CN116615571A - 表面质量和点焊性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

表面质量和点焊性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法 Download PDF

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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Abstract

根据本发明的一个方面，可以提供一种表面质量和点焊性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法。

Description

表面质量和点焊性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种表面质量和点焊性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
由于环境污染等的问题，对汽车尾气和燃油效率的管制日渐加强。因此，通过汽车钢板的轻量化来减少燃料消耗的需求正在增加，因此开发并上市了每单位厚度的强度高的各种高强度钢板。
高强度钢通常是指具有490MPa以上的强度的钢，但并不一定限于此，相变诱导塑性(Transformation Induced Plasticity，TRIP)钢、孪晶诱导塑性(Twin InducedPlasticity，TWIP)钢、双相(Dual Phase，DP)钢、复相(Complex Phase，CP)钢等可以属于高强度钢。
另外，为了确保耐蚀性，汽车钢材以在表面进行镀覆的镀覆钢板的形式供应，其中镀锌钢板(GI钢板)、高耐蚀镀覆钢板(ZM)或合金化镀锌钢板(GA)通过利用锌的牺牲防腐蚀特性具有高耐蚀性，因此广泛用作汽车用材料。
但是，对高强度钢板的表面进行镀锌时，存在点焊性变差的问题。即，高强度钢的情况下，拉伸强度高的同时屈服强度也高，因此难以通过塑性变形消除在焊接过程中产生的拉伸应力，因此在表面产生微细裂纹的可能性高。对高强度镀锌钢板进行焊接时，熔点低的锌渗透到钢板的微细裂纹中，其结果发生称为液态金属致脆(Liquid MetalEmbrittlement，LME)的现象，导致在疲劳环境中钢板破坏，这极大地阻碍钢板的高强度化。
此外，高强度钢板中包含的大量的Si、Al、Mn等合金元素在制造过程中扩散到钢板表面而形成表面氧化物，其结果大幅降低锌的润湿性，因此可能会使表面质量变差，如发生未镀覆等。
发明内容
要解决的技术问题
根据本发明的一个方面，可以提供一种表面质量和点焊性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法。
本发明的技术问题并不限于上述内容。本领域技术领域的技术人员基于本说明书全文可以容易地理解本发明的附加技术问题。
技术方案
根据本发明的一个方面的镀锌钢板可以包括基础钢板和设置在所述基础钢板的表面的锌基镀层，所述基础钢板可以包括：第一表层区域，其对应于从所述基础钢板和所述锌基镀层之间的界面到沿所述基础钢板的厚度方向的25μm的深度的区域；以及第二表层区域，其与所述第一表层区域相邻，并对应于沿所述基础钢板的厚度方向的25-50μm的深度的区域，其中，所述第一表层区域的铁素体的分数可以为55面积％以上，所述第一表层区域中包含的铁素体的平均晶粒尺寸可以为2-10μm，所述第二表层区域的铁素体的分数可以为30面积％以上，所述第二表层区域中包含的铁素体的平均晶粒尺寸可以为1.35-7μm，形成在所述基础钢板的内部氧化层的平均深度(a)可以为2μm以上，所述镀覆钢板的宽度方向的边缘部侧的内部氧化层的平均深度(b)与所述镀覆钢板的宽度方向的中心部的内部氧化层的平均深度(c)之差(b-c)可以超过0。
所述第一表层区域和所述第二表层区域中包含的铁素体的分数和平均晶粒尺寸可以满足以下的关系式1和关系式2。
[关系式1]
F2*100/F1≥65(％)
在所述关系式1中，F1表示第一表层区域的铁素体的分数(面积％)，F2表示第二表层区域的铁素体的分数(面积％)。
[关系式2]
(S1-S2)*100/S2≤17(％)
在所述关系式2中，S1表示第一表层区域的铁素体平均晶粒尺寸(μm)，S2表示第二表层区域的铁素体平均晶粒尺寸(μm)。
所述第一表层区域的平均硬度与所述基础钢板的中心部的平均硬度的比例为90％以下，所述第二表层区域的平均硬度与所述基础钢板的中心部的平均硬度的比例可以为95％以下。
所述锌基镀层的镀覆附着量可以为30-70g/m2。
所述边缘部侧的内部氧化层的平均深度(b)可以是从所述镀覆钢板的宽度方向的边缘沿所述镀覆钢板的宽度方向距所述镀覆钢板的中心部侧0.5cm的位置处和从所述镀覆钢板的宽度方向的边缘沿所述镀覆钢板的宽度方向的距所述镀覆钢板的中心部侧1.0cm的位置处测量的内部氧化层的深度的平均值，所述中心部的内部氧化层的平均深度(c)可以是从所述镀覆钢板的宽度方向的边缘沿所述镀覆钢板的宽度方向的距所述镀覆钢板的中心部侧15cm的位置处、从所述镀覆钢板的宽度方向的边缘沿所述镀覆钢板的宽度方向的距所述镀覆钢板的中心部侧30cm的位置处和在所述镀覆钢板的宽度方向的中心处测量的内部氧化层的深度的平均值，形成在所述基础钢板的内部氧化层的平均深度(a)可以是所述边缘部侧的内部氧化层的平均深度(b)和所述中心部的内部氧化层的平均深度(c)的平均值。
以重量％计，所述基础钢板可以包含：C：0.05-1.5％、Si：2.5％以下、Mn：1.5-20.0％、酸溶铝(S-Al)：3.0％以下、Cr：2.5％以下、Mo：1.0％以下、B：0.005％以下、Nb：0.2％以下、Ti：0.2％以下、Sb+Sn+Bi：0.1％以下、N：0.01％以下、余量的Fe和不可避免的杂质。
所述镀锌钢板的拉伸强度可以为900MPa以上。
所述基础钢板的表层部可以包含含有Si、Mn、Al和Fe中的至少一种以上的氧化物。
镀锌钢板的所述基础钢板的厚度为1.0-2.0mm。
根据本发明的一个方面的制造镀锌钢板的方法可以包括以下步骤：将钢坯再加热至950-1300℃的温度范围；将再加热的板坯以900-1150℃的精轧起始温度和850-1050℃的精轧终止温度进行热轧以提供热轧钢板；在590-750℃的温度范围内，将所述热轧钢板进行收卷；将收卷的热轧卷板的两个边缘以10℃/秒以上的加热速度升温至600-800℃的温度范围并加热5-24小时；在加热区中，将所述热轧钢板以1.3-4.3℃/秒的加热速度进行加热；在-10℃至+30℃的露点温度、N2-5％至10％的H2的气氛气体和650-900℃的温度范围的均热区中，将所述热轧钢板进行退火处理；在550-700℃的温度范围的缓慢冷却区中，将退火处理的所述热轧钢板进行缓慢冷却；在270-550℃的温度范围的快速冷却区中，将缓慢冷却的所述热轧钢板进行快速冷却；在将快速冷却的所述热轧钢板进行再加热后，以420-550℃的引入温度浸入锌基镀浴中以形成锌基镀层；以及选择性地将形成所述锌基镀层的钢板加热至480-560℃的温度范围以进行合金化。
所述退火时的板通过速度可以为40-130m/分钟(mpm)。
以重量％计，所述钢坯可以包含：C：0.05-0.30％、Si：2.5％以下、Mn：1.5-10.0％、酸溶铝(S-Al)：1.0％以下、Cr：2.0％以下、Mo：0.2％以下、B：0.005％以下、Nb：0.1％以下、Ti：0.1％以下、Sb+Sn+Bi：0.05％以下、N：0.01％以下、余量的Fe和不可避免的杂质。
所述技术问题的解决方案没有全部列出本发明的特征，本发明的各种特征及其优点和效果可以参考以下具体实施方案来更详细地理解。
有益效果
根据本发明的一个方面，由于将镀层的正下方的基材铁的表层部的铁素体晶粒尺寸控制在一定范围，即使在点焊时施加拉伸应力，也可以降低产生裂纹的可能性，由此可以有效减少热浸镀锌层沿着裂纹渗透而发生的液态金属致脆(LME)现象。
根据本发明的一个方面，由于可以减少在钢板的表面上形成氧化物，可以有效地抑制镀覆质量变差。
根据本发明的一个方面，不仅在镀层的正下方的基材铁的表层部形成一定厚度的内部氧化层，而且内部氧化层沿钢板的宽度方向具有均匀的厚度，即使点焊时被施加拉伸应力，也可以沿钢板的宽度方向均匀地提供优异的抗裂纹性，因此可以在钢板的宽度方向上均等地抑制热浸镀锌层沿裂纹渗透而发生的液态金属致脆(LME)现象。
本发明的效果并不局限于上述内容，可以解释为包括本领域技术人员可以从以下记载的内容推导出的技术效果。
最佳实施方式
本发明涉及一种表面质量和点焊性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法，以下说明本发明的优选的具体实施方案。本发明的具体实施方案可以变形为各种形式，不应解释为本发明的范围限于以下说明的具体实施方案。本具体实施方案是为了向本领域技术人员更详细地说明本发明而提供的。
以下，通过一些具体实施方案对本发明的镀锌钢板进行说明。
需要注意的是，本发明中镀锌钢板的概念不仅包括镀锌钢板(GI钢板)，还包括合金化镀锌钢板(GA)以及所有的形成有主要包含锌的锌基镀层的镀覆钢板。主要包含锌是指镀层中包含的元素中锌的比例最高。但是，在合金化镀锌钢板中，铁的比例可能会高于锌，除铁之外的其余成分中锌的比例最高的钢板也可以包括在本发明的范围。
本发明的发明人注意到焊接时发生的液态金属致脆(LME)的原因是从钢板的表面产生的微细裂纹，从而对抑制表面的微细裂纹的方法进行了研究，并发现为此需要特别控制钢板表面的微细组织，从而完成了本发明。
通常，高强度钢的情况下，为了确保钢的淬透性或奥氏体稳定性等，可以包含大量的碳(C)、锰(Mn)、硅(Si)等元素，这些元素起到提高钢对裂纹的敏感性的作用。因此，包含大量的这些元素的钢中容易产生微细裂纹，最终在焊接时会成为液态金属致脆的原因。
本发明人对降低高强度钢的裂纹敏感性的方法进行了深入研究，得出了以下内容：由于微细裂纹的产生行为与钢板的碳(C)分布密切相关，当碳(C)的浓度相对低的铁素体引入钢板的表层部时，可以有效地降低钢板的裂纹敏感性。特别地，本发明人发现不仅钢板表层部的特定区域中的铁素体的分数或晶粒尺寸与裂纹产生行为密切相关，而且这些特定区域中的铁素体的分数和晶粒尺寸的比例也与裂纹产生行为密切相关，从而获得了本发明。
随着钢板的表层部的碳浓度降低，在表层部中形成软质的铁素体层，不会因点焊时产生的拉伸应力而产生裂纹，并且通过塑性变形消除应力，因此不产生裂纹，从而减少点焊部的裂纹。这种软质的铁素体形成分数受表层部的内部氧化深度的影响，因此点焊部的LME裂纹的改善水平可以与形成在表层部的内部氧化层的厚度成比例。
此外，在钢板的整个宽度方向的部分区域局部形成不均匀的内部氧化层时，不能提供均匀的抗LME裂纹性。因此，重要的是以一定水平以上的深度形成的内部氧化层在钢板的整个宽度方向上均匀地形成。
根据本发明的一个具体实施方案，镀锌钢板包括基础钢板和设置在所述基础钢板的表面的锌基镀层，所述基础钢板可以包括：第一表层区域，其对应于从所述基础钢板和所述锌基镀层之间的界面到沿所述基础钢板的厚度方向的25μm的深度的区域；以及第二表层区域，其与所述第一表层区域相邻，并对应于沿所述基础钢板的厚度方向的25-50μm的深度的区域，其中，所述第一表层区域的铁素体的分数可以为55面积％以上，所述第一表层区域中包含的铁素体的平均晶粒尺寸可以为2-10μm，所述第二表层区域的铁素体的分数可以为30面积％以上，所述第二表层区域中包含的铁素体的平均晶粒尺寸可以为1.35-7μm，形成在所述基础钢板的内部氧化层的平均深度(a)可以为2μm以上，所述镀覆钢板的宽度方向的边缘部侧的内部氧化层的平均深度(b)与所述镀覆钢板的宽度方向的中心部的内部氧化层的平均深度(c)之差(b-c)可以超过0。
根据一个实例，与锌基镀层相邻的基础钢板的表层部可以区分为第一表层区域和第二表层区域。第一表层区域可以对应于从所述基础钢板和所述锌基镀层之间的界面到沿所述基础钢板的厚度方向的25μm的深度的区域。第二表层区域与所述第一表层区域相邻，并且可以对应于沿所述基础钢板的厚度方向的25-50μm的深度的区域。
第一表层区域的微细组织可以由铁素体和二次硬质相组成，并且可以包含其它不可避免的组织。第一表层区域包含55面积％以上的铁素体，因此可以有效地降低钢板的裂纹敏感性。第一表层区域的铁素体的分数的上限没有特别规定，但在确保钢板的强度方面，可以将第一表层区域的铁素体的分数的上限限制为97面积％。二次硬质相是指与铁素体相比硬度相对高的微细组织，并且可以是选自贝氏体、马氏体、残余奥氏体和珠光体中的一种以上。
包含在第一表层区域中的铁素体的平均晶粒尺寸可以为2-10μm的范围。为了抑制钢板的裂纹敏感性，可以将第一表层区域中包含的铁素体的平均晶粒尺寸限制为2μm以上。另一方面，当第一表层区域中包含的铁素体的平均晶粒尺寸超过一定水平时，在确保钢板的强度的方面不利，因此可以将第一表层区域中包含的铁素体的平均晶粒尺寸限制为10μm以下。
与锌基镀层相邻的第一表层区域中包含的铁素体的分数和平均晶粒尺寸以及与锌基镀层隔开一定间隔的第二表层区域中包含的铁素体的分数和平均晶粒尺寸也是对钢板的裂纹敏感性影响较大的因素。
第二表层区域的微细组织也可以由铁素体和二次硬质相组成，并且可以包含其它不可避免的组织。第二表层区域包含30面积％以上的铁素体，因此可以有效地降低钢板的裂纹敏感性。第二表层区域的铁素体的分数的上限没有特别规定，但在确保钢板的强度方面，可以将其上限限制为85面积％。二次硬质相是指与铁素体相比硬度相对更高的微细组织，并且可以是选自贝氏体、马氏体、残余奥氏体和珠光体中的一种以上。
第二表层区域中包含的铁素体的平均晶粒尺寸可以为1.35-7μm的范围。为了抑制钢板的裂纹敏感性，可以将第二表层区域中包含的铁素体的平均晶粒尺寸限制为1.35μm以上。另一方面，当第二表层区域中包含的铁素体的平均晶粒尺寸超过一定水平时，在确保钢板的强度的方面不利，因此可以将第二表层区域中包含的铁素体的平均晶粒尺寸限制为7μm以下。
第一表层区域和第二表层区域中包含的铁素体的分数和平均晶粒尺寸可以满足以下关系式1和关系式2。
[关系式1]
F2*100/F1≥65(％)
在所述关系式1中，F1表示第一表层区域的铁素体的分数(面积％)，F2表示第二表层区域的铁素体的分数(面积％)。
[关系式2]
(S1-S2)*100/S2≤17(％)
在所述关系式2中，S1表示第一表层区域的铁素体平均晶粒尺寸(μm)，S2表示第二表层区域的铁素体平均晶粒尺寸(μm)。
根据本发明的发明人的研究结果，虽然理论依据尚不明确，但当在钢板的表层部中沿钢板的厚度方向区分特定区域时，根据这些特定区域之间的相对的铁素体的平均晶粒尺寸和平均晶粒尺寸，钢板的裂纹敏感性发生敏感的变化。
因此，根据本发明的一个具体实施方案，如同关系式1，将第一表层区域和第二表层区域的铁素体的分数(面积％)的比例控制在一定范围，并像关系式2一样将第一表层区域和第二表层区域的铁素体的平均晶粒尺寸(μm)的比例控制在一定范围，因此可以有效地抑制钢板的裂纹敏感性。
第一表层区域和第二表层区域的铁素体平均晶粒尺寸通过扫描电子显微镜(Scanning Electron Microscopy，SEM)观察钢板截面的三处以上的区域来测量，第一表层区域和第二表层区域的铁素体的分数可以通过利用电子背散射衍射(Electron Back-Scattered Diffraction，EBSD)获得的相图(Phase Map)来测量。本领域技术人员可以在没有特别的技术困难的情况下测量第一表层区域和第二表层区域中包含的铁素体的分数和平均晶粒尺寸。
为了提供对点焊时产生的拉伸应力的缓冲力，第一表层区域和第二表层区域优选具有比基础钢板的中心部更低的硬度。第一表层区域的平均硬度与基础钢板的中心部的平均硬度的比例可以为90％以下，第二表层区域的平均硬度与基础钢板的中心部的平均硬度的比例可以为95％以下。第二表层区域可以具有比第一表层区域更高的平均硬度值。第一表层区域的平均硬度与基础钢板的中心部的平均硬度的比例或第二表层区域的平均硬度与基础钢板的中心部的平均硬度的比例的下限没有特别规定，但在确保钢板的强度和材质均匀性的方面，可以将其下限分别限制为70％。
第一表层区域的平均硬度是指在钢板的截面上距界面5μm、10μm、15μm、20μm的位置处测量的维氏硬度值的平均，第二表层区域的平均硬度是指在钢板的截面上距界面30μm、35μm、40μm、45μm的位置处测量的维氏硬度值的平均。中心部的平均硬度是指在钢板的截面上的1/2t的位置处和1/2t±5μm的位置处分别测量的维氏硬度值的平均。其中，t是指钢板的厚度(mm)。维氏硬度可以利用纳米压痕维氏硬度计在5g的载荷条件下测量，本领域技术人员可以在没有特别的技术上的困难的情况下测量第一表层区域、第二表层区域和中心部的平均维氏硬度。
根据本发明的一个具体实施方案，将形成在基础钢板的内部氧化层的平均深度(a)控制在2μm以上的水平，因此可以形成充分的厚度的软质的表层部。因此，点焊时在软质的表层部中发生塑性变形，消耗在点焊中产生的拉伸应力，由此可以有效地抑制钢板的裂纹敏感性。
另外，当在常规的工艺条件下制造冷轧镀覆钢板时，与形成在宽度方向的边缘部的内部氧化层相比，形成在宽度方向的中心部的内部氧化层不可避免地形成在更深的深度。在制造冷轧钢板时，必然伴随在一定的温度范围内将热轧钢板收卷成热轧卷板的过程。与热轧卷板的边缘部相比，在一定温度范围以上收卷的热轧卷板的中心部在在相对的高温下长时间保持，因此与热轧卷板的边缘部相比，热轧卷板的中心部侧发生更积极的内部氧化。在最终冷轧镀覆钢板中仍然保持如上所述的内部氧化倾向，并且最终引发最终钢板中的沿钢板的宽度方向的抗LME性的偏差。
另一方面，在根据本发明一个具体实施方案的镀锌钢板中，与形成在镀覆钢板的边缘部侧的内部氧化层相比，形成在镀覆钢板的中心部侧的内部氧化层控制为具有更厚的厚度，因此可以沿钢板的宽度方向均等地实现优异的抗LME性。
在本发明中，只要是强度为900MPa以上的高强度钢板，则对其种类不作限制。但是，以重量比计，本发明中作为对象的钢板可以包含：C：0.05-1.5％、Si：2.5％以下、Mn：1.5-20.0％、酸溶铝(S-Al)：3.0％以下、Cr：2.5％以下、Mo：1.0％以下、B：0.005％以下、Nb：0.2％以下、Ti：0.2％以下、Sb+Sn+Bi：0.1％以下、N：0.01％以下、余量的Fe和不可避免的杂质。在某些情况下，可以以总计1.0重量％以下的范围进一步包含未在上面列出但可以包含在钢中的元素。除非另有特别说明，否则本发明中各成分元素的含量是以重量为基准表示。上述组成是指钢板的块体组成，即，是指钢板厚度的1/4位置处的组成(以下，相同)。
在本发明的一些具体实施方案中，作为所述高强度钢板，可以将TRIP钢、DP钢、CP钢等作为对象。当这些钢被详细区分时，可以具有如下组成。
钢组成1：包含C：0.05-0.30％(优选为0.10-0.25％)、Si：0.5-2.5％(优选为1.0-1.8％)、Mn：1.5-4.0％(优选为2.0-3.0％)、S-Al：1.0％以下(优选为0.05％以下)、Cr：2.0％以下(优选为1.0％以下)、Mo：0.2％以下(优选为0.1％以下)、B：0.005％以下(优选为0.004％以下)、Nb：0.1％以下(优选为0.05％以下)、Ti：0.1％以下(优选为0.001-0.05％)、Sb+Sn+Bi：0.05％以下、N：0.01％以下、余量的Fe和不可避免的杂质。根据情况，可以以总计1.0％以下的范围进一步包含未在上面列出但可以包含在钢中的元素。
钢组成2：包含C：0.05-0.30％(优选为0.10-0.2％)、Si：0.5％以下(优选为0.3％以下)、Mn：4.0-10.0％(优选为5.0-9.0％)、S-Al：0.05％以下(优选为0.001-0.04％)、Cr：2.0％以下(优选为1.0％以下)、Mo：0.5％以下(优选为0.1-0.35％)、B：0.005％以下(优选为0.004％以下)、Nb：0.1％以下(优选为0.05％以下)、Ti：0.15％以下(优选为0.001-0.1％)、Sb+Sn+Bi：0.05％以下、N：0.01％以下、余量的Fe和不可避免的杂质。根据情况，可以以总计1.0％以下的范围进一步包含未在上面列出但可以包含在钢中的元素。
此外，在上述各成分元素中，对其含量的下限没有进行限定的情况是指可以将这些元素视为任意的元素且其含量也可以为0％。
根据本发明的一个具体实施方案的基础钢板的厚度可以为1.0-2.0mm，但并不必须限定于此。
此外，根据本发明的一个具体实施方案的镀覆钢板中，基础钢板的表层部中包含内部氧化物，所述内部氧化物含有Si、Mn、Al及Fe中的至少一种以上，从而可以具有提高的表面质量。即，所述氧化物存在于表层部内，从而可以抑制钢板表面上形成氧化物，其结果在镀覆时确保基础钢板与镀覆液之间的润湿性，因此可以获得良好的镀覆性能。
根据本发明的一个具体实施方案，在所述钢板的表面上可以包括一层以上的镀层，所述镀层可以是包括镀锌(Galvanized，GI)、合金化镀锌(Galva-annealed，GA)或锌镁铝(Zinc-Magnesium-Aluminum，ZM)层的锌基镀层。在本发明中，将如上所述的表层部的铁素体的分数和平均晶粒尺寸控制在适当的范围，因此即使在钢板的表面形成锌基镀层，也可以有效防止点焊时发生液态金属致脆的问题。
根据本发明的一个具体实施方案，当所述锌基镀层是GA层时，可以将合金化程度(表示镀层中Fe的含量)控制在8-13重量％，优选可以控制在10-12重量％。当合金化程度不充分时，锌基镀层中的锌渗透到微细裂纹中，可能会存在引起液态金属致脆的问题的可能性，另一方面，当合金化程度过高时，可能会发生粉化等问题。
此外，所述锌基镀层的镀覆附着量可以为30-70g/m2。当镀覆附着量过小时，难以获得充分的耐蚀性，另一方面，当镀覆附着量过大时，可能会发生制造成本增加和液态金属致脆的问题，因此将镀覆附着量控制在上述范围内。更优选的镀覆附着量的范围可以为40-60g/m2。上述镀覆附着量表示附着在最终产品的镀层的量，当镀层是GA时，通过合金化，镀覆附着量会增加，因此在合金化前可以略微减少其重量，并且镀覆附着量根据合金化程度而不同，因此合金化前的附着量(即，从镀浴附着的镀覆的量)可以是比镀覆附着量减少约10％左右的值，但并不一定限于此。
以下，对制造本发明的钢板的一个具体实施方案进行说明。但是，需要注意的是，本发明的钢板并不一定通过下述具体实施方案来制造，下述具体实施方案是制造本发明的钢板的一个优选的方法。
首先，可以通过以下过程制造热轧钢板：将具有上述组成的钢坯进行再加热，经过粗轧和精轧来进行热轧，然后经过输出辊道(Run Out Table，ROT)冷却后进行收卷。之后，可以将制造的钢板进行酸洗并进行冷轧，并且可以将获得的冷轧钢板进行退火并进行镀覆。对ROT冷却等热轧条件不作特别限制，但在本发明的一个具体实施方案中，板坯加热温度、精轧起始和终止温度、收卷温度、酸洗条件、冷轧条件、退火条件及镀覆条件等可以如下限制。
板坯的加热温度：950-1300℃
板坯的加热是为了通过在热轧之前对材料进行加热来确保轧制性而进行的。在板坯的再加热过程中，板坯表层部与炉内氧结合而形成作为氧化物的氧化皮。在形成氧化皮时，也引起与钢中的碳反应形成一氧化碳气体的脱碳反应，并且随着板坯的再加热温度升高，脱碳量增加。当板坯的再加热温度过高时，形成过多的脱碳层，存在最终产品的材质软化的问题，当板坯的再加热温度过低时，无法确保热轧性，可能会产生边缘裂纹，并且不能充分降低表层部硬度，因此LME的改善不足。
精轧起始温度：900-1150℃
当精轧起始温度过高时，表面热轧氧化皮过度发达，最终产品的氧化皮引起的表面缺陷的发生量可能会增加，因此将精轧起始温度的上限限制在1150℃。此外，当精轧起始温度低于900℃时，由于温度的降低，棒材的刚性增加，从而热轧性可能会大幅降低，因此可以将精轧起始温度限制为上述范围。
精轧终止温度：850-1050℃
当精轧终止温度超过1050℃时，在精轧过程中表面上再次形成过多的通过去氧化皮去除的氧化皮，导致表面缺陷的发生量增加，当精轧终止温度低于850℃时，热轧性降低，因此精轧终止温度可以限制为上述范围。
收卷温度：590-750℃
经热轧的钢板之后被收卷为卷板的形态来储存，收卷的钢板经过缓慢冷却的过程。通过如上所述的过程去除钢板表层部中包含的淬透性元素，当热轧钢板的收卷温度过低时，卷板在低于去除这些氧化性元素的所需温度的温度下被缓慢冷却，因此难以获得充分的效果。
热轧卷板的边缘部的加热：以10℃/秒以上的加热速度升温至600-800℃的温度范围并加热5-24小时
在本发明的一个具体实施方案中，为了降低边缘部和边缘部的宽度方向的内侧区域之间的内部氧化层的深度偏差和抗LME性的差异，也可以将热轧卷板边缘部进行加热。热轧卷板边缘部的加热是指对收卷的卷板的宽度方向的两侧端部即边缘部进行加热，通过加热边缘部，预先将边缘部加热至适于氧化的温度。即，收卷的卷板的内部保持在高温，但边缘部相对迅速地被冷却，由此保持在适于内部氧化的温度的时间比边缘部短。因此，与宽度方向的中心部相比，边缘部中的的氧化性元素的去除不活跃。边缘部的加热可以用作去除边缘部的氧化性元素的一种方法
即，对边缘部进行加热时，与收卷后冷却的情况相反，边缘部先被加热，由此宽度方向的边缘部的温度保持在适于内部氧化的温度，其结果边缘部的内部氧化层的厚度会增加。为此，所述边缘部的加热温度需要为600℃以上(以钢板边缘部的温度为基准)。但是，当温度过高时，加热过程中在边缘部形成过多的氧化皮，或者形成多孔的高氧化的氧化皮(三氧化二铁(hematite))，酸洗后表面状态可能会变差，因此所述边缘部的加热温度可以为800℃以下。边缘部的加热温度更优选为600-750℃。
此外，为了消除收卷时发生的宽度方向的边缘部和中心部之间的钢板内部氧化层的深度的不均匀，所述边缘部的加热时间需要5小时以上。但是，当边缘部的加热时间过长时，形成过多的氧化皮，或者反而边缘部的内部氧化层的晶界脆性可能会增加。因此，边缘部的加热时间可以为24小时以下。
并且，热轧卷板的边缘部的加热时的加热速度优选为10℃/秒以上。当加热速度为小于10℃/秒的水平时，在低温区域中产生过多的作为Si基氧化物的Fe2SiO4，最终可能会抑制钢板中的内部氧化物的形成。低温区域中过量形成的Fe2SiO4在酸洗后也以SiO2的形式残留在钢板中，因此即使将退火中的露点温度调高，也抑制氧渗透和扩散到钢板的表层部的内部，从而抑制内部氧化，因此抗LME性可能会变差。此外，残留在钢板的表面的Si基氧化物在退火过程中生长，可能会导致对熔融锌的镀覆润湿性和镀覆物理性能变差。
根据本发明的一个具体实施方案，所述边缘部的加热可以通过调节空燃比的燃烧加热方式来实现。即，可以通过调节空燃比来改变气氛中的氧气分数，随着氧气分压增加，与钢板的表层接触的氧气浓度增加，因此脱碳或内部氧化可能会增加。在本发明的一个具体实施方案中，可以通过调节空燃比而控制为包含1-2％的氧气的氮气气氛，但并不一定限于此。本发明所属技术领域的普通技术人员可以容易地通过调节空燃比来控制氧气分数，因此对其不进行单独的说明。
酸洗处理：以180-250米/分钟的板通过速度进行
将经过上述过程的热轧钢板加入盐酸浴中进行酸洗处理以去除热轧氧化皮。酸洗时的盐酸浴的盐酸浓度为10-30％范围，酸洗的板通过速度为180-250米/分钟。当酸洗速度超过250米/分钟时，热轧钢板表面的氧化皮(scale)可能无法完全被去除，当酸洗速度低于180米/分钟时，基材铁表层部可能会被盐酸腐蚀，因此在180米/分钟以上的板通过速度下进行。
冷轧：压下率为35-60％
在进行酸洗后进行冷轧。冷轧时的冷轧压下率为35-60％的范围。当冷轧压下率小于35％时，虽然没有特别的问题，但由于退火时再结晶驱动力不足，可能难以充分控制微细组织。当冷轧压下率超过60％时，热轧时确保的软质层的厚度变薄，因此退火后难以充分降低距钢板表面20μm以内的区域内的硬度。
在上述冷轧过程之后，后续可以进行对钢板进行退火的过程。在钢板的退火过程中，钢板的表面部的铁素体的平均晶粒尺寸和分数可能会发生大的变化，因此在本发明的一个具体实施方案中可以在适当地控制距钢板的表面50μm以内的区域的铁素体的平均晶粒尺寸和分数的条件下控制退火工艺。
板通过速度：40-130m/分钟
为了确保充分的生产性，所述冷轧钢板的板通过速度需要为40米/分钟以上。但是，当板通过速度过快时，在确保材质方面可能不利，因此在本发明的一个具体实施方案中可以将所述板通过速度的上限设置为130米/分钟。
加热区加热速度：1.3-4.3℃/秒
为了确保适当的范围的表层部的铁素体的分数和平均晶粒尺寸，控制加热区中的加热速度是有利的。当加热区的加热速度低时，在650℃以上的区域中Si的氧化量增加的同时在表面上形成连续的膜(film)形式的氧化膜，并且水蒸气与钢板的表面接触，因此解离成氧的量显著减少，并且抑制氧化膜表面的碳和氧之间的反应，因此无法充分实现脱碳，因此抗LME性可能会差。此外，由于在表面上形成氧化膜，镀覆润湿性变差，因此镀覆表面质量可能会变差。因此，在本发明的一个具体实施方案中，可以将所述加热区的加热速度的下限设为1.3℃/秒。
另外，当加热区的加热速度高时，在加热过程中，在再结晶和两相区以上的温度区间中，奥氏体相变可能不顺利。在TRIP钢中，在双相区温度区间中，由渗碳体组成的碳在同时形成铁素体和奥氏体的过程中被解离，分配(partitioning)到碳固溶度高的奥氏体的同时增加碳固溶量，从而稳定马氏体等硬质的低温相。另一方面，当加热速度高时，奥氏体的分数变低，碳的分配劣化可能导致无法充分形成低温相，因此可能会发生强度的降低。因此，在本发明的一个具体实施方案中，所述加热区的加热速度的上限可以设为4.3℃/秒。
退火炉内的露点的控制：在650-900℃下控制在-10℃至+30℃的范围
为了获得适当的范围的表层部的铁素体的分数和平均晶粒尺寸，控制退火炉内的露点是有利的。当露点过低时，发生表面氧化而不是发生内部氧化，因此表面上可能会形成Si或Mn等的氧化物。这些氧化物对镀覆产生不利影响。因此，需要将露点控制为-10℃以上。另一方面，当露点过高时，可能会发生Fe的氧化，因此需要将露点控制为30℃以下。如上所述用于控制露点的温度可以为显示出充分的内部氧化效果的650℃以上。但是，当温度过高时，形成Si等的表面氧化物，不仅阻碍氧扩散至内部，而且在均热区进行加热时产生过多的奥氏体，降低碳的扩散速度，因此内部氧化水平可能会降低，并且在均热区奥氏体尺寸过度生长，导致材质软化。此外，可能会产生退火炉的负荷而引起缩短设备寿命并增加工艺成本的问题，因此控制所述露点的温度可以为900℃以下。
此时，露点可以通过向退火炉内加入包含水蒸气的湿氮气(N2+H2O)来进行调节。
退火炉内的氢气浓度：5-10体积％
退火炉内的气氛通过向氮气中加入5-10体积％的氢气来保持还原气氛。当退火炉内的氢气浓度小于5体积％时，由于还原能力的降低，形成过多的表面氧化物，导致表面质量和镀覆粘附性变差，并且表面氧化物抑制氧与钢中碳的反应，从而脱碳量降低，因此产生LME改善水平降低的问题。当氢气浓度高时，没有发生特别的问题，但由于氢气使用量的增加所带来的成本增加以及氢气浓度的增加引起的炉内发生爆炸的风险，对氢气浓度进行限制。
通过上述过程进行退火处理的钢板可以经过缓慢冷却和快速冷却步骤而进行冷却。
缓慢冷却时的缓慢冷却区温度：550-750℃
缓慢冷却区是指冷却速度为3-5℃/秒的区间，当缓慢冷却区温度超过750℃时，在缓慢冷却过程中形成过多的软质的铁素体，拉伸强度会降低，但当缓慢冷却区温度低于550℃时，形成过多的贝氏体或者形成马氏体，因此拉伸强度过度增加，并且伸长率可能会减小。因此，缓慢冷却区温度可以限制为上述范围。
快速冷却时的快速冷却区温度：270-550℃
快速冷却区是指冷却速度为12-20℃/秒的区间，当快速冷却区温度超过550℃时，快速冷却过程中形成适当水平以下的马氏体，导致拉伸强度不足，当快速冷却区温度低于270℃时，形成过多的马氏体，因此伸长率可能会不足。
通过如上所述的过程退火的钢板立即浸入镀浴中以进行热浸镀锌。当钢板被冷却时，可以进一步包括对钢板进行加热的步骤。所述加热温度需要高于后述的钢板的引入温度，根据需要，可以高于镀浴的温度。
镀浴的钢板引入温度：420-500℃
当镀浴内钢板的引入温度低时，无法充分确保钢板与液态锌的接触界面内的润湿性，因此应保持在420℃以上。当镀浴内钢板的引入温度过高时，钢板与液态锌过度反应，在界面产生作为Fe-Zn合金相的ζ相，导致镀层的粘附性降低，并且镀浴内钢板的Fe元素的溶出量过多，因此存在镀浴内产生浮渣的问题。因此，所述钢板的引入温度也可以限制为500℃以下。
镀浴内的Al浓度：0.10-13.0％
为了确保镀层的润湿性和镀浴的流动性，镀浴内的Al浓度应保持在适当的浓度。在GA的情况下，应控制在0.10-0.15％，在GI的情况下，应控制在0.2-0.25％，在ZM的情况下，应控制在0.7-13.0％，这样才可以将镀浴内形成的浮渣(dross)保持在适当的水平并可以确保镀覆表面质量和性能。
根据需要，通过上述过程镀覆的热浸镀锌钢板后续可以经过合金化热处理过程。合金化热处理的优选的条件如下。
合金化(GA)温度：480-560℃
当合金化温度低于480℃时，由于Fe的扩散量少，合金化程度不充分，因此镀覆物理性能可能不好，当合金化温度超过560℃时，可能发生由于过度的合金化引起的粉化(powdering)问题，并且由于残余奥氏体转变为铁素体，材质可能会变差，因此将合金化温度设置为上述范围。
具体实施方式
以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明。但是，需要注意的是，下述实施例仅用于例示本发明以进行更具体的说明，并不用于限定本发明的权利范围。
(实施例1)
将具有下表1中记载的组成的钢坯(表中未记载的其余成分是Fe和不可避免地包含的杂质。此外，表中B和N是以单位ppm表示，其余成分是以单位重量％表示)加热至1230℃，并将精轧起始温度和终止温度分别设为1015℃和950℃以进行热轧，然后在630℃下进行收卷。之后，用19.2体积％的盐酸溶液进行酸洗后进行冷轧，将获得的冷轧钢板在退火炉中进行退火，在620℃的缓慢冷却区以4.2℃/秒进行缓慢冷却，在315℃的快速冷却区以17℃/秒进行快速冷却，从而获得退火的钢板。均热区的气氛气体利用N2-6％的H2。之后，加热获得的钢板，将GA浸入Al为0.13％的镀浴中，将GI浸入Al为0.24重量％的锌基镀浴中，将ZM浸入Al为1.75％且Mg为1.55％的锌基镀浴中以进行热浸镀锌。根据需要，在520℃下将获得的热浸镀锌钢板进行合金化(GA)热处理，从而最终获得合金化热浸镀锌钢板。
在所有实施例中，将引入热浸锌镀浴中的钢板的引入温度设为475℃。除此之外的各实施例的条件如表2中所记载。
[表1]
[表2]
测量通过上述过程制造的热浸镀锌钢板的特性，并观察点焊时是否发生液态金属致脆(LME)，并将结果示于表3中。点焊是在将钢板沿宽度方向切割后沿着各切割的边缘部位进行。施加两次点焊电流，通电后保持1个循环(cycle)的保持时间(hold time)。点焊以两种三层形式进行。按照评价材料-评价材料-GA 980DP 1.4t材料(具有0.12重量％的C、0.1重量％的Si、2.2重量％的Mn的组成)的顺序层叠并进行点焊。点焊时，将新电极焊接到软质材料15次后磨损电极，然后用点焊对象材料测量发生飞溅(expulsion)的上限电流。测量上限电流后，在比上限电流低0.5kA和1.0kA的电流下，在每个焊接电流下进行8次点焊，通过放电加工对点焊部的截面进行精密加工后用环氧树脂固定(epoxymounting)并进行研磨，通过光学显微镜测量裂纹长度。用光学显微镜观察时，倍率指定为100倍，当在该倍率下没有发现裂纹时，判断为未发生液态金属致脆，当发现裂纹时，用图像分析软件测量长度。当在点焊部的肩部产生的B型(B-type)裂纹为100μm以下，并未观察到C型(C-type)裂纹时，判断为良好。
对于各试片的截面，使用电子背散射衍射(EBSD)的相图来测量微细组织的分数。此外，在对各试片的截面进行硝酸酒精溶液浸蚀后，进行扫描电子显微镜(SEM)分析，并且对于各试片利用3张以上的照片测量铁素体的平均晶粒尺寸。
利用纳米压痕维氏硬度计，在5g的载荷条件下，测量各试片的截面的维氏硬度。第一表层区域的平均硬度是在距界面5μm、10μm、15μm、20μm的位置处测量的维氏硬度的平均值，第二表层区域的平均硬度是在距界面30μm、35μm、40μm、45μm的位置处测量的维氏硬度的平均值，中心部的平均硬度是在1/2t的位置处和1/2t±5μm的位置处分别测量的维氏硬度的平均值。
拉伸强度是制造JIS-5号标准的C方向的样品，并通过拉伸试验进行测量。镀覆附着量是通过使用利用盐酸溶液的湿式溶解法进行测量。对于密封剂粘附性，将汽车结构用粘合剂D-型(D-type)粘合在镀覆表面后将钢板弯曲90度，并确认镀覆是否脱落。粉化是将镀覆材料弯曲90度后将胶带粘合在弯曲部位后剥离，并确认多少mm的镀层脱落物脱落在胶带上。如果从胶带剥离的镀层的长度超过10mm，则确认为不良。脱落(Flaking)是加工成形状后确认加工部镀层是否脱落。对GI和ZM钢板进行密封剂弯曲测试(Sealerbending test，SBT)，该测试是将汽车结构用粘合剂粘贴在表面，并确认将钢板弯曲90度时镀层是否剥离并粘贴在密封剂脱落面上。通过目视确认是否存在钢板的未镀覆等缺陷，从而确认表面质量，并且如果通过目视观察未镀覆等时观察到缺陷，则判定为不良。
[表3]
[表4]
如表1至表3所示，可以确认均满足本发明的条件的试片的镀覆质量和点焊LME裂纹长度均良好，另一方面，不满足本发明的条件中的任一种的试片的拉伸强度、镀覆质量和点焊LME裂纹中的任一种以上较差。
(实施例2)
将具有下表5中记载的组成的钢坯(表中未记载的其余成分是Fe和不可避免地包含的杂质。此外，表中B是以单位ppm表示，其余成分是以单位重量％表示)加热至1230℃，并将精轧起始温度和终止温度分别设为1015℃和950℃以进行热轧。之后，在表6的条件下进行收卷和热轧卷板的边缘部的加热。在边缘部的加热后，用19.2体积％的盐酸溶液进行酸洗后进行冷轧，将获得的冷轧钢板在退火炉中进行退火，在620℃的缓慢冷却区以4.2℃/秒进行缓慢冷却，在315℃的快速冷却区以17℃/秒进行快速冷却，从而获得退火的钢板。之后，加热获得的钢板，将GA浸入Al为0.13％的镀浴中，将GI浸入Al为0.24重量％的锌基镀浴中，将ZM浸入Al为1.75％且Mg为1.55％的锌基镀浴中以进行热浸镀锌。根据需要，在520℃下将获得的热浸镀锌钢板进行合金化(GA)热处理，从而最终获得合金化热浸镀锌钢板。
在所有实施例中，将引入热浸锌镀浴中的钢板的引入温度设为475℃。此外的各实施例的条件如表6中所记载，实施上面没有特别提及的工艺条件以满足上述本发明的工艺条件。
[表5]
[表6]
测量通过上述过程制造的热浸镀锌钢板的特性，并观察点焊时是否发生液态金属致脆(LME)，并将结果示于表3中。点焊是在将钢板沿宽度方向切割后沿着各切割的边缘部位进行。施加两次点焊电流，通电后保持1个循环的保持时间。点焊以两种三层形式进行。按照评价材料-评价材料-GA 980DP 1.4t材料(具有0.12重量％的C、0.1重量％的Si、2.2重量％的Mn的组成)的顺序层叠并进行点焊。点焊时，将新电极焊接到软质材料15次后磨损电极，然后用点焊对象材料测量发生飞溅的上限电流。测量上限电流后，在比上限电流低0.5kA和1.0kA的电流下，在每个焊接电流下进行8次点焊，通过放电加工对点焊部的截面进行精密加工后用环氧树脂固定并进行研磨，通过光学显微镜测量裂纹长度。裂纹长度分别在从镀覆钢板的边缘的沿镀覆钢板的宽度方向的距中心部侧0.5cm的位置处、距1.0cm的位置处、距15cm的位置处、距30cm的位置处和镀覆钢板的宽度方向的中心处进行测量。用光学显微镜观察时，倍率指定为100倍，当在该倍率下没有发现裂纹时，判断为未发生液态金属致脆，当发现裂纹时，用图像分析软件测量长度。对在各位置处测量的裂纹中的最大裂纹长度进行评价，当在点焊部的肩部产生的B型裂纹为100μm以下，并未观察到C型裂纹时，判断为良好。表3中记载的B型裂纹的长度和C型裂纹的长度表示观察到的裂纹中的最大裂纹的长度。
为了测量内部氧化层的深度，利用扫描电子显微镜(SEM)观察钢板的截面。具体地，用SEM观察从钢板的宽度方向的边缘沿钢板的宽度方向距中心部侧0.5cm的位置处、距1.0cm的位置处、距15cm的位置处、距30cm的位置处和镀覆钢板的宽度方向的中心的钢板截面，并利用图像分析软件测量内部氧化的深度。
拉伸强度是在制造JIS-5号标准的C方向的样品后通过拉伸试验进行测量。镀覆附着量是通过使用利用盐酸溶液的湿式溶解法进行测量。对于密封剂粘附性，将汽车结构用粘合剂D-型粘合在镀覆表面后将钢板弯曲90度，并确认镀覆是否脱落。粉化是将镀覆材料弯曲90度后将胶带粘合在弯曲部位后剥离，并确认多少mm的镀层脱落物脱落在胶带上。如果从胶带剥离的镀层的长度超过10mm，则确认为不良。脱落是加工成形状后确认加工部镀层是否脱落。对GI和ZM钢板进行密封剂弯曲测试(SBT)，该测试是将汽车结构用粘合剂粘贴在表面，并确认将钢板弯曲90度时镀层是否剥离并粘贴在密封剂脱落面上。通过目视确认是否存在钢板的未镀覆等缺陷，从而确认表面质量，并且如果通过目视观察未镀覆等时观察到缺陷，则判定为不良。
[表7]
如表5至表7所示，可以确认均满足本发明的条件的试片的镀覆质量和点焊LME裂纹长度均良好，另一方面，不满足本发明的条件中的任一种的试片的拉伸强度、镀覆质量和点焊LME裂纹中的任一种以上较差。
以上，通过实施例对本发明进行详细的说明，但与其不同的形式的实施例也是可能的。因此，以下记载的权利要求的技术思想和范围不限于实施例。

Claims (12)

1.一种镀锌钢板，其包括基础钢板和设置在所述基础钢板的表面的锌基镀层，
所述基础钢板包括：第一表层区域，其对应于从所述基础钢板和所述锌基镀层之间的界面到沿所述基础钢板的厚度方向的25μm的深度的区域；以及第二表层区域，其与所述第一表层区域相邻，并对应于沿所述基础钢板的厚度方向的25-50μm的深度的区域，
所述第一表层区域的铁素体的分数为55面积％以上，所述第一表层区域中包含的铁素体的平均晶粒尺寸为2-10μm，所述第二表层区域的铁素体的分数为30面积％以上，所述第二表层区域中包含的铁素体的平均晶粒尺寸为1.35-7μm，形成在所述基础钢板的内部氧化层的平均深度a为2μm以上，所述镀覆钢板的宽度方向的边缘部侧的内部氧化层的平均深度b与所述镀覆钢板的宽度方向的中心部的内部氧化层的平均深度c之差b-c超过0。
2.根据权利要求1所述的镀锌钢板，其中，所述第一表层区域和所述第二表层区域中包含的铁素体的分数和平均晶粒尺寸满足以下的关系式1和关系式2，
[关系式1]
F2*100/F1≥65(％)
在所述关系式1中，F1表示第一表层区域的铁素体的分数，其中，分数的单位是面积％，F2表示第二表层区域的铁素体的分数，其中，分数的单位是面积％，
[关系式2]
(S1-S2)*100/S2≤17(％)
在所述关系式2中，S1表示第一表层区域的铁素体平均晶粒尺寸，其中，尺寸的单位是μm，S2表示第二表层区域的铁素体平均晶粒尺寸，其中，尺寸的单位是μm。
3.根据权利要求1所述的镀锌钢板，其中，所述第一表层区域的平均硬度与所述基础钢板的中心部的平均硬度的比例为90％以下，所述第二表层区域的平均硬度与所述基础钢板的中心部的平均硬度的比例为95％以下。
4.根据权利要求1所述的镀锌钢板，其中，所述锌基镀层的镀覆附着量为30-70g/m2。
5.根据权利要求1所述的镀锌钢板，其中，所述边缘部侧的内部氧化层的平均深度b是从所述镀覆钢板的宽度方向的边缘沿所述镀覆钢板的宽度方向距所述镀覆钢板的中心部侧0.5cm的位置处和从所述镀覆钢板的宽度方向的边缘沿所述镀覆钢板的宽度方向的距所述镀覆钢板的中心部侧1.0cm的位置处测量的内部氧化层的深度的平均值，
所述中心部的内部氧化层的平均深度c是从所述镀覆钢板的宽度方向的边缘沿所述镀覆钢板的宽度方向的距所述镀覆钢板的中心部侧15cm的位置处、从所述镀覆钢板的宽度方向的边缘沿所述镀覆钢板的宽度方向的距所述镀覆钢板的中心部侧30cm的位置处和在所述镀覆钢板的宽度方向的中心处测量的内部氧化层的深度的平均值，
形成在所述基础钢板的内部氧化层的平均深度a是所述边缘部侧的内部氧化层的平均深度b和所述中心部的内部氧化层的平均深度c的平均值。
6.根据权利要求1至5中任一项所述的镀锌钢板，其中，以重量％计，所述基础钢板包含：C：0.05-1.5％、Si：2.5％以下、Mn：1.5-20.0％、酸溶铝(S-Al)：3.0％以下、Cr：2.5％以下、Mo：1.0％以下、B：0.005％以下、Nb：0.2％以下、Ti：0.2％以下、Sb+Sn+Bi：0.1％以下、N：0.01％以下、余量的Fe和不可避免的杂质。
7.根据权利要求6所述的镀锌钢板，其中，所述镀锌钢板的拉伸强度为900MPa以上。
8.根据权利要求6所述的镀锌钢板，其中，所述基础钢板的表层部包含含有Si、Mn、Al和Fe中的至少一种以上的氧化物。
9.根据权利要求1至5中任一项所述的镀锌钢板，其中，所述基础钢板的厚度为1.0-2.0mm。
10.一种制造镀锌钢板的方法，其包括以下步骤：
将钢坯再加热至950-1300℃的温度范围；
将再加热的板坯以900-1150℃的精轧起始温度和850-1050℃的精轧终止温度进行热轧以提供热轧钢板；
在590-750℃的温度范围内，将所述热轧钢板进行收卷；
将收卷的热轧卷板的两个边缘以10℃/秒以上的加热速度升温至600-800℃的温度范围并加热5-24小时；
在加热区中，将所述热轧钢板以1.3-4.3℃/秒的加热速度进行加热；
在-10℃至+30℃的露点温度、N2-5％至10％的H2的气氛气体和650-900℃的温度范围的均热区中，将所述热轧钢板进行退火处理；
在550-700℃的温度范围的缓慢冷却区中，将退火处理的所述热轧钢板进行缓慢冷却；
在270-550℃的温度范围的快速冷却区中，将缓慢冷却的所述热轧钢板进行快速冷却；
在将快速冷却的所述热轧钢板进行再加热后，以420-550℃的引入温度浸入锌基镀浴中以形成锌基镀层；以及
选择性地将形成所述锌基镀层的钢板加热至480-560℃的温度范围以进行合金化。
11.根据权利要求10所述的制造镀锌钢板的方法，其中，所述退火时的板通过速度为40-130m/分钟。
12.根据权利要求10所述的制造镀锌钢板的方法，其中，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.05-0.30％、Si：2.5％以下、Mn：1.5-10.0％、酸溶铝(S-Al)：1.0％以下、Cr：2.0％以下、Mo：0.2％以下、B：0.005％以下、Nb：0.1％以下、Ti：0.1％以下、Sb+Sn+Bi：0.05％以下、N：0.01％以下、余量的Fe和不可避免的杂质。
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