JP5321765B1 - 引張最大強度９８０ＭＰａ以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記母材鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４０％未満、Ｓｉ：０．５〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％を含有し、Ｏ：０．００６％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下に制限され、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、前記母材鋼板のミクロ組織は、体積分率でフェライトを４０％以上含有し、残留オーステナイトを８〜６０％未満含有し、残部がベイナイトもしくはマルテンサイトであり、前記母材鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲において、特定の結晶方位の極密度が所定範囲内であり、前記溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅ：７質量％未満を含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物からなる、引張最大強度９８０ＭＰａ以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

Description

本発明は、最大引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上で、めっき密着性と成形性に優れた自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に特に適した高強度めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
本願は、２０１１年９月３０日に日本に出願された特願２０１１−２１８０４０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

自動車のクロスメンバーやサイドメンバー等の部材は、近年の燃費軽量化の動向に対応すべく軽量化が検討されており、材料面では、薄肉化しても強度および衝突安全性が確保されるという観点から鋼板の高強度化が進められている。しかしながら、材料の成形性は強度の上昇に伴って劣化する。上記部材の軽量化を実現するには、プレス成形性と高強度の両方を満足する鋼板を製造する必要がある。特に、複雑な形状を有する自動車の構造用部材や補強用部材の成形を行う場合、優れた延性が要求される。

近年、自動車の骨格部材としては、引張最大強度４４０ＭＰａ、あるいは、５９０ＭＰａを有する鋼板が主流である。更なる軽量化のためには、９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の開発が望まれている。特に、５９０ＭＰａ級の鋼板を９８０ＭＰａ級の鋼板で置き換える場合、５９０ＭＰａ級と同等の伸びが要求される。このことから、９８０ＭＰａ以上で、伸びに優れる鋼板の開発が切望されている。

引張試験の全伸び（Ｅｌ）に優れる鋼板としては、鋼板組織を主相を軟質なフェライトとすることで延性を確保し、第二相として残留オーステナイトを分散させ、強度を確保する複相組織鋼板が存在する。
この残留オーステナイトを分散させた鋼には、塑性加工時に残留オーステナイトのマルテンサイト変態を利用したＴＲＩＰ（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ
Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼があり、近年用途が拡大しつつある。

TRIP鋼は、析出強化鋼やDP鋼（フェライト及びマルテンサイトよりなる鋼）に比較し、特に優れた伸びを有することから、適用拡大が強く望まれる。しかしながら、この鋼は成形時のマルテンサイト変態を利用して、優れた成形性を確保しているから、成形性確保のためには、多量の残留オーステナイトが必要である。残留オーステナイトの確保のためには、多量のＳｉ添加が必要である。加えて、９８０ＭＰａ以上の強度確保のために、合金元素が多量に添加される傾向にあり、集合組織が発達しやすい。特に、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の集合組織や、｛３３２｝＜１１３＞方位の集合組織の発達は、材質の異方性を助長する。例えば、鋼帯を圧延方向と平行方向に引張試験を行った場合の全伸びに比較し、垂直方向に引張試験を行った場合の全伸びが大きく劣る。この結果、鋼板の特性が一方向への伸びが良好で成形性に優れていたとしても、複雑形状を有する部材へは適用し難い。

一方では、耐食性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板並びに合金化溶融亜鉛めっき鋼板が自動車用鋼板として知られている。この鋼板は、鋼板表面に１５％以下のＦｅを含む亜鉛よりなるめっき層を具備することで、優れた耐食性を有する。溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、連続式溶融亜鉛めっきライン(以下、ＣＧＬと称する)において製造される場合が多い。ＣＧＬでは、鋼板は、脱脂洗浄後、Ｈ_２
及びＮ_２ を含む還元雰囲気にて、ラジアントチューブによる間接加熱により焼鈍され、めっき浴温度近傍まで冷却された後に、溶融亜鉛めっき浴に浸漬され、めっきが施される。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、めっき浴浸漬後に、再加熱され、めっき層が合金化処理される。この際の炉内雰囲気はＦｅを還元させる雰囲気であり、Ｆｅを酸化させることなく鋼板を製造出来るため、めっき鋼板の製造設備として幅広く用いられている。
しかしながら、Ｓｉは、Ｆｅに比較して酸化されやすく、ＣＧＬ通板中に鋼板表面にＳｉ酸化物が形成される。このＳｉ酸化物は、溶融亜鉛めっきとの濡れ性が悪いことから、不めっきの原因となる。あるいは、酸化物がＦｅと亜鉛の合金化反応を阻害することから、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できないという問題を有していた。

このような課題に対し、優れた成形性とめっき性の両立を図る方法、特に、多量のＳｉを含有する鋼のめっき性改善手段として、特許文献１に記載されている一旦焼鈍を行った後、酸洗を行い鋼板表面の酸化物を除去した後、再度、溶融亜鉛めっきを施す方法がある。しかしながら、この方法では、２回の焼鈍が行われるので、熱処理後の酸洗、及び、めっきラインの通過は、大幅な工程増加を招くこととなり、コスト高を招くことから望ましくない。

Ｓｉ含有鋼のめっき性改善の手段として、特許文献２に開示されている炉内の雰囲気をＳｉやＭｎなどの易酸化性元素の還元雰囲気とすることで、ＳｉやＭｎの酸化物を抑制する、あるいは、形成した酸化物を還元する手法が開示されている。この方法では、メッキ性の悪い材料については、メッキラインに入る前にプリメッキあるいは表面研削が行われる。しかしながら、プリメッキや表面研削の工程が増えると、コスト高を招く。また、高強度鋼板は、一般的に、多量のＳｉやＭｎを含むことから、本発明が対象とするような０.５ｗｔ.％以上のＳｉを含む鋼板において、Ｓｉを還元可能な雰囲気の達成が極めて困難であり、莫大な設備投資を行わねばならずコスト高をまねく。加えて、還元したＳｉやＭｎ酸化物から放出された酸素は、炉内雰囲気をＳｉの酸化雰囲気へと移行させるため、大量生産を行う場合、雰囲気を安定させることが難しい。その結果、鋼板の長手方向や幅方向でのめっき濡れ性のムラや合金化ムラなどの欠陥が発生する懸念がある。

優れた延性とめっき性の両立を図る手段として、特許文献３に記載されている冷延後に鋼板表面にＮｉ、Ｆｅ、Ｃｏ等の金属プレめっきを施した後、熱処理ラインを通過させめっきを施す手法がある。これは、鋼板表層にＳｉやＭｎよりも酸化し難い金属をプレめっきすることで、鋼板表層を、あたかも、ＳｉやＭｎを含まない鋼板とする手法である。しかしながら、鋼板表面にプレめっきを行ったとしても、これら元素が熱処理時に鋼板内部に拡散してしまうことから、多量のプレめっきを行わねばならず、大幅なコスト高を招くという問題がある。

これら課題を解決する手段として、特許文献４〜６に開示されている炉内雰囲気を制御し、Ｓｉ酸化物を鋼板表面ではなく、鋼板内部に形成させる手法が提案されている。これは、炉内の酸素ポテンシャルを高めることで、Ｓｉを鋼板内部で酸化させ、鋼板表面へのＳｉの拡散と表面でのＳｉ酸化物の形成を抑制できる。

また、特許文献７、８には、ＴＲＩＰ鋼ではないが、亜鉛メッキ鋼板に関し、ＣＧＬの焼鈍工程で炉内を還元雰囲気にすることが示されている。さらに、特許文献９には、スカムによる不メッキを防止するために、メッキ浴中に所定の流速の噴流を与えることが示されている。
しかしながら、従来は、耐食性、高強度並びに延性を同時に具備することは、極めて困難であった。

特開第３５２１８５１号公報 特開平４−２６７２０号公報 特開第３５９８０８７号公報 特開２００４−３２３９７０号公報 特開２００４−３１５９６０号公報 特開２００８−２１４７５２号公報 特開２０１１−１１１６７４号公報 特開２００９−０３０１５９号公報 特開２００８−１６３３８８号公報

本発明は、最大引張強度（ＴＳ）９８０ＭＰａ以上で優れためっき密着性及び成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。

本発明者らは、鋭意検討を進めた結果、９８０ＭＰａ以上の最大引張強度（ＴＳ）と優れた成形性の両立のためには、強化元素であるＳｉを最大限活用し、体積率４０％以上のフェライトと、体積率８％以上の残留オーステナイトを含有させることが重要であることを見出した。また、粗圧延及び仕上げ圧延をある特定の範囲に制御することで、添加元素を多量に含む冷延鋼板であっても、材質の異方性が低減された、成形性の優れた鋼板を製造出来ることを見出した。

また一方で、Ｓｉを多量に含有する鋼のめっき性と合金化確保のために、めっき浴内の溶融亜鉛を１０〜５０m/min.にて流動させ、不めっきの原因となる浴内の亜鉛酸化物（スカム）と鋼板の反応を抑制した。浴内の流動が行われない場合は、微細な亜鉛酸化物がめっき層内に取り込まれ、合金化反応が阻害される。
また、詳細なメカニズムは不明なものの、鋼板表面にＳｉやＭｎ酸化物が存在する場合、亜鉛酸化物による不めっきや合金化遅延がより顕著となり、めっき性に大幅な悪影響が及ぼされる。不めっき及び合金化遅延の原因である鋼板とスカムの反応の抑制は、合金化処理の促進にも大きな効果がある。
めっき性の改善により、溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、Ｓｉの多量添加が可能となる。

本発明は、最大引張強度（ＴＳ）９８０ＭＰａ以上で材質異方性の少ない成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、その要旨は以下の通りである。

［１］
母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記母材鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．１〜０．４０％未満、
Ｓｉ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：１．５〜３．０％を含有し、
Ｏ：０．００６％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｎ：０．０１％以下に制限され、
残部は鉄及び不可避的不純物からなり、
前記母材鋼板のミクロ組織は、体積分率でフェライトを４０％以上含有し、残留オーステナイトを８〜６０％未満含有し、残部がベイナイトもしくはマルテンサイトであり、
前記母材鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲において、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位で表わされる｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が６．５以下で、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が５．０以下であり、
前記溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅ：７質量％未満を含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物である、
引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

［２］
前記母材鋼板は、質量％で、さらに、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％
Ｖ：０．００５〜０．５％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
の１種又は２種以上を含有する、
［１］に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

［３］
前記母材鋼板は、質量％で、さらに、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭから選ばれる１種または２種以上を合計で０．０００５〜０．０４％含有する、
［１］に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

［４］
母材鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記母材鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．４％未満、
Ｓｉ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：１．５〜３．０％を含有し、
Ｏ：０．００６％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｎ：０．０１％以下に制限され、
残部は鉄及び不可避的不純物からなり、
前記母材鋼板のミクロ組織は、体積分率でフェライトを４０％以上含有し、残留オーステナイトを８〜６０％未満含有し、残部がベイナイトもしくはマルテンサイトであり、
前記母材鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲において、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位で表わされる｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が６．５以下で、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が５．０以下であり、
前記合金化溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅ：７〜１５質量％を含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物である、
引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

［５］
前記母材鋼板は、質量％で、さらに、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％
Ｖ：０．００５〜０．５％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
の１種又は２種以上を含有する、
［４］に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

［６］
前記母材鋼板は、質量％で、さらに、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭから選ばれる１種または２種以上を合計で０．０００５〜０．０４％含有する、
［４］に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

［７］
質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．４％未満、
Ｓｉ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：１．５〜３．０％を含有し、
Ｏ：０．００６％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｎ：０．０１％以下に制限され、
残部は鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、
１０００℃以上、１２００℃以下の温度範囲で、圧下率４０％以上の圧延を１回以上行う第１の熱間圧延を行い、
前記第１の熱間圧延で、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、
下記式（１）で定まる温度Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで圧下率３０％以上の圧延を行う第２の熱間圧延を行い、
前記第２の熱間圧延での合計の圧下率を５０％以上とし、
前記第２の熱間圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下を行った後、待ち時間ｔ秒が下記式（２）を満たすように、冷間圧延前冷却を開始し、
前記冷間圧延前冷却における平均冷却速度を５０℃／秒以上、温度変化が４０℃以上１４０℃以下の範囲とし、
７００℃以下の温度域で巻取り、
圧下率４０％以上、８０％以下の冷間圧延を行い、
連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、７５０以上、９００℃以下の焼鈍温度まで加熱して焼鈍し、
焼鈍温度から５００℃まで、０．１〜２００℃／秒で冷却し、
５００〜３５０℃間にて１０〜１０００秒間で保持した後、溶融亜鉛めっきを行う、
引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｔ１（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖ ・・・ 式（１）
ここで、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、各元素の含有量（質量％。Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖについては、含有されて無い場合は、０として計算する。）。
ｔ≦２．５×ｔ１ ・・・ 式（２）
ここで、ｔ１は、下記式（３）で求められる。
ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）²−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１ ・・・ 式（３）
ここで、上記式（３）において、Ｔｆは、圧下率が３０％以上の最終圧下後の鋼片の温度、Ｐ１は、３０％以上の最終圧下の圧下率である。

［８］
Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における合計の圧下率が３０％以下である、
［７］に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

［９］
前記連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、焼鈍温度まで加熱するにあたり、
室温以上、６５０℃以下の平均加熱速度を、下記式（４）で示されるＨＲ１（℃／秒）とし、
６５０℃を超え、焼鈍温度までの平均加熱速度を、下記式（５）で示されるＨＲ２（℃／秒）とする、
［７］に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
ＨＲ１≧０．３ ・・・ 式（４）
ＨＲ２≦０．５×ＨＲ１ ・・・ 式（５）

［１０］
前記溶融亜鉛めっきが行われるに際し、母材鋼板の温度が（亜鉛めっき浴温度―４０）℃以上、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃以下である、
［７］に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

［１１］
前記溶融亜鉛めっきが行われるに際し、めっき浴中に１０ｍ/min以上、５０ｍ/min以下の流速が与えられる、
［７］に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

［１２］
質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．４％未満、
Ｓｉ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：１．５〜３．０％を含有し、
Ｏ：０．００６％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｎ：０．０１％以下に制限され、
残部は鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、
１０００℃以上、１２００℃以下の温度範囲で、圧下率４０％以上の圧延を１回以上行う第１の熱間圧延を行い、
前記第１の熱間圧延で、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、
下記式（１）で定まる温度Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで圧下率３０％以上の圧延を行う第２の熱間圧延を行い、
前記第２の熱間圧延での合計の圧下率を５０％以上とし、
前記第２の熱間圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下を行った後、待ち時間ｔ秒が下記式（２）を満たすように、冷間圧延前冷却を開始し、
前記冷間圧延前冷却における平均冷却速度を５０℃／秒以上、温度変化が４０℃以上１４０℃以下の範囲とし、
７００℃以下の温度域で巻取り、
圧下率４０％以上、８０％以下の冷間圧延を行い、
連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、７５０以上、９００℃以下の焼鈍温度まで加熱して焼鈍し、
焼鈍温度から５００℃まで、０．１〜２００℃／秒で冷却し、
５００〜３５０℃間にて１０〜１０００秒間で保持した後、溶融亜鉛めっきを行い、
４６０℃以上の温度で合金化処理を施す、
引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｔ１（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖ ・・・ 式（１）
ここで、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、各元素の含有量（質量％。Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖについては、含有されて無い場合は、０として計算する。）。
ｔ≦２．５×ｔ１ ・・・ 式（２）
ここで、ｔ１は、下記式（３）で求められる。
ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）²−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１ ・・・ 式（３）
ここで、上記式（３）において、Ｔｆは、圧下率が３０％以上の最終圧下後の鋼片の温度、Ｐ１は、３０％以上の最終圧下の圧下率である。

［１３］
Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における合計の圧下率が３０％以下である、
［１２］に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

［１４］
前記連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、焼鈍温度まで加熱するにあたり、
室温以上、６５０℃以下の平均加熱速度を、下記式（４）で示されるＨＲ１（℃／秒）とし、
６５０℃を超え、焼鈍温度までの平均加熱速度を、下記式（５）で示されるＨＲ２（℃／秒）とする、［１２］に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
ＨＲ１≧０．３ ・・・ 式（４）
ＨＲ２≦０．５×ＨＲ１ ・・・ 式（５）

［１５］
前記溶融亜鉛めっきが行われるに際し、母材鋼板の温度が（亜鉛めっき浴温度―４０）℃以上、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃以下である、
［１２］に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

［１６］
前記溶融亜鉛めっきが行われるに際し、めっき浴中に１０ｍ/min以上、５０ｍ/min以下の流速が与えられる、
［１２］に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明によれば、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適な引張強度で、引張最大強度９８０ＭＰａ以上有する材質異方性の小さい成形性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が安価に提供される。

ΔElと｛100｝＜011＞〜｛223｝＜110＞方位群の極密度の平均値の関係を示す図である。 ΔElと｛332｝＜113＞方位の極密度の関係を示す図である。 連続熱間圧延ラインの説明図である。

本発明者らは、上記課題を解決すべく、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板について鋭意検討を行った結果、母材鋼板のミクロ組織の主相をフェライトとし、残留オーステナイトを含有させることで、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度と優れた成形性を発揮できることを見出した。加えて、ＳｉやＭｎを多量に含む鋼板であっても、熱延条件を所定の範囲に制御することで、材質異方性の小さい冷延鋼板を製造できることを見出した。加えて、めっき浴内の溶融亜鉛を流動させることで、Ｓｉを多量に含む鋼板であってもめっきの濡れ性や合金化が確保される。

以下に本発明の内容を詳細に説明する。
（母材鋼板の結晶方位）
母材鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲において、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度は、本発明で、特に重要な特性値である。図１に示すように、母材鋼板の表面から５／８〜３／８板厚範囲においてＸ線回折を行い、各方位の極密度を求めたときの、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が６．５以下であれば、材質異方性が少なく成形性に優れた高強度鋼板となる。｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値は、望ましくは４．０以下である。

｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群に含まれる方位は、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞および｛２２３｝＜１１０＞である。

材質異方性が大きい鋼板とは、圧延方向に平行な方向に引張試験を行った場合の全伸び（Ｌ-Ｅｌ）と、圧延方向に垂直な方向に引張試験を行った場合の全伸び（Ｃ-Ｅｌ）の差で定義されるΔEl［＝（Ｌ-Ｅｌ）−（Ｃ-Ｅｌ）］が、５％超となる鋼板を意味する。合金元素を多く含む鋼板は、集合組織の発達が原因で異方性が大きく、特に、Ｃ-Ｅｌが小さくなる。この結果、Ｌ-Ｅｌが良好であっても、様々な方向への加工を受ける部材への適用が難しいという問題を有していた。

本発明では、ΔElが５％未満としたが、全伸びの差が−５％未満であっても材質の異方性が大きく本発明の範囲から外れる。しかしながら、一般的には、上記集合組織が発達し、Ｃ-Ｅｌが劣化することから、上記範囲とした。望ましくは、ΔElが３％以下である。

極密度は、Ｘ線ランダム強度比と同義である。極密度（Ｘ線ランダム強度比）は、特定の方位への集積を持たない標準試料と供試材のＸ線強度を同条件でＸ線回折法等により測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。極密度は、Ｘ線回折やＥＢＳＤ（Electron Back Scattering Diffraction）などの装置を用いて測定する。また、ＥＢＳＰ（電子後方散乱パターン：Electron Back Scattering Ｐａｔｔｅｒｎ)法、またはＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ
Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法のいずれでも測定が可能である。｛１１０｝極点図に基づきベクトル法により計算した３次元集合組織や、｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝の極点図のうち、複数の極点図（好ましくは３つ以上）を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織から求めればよい。

たとえば、上記各結晶方位の極密度には、３次元集合組織（ＯＤＦ）のφ２＝４５゜断面における（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］、（３３５）［１−１０］、（２２３）［１−１０］の各強度を、そのまま用いればよい。

｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値とは、上記の各方位の極密度の相加平均である。上記の全ての方位の強度を得ることができない場合には、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の極密度の相加平均で代替しても良い。

同様に、母材鋼板の表面から５／８〜３／８板厚範囲における｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度も、図２に示すように、５．０以下でなくてはならない。望ましくは３．０以下であれば良い。｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が５．０以下であれば、ΔElが５％以下、かつ、引張最大強度×全伸び≧１６０００ＭＰａ×％の鋼板が製造される。

Ｘ線回折に供する試料は、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで表面より減厚し、次いで、化学研磨や電解研磨などによって歪みを除去すると同時に、板厚が３／８〜５／８の範囲で、適当な面が測定面となるように上述の方法に従って試料を調整して測定すればよい。

当然のことであるが、上述のＸ線強度の限定が板厚１／２近傍だけでなく、なるべく多くの厚みについて満たされることで、より一層材質異方性が小さくなる。しかしながら、鋼板の表面から３／８〜５／８の測定を行うことで、概ね鋼板全体の材質特性を代表することができる。そこで、板厚の５／８〜３／８を測定範囲と規定する。

なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞で表される結晶方位は、鋼板面の法線方向が＜ｈｋｌ＞に平行で、圧延方向が＜ｕｖｗ＞と平行であることを意味している。結晶の方位は、通常、板面に垂直な方位を［ｈｋｌ］又は｛ｈｋｌ｝、圧延方向に平行な方位を（ｕｖｗ）または＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝、＜ｕｖｗ＞は等価な面の総称であり、［ｈｋｌ］、（ｕｖｗ）は個々の結晶面を指す。すなわち、本発明においては体心立方構造を対象としているため、例えば（１１１）、（−１１１）、（１−１１）、（１１−１）、（−１−１１）、（−１１−１）、（１−１−１）、（−１−１−１）面は等価であり区別がつかない。このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝と称する。ＯＤＦ表示では他の対称性の低い結晶構造の方位表示にも用いられるため、個々の方位を［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）で表示するのが一般的であるが、本発明においては［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）と｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は同義である。Ｘ線による結晶方位の測定は、例えば、新版カリティＸ線回折要論（１９８６年発行、松村源太郎訳、株式会社アグネ出版）の２７４〜２９６頁に記載の方法に従って行われる。

本発明では、引張試験における全伸びで評価したが、集合組織が発達した鋼板では、均一伸びや曲げ性についても同様の異方性が生じる。よって、本発明の鋼板は、曲げ性や均一伸びの異方性も小さい。
本発明における優れた成形性とは、引張最大強度と圧延方向に垂直方向の全伸びの積で表わされる引張最大強度×全伸び（Ｃ-Ｅｌ）≧１６０００ＭＰａ・％である鋼板を意味する。望ましくは、１８０００ＭＰａ・％以上であり、更に望ましくは、２００００ＭＰａ・％以上である。

（母材鋼板のミクロ組織）
次に、母材鋼板のミクロ組織について説明する。
本発明では、母材鋼板の主相を体積率で４０％以上のフェライトとし、体積率８％以上６０％未満の残留オーステナイトを分散させることで、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度と優れた成形性が確保される。このことから、残留オーステナイトを含む必要がある。なお、フェライト相の形態としては、ポリゴナルフェライトの他に、アシキラーフェライトを含んでも良い。

主相をフェライトとしたのは、延性に富むフェライトを主相とすることで、延性を向上させるためである。第二相として、残留オーステナイトを含むことで、高強度化と更なる延性の向上が同時に達成される。残留オーステナイトの体積率が８％未満では、その効果が得難いことから、下限を８％とした。ベイナイト組織は、残留オーステナイトの安定化に活用することから、不可避的に含有する。更なる高強度化のために、マルテンサイトを含有しても良い。また、体積率１０％未満であれば、パーライト組織を含有しても良い。

なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、オーステナイト、パーライトおよび残部組織の同定、存在位置の観察および体積率の測定は、ナイタール試薬および特開５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延方向直角方向断面を腐食して、１０００倍の光学顕微鏡観察及び１０００〜１０００００倍の走査型および透過型電子顕微鏡により定量化が可能である。各２０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求めることが出来る。そして、求められた面積率を、各組織の体積率と定義する。

（母材鋼板の化学成分）
つぎに、成分の限定理由について説明する。なお、％は質量％を意味する。本発明において、母材鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４０％未満、Ｓｉ：０．５〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％を含有し、Ｏ：０．００６％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下に制限され、残部は鉄及び不可避的不純物からなる。

Ｃ：Ｃは、鋼板の強度を上昇できる元素である。しかしながら、０．１％未満であると９８０ＭＰａ以上の引張強度と加工性を両立することが難しくなる。一方、０．４０％超となるとスポット溶接性の確保が困難となる。このため、その範囲を０．１〜０．４０％以下に限定した。

Ｓｉ：Ｓｉは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効である。また、セメンタイトの析出を抑制し、残留オーステナイトの安定化に寄与することから、添加は必須である。しかしながら、０．５％未満であると高強度化の効果が小さく、また、３．０％を超えると加工性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は０．５〜３．０％の範囲に制限した。

Ｍｎ：Ｍｎは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効である。しかしながら、１．５％未満であると９８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。逆に多いと、Ｐ、Ｓとの共偏析を助長し、加工性の著しい劣化を招くことから、３．０％を上限とする。より好ましい範囲は、２．０〜２．７％である。

Ｏ：Ｏは、酸化物を形成し、伸び、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、あるいは、切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成することから、穴拡げ時や強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり大幅な穴拡げ性あるいは曲げ性の劣化をもたらす。Ｏが０．００６％を超えると、この傾向が顕著となるから、Ｏ含有量の上限を０．００６％以下とした。０．０００１％と未満とすることは、過度のコスト高を招き経済的に好ましくないことから、これが実質的な下限である。

Ｐ：Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。０．０４％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．０４％以下に限定した。Ｐの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。

Ｓ：Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０１％以下とした。Ｓの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成することから、曲げ性や穴拡げ性を劣化するため出来るだけ少なくする必要がある。

Ａｌ：Ａｌは、フェライト形成を促進し、延性を向上させるので添加しても良い。また、脱酸材としても活用可能である。しかしながら、過剰な添加はＡｌ系の粗大介在物の個数を増大させ、穴拡げ性の劣化や表面傷の原因になる。このことから、Ａｌ添加の上限を２．０％とした。０．０５％以下とするのがより好ましい。下限は、特に限定しないが、０．０００５％未満とするのは困難であるのでこれが実質的な下限である。

Ｎ：Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。これは、Ｎが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１％以下とした。加えて、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎ含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限である。

本発明において、母材鋼板は、さらに、強度の強化などのために従来から用いている元素として、以下の元素のいずれか１種または２種以上を含有することができる。

Ｍｏ：Ｍｏは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。逆に、１％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１％とした。

Ｃｒ：Ｃｒは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０５％とした。逆に、１％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１％とした。

Ｎｉ：Ｎｉは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０５％とした。逆に、１％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１％とした。加えて、濡れ性の向上や合金化反応の促進をもたらすことから添加しても良い。

Ｃｕ：Ｃｕは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０５％とした。逆に、１％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１％とした。加えて、濡れ性の向上や合金化反応の促進をもたらすことから添加しても良い。

Ｂは、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材の強度化に有効であるが、その添加量が０．０１質量％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造製を低下させることから、その上限を０．０１％とした。

Ｔｉ：Ｔｉは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とした。０．３％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．３％とした。

Ｎｂ：Ｎｂは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とした。０．３％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．３％とした。

V：Vは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とした。０．５％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．５％とした。

Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭから選ばれる１種または２種以上を合計で０．０００５〜０．０４％添加できる。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは脱酸に用いる元素であり、１種または２種以上を合計で０．０００５％以上含有することが好ましい。ＲＥＭとは、Rare Earth Metalである。しかしながら、含有量が合計で０．０４％を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、含有量を合計で０．０００５〜０．０４％とした。なお、本発明において、ＲＥＭはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。ただし、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。

（溶融亜鉛めっき層および合金化溶融亜鉛めっき層の化学成分）
本発明において、母材鋼板の表面に形成される溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅ：７質量％未満を含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物である。また、合金化溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅ：７〜１５質量％を含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物である。なお、母材鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬させて溶融亜鉛めっき処理が行われると、母材鋼板の表面に、Ｆｅ：７質量％未満を含有する溶融亜鉛めっき層が形成される。また、めっき処理に引き続いて合金化処理が行われた場合は、母材鋼板の表面に、Ｆｅ：７〜１５質量％を含有する合金化溶融亜鉛めっき層が形成される。
めっき層は、合金化処理の有無に応じて、亜鉛、もしくは、鉄−亜鉛の合金により構成されている。めっき層の表面に亜鉛の酸化物を含む場合があるが、めっき層中のFe%を本発明の範囲とすることで、本発明の効果を得ることが出来る。また、本発明の母材鋼板は、Si、MnあるいはAｌを含むことから、焼鈍中に形成した酸化物が母材鋼板とめっき層の界面、あるいは、めっき層中に存在することがあるが、いずれの場合であっても本発明の効果は発揮される。

スポット溶接性や塗装性が望まれる場合には、７〜１５質量％のＦｅを含有する合金化溶融亜鉛めっき層を母材鋼板の表面に形成することによって、それらの特性を高めることができる。具体的には、母材鋼板をＺｎめっき浴に浸漬した後、合金化処理を施すことで、めっき層中にＦｅが取り込まれ、塗装性やスポット溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。合金化処理後のＦｅ量が７質量％未満ではスポット溶接性が不十分となる。一方、Ｆｅ量が１５質量％を超えるとめっき層自体の密着性を損ない、加工の際、めっき層が破壊・脱落し、金型に付着することで、成形時の疵の原因となる。したがって、合金化処理を行う場合のめっき層中Ｆｅ量の範囲は７〜１５質量％とする。

また、合金化処理を行わない場合、めっき層中のＦｅ量が７質量％未満でも、合金化により得られるスポット溶接を除く効果である耐食性と成形性や穴拡げ性は良好である。

なお、めっき層中には、Ｆｅの他に、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕなどを含有しても構わない。

めっき層中のＦｅ及びＡｌの含有量を測定するには、めっき層を酸で溶解し、溶解液を化学分析する方法を用いればよい。例えば、３０ mm×４０ mmに切断した合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、インヒビタを添加した5 ％ H C l水溶液で、鋼板母材の溶出を抑制しながらめっき層のみを溶解させる。そして、溶解液をＩＣＰ発光分析して得られた信号強度と、濃度既知溶液から作成した検量線から、Ｆｅ及びＡｌの含有量が定量される。また、各試料間の測定ばらつきを考慮して、同じ合金化溶融亜鉛めっき鋼板から切出した、少なくとも3つの試料を測定した平均値が採用される。

めっき付着量については、特に制約は設けないが、耐食性の観点から母材鋼板の片面付着量で５ｇ／ｍ²以上であることが望ましい。また、めっき密着性を確保すると言う観点からは、片面付着量で１００g／m²を超えないことが望ましい。

（鋼板の製造方法）
本発明において、材質の異方性の少ない９８０ＭＰａ以上の鋼板を得るためには、特定の集合組織の形成を抑えた鋼板とすることが重要で、これらを同時に満たすための製造条件の詳細を以下に記す。

熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、鋳造スラブを連続的に熱延しても良い。原料にはスクラップを使用しても構わない。

（第１の熱間圧延）
加熱炉より抽出したスラブを、第１の熱間圧延である粗圧延工程に供して粗圧延を行い、粗バーを得る。本発明鋼板は、以下の要件を満たす必要がある。まず、粗圧延後のオーステナイト粒径、即ち、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が重要である。仕上げ圧延前のオーステナイト粒径は小さいことが望ましく、２００μｍ以下であれば、結晶粒の微細化及び均質化に大きく寄与する。

仕上げ圧延前において２００μｍ以下のオーステナイト粒径を得るためには，１０００〜１２００℃の温度域での粗圧延において、圧下率４０％以上の圧延を１回以上行う必要がある。

仕上げ圧延前のオーステナイト粒径は、１６０μｍ以下が望ましく、さらには１００μｍ以下が望ましいが、この粒径を得るには、４０％以上の圧延を２回以上行う。ただし、７０％を超える圧下や、１０回を超える粗圧延は、圧延温度の低下や、スケールの過剰生成の懸念がある。

粗圧延後（即ち、仕上げ圧延前）のオーステナイト粒界は、仕上げ圧延中の再結晶核の１つとして機能すると推測される。粗圧延後のオーステナイト粒径は、仕上げ圧延に入る前の鋼板片を可能な限り急冷（例えば、１０℃／秒以上で冷却）し、鋼板片の断面をエッチングしてオーステナイト粒界を浮き立たせ、光学顕微鏡で観察して確認する。この際、５０倍以上の倍率にて２０視野以上を、画像解析やポイントカウント法にて、オーステナイト粒径を測定する。

（第２の熱間圧延）
粗圧延工程（第１の熱間圧延）が終了した後、第２の熱間圧延である仕上げ圧延工程を開始する。粗圧延工程終了から仕上げ圧延工程開始までの時間は１５０秒以下とすることが望ましい。

仕上げ圧延工程（第２の熱間圧延）においては、仕上げ圧延開始温度を１０００℃以上とすることが望ましい。仕上げ圧延開始温度が１０００℃未満であると、各仕上げ圧延パスにおいて、圧延対象の粗バーに与える圧延温度が低温化し、未再結晶温度域での圧下となって集合組織が発達し等方性が劣化する。

なお、仕上げ圧延開始温度の上限は特に限定しない。しかし、１１５０℃以上であると、仕上げ圧延前及びパス間で、鋼板地鉄と表面スケールの間に、ウロコ状の紡錘スケール欠陥の起点となるブリスターが発生する恐れがあるので、１１５０℃未満が望ましい。

仕上げ圧延では、鋼板の成分組成により決定される温度をＴ１として、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域において、少なくとも１回は１パスで３０％以上の圧延を行う。また、仕上げ圧延では、合計の圧下率を５０％以上とする。この条件を満足することにより、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲における、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が６．５以下となり、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が５．０以下となる。これにより、材質異方性の少ない高強度鋼板が得られる。

ここで、Ｔ１は、下記式（１）で算出される温度である。
Ｔ１（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖ ・・・式（１）
Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、各元素の含有量（質量％）である。なお、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖについては、含有されて無い場合は、０として計算する。

Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋１５０℃以下の温度域における大圧下と、その後のＴ１以上Ｔ１+３０℃未満での軽圧下は、後述の実施例の表２、３に見られるように、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度を制御して、最終製品の材質の異方性を飛躍的に改善する。

Ｔ１温度自体は経験的に求めたものである。Ｔ１温度を基準として、各鋼のオーステナイト域での再結晶が促進されることを発明者らは実験により経験的に知見した。さらに良好な材質均一性を得るためには、大圧下による歪を蓄積することが重要で、仕上げ圧延において、合計の圧下率として５０％以上は必須である。さらには、７０％以上の圧下を取ることが望ましく、一方で９０％を超える圧下率をとることは温度確保や過大な圧延付加を加えることとなる。

Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での合計圧下率が５０％未満であると、熱間圧延中に蓄積される圧延歪みが十分ではなく、オーステナイトの再結晶が十分に進行しない。そのため、集合組織が発達して等方性が劣化する。合計圧下率が７０％以上であると、温度変動等に起因するバラツキを考慮しても、十分な等方性が得られる。一方、合計圧下率が９０％を超えると、加工発熱により、Ｔ１＋２００℃以下の温度域することが難しくなり、また、圧延荷重が増加し圧延が困難となる恐れがある。

仕上げ圧延では、蓄積した歪みの開放による均一な再結晶を促すため、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下で、少なくとも１回は、１パスで３０％以上の圧延を行う。

さらに、蓄積した歪の開放による均一な再結晶を促すため、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下での大圧下の後、Ｔ１+３０℃未満の温度域での加工量をなるべく少なく抑えることが必要である。そのために、Ｔ１+３０℃未満での圧下率が３０％以下であることが望ましい。板形状を向上させるには、１０％以上の圧下率がのぞましいが、より穴拡げ性を重視する場合には圧下率は０％が望ましい。また、Ｔ１+３０℃未満での圧下率が大きいと、せっかく再結晶したオーステナイト粒が展伸してしまい、仕上げ圧延後の停留時間が短いと再結晶が十分に進まず、材質の異方性が大きくなってしまう。すなわち、本願発明の製造条件においては、仕上げ圧延においてオーステナイトを均一・微細に再結晶させることで、製品の集合組織を制御して材質の異方性を改善する。

圧延率は、圧延荷重、板厚測定などから、実績または計算により求めることができる。温度は、スタンド間温度計で実測可能であり、また、ラインスピードや圧下率などから加工発熱を考慮した計算シミュレーションで求められる。或いは、その両方によって求められる。

以上のように行われる熱間圧延（第１、２の熱間圧延）は、Ａｒ_３変態温度以上の温度で終了する。熱間圧延をＡｒ_３以下で終了すると、オーステナイトとフェライトの２相域圧延になってしまい、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群への集積が強くなる。その結果、材質異方性が助長される。

（冷間圧延前冷却）
仕上げ圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われた後、待ち時間ｔ秒が下記式（２）を満たすように、冷間圧延前冷却を開始する。
ｔ≦２．５×ｔ１ ・・・ 式（２）
ここで、ｔ１は、下記式（３）で求められる。
ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）²−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１ ・・・ 式（３）
ここで、上記式（３）において、Ｔｆは、圧下率が３０％以上の最終圧下後の鋼片の温度、Ｐ１は、３０％以上の最終圧下の圧下率である。

なお、”圧下率が３０％以上の最終圧下”とは、仕上げ圧延において行われる複数パスの圧延のうち、圧下率が３０％以上となる圧延の中の最後に行われた圧延を指す。例えば、仕上げ圧延において行われる複数パスの圧延のうち、最終段で行われた圧延の圧下率が３０％以上である場合は、その最終段で行われた圧延が、”圧下率が３０％以上の最終圧下”である。また、仕上げ圧延において行われる複数パスの圧延のうち、最終段よりも前に行われた圧延の圧下率が３０％以上であり、その最終段よりも前に行われた圧延（圧下率が３０％以上の圧延）が行われた後は、圧下率が３０％以上となる圧延が行われなかった場合であれば、その最終段よりも前に行われた圧延（圧下率が３０％以上の圧延）が、”圧下率が３０％以上の最終圧下”である。

仕上げ圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われた後、冷間圧延前冷却が開始されるまでの待ち時間ｔ秒は、オーステナイトの粒径に大きな影響を与え、冷延焼鈍後の組織に強く影響を与える。待ち時間ｔが、ｔ１×２．５を超えると、粗粒化が進み伸びが著しく低下する。

待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（２ａ）を満たすことで、結晶粒の成長を優先的に抑制することができる。その結果、再結晶が十分に進行していなくても鋼板の伸びを十分に向上させることができ、同時に、疲労特性を向上させることができる。
ｔ＜ｔ１ ・・・ 式（２ａ）

一方、待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（２ｂ）を満たすことで、再結晶化が十分に進み結晶方位がランダム化する。そのため、鋼板の伸びを十分に向上させることができ、同時に、等方性を大きく向上させることができる。
ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５ ・・・ 式（２ｂ）

ここで、図３に示すように、連続熱間圧延ライン１では、加熱炉で所定温度に加熱された鋼片（スラブ）が、粗圧延機２、仕上げ圧延機３で順に圧延され、所定の厚みの熱延鋼板４となってランナウトテーブル５に送り出される。本発明の製造方法では、粗圧延機２で行われる粗圧延工程（第１の熱間圧延）において、１０００℃以上１２００℃以下の温度範囲で、圧下率４０％以上の圧延が鋼片（スラブ）に１回以上行われる。

こうして粗圧延機２で所定厚みに圧延された粗バーは、次に、仕上げ圧延機３の複数の圧延スタンド６で仕上げ圧延（第２の熱間圧延）され、熱延鋼板４となる。そして、仕上げ圧延機３では、温度Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで３０％以上の圧延が行われる。また、仕上げ圧延機３では、合計の圧下率は５０％以上となる。

さらに、仕上げ圧延工程において、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われた後、待ち時間ｔ秒が上記式（２）、あるいは、上記式（２ａ）、（２ｂ）のいずれかを満たすように、冷間圧延前冷却が開始される。この冷間圧延冷却の開始は、仕上げ圧延機３の各圧延スタンド６間に配置されたスタンド間冷却ノズル１０、あるいは、ランナウトテーブル５に配置された冷却ノズル１１によって行われる。

例えば、仕上げ圧延機３の前段（図３において左側、圧延の上流側）に配置された圧延スタンド６においてのみ、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われ、仕上げ圧延機３の後段（図３において右側、圧延の下流側）に配置された圧延スタンド６では、圧下率が３０％以上となる圧延が行われない場合、冷間圧延前冷却の開始を、ランナウトテーブル５に配置された冷却ノズル１１によって行ったのでは、待ち時間ｔ秒が上記式（２）、あるいは、上記式（２ａ）、（２ｂ）を満たさなくなってしまう場合がある。かかる場合は、仕上げ圧延機３の各圧延スタンド６間に配置されたスタンド間冷却ノズル１０によって、冷間圧延前冷却を開始する。

また、例えば、仕上げ圧延機３の後段（図３において右側、圧延の下流側）に配置された圧延スタンド６で、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われる場合、冷間圧延前冷却の開始を、ランナウトテーブル５に配置された冷却ノズル１１によって行っても、待ち時間ｔ秒が上記式（２）、あるいは、上記式（２ａ）、（２ｂ）を満たすことが可能な場合もある。かかる場合は、ランナウトテーブル５に配置された冷却ノズル１１によって、冷間圧延前冷却を開始しても構わない。もちろん、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われた後であれば、仕上げ圧延機３の各圧延スタンド６間に配置されたスタンド間冷却ノズル１０によって、冷間圧延前１次冷却を開始しても良い。

そして、この冷間圧延前冷却では、５０℃／秒以上の平均冷却速度で、温度変化（温度降下）が４０℃以上１４０℃以下となる冷却が行われる。

温度変化が４０℃未満であると、再結晶したオーステナイト粒が粒成長して、低温靭性が劣化する。４０℃以上とすることで、オーステナイト粒の粗大化を抑制することができる。４０℃未満では、その効果は得られない。一方、１４０℃を超えると、再結晶が不十分となり、狙いのランダム集合組織が得られにくくなる。また、伸びに有効なフェライト相も得られにくく、またフェライト相の硬さが高くなることで、成形性も劣化する。また、温度変化が１４０℃超では、Ａr3変態点温度以下まで、オーバーシュートする恐れがある。その場合、再結晶オーステナイトからの変態であっても、バリアント選択の先鋭化の結果、やはり、集合組織が形成されて等方性が低下する。

冷間圧延前冷却での平均冷却速度が５０℃／秒未満であると、やはり、再結晶したオーステナイト粒が粒成長して、低温靭性が劣化する。平均冷却速度の上限は特に定めないが、鋼板形状の観点から、２００℃／秒以下が妥当と思われる。

また、先にも説明したように、均一な再結晶を促すためには、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での加工量がなるべく少ないことが望ましく、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での圧下率が３０％以下であることが望ましい。例えば、図３に示す連続熱間圧延ライン１の仕上げ圧延機３において、前段側（図３において左側、圧延の上流側）に配置された１または２以上の圧延スタンド６を通過する際には、鋼板がＴ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域であり、その後段側（図３において右側、圧延の下流側）に配置された１または２以上の圧延スタンド６を通過する際には、鋼板がＴ１＋３０℃未満の温度域である場合、その後段側（図３において右側、圧延の下流側）に配置された１または２以上の圧延スタンド６を通過する際には、圧下が行わないか、あるいは、圧下が行われても、Ｔ１＋３０℃未満での圧下率が合計で３０％以下であることが望ましい。板厚精度や板形状の観点からは、Ｔ１＋３０℃未満での圧下率が合計で１０％以下の圧下率が望ましい。より等方性を求める場合には、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での圧下率は０％が望ましい。

本発明製造方法において、圧延速度は特に限定されない。しかし、仕上げ圧延の最終スタンド側での圧延速度が４００ｍｐｍ未満であると、γ粒が成長して粗大化し、延性を得るためのフェライトの析出可能な領域が減少して、延性が劣化する恐れがある。圧延速度の上限を特に限定しなくとも、本発明の効果は得られるが、設備制約上、１８００ｍｐｍ以下が現実的である。それ故、仕上げ圧延工程において、圧延速度は、４００ｍｐｍ以上１８００ｍｐｍ以下が望ましい。また、熱間圧延においては、粗圧延後にシートバー（粗バー）を接合し、連続的に仕上げ圧延をしても良い。その際に粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行っても良い。

（巻取り）
このようにして熱延鋼鈑を得た後、７００℃以下で巻き取る。巻取り温度が７００℃を超えると、熱延組織中に粗大なフェライトやパーライト組織が生成され、焼鈍後の組織不均一性が大きくなり、最終製品の材質異方性が大きくなる。また、７００℃を超える温度で巻き取ると、鋼板表面に形成する酸化物の厚さが過度に大きくなり、酸洗が困難となる。巻取り温度の下限は特に定めなくても、本発明の効果は発揮される。しかし、室温以下の温度で巻き取ることは技術的に難しいので、室温が実質の下限となる。

（酸洗）
このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は母材鋼板の表面の酸化物を除去するから、めっき性向上のために重要である。また、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。

（冷間圧延）
次に、酸洗した熱延鋼板を圧下率４０〜８０％で冷間圧延する。圧下率が４０％未満では、形状を平坦に保つことが困難である。また、最終製品の延性が劣悪となるのでこれを下限とする。一方、８０％を越える冷延は、冷延荷重が大きくなりすぎてしまい冷延が困難となることから、これを上限とする。４５〜７０％がより好ましい範囲である。圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については特に規定することなく本発明の効果は発揮される。

（溶融亜鉛めっき）
冷間圧延後、母材鋼板を連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）に通し、溶融亜鉛めっきを行う。

（焼鈍）
冷間圧延された鋼板（母材鋼板）は、その後、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、７５０〜９００℃の焼鈍温度まで加熱される。焼鈍温度が７５０℃未満では、熱間圧延時に形成され炭化物が再固溶するのに時間がかかりすぎてしまい、炭化物の全部あるいは一部が残存し、９８０ＭＰａ以上の強度が確保し難い。このことから、７５０℃が焼鈍温度の下限である。一方、過度の高温までの加熱は、コストの上昇を招き、経済的に好ましくないばかりでなく、板形状が劣悪になったり、ロールの寿命を低下させる。よって、焼鈍温度の上限を９００℃とする。焼鈍温度での保持時間は特に限定されないが、炭化物の溶解のために、１０秒以上の熱処理が望ましい。一方、熱処理時間が６００秒超となると、コストの上昇を招き、経済的に好ましくない。７５０〜９００℃の焼鈍温度で、等温保持を行っても良いし、傾斜加熱を行い、最高温度に到達した後、直ちに、冷却を開始したとしても、本発明の効果は発揮される。

母材鋼板を焼鈍温度まで加熱するにあたり、室温以上、６５０℃以下の平均加熱速度を、下記式（４）で示されるＨＲ１（℃／秒）とし、６５０℃を超え、焼鈍温度までの平均加熱速度を、下記式（５）で示されるＨＲ２（℃／秒）とする。
ＨＲ１≧０．３ ・・・ 式（４）
ＨＲ２≦０．５×ＨＲ１ ・・・ 式（５）

上記の条件で熱間圧延が行われ、更に冷間圧延前冷却が行われたことにより、結晶粒の微細化と結晶方位のランダム化が両立させられる。しかしながら、その後に行われる冷間圧延により、強い集合組織が発達し、その集合組織が鋼板中に残り易くなる。その結果、母材鋼板の等方性が低下してしまう。そこで、冷間圧延後に行われる加熱を適切に行うことにより、冷間圧延で発達した集合組織をなるべく消滅させることが望ましい。そのためには、加熱の平均加熱速度を、上記式（４）、（５）で示される２段階に分けることが必要となる。

この二段階の加熱によって、母材鋼板の集合組織や特性が向上する詳細な理由は不明なものの、本効果は冷延時に導入された転位の回復と再結晶に関連があると考えられる。即ち、加熱によって鋼板中に生ずる再結晶の駆動力は、冷間圧延により鋼板中に蓄えられた歪である。室温以上、６５０℃以下の温度範囲での平均加熱速度ＨＲ１が小さい場合、冷間圧延によって導入された転位は回復してしまい、再結晶は起こらなくなる。その結果、冷間圧延時に発達した集合組織がそのまま残ることとなり、等方性などの特性が劣化してしまう。室温以上、６５０℃以下の温度範囲の平均加熱速度ＨＲ１が０．３℃/秒未満では、冷間圧延にて導入された転位が回復してしまい、冷間圧延時に形成された強い集合組織が残存してしまう。このため、室温以上、６５０℃以下の温度範囲の平均加熱速度ＨＲ１は、０．３（℃/秒）以上とする必要がある。平均加熱速度ＨＲ１が０．３（℃/秒）以上であれば、転位密度が大きなフェライト（転位の回復遅い）からの再結晶が可能となり、様々な結晶方位を有する再結晶粒が形成され、集合組織がランダム化し、異方性が低減する。なお、加熱速度を１００（℃/秒）超とすることは、過度の設備投資を招き、経済的に好ましくない。よって、平均加熱速度ＨＲ１の実質的な上限は、１００（℃/秒）である。

一方、６５０℃を超え、焼鈍温度までの平均加熱速度ＨＲ２が大きいと、冷延後の鋼板中に存在していたフェライトが再結晶することなく、加工ままの未再結晶フェライトが残留する。特に、０．１％を超えるＣを含む鋼は、フェライト及びオーステナイトの二相域に加熱すると、形成されたオーステナイトが再結晶フェライトの成長の阻害し、未再結晶フェライトがより残り易くなる。この未再結晶フェライトは、強い集合組織を持つことから、等方性に悪影響を及ぼすと共に、転位を多く含むことから延性を大幅に劣化させる。このことから、６５０℃を超え、焼鈍温度までの温度範囲では、平均加熱速度ＨＲ２が、０．５×ＨＲ１（℃/秒）以下である必要がある。平均加熱速度ＨＲ２が、０．５×ＨＲ１（℃/秒）超であると、再結晶に先駆けて、炭化物がオーステナイトとなり、形成されたオーステナイト粒が再結晶粒の成長を遅延させる。その結果、冷延ままの集合組織が残ってしまい、異方性が大きくなる。

本発明者等は、製造条件と集合組織の関係を鋭意調査した結果、ＨＲ２に対し、ＨＲ１を２倍以上にすることで、集合組織のランダム化と異方性低減が可能になることを見出した。このような加熱速度制御による集合組織のランダム化は、加熱速度を一定とするような通常の焼鈍では得られ難い。

（焼鈍後の冷却)
焼鈍終了後、母材鋼板を、焼鈍温度から５００℃まで、平均冷却速度０．１〜２００℃／秒で冷却する。平均冷却速度が０．１℃／秒未満であると、生産性が大きく損なわれてしまう。一方、過度に冷却速度を上げと、製造コストが高くなるので、上限を２００℃／秒とする。なお、６５０〜５００℃の温度域での冷却速度は、３〜２００℃／秒とするのが好ましい。冷却速度が小さすぎると、冷却過程にてオーステナイトがパーライト組織へと変態する。体積率８％以上のオーステナイトを確保するのが困難となるため、３℃／秒以上が好ましい。冷却方法は、ロール冷却、空冷、水冷およびこれらを併用したいずれの方法でも構わない。

（温度保持）
その後、５００〜３５０℃間にて１０〜１０００秒間で保持する。この温度保持で、ベイナイト変態を起こさせ、残留オーステナイトを安定化させる。保持温度の上限を５００℃とするのは、この温度以下でベイナイト変態が起こるからである。一方、３５０℃未満の温度域での保持は、ベイナイト変態に長時間を要することから、設備が過大となり、生産性が劣る。よって、保持温度は、５００〜３５０℃とする。保持時間の下限を１０秒としたのは、１０秒未満の保持では、ベイナイト変態の進行が十分でなく、残留オーステナイトを安定化させることができず、優れた成形性が得られない。一方、１０００秒を超える保持は、生産性が低下する。なお、保持とは、等温保持のみを指すのではなく、この温度域での除冷や加熱も含む。

（溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっき）
こうして製造された冷延鋼板（母材鋼板）は、次に、溶融亜鉛めっき浴に浸漬させられて溶融亜鉛めっき処理が行われ、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板が製造される。また、めっき処理に引き続いて合金化処理が行われた場合は、本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造される。

溶融亜鉛めっき浴に浸漬させる母材鋼板の温度は、溶融亜鉛めっき浴の温度より４０℃低い温度から溶融亜鉛めっき浴の温度より５０℃高い温度までの範囲が望ましい。浸漬される母材鋼板の温度が「溶融亜鉛めっき浴温度−４０」℃を下回ると、めっき浴への進入時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまい、めっき外観が劣化する場合がある。めっき浴浸漬前に再加熱を行い、板温度を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃以上にして、めっき浴に浸漬させても良い。また、母材鋼板の温度が「溶融亜鉛めっき浴温度+５０）℃を超えると、めっき浴の温度上昇に伴う操業上の問題が誘発される。

また、めっき層の合金化処理は、４６０℃以上で行う。合金化処理温度が４６０℃未満であると、合金化の進行が遅く、生産性が悪い。上限は特に限定しないが、６００℃を超えると、炭化物が形成され、硬質組織（マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト）の体積率が減少し、優れた延性の確保が難しくなるので、６００℃が実質的な上限である。

不めっきの抑制や合金化の促進のために、めっき浴中に10ｍ/min以上、50ｍ/min以下の噴流を与えることが望ましい。めっき浴の表面には、ＺｎやＡｌの酸化膜であるスカムが浮遊している。母材鋼板の表面に多量に酸化膜が存在している場合、めっき浴への浸漬時に、母材鋼板の表面にスカムが付着し、不めっきが発生し易い。加えて、鋼板に付着したスカムは、不めっきのみならず、合金化も遅延させる。

この性質は、ＳｉやＭｎを多く含む鋼板で特に顕著となる。詳細なメカニズムは不明なものの、母材鋼板の表面に形成されたＳｉやＭｎの酸化物と、同じく酸化物であるスカムが反応することで、不めっきや合金化遅延が助長されると考えられる。噴流の流速を１０ｍ/ｍｉｎ以上５０ｍ/ｍｉｎ以下としたのは、１０ｍ/ｍｉｎ未満では、噴流による不めっき抑制効果が得られないためである。５０ｍ/ｍｉｎ以下としたのは、不めっき抑制の効果が飽和するばかりでなく、過大な設備投資によるコスト高を避けるためである。
浴中の溶融亜鉛の流速を１０ｍ/min以上、５０ｍ/min以下とする目的は、母材鋼板の表面へのドロスの付着を防止することである。このことから、主に、母材鋼板がめっき浴に浸漬している深さまでの流速を上記範囲とすることが望ましい。一方、めっき浴の底には、ドロスが堆積している場合があり、浴の底付近の溶融亜鉛を流動させることは、堆積しているドロスの巻き上げによる母材鋼板表面へのドロスの付着の懸念が増大する。このことから、流速は、メッキ浴の表面から母材鋼板が浸漬している深さの領域とすることが望ましい。めっき浴の大きさは、母材鋼板を浸漬可能であれば、どのような幅でも構わないが、一般的に、自動車外板向けの鋼板のサイズは、最大で２ｍ程度の幅となる。メッキ浴の大きさは、これより十分大きければ良い。メッキ浴の底には、ドロスが堆積することから、通板する板により、浴中の亜鉛が流動し、これらが巻き上げられ母材鋼板表面に付着する懸念がある。このことから、浴深さは、深いことが望ましい。

また、めっき浴は、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有しても構わない。

なお、めっき密着性をさらに向上させるために、連続溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍前に、母材鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数から成るめっきを施しても良い。また、めっき処理は、「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ_２及びＮ_２を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に浸漬する」というゼンジマー法、「焼鈍時の雰囲気を調節し、最初、鋼板表面を酸化させた後、その後還元することによりめっき前の清浄化を行った後にめっき浴に浸漬する」という全還元炉方式、あるいは、「鋼板を脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に浸漬する」というフラックス法等があるが、いずれの条件で処理を行ったとしても本発明の効果は発揮できる。

また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、めっき層の特性を制御するため、めっき浴中の有効Ａｌ濃度を０．０５〜０．５００ｍａｓｓ％の範囲に制御することが望ましい。ここでめっき浴中の有効Ａｌ濃度とは、浴中のＡｌ濃度から、浴中のＦｅ濃度を引いた値である。

有効Ａｌ濃度が０．０５ｍａｓｓ％よりも低い場合にはドロス発生が顕著で良好な外観が得られない。一方、有効Ａｌ濃度が０．５００ｍａｓｓよりも高いと、合金化が遅くなり、生産性が劣る。このことから、浴中の有効Ａｌ濃度の上限は、０．５００ｍａｓｓ％とすることが望ましい。

また、合金化を低温で行う場合、合金化処理はベイナイト変態の促進に活用できる。

本発明の溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に、塗装性、溶接性を改善する目的で、上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施すこともできる。

また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対し、さらにスキンパス圧延を行っても良い。スキンパス圧延の圧下率は、０．１〜１．５％の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難である。１．５％を超えると、生産性が著しく低下する。スキンパス圧延は、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。

次に、本発明を実施例により詳細に説明する。なお、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。実施例に用いた各鋼の化学成分を表１に示す。表２、３に各製造条件を示す。また、表２の製造条件による各鋼種の組織構成と機械的特性を表４に示す。なお、各表における下線は、本発明の範囲外もしくは本発明の好ましい範囲の範囲外であることを示す。

表１に示す成分を有する“Ａ〜Ｓ”の発明鋼、及び、“ａ〜ｄ”の比較鋼を用いて検討した結果について説明する。なお、表１において、各成分組成の数値は、質量％を示す。表２〜４において、鋼種に付されているＡ〜Ｕの英文字とａ〜ｇの英文字は、表１の各発明鋼Ａ〜Ｕおよび各比較鋼ａ〜ｇの成分であることを示す。

これらの鋼（発明鋼Ａ〜Ｓおよび比較鋼ａ〜ｄ）を１２００℃に加熱し、表２に示す条件で、熱間圧延を行い、Ａｒ３変態温度以上で熱間圧延を終了した。

熱間圧延では、先ず、第１の熱間圧延である粗圧延において、１０００℃以上１２００℃以下の温度域で、４０％以上の圧下率で１回以上圧延した。但し、鋼種Ａ２、Ｃ２、Ｅ２、Ｊ２、Ｏ２については、粗圧延において、１パスで圧下率が４０％以上の圧延は行われなかった。粗圧延における、圧下率が４０％以上の圧下回数、各圧下率（％）、粗圧延後（仕上げ圧延前）のオーステナイト粒径（μｍ）を表２に示す。なお、各鋼種の温度Ｔ１（℃）を、表２に示す。

粗圧延が終了した後、第２の熱間圧延である仕上げ圧延を行った。仕上げ圧延では、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで圧下率３０％以上の圧延を行い、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲においては、合計の圧下率を３０％以下とした。なお、仕上げ圧延では、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終パスで、１パスで圧下率３０％以上の圧延を行った。

但し、鋼種Ｃ３、Ｅ３、Ｊ３、Ｏ３については、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、圧下率３０％以上の圧延は行われなかった。また、鋼種Ａ４、Ｃ４は、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲での合計の圧下率が３０％超であった。

また、仕上げ圧延では、合計の圧下率を５０％以上とした。但し、鋼種Ａ３、Ｃ３、Ｅ３、Ｊ３、Ｏ３については、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での合計の圧下率が５０％未満であった。

仕上げ圧延における、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での合計の圧下率（％）、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終パスでの圧下後の温度（℃）、Ｐ１：３０％以上の最終圧下の圧下率（Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終パスの圧下率）（％）を表２に示す。また、仕上げ圧延における、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲での圧下時の圧下率（％）を表２に示す。

仕上げ圧延においてＴ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終圧下を行った後、待ち時間ｔ秒が２．５×ｔ１を経過する前に、冷間圧延前冷却を開始した。冷間圧延前冷却では、平均冷却速度を５０℃／秒以上とした。また、冷間圧延前冷却での温度変化（冷却温度量）は、４０℃以上１４０℃以下の範囲とした。

但し、鋼種Ａ６、Ｃ４、Ｅ４、Ｊ４、Ｏ３は、仕上げ圧延におけるＴ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終圧下から、待ち時間ｔ秒が２．５×ｔ１を経過した後に、冷間圧延前冷却（熱間圧延仕上げ圧延後・冷却）を開始した。鋼種Ａ２２、Ｃ１６、Ｅ１２、Ｅ１３は、冷間圧延前冷却での温度変化（熱間圧延仕上げ圧延後・冷却量）が４０℃未満であり、鋼種Ａ２１、Ｃ１５、Ｅ１１は、冷間圧延前冷却での温度変化（熱間圧延仕上げ圧延後・冷却量）が１４０℃超であった。鋼種Ａ２２、Ｃ１６、Ｅ１３は、冷間圧延前冷却での平均冷却速度（熱間圧延仕上げ圧延後・冷却速度）が５０℃／秒未満であった。

各鋼種のｔ１（秒）、仕上げ圧延におけるＴ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終圧下から、冷間圧延前冷却を開始するまでの待ち時間ｔ（秒）、ｔ／ｔ１、冷間圧延前冷却での温度変化（冷却量）（℃）、冷間圧延前冷却での平均冷却速度（℃／秒）を表２に示す。

冷間圧延前冷却の後、７００℃以下で巻取りを行い、２〜４．５ｍｍ厚の熱延原板を得た。

但し、鋼種Ａ７、Ｃ８は、巻取り温度が７００℃超であった。各鋼種について、冷間圧延前冷却の停止温度（巻取り温度）（℃）を表２に示す。

次に、熱延原板を、酸洗した後、冷間圧延後の板厚が１．２ｍｍとなるように、圧下率４０％以上、８０％以下で冷間圧延した。但し、鋼種Ａ１７、Ｅ９、Ｊ１５は、冷間圧延の圧下率が４０％未満であった。冷間圧延における、各鋼種の圧下率（％）を表３に示す。なお、冷間圧延の圧下率を８０％とする場合、圧延荷重が高すぎてしまい所定の板厚まで冷間圧延出来なかった。このことから、実質的な上限の圧下率は、８０％程である。

その後、これらの冷延板（母材鋼板）に、連続溶融亜鉛めっきラインにて、熱処理と溶融亜鉛めっき処理を施した。

連続溶融亜鉛めっきラインでは、まず、７５０以上、９００℃以下の温度域まで加熱し、その温度域に１０秒以上、６００秒以下保持して、焼鈍を行った。また、７５０〜９００℃の温度域まで加熱するにあたり、室温以上、６５０℃以下の平均加熱速度ＨＲ１（℃／秒）を０．３以上（ＨＲ１≧０．３）とし、６５０℃を超え、７５０〜９００℃までの平均加熱速度ＨＲ２（℃／秒）を、０．５×ＨＲ１以下（ＨＲ２≦０．５×ＨＲ１）とした。各鋼種の加熱温度（焼鈍温度）、加熱保持時間（冷間圧延後１次冷却開始までの時間）（秒）、平均加熱速度ＨＲ１、ＨＲ２（℃／秒）を表３に示す。

但し、鋼種Ａ２０は、焼鈍温度が９００℃超であった。鋼種Ａ７、Ｃ４、Ｅ５、Ｊ５、Ｏ４は、焼鈍温度が７５０℃未満であった。鋼種Ｃ３、Ｅ６、Ｊ５は、保持時間が１秒未満であった。鋼種Ａ１８、Ｃ１３は、保持時間が６００秒超であった。また、鋼種Ｃ１２は、平均加熱速度ＨＲ１が０．３（℃／秒）未満であった。鋼種Ａ１２、Ａ１３、Ａ１５、Ａ１５、Ｃ３、Ｃ４、Ｃ９、Ｃ１１、Ｊ１０、Ｊ１１、Ｊ１３、Ｊ１４、Ｏ１０は、平均加熱速度ＨＲ２（℃／秒）が０．５×ＨＲ１超であった。

焼鈍後、０．１〜２００℃／秒の平均冷却速度で、焼鈍温度から５００℃まで冷却した。鋼種Ａ１９、Ｃ１３は、平均冷却速度が０．１℃／秒未満であった。各鋼種の平均冷却速度（℃／秒）を表３に示す。

冷却を行った後、５００〜３５０℃間にて１０〜１０００秒間で保持した。各鋼の保持時間を表３に示す。但し、鋼種Ａ８、Ｃ５、Ｊ６、Ｏ５は、保持時間が１０秒未満であった。

次に、所定の条件に制御した溶融亜鉛めっき浴に母材鋼板を浸漬し、その後、室温まで冷却した。めっき浴の温度は、４４０〜４７０℃に管理した。また、溶融亜鉛めっきが行われるに際し、母材鋼板の温度は、（亜鉛めっき浴温度―４０）℃以上、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃以下とした。溶融亜鉛めっき浴中の有効Ａｌ濃度は、０．０９〜０．１７ｍａｓｓ％の範囲とした。一部の鋼板については、溶融亜鉛めっき浴に浸漬後、４６０℃以上、６００℃以下にて合金化処理を行った後、室温まで冷却した。その際の目付け量としては、両面とも約３５ｇ／ｍ2とした。最後に、得られた鋼板について０．４％の圧下率でスキンパス圧延を行った。

めっきの抑制や合金化の促進のために、めっき浴中に10ｍ/min以上、50ｍ/min以下の噴流を与えた。各鋼を溶融亜鉛めっきする際に、めっき浴中に与えられた噴流の速度ｍ／ｍｉｎ、合金化処理温度を表３に示す。但し、鋼種Ａ９、Ｃ５、Ｃ８、Ｅ７、Ｊ７、Ｏ６については、めっき浴中に与えられた噴流の速度が１０ｍ／ｍｉｎ未満であった。また、鋼種Ａ１１、Ｃ８、Ｅ９、Ｊ９、Ｏ９は、合金化処理の温度が６００℃超であった。

各鋼種の鋼板表面から５／８〜３／８の板厚範囲における、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度、各鋼種の金属組織における、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、マルテンサイト、パーライトの体積率（組織分率）（％）を表４に示す。なお、各体積率（組織分率）は、スキンパス圧延前の組織分率で評価した。また、各鋼種の機械的特性として、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、伸び（Ｌ-Ｅｌ）、伸びの差（ΔＥｌ）、強度（ＴＳ）−全伸び（Ｃ-Ｅｌ）のバランス（ＴＳ
×El）を表４に示した。また、不めっきの発生の有無、溶融亜鉛めっき層のＦｅ濃度（質量％）、合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ濃度（質量％）を示した。

引張試験は、１．２ｍｍ厚の板から圧延方向に直角方向及び平行にＪＩＳ５号試験片を採取し、引張特性を評価した。得られた伸びの値から、圧延方向に平行な方向に引張り試験を行った場合の伸び（Ｌ-Ｅｌ）と、垂直な方向に引張り試験を行った場合の伸び（Ｃ-Ｅｌ）の差（ΔＥｌ）を算出した。各５本について引張試験を行ない各値の平均値を求め、その平均値から伸びやＴＳを算出した。なお、材質の異方性が大きい鋼板に関しては、伸びの値がばらつく傾向にあった。強度（ＴＳ）−全伸び（Ｃ-Ｅｌ）のバランス（ＴＳ×El）が１６０００（ＭＰａ・％）を超えるものを、成形性に優れた高強度鋼板とした。

めっき性、合金化反応はそれぞれ下記のように評価した。
○：不めっきなし
△：不めっき若干あり
×：不めっき多数あり

測定された引張特性、めっき性及びめっき層中のＦｅ％を表４に示す。本発明の鋼板はいずれも成形性、めっき性に優れていることがわかる。

本発明は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適な、引張最大強度９８０ＭＰａ以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を安価に提供するものであり、自動車の軽量化に大きく貢献することが期待でき、産業上の効果は極めて高い。

Claims (16)

1. 母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
   前記母材鋼板は、質量％で、
   Ｃ：０．１〜０．４０％未満、
   Ｓｉ：０．５〜３．０％、
   Ｍｎ：１．５〜３．０％を含有し、
   Ｏ：０．００６％以下、
   Ｐ：０．０４％以下、
   Ｓ：０．０１％以下、
   Ａｌ：２．０％以下、
   Ｎ：０．０１％以下に制限され、
   残部は鉄及び不可避的不純物からなり、
   前記母材鋼板のミクロ組織は、体積分率でフェライトを４０％以上含有し、残留オーステナイトを８〜６０％未満含有し、残部がベイナイトもしくはマルテンサイトであり、
   前記母材鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲において、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位で表わされる｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が６．５以下で、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が５．０以下であり、
   前記溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅ：７質量％未満を含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物からなる、
   引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
2. 前記母材鋼板は、質量％で、さらに、
   Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
   Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
   Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
   Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．３％
   Ｖ：０．００５〜０．５％、
   Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
   の１種又は２種以上を含有する、
   請求項１に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 前記母材鋼板は、質量％で、さらに、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭから選ばれる１種または２種以上を合計で０．０００５〜０．０４％含有する、
   請求項１に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 母材鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
   前記母材鋼板は、質量％で、
   Ｃ：０．１０〜０．４％未満、
   Ｓｉ：０．５〜３．０％、
   Ｍｎ：１．５〜３．０％を含有し、
   Ｏ：０．００６％以下、
   Ｐ：０．０４％以下、
   Ｓ：０．０１％以下、
   Ａｌ：２．０％以下、
   Ｎ：０．０１％以下に制限され、
   残部は鉄及び不可避的不純物からなり、
   前記母材鋼板のミクロ組織は、体積分率でフェライトを４０％以上含有し、残留オーステナイトを８〜６０％未満含有し、残部がベイナイトもしくはマルテンサイトであり、
   前記母材鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲において、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位で表わされる｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が６．５以下で、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が５．０以下であり、
   前記合金化溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅ：７〜１５質量％を含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物である、
   引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 前記母材鋼板は、質量％で、さらに、
   Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
   Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
   Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
   Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．３％
   Ｖ：０．００５〜０．５％、
   Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
   の１種又は２種以上を含有する、
   請求項４に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 前記母材鋼板は、質量％で、さらに、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭから選ばれる１種または２種以上を合計で０．０００５〜０．０４％含有する、
   請求項４に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
7. 質量％で、
   Ｃ：０．１０〜０．４％未満、
   Ｓｉ：０．５〜３．０％、
   Ｍｎ：１．５〜３．０％を含有し、
   Ｏ：０．００６％以下、
   Ｐ：０．０４％以下、
   Ｓ：０．０１％以下、
   Ａｌ：２．０％以下、
   Ｎ：０．０１％以下に制限され、
   残部は鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、
   １０００℃以上、１２００℃以下の温度範囲で、圧下率４０％以上の圧延を１回以上行う第１の熱間圧延を行い、
   前記第１の熱間圧延で、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、
   下記式（１）で定まる温度Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで圧下率３０％以上の圧延を行う第２の熱間圧延を行い、
   前記第２の熱間圧延での合計の圧下率を５０％以上とし、
   前記第２の熱間圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下を行った後、待ち時間ｔ秒が下記式（２）を満たすように、冷間圧延前冷却を開始し、
   前記冷間圧延前冷却における平均冷却速度を５０℃／秒以上、温度変化が４０℃以上１４０℃以下の範囲とし、
   ７００℃以下の温度域で巻取り、
   圧下率４０％以上、８０％以下の冷間圧延を行い、
   連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、７５０以上、９００℃以下の焼鈍温度まで加熱して焼鈍し、
   焼鈍温度から５００℃まで、０．１〜２００℃／秒で冷却し、
   ５００〜３５０℃間にて１０〜１０００秒間で保持した後、溶融亜鉛めっきを行う、
   引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
   Ｔ１（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖ ・・・ 式（１）
   ここで、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、各元素の含有量（質量％。Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖについては、含有されて無い場合は、０として計算する。）。
   ｔ≦２．５×ｔ１ ・・・ 式（２）
   ここで、ｔ１は、下記式（３）で求められる。
   ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）²−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１ ・・・ 式（３）
   ここで、上記式（３）において、Ｔｆは、圧下率が３０％以上の最終圧下後の鋼片の温度、Ｐ１は、３０％以上の最終圧下の圧下率である。
8. Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における合計の圧下率が３０％以下である、
   請求項７に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
9. 前記連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、焼鈍温度まで加熱するにあたり、
   室温以上、６５０℃以下の平均加熱速度を、下記式（４）で示されるＨＲ１（℃／秒）とし、
   ６５０℃を超え、焼鈍温度までの平均加熱速度を、下記式（５）で示されるＨＲ２（℃／秒）とする、
   請求項７に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
   ＨＲ１≧０．３ ・・・ 式（４）
   ＨＲ２≦０．５×ＨＲ１ ・・・ 式（５）
10. 前記溶融亜鉛めっきが行われるに際し、母材鋼板の温度が（亜鉛めっき浴温度―４０）℃以上、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃以下である、
    請求項７に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
11. 前記溶融亜鉛めっきが行われるに際し、めっき浴中に１０ｍ/min以上、５０ｍ/min以下の流速が与えられる、
    請求項７に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
12. 質量％で、
    Ｃ：０．１０〜０．４％未満、
    Ｓｉ：０．５〜３．０％、
    Ｍｎ：１．５〜３．０％を含有し、
    Ｏ：０．００６％以下、
    Ｐ：０．０４％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ａｌ：２．０％以下、
    Ｎ：０．０１％以下に制限され、
    残部は鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、
    １０００℃以上、１２００℃以下の温度範囲で、圧下率４０％以上の圧延を１回以上行う第１の熱間圧延を行い、
    前記第１の熱間圧延で、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、
    下記式（１）で定まる温度Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで圧下率３０％以上の圧延を行う第２の熱間圧延を行い、
    前記第２の熱間圧延での合計の圧下率を５０％以上とし、
    前記第２の熱間圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下を行った後、待ち時間ｔ秒が下記式（２）を満たすように、冷間圧延前冷却を開始し、
    前記冷間圧延前冷却における平均冷却速度を５０℃／秒以上、温度変化が４０℃以上１４０℃以下の範囲とし、
    ７００℃以下の温度域で巻取り、
    圧下率４０％以上、８０％以下の冷間圧延を行い、
    連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、７５０以上、９００℃以下の焼鈍温度まで加熱して焼鈍し、
    焼鈍温度から５００℃まで、０．１〜２００℃／秒で冷却し、
    ５００〜３５０℃間にて１０〜１０００秒間で保持した後、溶融亜鉛めっきを行い、
    ４６０℃以上の温度で合金化処理を施す、
    引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    Ｔ１（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖ ・・・ 式（１）
    ここで、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、各元素の含有量（質量％。Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖについては、含有されて無い場合は、０として計算する。）。
    ｔ≦２．５×ｔ１ ・・・ 式（２）
    ここで、ｔ１は、下記式（３）で求められる。
    ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）²−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１ ・・・ 式（３）
    ここで、上記式（３）において、Ｔｆは、圧下率が３０％以上の最終圧下後の鋼片の温度、Ｐ１は、３０％以上の最終圧下の圧下率である。
13. Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における合計の圧下率が３０％以下である、
    請求項１２に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
14. 前記連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、焼鈍温度まで加熱するにあたり、
    室温以上、６５０℃以下の平均加熱速度を、下記式（４）で示されるＨＲ１（℃／秒）とし、
    ６５０℃を超え、焼鈍温度までの平均加熱速度を、下記式（５）で示されるＨＲ２（℃／秒）とする、
    請求項１２に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    ＨＲ１≧０．３ ・・・ 式（４）
    ＨＲ２≦０．５×ＨＲ１ ・・・ 式（５）
15. 前記溶融亜鉛めっきが行われるに際し、母材鋼板の温度が（亜鉛めっき浴温度―４０）℃以上、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃以下である、
    請求項１２に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
16. 前記溶融亜鉛めっきが行われるに際し、めっき浴中に１０ｍ/min以上、５０ｍ/min以下の流速が与えられる、
    請求項１２に記載の引張最大強度９８０MPa以上を有する材質異方性の少ない成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

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