本发明涉及高强度熔融镀锌钢板(high strength galvanized steel sheet)及 其制造方法，所述高强度熔融镀锌钢板适于应用到汽车车身的骨架构件用 途，且弯曲加工性(bendability)、耐疲劳特性及表面外观优异，拉伸强度(TS) 为780MPa以上。
背景技术：
用于汽车部件等的高强度熔融镀锌钢板在其用途的特征方面要求强度 高，而且还要求加工性(formability)优异。
另外，近年来，从保护地球环境的观点考虑，为了限制CO2排放量，要 求改善汽车的油耗。而且，为了在碰撞时确保乘客的安全，也要求提高以汽 车车身的碰撞特性(crash safety properties of automotive bodies)为中心的安全 性。从该观点考虑，正在积极地推进汽车车身的轻质化及汽车车身的强化。
为了同时满足汽车车身的轻质化和强化，可以认为使部件原材料高强度 化，且在刚性(rigidity)不成问题的范围内减小板厚而实现轻质化是很有效的。 最近，高强度钢板已经被积极地用于汽车部件，适用于汽车的结构构件、加 强构件的钢板的拉伸强度(TS：Tensile Strength)达到780MPa以上，优选为 980MPa以上，更优选为1180MPa以上。另外，目前在高强度钢板的成型中， 虽然轻加工的形状是主体，但也开始研究对复杂形状部件的应用。
但是，通常随着钢板的高强度化，存在加工性下降的倾向，因此作为应 用高强度钢板时的课题，可举出抑制压制成型时的破裂(cracking in press-forming)。特别是对于拉伸强度为780MPa以上的高强度钢板而言，由 于通过弯曲成型而加工的部件增加，因此弯曲加工性变得重要。另外，考虑 到随着伴随高强度化而来的部件的薄壁化(gauge down)，需要平面弯曲疲劳 特性(bending-fatigue property)比以往更高的部件有所增加。另外，对于拉伸 强度为780MPa以上的高强度钢板而言，在高强度化中，为了确保给定量的 马氏体而增加C、Mn等的添加量、为了固溶强化铁素体相而增加Si的添加 量。Si、Mn因为是比Fe更易氧化的易氧化性元素，因此在制造含有大量 Si、Mn的熔融镀锌钢板及合金化熔融镀锌钢板时，确保镀敷性(zinc coatability and surface appearance quality)成为课题。即，在通常的退火炉所使 用的非氧化性气体氛围中或还原气体氛围中，钢中所含的Si、Mn会被选择 性氧化(selective oxidation)，因此发生表面富集而形成氧化物。这些Si、Mn 的氧化物的存在使镀敷处理时的熔融锌对钢板的润湿性下降，存在可能产生 未镀敷(bare spot)的隐患。
针对于此，在专利文献1中，公开了如下方法：通过预先在氧化性气体 氛围中加热钢板，以给定以上的氧化速度在表面快速生成Fe氧化膜，以此 来阻止钢板表面的添加元素的氧化，然后，通过利用还原退火将Fe氧化膜 还原来改善熔融锌的润湿性。但是，在钢板的氧化量多的情况下，有时存在 氧化铁附着于炉内轧辊(Roll in the furnace)上而在钢板上产生压痕(pressing flaw)的问题。
在专利文献2中公开了通过在退火后酸洗(pickling)钢板来去除表面的氧 化物，然后再次进行退火并进行熔融镀锌的方法。但是，在专利文献2中， 虽然记载了TS为590MPa级的强度级别的钢板，但没有关于TS为780MPa 以上的钢板的记载，另外也没有确认到关于弯曲加工性、疲劳特性的记载。
在专利文献3中公开了如下制造方法：将距钢板的表面10μm深度的钢 板表层部的组织设为铁素体相超过70％，并将距表面比10μm的深度更靠内 部的钢板内层部的铁素体百分率设为20～70％、且将平均结晶粒径设为5μm 以下，由此来制造弯曲性及疲劳特性优异的拉伸强度为980MPa以上的高强 度熔融镀锌钢板。在该技术中，通过将从200℃至500～800℃的中间温度的 一次升温时的空气比设为1.10～1.20，在钢板表面生成Fe氧化物，通过该氧 化物中的氧与钢中C结合而减少固溶C，其结果是仅钢板表层部的铁素体体 积分率增加，因此不会使疲劳特性变差，弯曲性得到改善。但是，在退火过 程中设为高空气比的情况下，富集在表面的氧化物会使镀敷处理时的与熔融 锌的润湿性下降，有可能发生未镀敷。另外，存在可能在炉内轧辊上附着该 氧化铁而在钢板上产生压痕的隐患。另外，在专利文献3中，作为弯曲性的 评价方法，用肉眼观察弯曲部外侧有无裂纹，求出不产生裂纹的最小的弯曲 半径，用该最小弯曲半径与板厚之比进行评价。但是，随着钢板的高强度化 的发展，弯曲性的评价方法也越来越严格，例如，有无裂纹需要使用放大镜、 显微镜来判断，且需要进行目前为止未被判断为裂纹的微小裂纹的评价。
在专利文献4中公开了一种拉伸强度为980MPa以上、且加工性、焊接 性及疲劳特性优异的高强度熔融镀锌钢板，作为该高强度熔融镀锌钢板的成 分体系，从加工性及焊接性的观点考虑降低了C、P、S量，从疲劳特性的 观点考虑降低了Cr且增加了Si量，该钢板含有体积分率为20～70％且平均 结晶粒径为5μm以下的铁素体相。但是，在专利文献4中，作为弯曲性的 评价方法，用肉眼观察弯曲部外侧有无裂纹，但随着高强度化的推进，弯曲 性的评价方法也越来越严格，例如，有无裂纹需要使用放大镜、显微镜来判 断，且需要进行目前为止未被判断为裂纹的微小裂纹的评价。另外，从提高 疲劳特性的观点考虑，添加有0.35％以上且低于0.80％的Si量，在专利文献 4中，虽然设为可避免未镀敷的量，但由于Si是比Fe更易氧化的易氧化性 元素，因此实际上确保镀敷性成为课题。但是，在专利文献4中没有与用于 确保镀敷性的技术相关的具体记载，在实施例中也未确认到与镀敷表面外观 的评价相关的记载。
专利文献5及6公开了一种弯曲加工性及疲劳强度优异的拉伸强度为 780MPa以上的熔融镀锌钢板，该熔融镀锌钢板的特征在于，具有多边形铁 素体组织及低温相变生成组织，且对于距钢板表面0.1mm深度的板面而言， 在改变板宽方向位置而用显微镜观察了20个视野时，多边形铁素体的面积 率的最大值满足80％以下，最小值满足10％以上，最大值与最小值之差满足 40％以下。但是，作为弯曲性的评价方法，在用模头固定了试验片的一侧以 后，以试验片的板厚+0.1mm的间隙使冲头下降，由此沿着模头肩半径进行 90°弯曲加工。在该方法中，JIS Z 2248规定的V形块法的90°弯曲试验的弯 曲顶点部受到的变形模式不同，因此有时最小弯曲半径评价为比V形块法 小(即，弯曲性加工性高)。另外，使用放大镜观察有无裂纹，以不发生微细 裂纹为基准进行判定，未对放大镜的放大率、微细裂纹进行具体定义。例如， 当将微细裂纹假设为毛发的直径时为约0.1mm，在用30倍的放大镜进行观 察的情况下为3mm，因此可以认为，如果采用30倍的放大镜，则能够有进 一步观察微小裂纹的余地。考虑到随着钢板的高强度化，弯曲性的评价方法 越来越严格的现状时，需要评价更微小的裂纹。另外，在专利文献6中没有 与用于确保镀敷性的技术相关的记载，在专利文献5中也是记载了为了不用 专用设备(预镀Fe等)地用于熔融镀锌用途而将Si量设为低于0.6％(优选为 0.5％以下，进一步优选为0.3％以下)的程度，在任一个实施例中都未确认到 与表面外观的评价相关的记载。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第2587724号公报
专利文献2：日本专利第3956550号公报
专利文献3：日本专利第5434960号公报
专利文献4：日本专利第4924730号公报
专利文献5：日本专利第5374193号公报
专利文献6：日本专利第5255361号公报
技术实现要素：
发明所要解决的课题
本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于，对于含有TS≥780MPa 的高强度化所需要的C、Mn等的钢板，提供一种表面外观、弯曲加工性及 耐疲劳特性优异的熔融镀锌钢板及其制造方法。
用于解决课题的方法
本发明人等为了实现上述目的而对应用于汽车车身的骨架构件的高强 度钢板进行开发时，针对各种薄钢板，对涉及到强度、弯曲加工性、耐疲劳 特性及表面外观的各种要素进行深入研究。其结果发现，对于含有C、Mn 的钢板而言，通过在适当地控制了一次退火条件之后实施轻压下及酸洗，能 够去除表面富集物，而且能够仅在表层附近导入应变，在其后的二次退火时 仅表层进行晶粒生长，由此能够在板厚方向上赋予硬度分布，可得到兼具弯 曲加工性和耐疲劳特性两者且表面外观优异的高强度熔融镀锌钢板。
本发明是基于以上的见解而完成的，以下为本发明的要旨。
[1]一种拉伸强度为780MPa以上且弯曲加工性、耐疲劳特性及表面外观 优异的高强度熔融镀锌钢板，其具有以下成分组成：以质量％计，含有C： 0.05％以上且0.15％以下、Si：0.01％以上且1.00％以下、Mn：2.2％以上且 3.5％以下、P：0.001％以上且0.050％以下、S：0.010％以下、酸溶Al(sol.Al)： 0.005％以上且0.100％以下、N：0.0001％以上且0.0060％以下，还含有选自 Nb：0.01％以上且0.10％以下、Ti：0.01％以上且0.10％以下中的一种以上， 余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述高强度熔融镀锌钢板的组织为：在钢板的板厚方向的1/2位置具有 以面积率计为5％以上且80％以下的铁素体相、以面积率计为20％以上且 70％以下的马氏体相、以及以面积率计为0％以上且25％以下的贝氏体相，
沿板厚方向距钢板的表层5μm位置的硬度为板厚方向的1/2位置的硬度 的80％以下，且沿板厚方向距钢板的表层15μm位置的硬度为板厚方向的1/2 位置的硬度的90％以上。
[2]如上述[1]所述的拉伸强度为780MPa以上且弯曲加工性、耐疲劳特性 及表面外观优异的高强度熔融镀锌钢板，除了所述成分组成以外，以质量％ 计，所述钢板还含有选自Mo：0.05％以上且1.00％以下、V：0.02％以上且 0.50％以下、Cr：0.05％以上且1.00％以下、B：0.0001％以上且0.0030％以下 中的一种以上。
[3]一种拉伸强度为780MPa以上且弯曲加工性、耐疲劳特性及表面外观 优异的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，所述高强度熔融镀锌钢板在钢板的 板厚方向的1/2位置具有以面积率计为5％以上且80％以下的铁素体相、以 面积率计为20％以上且70％以下的马氏体相、以及以面积率计为0％以上且 25％以下的贝氏体相，沿板厚方向距钢板的表层5μm位置的硬度为板厚方向 的1/2位置的硬度的80％以下，且沿板厚方向距钢板的表层15μm位置的硬 度为板厚方向的1/2位置的硬度的90％以上，
该方法包括：将由上述[1]或[2]所述的成分组成构成的钢坯进行热轧、 冷轧，实施一次退火，进行轻压下轧制及酸洗后，实施二次退火，接下来， 实施熔融镀锌处理，从而制造高强度熔融镀锌钢板，其中，
在所述一次退火中，在600～750℃的温度范围以0.1℃/秒以上且低于3 ℃/秒的平均加热速度进行加热，在750～850℃的退火温度下保持10～500秒 钟，然后以1～15℃/秒的平均冷却速度从所述退火温度冷却至600℃以下的 冷却停止温度，
在所述轻压下轧制中，实施压下率为0.3％以上且2.0％以下的轻压下，
在所述酸洗中，以换算为Fe计钢板的酸洗失重为0.05～5g/m2，
在所述二次退火中，在750～850℃的退火温度下保持10～500秒钟之后， 从所述退火温度以1～15℃/秒的平均冷却速度进行冷却，浸渍于镀锌浴中实 施熔融镀锌处理，
在所述熔融镀锌处理后，以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却至150℃。
[4]如上述[3]所述的拉伸强度为780MPa以上且弯曲加工性、耐疲劳特性 及表面外观优异的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，所述高强度熔融镀锌钢 板在钢板的板厚方向的1/2位置具有以面积率计为5％以上且80％以下的铁 素体相、以面积率计为20％以上且70％以下的马氏体相、以及以面积率计为 0％以上且25％以下的贝氏体相，沿板厚方向距钢板的表层5μm位置的硬度 为板厚方向的1/2位置的硬度的80％以下，且沿板厚方向距钢板的表层15μm 位置的硬度为板厚方向的1/2位置的硬度的90％以上，
在所述热轧中，在精轧结束后3秒钟以内开始进行冷却，以平均冷却速 度5～200℃/秒在精轧温度～(精轧温度-100℃)的温度范围进行冷却，以卷取温 度450～650℃的温度进行卷取，
所述冷轧以压下率30％以上进行轧制。
[5]如上述[3]或[4]所述的拉伸强度为780MPa以上且弯曲加工性、耐疲 劳特性及表面外观优异的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，所述高强度熔融 镀锌钢板在沿板厚方向距钢板的表层5μm位置的硬度为板厚方向的1/2位置 的硬度的80％以下，且沿板厚方向距钢板的表层15μm位置的硬度为板厚方 向的1/2位置的硬度的90％以上，其中，
在所述熔融镀锌处理后，进一步实施合金化处理。
另外，在本发明中，高强度熔融镀锌钢板是以拉伸强度(TS)为780MPa 以上、且实施了熔融镀锌处理的钢板(GI：galvanized steel sheet)、在熔融镀 锌之后进一步实施了合金化处理的钢板(GA：galvannealed steel sheet)中的任 一种作为对象。
发明的效果
根据本发明，可得到拉伸强度(TS)为780MPa以上、优选为980MPa以 上、更优选为1180MPa以上的高强度、且弯曲加工性、耐疲劳特性及表面 外观优异的高强度熔融镀锌钢板。在将本发明的高强度熔融镀锌钢板应用于 汽车车身的骨架构件时，能够极大的有助于提高碰撞安全性的提高、轻质化。
具体实施方式
以下，对本发明进行详细说明。
首先，对本发明的成分组成的限定理由进行说明。需要说明的是，与成 分相关的“％”表示质量％的意思。
C：0.05％以上且0.15％以下
C(碳)是对钢板的高强度化有效的元素，通过形成马氏体而有助于高强 度化。另外，C通过与Nb、Ti这样的碳化物形成元素形成微小的合金化合 物或合金碳氮化物而有助于高强度化。为了获得这些效果，C量需要设为 0.05％以上。另一方面，在C量超过0.15％超时，点焊性会显著变差，另外， 钢板因马氏体相的增加而硬质化，有时弯曲加工性等加工性下降。因此，C 量设为0.05％以上且0.15％以下。从稳定地确保980MPa以上的TS的观点考 虑，优选为0.08％以上，从稳定地确保1180MPa以上的TS的观点考虑，更 优选为0.12％以上。
Si：0.01％以上且1.00％以下
Si(硅)是主要通过固溶强化(solid solution strengthening)而有助于高强度 化的元素，且是延展性下降相对于强度上升较少并且不仅有助于强度的提高 还有助于强度与延展性的平衡的提高的元素。为了获得该效果，Si量需要设 为0.01％以上。另一方面，当Si量超过1.00％时，容易在钢板表面形成Si 系氧化物，有时成为未镀敷的原因。因此，Si量设为0.01％以上且1.00％以 下，优选为0.01％以上且0.05％以下。
Mn：2.2％以上且3.5％以下
Mn(锰)是通过固溶强化及形成马氏体而有助于高强度化的元素，为了获 得该效果，需要含有2.2％以上。另一方面，当Mn量超过3.5％时，会导致 原料成本的增加，并且因Mn的偏析等而形成相变点局部不同的组织，作为 其结果，易成为带状地存在铁素体相和马氏体相的不均匀的组织，有时弯曲 加工性等加工性下降。另外，Mn以氧化物的形式富集于钢板表面，有时成 为未镀敷的原因。另外，Mn使点焊部的韧性下降，有时使焊接特性下降。 因此，Mn量设为2.2％以上且3.5％以下。另外，从稳定地确保980MPa以上 的TS的观点考虑，Mn量优选为2.5％以上，从稳定地确保1180MPa以上的 TS的观点考虑，Mn量优选为2.7％以上。
P：0.001％以上且0.050％以下
P(磷)是通过固溶强化而对钢板的高强度化有效的元素。但是，在P量 低于0.001％时，不仅不表现出其效果，有时还会在炼钢工序中导致脱磷 (dephosphorization)成本的增加，因此P量设为0.001％以上。另一方面，当P 量超过0.050％时，焊接性明显变差。因此，P量设为0.001％以上且0.050％ 以下。优选为0.001％以上且0.030％以下。
S：0.010％以下
S(硫)是成为导致热脆性的原因的有害元素，除此以外，还是以硫化物 类夹杂物的形式存在于钢中而使钢板的加工性下降的有害元素。因此，S量 优选尽量降低，在本发明中，S量的上限设为0.010％。优选将S量设为0.008％ 以下。S量的下限没有特别限定。但是，当极低S化(过量地降低S量)时， 炼钢成本会增加，因此S量优选设为0.0001％以上。
酸溶Al(Sol.Al)：0.005％以上且0.100％以下
Al(铝)是作为脱氧材料而含有的元素。另外，由于Al具有固溶强化能力， 因此有效地对高强度化发挥作用。但是，在作为酸溶Al的Al量低于0.005％ 时，无法获得上述效果。另一方面，当作为酸溶Al的Al量超过0.100％时， 会导致原料成本的增加，并且也会变成诱发钢板的表面缺陷的原因。因此， 作为酸溶Al的Al量设为0.005％以上且0.100％以下。
N：0.0001％以上且0.0060％以下
当N(氮)量超过0.0060％时，会引起在钢中生成过量的氮化物，除了延 展性、韧性下降以外，有时也会导致钢板的表面性状变差。因此，N量设为 0.0060％以下。优选设为0.0050％以下。另外，从由铁素体的纯净化而实现 的延展性提高的观点考虑，N量越少越好。但是，当极低N化(过量地降低 N量)时，炼钢上的成本也会增加，因此N量的下限设为0.0001％。因此，N 量设为0.0001％以上且0.0060％以下。优选设为0.0050％以下。
选自Nb：0.01％以上且0.10％以下、Ti：0.01％以上且0.10％以下中的一 种以上
Nb：0.01％以上且0.10％以下
Nb(铌)通过与C、N形成碳化物、碳氮化物而有助于高强度化。另外， 通过因析出强化铁素体来降低与马氏体相的硬度差的效果而有助于弯曲加 工性的改善。另外，Nb具有使热轧板组织微细化的作用，冷轧、退火后的 铁素体及马氏体被均匀地微细化。通过该钢板组织的均匀微细化，有助于弯 曲加工性的提高。为了获得这样的效果，在含有Nb的情况下，Nb量设为 0.01％以上。优选设为0.03％以上。另一方面，当Nb量超过0.10％而过量地 含有时，会使热轧时的负荷增大，而且会提高冷轧时的变形阻力，有时难以 进行稳定的实际制造。另外，会使铁素体的延展性下降，有时弯曲加工性等 加工性下降。因此，Nb量设为0.01％以上且0.10％以下，优选设为0.03％以 上且0.10％以下。
Ti：0.01％以上且0.10％以下
Ti(钛)与Nb同样地通过与C、N形成碳化物、碳氮化物而有助于高强度 化。另外，通过因析出强化铁素体来降低与马氏体相的硬度差的效果而有助 于弯曲加工性的改善。另外，Ti与Nb同样地具有使热轧板微细化的作用， 冷轧、退火后的铁素体及马氏体被均匀微细化。通过该钢板组织的均匀微细 化效果，有助于弯曲加工性的提高。为了获得这种效果，在含有Ti的情况 下，Ti量设为0.01％以上。优选设为0.03％以上。另一方面，当Ti量超过 0.10％时，不仅该效果饱和，还会在铁素体中过量析出，使铁素体的延展性 下降。因此，Ti量设为0.01％以上且0.10％以下，优选设为0.03％以上且0.10％ 以下。
上述成分以外的余量由Fe及不可避免的杂质构成。
在本发明中，除了上述必须添加元素以外，还可根据需要进一步含有选 自Mo、V、Cr、B中的一种以上元素。
选自Mo：0.05％以上且1.00％以下、V：0.02％以上且0.50％以下、Cr： 0.05％以上且1.00％以下、B：0.0001％以上且0.0030％以下中的一种以上
Mo(钼)及Cr(铬)是通过提高淬火性、生成马氏体而有助于高强度化的元 素，可根据需要而含有。为了表现出这样的效果，优选这些元素分别含有 0.05％以上。另一方面，当Mo、Cr的含量分别超过1.00％时，不仅上述效 果饱和，还会导致原料成本的增加，因此两者的含量分别优选为1.00％以下。
V(钒)与Nb、Ti同样地通过形成微细的碳氮化物而有助于强度增加，因 此可根据需要而含有。为了表现出这样的效果，优选含有0.02％以上。另一 方面，当V量超过0.50％时，不仅上述效果饱和，还会导致原料成本增加， 因此V的含量优选为0.50％以下。
B(硼)通过提高淬火性、抑制在退火冷却过程中发生的铁素体的生成、 生成马氏体而有助于高强度化。为了获得该效果，需要含有0.0001％以上。 另一方面，当超过0.0030％时，上述的效果饱和，因此B量优选为0.0001％ 以上且0.0030％以下。
另外，在本发明中，只要在不损害本发明效果的范围内，可以适当含有 以下元素。
Cu(铜)在热轧时导致破裂，是成为发生表面缺陷的原因的有害元素。但 是，在本发明中，由于Cu所引起的对钢板特性的不良影响较小，因此可以 允许0.30％以下的含量。由此，可使用废料等来有效利用回收原料。
Ni(镍)与Cu同样地对钢板特性造成的影响较小。另外，具有防止产生 由添加Cu引起的表面缺陷的效果。上述效果可通过含有Cu含量的1/2以上 而表现出来。但是，当Ni的含量过量时，会助长由氧化皮的不均匀生成所 引起的其它表面缺陷的产生。因此，在含有Ni的情况下，其含量的上限设 为0.30％。
Ca(钙)通过控制MnS等硫化物的形状而具有提高延展性的效果。但是， 即使大量含有，其效果也有饱和的倾向。因此，在含有Ca的情况下，设为 0.0001％以上且0.0050％以下。
另外，可分别以0.0001～0.100％的范围含有具有控制硫化物类夹杂物的 形态的作用并由此有助于提高加工性的REM(稀土元素)、或者具有对钢板表 面的晶体进行整粒的作用的Sn(锡)、Sb(锑)。
除此以外，优选形成析出物的Zr(锆)、Mg(镁)等的含量尽量少，不需要 主动地添加。在添加的情况下，设为低于0.020％。更优选低于0.002％。
上述的Cu、Ni、Ca、REM、Sn、Sb、Zr及Mg有时作为不可避免的杂 质包含于本发明的钢板中。需要说明的是，在不可避免的杂质中，除了包含 在制造过程中不可避免地混入的成分以外，还包含在不损害本发明效果的范 围内添加的成分。
接着，对本发明的高强度熔融镀锌钢板的组织进行说明。
本发明的高强度熔融镀锌钢板的组织为：在钢板的板厚方向的1/2位置 具有以面积率计为5％以上且80％以下的铁素体相，以面积率计为20％以上 且70％以下的马氏体相、以及以面积率计为0％以上且25％以下的贝氏体相， 沿板厚方向距钢板的表层5μm位置的硬度为板厚方向的1/2位置的硬度的 80％以下，且沿板厚方向距钢板的表层15μm位置的硬度为板厚方向的1/2 位置的硬度的90％以上。
为了稳定地得到TS 780MPa以上，需要在钢板的板厚方向的1/2位置具 有以面积率计为5％以上且80％以下的铁素体相、以面积率计为20％以上且 70％以下的马氏体相、以及以面积率计为0％以上且25％以下的贝氏体相。
铁素体相的面积率：5％以上且80％以下
铁素体相为软质相，有助于钢板的延展性，因此在本发明中铁素体相以 面积率计为5％以上。另一方面，当铁素体相以面积率计超过80％而存在时， 会过度软质化，难以确保钢板的强度及耐疲劳特性。因此，铁素体相以面积 率计为5％以上且80％以下。从稳定地确保980MPa以上的TS的观点考虑， 优选铁素体相以面积率计为65％以下，从稳定地确保1180MPa以上的TS的 观点考虑，更优选铁素体相以面积率计为50％以下。
马氏体相的面积率：20％以上且70％以下
马氏体相为硬质相，通过相变组织强化，对使钢板的强度增加是有效的。 另外，由于马氏体是对疲劳破裂发展的阻碍，因此也对提高耐疲劳特性有效。 因此，从确保强度及耐疲劳特性的观点考虑，以面积率计将马氏体相设为 20％以上。另外，从稳定地确保980MPa以上的TS的观点考虑，优选设为 35％以上，从稳定地确保1180MPa以上的TS的观点考虑，更优选设为50％ 以上。另一方面，当马氏体的面积率超过70％时，有降低弯曲加工性的隐患， 因此以面积率计将马氏体设为70％以下。
贝氏体相的面积率：0％以上且25％以下
贝氏体相与马氏体同样地对钢的高强度化、耐疲劳特性的提高是有效 的，因此以面积率计可以含有25％以下。另一方面，当超过25％而过量存在 时，有时延展性等下降，因此以面积率计优选将贝氏体相设为25％以下。
需要说明的是，钢板组织有时含有珠光体相、残留奥氏体相及碳化物等 作为铁素体相、马氏体相及贝氏体相以外的余量组织，这些珠光体相、残留 奥氏体相及碳化物等以在板厚1/2位置的总面积率计允许为5％以下。
另外，上述面积率可通过如下方式求出：以板厚1/2位置的组织为代表， 具体而言以板厚3/8～5/8的区域的组织为代表，将钢板的L截面(平行于轧制 方向的垂直截面)进行研磨，然后用硝酸乙醇腐蚀液(nital)进行腐蚀，使用 SEM(扫描电子显微镜)以2000倍的倍率观察5个以上视野，对拍摄得到的组 织照片进行图像分析。详细情况在实施例中进行描述，在组织照片中，铁素 体为对比度稍黑的区域，珠光体为层状地生成有碳化物的区域，贝氏体为点 列状地生成有碳化物的区域，马氏体及残留奥氏体(残留γ)为带有白色对比 度的粒子。
另外，从兼顾弯曲加工性和耐疲劳特性的观点考虑，重要的是控制表层 的硬度。在沿板厚方向距钢板的表层5μm位置的硬度超过板厚方向的1/2位 置的硬度的80％的情况下，无法获得弯曲加工性的改善效果，不能得到良好 的弯曲加工性。另外，在沿板厚方向距钢板的表层15μm位置的硬度低于板 厚方向的1/2位置的硬度的90％的情况下，无法获得良好的耐疲劳特性。因 此，从兼顾弯曲加工性和耐疲劳特性的观点考虑，沿板厚方向距钢板的表层 5μm位置的硬度设为板厚方向的1/2位置的硬度的80％以下，且沿板厚方向 距钢板的表层15μm位置的硬度设为板厚方向的1/2位置的硬度的90％以上。 需要说明的是，钢板的表层的硬度的控制对象可以是单面，也可以是双面。 如果控制钢板的至少一个表层的硬度，即，如果如上所述规定表层的硬度， 则能够发挥本发明的效果。另外，硬度可通过下面叙述的实施例的方法进行 测定，例如，表层可在卷的表面侧的表层进行测定。需要说明的是，对于 1/2位置的硬度而言，在TS 780MPa级别时维氏硬度为260～330，在TS 980MPa级别时为330～390，在TS 1180MPa级别时为390～440。
接着，对本发明的高强度熔融镀锌钢板的制造方法进行说明。
本发明的高强度熔融镀锌钢板经过如下工序而制造，即，将调整至上述 成分组成范围内的钢进行熔炼，制成钢坯，接下来，进行热轧、冷轧、一次 退火、轻压下轧制、酸洗、二次(最终)退火、熔融镀锌处理。
钢坯制造
为了防止成分的宏观偏析，本发明的制造方法所使用的钢坯优选利用连 续铸造法进行制造，但也可以利用铸锭法、薄钢坯铸造法进行制造。另外， 除了应用在制造钢坯以后暂时冷却至室温并在其后再次进行加热的现有方 法以外，也可没有问题地应用于下述工艺：不冷却而以热片状态直接装入加 热炉内进行热轧的方法(直送轧制)、在稍微进行保温之后立即进行热轧的方 法(直送轧制、直接轧制)、或者在高温状态下直接装入加热炉内而省略一部 分再加热的方法(热片装入)等节能工艺。
钢坯加热温度：1150℃以上且1300℃以下(优选条件)
钢坯的加热阶段中存在的析出物在最终得到的钢板内以粗大析出物的 形式存在，对强度没有贡献。因此，铸造时析出的Ti、Nb系析出物需要再 溶解(re-solution)充分的量。另外，也需要通过清除钢坯表面的气泡、偏析等 缺陷，来减少钢板表面的裂纹、凹凸，实现平滑的钢板表面。从这样的观点 考虑，优选钢坯加热温度为1150℃以上。另一方面，当钢坯加热温度超过 1300℃时，会引起奥氏体晶粒的粗大化，最终组织粗大化(coarsening)，有时 会使弯曲加工性、拉伸凸缘性降低。因此，优选钢坯加热温度为1150℃以 上且1300℃以下。
热轧
对如上所述得到的钢坯实施包含粗轧及精轧的热轧。首先，钢坯通过粗 轧而制成薄板坯。需要说明的是，粗轧的条件不需要特别限定，可按常规方 法进行。另外，从防止由表面温度的下降引起热轧时的不良情况的观点考虑， 充分利用对薄板坯进行加热的薄板坯加热器是有效的方法。
精轧温度：850～950℃(优选条件)
在精轧温度低于850℃的情况下，组织不均匀，存在延展性、弯曲加工 性、拉伸凸缘性等加工性下降的隐患。另一方面，当精轧温度超过950℃时， 可确认到氧化物(氧化皮)的生成量急剧增加，基础钢板与氧化物的界面粗糙 (interface roughness)，存在酸洗及冷轧后的表面质量变差的倾向。另外，结 晶粒径变得过度粗大，有时在加工时产生压制表面的粗糙(surface roughness property after press forming)。因此，优选精轧温度为850～950℃。
从由组织的进一步微细化及均匀化来实现提高拉伸凸缘性、弯曲加工性 的观点考虑，优选上述热轧结束后的热轧板在精轧结束后3秒钟以内开始冷 却，以5～200℃/秒的平均冷却速度在精轧温度～(精轧温度-100℃)的温度范围 进行冷却，以450～650℃的温度卷取成卷。
冷却起始时间：3秒钟以内，精轧温度～(精轧温度-100℃)内的平均冷却 速度：5～200℃/秒以下(优选条件)
在精轧结束后开始冷却的时间超过3秒钟、且精轧温度～(精轧温度-100 ℃)的温度范围内的平均冷却速度低于5℃/秒的情况下，铁素体相会粗大地 析出，热轧板组织容易粗大化，且易成为层状地形成有铁素体相和珠光体相 的带状组织(banded structure)。这样的带状组织是在钢板内产生了成分浓度 不均的状态，因此在冷轧退火后易形成不均匀的组织，难以实现组织的均匀 微细化。因此，弯曲加工性、拉伸凸缘性等加工性有时会下降。另一方面， 即使精轧温度～(精轧温度-100℃)的温度范围内的平均冷却速度超过200℃/ 秒，效果也会饱和，因此精轧温度～(精轧温度-100℃)的温度范围内的平均冷 却速度优选为5～200℃/秒以下。
卷取温度：450℃以上且650℃以下(优选条件)
卷取温度会对Ti、Nb的碳化物、特别是对NbC的析出带来显著影响。 在卷取温度低于450℃时，NbC的析出不充分，NbC的析出在卷内容易变得 不均匀，存在因冷轧后的退火加热时的再结晶行为引起组织差异而导致弯曲 性下降的隐患。另外，当卷取温度超过650℃时，NbC粗大地析出，由NbC 带来的铁素体相的析出强化不充分，因此有时无法得到由降低与马氏体相的 硬度差效果所带来的拉伸凸缘性、弯曲加工性的改善效果。因此，卷取温度 优选设为450℃以上且650℃以下，进一步优选设为500℃以上且600℃以下。
冷轧
接下来，在进行了适当酸洗之后实施冷轧，制成冷轧板。酸洗并非必须， 可适当地进行。另外，在进行酸洗时，可在通常的条件下进行。
冷轧时的压下率：30％以上(优选条件)
在冷轧时的压下率低于30％时，退火时加热过程中会不均匀地发生再结 晶，有时无法得到均匀微细的退火组织，存在不均匀组织引起弯曲加工性下 降的隐患。因此，从促进退火时加热过程中的再结晶而得到更均匀微细组织 的观点考虑，冷轧时的压下率优选设为30％以上。另一方面，当压下率超过 70％时，轧制时对轧辊的负荷也会增高，存在发生钢板通过不良情况的隐患。 因而，更优选为30％以上且70％以下。
一次退火
600～750℃的温度范围的平均加热速度：0.1℃/秒以上且低于3℃/秒
在本发明中，由于在热轧钢板的阶段会使TiC、NbC析出，因此，经由 冷轧工序得到的冷轧钢板的再结晶温度为比较高的温度，在退火后易残留加 工组织。在该情况下，在轻压下、酸洗及二次(最终)退火后，容易形成不均 匀的组织，难以实现组织的均匀微细化，其结果是弯曲加工性、拉伸凸缘性 等加工性有时会下降。因此，在将冷轧钢板加热至退火温度时，需要促进再 结晶而确保材质均匀性。从这样的观点考虑，需要在600～750℃的温度范围 以平均加热速度低于3℃/秒的低速进行加热。需要说明的是，由于在加热温 度低于600℃的范围不发生再结晶，因此即使适当地控制加热速度，有时也 无法得到希望的再结晶组织。由于在超过750℃的范围的低速加热中进行铁 素体-奥氏体相变，因此有时因再结晶与铁素体-奥氏体相变的竞争而使二次 (最终)退火后的组织变得不均匀。另外，在600～750℃的温度范围的平均加 热速度低于0.1℃/秒时，结晶粒径变得粗大化，二次(最终)退火后的弯曲加 工性、拉伸凸缘性有时会下降。因此，平均加热速度设为0.1℃/秒以上。
在750～850℃的退火温度下保持10～500秒钟
在退火温度低于750℃时，在一次退火中再结晶有时未充分完成，由于 钢中残留的加工组织而在二次退火后容易形成不均匀的组织，在表层残留硬 质部，从而使表层5μm位置的硬度超过板厚1/2位置的硬度的80％。其结果 是弯曲加工性、拉伸凸缘性等加工性有时会下降。另一方面，在退火温度超 过850℃时，在退火中铁素体相、奥氏体相变得粗大化，因此，因冷却后的 组织的粗大化，二次退火后的组织也粗大化。其结果是弯曲加工性、拉伸凸 缘性有时会下降。另外，也存在导致生产性的下降、能源成本的增加的问题。 因此，退火温度设为750℃以上且850℃以下。从促进再结晶的进行的观点 考虑，保持时间设为10秒钟以上。另一方面，当保持时间超过500秒钟时， 结晶粒径变得粗大化，存在强度下降、表面性状变差、弯曲加工性、拉伸凸 缘性下降等对钢板的各特性造成不良影响的隐患。因此，退火的保持时间设 为10秒钟以上且500秒钟以下，优选设为20秒钟以上且200秒钟以下。
从750～850℃的退火温度至600℃以下的冷却停止温度的平均冷却速 度：1～15℃/秒
从退火温度至600℃以下的冷却停止温度的平均冷却速度超过15℃/秒 时，冷却中铁素体相的生成受到抑制，因此，在一次退火后会过量地生成马 氏体相、贝氏体相、珠光体相、残留奥氏体相等硬质相。与此相随，由于二 次(最终)退火后的马氏体相、贝氏体相的面积率超出本发明范围，因此导致 强度过高，有时引起延展性、弯曲加工性、拉伸凸缘性等加工性的变差。另 一方面，在平均冷却速度低于1℃/秒时，在冷却中生成的铁素体量过多，因 此在二次(最终)退火后无法得到给定的马氏体量，有时不能获得希望的TS。 另外，当冷却停止温度超过600℃时，在二次(最终)退火后无法得到给定的 马氏体量，有时不能获得希望的TS。因此，从750～850℃的退火温度至600 ℃以下的冷却停止温度的平均冷却速度设为1～15℃/秒，优选设为3～15℃/ 秒。该情况下的冷却优选为气冷，但也可通过炉冷、喷雾冷却、轧辊冷却、 水冷、或组合上述冷却方式来进行。上述一次退火优选通过连续退火法进行。
轻压下轧制
轻压下轧制时的压下率：0.3％以上且2.0％以下
通过在一次退火后实施0.3％以上的轻压下轧制，仅在钢板的极表层导 入应变。而且，此时在一次退火时生成的Si、Mn等易氧化性元素的表面富 集物受到损伤，容易在其后的酸洗中进行表面富集物的去除，有效地对镀敷 性的改善发挥作用。另外，在局部地导入了应变的极表层附近，在二次退火 时会显著发生应变诱导(strain induced)的晶粒生长，其结果是，与板厚中央 部相比，极表层附近形成存在有多数较粗大的铁素体晶粒的组织，由此在板 厚方向赋予硬度分布。在具有这样的硬度分布的钢板中，软质层仅限于极表 层，因此不使耐疲劳特性变差，能够提高弯曲加工性。另一方面，当轻压下 轧制时的压下率超过2.0％时，不仅上述效果饱和，而且导入应变的范围扩 大，因此二次退火后的软质层深度增加，由此存在耐疲劳特性下降的隐患。 因此，轻压下轧制时的压下率设为0.3％以上且2.0％以下。
酸洗
以换算为Fe计钢板的酸洗失重为0.05～5g/m2
一次退火时生成的Si、Mn等易氧化性元素的表面富集物使二次退火后 的镀敷性明显变差。因此，为了去除Si、Mn等表面富集物而改善镀敷性， 实施酸洗。这里，通过将以换算为Fe计钢板的酸洗失重设为0.05～5g/m2来 进行酸洗，能够完全去除表面富集物。例如，通过使用酸温度为40～90℃、 酸浓度为1～10质量％左右的酸(盐酸、硫酸、硝酸等)、且酸洗时间为1～20 秒钟的酸洗处理，可完全去除表面富集物。在酸洗液的浓度低于1质量％时， 以换算为Fe计酸洗失重低于0.05g/m2，由酸洗进行的表面富集物去除不充 分。当超过10质量％时，酸洗失重超过5g/m2，而且有时发生因过度酸洗而 引起的钢板表面的粗糙。另外，在酸的温度低于40℃时，以换算为Fe计酸 洗失重低于0.05g/m2，由酸洗进行的表面富集物的去除不充分。当超过90 ℃时，酸洗失重超过5g/m2，而且有时发生因过度酸洗而引起的钢板表面的 粗糙。另外，在酸洗时间低于1秒钟时，由酸洗进行的表面富集物的去除不 充分。当超过20秒钟时，有时发生因过度酸洗而引起的钢板表面的粗糙。 因此，作为酸洗条件，优选设为酸温度为40～90℃、酸浓度为1～10质量％、 酸洗时间为1～20秒钟，更优选设为酸温度为50～70℃、酸洗时间为5～10秒 钟。需要说明的是，上述的酸洗失重的换算为Fe的值可以根据酸洗前后的 钢板质量求出。
二次(最终)退火
在750～850℃的退火温度下保持10～500秒钟
在退火温度低于750℃时，无法在退火冷却后得到给定的马氏体量，有 时不能获得希望的强度。另一方面，当退火温度超过850℃时，在退火中铁 素体相、奥氏体相变得粗大化，冷却后的组织变得粗大化。因此，存在强度 下降、弯曲加工性、拉伸凸缘性下降的隐患。而且，在酸洗工序中去除的 Si、Mn再次发生表面富集，由于这些表面富集物，有时导致镀敷性变差。 另外，也有导致生产性的下降、能源成本的增加的问题。因此，退火温度设 为750℃以上且850℃以下。从进行铁素体-奥氏体相变的观点考虑，保持时 间设为10秒钟以上。另一方面，当保持时间超过500秒钟时，结晶粒径变 得粗大化，存在强度下降、弯曲加工性、拉伸凸缘性下降等对钢板的各特性 造成不良影响的隐患。而且Si、Mn再次发生表面富集，有时导致镀敷性变 差。因此，退火的保持时间设为10～500秒钟。
从750～850℃的退火温度以1～15℃/秒的平均冷却速度(一次冷却速度) 进行冷却
在以上述退火温度进行均热后，以平均冷却速度(一次冷却速度)：1～15 ℃/秒冷却至通常保持在420～500℃的镀锌液的温度。当平均冷却速度超过 15℃/秒时，冷却中铁素体相的生成受到抑制，过度地生成马氏体相、贝氏 体相等硬质相，因此导致强度过高，导致延展性、弯曲加工性、拉伸凸缘性 等加工性变差。另一方面，在低于1℃/秒时，冷却中生成的铁素体相的量过 多，有时无法获得希望的TS。因此，从退火温度至镀敷浴(温度)的平均冷却 速度设为1～15℃/秒。该情况下的冷却优选为气冷，但也可通过炉冷、喷雾 冷却、轧辊冷却、水冷、或组合上述冷却方式来进行。上述二次退火优选通 过连续退火法进行，特别优选使用下面叙述的具备了熔融镀锌处理设备的 CGL(continuous galvanizing line)来进行。
熔融镀锌处理或进一步合金化处理
在以上述一次冷却速度进行冷却后，浸渍于镀锌浴中实施熔融镀锌处 理。熔融镀锌处理可以利用常规方法进行。另外，在浸渍于镀锌浴而实施了 熔融镀锌处理之后，可根据需要实施镀锌的合金化处理。在该情况下，镀锌 的合金化处理可如下所述进行：例如，在熔融镀锌处理后，加热到500～650 ℃的温度范围，保持数秒钟～数十秒钟。作为镀锌条件，镀敷附着量为每一 面20～70g/m2，在合金化的情况下，镀敷层中的Fe％优选设为6～15％。
在熔融镀锌处理后或合金化处理后，以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却 至150℃
在熔融镀锌处理后或实施了合金化处理以后，在平均冷却速度(二次冷 却速度)低于5℃/秒的缓慢冷却中，在400～500℃附近生成珠光体相或贝氏体 相，无法得到给定量的马氏体相，有时不能获得希望的强度。另一方面，当 超过100℃/秒时，不仅过量地生成马氏体相，还会导致马氏体相过硬，延展 性、弯曲加工性、拉伸凸缘性有时会下降。另外，为了抑制妨碍加工性的珠 光体、碳化物等的析出，冷却停止温度设为150℃以下。因此，熔融镀锌处 理后或合金化处理后的平均冷却速度(二次冷却速度)设为5～100℃/秒。而且 冷却至150℃以下的温度。即，在冷却停止温度为150℃以下的条件下进行 冷却。另外，在本发明中，也可以为了形状矫正、表面粗糙度调整而对退火 后最终得到的高强度熔融镀锌钢板实施调质轧制或矫平加工。但是，在过度 地进行调质轧制时，会在表层导入过量的应变，形成晶粒伸展的轧制加工组 织，延展性、弯曲加工性有时会下降。因此，在进行调质轧制的情况下，优 选以伸长率计为0.1～1.5％左右。
实施例1
在转炉中对包含表1所示的成分组成的钢水进行熔炼，制成钢坯，然后 在表2所示的各种条件下实施热轧、冷轧、一次退火、轻压下轧制、酸洗、 二次退火、镀敷处理、合金化处理及调质轧制，制造了板厚为1.6mm的高 强度合金化熔融镀锌钢板(产品板)。这里，熔融镀锌处理将附着量调整为每 一面50g/m2(双面镀敷)，将镀敷层中的Fe％调整为9～12％。
对以上得到的合金化熔融镀锌钢板采集样品，按照下述方法进行组织观 察、硬度测定、并进行以相对于轧制方向为90°的方向(C方向)作为拉伸方 向的拉伸试验、弯曲试验及平面弯曲疲劳试验，对钢板组织进行鉴定，并且 测定铁素体相、马氏体相及贝氏体相的面积率、屈服强度(YP)、拉伸强度 (TS)、总伸长率(El)、极限弯曲半径、耐疲劳特性(耐久比)。另外，用肉眼观 察镀敷后外观、合金化后外观，对表面性状进行了评价。以下，对评价方法 进行具体说明。
(i)组织观察
从合金化熔融镀锌钢板采集组织观察用试验片，对L截面(与轧制方向 平行的垂直截面)进行机械研磨，用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，然后使用扫 描电子显微镜(SEM)以2000倍的倍率拍摄组织照片(SEM照片)，根据该组织 照片鉴定钢板的板厚方向1/2位置(即板厚3/8～5/8的区域)的钢板组织和测定 铁素体相及马氏体相的面积率。需要说明的是，对于从上述组织照片进行的 钢板组织的鉴定而言，铁素体相为对比度稍黑的区域，珠光体相为层状地生 成有碳化物的区域，贝氏体相为点列状地生成有碳化物的区域，马氏体相及 残留奥氏体(残余γ)相为带有白色对比度的粒子。进而，对上述试验片在250 ℃下实施4小时的回火处理，然后同样地得到组织照片，将层状地生成有碳 化物的区域作为热处理前的珠光体相的区域，将点列状地生成有碳化物的区 域作为热处理前的贝氏体相或马氏体相的区域，再次求出其面积率，将仍然 残留有白色对比度的微粒作为残留γ相进行测定，根据与回火处理前带有白 色对比度的粒子(马氏体相及残留γ相)的面积率之差求出马氏体相的面积 率。需要说明的是，各个相的面积率可以通过下述方式求得：在透明的OHP 板上对各相分部进行分层染色，获得图像，然后进行二值化，利用图像分析 软件(Microsoft公司制造的Digital Image Pro Plus er.4.0)来求出。
(ii)硬度测定
从合金化熔融镀锌钢板采集硬度测定用试验片，将L截面(与轧制方向 平行的垂直截面)进行机械研磨，在板厚方向上距表层5μm的位置、在板厚 方向上距表层15μm的位置及板厚方向的1/2位置各测定10个点的维氏硬 度，求出10个点的平均值。另外，关于距表层5μm的位置及15μm的位置， 分别计算出相对于板厚1/2位置的硬度的比例。需要说明的是，对于测定载 荷而言，在距表层5μm的位置及15μm的位置以1gf实施，在板厚1/2位置 以100gf实施。
(iii)拉伸特性
从合金化熔融镀锌钢板采集以与轧制方向成90°的方向(C方向)作为拉 伸方向的JIS5号拉伸试验片(JIS Z 2201)，进行按照JIS Z 2241的规定实施的 拉伸试验，测定了YP、TS、El。需要说明的是，拉伸试验的评价基准为TS ≥780MPa，优选为TS≥980MPa，更优选为TS≥1180MPa、TS×El≥ 15000MPa·％。
(iv)弯曲加工性(极限弯曲半径)
从合金化熔融镀锌钢板上采集宽度30mm、长度100mm的弯曲试验片， 使得轧制方向(L方向)为弯曲轴(Bending direction)，利用JIS Z 2248规定的V 形块法，以各弯曲半径实施n＝3的试验，以三块均未确认到产生裂纹的弯曲 半径作为极限弯曲半径，用其与板厚之比进行评价。这里，裂纹的有无通过 以下方式确认：关于弯曲部外侧，利用30倍的放大镜进行观察，将相对于 试验片的宽度30mm完全没有裂纹的试验片作为◎，将相对于试验片的宽度 30mm确认有5个以内的长度为0.2μm以下的微小裂纹的试验片作为○，将 确认有1个以上的长度超过0.2μm的裂纹的试验片及相对于试验片的宽度 30mm确认有5个以上的长度为0.2μm以下的微小裂纹的试验片作为×，将 ◎和○认为未发生裂纹。弯曲性的评价基准为极限弯曲半径/板厚(R/t)≤3.0。
(v)耐疲劳特性
疲劳试验的试验片使用形状为在应力负荷部分带有30.4mm的R且最小 宽度为20mm的试验片，试验按照JIS Z 2275在完全交变应力(completely reversed tension)(应力比：1)、频率20Hz的条件下进行，以重复次数超过107的应力作为疲劳极限(FL)，用作为疲劳极限与拉伸强度(TS)之比的耐久比 (FL/TS)进行评价。需要说明的是，平面弯曲疲劳试验的评价基准为耐久比 ≥0.42，优选为耐久比≥0.45，更优选为耐久比≥0.50。
(vi)表面性状
通过肉眼观察评价镀敷后的外观，将完全没有未镀敷的试验片作为○， 将发生了未镀敷的试验片作为×。另外，关于合金化后的外观，将确认有合 金化不均的试验片作为×，将无合金化不均且得到了均匀外观的试验片作为 ○。
将得到的结果示于表3。
由表3可知，对于No.2～12的本发明例的钢板而言，TS≥780MPa以上 (优选为TS≥980MPa，更优选为TS≥1180MPa)、TS×El≥15000MPa·％、R/t ≤3.0、耐久比≥0.42(优选为耐久比≥0.45，更优选为耐久比≥0.50)，是弯曲 加工性及耐疲劳特性优异的高强度钢板。而且，未确认到发生未镀敷、合金 化不均，是具有良好的表面性状的钢板。
相比之下，由于比较例的No.1的C量及Mn量在本发明范围以外，因 此不能获得希望的马氏体量，未实现TS≥780MPa及耐久比≥0.42。由于比 较例的No.14的C量、Si量、Mn量、Nb量及Ti量均大于本发明范围，因 此马氏体量过量，El下降，未实现TS×El≥15000MPa·％。而且，由于Nb 量及Ti量过量，因此热轧时的轧制负荷增高，存在制造性降低的隐患。
实施例2
在转炉中对包含表1所示的钢B、D及H的成分组成的钢水进行熔炼， 制成钢坯，然后在表4所示的各种条件下实施热轧、冷轧、一次退火、轻压 下轧制、酸洗、二次退火、镀敷处理及调质轧制，制造了板厚为1.6mm的 高强度熔融镀锌钢板(产品板)。一部分在镀敷处理后进行合金化处理，制成 了高强度合金化熔融镀锌钢板(产品板)。这里，熔融镀锌处理将附着量调整 为每一面50g/m2(双面镀敷)，将镀敷层中的Fe％调整为9～12％。
利用与实施例1同样的方法，对以上得到的合金化熔融镀锌钢板鉴定钢 板组织，并且测定铁素体相、马氏体相及贝氏体相的面积率、屈服强度(YP)、 拉伸强度(TS)、总伸长率(El)、极限弯曲半径、耐疲劳特性，通过肉眼观察 镀敷后外观、合金化后外观，对表面性状进行了评价。
将结果示于表5。
由表5可知，对于No.15～17、24～26、30～32的本发明例的钢板而言， TS≥780MPa以上(优选为TS≥980MPa，更优选为TS≥1180MPa)、TS×El ≥15000MPa·％、R/t≤3.0、耐久比≥0.42(优选为耐久比≥0.45，更优选为耐 久比≥0.50)，是弯曲性及耐疲劳特性优异的高强度钢板。另外，未确认到发 生未镀敷、合金化不均，是具有良好的表面性状的钢板。
相比之下，由于比较例的No.18的酸洗失重低于本发明，因此由酸洗进 行的表面富集物的去除不充分，发生了未镀敷、合金化不均，表面性状不良。
由于比较例的No.19在二次退火时的二次冷却速度低于本发明范围，因 此不能确保希望的马氏体量，未实现TS≥780MPa。
由于比较例的No.20在轻压下轧制工序中的压下率低于本发明范围，因 此极表层附近的晶粒生长不充分，表层5μm位置的硬度超过了板厚1/2位置 的硬度的80％，未实现R/t≤3.0。
由于比较例的No.21在二次退火工序中的一次冷却速度低于本发明范 围，因此导致在冷却中生成的铁素体量过多，其结果是无法确保给定量的马 氏体量，未实现TS≥780MPa。
由于比较例的No.22的酸洗失重大于本发明范围，因此发生因过度酸洗 造成的钢板表面的粗糙，表面性状不良。
由于比较例的No.23在二次退火时的退火温度低于本发明范围，因此无 法确保给定量的马氏体量，未实现TS≥780MPa。
由于比较例的No.27在一次退火工序中的退火温度低于本发明范围，因 此，由于一次退火后的未再结晶组织所引起的硬质表层的残留而未实现R/t ≤3.0。
由于比较例的No.28在一次退火工序中的退火时间低于本发明范围，因 此，由于一次退火后的未再结晶组织所引起的硬质表层的残留而未实现R/t ≤3.0。
由于比较例的No.29在轻压下轧制工序中的压下率大于本发明范围，因 此，由于导入轧制应变的范围的扩大所引起的二次退火后软质层深度的增加 而使表层15μm位置的硬度低于板厚1/2位置的硬度的90％，未实现耐久比 ≥0.42。
由于比较例的No.33在一次退火工序中的600～750℃的平均加热速度低 于本发明范围，因此过度地生成一次退火后的马氏体层，由此过度地生成二 次退火后的马氏体相，因此未实现R/t≤3.0。
由于比较例的No.34在一次退火工序中的退火温度大于本发明范围，因 此铁素体相的生成受到抑制，过度地生成马氏体相。其结果是铁素体的面积 率低于本发明范围，而且马氏体相的面积率大于本发明范围，因此未实现 TS×El≥15000MPa·％及R/t≤3.0。
由于比较例的No.35的一次冷却速度大于本发明范围，因此冷却中的铁 素体相的生成受到抑制，过度地生成马氏体相。其结果是马氏体相的面积率 大于本发明范围，因此未实现R/t≤3.0。
工业实用性
本发明的熔融镀锌钢板不仅具有高拉伸强度，而且表面外观优异，并且 弯曲加工性、耐疲劳特性优异。因此，在将本发明的钢板应用于汽车车身的 骨架构件时，能够对碰撞安全性的提高、轻质化作出很大的贡献。另外，不 局限于汽车部件，也适合作为建筑及家电领域的原材料。