很厚而将OF的钢板温度设定得高，从而制造的GA钢板No.18～34、36～40、42～46、48～54(OF的输入温度：600℃以上，输出温度：710℃以上)，其形成300以上的Al稠化表层区域(Al(原子％)/Zn(原子％)≥0.10)，与Al稠化表层区域低于300的相比，其耐粉化性良好。另外还可知，镀层中含有Si系氧化物，且Si含量为0.1％以上的显示出更为良好的耐粉化性。

对于如前述这样得到的GA钢板，从母材(原材钢板)特性的观点出发，根据下述的方法调查金属组织、机械的性质。另外，还以下述的条件进行合金化的评价。

(金属组织)

用硝酸乙醇腐蚀液对各钢板的板厚(1/4)位置进行腐蚀，用扫描型电子显微镜(SEM)以倍率：3000倍进行观察，按下述方式区别铁素体和/或贝氏体、第二相(残留奥氏体和马氏体)并求得体积率。

铁素体：在SEM照片中呈深灰色，为多边形的形状，内部不含第二相。

贝氏体铁素体：在SEM照片中，从含有第二相的贝氏体组织(钊状组织的块)中减去该第二相而求得。在SEM照片中，贝氏体铁素体与铁素体一样为深灰色，第二相呈浅灰色。

残留γ：以饱和磁化测定法(参照R&D神户制钢技报Vol.52，No.3)测定面积率。

(残留奥氏体中的Cγ的测定)

根据由X射线测定的晶格常数，求得如上述这样得到的供试材的板厚1/4位置的残留奥氏体中的Cγ。详细的测定方法，例如记述于ISIJInt.Vol.33，(1993)，No.7，P.776。

(合金化的评价)

通常目视判断GA钢板的熔融锌镀层能否合金化。具体来说，在表面残留有因熔融镀造成的眩目的情况判断为不能合金化(×)，表面无光彩，不眩目的情况评价为能够合金化(○)。

(强度-延性平衡的测定)

从上述的GI钢板或GA钢板切割JIS Z2201的5号试验片，进行拉伸试验(应变速度：10mm/秒)，测定抗拉强度(TS)和延伸率(EL)。

合金化前的金属组织(残留γ、Cγ)、合金化温度、(1)式的左边的值和右边的值、合金化的评价与奥氏体回火温度一起显示在下述表4中。另外，合金化后的金属组织(F、BF、F+BF、残留γ的体积分率)和机械的性质(TS、EL、TS×EL)显示在下述表5中。

[表4]

※5(1)式的左边值＝-0.0030×T_ga+2.42

※6(1)式的右边值＝-0.0030×T_ga+2.72

[表5]

＊F：铁素体、B：贝氏体铁素体

由这些结果可知，GA钢板No.17～46的任意一种钢板，均是含有铁素体和/或贝氏体铁素体的母相组织和残留奥氏体的第二相组织的复合组织钢板(TRIP)，显示出良好的延伸率(EL)。

然而，在化学成分脱离本发明规定的(GA钢板No.47～54)中，强度(TS)或延伸率(EL)的值低，强度-延性平衡也差。

GA钢板No.47、48是C含量少的例子，不能确保充分的强度。GA钢板No.49、50是Si含量少的例子，残留γ不存在，而成为由铁素体、贝氏体、马氏体构成的复合组织，从而无法获得充分的延性。

GA钢板No.51、52相反是Si含量多的例子，退火时不能充分确保奥氏体分率，作为结果是成为以铁素体为主相的组织，强度低。GA钢板No.53、54是Mn含量多的例子，虽然是马氏体组织为主相，强度高，但是残留γ相少，延伸率(EL)显著降低。

另外，上述GA钢板No.17～46之中，铁素体和/或贝氏体铁素体的合计量为70体积％以上的，残留γ量为5体积％以上的，可知显示出更良好的延伸率(EL)。此外，以满足前述的(1)式的方式，相对于合金化处理的温度而控制残留γ中的碳浓度Cγ的钢种中，可知合金化处理后存在的残留γ多，延伸率(EL)得到进一步改善。

基于GA钢板No.22～24的结果，合金化合金温度带给残留γ中的碳浓度Cγ的影响显示在图2中，合金化合金温度带给残留γ量的影响显示在图3中，合金化合金温度带给强度-延性平衡(TS×EL)的影响显示在图4中。这些结果证实了上述的现象。

然而，合金化处理温度低时(合金化处理温度：450℃以下)，可知镀层中的Fe量低，熔融镀锌的合金化没有进行。

(实施例3)

下述表6显示由转炉熔炼的钢材的化学成分组成。它们进行连续铸造而成为板坯，加热保持在1250℃后，以最终温度800～900℃，压下率：约99％进行热轧，接着以平均冷却速度：50℃/秒进行冷却后，以500℃卷取，得到厚度：2.4mm的热轧钢板。再将得到的热轧钢板酸洗后进行冷轧，得到厚度：1.6mm的冷轧钢板。对得到的冷轧钢板用CGL实施下述的处理，得到经均热处理的合金化熔融镀锌钢板。

1.合金化熔融镀锌钢板(GA钢板)的制造

(1)线速：40m/秒

(2)无氧化炉(NOF)

直火火焰燃烧器设置型

空燃比(r1)：0.95

滞留时间：28秒

(3)氧化炉(OF)

直火火焰燃烧器设置型

空燃比(r2)：1.30

滞留时间：6秒

(4)还原炉

气氛：N₂-15体积％H₂

钢板温度：800～900℃

滞留时间：50秒

(5)镀液

镀液组成：Zn-0.10质量％Al(Al：有效浓度)

液温：460℃

侵入钢板温度：460℃

滞留时间：3.8秒

(6)合金化炉

直火加热型

合金化炉温度：850～1100℃

滞留时间：20秒

2.合金化熔融镀锌钢板(GA)的评价

对于前述这样得到的GA钢板进行以下评价。

(1)Al(原子％)/Zn(原子％)≥0.10的区域的厚度

通过ESCA(X射线电子分光法)，从镀层表面边以50

/分的速度进行Ar离子蚀刻，边以50

(2)镀层表层

(3)镀层中的Si系氧化物

(4)镀层中的Fe和Si量

(5)耐粉化性

在与实施例1同样的条件下，对GA钢板进行带卷边的U型卷边成形，在成形品的侧壁外侧进行胶带剥离试验。其次使剥离的镀层溶解在盐酸中，通过ICP定量镀敷剥离量，并以实施例1同样的评价标准进行评价。

这些结果与原材钢板的Si含量和OF中的钢板温度(输入温度、输出温度)一起显示在下述表7中。

由表7的结果可知，为了使Fe系氧化物层形成得很厚而将OF的钢板温度设定得高，从而制造的GA钢板No.55、56、58～68、70、72～80、82(OF的输入温度：600℃以上，输出温度：710℃以上)，其形成300

以上的Al稠化表层区域(Al(原子％)/Zn(原子％)≥0.10)，与Al稠化表层区域低于300

的相比，其耐粉化性良好。另外还可知，镀层中含有Si系氧化物，且Si含量为0.1％以上的显示出更为良好的耐粉化性。

对于如前述这样得到的GA钢板，从母材(原材钢板)特性的观点出发，根据下述的方法调查金属组织、机械的性质。

(金属组织)

用扫描型电子显微镜(SEM)以倍率：3000倍，观察各钢板的板厚中央部，求得铁素体(F：多边铁素体的意思)和马氏体(M)的体积率。另外关于残留γ量，以饱和磁测定法(参照R&D神户制钢技报Vol.52，No.3)测定体积率。

(机械的特性)

从上述的GA钢板切割JIS Z2201的5号试验片，进行拉伸试验(应变速度：10mm/秒)，测定抗拉强度(TS)、延伸率(EL)和强度-延性平衡(TS×EL)。这时的延伸率(EL)的评价标准如下。

(延伸率的评价标准)

(a)590MPa级(590MPa≤TS＜780MPa)

：EL≥28％

(b)780MPa级(780MPa≤TS＜980MPa)

：EL≥20％

(c)980MPa级(980MPa≤TS＜1180MPa)

：EL≥15％

(d)1180MPa级(1180MPa≤TS＜1270MPa)

：EL≥9％

这些结果与(2)式或(3)式的适当范围及钢板中的Si含量一起显示在下述表8中。

[表8]

※1钢板中的质量比率(质量％)

由表8可知，GA钢板No.55～74的任意一种钢板，均由铁素体和马氏体为主体的复合组织构成，显示出良好的延伸率(EL)。

然而，在化学成分脱离本发明规定的(GA钢板No.75～82)中，强度(TS)或延伸率(EL)的某一值低，强度-延性平衡(TS×EL)差。

GA钢板No.75、76是C含量少的例子，不能确保充分的强度。GA钢板No.77、78是Si含量多的例子，铁素体分率过高而得不到充分的强度。

GA钢板No.79、80相反是Mn含量少的例子，固溶量少而强度低。GA钢板No.81、82是Mn含量多的例子，虽然强度充分高，但是延伸率(EL)显著降低。

另外，上述GA钢板No.55～74之中，铁素体和马氏体的合计量为70体积％以上的，可知显示出更良好的延伸率(EL)。此外，Si含量满足前述的(1)式或(2)式的适当范围的，可知延伸率(EL)得到进一步改善。

产业上的利用可能性

在合金化熔融镀锌中，通常采用含有Al约0.1质量％的Zn镀液，因此在所形成的镀层中就含有Al。该镀层中的Al在镀层的凝固过程中，有在表面层作为氧化物而稠化的倾向。该Al系氧化物在通常的GA中，以大约100～200

的厚度存在于镀层表层，另外随着从表层向深度方向推进，其浓度降低。

本发明者们着眼于该Al系氧化物，锐意研究其与镀层的特性的关系，其结果发现，通过使镀层表面很厚地存在一定量以上含有Al系氧化物的区域，能够使耐粉化性提高。而且，从镀层的表面向镀层浓度方向，以300以上的厚度使表层的Al(原子％)/Zn(原子％)≥0.10的区域(以下省略为“Al稠化表层区域”)存在，则能够得到具有优异的耐粉化性的合金化熔融镀锌钢板。

另外，若作为原材钢板使用特定的TRIP钢板和DP钢板，则即使是使熔融镀锌钢板合金化而制造合金化熔融镀锌钢板，原材钢板具有的优异的延性提高作用也会完整地在合金化后被有效地延续。其结果是，可以制造一种合金化熔融镀锌钢板，其能够对应合金化温度而发挥最大级别的强度-延性平衡。

Claims

1.一种耐粉化性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，至少在原材钢板的一面上具有Fe-Zn合金镀层，

在从所述镀层的表面向镀层深度方向300

以上的厚度中，存在Al(原子％)/Zn(原子％)≥0.10的区域。

2.根据权利要求1所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，镀层含有Si系氧化物，且含有0.1质量％以上的Si。

3.根据权利要求1所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，原材钢板中的Si含量以质量％计为0.3～3.0％。

4.根据权利要求1所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，所述原材钢板以质量％计含有C：0.05～0.3％、Si：0.5～3.0％、Mn：0.5～3.5％、P：0.03％以下但不含0％、S：0.01％以下但不含0％、Al：0.005～2.5％，并且，满足Si+Al：0.6～3.5％，余量由铁和不可避免的杂质构成，钢中组织是一种复合组织，该复合组织包括由铁素体和贝氏体铁素体中的至少一种构成的母相组织、和作为第2相组织的残留奥氏体。

5.根据权利要求4所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，所述原材钢板以质量％计还含有Cr：1％以下但不含0％和Mo：1％以下但不含0％中的至少一种。

6.根据权利要求4所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，所述原材钢板以质量％计还含有从Ti：0.2％以下但不含0％、Nb：0.2％以下但不含0％和V：0.3％以下但不含0％中选出的一种以上。

7.根据权利要求4所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，所述原材钢板以质量％计还含有Cu：3％以下但不含0％和Ni：3％以下但不含0％中的至少一种。

8.根据权利要求4所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，所述原材钢板以质量％计还含有B：0.01％以下但不含0％。

9.根据权利要求4所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，所述原材钢板以质量％计还含有Ca：0.01％以下但不含0％。

10.根据权利要求4所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，原材钢板的钢中组织具有如下的复合组织：铁素体：90体积％以下，贝氏体铁素体：90体积％以下，铁素体和贝氏体铁素体的合计量为70体积％以上，且残留奥氏体为5体积％以上。

11.一种合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在制造权利要求4所述的高强度合金化熔融镀锌钢板时，根据合金化温度Tga进行控制，使得合金化前的熔融镀锌钢板中的残留奥氏体的碳浓度Cγ满足下式(1)，

-0.0030×Tga+2.42≤Cγ≤-0.0030×Tga+2.72…(1)

12.根据权利要求1所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，所述原材钢板以质量％计含有C：0.05～0.3％、Si：0.5～3.0％、Mn：1.0～3.0％、P：0.03％以下但不含0％、S：0.01％以下但不含0％、Al：0.005～2.5％，余量由铁和不可避免的杂质构成，金属组织是以铁素体和马氏体的混合组织为主体的复合组织。

13.根据权利要求12所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，所述原材钢板以质量％计还含有Cr：1％以下但不含0％和Mo：1％以下但不含0％。

14.根据权利要求13所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，原材钢板中的Si含量满足下式(2)，

α-4.1≤[Si]≤α-2.4…(2)

其中，α＝6.9×([C]+[Mn]/6+[Cr]/5+[Mo]/4)^1/2，

式中[]表示钢板中所含的各元素的质量百分比含量。

15.根据权利要求12所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，所述原材钢板以质量％计还含有从Ti：0.2％以下但不含0％、Nb：0.2％以下但不含0％、和V：0.3％以下但不含0％中选出的一种以上。

16.根据权利要求12所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，所述原材钢板以质量％计还含有从Cr：1％以下但不含0％和Mo：1％以下但不含0％；Ti：0.2％以下但不含0％；Nb：0.2％以下但不含0％和V：0.3％以下但不含0％中选出的一种以上，原材钢板中的Si含量满足下式(3)，

β-4.1≤[Si]≤β-2.4…(3)

其中，β＝6.9×([C]+[Mn]/6+[Cr]/5+[Mo]/4+[Ti]/15+[Nb]/17+[V]/14)^1/2，

式中，[]表示钢板中所含的各元素的质量百分比含量。

17.根据权利要求12所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，所述原材钢板以质量％计还含有Cu：3％以下但不含0％和Ni：3％以下但不含0％中的至少一种。

18.根据权利要求12所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，所述原材钢板以质量％计还含有B：0.01％以下但不含0％。

19.根据权利要求12所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，所述原材钢板以质量％计还含有Ca：0.01％以下但不含0％。

20.根据权利要求12所述的高强度合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，原材钢板的金属组织具有如下复合组织：铁素体：5～90体积％，马氏体：5～90体积％，铁素体和马氏体的合计量为70体积％以上，且残留奥氏体为10体积％以下。