TWI498432B

TWI498432B - 成形性與形狀凍結性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法

Info

Publication number: TWI498432B
Application number: TW101127628A
Authority: TW
Inventors: Hiroshi Hasegawa; Shinjiro Kaneko; Yasunobu Nagataki
Original assignee: Jfe Steel Corp
Priority date: 2012-07-31
Filing date: 2012-07-31
Publication date: 2015-09-01
Also published as: TW201404898A

Description

成形性與形狀凍結性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法

本發明是有關於一種適合於作為汽車用鋼板的用途的成形性與形狀凍結性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。

近年來，就保全地球環境的觀點而言，汽車的燃費提高成為重要課題。因此，藉由車體材料的高強度化來實現薄化、並藉由車體自身的輕量化來實現燃費提高的動向變活躍。對於汽車零件般藉由壓製加工或彎曲加工而成型為產品的鋼板而言，要求保持高強度且可耐加工的成形性。於專利文獻1中，藉由有效利用回火麻田散體及殘留沃斯田體(austenite)而同時實現高強度與高加工性。然而，通常隨著鋼板的強度變高，有加工後的回彈(spring back)變大，形狀凍結性降低的問題。於專利文獻1中，關於形狀凍結性未作研究，可見改善的餘地。另一方面，於專利文獻2中，藉由有效利用包含鐵氧體、變韌鐵及C濃度低的沃斯田體的組織，而獲得了降伏比(Yield Ratio，YR)低、形狀凍結性優異的鋼板。然而，關於延伸凸緣性未作評價，難以稱之為具有充分的加工性。於專利文獻3中，藉由有效利用回火麻田散體、變韌鐵及殘留沃斯田體而使高強度與高延性並存，但關於形狀凍結性則並未提及。另外，延伸凸緣性的絕對值未必高，有改善的餘地。

[先前技術文獻]

[專利文獻]

[專利文獻1]日本專利特開2009-209450號公報

[專利文獻2]日本專利特開2010-126808號公報

[專利文獻3]日本專利特開2010-90475號公報

本發明有利地解決了上述先前技術所具有的問題，其目的在於提供一種高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法，上述高強度熔融鍍鋅鋼板適合作為汽車零件用原材料，拉伸強度(TS)為1180MPa以上，總伸長率(EL)為14%以上，擴孔率(λ)為30%以上且降伏比(YR)為70%以下，成形性與形狀凍結性優異。再者，降伏比(YR)是以降伏強度(YS)相對於拉伸強度(TS)之比以YR(%)=(YS/TS)×100表示。

本發明者等人為了達成上述課題而製造成形性與形狀凍結性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，就鋼板的成分組成及微組織的觀點反覆進行了努力研究，結果發現以下情況。

藉由適當調整合金元素，而且設定為以面積率計而含有0%~5%的多邊形鐵氧體(polygonal ferrite)、5%以上的變韌鐵鐵氧體(bainitic ferrite)、5%~20%的麻田散體、30%~60%的回火麻田散體及5%~20%的殘留沃斯田體的組織，且將原沃斯田體(prior austenite)的平均粒徑設定為15μm以下，可兼具高強度與高成形性及高形狀凍結性。

關於藉由在回火麻田散體主體組織中分散麻田散體而形狀凍結性提高的理由，雖然未必明確，但一般認為其原因在於：於鍍覆後或鍍覆合金化後冷卻時，與回火麻田散體接觸的沃斯田體發生麻田散體變態而於回火麻田散體中導入可動位錯(mobile dislocation)，由此YR減小。另外，關於藉由使原沃斯田體粒微細而λ增大的理由，雖然不明確，但可推測其原因在於：藉由原沃斯田體粒變微細，使退火後組織的平均粒徑變小，延伸凸緣加工時龜裂的傳播路徑變多而龜裂的連結得到抑制。

此種微組織是藉由以下方式獲得：於退火時，以5℃/s以上的平均加熱速度加熱至500℃~Ac₁點為止，加熱至Ac₃點-20℃~1000℃為止並保持10秒~1000秒後，自750℃起以15℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至Ms點-80℃~Ms點-30℃的溫度範圍為止後，加熱至350℃~500℃並保持10秒~600秒。

本發明是基於此種發現而成，提供以下發明。

(1)一種成形性與形狀凍結性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於：其具有以質量%計而含有0.10%~0.35%的C、0.5%~3.0%的Si、1.5%~4.0%的Mn、0.100%以下的P、0.02%以下的S及0.010%~0.5%的Al，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的成分組成；並且微組織以面積率計而含有0%~5%的多邊形鐵氧體、5%以上的變韌鐵鐵氧體、5%~20%的麻田散體、30%~60%的回火麻田散體及5%~20%的殘留沃斯田體；且原沃斯田體的平均粒徑為15μm以下。

(2)如(1)所述的成形性與形狀凍結性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其以質量%計而更含有選自0.005%~2.00%的Cr、0.005%~2.00%的Mo、0.005%~2.00%的V、0.005%~2.00%的Ni及0.005%~2.00%的Cu中的至少一種元素。

(3)如(1)或(2)所述之成形性與形狀凍結性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其以質量%計而更含有選自0.01%~0.20%的Ti及0.01%~0.20%的Nb中的至少一種元素。

(4)如(1)至(3)中任一項所述之成形性與形狀凍結性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其以質量%計而更含有0.0005%~0.0050%的B。

(5)如(1)至(4)中任一項所述之成形性與形狀凍結性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其以質量%計而更含有選自0.001%~0.005%的Ca及0.001%~0.005%的REM中的至少一種元素。

(6)如(1)至(5)中任一項所述之成形性與形狀凍結性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中鍍鋅為合金化鍍鋅。

(7)一種成形性與形狀凍結性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於：對具有如(1)至(5)中任一項所述之成分組成的坯材進行熱軋或進一步進行冷軋，其後於實施連續退火時，以5℃/s以上的平均加熱速度加熱至500℃~Ac₁點為止，加熱至Ac₃點-20℃~1000℃的溫度範圍內並保持10秒~1000秒後，自750℃起以15℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至Ms點-80℃~Ms點 -30℃的溫度範圍為止後，加熱至350℃~500℃並保持10秒~600秒後，實施熔融鍍鋅或進一步進行鍍覆合金化處理。

根據本發明，可獲得一種拉伸強度(TS)為1180MPa以上、總伸長率(EL)為14%以上、擴孔率(λ)為30%以上且降伏比(YR)為70%以下的成形性與形狀凍結性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板。

以下對本發明加以詳細說明。再者，表示成分元素的含量的「%」只要無特別說明，則是指「質量%」。

1)成分組成

C：0.10%~0.35%

C是為了生成麻田散體或回火麻田散體等低溫變態相以使TS上升所必需的元素。若C量小於0.10%，則難以確保面積率為30%以上的回火麻田散體與5%以上的麻田散體。另一方面，若C量超過0.35%，則EL或點焊性劣化。因此，C量是設定為0.10%~0.35%，較佳為0.15%~0.3%。

Si：0.5%~3.0%

Si為有效地使鋼固熔強化而提高TS-EL平衡、或生成殘留沃斯田體的元素。為了獲得此種效果，必須將Si量設定為0.5%以上。另一方面，若Si超過3.0%，則導致EL的降低或表面性狀、焊接性的劣化。因此，Si量是設定為0.5~3.0%，較佳為0.9%~2.0%。

Mn：1.5%~4.0%

Mn為有效地強化鋼、促進麻田散體等低溫變態相的生成的元素。為了獲得此種效果，必須將Mn量設定為1.5%以上。另一方面，若Mn量超過4.0%，則EL的劣化變明顯，加工性降低。因此，Mn量是設定為1.5%~4.0%，較佳為2.0%~3.5%。

P：0.100%以下

P由於晶界偏析而使鋼劣化，使焊接性劣化，故較理想為儘力減少其量。然而，就製造成本的方面等而言，P量是設定為0.100%以下。

S：0.02%以下

S是以MnS等夾雜物的形式存在，使焊接性劣化，故較佳為儘力減少其量。然而，就製造成本的方面而言，S量是設定為0.02%以下。

Al：0.010%~0.5%

Al作為脫氧劑而發揮作用，較佳為於脫氧步驟中添加。為了獲得此種效果，必須將Al量設定為0.010%以上。另一方面，若Al量超過0.5%，則連續鑄造時坯材破損的危險性變高。因此，Al量是設定為0.010%~0.5%。

剩餘部分為Fe及不可避免的雜質，視需要可適當含有以下元素中的一種以上。

選自0.005%~2.00%的Cr、0.005%~2.00%的Mo、0.005%~2.00%的V、0.005%~2.00%的Ni及0.005%~2.00%的Cu中的至少一種。

Cr、Mo、V、Ni、Cu為有效地生成麻田散體等低溫變態相的元素。為了獲得此種效果，必須將選自Cr、Mo、V、Ni、Cu中的至少一種元素的含量設定為0.005%。另一方面，若Cr、Mo、V、Ni、Cu各自的含量超過2.00%，則其效果飽和，導致成本增加。因此，Cr、Mo、V、Ni、Cu的含量是分別設定為0.005%~2.00%。

另外，可更含有選自0.01%~020%的Ti及0.01%~0.20%的Nb中的至少一種。

Ti及Nb為有效地形成碳氮化物、藉由析出強化而使鋼高強度化的元素。為了獲得此種效果，必須將Ti及Nb的含量設定為0.01%以上。另一方面，若Ti及Nb的含量超過0.20%，則高強度化的效果飽和，EL降低。因此，Ti及Nb的含量是設定為0.01%~0.20%。

另外，可更含有0.0005%~0.0050%的B。

B為有效地抑制自沃斯田體晶界的鐵氧體生成、生成低溫變態相的元素。為了獲得此種效果，必須將B量設定為0.0005%以上。另一方面，若B量超過0.0050%，則其效果飽和，導致成本增加。因此，B量是設定為0.0005%~0.0050%。

另外，可更含有選自0.001%~0.005%的Ca及0.001%~0.005%的稀土金屬(Rare Earth Metals，REM)中的至少一種。

Ca、REM均為有效地藉由控制硫化物的形態而改善加工性的元素。為了獲得此種效果，必須將選自Ca、REM 中的至少一種元素的含量設定為0.001%以上。另一方面，若Ca、REM各自的含量超過0.005%，則可能對鋼的清潔度造成不良影響，無法獲得所需的特性。因此，Ca、REM的含量是設定為0.001%~0.005%。

2)微組織

多邊形鐵氧體的面積率：0%~5%

若多邊形鐵氧體的面積率超過5%，則難以兼具1180MPa以上的TS與30%以上的擴孔率。因此，多邊形鐵氧體的面積率是設定為0%~5%。

變韌鐵鐵氧體的面積率：5%以上

變韌鐵變態有效地於沃斯田體中使C濃化而使沃斯田體變穩定，藉此確保有效地提高EL的殘留沃斯田體。為了獲得該效果，必須將變韌鐵鐵氧體的面積率設定為5%以上。另一方面，若其面積率超過60%，則難以獲得所需的麻田散體及殘留沃斯田體，故較佳為變韌鐵鐵氧體的面積率是設定為5%~60%。

麻田散體的面積率：5~20%

麻田散體有效地提高TS。另外，有效地降低YR。

為了獲得此種效果，麻田散體的面積率必須為5%以上。另一方面，若超過20%則EL或擴孔率的降低變明顯。因此，麻田散體的面積率是設定為5%~20%。

回火麻田散體的面積率：30%~60%

若回火麻田散體的面積率小於30%，則難以兼具1180MPa以上的TS與30%以上的擴孔率。另一方面，若其面積率超過60%，則YR的上升變明顯而形狀凍結性降低。因此，回火麻田散體的面積率是設定為30%~60%。再者，本發明中的回火麻田散體的維克氏硬度為250以上。

殘留沃斯田體的面積率：5%~20%

殘留沃斯田體有效地提高EL。為了獲得此種效果，必須將殘留沃斯田體的面積率設定為5%以上。因此，若其面積率超過20%，則擴孔率的降低變明顯。因此，殘留沃斯田體的面積率是設定為5%~20%。

原沃斯田體的平均粒徑為15μm以下

原沃斯田體粒的微細化有效地提高λ。為了獲得此種效果，必須將原沃斯田體的平均粒徑設定為15μm以下。因此，原沃斯田體的平均粒徑是設定為15μm以下。下限並無特別規定，但若變得過小則可能YR上升，故較佳為5μm以上。

再者，有時亦含有波來體作為多邊形鐵氧體、變韌鐵鐵氧體、麻田散體、回火麻田散體、殘留沃斯田體以外的相，但只要滿足上述微組織的條件，則可達成本發明的目的。

此處，所謂多邊形鐵氧體、變韌鐵鐵氧體、麻田散體、回火麻田散體的面積率，是指各相的面積在觀察面積中所佔的比例，多邊形鐵氧體、麻田散體、變韌鐵鐵氧體、回火麻田散體的面積率是利用以下所示的方法求出。對鋼板的板厚剖面進行研磨後，利用3%硝酸浸蝕液(Nital)加以腐蝕，對板厚1/4位置利用掃描式電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope，SEM)以1500倍的倍率拍攝3個視場，對其使用Media Cybernetics公司製造的Image-Pro區分塗佈各視場的對象組織，求出對象組織在該視場中所佔的面積率，求出各視場的面積率的平均值作為對象組織的面積率。另外，關於殘留沃斯田體的面積率，將鋼板研磨至板厚1/4位置為止後，藉由化學研磨進一步研磨0.1mm，對所得的面利用X射線繞射裝置使用Mo的Kα射線測定fcc鐵的(200)面、(220)面、(311)面與bcc鐵的(200)面、(211)面、(220)面的積分強度，由該積分強度求出殘留沃斯田體的比例，將該比例作為殘留沃斯田體的面積率。另外，關於原沃斯田體的平均粒徑，對鋼板的板厚剖面進行研磨後，利用3%硝酸浸蝕液加以腐蝕，對板厚1/4位置利用SEM(掃描式電子顯微鏡)以1500倍的倍率進行觀察，將視場的原沃斯田體晶界所包圍的組織的面積的合計值除以其個數而求出平均面積，將其平方根作為平均粒徑。

3)製造條件

本發明的高強度熔融鍍鋅鋼板是以如下方式製造。首先，對具有上述成分組成的坯材實施熱軋、酸洗，或進一步實施冷軋。繼而，於連續退火中，以5℃/s以上的平均加熱速度加熱至500℃~Ac₁點為止，加熱至Ac₃點-20℃~1000℃的溫度範圍內並保持10秒~1000秒後，自750℃起以15℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至Ms點-80℃~Ms點-30℃的溫度範圍為止。進而，將鋼板加熱至350℃~ 500℃並保持10秒~600秒後，實施熔融鍍鋅，或進一步進行鍍覆合金化處理。以下加以詳細說明。

將具有上述成分組成的鋼熔製而製成坯材，對坯材進行熱軋後，冷卻並加以捲取。若熱軋後的捲取溫度超過650℃，則生成黑色污痕，鍍覆性降低。另一方面，若熱軋後的捲取溫度小於400℃，則熱軋板的形狀惡化。因此，熱軋後的捲取溫度較佳為設定為400℃~650℃。

繼而，較佳為對熱軋板實施酸洗，將熱軋板表層的垢皮(scale)去除。酸洗步驟並無特別限定，亦可利用常法。視需要對酸洗後的熱軋板實施冷軋。冷軋步驟並無特別限定，亦可利用常法。對酸洗後的熱軋板或冷軋後的冷軋板於以下條件下進行連續退火。

直至500℃~Ac₁點為止的平均加熱速度：5℃/s以上

若直至500℃~Ac₁點為止的平均加熱速度小於5℃/s，則由於再結晶而沃斯田體變得粗大，無法獲得本發明的微組織。因此，將直至500℃~Ac₁點為止的平均加熱速度設定為5℃/s以上。

加熱至Ac₃點-20℃~1000℃的溫度範圍內並均熱保持10秒~1000秒

若均熱保持溫度低於Ac₃點-20℃，則沃斯田體的生成變得不充分，無法獲得本發明的微組織。另一方面，若均熱保持溫度超過1000℃，則沃斯田體變得粗大，退火後的構成相變得粗大而使韌性等降低。因此，均熱保持溫度是設定為Ac₃點-20℃~1000℃。若均熱保持時間小於10秒，則沃斯田體的生成變得不充分，無法獲得本發明的微組織。另外，若均熱保持時間超過1000秒則導致成本增加。因此，均熱保持時間是設定為10秒~1000秒。

自750℃起以15℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至Ms點-80℃~Ms點-30℃的溫度範圍為止

若自750℃起冷卻至Ms點-80℃~Ms點-30℃的溫度範圍為止的平均冷卻速度小於15℃/s，則冷卻過程中生成大量的鐵氧體，無法獲得本發明的微組織。因此將平均冷卻速度設定為15℃/s以上。

冷卻停止溫度：Ms點-80℃~Ms點-30℃

若冷卻至冷卻到達溫度為止，則沃斯田體的一部分變態為麻田散體，於此後的再加熱時或鍍覆合金化處理時，麻田散體成為回火麻田散體，未變態沃斯田體成為殘留沃斯田體或者麻田散體或變韌鐵。此時，若冷卻到達溫度超過Ms點-30℃，則回火麻田散體量變得不充分，若小於Ms點-80℃則未變態沃斯田體明顯減少，且回火麻田散體增加，故無法獲得本發明的微組織。因此，冷卻到達溫度是設定為Ms點-80℃~Ms點-30℃。

再加熱溫度：350℃~500℃

若冷卻至冷卻到達溫度為止後，再加熱至350℃~500℃的溫度範圍，則冷卻時生成的麻田散體回火而成為回火麻田散體，另外，未變態沃斯田體中進行C濃化，作為殘留沃斯田體而變得穩定。另外，進行變韌鐵變態，C自變韌鐵鐵氧體擴散而使未變態沃斯田體變得更穩定。若再加熱溫度小於350℃，則所進行的變韌鐵變態成為含有碳化物的變韌鐵，故未變態沃斯田體中C不太濃化，作為殘留沃斯田體的穩定性變得不充分。另一方面，若超過500℃則未變態沃斯田體容易生成碳化物或發生波來體變態，無法獲得本發明的微組織。因此，再加熱溫度是設定為350℃~500℃。較佳為380℃~480℃。

再加熱溫度下的保持時間：10秒~600秒

若保持時間小於10秒，則變韌鐵的生成變得不充分，另外，若超過600秒則未變態沃斯田體容易生成碳化物或發生波來體變態，無法獲得本發明的微組織。因此保持時間是設定為10秒~600秒。

熔融鍍鋅處理較佳為將藉由上述操作所得的鋼板浸漬於440℃以上、500℃以下的鍍鋅浴中，其後藉由氣體擦拭(gas wiping)等來調整鍍覆附著量而進行。於進一步將鍍鋅合金化時，較佳為於460℃以上、550℃以下的溫度範圍內保持1秒以上、40秒以下而合金化。鍍鋅較佳為使用Al量為0.08%~0.18%的鍍鋅浴。

對於實施了熔融鍍鋅合金化處理後的鋼板，可進行調質軋壓以矯正形狀或調整表面粗度等。另外，亦可實施樹脂或油脂塗佈等各種塗佈處理。

其他製造方法的條件並無特別限定，較佳為於以下條件下進行。

對於坯材而言，為了防止巨偏析，較佳為利用連續鑄造法而製造，亦可藉由造塊法、薄坯鑄造法而製造。對坯材進行熱軋時，亦可將坯材暫且冷卻至室溫為止，其後再加熱並進行熱軋，或亦可不將坯材冷卻至室溫而裝入至加熱爐中進行熱軋。或亦可應用節能製程，即稍許保熱後立即進行熱軋。於對坯材進行加熱的情形時，為了使碳化物溶解、或防止軋壓負荷的增大，較佳為加熱至1100℃以上。另外，為了防止垢皮損耗的增大，坯材的加熱溫度較佳為設定為1300℃以下。

於對坯材進行熱軋時，就即便降低坯材的加熱溫度亦防止軋壓時的故障(trouble)的觀點而言，亦可對粗軋後的粗棒進行加熱。另外，可應用所謂連續軋壓製程，即將粗棒彼此接合並連續進行精軋。精軋有時會使異向性增大，使冷軋、退火後的加工性降低，故較佳為於Ar₃變態點以上的精加工溫度下進行。另外，為了實現軋壓負荷的減小或形狀、材質的均勻化，較佳為於精軋的整個路徑或一部分路徑上實施摩擦係數成為0.10~0.25的潤滑軋壓。

捲取後的鋼板是藉由酸洗等將垢皮去除後，對熱軋板於上述條件下進行退火，或對熱軋板進行冷軋後於上述條件下進行退火，實施熔融鍍鋅。於實施冷軋的情形時，較佳為將冷軋率設定為40%以上。另外，為了減小冷軋時的軋壓負荷，亦可對捲取後的鋼板實施熱軋板退火。

[實例]

藉由轉爐將表1所示的成分組成的鋼熔製，藉由連續鑄造而製成鋼坯(表1中，N為不可避免的雜質)。將該些鋼坯加熱至1200℃後進行粗軋、精軋，以捲取溫度為400℃ ~650℃的範圍進行捲取，製成板厚為2.3mm的熱軋板。繼而，對一部分藉由批次處理於到達溫度為600℃、熱處理時間為5小時的條件下實施軟質化，酸洗後，冷軋至板厚1.4mm而製造冷軋鋼板並進行退火。對於另一部分，對熱軋至板厚2.3mm為止而成的鋼板進行酸洗並直接進行退火。退火是藉由連續熔融鍍鋅線於表2、表3所示的條件下進行，浸漬於460℃的鍍覆浴中，形成附著量為35g/m²~45g/m²的鍍覆物，以10℃/s的冷卻速度進行冷卻而製作熔融鍍鋅鋼板1~熔融鍍鋅鋼板29。對於另一部分，鍍覆後進一步於525℃下進行鍍覆合金化處理，以10℃/s的冷卻速度進行冷卻，製作合金化熔融鍍鋅鋼板。繼而，對所得的鍍覆鋼板利用上述方法測定多邊形鐵氧體、變韌鐵鐵氧體、麻田散體、回火麻田散體的面積率、殘留沃斯田體的面積率及原沃斯田體的平均粒徑。另外，於與軋壓方向成直角的方向上採取JIS5號拉伸試片，以10^-3的應變速度進行拉伸試驗。進而，採取150mm×150mm的試驗片，依據JFST 1001(日本鋼鐵聯盟標準，2008年)進行3次擴孔試驗而求出平均擴孔率(%)，評價延伸凸緣性。將結果示於表4、表5中。

於本發明中，YR達到70%以下，可確認具有高的形狀凍結性。另外，TS達到1180MPa以上，EL達到14%以上，λ達到30%以上，可確認具有高強度及成形性。因此，根據本發明例，可獲得形狀凍結性優異的熔融鍍鋅鋼板，而發揮對汽車的輕量化作出貢獻、對汽車車體的高性能化作出較大貢獻的優異效果。

根據本發明，可獲得一種拉伸強度(TS)為1180MPa以上、總伸長率(EL)為14%以上、擴孔率(λ)為30%以上且降伏比(YR)為70%以下的成形性與形狀凍結性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板。若將本發明的高強度熔融鍍鋅鋼板用於汽車用零件用途，則可對汽車的輕量化作出貢獻，對汽車車體的高性能化作出較大貢獻。

Claims

一種成形性與形狀凍結性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於：其具有以質量%計而含有0.10%~0.35%的C、0.5%~3.0%的Si、1.5%~4.0%的Mn、0.100%以下的P、0.02%以下的S及0.010%~0.5%的Al，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的成分組成；並且微組織以面積率計而含有0%~5%的多邊形鐵氧體、5%以上的變韌鐵鐵氧體、5%~20%的麻田散體、30%~60%的回火麻田散體及5%~20%的殘留沃斯田體；且原沃斯田體的平均粒徑為15μm以下。
如申請專利範圍1項所述之成形性與形狀凍結性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其以質量%計而更含有選自0.005%~2.00%的Cr、0.005%~2.00%的Mo、0.005%~2.00%的V、0.005%~2.00%的Ni及0.005%~2.00%的Cu中的至少一種元素。
如申請專利範圍第1項或第2項所述之成形性與形狀凍結性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其以質量%計而更含有選自0.01%~0.20%的Ti及0.01~0.20%的Nb中的至少一種元素。
如申請專利範圍第1項或第2項所述之成形性與形狀凍結性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其以質量%計而更含有0.0005%~0.0050%的B。
如申請專利範圍第1項或第2項所述之成形性與形狀凍結性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其以質量%計而更含有選自0.001%~0.005%的Ca及0.001%~0.005%的REM中的至少一種元素。
如申請專利範圍第1項或第2項所述之成形性與形狀凍結性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中鍍鋅為合金化鍍鋅。
一種成形性與形狀凍結性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於：對具有如申請專利範圍第1項至第5項中任一項所述之成形性與形狀凍結性優異的高強度熔融鍍鋅鋼板的成分組成的坯材進行熱軋或進一步進行冷軋，其後於實施連續退火時，以5℃/s以上的平均加熱速度加熱至500℃~Ac₁點，加熱至Ac₃點-20℃~1000℃的溫度範圍內並保持10秒~1000秒後，自750℃起以15℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至Ms點-80℃~Ms點-30℃的溫度範圍後，加熱至350℃~500℃並保持10秒~600秒後，實施熔融鍍鋅或進一步進行鍍覆合金化處理，藉此具有以面積率計而含有0%~5%的多邊形鐵氧體、5%以上的變韌鐵鐵氧體、5%~20%的麻田散體、30%~60%的回火麻田散體及5%~20%的殘留沃斯田體且原沃斯田體的平均粒徑為15μm以下的微組織。