CN103717773B - 弯曲性优异的高强度镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种在以规定的含量含有C、Si、Mn、P、S、Al、N、O且剩余部分由铁及不可避免的杂质组成的母材钢板的表面形成有合金化镀锌层的、最大抗拉强度为900MPa以上的高强度镀锌钢板，在母材钢板的组织中，将残余奥氏体以体积分率计限制到8%以下，2%硬度和所述98%硬度之间的硬度分布的峭度K*为-0.30以下，母材钢板表层的维氏硬度与母材钢板的1/4厚处的维氏硬度之比为0.35～0.70，合金化镀锌层的铁含量以质量%计为8～12%。

Description

弯曲性优异的高强度镀锌钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及高强度镀锌钢板及其制造方法，特别是涉及具有优异的弯曲性的高强度镀锌钢板及其制造方法。本申请基于2011年7月29日在日本申请的日本特愿2011-167436号主张优先权，在此引用其内容。

背景技术

近年来，对汽车等中所用的镀覆钢板的高强度化的要求逐渐提高，已能采用拉伸最大应力为900MPa以上的高强度镀覆钢板。作为采用如此的高强度镀覆钢板形成汽车车辆或构件的方法，可列举出冲压加工等弯曲加工。通常，越提高钢板的强度、弯曲性越差。因此，如果对高强度镀覆钢板进行弯曲加工，则存在容易在变形部的钢板内部发生裂纹（crack），或在钢板表面和镀层的界面处发生缩颈（necking）或发生镀层的断裂、剥离的问题。

作为了提高钢板的弯曲性的技术，专利文献1中提出了一种高强度热浸镀锌钢板，其中，钢板的化学组成以质量%计含有C：超过0.02%且0.20%以下、Si：0.01～2.0%、Mn：0.1～3.0%、P：0.003～0.10%、S：0.020%以下、Al：0.001～1.0%、N：0.0004～0.015%、Ti：0.03～0.2%，剩余部分为Fe及杂质，同时所述钢板的金属组织以面积率计含有30～95%的铁素体，剩余部分的第2相由马氏体、贝氏体、珠光体、渗碳体及残余奥氏体中的1种或2种以上组成，且含有马氏体时的马氏体的面积率为0～50%，所述钢板按平均粒子间距离为30～300nm的方式含有粒径为2～30nm的Ti系碳氮化析出物，且按平均粒子间距离为50～500μm的方式含有粒径为3μm以上的结晶系TiN。

此外，专利文献2中作为弯曲性优异的热浸镀锌钢板，记载了一种抗拉强度为540MPa以上的热浸镀锌钢板，其具有以质量%计含有C：0.03～0.11%、Si：0.005～0.5%、Mn：2.0～4.0%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.01～1.0%、N：0.01%以下，并且在满足Ti＋Nb/2≥0.03（式中的Ti及Nb表示各元素的含量（单位：质量%））的范围内含有Ti：0.50%以下及Nb：0.50%以下中的1种或2种，且剩余部分由Fe及杂质组成的化学组成；并具有离表面1/20t深度位置（t：钢板的板厚）中的向轧制方向延展的Mn浓化部在板宽方向的平均间隔为300μm以下、铁素体的面积率为60%以上、铁素体的平均粒径为1.0～6.0μm、铁素体中以100个/μm²以上含有粒径为1～10nm的析出物的钢组织。

此外，专利文献3中作为兼顾延展性和弯曲性的热浸镀钢板，记载了一种在冷轧钢板的表面具备含锌的镀层的热浸镀钢板，该冷轧钢板具有以质量%计含有C：0.08～0.25%、Si：0.7%以下、Mn：1.0～2.6%、Al：1.5%以下、P：0.03%以下、S：0.02%以下及N：0.01%以下，且Si和Al的关系满足1.0%≤Si＋Al≤1.8%，剩余部分由Fe及杂质组成的化学组成；并且具有满足TS≥590（TS：抗拉强度（MPa））、TS×El≥17500（El：总伸长率（%））及ρ≤1.5×t（ρ：极限弯曲半径（mm）、t：板厚（mm））的机械特性。

专利文献4中作为具备良好的延展性和弯曲性的冷轧钢板，记载了一种板厚为2.0mm以上的冷轧钢板，其具有以质量%计含有C：0.08～0.20%、Si：1.0%以下、Mn：1.8～3.0%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.005～0.5%、N：0.01%以下及Ti：0.02～0.2%，剩余部分由Fe及杂质组成的化学组成；并具有以体积%计由铁素体：10%以上、贝氏体：20～70%、残余奥氏体：3～20%及马氏体：0～20%构成，同时所述铁素体的平均粒径为10μm以下、所述贝氏体的平均粒径为10μm以下、所述残余奥氏体的平均粒径为3μm以下及所述马氏体的平均粒径为3μm以下的钢组织，并具有抗拉强度（TS）为780MPa以上、抗拉强度（TS）和总伸长率（El）的积（TS×El值）为14000MPa·%以上、且弯曲试验中的最小弯曲半径为1.5t以下（t：板厚）的机械特性，并记载了对冷轧钢板的表面实施镀膜。

专利文献5中作为弯曲性优异的合金化热浸镀锌钢板，记载了一种弯曲性优异的合金化热浸镀锌钢板，其具有以质量%计含有C：0.03～0.12%、Si：0.02～0.50%、Mn：2.0～4.0%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.01～1.0%及N：0.01%以下，另外在满足Ti＋Nb/2≥0.03的范围内含有Ti：0.50%以下及Nb：0.50%以下中的1种或2种，剩余部分由Fe及杂质组成的化学组成，同时具有铁素体的面积率为60%以上、铁素体的平均粒径为1.0～6.0μm的钢组织，并且，合金化热浸镀锌层以质量%计含有Fe：8～15%及Al：0.08～0.50%、剩余部分由Zn及杂质组成，所述合金化热浸镀锌钢板的抗拉强度为540MPa。

专利文献6中作为加工性优异的高强度热浸镀锌钢板，记载了在基底钢板上具有热浸镀锌层的高强度热浸镀锌钢板，该基底钢板以质量%计含有C：0.03～0.17%、Si：0.01～0.75%、Mn：1.5～2.5%、P：0.080%以下、S：0.010%以下、sol.Al：0.01～1.20%、Cr：0.3～1.3%，剩余部分由Fe及不可避免的杂质组成；钢组织以体积率计由30～70%的铁素体、低于3%的残余奥氏体以及剩余部分由马氏体构成，马氏体中的20%以上为回火马氏体。

专利文献7中作为弯曲加工性优异的超高强度冷轧钢板，记载了一种以wt%计含有C：0.12～0.30%、Si：1.2%以下、Mn：1～3%、P：0.020%以下、S：0.010%以下、sol.Al：0.01～0.06%，剩余部分由Fe及不可避免的杂质组成的钢，在所述钢的表层部的两面具有按一面计为3～15vol%的C：0.1wt%以下的软质层，剩余部分由低于10vol%的残余奥氏体和低温相变相或进而和铁素体的复合组织构成。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2007-16319号公报

专利文献2：日本特开2009-215616号公报

专利文献3：日本特开2009-270126号公报

专利文献4：日本特开2010-59452号公报

专利文献5：日本特开2010-65269号公报

专利文献6：日本特开2010-70843号公报

专利文献7：日本特开平5-195149号公报

发明内容

发明要解决的问题

但是，在以往的技术中，在对高强度镀锌钢板进行弯曲加工时得不到充分的弯曲性，因此要求进一步提高弯曲性。

鉴于以上这样的现状，本发明提供一种具有优异的弯曲性的高强度镀锌钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

本发明者们为了能够全面防止因弯曲加工而发生在变形部的母材即钢板内部的裂纹、钢板表面和镀层的界面处的缩颈、镀层的断裂、剥离，从而得到具有优异的弯曲性的最大抗拉强度为900MPa以上的高强度镀锌钢板，反复进行了锐意研究。其结果是，本发明者们发现：只要制成在母材钢板的表面上形成了铁含量为8～12%的合金化镀锌层的高强度镀锌钢板即可，所述母材钢板具有规定的化学成分，且将母材钢板的组织中的残余奥氏体以体积分率计限制到8%以下，后述的硬度分布的峭度K*为－0.30以下，表层的维氏硬度和1/4厚处的维氏硬度之比“（表层的维氏硬度）/（1/4厚处的维氏硬度）”为0.35～0.70。

也就是说，如此的高强度镀锌钢板为最大抗拉强度为900MPa以上的钢板，但由于与1/4厚处的维氏硬度相比，母材钢板表层的维氏硬度较低，在进行弯曲加工时母材钢板的表层容易变形，而且在母材钢板的组织中，将成为断裂起点的残余奥氏体以体积分率计限制到8%以下，因此母材钢板内部难以发生裂纹（crack）。

另外，如此的高强度镀锌钢板由于硬度分布的峭度K*为－0.30以下，且母材钢板中的硬度的分布的偏差小，因此硬度差大的区域相互间相接的边界少，在进行弯曲加工时在母材钢板内部难以发生裂纹（crack）。

此外，如此的高强度镀锌钢板由于与1/4厚处的维氏硬度相比，母材钢板表层的维氏硬度较低，且母材钢板表层的延展性优异，因此弯曲加工时的母材钢板表面与合金化镀锌层的界面处的母材钢板侧的缩颈得以防止，在母材钢板表面与合金化镀锌层的界面除难以产生缩颈。

此外，如此的高强度镀锌钢板由于合金化镀锌层的铁含量为8～12%，且母材钢板表面与合金化镀锌层的界面处的密合性优异，因此在弯曲加工时难以产生合金化镀锌层的断裂、剥离。

本发明是基于上述见识而完成的，其要点如下。

（1）一种弯曲性优异的高强度镀锌钢板，其是在母材钢板的表面形成有合金化镀锌层的最大抗拉强度为900MPa以上的高强度镀锌钢板，所述母材钢板以质量%计含有C：0.075～0.300%、Si：0.30～2.50%、Mn：1.30～3.50%、P：0.001～0.050%、S：0.0001～0.0100%、Al：0.005～1.500%、N：0.0001～0.0100%及O：0.0001～0.0100%，剩余部分由铁及不可避免的杂质组成；其中，在所述母材钢板的1/8厚～3/8厚的范围内，将残余奥氏体以体积分率计限制到8%以下；并且，在所述母材钢板的1/8厚～3/8厚的范围内，设定多个直径为1μm以下的测定区域，按大小顺序排列所述多个测定区域的硬度的测定值，得到硬度分布，同时求出硬度的测定值的总数乘以0.02所得的数，即求出在该数包含小数点后的数字时将其四舍五入而得到的整数N0.02，将从最小硬度的测定值到第N0.02个中的大的测定值的硬度记为2%硬度，此外求出硬度的测定值的总数乘以0.98所得的数，即求出在该数包含小数点后的数字时将其四舍五入而得到的整数N0.98，将从最小硬度的测定值到N0.98个中的大的测定值的硬度记为98%硬度，此时所述2%硬度和所述98%硬度之间的所述硬度分布的峭度K*为－0.30以下；所述母材钢板表层的维氏硬度和所述母材钢板的1/4厚处的维氏硬度之比为0.35～0.70；所述合金化镀锌层的铁含量以质量%计为8～12%。

（2）根据（1）所述的弯曲性优异的高强度镀锌钢板，其中，所述母材钢板的组织在所述母材钢板的1/8厚～3/8厚的范围内，以体积分率计含有10～75%的铁素体、合计10～50%的贝氏体铁素体和贝氏体中的任一方或双方、10～50%的回火马氏体，将新马氏体以体积分率计限制到15%以下，将珠光体以体积分率计限制到5%以下。

（3）根据（1）所述的弯曲性优异的高强度镀锌钢板，其中，所述母材钢板以质量%计进一步含有Ti：0.005～0.150%、Nb：0.005～0.150%中的1种或2种。

（4）根据（1）所述的弯曲性优异的高强度镀锌钢板，其中，所述母材钢板以质量%计进一步含有B：0.0001～0.0100%、Cr：0.01～2.00%、Ni：0.01～2.00%、Cu：0.01～2.00%、Mo：0.01～1.00%、W：0.01～1.00%中的1种或2种以上。

（5）根据（1）所述的弯曲性优异的高强度镀锌钢板，其中，所述母材钢板以质量%计进一步含有V：0.005～0.150%。

（6）根据（1）所述的弯曲性优异的高强度镀锌钢板，其中，所述母材钢板进一步含有合计为0.0001～0.5000质量%的Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的1种或2种以上。

根据（1）所述的弯曲性优异的高强度镀锌钢板，其中，在所述合金化镀锌层表面形成有由磷氧化物构成的皮膜和由含磷的复合氧化物构成的皮膜中的任一方或双方。

一种弯曲性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其具有以下工序：

热轧工序，该工序中，将以质量%计含有C：0.075～0.300%、Si：0.30～2.50%、Mn：1.30～3.50%、P：0.001～0.050%、S：0.0001～0.0100%、Al：0.005～1.500%、N：0.0001～0.0100%、O：0.0001～0.0100%，剩余部分由铁及不可避免的杂质组成的板坯加热至1050℃以上，在880℃以上的热精轧温度下结束热轧，在750℃以下的温度区域进行卷取；

连续退火工序，该工序中，在600℃～Ac₁相变点间的温度范围内以1℃/秒以上的平均加热速度对钢板进行加热，在（Ac₁相变点＋40）℃～Ac₃相变点间的退火温度下、且在log（水分压/氢分压）为－3.0～0.0的气氛下滞留20秒～600秒，同时采用半径为800mm以下的辊进行2次以上的弯曲-回弯变形加工，在使表背面的累积应变量的差达到0.0050以下后，在740℃～650℃的温度范围内以1.0～5.0℃/秒的平均冷却速度进行冷却，在650℃～500℃的温度范围内以5～200℃/秒的平均冷却速度进行冷却；和，

镀层合金化工序，该工序中，在将连续退火工序后的钢板浸渍在镀锌液中后在470～650℃的温度下进行滞留10～120秒的合金化处理。

（9）根据（8）所述的弯曲性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在所述热轧工序后且所述连续退火工序前，以30～75%的压下率进行冷轧的冷轧工序。

（10）根据（8）所述的弯曲性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在所述合金化处理工序后，在200～350℃的温度下滞留30～1000秒。

（11）根据（8）所述的耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在所述合金化处理工序后，进行赋予由磷氧化物和/或含磷的复合氧化物构成的皮膜的工序。

发明效果

根据本发明，能够提供具有优异的弯曲性的最大抗拉强度为900MPa以上的高强度镀锌钢板及其制造方法。

具体实施方式

本发明的高强度镀锌钢板是在以质量%计含有C：0.075～0.300%、Si：0.30～2.50%、Mn：1.30～3.50%、P：0.001～0.050%、S：0.0001～0.0100%、Al：0.005～1.500%、N：0～0.0100%、O：0～0.0100%，剩余部分由铁及不可避免的杂质组成的母材钢板的表面形成有合金化镀锌层的抗拉强度为900MPa以上的高强度镀锌钢板。

（母材钢板的化学成分）

首先，对构成本发明的高强度镀锌钢板的母材钢板的化学成分（组成）进行说明。需要说明的是，以下的说明中的[%]为[质量%]。

“C：0.075～0.300%”

C为了提高母材钢板的强度而含有。但是，如果C含量超过0.300%则焊接性不足。从焊接性的观点出发，C含量优选为0.250%以下，更优选为0.220%以下。另一方面，如果C含量低于0.075%则强度下降，不能确保900MPa以上的最大抗拉强度。为了提高强度，C含量优选为0.090%以上，更优选为0.100%以上。

“Si：0.30～2.50%”

Si是为抑制母材钢板中的铁系碳化物的生成、提高强度和成形性所需要的元素。此外，由于作为固溶强化元素而提高母材钢板表层的硬度，因此是提高拉伸凸缘性的元素。但是，如果Si含量超过2.50%则母材钢板脆化、延展性劣化。从延展性的观点出发，Si含量优选为2.20%以下，更优选为2.00%以下。另一方面，当Si含量低于0.30%时，在合金化镀锌层的合金化处理中大量生成粗大的铁系碳化物，强度及成形性劣化。从此观点出发，Si的下限值优选为0.50%以上，更优选为0.70%以上。

“Mn：1.30～3.50%”

Mn为了提高母材钢板的强度而含有。但是，如果Mn含量超过3.50%则在母材钢板的板厚中央部产生粗大的Mn浓化部，容易发生脆化，容易发生已铸造的板坯发生破裂等的问题。此外，如果Mn含量超过3.50%则焊接性也劣化。因此，需要使Mn含量为3.50%以下。从焊接性的观点出发，Mn含量优选为3.20%以下，更优选为3.00%以下。另一方面，如果Mn含量低于1.30%，则在退火后的冷却中大量形成软质的组织，因此难以确保900MPa以上的最大抗拉强度。因此，需要使Mn含量为1.30%以上。为进一步提高强度，Mn含量优选为1.50%以上，更优选为1.70%以上。

“P：0.001～0.050%”

P具有向母材钢板的板厚中央部偏析的倾向而使焊接部脆化。如果P含量超过0.050%则焊接部大幅度脆化，因此将P含量限定为0.050%以下。P含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但使P含量低于0.001%会导致制造成本的大幅度增加，因此将0.001%作为下限值。

“S：0.0001～0.0100%”

S对焊接性以及铸造时及热轧时的制造性具有不良影响。因此，使S含量的上限值为0.0100%以下。此外，S通过与Mn结合形成粗大的MnS而使延展性、拉伸凸缘性降低，因此优选为0.0050%以下，更优选为0.0025%以下。S含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但使S含量低于0.0001%会导致制造成本的大幅度增加，因此将0.0001%作为下限值。

“Al：0.005～1.500%”

Al抑制铁系碳化物的生成而提高母材钢板的强度及成形性。但是，如果Al含量超过1.500%则焊接性恶化，因此使Al含量的上限为1.500%。从此观点出发，Al含量优选为1.200%以下，更优选为0.900%以下。此外，Al作为脱氧材料也是有效的元素，但在Al含量低于0.005%时不能充分得到作为脱氧材料的效果，因此使Al含量的下限为0.005%以上。为充分得到脱氧效果，优选使Al量为0.010%以上。

“N：0.0001～0.0100%”

N形成粗大的氮化物而使延展性及拉伸凸缘性劣化，因此需要控制添加量。如果N含量超过0.0100%则该倾向变得显著，因此使N含量的范围为0.0100%以下。此外，N成为焊接时产生气孔的原因，因此越少越好。N含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但如果使N含量低于0.0001%，则会导致制造成本的大幅度增加，因此将0.0001%作为下限值。

“O：0.0001～0.0100%”

O形成氧化物而使延展性及拉伸凸缘性劣化，因此需要控制含量。如果O含量超过0.0100%则拉伸凸缘性的劣化变得显著，因此使O含量的上限为0.0100%以下。O含量优选为0.0080%以下，更优选为0.0060%以下。O含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但使O含量低于0.0001%会导致制造成本的大幅度增加，因此将0.0001%作为下限。

构成本发明的高强度镀锌钢板的母材钢板也可以根据需要进一步含有以下所示的元素。

“Ti：0.005～0.150%”

Ti是通过析出物强化、通过抑制铁素体晶粒生长而达到的细粒强化及通过抑制再结晶而形成的位错强化而有助于提高母材钢板的强度的元素。但是，如果Ti含量超过0.150%则碳氮化物的析出增多、成形性劣化，因此Ti含量优选为0.150%以下。从成形性的观点出发，Ti含量更优选为0.100%以下，进一步优选为0.070%以下。Ti含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但为了充分得到Ti的提高强度的效果，Ti含量优选为0.005%以上。为了母材钢板的高强度化，Ti含量更优选为0.010%以上，进一步优选为0.015%以上。

“Nb：0.005～0.150%”

Nb是通过析出物强化、通过抑制铁素体晶粒生长而达到的细粒强化及通过抑制再结晶而形成的位错强化而有助于提高母材钢板的强度的元素。但是，如果Nb含量超过0.150%则碳氮化物的析出增多、成形性劣化，因此Nb含量优选为0.150%以下。从成形性的观点出发，Nb含量更优选为0.100%以下，进一步优选为0.060%以下。Nb含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但为了充分得到Nb的提高强度的效果，Nb含量优选为0.005%以上。为了母材钢板的高强度化，Nb含量优选为0.010%以上，更优选为0.015%以上。

“B：0.0001～0.0100%”

B抑制高温下的相变，是对高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分来添加。如果B含量超过0.0100%则损害热加工性、生产率下降。因此，B含量优选为0.0100%以下。从生产率的观点出发，B含量更优选为0.0050%以下，进一步优选为0.0030%以下。B含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但为了充分得到B的高强度化的效果，优选使B含量为0.0001%以上。为了高强度化，B含量更优选为0.0003%以上，进一步优选为0.0005%以上。

“Cr：0.01～2.00%”

Cr抑制高温下的相变，是对高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分来添加。如果Cr含量超过2.00%则损害热加工性，使生产率下降，因此Cr含量优选为2.00%以下。Cr含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但为了充分得到Cr的高强度化的效果，Cr含量优选为0.01%以上。

“Ni：0.01～2.00%”

Ni抑制高温下的相变，是对高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分来添加。如果Ni含量超过2.00%则损害焊接性，因此Ni含量优选为2.00%以下。Ni的含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但为了充分得到Ni的高强度化的效果，Ni含量优选为0.01%以上。

“Cu：0.01～2.00%”

Cu是通过以微细粒子形式存在于钢中来提高强度的元素，可以代替C和/或Mn的一部分来添加。如果Cu含量超过2.00%则损害焊接性，因此Cu含量优选为2.00%以下。Cu含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但为了充分得到Cu的高强度化的效果，Cu含量优选为0.01%以上。

“Mo：0.01～1.00%”

Mo抑制高温下的相变，是对高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分来添加。如果Mo含量超过1.00%则损害热加工性，使生产率下降。因此，Mo含量优选为1.00%以下。Mo含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但为了充分得到Mo的高强度化的效果，Mo含量优选为0.01%以上。

“W：0.01～1.00%”

W抑制高温下的相变，是对高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分来添加。如果W含量超过1.00%则损害热加工性，使生产率下降，因此W含量优选为1.00%以下。W含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但为了充分得到W的高强度化的效果，W含量优选为0.01%以上。

“V：0.005～0.150%”

V是通过析出物强化、通过抑制铁素体晶粒生长而达到的细粒强化及通过抑制再结晶而形成的位错强化而有助于提高母材钢板的强度的元素。但是，如果V含量超过0.150%则碳氮化物的析出增多、成形性劣化，因此V含量优选为0.150%以下。V含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但为了充分得到V的提高强度的效果，V含量优选为0.005%以上。

“Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的1种或2种以上合计0.0001～0.5000%”

Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM是对改善成形性有效的元素，可以添加1种或2种以上。但是，如果Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的1种或2种以上的含量的合计超过0.5000%，则反而有损害延展性的担心。因此，各元素含量的合计优选为0.5000%以下。Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的1种或2种以上的含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但为了充分得到改善母材钢板的成形性的效果，各元素的含量的合计优选为0.0001%以上。从成形性的观点出发，Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的1种或2种以上的含量的合计更优选为0.0005%以上，进一步优选为0.0010%以上。

其中，REM是RareEarthMetal（稀土金属）的简写，是指属于镧系列的元素。在本发明中，REM或Ce多以铈镧合金的形式添加，除La或Ce以外有时复合地含有镧系列的元素。即使作为不可避免的杂质含有这些除La或Ce以外的镧系列的元素也可发挥本发明的效果。此外，即使添加了金属La或Ce也可发挥本发明的效果。

（母材钢板的组织）

规定本发明的高强度镀锌钢板的母材钢板的组织的理由如下。

“残余奥氏体：8%以下”

作为母材钢板的组织，在母材钢板的1/8厚～3/8厚的范围内，将残余奥氏体以体积分率计限制到8%以下。

残余奥氏体使强度及延展性大大地提高，但另一方面成为断裂起点而使弯曲性严重劣化。因此，在本发明的高强度镀锌钢板中，将母材钢板的组织中所含的残余奥氏体以体积分率计限制到8%以下。为进一步提高高强度镀锌母材钢板的弯曲性，优选使残余奥氏体的体积分率为5%以下。

另外，在整个母材钢板的组织中，优选将残余奥氏体以体积分率计限制到8%以下。但是，用母材钢板的板厚的1/4为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的金属组织代表整个母材钢板的组织。因此，只要将母材钢板的1/8厚～3/8厚的范围内的残余奥氏体以体积分率计限制到8%以下，则实质上就可以视为将在整个母材钢板的组织中的残余奥氏体以体积分率计限制到8%以下。因此，在本发明中，按体积分率的范围规定了母材钢板的1/8厚～3/8厚的范围内的残余奥氏体。

本发明的高强度镀锌钢板的母材钢板的组织除了将上述的残余奥氏体以体积分率计限制到8%以下以外，在以板厚的1/4为中心的1/8厚～3/8厚的范围内，以体积分率计优选含有10～75%的铁素体、合计10～50%的贝氏体铁素体和贝氏体中的任一方或双方以及10～50%的回火马氏体。此外，将新马氏体以体积分率计限制到15%以下，将珠光体以体积分率计限制到5%以下。在本发明的高强度镀锌钢板的母材钢板的组织具有这样的组织的情况下，后述的硬度分布的峭度K*为－0.30以下，为具有更优异的弯曲性的高强度镀锌钢板。

另外同样，优选这些铁素体等金属组织在整个母材钢板的组织中为规定的范围。但是，用母材钢板的板厚的1/4为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的金属组织代表母材钢板整体的组织。因此，在母材钢板的1/8厚～3/8厚的范围内，只要以体积分率计含有10～75%的铁素体、合计10～50%的贝氏体铁素体和贝氏体中的任一方或双方以及10～50%的回火马氏体，并将新马氏体以体积分率计限制到15%以下，将珠光体以体积分率计限制到5%以下，则实质上就可以视为这些铁素体等金属组织在整个母材钢板的组织中在规定的范围内。因此，在本发明中，在母材钢板的1/8厚～3/8厚的范围内，规定了这些铁素体等金属组织的体积分率的范围。

“铁素体：10～75%”

铁素体是对提高延展性有效的组织，优选母材钢板的组织中以体积分率计含有10～75%。在铁素体的体积分率低于10%时，有得不到良好的延展性的担心。母材钢板的组织中所含的铁素体的体积分率从延展性的观点出发更优选含有15%以上，进一步优选含有20%以上。此外，由于铁素体为软质的组织，因此如果体积分率超过75%则有可能得不到充分的强度。为了充分提高母材钢板的抗拉强度，优选使母材钢板的组织中所含的铁素体的体积分率为65%以下，更优选为50%以下。

“珠光体：5%以下”

如果珠光体增多则延展性劣化。因此，优选将母材钢板的组织中所含的珠光体的体积分率限制到5%以下。更优选为2%以下。

“合计10～50%的贝氏体铁素体和贝氏体中的任一方或双方”

贝氏体铁素体及贝氏体是强度和延展性的平衡优异的组织，优选在母材钢板的组织以体积分率计合计含有10～50%的贝氏体铁素体和贝氏体。此外，贝氏体铁素体及贝氏体是具有软质的铁素体与硬质的马氏体、回火马氏体及残余奥氏体的中间强度的显微组织，从弯曲性的观点出发更优选合计含有15%以上，进一步优选合计含有20%以上。另一方面，如果贝氏体铁素体及贝氏体的体积分率合计超过50%，则屈服应力过度提高、形状冻结性劣化，因此不优选。另外，贝氏体铁素体及贝氏体可以只含有其中任一方，也可以含有双方。

“新马氏体：15%以下”

新马氏体使抗拉强度大大地提高，但另一方面成为断裂起点而使弯曲性严重劣化，因此在母材钢板的组织中，以体积分率计优选限制到15%以下。为了提高弯曲性，更优选将新马氏体的体积分率记为10%以下，进一步优选记为5%以下。

“回火马氏体：10～50%”

回火马氏体是使抗拉强度大大地提高的组织，也可以在母材钢板的组织中以体积分率计含有50%以下。从抗拉强度的观点出发，优选使回火马氏体的体积分率为10%以上。另一方面，如果母材钢板的组织中所含的回火马氏体的体积分率超过50%，则担心屈服应力过度提高、形状冻结性劣化，因此不优选。

“其它”

在本发明的高强度镀锌钢板的母材钢板的组织中，也可以含有粗大的渗碳体等除上述以外的组织。但是，如果母材钢板的组织中粗大的渗碳体增多则弯曲性劣化。因此，母材钢板的组织中所含的粗大的渗碳体的体积分率优选为10%以下，更优选为5%以下。

本发明的高强度镀锌钢板的母材钢板中所含的各组织的体积分率例如可以通过以下所示的方法测定。

关于残余奥氏体的体积分率，可以将与母材钢板的板面平行且1/4厚的面作为观察面进行X射线衍射，算出面积分率，将其视作体积分率。

关于本发明的高强度镀锌钢板的母材钢板的组织中所含的铁素体、珠光体、贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体及新马氏体的体积分率，可以将与母材钢板的板面垂直、且与轧制方向（压下方向）平行的板厚截面作为观察面采取试样，对观察面进行研磨及硝酸乙醇腐蚀，用场发射型扫描式电子显微镜（FE-SEM：FieldEmissionScanningElectronMicroscope）观察以板厚的1/4为中心的1/8厚～3/8厚的范围，测定各组织的面积分率，将其视作各组织的体积分率。

如上所述，由于以母材钢板的板厚的1/4为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的金属组织代表整个母材钢板的组织，因此可以采用母材钢板的1/4厚中的残余奥氏体的体积分率及母材钢板的1/8厚～3/8厚的范围内的铁素体等金属组织等的金属组织的体积分率来验定整个母材钢板组织的金属组织。

铁素体是块状的晶粒，为内部无长径为100nm以上的铁系碳化物的区域。其中，铁素体的体积分率是在最高加热温度中残存的铁素体和在铁素体相变温度区域新生成的铁素体的体积分率之和。

贝氏体铁素体是板条状的晶粒的集合，在板条的内部不含有长径为20nm以上的铁系碳化物。

贝氏体是板条状的晶粒的集合，在板条的内部具有多个长径为20nm以上的铁系碳化物，而且这些碳化物属于单一变形，也就是说属于沿同一方向伸长的铁系碳化物组。这里，所谓沿同一方向伸长的铁系碳化物组是指铁系碳化物组的伸长方向的差异在5°以内。

回火马氏体是板条状的晶粒的集合，在板条的内部具有多个长径为20nm以上的铁系碳化物，而且这些碳化物属于多个变形，也就是说属于沿不同方向伸长的多个铁系碳化物组。

另外，通过采用FE-SEM观察板条状晶粒内部的铁系碳化物、研究其伸长方向，能够容易地区别贝氏体和回火马氏体。

此外，新马氏体及残余奥氏体在硝酸乙醇腐蚀中不会被充分腐蚀。因此，在利用FE-SEM的观察中可与上述组织（铁素体、贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体）明确地区别。

因此，新马氏体的体积分率可作为通过FE-SEM观察的未被腐蚀的区域的面积分率与通过X射线测定的残余奥氏体的面积分率的差分来求得。

（硬度分布的峭度K*）

作为本发明的高强度镀锌钢板，母材钢板的规定范围的硬度分布中的峭度K*为－0.30以下。这里，本发明的高强度镀锌钢板的硬度分布可如下确定。即，在母材钢板的1/8厚～3/8厚的范围内，设定多个直径为1μm以下的测定区域，测定所述多个测定区域的硬度。然后，按大小顺序排列各测定区域的测定值，得到硬度分布。然后，求出硬度的测定值的总数乘以0.02所得的数，即在该数包含小数点后的数字时将其四舍五入而得到的整数N0.02。然后，将从最小硬度的测定值到第N0.02个中的大的测定值的硬度记为2%硬度。此外求出硬度的测定值的总数乘以0.98所得的数，即在该数包含小数点后的数字时将其四舍五入而得到的整数N0.98。然后，将从最小硬度的测定值到第N0.98个中的大的测定值的硬度记为98%硬度。接着，本发明的高强度镀锌钢板将所述2%硬度和所述98%硬度之间的所述硬度分布的峭度K*确定为－0.30以下的范围。

具体而言，例如，在母材钢板的1/8厚～3/8厚的范围内，设定1000处直径为1μm以下的测定区域，在这些1000处测定测定区域的硬度，此时，“硬度的测定值的总数”为1000。然后，通过按大小顺序排列在这些1000处的各测定区域测定的硬度的测定值，得到硬度分布。

在此情况下，硬度的测定值的总数（即1000）乘以0.02所得的数（＝20）为“整数N0.02”。然后，在上述求得的硬度分布中，从最小硬度的测定值到第N0.02个（即第20个）中的大的测定值的硬度为2%硬度。

此外同样，硬度的测定值的总数（即1000）乘以0.98所得的数（＝980）为“整数N0.98”。然后，在上述求得的硬度分布中，从最小硬度的测定值到第N0.98个（即第980个）中的大的测定值的硬度为98%硬度。

其中，对硬度的测定值的总数为1000的情况进行说明，但如果硬度的测定值的总数为2000（即在2000处测定硬度的情况），则“整数N0.02”为40，“整数N0.98”为1960。然后，从最小硬度的测定值到第40个中的大的测定值的硬度为2%硬度，到第1960个中的大的测定值的硬度为98%硬度。

此外，当按上述顺序求出“整数N0.02”时，在乘以0.02所得的数包含小数点后的数字的情况下，将小数点后四舍五入而得到的整数为“整数N0.02”。同样，当求出“整数N0.98”时，在乘以0.98所得的数包含小数点后的数字的情况下，将小数点后四舍五入而得到的整数为“整数N0.98”。

这里，本发明中的硬度分布中所用的“硬度”是指通过以下所示的方法测定的测定值。即，采用具备Berkovich型的三角锥压头的动态微小硬度计，用压入深度测定法、以1g重的压入载荷测定硬度。其中，将以与母材钢板的轧制方向平行的板厚截面中的板厚的1/4为中心的母材钢板的1/8厚～3/8厚的范围作为硬度的测定位置。此外，使硬度的测定值的总数为100～10000的范围，优选为1000以上。

作为本发明的高强度镀锌钢板，上述的2%硬度和98%硬度之间的硬度分布的峭度K*为－0.30以下，母材钢板中的硬度分布的偏差小。因此，硬度差大的区域相互接触的边界减少，可得到优异的弯曲性。为了得到进一步优异的弯曲性，峭度K*优选为－0.40以下，更优选为－0.50以下。峭度K*的下限不需要特别的限定也可发挥本发明的效果，但使K*为－1.20以下从经验而言是困难的，因此将此作为下限。但是，对于本发明的高强度镀锌钢板，该峭度K*也可以超过－0.40，例如也可以为－0.35～－0.38左右。

其中，峭度K*是由多个测定区域的硬度的测定值的数据通过下式求出的数字，是通过将数据的度数分布与正规分布比较进行评价得到的数值。在峭度为负数时，表示数据的度数分布曲线相对平坦，意味着绝对值越大越偏离正规分布。

数学式1

$K*=\left\{\frac{(N_{0.98}-N_{0.02}+1)(N_{0.98}-N_{0.02}+2)}{(N_{0.98}-N_{0.02})({N_{0.98}-N}_{0.02}-1)(N_{0.98}-N_{0.02}-2)}\right\}\·{\mathrm{\Σ}}_{i=N_{0.02}}^{N_{0.98}}{\left(\frac{H_i{H}_{*}}{s^{*}}\right)}^4-\frac{3{(N_{0.98}-N_{0.02})}^2}{(N_{0.98}-N_{0.02}-1)(N_{0.98}-N_{0.02}-2)}$

其中，在上述式中，Hi表示从最小硬度的测定值到第i个中的大的测定点的硬度，H*表示由从最小硬度到第N0.02个中的大的测定点至到第N0.98个中的大的测定点的平均硬度，s*表示从最小硬度到第N0.02个中的大的测定点至第N0.98个中的大的测定点的标准偏差。

（母材钢板的表层和1/4厚处的维氏硬度之比）

此外，本发明的高强度镀锌钢板的母材钢板表层的维氏硬度与母材钢板的1/4厚处的维氏硬度之比“（表层的维氏硬度）/（1/4厚处的维氏硬度）”为0.35～0.70。其中，在本发明中“母材钢板表层的维氏硬度”是指从母材钢板的表面与合金化镀锌层的界面向母材钢板侧进入10μm处的维氏硬度。

母材钢板表层的维氏硬度及母材钢板的1/4厚处的维氏硬度可通过以下所示的方法测定。即，在从母材钢板的表面与合金化镀锌层的界面向母材钢板侧进入10μm处和在母材钢板的1/4厚处，在沿母材钢板的轧制方向相互分离1mm以上的5处分别测定维氏硬度，去掉最大值和最小值，取剩余3点的平均值。在维氏硬度的测定中，使载荷为100gf。

本发明的高强度镀锌钢板由于母材钢板表层的维氏硬度与母材钢板的1/4厚处的维氏硬度之比在上述范围内，因此母材钢板表层的维氏硬度与1/4厚处的维氏硬度相比足够低，母材钢板的表层具有延展性优异的显微组织。因此，对高强度镀锌钢板进行弯曲加工时的母材钢板的表面与合金化镀锌层的界面处的母材钢板侧的缩颈得到防止，难在母材钢板的表面与合金化镀锌层的界面处发生缩颈。

如果母材钢板表层的维氏硬度与母材钢板的1/4厚处的维氏硬度之比超过0.70，则母材钢板的表层硬，不能充分防止母材钢板的表面的缩颈，因而弯曲性不足。为了得到更优异的弯曲性，优选使母材钢板表层的维氏硬度与母材钢板的1/4厚处的维氏硬度之比为0.60以下。此外，如果母材钢板表层的维氏硬度与母材钢板的1/4厚处的维氏硬度之比低于0.35，则拉伸凸缘性劣化。为了得到良好的拉伸凸缘性，优选使母材钢板表层的维氏硬度与母材钢板的1/4厚处的维氏硬度之比为0.38以上。

（合金化镀锌层）

本发明的高强度镀锌钢板在母材钢板的表面形成有合金化镀锌层。合金化镀锌层以通过合金化反应、钢中的Fe向镀锌层中扩散而形成的Fe-Zn合金为主体，合金化镀锌层中的铁含量以质量%计为8～12%。在本发明中，由于合金化镀锌层中的铁含量为8～12%，因此能够充分防止对高强度镀锌钢板进行弯曲加工时的合金化镀锌层的断裂、剥离。为确保良好的耐断裂性，使合金化镀锌层中的铁含量为8.0%以上，优选为9.0%以上。此外，为确保良好的耐粉化性，使合金化镀锌层中的铁含量为12.0%以下，优选为11.0%以下。此外，也可以在合金化镀锌层中作为杂质含有Al。

合金化镀锌层也可以含有Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、REM中的1种或2种以上，或者也可以混入这些元素。即使合金化镀锌层含有或者混入有上述元素中的1种或2种以上，也不损害本发明的效果，有时也优选利用其含量来改善耐蚀性或加工性等。

对于合金化镀锌层的附着量不设置特别的制约，但从耐蚀性的观点出发优选为20g/m²以上，从经济性的观点出发优选为150g/m²以下。此外，使合金化镀锌层的平均厚度为1.0μm以上且50μm以下。当低于1.0μm时得不到充分的耐蚀性。优选为2.0μm以上。另一方面，当超过50.0μm时损害钢板的强度，因此不优选。从原料成本的观点出发，合金化镀锌层的厚度越薄越好，优选为30.0μm以下。

另外，也可以在所述合金化镀锌层的表面上形成由磷氧化物构成的皮膜和由含磷的复合氧化物构成的皮膜中的任一方或双方。

（制造方法）

接着，对本发明的高强度镀锌钢板的制造方法进行详细说明。

为了制造本发明的高强度镀锌钢板，最先制造成为母材钢板的钢板。为了制造钢板，首先铸造具有上述化学成分（组成）的板坯。然后，加热至1050℃以上，在880℃以上的热精轧温度下结束热轧，在750℃以下的温度区域进行卷取的热轧工序。

（热轧工序）

作为供于热轧工序的板坯，可以采用连续铸造板坯或利用薄板坯铸造机等制造的板坯。本发明的高强度镀锌钢板的制造方法适合于铸造后立即进行热轧的连铸-直接轧制（CC-DR）这样的工艺。

在热轧工序中，需要使板坯加热温度为1050℃以上。如果板坯加热温度过低，则精轧温度低于Ar3相变点，在铁素体及奥氏体的双相区进行轧制。由此，热轧板组织产生非均质的混粒组织，即使经过冷轧工序及连续退火工序也不能消除非均质的组织而成为延展性或弯曲性差的母材钢板。此外，板坯加热温度下降导致过度增加轧制载荷，有使轧制变得困难、或导致轧制后的母材钢板的形状不良的担心。板坯加热温度的上限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但使加热温度过度地为高温在经济上并不优选，因此优选使板坯加热温度的上限为1350℃以下。

其中，Ar₃相变点通过下式计算。

Ar₃＝901－325×C＋33×Si－92×（Mn＋Ni/2＋Cr/2＋Cu/2＋Mo/2）＋52×Al

在上述式中，C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Mo、Al为各元素的含量[质量%]。在不含元素时以0计算。

此外，需要使热精轧温度为880℃以上。如果热精轧温度低于880℃，则有精轧时的轧制载荷增高、热轧变得困难，或者导致热轧后得到的热轧钢板的形状不良的担心。此外，热轧的热精轧温度优选为Ar₃相变点以上。如果热精轧温度低于Ar₃点温度，则热轧成为铁素体及奥氏体的双相区轧制，有可能热轧钢板组织成为非均质的混粒组织。

另一方面，热精轧温度的上限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但在使热精轧温度过度地为高温时，为确保其温度必须使板坯加热温度过度地为高温。因此，优选使热精轧温度的上限温度为1000℃以下。

为了防止因形成于热轧钢板表面上的氧化物的厚度过度增大、酸洗性劣化，使卷取温度为750℃以下。为了进一步提高酸洗性，卷取温度优选为720℃以下，更优选为700℃以下。

另一方面，如果卷取温度低于500℃则热轧钢板的强度过度提高、冷轧变得困难，因此使卷取温度为500℃以上。为减轻冷轧的负载，优选使卷取温度为550℃以上，更优选为600℃以上。

接着，优选对如此制造的热轧钢板进行酸洗。由于酸洗的目的是除去热轧钢板表面的氧化物，因此对于提高母材钢板的镀覆性是重要的。此外，酸洗可以进行一次，也可以分多次进行。

（冷轧工序）

酸洗后的热轧钢板可以直接供于连续退火工序，但也可以以调整板厚或矫正形状为目的而对酸洗过的热轧钢板进行冷轧工序。在进行冷轧工序时，为了得到板厚精度高的具有优异的形状的母材钢板，优选使压下率为30～75%的范围。如果压下率低于30%，则有难以使形状保持平坦、最终制品的延展性变差的担心。冷轧工序中的压下率优选为40%以上，更优选为45%以上。另一方面，在压下率超过75%的冷轧中，冷轧载荷过于增大、冷轧困难。因此，压下率优选为75%以下。从冷轧载荷的观点出发，更优选压下率为70%以下。

其中，在冷轧工序中，对轧制道次的次数、各轧制道次的压下率不需要特别规定也可发挥本发明的效果。

（连续退火工序）

接着，进行将热轧工序后得到的热轧钢板或冷轧工序后得到的冷轧钢板通过连续退火线的连续退火工序。在本发明的连续退火工序中，在600℃～Ac₁相变点间的温度范围内以1℃/秒以上的平均加热速度对钢板进行加热。然后，在（Ac₁相变点＋40）～Ac₃相变点间的退火温度下、且log（水分压/氢分压）为－3.0～0.0的气氛下，将钢板滞留20秒～600秒，同时采用半径为800mm以下的辊对钢板施加2次以上的弯曲-回弯变形加工，进行使表背面的累积应变量的差达到0.0050以下的处理。其后，在740℃～650℃的温度范围内以1.0～5.0℃/秒的平均冷却速度对钢板进行冷却。

在本发明中，通过进行连续退火工序来控制热轧钢板或冷轧钢板的内部的C量分布，确保冷轧钢板内侧的硬度，同时适度降低表层的硬度。

在连续退火工序中，首先在600℃～Ac₁相变点间的温度范围内以1℃/秒以上的平均加热速度对热轧工序后得到的热轧钢板或冷轧工序后得到的冷轧钢板进行加热。当钢板的温度达到600℃以上时，从钢板开始脱碳。在600℃～Ac₁相变点间的温度范围内，钢板中所含的铁在内部及表面都为相同的bcc铁。在本发明中，bcc铁是具有体心立方晶格的铁素体、贝氏体、贝氏体铁素体、马氏体的总称。

在600℃～Ac₁相变点间的温度范围内，由于钢板中所含的铁全部为bcc铁，因此不仅钢板表层的碳脱落，而且钢板中心部的碳也容易从最表层脱落。如果600℃～Ac₁相变点间的温度范围内的平均加热速度低于1℃/秒，则钢板从600℃到达到Ac₁相变点需要长时间，因此有在600℃～Ac₁相变点间的温度范围内从钢板脱落的C量过于增加，镀锌钢板的强度变得不充分的担心。为了确保镀锌钢板的强度，优选600℃～Ac₁相变点间的温度范围内的平均加热速度为2℃/秒以上。600℃～Ac₁相变点间的平均加热速度的上限即使不需要特别规定也无问题，但从成本的观点出发优选为100℃/秒以下。

其后，对达到Ac₁相变点的钢板进一步进行加热，在（Ac₁相变点＋40）℃～Ac₃相变点间的退火温度下、且在log（水分压/氢分压）为－3.0～0.0的气氛下使钢板滞留20秒～600秒，同时采用半径800mm以下的辊对钢板进行2次以上的弯曲-回弯变形加工，由此进行使表背面的累积应变量的差达到0.0050以下的退火。

在（Ac₁相变点＋40）℃～Ac₃相变点间的温度区域（退火温度）内，形成钢板表层的显微组织为bcc铁、钢板中心部的显微组织为奥氏体的状态。奥氏体与bcc铁相比能够大量固溶碳。因此，碳难以从奥氏体向bcc铁扩散而容易从bcc铁向外界或者奥氏体扩散。因此，在退火温度下，钢板的中心部的碳停留在中心部，钢板表层的碳的一部分向中心部扩散，剩余部分从最表层脱落。由此，钢板成为具有中心部的碳量多于表层的分布。

如果退火温度低于（Ac₁相变点＋40）℃，则碳难以从bcc铁向外界或者奥氏体扩散，钢板中心部的C量分布不会变得比表层多。因此，退火温度优选为（Ac₁相变点＋50）℃以上，更优选为（Ac₁相变点＋40）℃以上。此外，如果退火温度超过Ac₃相变点，则因bcc铁不能存在而难以控制表层的硬度，且残余奥氏体的体积分率提高而使弯曲性劣化。因此，退火温度优选为（Ac₃－10）℃以下，更优选为（Ac₃－15）℃以下。

在本发明中，使进行退火时的气氛的log（水分压/氢分压）为－3.0～0.0。通过使水分压与氢分压之比的对数为－3.0～0.0，可适度促进由退火带来的从钢板表层的脱碳。如果水分压与氢分压之比的对数低于－3.0，则由退火带来的从钢板表层的脱碳变得不充分。为了促进脱碳，水分压与氢分压之比的对数优选为－2.5以上。如果水分压与氢分压之比的对数超过0.0，则有过度促进由退火带来的从钢板表层的脱碳、镀锌钢板的母材钢板的强度变得不充分的担心。为了确保母材钢板的强度，水分压与氢分压之比的对数优选为－0.5以下。此外，进行退火时的气氛优选为含有氮、水蒸气和氢并以氮为主体，除氮、水蒸气和氢以外，也可以含有氧。

在本发明中，使上述退火温度及气氛下的滞留时间为20秒～600秒。如果上述滞留时间低于20秒，则从bcc铁向外界或奥氏体扩散的碳量变得不足。为了确保从bcc铁扩散的碳量，滞留时间优选为35秒以上，更优选为50秒以上。此外，如果上述滞留时间超过600秒，则从最表层脱落的碳量增多，表层硬度过度下降。为了确保表层的硬度，滞留时间优选为450秒以下，更优选为300秒以下。

在进行退火时，在退火温度下且在上述气氛下，采用半径为800mm以下的辊进行2次以上的弯曲-回弯变形加工，使表背面的累积应变量的差达到0.0050以下。通过该弯曲-回弯变形加工，向成为母材钢板的钢板的表层导入应变、最表层高效率地相变为bcc铁。在本发明中，由于使表背面的累积应变量的差为0.0050以下，因此最终得到的镀锌钢板的母材钢板的表背面的弯曲性的偏心足够小。与此相对，如果向钢板表层导入的应变量向表背面中的任一方偏心、表背面的累积应变量的差超过0.0050，则表背面的硬度分布变得不平衡，在最终得到的镀锌钢板的母材钢板中表背面的弯曲性也不相同，因此不优选。钢板表背面的累积应变量的差越小越好，优选为0.0030以下。

此外，弯曲-回弯变形加工的次数没有特别的上限，但如果钢板的表背面的累积应变量超过0.100则不能保持钢板的形状，因此表背面的累积应变量优选为0.100以下。

弯曲-回弯变形加工中所用的辊的半径为800mm以下。通过使辊的半径为800mm以下，能够容易地向钢板表层导入应变。如果辊的半径超过800mm，则不能向钢板表面充分导入应变，表层不能相变为bcc铁，因此不能充分降低表层硬度。

在弯曲-回弯变形加工中，进行多次将通过1次弯曲加工向弯曲外侧引入的应变量按拉伸应变计限制到0.0007～0.091的范围内的弯曲加工。为了进行充分的相变，通过1次弯曲加工引入的应变量在弯曲外侧优选为0.0010以上。如果通过1次加工引入到弯曲外侧的应变量超过0.091，则不能保持钢板的形状。从此观点出发，通过1次加工引入弯曲外侧的应变量优选为0.050以下，更优选为0.025以下。

此外，通过在退火的最高温度附近的弯曲-回弯变形加工，在钢板表层铁素体相变进展，但在应变小的钢板内部铁素体相变延迟，奥氏体的比率增加，表层与内部（1/4厚）的硬度产生差异。为了使表层与内部（1/4厚）的硬度产生有效的差异，钢板的板厚优选为0.6mm以上且5.0mm以下。在低于0.6mm时难以保持钢板的形状。在超过5.0mm时难以控制钢板的温度，得不到目标的特性。此外，在辊径超过800mm时，不能向钢板的表层引入充分的应变。辊径的下限没有特别的限定，但如果采用辊径低于50mm的辊，则设备的维修保养成本增大，因此优选为50mm以上。

接着，对进行了弯曲-回弯变形加工后的钢板在740℃～650℃的温度范围内以1.0～5.0℃/秒的平均冷却速度进行冷却。由此，在钢板中心部的显微组织中生成bcc铁即铁素体，随之一部分C从钢板中心部向表层部扩散。由此，钢板的中心部和表层的C量的浓度差减小，钢板中的C量分布与本发明的高强度镀锌钢板的母材钢板的表层的维氏硬度与1/4厚处的维氏硬度之比“（表层的维氏硬度）/（1/4厚处的维氏硬度）”的范围对应。

如果740℃～650℃的温度范围内的平均冷却速度低于1.0℃/秒，则740℃～650℃的温度范围的滞留时间变为长时间，大量生成铁素体。因此，促进C从钢板中心部向表层部扩散、钢板中心部的硬度与表层的硬度的差变得不足。此外，如果740℃～650℃的温度范围内的平均冷却速度超过5.0℃/秒，则钢板中心部的显微组织中生成的铁素体的量不足，钢板中心部与表层的C量的浓度差过大。

另外，当在进行了弯曲-回弯变形加工后在740℃～650℃的温度范围内以1.0～5.0℃/秒的平均冷却速度对钢板进行冷却时，优选形成log（水分压/氢分压）为－3.0以下的气氛。由此，能够使C从740℃～650℃的温度范围内的钢板表层部向外界的解吸停止，能够更高效率地使表层部的C增加，同时能够确保高强度镀锌钢板的母材钢板的强度。

接着，在本实施方式中，在650℃～500℃的温度范围内以5～200℃/秒的平均冷却速度对钢板进行冷却。通过使钢板冷却到500℃以下的温度范围，钢板中心部的显微组织中的铁素体的生长停止，钢板中心部与表层部之间的长距离的C扩散停止。

如果650℃～500℃的温度范围内的平均冷却速度低于5℃/秒，则因大量生成珠光体和/或铁系碳化物而使残余奥氏体变得不充分。从此观点出发，平均冷却速度优选为7.0℃/秒以上，更优选为8.0℃/秒以上。另一方面，650℃～500℃的温度范围内的平均冷却速度的上限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但在平均冷却速度超过200℃/秒时需要特殊的设备，从成本的观点出发使冷却速度的上限为200℃/秒。

接着，在本实施方式中，优选使钢板在500℃～400℃的温度范围内停留15～1000秒。由此，成为母材钢板的钢板可得到优选量的残余奥氏体、贝氏体和/或贝氏体铁素体。在400℃以下时，因过度进行贝氏体相变、C向残余奥氏体的浓化进展而残留大量残余奥氏体，因此难以使残余奥氏体的体积分率达到8%以下。此外，如果500℃～400℃的温度范围内的停留时间超过1000秒，则生成作为断裂起点而发挥作用的粗大的铁系碳化物并生长，因此弯曲性严重劣化。

（镀层合金化工序）

接着，在将连续退火工序后的钢板浸渍在镀锌液中后，进行在470～650℃的温度下滞留10～120秒的合金化处理。由此，可形成在母材钢板表面形成有包含Zn-Fe合金、铁含量为8～12%的合金化镀锌层的本发明的高强度镀锌钢板。

其中，通常母材钢板的碳含量越高，合金化镀锌层中所含的铁含量就越低，同时母材钢板和合金化镀锌层的密合性也越低。此外，在本发明中，为了得到最大抗拉强度为900MPa以上的高强度镀锌钢板，大量含有可提高强度的元素即碳。但是，在本发明中，因连续退火工序后得到的成为母材钢板的冷轧钢板的表层的碳浓度低，因此在镀层合金化工序中可形成铁含量为8～12%的密合性优异的合金化镀锌层。

作为镀锌液没有特别的限定，即使在镀锌液中混入Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、REM中的1种或2种以上也不损害本发明的效果，有时也优选利用其量来改善耐蚀性或加工性等。此外，在镀锌液中也可以含有Al。在此情况下，优选使镀液中的Al浓度为0.05%以上且0.15%以下。

此外，合金化处理的温度优选为480～560℃，合金化处理的滞留时间优选为15～60秒。

在本实施方式中，优选在合金化处理后，在200～350℃的温度下滞留30～1000秒。由此，高强度镀锌钢板的母材钢板组织含有回火马氏体。其结果是，高强度镀锌钢板的母材钢板组织具有残余奥氏体、铁素体、贝氏体和/或贝氏体铁素体、回火马氏体，通过具有这样的母材钢板的组织，上述硬度分布的峭度K*达到－0.30以下。

其中，也可以代替在合金化处理后在200～350℃的温度下滞留30～1000秒，而通过在将合金化处理后的钢板冷却到350℃以下生成马氏体后，再加热到350℃以上且550℃以下的温度范围并使其滞留2秒以上，也可以生成回火马氏体。此外，通过在将通过连续退火工序冷却到500℃以下的温度区域的钢板进一步冷却到350℃以下、生成马氏体后，再加热并使其在400～500℃下滞留，也可以在母材钢板的组织中生成回火马氏体。

另外，在本实施方式中，为了矫正形状，也可以以0.05～3.00%的压下率对冷却到室温的高强度镀锌钢板实施冷轧。

需要说明的是，本发明并不限定于上述例子。

例如，在本发明中，也可以对通过上述方法得到的镀锌钢板的合金化镀锌层的表面赋予由P氧化物和/或含P的复合氧化物构成的皮膜。

由磷氧化物和/或含磷的复合氧化物构成的皮膜在加工钢板时能够作为润滑剂发挥功能，能够保护形成于母材钢板表面的合金化镀锌层。

实施例

采用实施例对本发明进行详细说明。

铸造具有表1及表2中所示的A～Z、AA～AC、表3中所示的BA～BF的化学成分（组成）的板坯，铸造后立即在表4～表7中所示的条件（板坯加热温度、精热轧温度）下进行热轧、冷却，在表4～表7中所示的温度下进行卷取，实施酸洗。实验例4、10、16、22、49、54、102、106为热轧原状（未冷轧），其它实验例实施了表3～表5中所示的条件（压下率）的冷轧。并且，对各实验例1～109、201～218的钢板在表8～表11中所示的条件下实施了连续退火工序和镀层合金化工序。

表1

表4

表5

表6

表8～表11中的Ac₁相变点温度及Ac₃相变点温度如下求得：通过在进行退火处理之前，从在表4～7的条件下处理过的钢板切取小片，测定以10℃/秒加热时的体积膨胀曲线。

在退火中，以表8～表11中记载的平均加热速度通过600℃～Ac₁相变点间的温度范围，加热到表8～表11中记载的最高加热温度（退火温度），在以按表8～表11中记载的条件控制了水分压和氢分压（log（PH₂O/PH₂）的氮为主体的气氛下，滞留表8～表11中记载的滞留时间（连续退火工序的滞留时间）的脱碳处理。

脱碳处理中（连续退火工序中），在实验例1～12及实验例16～29中，采用半径为450mm的辊，实施合计6次弯曲-回弯变形加工。在实验例13～15中，采用半径为450mm的辊，实施合计7次弯曲-回弯变形加工。在实验例30～44中，采用半径为730mm的辊，实施合计4次弯曲-回弯变形加工。在实验例45～48、实验例55～69、实验例73～109中，采用半径为600mm的辊，实施合计6次弯曲-回弯变形加工。在实验例49～54、实验例70～72中，采用半径为780mm的辊，实施合计6次弯曲-回弯变形加工。

另一方面，在实验例201～218中，按表11中所示的弯曲回弯变形加工次数进行多次（2～12次）的弯曲-回弯变形加工。此外，在实验例201～218中，使进行弯曲-回弯变形加工的辊的半径变化。对实验例201～218进行的各弯曲-回弯变形加工中所用的辊的最小辊半径（mm）、平均辊半径（mm）示于表11。此外，作为最大合计应变，示出在弯曲-回弯变形加工中分别导入给钢板的表面及背面的总应变量中的大的一方的应变量。此外，在实验例201～218中，将钢板的板厚变化为0.70～8.00mm。

表8～表11中记载的△ε为对钢板的表背面分别计算通过进行弯曲-回弯变形加工而导入的应变量并示出其差的绝对值。

然后，按表8～表11中所示的平均冷却速度在740℃～650℃的温度范围内进行冷却，并按表8～表11中所示的平均冷却速度在650℃～500℃的温度范围内进行冷却。其中，在实验例47及52中，在按740℃～650℃的温度范围对钢板进行冷却时，使冷却槽内的气氛为log（水分压/氢分压）＝－4.0。

接着，在500～400℃的温度范围内按表8～表11所述的停留时间（连续退火工序和合金化处理之间的滞留时间）使冷却后的钢板停留。其后，将钢板浸渍在镀锌液中，在表8～表11中记载的温度下进行按表8～表11所述的滞留时间滞留的合金化处理。

合金化处理后，在200～350℃的温度范围内按表8～表11中记载的滞留时间（合金化处理的滞留时间）滞留。

在冷却到室温后，在实验例7～34中实施压下率为0.15%的冷轧，在实验例53中实施压下率为1.50%的冷轧，在实验例54中实施压下率为1.00%的冷轧，在条件61～100中实施压下率为0.25%的冷轧。

其后，在实验例9及49中对镀锌钢板的表层赋予由含P的复合氧化物构成的皮膜。

实验例9及49是对合金化热浸镀锌钢板的表面赋予了由含P的复合氧化物构成的皮膜的例子，可得到成形性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板。

观察实验例1～109、201～218的钢板中的从1/8厚到3/8厚的范围内的显微组织，测定体积分率。其结果示于表12～表15。在表12～表15中，“F”是指铁素体，“B”是指贝氏体，“BF”是指贝氏体铁素体，“TM”是指回火马氏体，“M”是指新马氏体，“残余γ”是指残余奥氏体。

关于显微组织分率中的残余奥氏体量，通过X射线衍射进行测定，另外切出与钢板的轧制方向平行的板厚截面，对研磨成镜面的截面进行硝酸乙醇腐蚀，采用场发射型扫描式电子显微镜（FE-SEM：FieldEmissionScanningElectronMicroscope）进行观察来求得。

此外，采用EDX测定合金化镀锌层的1/2厚度处的铁含量。其结果示于表12～表15。

表12

表13

表14

表15

通过以下所示的方法测定了实验例1～109、201～218的硬度。其结果示于表16～表19。

关于母材钢板的表层及1/4厚处的硬度，在轧制方向相互分离1mm以上的5处测定维氏硬度，去掉最大值和最小值，取剩余3点的平均值。在维氏硬度的测定中，使载荷为100gf。其中，在从合金化镀锌层和母材钢板的界面向母材钢板侧进入40μm的线上测定表层的维氏硬度。

关于硬度分布的峭度K*，采用具备Berkovich型的三角锥压头的动态微小硬度计，用压入深度测定法、以压入载荷1g重测定硬度，根据其结果算出。其中，硬度的测定位置为以与钢板板面垂直且与轧制方向（压下方向）平行的板厚截面中的板厚的1/4为中心的1/8厚～3/8厚的范围。此外，将硬度的测定值的总数记为1000。

表16

表17

表18

表19

表20～表23中示出用以下所示的方法评价实验例1～109、201～218的钢板的特性的结果。

从实验例1～109、201～218的钢板采取根据JISZ2201的拉伸试验片，根据JISZ2241进行拉伸试验，测定屈服应力“YS”、抗拉强度“TS”、总伸长率“EL”。

此外，进行用于评价凸缘性的扩孔试验（JFST1001），算出拉伸凸缘性的指标即扩孔极限值“λ”。

此外，进行90度V型弯曲试验。从实验例1～109的钢板切取35mm×100mm的试验片，机械磨削剪切截面，使弯曲半径为板厚的2倍，进行评价。然后将达到规定形状的记为合格（○）、将没有达到规定形状的记为不合格（×）。此外，弯曲试验时目视观察有无裂纹、缩颈及镀层剥离，逐个进行评价，将完全没有这些的记为合格（○），将有的记为不合格（×）。

表23

如表20～表23所示，实验例1～109、201～218中作为本发明的实施例的实验例全部抗拉强度为900MPa以上、且弯曲试验的结果全部为○。

与此相对，实验例1～109、201～218中作为比较例的实验例的抗拉强度低于900MPa，或弯曲试验的结果中包含×，不满足高强度和弯曲性二者都优异的要求。

实验例107因C的添加量少而没有得到硬质组织，因此强度为劣位。

实验例108因Si的添加量少而软质组织的固溶强化不充分，钢板的表层硬度与内部相比大大地软化，因此拉伸凸缘性及强度为劣位。

实验例109因Mn的添加量少而成为断裂起点的残余奥氏体的体积分率大，因此拉伸凸缘性及弯曲性为劣位。

实验例94是热轧的结束温度低的例子，其显微组织为沿一个方向伸长的非均质组织，因此延展性、拉伸凸缘性及弯曲性为劣位。

实验例98是热轧后卷取成带卷的温度高的例子，其显微组织非常粗大，因此延展性、拉伸凸缘性及弯曲性为劣位。

实验例6是退火工序中的加热速度慢的例子，其钢板的脱碳进展、表层的硬度大大地下降，因此拉伸凸缘性及弯曲性为劣位。

实验例11是退火工序中的最高加热温度低的例子，其含有多个成为断裂起点的粗大的铁系碳化物，因此延展性、拉伸凸缘性及弯曲性为劣位。

另一方面，实验例12是退火工序中的最高加热温度高的例子，其成为断裂起点的残余奥氏体的体积分率大，因此拉伸凸缘性及弯曲性为劣位。

实验例17是脱碳处理温度区域中的滞留时间短的例子，其表层硬度过高，因此弯曲性为劣位。

另一方面，实验例18是脱碳处理温度区域中的滞留时间长的例子，其表层硬度过度降低，因此拉伸凸缘性及弯曲性为劣位。

实验例23是脱碳处理温度区域中的气氛中的水蒸气分压高的例子，其表层硬度过度降低，因此弯曲性为劣位。

另一方面，实验例24是脱碳处理温度区域的气氛中的水蒸气分压低的例子，其表层硬度过高，因此弯曲性为劣位。

实验例28、29是在脱碳处理温度区域表面及背面的分别导入的总应变量的差、△ε大的例子，其弯曲性为劣位。

实验例33是740℃～650℃的平均冷却速度低的例子，其钢板内部的硬度分布中的峭度大，因此拉伸凸缘性及弯曲性为劣位。

另一方面，实验例34为740℃～650℃的平均冷却速度高的例子，其钢板内部的硬度分布的峭度大，因此延展性及弯曲性为劣位。

实验例5是650℃～500℃的平均冷却速度低的例子，其钢板表层和内部的硬度差小，而且大量生成铁系碳化物，因此弯曲性为劣位。

实验例38是镀层的合金化处理温度高的例子，其镀层中的Fe%过剩，而且在钢板内部生成成为断裂起点的粗大的铁系碳化物，因此延展性、拉伸凸缘性及弯曲性为劣位。

另一方面，实验例39是镀层的合金化处理温度低的例子，其镀层中的Fe%不足，因此弯曲性为劣位。

实验例43是镀层的合金化处理时间短的例子，其镀层中的Fe%不足，因此弯曲性为劣位。

另一方面，实验例44是镀层的合金化处理时间长的例子，因在钢板内部生成成为断裂起点的粗大的铁系碳化物，因此延展性、拉伸凸缘性及弯曲性为劣位。

实验例203因钢板的板厚非常薄、不能保持钢板的平坦度，因此没有进行规定的特性评价试验。

实验例206是表面及背面的分别导入的总应变量的差、⊿ε大的例子，其弯曲性为劣位。

实验例209及218的通过1次弯曲加工导入的应变量小，表层硬度过硬，因此弯曲性为劣位。

实验例212及215的通过1次弯曲加工导入的应变量大，损害钢板的形状，没有得到良好的平坦度，因此没有进行规定的特性评价试验。

Claims (9)

1.一种弯曲性优异的高强度镀锌钢板，其是在母材钢板的表面形成有合金化镀锌层的最大抗拉强度为900MPa以上的高强度镀锌钢板，所述母材钢板以质量％计含有C：0.075～0.300％、Si：0.30～2.50％、Mn：1.30～3.50％、P：0.001～0.050％、S：0.0001～0.0100％、Al：0.005～1.500％、N：0.0001～0.0100％及O：0.0001～0.0100％，剩余部分由铁及不可避免的杂质组成，其中，

在所述母材钢板的1/8厚～3/8厚的范围内，将残余奥氏体以体积分率计限制到8％以下；

在所述母材钢板的1/8厚～3/8厚的范围内，设定多个直径为1μm以下的测定区域，按大小顺序排列所述多个测定区域的硬度的测定值，得到硬度分布；同时求出硬度的测定值的总数乘以0.02所得的数，即在该数包含小数点后的数字时将其四舍五入而得到的整数N0.02，将从最小硬度的测定值到第N0.02个中的大的测定值的硬度记为2％硬度，此外求出硬度的测定值的总数乘以0.98所得的数，即在该数包含小数点后的数字时将其四舍五入而得到的整数N0.98，将从最小硬度的测定值到第N0.98个中的大的测定值的硬度记为98％硬度，此时所述2％硬度和所述98％硬度之间的所述硬度分布的峭度K*为－0.30以下；

所述母材钢板表层的维氏硬度和所述母材钢板的1/4厚处的维氏硬度之比为0.35～0.70；

所述合金化镀锌层的铁含量以质量％计为8～12％；

其中，峭度K*是由所述多个测定区域的硬度的测定值的数据通过下式求出的数字，

数学式1

$K*=\left\{\frac{(N_{0.98}-N_{0.02}+1)(N_{0.98}-N_{0.02}+2)}{(N_{0.98}-N_{0.02})(N_{0.98}-N_{0.02}-1)(N_{0.98}-N_{0.02}-2)}\right\}\·{\mathrm{\Σ}}_{i=N_{0.02}}^{N_{0.98}}{\left(\frac{H_i{H}_{*}}{s^{*}}\right)}^4-\frac{3{(N_{0.98}-N_{0.02})}^2}{(N_{0.98}-N_{0.02}-1)(N_{0.98}-N_{0.02}-2)}$

数学式1中，Hi表示从最小硬度的测定值到第i个中的大的测定点的硬度，H*表示由从最小硬度到第N0.02个中的大的测定点至到第N0.98个中的大的测定点的平均硬度，s*表示从最小硬度到第N0.02个中的大的测定点至第N0.98个中的大的测定点的标准偏差；

所述高强度镀锌钢板在90度V型弯曲试验中没有裂纹、缩颈及镀层剥离。

2.根据权利要求1所述的弯曲性优异的高强度镀锌钢板，其中，所述母材钢板的组织在所述母材钢板的1/8厚～3/8厚的范围内，以体积分率计含有10～75％的铁素体、合计10～50％的贝氏体铁素体和贝氏体中的任一方或双方以及10～50％的回火马氏体，将新马氏体以体积分率计限制到15％以下，将珠光体以体积分率计限制到5％以下。

3.根据权利要求1所述的弯曲性优异的高强度镀锌钢板，其中，所述母材钢板进一步含有Ti、Nb、B、Cr、Ni、Cu、Mo、W、V、Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的1种或2种以上；并且，各元素的含量以质量％计为Ti：0.005～0.150％、Nb：0.005～0.10％、B：0.0003～0.0050％、Cr：0.01～2.00％、Ni：0.01～2.00％、Cu：0.01～2.00％、Mo：0.01～1.00％、W：0.01～1.00％、V：0.005～0.150％、以及Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM：合计0.0001～0.5000％。

4.根据权利要求1所述的弯曲性优异的高强度镀锌钢板，其中，在所述合金化镀锌层的表面形成有由磷氧化物构成的皮膜和由含磷的复合氧化物构成的皮膜中的任一方或双方。

5.一种弯曲性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其具有以下工序：

热轧工序，该工序中，将以质量％计含有C：0.075～0.300％、Si：0.30～2.50％、Mn：1.30～3.50％、P：0.001～0.050％、S：0.0001～0.0100％、Al：0.005～1.500％、N：0.0001～0.0100％及O：0.0001～0.0100％，剩余部分由铁及不可避免的杂质组成的板坯加热至1050℃以上，在880℃以上的热精轧温度下结束热轧，在750℃以下的温度区域进行卷取；

连续退火工序，该工序中，在600℃～Ac₁相变点间的温度范围内以1℃/秒以上的平均加热速度对钢板进行加热，在(Ac₁相变点+40)℃～Ac₃相变点间的退火温度下、且在log(水分压/氢分压)为－3.0～0.0的气氛下滞留20秒～600秒，同时采用半径为800mm以下的辊进行2次以上的弯曲-回弯变形加工，在使表背面的累积应变量的差达到0.0050以下后，在740℃～650℃的温度范围内以1.0～5.0℃/秒的平均冷却速度进行冷却，在650℃～500℃的温度范围内以5～200℃/秒的平均冷却速度进行冷却；和，

镀层合金化工序，该工序中，在将连续退火工序后的钢板浸渍在镀锌液中后进行在470～650℃的温度下滞留10～120秒的合金化处理。

6.根据权利要求5所述的弯曲性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，所述板坯进一步含有Ti、Nb、B、Cr、Ni、Cu、Mo、W、V、Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的1种或2种以上；并且，各元素的含量以质量％计为Ti：0.005～0.150％、Nb：0.005～0.10％、B：0.0003～0.0050％、Cr：0.01～2.00％、Ni：0.01～2.00％、Cu：0.01～2.00％、Mo：0.01～1.00％、W：0.01～1.00％、V：0.005～0.150％、以及Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM：合计0.0001～0.5000％。

7.根据权利要求5所述的弯曲性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在所述热轧工序后且所述连续退火工序前，以30～75％的压下率进行冷轧的冷轧工序。

8.根据权利要求5所述的弯曲性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在所述合金化处理工序后，在200～350℃的温度下滞留30～1000秒。

9.根据权利要求5所述的弯曲性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在所述合金化处理工序后，进行赋予由磷氧化物和/或含磷的复合氧化物构成的皮膜的工序。