TWI479028B

TWI479028B - High-strength galvanized steel sheet having high tensile strength at a maximum tensile strength of 980 MPa and excellent in formability, high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet and method of manufacturing the same

Info

Publication number: TWI479028B
Application number: TW101135879A
Authority: TW
Inventors: Masafumi Azuma; Chisato Wakabayashi; Takayuki Nozaki; Nobuhiro Fujita; Manabu Takahashi
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2011-09-30
Filing date: 2012-09-28
Publication date: 2015-04-01
Also published as: CN103987868B; CA2850091A1; JP5321765B1; EP2762588A1; ES2804542T3; TW201319266A; CA2850091C; BR112014007412A2; PL2762588T3; ZA201402969B; BR112014007412B1; US9540720B2; RU2583194C2; JPWO2013047819A1; CN103987868A; MX2014003714A; EP2762588A4; IN2014DN03211A; US20140242415A1; KR20140068217A

Description

具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板及其製造方法

技術領域

本發明係有關於最大拉伸強度(TS)係980MPa以上，鍍敷密著性與成形性優良之特別適合汽車用構造用構件、補強用構件、懸垂用構件的高強度鍍敷鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。

本申請案依據2011年9月30日，在日本申請之特願2011-218040號主張優先權，且在此引用其內容。

背景技術

近年來針對汽車之交叉構件或側面構件等構件對應於燃料費輕量化之動向進行檢討，材料面來說，由即使薄型化仍可確保強度及衝撞安全性的觀點來看，正進行著鋼板之高強度化。然而，材料之成形性隨著強度上升而劣化。為實現前述構件之輕量化，需製造滿足壓製成形性與高強度兩者的鋼板。特別是，於進行具有複雜之形狀的汽車之構造用構件或補強用構件之成形時，要求優良之延性。

近年來，汽車之骨架構件方面，以具有拉伸最大強度440MPa、或590MPa的鋼板係為主流。為更輕量化，正期待著開發980MPa以上之高強度鋼板。特別是，於將590MPa級之鋼板換成980MPa級之鋼板時，要求與590MPa級同等的伸長。因此，迫切期待開發980MPa以上且伸長優良之鋼板。

拉伸試驗之全伸長(El)優良的鋼板，存在有鋼板組織中以軟質之肥粒鐵作為主相，確保延性，並使殘留沃斯田鐵分散作為第二相，可確保強度的複相組織鋼板。

該分散有殘留沃斯田鐵之鋼中，有利用有塑性加工時殘留沃斯田鐵之麻田散鐵變態的TRIP(TRansformation Induced Plasticity：變態誘發塑性)鋼，近年之用途正在擴大。

TRIP鋼相較於析出強化鋼或DP鋼(由肥粒鐵及麻田散鐵所構成之鋼)，具有特別優良之伸長，故非常期待擴大使用。然而，該鋼因利用成形時之麻田散鐵變態，確保優良之成形性，故為確保成形性，需大量的殘留沃斯田鐵。為確保殘留沃斯田鐵，需添加大量之Si。此外，為確保980MPa以上之強度，有大量地添加合金元素的傾向，集合組織容易發達。特別是，{100}<011>~{223}<110>方位群之集合組織、或{332}<113>方位之集合組織的發達將助長材質之異向性。例如，相較於將鋼帶於與軋延方向平行之方向上進行有拉伸試驗時的全伸長，於垂直方向上進行有拉伸試驗時的全伸長係非常地差。結果，即使鋼板之特性於單向的伸長良好且成形性優良，但不易使用於具有複雜形狀之構件。

另一方面，使用耐蝕性優良之熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板作為汽車用鋼板係眾所周知。該鋼板藉於鋼板表面具有由包含15%以下之Fe的鋅所構成之鍍敷層，而具有優良之耐蝕性。熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板多於連續式熔融鍍鋅生產線(以下，稱作CGL)中製造。CGL中，於脫脂洗淨鋼板後，於H2及包含N2之還原環境氣體中，經利用輻射管爐之間接加熱退火，冷卻至接近鍍敷浴溫度後，浸漬於熔融鍍鋅浴，施行鍍敷。

製造合金化熔融鍍鋅鋼板時，於浸漬於鍍敷浴後，再加熱，合金化處理鍍敷層。此時之爐內環境氣體係使Fe還原的環境氣體，因不使Fe氧化而可製造鋼板，故可廣泛地使用作為鍍敷鋼板的製造設備。

然而，Si相較於Fe，係容易氧化，CGL運送鋼板中將於鋼板表面形成Si氧化物。該Si氧化物因與熔融鍍鋅之濕潤性差，而成為未鍍敷的原因。抑或，因氧化物阻礙Fe與鋅之合金化反應，故有無法製造合金化熔融鍍鋅鋼板的問題。

對於如此之課題，欲兼具優良之成形性與鍍敷性的方法，特別是，改善含有大量之Si的鋼之鍍敷性的方法，如專利文獻1中記載了於暫時進行退火後，進行酸洗去除鋼板表面之氧化物後，再次施行熔融鍍鋅的方法。然而，該方法中，因進行2次退火，故熱處理後之酸洗、及鍍敷生產線之通過將大幅地導致步驟增加，造成高成本，而不佳。

含有Si之鋼的改善鍍敷性之方法，專利文獻2中揭示了一種藉使爐內的環境氣體為Si或Mn等易氧化性元素之還原環境氣體，以抑制Si或Mn的氧化物、或還原形成之氧化物的方法。該方法中，鍍敷性差之材料係於進入鍍敷生產線之前進行預鍍敷或表面研磨。然而，於增加預鍍敷或表面研磨之步驟時，將導致高成本。又，高強度鋼板一般因包含大量之Si或Mn，故於本發明作為對象的包含0.5wt.%以上之Si的鋼板中，欲達成可還原Si之環境氣體係為困難，需進行莫大之設備投資，導致高成本。此外，經還原之Si或Mn氧化物所放出之氧，將使爐內環境氣體變成Si之氧化環境氣體，故於進行大量生產時，不易穩定環境氣體。結果，有產生鋼板之長度方向或寬度方向上的鍍敷濕潤性不均或合金化不均等缺陷之疑慮。

欲兼具優良之延性與鍍敷性的方法，有如專利文獻3記載之冷軋後於鋼板表面施行Ni、Fe、Co等金屬預鍍敷後，通過熱處理生產線施行鍍敷的方法。這是藉於鋼板表層預鍍敷較Si或Mn不易氧化的金屬，使鋼板表層如同未含Si或Mn之鋼板的方法。然而，即使於鋼板表面進行有預鍍敷，該等元素仍於熱處理時擴散於鋼板內部，故需進行大量之預鍍敷，有導致大幅之高成本的問題。

解決該等課題之方法，有人提出了一種控制專利文獻4~6所揭示的爐內環境氣體，不僅於鋼板表面，亦於鋼板內部形成Si氧化物之方法。這是藉由提高爐內之氧勢，使Si於鋼板內部氧化，可抑制Si朝鋼板表面擴散與於表面形成Si氧化物。

又，專利文獻7、8中揭示了雖非TRIP鋼，但對於鍍鋅鋼板係於CGL之退火步驟中使爐內為還原環境氣體。並且，專利文獻9中揭示了為防止因浮渣導致的未鍍敷，於鍍敷浴中賦予預定之流速的噴流。

然而，以往，欲同時具備耐蝕性、高強度及延性係極為困難。

先前技術文獻專利文獻

專利文獻1：日本專利特開第3521851號公報

專利文獻2：日本專利特開平4-26720號公報

專利文獻3：日本專利特開第3598087號公報

專利文獻4：日本專利特開2004-323970號公報

專利文獻5：日本專利特開2004-315960號公報

專利文獻6：日本專利特開2008-214752號公報

專利文獻7：日本專利特開2011-111674號公報

專利文獻8：日本專利特開2009-030159號公報

專利文獻9：日本專利特開2008-163388號公報

發明概要

本發明之目的係提供最大拉伸強度(TS)980MPa以上且具優良之鍍敷密著性及成形性優良之高強度熔融鍍鋅鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。

本發明人等致力地進行檢討，結果，發現為兼具980MPa以上之最大拉伸強度(TS)與優良之成形性，最大限度地活用作為強化元素的Si，並含有體積率40%以上之肥粒鐵與體積率8%以上之殘留沃斯田鐵係為重要。又，發現藉將粗軋延及最後軋延控制於特定範圍內，即使為大量地含有添加元素之冷軋鋼板，仍可製造材質之異向性降低的成形性優良之鋼板。

又，另一方面，為確保含有大量Si之鋼的鍍敷性與合金化，使鍍敷浴內之熔融鋅以10~50m/min.流動，抑制成為未鍍敷之原因的浴內之鋅氧化物(浮渣)與鋼板的反應。於未進行浴內之流動時，細微之鋅氧化物將進入鍍敷層內，阻礙合金化反應。

又，詳細之機構雖不明，但於鋼板表面存在Si或Mn氧化物時，因鋅氧化物造成之未鍍敷或合金化延遲變得更顯著，對鍍敷性造成大幅之不良影響。抑制作為未鍍敷及合金化延遲的原因之鋼板與浮渣的反應，對促進合金化處理亦有很大的效果。

藉由改善鍍敷性，於熔融鍍鋅鋼板、及合金化熔融鍍鋅鋼板中，可大量地添加Si。

本發明係最大拉伸強度(TS)980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，其要旨係如以下所述。

[1]一種具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板，係於母材鋼板表面具有熔融鍍鋅層之熔融鍍鋅鋼板，前述母材鋼板以質量%計，含有：C：0.1~小於0.40%、Si：0.5~3.0%、Mn：1.5~3.0%，並限制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，剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成，且前述母材鋼板之微觀組織以體積分率計，含有40%以上之肥粒鐵，含有8~小於60%之殘留沃斯田鐵，剩餘部分係變韌鐵或麻田散鐵，自前述母材鋼板表面起5/8~3/8之板厚範圍中，以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>、及{223}<110>之各結晶方位所表示的{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值係6.5以下，且{332}<113>之結晶方位的極密度係5.0以下，前述熔融鍍鋅層含有Fe：小於7質量%，剩餘部分係由Zn、Al及不可避免的不純物所構成。

[2]如[1]記載之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計，更含有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%之1種或2種以上。

[3]如[1]記載之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計，更含有合計0.0005~0.04%之選自於Ca、Mg、REM的1種或2種以上。

[4]一種具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，係於母材鋼板表面具有合金化熔融鍍鋅層之合金化熔融鍍鋅鋼板，前述母材鋼板以質量%計，含有：C：0.10~小於0.4%、Si：0.5~3.0%、Mn：1.5~3.0%，並限制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，剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成，且前述母材鋼板之微觀組織以體積分率計，含有40%以上之肥粒鐵，含有8~小於60%之殘留沃斯田鐵，剩餘部分係變韌鐵或麻田散鐵，自前述母材鋼板表面起5/8~3/8之板厚範圍中，以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>、及{223}<110>之各結晶方位所表示的{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值係6.5以下，且{332}<113>之結晶方位的極密度係5.0以下，前述合金化熔融鍍鋅層含有Fe：7~15質量%，剩餘部分係Zn、Al及不可避免的不純物。

[5]如[4]記載之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計，更含有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%之1種或2種以上。

[6]如[4]記載之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計，更含有合計0.0005~0.04%之選自於Ca、Mg、REM的1種或2種以上。

[7]一種具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係對以質量%計，含有：C：0.10~小於0.4%、Si：0.5~3.0%、Mn：1.5~3.0%，並限制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，剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成之鋼片，進行第1熱軋延，係於1000℃以上、1200℃以下之溫度範圍，進行軋縮率40%以上的軋延1次以上，且前述第1熱軋延中使沃斯田鐵粒徑為200μm以下；進行第2熱軋延，係於以下述式(1)所定之溫度T1+30℃以上、T1+200℃以下的溫度域中，進行至少1次1道次(pass)下軋縮率30%以上之軋延，且前述第2熱軋延中之合計軋縮率係50%以上；開始冷軋延前冷卻，係於前述第2熱軋延中進行軋縮率30%以上的最終軋縮後進行，使等候時間t秒滿足下述式(2)，並將前述冷軋延前冷卻中之平均冷卻速度設為50℃/秒以上，溫度變化設為40℃以上、140℃以下之範圍；於700℃以下之溫度域捲取；進行軋縮率40%以上、80%以下之冷軋延；於連續熔融鍍鋅生產線中，加熱至750以上、900℃以下之退火溫度，進行退火；以0.1~200℃/秒由退火溫度冷卻至500℃；及於500~350℃間保持10~1000秒鐘後，進行熔融鍍鋅。

T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V………式(1)

此處，C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo、及V係各元素之含量(質量%。Ti、B、Cr、Mo、V方面，在未含有之情況下則以0計算。)。

t≦2.5×t1………式(2)

此處，t1係以下述式(3)求得。

t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)² -0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………式(3)

此處，於前述式(3)中，Tf係軋縮率30%以上之最終軋縮後鋼片的溫度，P1係30%以上之最終軋縮的軋縮率。

[8]如[7]記載之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中小於T1+30℃之溫度範圍中的合計軋縮率係30%以下。

[9]如[7]記載之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其於前述連續熔融鍍鋅生產線中加熱至退火溫度時，將室溫以上、650℃以下之平均加熱速度設為下述式(4)所示的HR1(℃/秒)，將大於650℃至退火溫度之平均加熱速度設為下述式(5)所示的HR2(℃/秒)。

HR1≧0.3………式(4)

HR2≦0.5×HR1………式(5)

[10]如[7]記載之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其於進行前述熔融鍍鋅時，母材鋼板之溫度係(鋅鍍敷浴溫度-40)℃以上、(鋅鍍敷浴溫度+50)℃以下。

[11]如[7]記載之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其於進行前述熔融鍍鋅時，鍍敷浴中係賦予10m/min以上、50m/min以下的流速。

[12]一種具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係對以質量%計，含有：C：0.10~小於0.4%、Si：0.5~3.0%、Mn：1.5~3.0%，並限制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，剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成之鋼片，進行第1熱軋延，係於1000℃以上、1200℃以下之溫度範圍，進行軋縮率40%以上的軋延1次以上，且前述第1熱軋延中使沃斯田鐵粒徑為200μm以下；進行第2熱軋延，係於以下述式(1)所定之溫度T1+30℃以上、T1+200℃以下的溫度域中，進行至少1次1道次下軋縮率30%以上之軋延，且前述第2熱軋延中之合計軋縮率係50%以上；開始冷軋延前冷卻，係於前述第2熱軋延中進行軋縮率30%以上的最終軋縮後，使等候時間t秒滿足下述式(2)，將前述冷軋延前冷卻中之平均冷卻速度設為50℃/秒以上，溫度變化設為40℃以上、140℃以下之範圍；於700℃以下之溫度域捲取；進行軋縮率40%以上、80%以下之冷軋延；於連續熔融鍍鋅生產線中，加熱至750以上、900℃以下之退火溫度，進行退火；以0.1~200℃/秒由退火溫度冷卻至500℃；於500~350℃間保持10~1000秒鐘後，進行熔融鍍鋅；及於460℃以上之溫度施行合金化處理。

t≦2.5×t1………式(2)

此處，t1係以下述式(3)求得。

t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)² -0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………式(3)

[13]如[12]記載之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中小於T1+30℃之溫度範圍中的合計軋縮率係30%以下。

[14]如[12]記載之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其於前述連續熔融鍍鋅生產線中加熱至退火溫度時，將室溫以上、650℃以下之平均加熱速度設為下述式(4)所示的HR1(℃/秒)，將大於650℃至退火溫度之平均加熱速度設為下述式(5)所示的HR2(℃/秒)。

HR1≧0.3………式(4)

HR2≦0.5×HR1………式(5)

[15]如[12]記載之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其於進行前述熔融鍍鋅時，母材鋼板之溫度係(鋅鍍敷浴溫度-40)℃以上、(鋅鍍敷浴溫度+50)℃以下。

[16]如[12]記載之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其於進行前述熔融鍍鋅時，鍍敷浴中係賦予10m/min以上、50m/min以下的流速。

依據本發明，可便宜地提供適合汽車用之構造用構件、補強用構件、懸垂用構件的拉伸強度、具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性小且成形性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板及高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。

圖式簡單說明

圖1係顯示△El與{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值之關係的圖。

圖2係顯示△El與{332}<113>方位之極密度之關係的圖。

圖3係顯示連續熱軋延生產線之說明圖。

用以實施發明之形態

本發明人等為解決前述課題，針對熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板致力地進行檢討，結果，發現藉使母材鋼板之微觀組織的主相作為肥粒鐵，並含有殘留沃斯田鐵，即可發揮980MPa以上之拉伸最大強度與優良之成形性。此外，發現即使為大量地含有Si或Mn之鋼板，藉將熱軋條件控制在預定之範圍內，可製造材質異向性小的冷軋鋼板。並且，藉使鍍敷浴內之熔融鋅流動，即使為大量地含有Si的鋼板仍可確保鍍敷之濕潤性或合金化。

以下詳細地說明本發明之內容。

(母材鋼板之結晶方位)

於自母材鋼板表面起5/8~3/8之板厚範圍中{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值、{332}<113>之結晶方位的極密度，於本發明中係特別重要之特性值。如圖1所示，於自母材鋼板表面起5/8~3/8之板厚範圍中進行X射線繞射，求出各方位的極密度時，若{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值為6.5以下，將成為材質異向性少且成形性優良之高強度鋼板。{100}<011>~{223}<110>方位群之平均值以4.0以下為佳。

{100}<011>~{223}<110>方位群所含的方位係{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>及{223}<110>。

材質異向性大之鋼板係指以平行於軋延方向之方向進行拉伸試驗時的全伸長(L-El)，與於垂直於軋延方向之方向進行拉伸試驗時的全伸長(C-El)之差所定義的△El[=(L-El)-(C-El)]大於5%之鋼板。大量地含有合金元素之鋼板因集合組織發達之故異向性大，特別是，C-El變小。結果，即使L-El良好，仍具有不易使用於朝各種方向之加工的構件之問題。

本發明中，△El小於5%，但即使全伸長之差小於-5%，材質的異向性仍大幅地超出本發明之範圍。然而，一般而言，前述集合組織發達，C-El將劣化，故設為前述範圍。以△El為3%以下為佳。

極密度係與X射線隨機強度比同義。極密度(X射線隨機強度比)係利用X射線繞射法等，於相同條件下測定未具朝特定之方位累積的標準試料與被測材料的X射線強度，並將所得之被測材料的X射線強度除以標準試料之X射線強度的數值。極密度係使用X射線繞射或EBSD(Electron Back Scattering Diffraction：反向散射電子束繞射)等裝置測定。又，亦可以EBSP(電子背向散射圖樣：Electron Back Scattering Pattern)法、或ECP(Electron Channeling Pattern：電子通道圖樣)法之任一者測定。亦可由依據{110}極點圖利用向量法計算之3次元集合組織、或於{110}、{100}、{211}、{310}之極點圖中，使用複數極點圖(以3個以上為佳)，以級數展開法計算之3次元集合組織求得。

例如，前述各結晶方位之極密度可直接使用3次元集合組織(ODF)的Φ2=45°截面中之(001)[1-10]、(116)[1-10]、(114)[1-10]、(113)[1-10]、(112)[1-10]、(335)[1-10]、(223)[1-10]的各強度。

{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值係指前述各方位之極密度的相加平均。於無法得到前述全部方位之強度時，亦可以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>的各方位之極密度的相加平均代替。

同樣地，如圖2所示，自母材鋼板表面起5/8~3/8之板厚範圍中的{332}<113>之結晶方位的極密度需為5.0以下。以3.0以下為佳。若{332}<113>之結晶方位的極密度為5.0以下，即可製造△El為5%以下，且拉伸最大強度×全伸長≧16000MPa×%之鋼板。

使用於X射線繞射之試料係藉由機械研磨等將鋼板由表面減少厚度至預定的板厚，接著，利用化學研磨或電解研磨等去除應變的同時，於板厚為3/8~5/8之範圍內，依據上述方法調整試料使適當之面成為測定面地測定即可。

當然，上述X射線強度之限定不僅於板厚1/2附近，藉由盡量使較多的厚度滿足該值，可更加地降低材質異向性。然而，藉於自鋼板表面起3/8~5/8處進行測定，可大致地代表鋼板全體的材質特性。因此，將板厚之5/8~3/8定為測定範圍。

另外，{hkl}<uvw>所表示之結晶方位係鋼板面之法線方向與<hkl>平行、軋延方向與<uvw>平行之意。結晶之方位，通常係以[hkl]或{hkl}表示垂直於板面的方位，以(uvw)或<uvw>表示與軋延方向平行的方位。{hkl}、<uvw>係等價之面的總稱，[hkl](uvw)係指各個結晶面。換言之，於本發明中，因以體心立方結構作為對象，故例如，(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)各面係等價而無分別。此時，將該等向位總稱為{111}。ODF標示亦使用於其他對稱性低之結晶構造的方位標示，故一般係以(hkl)(uvw)表示各個方位，於本發明中，[hkl](uvw)與{hkl}<uvw>係同義。利用X射線之結晶方位的測定，係依據例如，新版CullityX射線繞射要論(1986年發行，松村源太郎譯，股份公司AGNE出版)之第274~296頁記載的方法進行。

本發明中，係以拉伸試驗中之全伸長進行評價，但集合組織發達之鋼板中，均一伸長或彎曲性亦產生同樣的異向性。因此，本發明之鋼板之彎曲性或均一伸長的異向性亦小。

本發明中之優良之成形性係指拉伸最大強度與垂直於軋延方向之方向的全伸長之積所表示的拉伸最大強度×全伸長(C-El)≧16000MPa．%之鋼板之意。以18000MPa．%以上為佳，更佳者係20000MPa．%以上。

(母材鋼板之微觀組織)

接著，說明母材鋼板之微觀組織。

本發明中藉使母材鋼板之主相為體積率計40%以上的肥粒鐵、並使體積率8%以上、小於60%之殘留沃斯田鐵分散，可確保980MPa以上的拉伸最大強度與優良之成形性。因此，需包含殘留沃斯田鐵。另，肥粒鐵相之形態，除了多邊形肥粒鐵以外，亦可包含粒狀肥粒鐵。

將主相作為肥粒鐵係因藉以富含延性之肥粒鐵作為主相，可提升延性之故。藉由包含殘留沃斯田鐵作為第二相，可同時達成高強度化與更加提升延性。殘留沃斯田鐵之體積率小於8%時，因不易得到該效果，故將下限設為8%。變韌鐵組織因活用於殘留沃斯田鐵之穩定化，故不可避免地含有。為更加高強度化，亦可含有麻田散鐵。又，若體積率小於10%，亦可含有波來鐵組織。

另外，前述微觀組織之各相、肥粒鐵、麻田散鐵、變韌鐵、沃斯田鐵、波來鐵及剩餘部分組織之判別、存在位置之觀察及體積率的測定，係藉由硝太蝕劑試劑及日本專利特開59-219473號公報所揭示之試劑，腐蝕鋼板軋延方向截面或軋延方向之直角方向截面，並可藉由1000倍之光學顯微鏡觀察及1000~100000倍之掃描式及穿透式電子顯微鏡定量化。進行各20視野以上的觀察，並藉由計點法或影像解析可求得各組織之面積率。並且，將所得之面積率定義為各組織的體積率。

(母材鋼板之化學成分)

接著，說明成分之限定理由。另，%係質量%之意。於本發明中，母材鋼板以質量%計，含有C：0.1~小於0.40%、Si：0.5~3.0%、Mn：1.5~3.0%，並限制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，剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成。

C：C係可提升鋼板強度之元素。然而，小於0.1%時，將不易兼具980MPa以上之拉伸強度與加工性。另一方面，大於0.40%時，將不易確保點熔接性。因此，將其範圍限定為0.1~0.40%以下。

Si：Si係強化元素，有效提升鋼板強度。又，可抑制雪明碳鐵之析出，有助於殘留沃斯田鐵之穩定化，故需添加。然而，小於0.5%時高強度化之效果小，又，大於3.0%時加工性下降。因此，將Si含量限制為0.5~3.0%之範圍。

Mn：Mn係強化元素，有效提升鋼板之強度。然而，小於1.5%時，將不易得到980MPa以上之拉伸強度。反之多時，因助長與P、S之共偏析，導致加工性顯著劣化，故以3.0%作為上限。較佳之範圍係2.0~2.7%。

O：O將形成氧化物，使伸長、彎曲性或擴孔性劣化，故需抑制添加量。特別是，氧化物多作為夾雜物存在，於存在於衝孔端面、或切斷面時，於端面將形成缺口狀之傷痕或粗大之凹坑，於擴孔時或硬化加工時將導致應力集中，成為形成龜裂的起點，導致大幅之擴孔性或彎曲性劣化。O大於0.006%時，該傾向將變得顯著，故將O含量之上限設為0.006%以下。小於0.0001%時，因導致成本過高於經濟面上不佳，故其係實質之下限。

P：P有容易於鋼板之板厚中央部偏析的傾向，使熔接部脆化。大於0.04%時，因熔接部之脆化變得顯著，故將其適當範圍限定為0.04%以下。P之下限值並未特別限定，但小於0.0001%時於經濟面上不利，故以將該值作為下限值為佳。

S：S將對熔接性與鑄造時及熱軋時之製造性造成不良影響。因此，將其上限值作為0.01%以下。S之下限值並未特別限定，但小於0.0001%時於經濟面上不利，故以將該值作為下限值為佳。又，因S將與Mn結合形成粗大之MnS，使彎曲性或擴孔性劣化，故需盡量減少。

Al：Al因促進肥粒鐵形成，提升延性，故亦可添加。又，亦可活用作為脫氧材。然而，過剩之添加將增大Al系之粗大夾雜物的個數，成為擴孔性劣化或表面傷痕之原因。因此，將Al添加之上限設為2.0%。以設為0.05%以下較佳。下限並未特別限定，但設為小於0.0005%係為困難，故將其作為實質之下限。

N：N將形成粗大之氮化物，使彎曲性或擴孔性劣化，故需抑制添加量。這是因為N大於0.01%時，該傾向將變得顯著，故將N含量之範圍設為0.01%以下。此外，因將成為熔接時產生氣孔的原因，故以少為佳。下限不需特別限定即可發揮本發明之效果，但將N含量設為小於0.0005%時，將導致製造成本大幅地增加，故其係實質之下限。

於本發明中，母材鋼板更可為了強化強度，含有以往使用之元素即以下元素的任1種或2種以上。

Mo：Mo係強化元素並對提升可硬化性係為重要。但，小於0.01%時將無法得到該等效果，故將下限值設為0.01%。反之，於含有大於1%時，因對製造時及熱軋時之製造性造成不良影響，故將上限值設為1%。

Cr：Cr係強化元素並對提升可硬化性係為重要。但，小於0.05%時將無法得到該等效果，故將下限值設為0.05%。反之，於含有大於1%時，因對製造時及熱軋時之製造性造成不良影響，故將上限值設為1%。

Ni：Ni係強化元素並對提升可硬化性係為重要。但，小於0.05%時將無法得到該等效果，故將下限值設為0.05%。反之，於含有大於1%時，因對製造時及熱軋時之製造性造成不良影響，故將上限值設為1%。此外，因有助於提升濕潤性或促進合金化反應，故亦可添加。

Cu：Cu係強化元素並對提升可硬化性係為重要。但，小於0.05%時將無法得到該等效果，故將下限值設為0.05%。反之，於含有大於1%時，因對製造時及熱軋時之製造性造成不良影響，故將上限值設為1%。此外，因有助於提升濕潤性或促進合金化反應，故亦可添加。

B於添加0.0001質量%以上時，將有助於粒界之強化或鋼材之強度化，但其添加量大於0.01質量%時，不僅該效果飽和，熱軋時之製造性亦下降，故將其上限設為0.01%。

Ti：Ti係強化元素。藉由強化析出物、利用肥粒鐵結晶粒之成長抑制的強化細粒及經由抑制再結晶之差排強化，幫助提升鋼板之強度。添加量小於0.005%時，因無法得到該等之效果，故將下限值設為0.005%。含有大於0.3%時，因碳氮化物之析出變多成形性劣化，故將上限值設為0.3%。

Nb：Nb係強化元素。藉由強化析出物、利用肥粒鐵結晶粒之成長抑制的強化細粒及經由抑制再結晶之差排強化，幫助提升鋼板之強度。添加量小於0.005%時，因無法得到該等之效果，故將下限值設為0.005%。於含有大於0.3%時，因碳氮化物之析出變多成形性劣化，故將上限值設為0.3%。

V：V係強化元素。藉由強化析出物、利用肥粒鐵結晶粒之成長抑制的強化細粒及經由抑制再結晶之差排強化，幫助提升鋼板之強度。添加量小於0.005%時，因無法得到該等之效果，故將下限值設為0.005%。於含有大於0.5%時，因碳氮化物之析出變多成形性劣化，故將上限值設為0.5%。

可添加合計0.0005~0.04%之選自於Ca、Mg、REM的1種或2種以上。Ca、Mg及REM係用以脫氧之元素，以合計含有0.0005%以上之1種或2種以上為佳。REM係Rare Earth Metal(稀土金屬)。然而，含量之合計大於0.04%時，將成為成形加工性惡化的原因。因此，將含量之合計設為0.0005~0.04%。另，於本發明中，REM多添加於稀土金屬合金中，除了La或Ce以外，亦有複合地含有其他鑭系列之元素的情形。不可避免的不純物方面，即使包含該等La或Ce以外之鑭系列的元素，亦可發揮本發明之效果。但，即使添加金屬La或Ce仍可發揮本發明之效果。

(熔融鍍鋅層及合金化熔融鍍鋅層之化學成分)

於本發明中，形成於母材鋼板表面之熔融鍍鋅層含有Fe：小於7質量%，剩餘部分係Zn、Al及不可避免的不純物。又，合金化熔融鍍鋅層含有Fe：7~15質量%，剩餘部分係Zn、Al及不可避免的不純物。另，於將母材鋼板浸漬於熔融鍍鋅浴，進行熔融鍍鋅處理時，係於母材鋼板表面形成含有Fe：小於7質量%之熔融鍍鋅層。又，於鍍敷處理後進行有合金化處理時，係於母材鋼板表面形成含有Fe：7~15質量%之合金化熔融鍍鋅層。

鍍敷層係對應有無合金化處理，藉由鋅、或鐵-鋅之合金所構成。有於鍍敷層表面包含鋅之氧化物的情形，但藉使鍍敷層中之Fe%於本發明之範圍內，可得本發明之效果。又，本發明之母材鋼板因包含Si、Mn或Al，故退火中形成之氧化將存在於母材鋼板與鍍敷層的界面、或存在於鍍敷層中，但於任何情況下均可發揮本發明之效果。

於期望點熔接性或塗裝性時，藉由於母材鋼板表面形成含有7~15質量%之Fe的合金化熔融鍍鋅層，可提高該等之特性。具體而言，藉於將母材鋼板浸漬於Zn鍍敷浴後，施行合金化處理，可得於鍍敷層中含有Fe，且塗裝性或點熔接性優良之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。合金化處理後之Fe量小於7質量%時，點熔接性將變得不充分。另一方面，Fe量大於15質量%時，將損害鍍敷層本身之密著性，加工時將破壞鍍敷層、脫落，而附著於模具，成為成形時瑕疵的原因。因此，進行合金化處理時之鍍敷層中Fe量的範圍係7~15質量%。

又，於進行合金化處理時，即使鍍敷層中之Fe量小於7質量%，藉由合金化所得之去除點熔接的效果之耐蝕性與成形性或擴孔性係良好。

另外，鍍敷層中，除了Fe，亦可含有Al、Mg、Mn、Si、Cr、Ni、Cu等。

為測定鍍敷層中之Fe及Al含量，可使用以酸溶解鍍敷層，化學分析溶解液的方法。例如，對於經切斷成30mm×40mm之合金化熔融鍍鋅鋼板，係於添加有抑制劑之5%HCl水溶液中一面抑制鋼板母材之溶出一面僅溶解鍍敷層。之後，藉由將溶解液進行ICP發光分析後所得的信號強度，與由已知濃度之溶液所作成之校準曲線定量Fe及Al的含量。又，考量到各試料間之測定差異，使用由相同合金化熔融鍍鋅鋼板切出之至少3個試料所測定的平均值。

鍍敷附著量並未特別限制，但由耐蝕性之觀點來看，母材鋼板之單面附著量以5g/m² 以上為佳。又，由確保鍍敷密著性之觀點來看，單面附著量以未大於100g/m² 為佳。

(鋼板之製造方法)

於本發明中，為得材質之異向性少的980MPa以上之鋼板，作成抑制特定集合組織之形成的鋼板係為重要，於以下記載為同時滿足該等之製造條件的詳細內容。

熱軋延之前的製造方法並未特別限定。換言之，可於利用豎爐或電爐等之熔製後進行各種2次熔煉，接著，利用通常之連續鑄造、鑄錠法進行鑄造，亦可以鑄造薄扁鋼胚等之方法鑄造。於連續鑄造時，可暫時冷卻至低溫後再進行再度加熱後熱軋延，亦可連續地熱軋鑄造扁鋼胚。原料亦可使用廢料。

(第1熱軋延)

將由加熱爐抽出之鋼胚送至第1熱軋延的粗軋延步驟以進行粗軋延，得到粗輥。本發明鋼板需滿足以下要件。首先，粗軋延後之沃斯田鐵粒徑，即最後軋延前之沃斯田鐵粒徑係為重要。最後軋延前之沃斯田鐵粒徑以小為佳，若為200μm以下將極有助於結晶粒之微細化及均質化。

於最後軋延前為得到200μm以下之沃斯田鐵粒徑，需於1000~1200℃之溫度域下的粗軋延中進行1次以上軋縮率40%以上之軋延。

最後軋延前之沃斯田鐵粒徑以160μm以下為佳，以100μm以下更佳，但為得該粒徑需進行2次以上40%以上的軋延。但，大於70%之軋縮、或大於10次之粗軋延，有軋延溫度下降、或過剩地生成鏽皮的疑慮。

推測粗軋延後(即，最後軋延前)之沃斯田鐵粒界係作為最後軋延中之再結晶核的1個產生機能。粗軋延後之沃斯田鐵粒徑係藉由儘可能地快速冷卻(例如，以10℃/秒以上冷卻)進入最後軋延前的鋼板片，再蝕刻鋼板片之截面使沃斯田鐵粒界浮起，並以光學顯微鏡觀察確認。此時，係利用影像解析或計點法以50倍以上之倍率測定20視野以上的沃斯田鐵粒徑。

(第2熱軋延)

結束粗軋延步驟(第1熱軋延)後，開始第2熱軋延之最後軋延步驟。自粗軋延步驟結束至最後軋延步驟開始的時間以150秒以下為佳。

於最後軋延步驟(第2熱軋延)中，最後軋延開始溫度以1000℃以上為佳。最後軋延開始溫度小於1000℃時，於各最後軋延道次中，賦予軋延對象之粗輥的軋延溫度將低溫化，而成為於未再結晶溫度域之軋縮，集合組織發達，等向性劣化。

另外，最後軋延開始溫度之上限並未特別限定。但，為1150℃以上時，於最後軋延前及道次間，有於鋼板基質鐵與表面鏽皮之間產生成為鳞狀之紡錘鏽皮缺陷的起點之氣泡的疑慮，故以小於1150℃為佳。

最後軋延中，將由鋼板之成分組成所決定的溫度作為T1，於T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域中，進行至少1次1道次30%以上的軋延。又，最後軋延中，將合計軋縮率設為50%以上。藉由滿足該條件，自鋼板之表面起5/8~3/8的板厚範圍中之{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值將變成6.5以下，且{332}<113>之結晶方位的極密度將變成5.0以下。藉此，可得材質異向性少之高強度鋼板。

此處，T1係藉由下述式(1)所算出之溫度。

C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo、及V係各元素之含量(質量%)。另，Ti、B、Cr、Mo、V方面，在未含有之情況下則以0計算。

T1+30℃以上、T1+150℃以下之溫度域中的大軋縮，與之後的T1以上、小於T1+30℃之輕軋縮，藉由如後述之實施例的表2、3所見地控制自鋼板表面起5/8~3/8之板厚範圍中的{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值、{332}<113>之結晶方位的極密度，可躍進地改善最終製品之材質異向性。

T1溫度本身係由經驗求得者。發明人等經由實驗經驗上地觀察得知以T1溫度為基準，可促進各鋼之沃斯田鐵域下的再結晶。為得更良好之材質均一性，累積大軋縮所得之應變係為重要，於最後軋延中，合計軋縮率需為50%以上。此外，以70%以上之軋縮為佳，另一方面，於大於90%之軋縮率，將確保溫度或附加過大之軋延。

T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域下的合計軋縮率小於50%時，熱軋延中所累積的軋延應變並不充分，未充分地進行沃斯田鐵之再結晶。因此，集合組織發達，等向性劣化。合計軋縮率為70%以上時，即使考慮到起因於溫度變動等之差異，仍可得充分的等向性。另一方面，合計軋縮率大於90%時，因加工發熱而不易為T1+200℃以下之溫度域，又，有軋延負載增加，軋延變得困難的疑慮。

最後軋延中為促進累積之應變的開放導致均一之再結晶，故於T1+30℃以上、T1+200℃以下進行至少1次1道次30%以上的軋延。

此外，為促進累積之應變的開放導致均一之再結晶，故於T1+30℃以上、T1+200℃以下的大軋縮後，需盡量減少小於T1+30℃之溫度域下的加工量。因此，小於T1+30℃下之軋縮率以30%以下為佳。為提升板形狀，以10%以上之軋縮率為佳，於更重視擴孔性時，軋縮率以0%為佳。又，小於T1+30℃之軋縮率大時，好不容易再結晶的沃斯田鐵粒將伸展，最後軋延後之停留時間短時，再結晶未充分地進行，材質之異向性變大。換言之，於本申請案發明之製造條件中，最後軋延中，藉由均一、細微地使沃斯田鐵再結晶，以控制製品之集合組織，改善材質的異向性。

軋延率可由軋延負載、板厚測定等，藉由實際成績或計算求得。溫度可以軋台間溫度計實際測量，又，可由生產線速度或軋縮率等考量到加工發熱的模擬計算求得。抑或，可藉由該等兩者求得。

如以上進行之熱軋延(第1、2熱軋延)係於Ar3變態溫度以上之溫度結束。於Ar3以下結束熱軋延時，將成為沃斯田鐵與肥粒鐵之2相域軋延，朝{100}<011>~{223}<110>方位群的累積變強。結果，助長材質異向性。

(冷軋延前冷卻)

於最後軋延中，進行軋縮率30%以上之最終軋縮後，開始冷軋延前冷卻，使等候時間t秒滿足下述式(2)。

t≦2.5×t1………式(2)

此處，t1係以下述式(3)求得。

t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)² -0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………式(3)

另外，“軋縮率30%以上之最終軋縮”係指於最後軋延中進行之複數道次的軋延中，軋縮率成為30%以上之軋延中最後進行的軋延。例如，於最後軋延中進行之複數道次的軋延中，於最終段進行之軋延的軋縮率為30%以上時，該最終段進行之軋延係“軋縮率30%以上之最終軋縮”。又，於最後軋延中進行的複數道次之軋延中，最終段之前所進行之軋延的軋縮率係30%以上，若於進行該最終段之前所進行之軋延(軋縮率30%以上之軋延)後，未進行軋縮率成為30%以上之軋延，則該最終段之前所進行之軋延(軋縮率30%以上之軋延)係“軋縮率30%以上之最終軋縮”。

於最後軋延中，進行軋縮率30%以上之最終軋縮後，至冷軋延前冷卻開始的等候時間t秒對沃斯田鐵之粒徑賦予很大的影響，對冷軋退火後之組織賦予很大的影響。等候時間t大於t1×2.5時，粗粒化進行，伸長顯著地下降。

藉使等候時間t秒更滿足下述式(2a)，可優先地抑制結晶粒之成長。結果，即使未充分地進行再結晶仍可充分地提升鋼板的伸長，同時，可提升疲勞特性。

t<t1………式(2a)

另一方面，藉使等候時間t秒更滿足下述式(2b)，將充分地進行再結晶化，而隨機化結晶方位。因此，可充分地提升鋼板之伸長，同時，可大幅地提升等向性。

t1≦t≦t1×2.5………式(2b)

此處，如圖3所示，連續熱軋延生產線1中，依序將經加熱爐加熱至預定溫度之鋼片(扁鋼胚)於粗軋延機2、最後軋延機3軋延，成為具預定厚度之熱軋鋼板4，送出至輸送台5。本發明之製造方法中，於以粗軋延機2進行之粗軋延步驟(第1熱軋延)中，係於1000℃以上、1200℃以下之溫度範圍對鋼片(扁鋼胚)進行1次以上軋縮率40%以上的軋延。

經如此以粗軋延機2軋延成預定厚度之粗輥，接著以最後軋延機3的複數軋台6進行最後軋延(第2熱軋延)，成為熱軋鋼板4。並且，最後軋延機3中，於溫度T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域進行至少1次1道次30%以上的軋延。又，最後軋延機3中，合計軋縮率係50%以上。

此外，於最後軋延步驟中，於進行軋縮率30%以上之最終軋縮後，開始冷軋延前冷卻，使等候時間t秒滿足前述式(2)、或前述式(2a)、(2b)之任一者。該冷軋延冷卻之開始係藉由配置於最後軋延機3之各軋台6間的軋台間冷卻噴嘴10、或配置於輸送台5之冷卻噴嘴11進行。

例如，僅於配置於最後軋延機3之前段(圖3中左側、軋延之上游側)的軋台6進行軋縮率30%以上之最終軋縮，並於配置於最後軋延機3之後段(圖3中右側、軋延之下游側)的軋台6未進行軋縮率30%以上之軋延時，藉由配置於輸送台5之冷卻噴嘴11進行冷軋延前冷卻之開始，將有等候時間t秒未滿足前述式(2)、或前述式(2a)、(2b)的情形。此時，係藉由配置於最後軋延機3之各軋台6間的軋台間冷卻噴嘴10開始冷軋延前冷卻。

又，例如，於配置於最後軋延機3之後段(圖3中右側、軋延之下游側)的軋台6進行軋縮率30%以上的最終軋縮時，即使藉由配置於輸送台5之冷卻噴嘴11進行冷軋延前冷卻之開始，亦有等候時間t秒滿足前述式(2)、或前述式(2a)、(2b)的情形。此時，亦可藉由配置於輸送台5之冷卻噴嘴11開始冷軋延前冷卻。當然，若於進行軋縮率30%以上之最終軋縮後，亦可藉由配置於最後軋延機3之各軋台6間的軋台間冷卻噴嘴10，開始冷軋延前1次冷卻。

並且，該冷軋延前冷卻係以50℃/秒以上之平均冷卻速度，進行溫度變化(溫度下降)成為40℃以上、140℃以下的冷卻。

溫度變化小於40℃時，再結晶之沃斯田鐵粒粒成長，低溫韌性劣化。藉設為40℃以上，可抑制沃斯田鐵粒的粗大化。小於40℃時，未能得到該效果。另一方面，大於140℃時，再結晶變得不充分，不易得到所期之隨機集合組織。又，亦不易得到對伸長有效之肥粒鐵相，且肥粒鐵相之硬度變高，成形性亦劣化。又，溫度變化大於140℃時，有超過至Ar3變態點溫度以下的疑慮。此時，即使為由再結晶沃斯田鐵之變態，變化選擇集中，結果，仍形成集合組織，等向性下降。

冷軋延前冷卻之平均冷卻速度小於50℃/秒時，經再結晶之沃斯田鐵粒將粒成長，低溫韌性劣化。平均冷卻速度之上限並未特別限定，但由鋼板形狀之觀點來看，以200℃/秒以下為佳。

又，亦如先前說明，為促進均一之再結晶，以盡量減少小於T1+30℃之溫度域中的加工量為佳，小於T1+30℃之溫度域中的軋縮率以30%以下為佳。例如，於圖3所示之連續熱軋延生產線1的最後軋延機3中，於通過配置於前段側(於圖3中左側、軋延之上游側)之1或2以上的軋台6時，鋼板係於T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域，於通過該後段側(於圖3中右側、軋延之下游側)之1或2以上的軋台6時，鋼板係小於T1+30℃之溫度域時，以於通過配置於該後段側(於圖3中右側、軋延之下游側)之1或2以上的軋台6時，未進行軋縮、或即使進行軋縮，以小於T1+30℃下之軋縮率合計30%以下為佳。由板厚精度或板形狀之觀點來看，小於T1+30℃下之軋縮率以合計10%以下的軋縮率為佳。於更加追求等向性時，小於T1+30℃之溫度域下的軋縮率以0%為佳。

於本發明製造方法中，軋延速度並未特別限定。但，最後軋延之最終軋台側的軋延速度小於400mpm時，γ粒成長並粗大化，用以得到延性之肥粒鐵的可析出領域減少，有延性劣化的疑慮。軋延速度之上限不需特別限定即可得到本發明之效果，但由設備限制上以1800mpm以下較為實際。因此，於最後軋延步驟中，軋延速度以400mpm以上、1800mpm以下為佳。又，於熱軋延中，亦可於粗軋延後接合片輥(粗輥)，連續地進行最後軋延。此時係暫時將粗輥捲成線圈狀，視需要收納於具有保溫機能之外殼中，亦可於再度回捲後進行接合。

(捲取)

如此地得到熱軋鋼板後，以700℃以下捲取。捲取溫度大於700℃時，將於熱軋組織中生成粗大之肥粒鐵或波來鐵組織，退火後之組織不均一性變大，最終製品的材質異向性變大。又，以大於700℃之溫度捲取時，形成於鋼板表面的氧化物之厚度過大，酸洗變得困難。捲取溫度之下限不需特別限定即可發揮本發明之效果。但，以室溫以下之溫度捲取於技術上係為困難，故以室溫作為實質之下限。

(酸洗)

於如此地製造之熱軋鋼板進行酸洗。酸洗因可去除母材鋼板表面之氧化物，故對提升鍍敷性係為重要。又，可進行一次酸洗，亦可分複數次進行酸洗。

(冷軋延)

接著，將經酸洗之熱軋鋼板以軋縮率40~80%進行冷軋延。軋縮率小於40%時，不易保持形狀平坦。又，因最終製品之延性將變差，故將其作為下限。另一方面，大於80%之冷軋，因冷軋負載過大，冷軋變得困難，故將其作為上限。45~70%係較佳之範圍。軋延道次之次數、各道次之各軋縮率不需特別規定即可發揮本發明之效果。

(熔融鍍鋅)

冷軋延後，使母材鋼板通過連續熔融鍍鋅生產線(CGL)，進行熔融鍍鋅。

(退火)

經冷軋延之鋼板(母材鋼板)，之後，於連續熔融鍍鋅生產線中加熱至750~900℃之退火溫度。退火溫度小於750℃時，熱軋延時所形成之碳化物再固溶耗費過多時間，殘留全部或一部分之碳化物，不易確保980MPa以上的強度。因此，將750℃作為退火溫度之下限。另一方面，加熱至過高溫將導致成本上升，於經濟面上不佳，且板形狀變差，輥之壽命下降。因此，將退火溫度之上限設為900℃。退火溫度下之保持時間並未特別限定，為熔解碳化物，以10秒以上的熱處理為佳。另一方面，熱處理時間大於600秒時，將導致成本上升，於經濟面上係不佳。750~900℃之退火溫度下，亦可進行等溫保持，於進行傾斜加熱至到達最高溫度後，立刻開始冷卻，仍可發揮本發明之效果。

於將母材鋼板加熱至退火溫度時，係以下述式(4)所示之HR1(℃/秒)作為室溫以上、650℃以下的平均加熱速度，以下述式(5)所示之HR2(℃/秒)作為大於650℃、至退火溫度的平均加熱速度。

HR1≧0.3………式(4)

HR2≦0.5×HR1………式(5)

以前述之條件進行熱軋延，更藉由進行冷軋延前冷卻，兼具結晶粒之微細化與結晶方位之隨機化。然而，藉於其後進行冷軋延，強之集合組織發達，且該集合組織容易殘留於鋼板中。結果，母材鋼板之等向性下降。因此，藉由適當地進行於冷軋延後進行之加熱，以盡量減少冷軋延中發達之集合組織為佳。因此，需將加熱之平均加熱速度分成前述式(4)、(5)所示的2階段。

藉由該二段階之加熱，提升母材鋼板之集合組織或特性的詳細理由係不明確，但可視為本效果與冷軋時所導入之差排的回復與再結晶相關。換言之，藉由加熱於鋼板中生成之再結晶的驅動力係利用冷軋延而於鋼板中累積的應變。於室溫以上、650℃以下之溫度範圍內的平均加熱速度HR1小時，因冷軋延所導入之差排回復，而不會產生再結晶。結果，冷軋延時發達之集合組織將直接殘留，等向性等特性劣化。室溫以上、650℃以下之溫度範圍的平均加熱速度HR1小於0.3℃/秒時，因冷軋延所導入之差排回復，冷軋延時所形成之強的集合組織殘留。因此，室溫以上、650℃以下之溫度範圍的平均加熱速度HR1需為0.3(℃/ 秒)以上。若平均加熱速度HR1為0.3(℃/秒)以上時，將有來自差排密度大之肥粒鐵(差排之回復慢)的再結晶，形成具有各種結晶方位之再結晶粒，集合組織隨機化，降低異向性。另，將加熱速度設為大於100(℃/秒)超時，將導致過度之設備投資，於經濟面上不佳。因此，平均加熱速度HR1的實質之上限係100(℃/秒)。

另一方面，大於650℃、至退火溫度之平均加熱速度HR2大時，冷軋後之鋼板中存在的肥粒鐵將未再結晶，殘留加工後之未再結晶肥粒鐵。特別是，包含大於0.1%之C的鋼於加熱至肥粒鐵及沃斯田鐵之二相域時，所形成的沃斯田鐵將阻礙再結晶肥粒鐵之成長，變得更容易殘留未再結晶肥粒鐵。該未再結晶肥粒鐵因具有強之集合組織，故將對等向性造成不良影響，且因包含多之差排，故使延性大幅劣化。因此，於大於650℃、至退火溫度之溫度範圍內，平均加熱速度HR2需為0.5×HR1(℃/秒)以下。平均加熱速度HR2大於0.5×HR1(℃/秒)時，於再結晶之前碳化物將先成為沃斯田鐵，所形成之沃斯田鐵粒將延遲再結晶粒的成長。結果，殘留冷軋後之集合組織，異向性變大。

本發明人等致力地調查製造條件與集合組織之關係，結果，發現相對於HR2，藉使HR1為其之2倍以上，可降低集合組織之隨機化與異向性。利用如此之加熱速度控制的集合組織之隨機化，不易於加熱速度為一定之通常的退火中得到。

(退火後之冷卻)

結束退火後，將母材鋼板以平均冷卻速度0.1~200℃/秒由退火溫度冷卻至500℃。平均冷卻速度小於0.1℃/秒時，生產性將大幅地受損。另一方面，過度地提高冷卻速度時，因將提高製造成本，故將上限設為200℃/秒。另，於650~500℃之溫度域中的冷卻速度以3~200℃/秒為佳。冷卻速度過小時，冷卻過程中沃斯田鐵將變態成波來鐵組織。因確保體積率8%以上之沃斯田鐵係為困難，故以3℃/秒以上為佳。冷卻方法可使用輥冷卻、空氣冷卻、水冷卻及併用該等之任一方法。

(溫度保持)

之後，於500~350℃間保持10~1000秒鐘。於保持該溫度下產生變韌鐵變態，以穩定化殘留沃斯田鐵。將保持溫度之上限設為500℃係因為於該溫度以下將產生變韌鐵變態。另一方面，於小於350℃之溫度域中的保持，因變韌鐵變態需要長時間，故設備變得過大，生產性差。因此，將保持溫度設為500~350℃。保持時間之下限設為10秒係因為小於10秒之保持中，將無法充分地進行變韌鐵的變態，無法穩定化殘留沃斯田鐵，未能得到優良之成形性。另一方面，大於1000秒之保持將造成生產性下降。另，保持不僅指等溫保持，亦包含該溫度域中之除冷或加熱。

(熔融鍍鋅及合金化熔融鍍鋅)

如此所製造之冷軋鋼板(母材鋼板)係如下地浸漬於熔融鍍鋅浴以進行熔融鍍鋅處理，製造本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板。又，於鍍敷處理後接著進行合金化處理時，係製造本發明之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。

浸漬於熔融鍍鋅浴之母材鋼板的溫度，以較熔融鍍鋅浴之溫度低40℃的溫度至較熔融鍍鋅浴之溫度高50℃的溫度之範圍為佳。浸漬之母材鋼板的溫度低於「熔融鍍鋅浴溫度-40」℃時，進入鍍敷浴時之熱傳遞大，熔融鋅的一部分凝固，有鍍敷外觀劣化的情形。亦可於浸漬於鍍敷浴前進行再加熱，使板溫度為(熔融鍍鋅浴溫度-40)℃以上，再浸漬於鍍敷浴。又，母材鋼板之溫度大於「熔融鍍鋅浴溫度+50)℃時，將引發因鍍敷浴之溫度上升導致的作業上之問題。

又，鍍敷層之合金化處理係以460℃以上進行。合金化處理溫度小於460℃時，合金化之進行慢，生產性差。上限並未特別限定，但大於600℃時，將形成碳化物，硬質組織(麻田散鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵)之體積率減少，不亦確保優良之延性，故以600℃作為實質之上限。

為抑制未鍍敷或促進合金化，以於鍍敷浴中賦予10m/min以上、50m/min以下之噴流為佳。於鍍敷浴表面漂浮有Zn或Al之氧化膜的浮渣。於母材鋼板表面存在有大量之氧化膜時，於浸漬於鍍敷浴時將於母材鋼板表面附著浮渣，容易產生未鍍敷的情形。此外，附著於鋼板之浮渣不僅造成未鍍敷，亦延遲合金化。

該性質於大量包含Si或Mn之鋼板上特別顯著。詳細之成因雖不明確，但因有與形成於母材鋼板表面之Si或Mn的氧化物相同的氧化物之浮渣反應，故助長未鍍敷或延遲合金化。噴流之流速設為10m/min以上、50m/min以下係因小於10m/min時，將無法得到利用噴流的未鍍敷抑制效果。設為50m/min以下係除了抑制未鍍敷之效果達飽和，亦為避開因過多之設備投資造成高成本。

將浴中之熔融鋅的流速設為10m/min以上、50m/min以下之目的係為了防止浮渣附著於母材鋼板表面。因此，以主要將母材鋼板浸漬至鍍敷浴的深度前的流速設為前述範圍為佳。另一方面，有於鍍敷浴底部堆積浮渣的情形，使浴底部附近之熔融鋅流動的話，將增加有因捲起堆積之浮渣造成浮渣附著於母材鋼板表面的疑慮。因此，流速以由鍍敷浴表面至浸漬母材鋼板之深度的領域中為佳。鍍敷浴之大小方面，只要可浸漬母材鋼板，多少寬度均可，一般而言，適合汽車外板之鋼板尺寸最大係2m左右的寬度。鍍敷浴之大小只要較其大即可。因浮渣將堆積於鍍敷浴之底部，故藉由通過之板，浴中之鋅流動，而將該等捲起，有附著於母材鋼板表面的疑慮。藉此，浴之深度以深為佳。

又，鍍敷浴除了純鋅以外，亦可含有Fe、Al、Mg、Mn、Si、Cr等。

另外，為更加提升鍍敷密著性，亦可於連續熔融鍍鋅生產線中之退火前於母材鋼板施行由單獨或複數之Ni、Cu、Co、Fe所形成的鍍敷。又，鍍敷處理有：「於脫脂酸洗後，於非氧化環境氣體中加熱，並於包含H₂ 及N₂ 之還原環境氣體中退火後，冷卻至鍍敷浴溫度附近，再浸漬於鍍敷浴」的森吉米爾(Sendzimir)法、「調節退火時之環境氣體，並於一開始使鋼板表面氧化後，藉由之後的還原進行鍍敷前之清淨化後，浸漬於鍍敷浴」的全還原爐方式、或「於脫脂酸洗鋼板後，使用氯化銨等進行助熔處理(flux treatment)，浸漬於鍍敷浴」的助熔法等，無論以任一條件下進行處理均可發揮本發明之效果。

又，於製造合金化熔融鍍鋅鋼板時，因控制鍍敷層之特性，故以將鍍敷浴中之有效Al濃度控制於0.05~0.500mass%的範圍為佳。此處，鍍敷浴中之有效Al濃度係指浴中之Al濃度減掉浴中之Fe濃度的值。

於有效Al濃度低於0.05mass%時浮渣顯著地產生，無法得到良好之外觀。另一方面，有效Al濃度高於0.500mass時合金化變慢，生產性差。因此，浴中之有效Al濃度的上限以0.500mass%為佳。

又，於低溫進行合金化時，可活用合金化處理以促進變韌鐵變態。

以改善塗裝性、熔接性為目的，亦可於本發明之熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板表面施行上層鍍敷、或施行各種處理，例如，鉻酸鹽處理、磷酸鹽處理、提升潤滑性處理、提升熔接性處理等。

又，對於本發明之熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板，更亦可進行表皮輥軋(skin pass rolling)。表皮輥軋之軋縮率以0.1~1.5%的範圍為佳。小於0.1%時效果小，控制亦困難。大於1.5%時，生產性將顯著地下降。表皮輥軋可於生產線內進行，亦可於生產線外進行。又，可一次進行目的之軋縮率的表皮輥軋，亦可分成數次進行。

【實施例】

接著，藉由實施例詳細地說明本發明。另，實施例中之條件係用以確認本發明的可實施性及效果所採用之一條件例，本發明並未受該一條件例所限定。只要不逃脫本發明之要旨，並可完成本發明之目的，本發明係可使用各種條件。於表1顯示實施例中使用之各鋼的化學成分。於表2、3顯示各製造條件。又，於表4顯示以表2之製造條件所構成的各鋼種之組織構成與機械特性。另，各表中之底線係顯示本發明範圍外或本發明之較佳範圍的範圍外。

說明使用具有表1所示之成分的“A~S”之發明鋼、及“a~d”之比較鋼檢討後的結果。另，於表1中，各成分組成之數值係以質量%表示。於表2~4中，於鋼種標示有A~U之英文字與a~g之英文字係表示表1的各發明鋼A~U及各比較鋼a~g之成分。

將該等鋼(發明鋼A~S及比較鋼a~d)加熱至1200℃，並以表2所示之條件進行熱軋延，於Ar3變態溫度以上結束熱軋延。

熱軋延中，首先，於作為第1熱軋延之粗軋延中，1000℃以上、1200℃以下的溫度域內，以40%以上之軋縮率軋延1次以上。但，鋼種A2、C2、E2、J2、O2於粗軋延中並未進行1道次軋縮率40%以上的軋延。於表2顯示粗軋延中之軋縮率40%以上的軋縮次數、各軋縮率(%)、粗軋延後(最後軋延前)之沃斯田鐵粒徑(μm)。另，於表2顯示各鋼種的溫度T1(℃)。

於結束粗軋延後，進行作為第2熱軋延之最後軋延。最後軋延中，於T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域內進行至少1次1道次軋縮率30%以上的軋延，於小於T1+30℃溫度範圍中，將合計之軋縮率設為30%以下。另，最後軋延中，於T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域中的最終道次進行1道次軋縮率30%以上的軋延。

但，鋼種C3、E3、J3、O3於T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域中並未進行軋縮率30%以上的軋延。又，鋼種A4、C4於小於T1+30℃之溫度範圍內的合計軋縮率係大於30%。

又，最後軋延中將合計軋縮率設為50%以上。但，鋼種A3、C3、E3、J3、O3於T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域中的合計軋縮率係小於50%。

於表2顯示，最後軋延中T1+200℃以下之溫度域下的合計軋縮率(%)、T1+30℃以上、T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域下的最終道次之軋縮後的溫度(℃)、P1：30%以上之最終軋縮的軋縮率(T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域下的最終道次之軋縮率)(%)。又，於表2顯示，最後軋延中小於T1+30℃之溫度範圍中的軋縮時之軋縮率(%)。

最後軋延中，於進行T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域下的最終軋縮後，在等候時間t秒經過2.5×t1前開始冷軋延前冷卻。冷軋延前冷卻中，將平均冷卻速度設為50℃/秒以上。又，冷軋延前冷卻中之溫度變化(冷卻溫度量)係40℃以上、140℃以下之範圍。

但，鋼種A6、C4、E4、J4、O3係於由最後軋延中之T1+30℃以上、T1+200℃以下的溫度域下之最終軋縮至等候時間t秒經過2.5×t1後，開始冷軋延前冷卻(熱軋延最後軋延後．冷卻)。鋼種A22、C16、E12、E13之冷軋延前冷卻下的溫度變化(熱軋延最後軋延後．冷卻量)係小於40℃，鋼種A21、C15、E11之冷軋延前冷卻下的溫度變化(熱軋延最後軋延後．冷卻量)係大於140℃。鋼種A22、C16、E13之冷軋延前冷卻下的平均冷卻速度(熱軋延最後軋延後．冷卻速度)係小於50℃/秒。

於表2顯示各鋼種之t1(秒)、由最後軋延中的T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域下的最終軋縮至開始冷軋延前冷卻之等候時間t(秒)、t/t1、冷軋延前冷卻下之溫度變化(冷卻量)(℃)、冷軋延前冷卻下之平均冷卻速度(℃/秒)。

於冷軋延前冷卻後，於700℃以下進行捲取，得到2~4.5mm厚度的熱軋原板。

但，鋼種A7、C8係捲取溫度大於700℃。於表2顯示各鋼種之冷軋延前冷卻的停止溫度(捲取溫度)(℃)。

接著，於酸洗熱軋原板後，以軋縮率40%以上、80%以下進行冷軋延，使冷軋延後之板厚為1.2mm。但，鋼種A17、E9、J15之冷軋延的軋縮率係小於40%。於表3顯示冷軋延中之各鋼種的軋縮率(%)。另外，於冷軋延之軋縮率為80%時，軋延負載過高，而無法冷軋延至預定之板厚。因此，實質之上限的軋縮率係80%左右。

之後，於連續熔融鍍鋅生產線中對該等冷軋板(母材鋼板)施行熱處理與熔融鍍鋅處理。

連續熔融鍍鋅生產線中，首先，加熱至750以上、900℃以下之溫度域，並保持該溫度域10秒以上、600秒以下，進行退火。又，於加熱至750~900℃之溫度域時，室溫以上、650℃以下之平均加熱速度HR1(℃/秒)係0.3以上(HR1≧0.3)、大於650℃、至750~900℃之平均加熱速度HR2(℃/秒)係0.5×HR1以下(HR2≦0.5×HR1)。於表3顯示各鋼種之加熱溫度(退火溫度)、加熱保持時間(至冷軋延後開始1次冷卻之時間)(秒)、平均加熱速度HR1、HR2(℃/秒)。

但，鋼種A20之退火溫度係大於900℃。鋼種A7、C4、E5、J5、O4之退火溫度係小於750℃。鋼種C3、E6、J5之保持時間係小於1秒。鋼種A18、C13之保持時間係大於600秒。又，鋼種C12之平均加熱速度HR1係小於0.3(℃/秒)。鋼種A12、A13、A15、A15、C3、C4、C9、C11、J10、J11、J13、J14、O10之平均加熱速度HR2(℃/秒)係大於0.5×HR1。

退火後，係以0.1~200℃/秒之平均冷卻速度由退火溫度冷卻至500℃。鋼種A19、C13之平均冷卻速度係小於0.1℃/秒。於表3顯示各鋼種之平均冷卻速度(℃/秒)。

於進行冷卻後，於500~350℃間保持10~1000秒鐘。於表3顯示各鋼之保持時間。但，鋼種A8、C5、J6、O5之保持時間係小於10秒。

接著，將母材鋼板浸漬於經控制為預定條件之熔融鍍鋅浴，之後，冷卻至室溫。管理鍍敷浴之溫度為440~470℃。又，於進行熔融鍍鋅時，母材鋼板之溫度係(鋅鍍敷浴溫度-40)℃以上、(鋅鍍敷浴溫度+50)℃以下。熔融鍍鋅浴中之有效Al濃度係0.09~0.17mass%的範圍。一部分之鋼板於浸漬於熔融鍍鋅浴後，於460℃以上、600℃以下進行合金化處理後，冷卻至室溫。此時之目標量係兩面均約35g/m² 。最後，對所得之鋼板以0.4%之軋縮率進行表皮輥軋。

為抑制鍍敷或促進合金化，於鍍敷浴中賦予10m/min以上、50m/min以下之噴流。於表3顯示熔融鍍鋅各鋼時，鍍敷浴中所賦予的噴流之速度m/min、合金化處理溫度。但，鋼種A9、C5、C8、E7、J7、O6之鍍敷浴中所賦予的噴流之速度係小於10m/min。又，鋼種A11、C8、E9、J9、O9之合金化處理的溫度係大於600℃。

於表4顯示自各鋼種之鋼板表面起5/8~3/8的板厚範圍中之{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值、{332}<113>之結晶方位的極密度、各鋼種之金屬組織中的肥粒鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵、麻田散鐵、波來鐵之體積率(組織分率)(%)。另，各體積率(組織分率)係以表皮輥軋前的組織分率評價。又，於表4顯示各鋼種之機械特性的拉伸強度TS(MPa)、伸長(L-El)、伸長之差(△El)、強度(TS)-全伸長(C-El)之均衡(TS×El)。又，顯示有無產生未鍍敷、熔融鍍鋅層之Fe濃度(質量%)、合金化熔融鍍鋅層之Fe濃度(質量%)。

拉伸試驗係由1.2mm厚度之板於與軋延方向成直角的方向及平行的方向擷取JIS5號試驗片，評價拉伸特性。由所得之伸長值，算出於與軋延方向平行之方向進行拉伸試驗時的伸長(L-El)，與垂直之方向上進行拉伸試驗時的伸長(C-El)之差(△El)。對各5片進行拉伸試驗，求出各值的平均值，並由該平均值算出伸長或TS。另，材質之異向性大的有伸長之值不均的傾向。將強度(TS)-全伸長(C-El)之均衡(TS×El)大於16000(MPa．%)者作為成形性優良之高強度鋼板。

係如下述地評價鍍敷性、合金化反應。

○：未鍍敷

△：有些微未鍍敷

×：有大量未鍍敷

於表4顯示經測定之拉伸特性、鍍敷性及鍍敷層中的Fe%。可知本發明之鋼板的成形性、鍍敷性均優良。

產業上之可利用性

本發明係可便宜地提供適合汽車用之構造用構件、補強用構件、懸垂用構件的具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板者，可期待對汽車之輕量化的貢獻大，產業上之效果極高。

1‧‧‧連續熱軋延生產線

2‧‧‧粗軋延機

3‧‧‧最後軋延機

4‧‧‧熱軋鋼板

5‧‧‧輸送台

6‧‧‧軋台

10‧‧‧軋台間冷卻噴嘴

11‧‧‧冷卻噴嘴

圖2係顯示△El與{332}<113>方位之極密度之關係的圖。

圖3係顯示連續熱軋延生產線之說明圖。

Claims

一種具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板，係於母材鋼板表面具有熔融鍍鋅層之熔融鍍鋅鋼板，前述母材鋼板以質量%計，含有：C：0.1~小於0.40%、Si：0.5~3.0%、Mn：1.5~3.0%，並限制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，剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成，且前述母材鋼板之微觀組織以體積分率計，含有40%以上之肥粒鐵，含有8~小於60%之殘留沃斯田鐵，剩餘部分係變韌鐵或麻田散鐵，自前述母材鋼板表面起5/8~3/8之板厚範圍中，以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>、及{223}<110>之各結晶方位所表示的{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值係6.5以下，且{332}<113>之結晶方位的極密度係5.0以下，前述熔融鍍鋅層含有Fe：小於7質量%，剩餘部分係由Zn、Al及不可避免的不純物所構成。
如申請專利範圍第1項之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計，更含有：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%之1種或2種以上。
如申請專利範圍第1項之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計，更含有合計0.0005~0.04%之選自於Ca、Mg、REM的1種或2種以上。
一種具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，係於母材鋼板表面具有合金化熔融鍍鋅層之合金化熔融鍍鋅鋼板，前述母材鋼板以質量%計，含有：C：0.1~小於0.40%、Si：0.5~3.0%、Mn：1.5~3.0%，並限制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，剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成，且前述母材鋼板之微觀組織以體積分率計，含有40%以上之肥粒鐵，含有8~小於60%之殘留沃斯田鐵，剩餘部分係變韌鐵或麻田散鐵，自前述母材鋼板表面起5/8~3/8之板厚範圍中，以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>、及{223}<110>之各結晶方位所表示的{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值係6.5以下，且{332}<113>之結晶方位的極密度係5.0以下，前述合金化熔融鍍鋅層含有Fe：7~15質量%，剩餘部分係Zn、Al及不可避免的不純物。
如申請專利範圍第4項之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計，更含有：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%之1種或2種以上。
如申請專利範圍第4項之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板，其中前述母材鋼板以質量%計，更含有合計0.0005~0.04%之選自於Ca、Mg、REM的1種或2種以上。
一種具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係對以質量%計，含有：C：0.10~小於0.4%、Si：0.5~3.0%、Mn：1.5~3.0%，並限制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，剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成之鋼片，進行第1熱軋延，係於1000℃以上、1200℃以下之溫度範圍，進行軋縮率40%以上的軋延1次以上，且前述第1熱軋延中使沃斯田鐵粒徑為200μm以下；進行第2熱軋延，係於以下述式(1)所定之溫度T1+30℃以上、T1+200℃以下的溫度域中，進行至少1次1道次下軋縮率30%以上之軋延，且前述第2熱軋延中之合計軋縮率係50%以上；開始冷軋延前冷卻，係於前述第2熱軋延中進行軋縮率30%以上的最終軋縮後進行，使等候時間t秒滿足下述式(2)，並將前述冷軋延前冷卻中之平均冷卻速度設為50℃/秒以上，溫度變化設為40℃以上、140℃以下之範圍；於700℃以下之溫度域捲取；進行軋縮率40%以上、80%以下之冷軋延；於連續熔融鍍鋅生產線中，加熱至750以上、900℃以下之退火溫度，進行退火；以0.1~200℃/秒由退火溫度冷卻至500℃；及於500~350℃間保持10~1000秒鐘後，進行熔融鍍鋅，T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V………式(1)，此處，C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo、及V係各元素之含量(質量%，Ti、B、Cr、Mo、V方面，未含有之情況則以0計算)，t≦2.5×t1………式(2)，此處，t1係以下述式(3)求得，t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)² -0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………式(3)，此處，於前述式(3)中，Tf係軋縮率30%以上之最終軋縮後鋼片的溫度，P1係30%以上之最終軋縮的軋縮率。
如申請專利範圍第7項之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其在小於T1+30℃之溫度範圍中的合計軋縮率係30%以下。
如申請專利範圍第7項之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其於前述連續熔融鍍鋅生產線中加熱至退火溫度時，將室溫以上、650℃以下之平均加熱速度設為下述式(4)所示的HR1(℃/秒)，將大於650℃至退火溫度之平均加熱速度設為下述式(5)所示的HR2(℃/秒)，HR1≧0.3………式(4)，HR2≦0.5×HR1………式(5)。
如申請專利範圍第7項之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其於進行前述熔融鍍鋅時，母材鋼板之溫度係(鋅鍍敷浴溫度-40)℃以上、(鋅鍍敷浴溫度+50)℃以下。
如申請專利範圍第7項之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其係於進行前述熔融鍍鋅時，鍍敷浴中被賦予10m/min以上、50m/min以下的流速。
一種具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，係對以質量%計，含有：C：0.10~小於0.4%、Si：0.5~3.0%、Mn：1.5~3.0%，並限制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，剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成之鋼片，進行第1熱軋延，係於1000℃以上、1200℃以下之溫度範圍，進行軋縮率40%以上的軋延1次以上，且前述第1熱軋延中使沃斯田鐵粒徑為200μm以下；進行第2熱軋延，係於以下述式(1)所定之溫度T1+30℃以上、T1+200℃以下的溫度域中，進行至少1次1道次下軋縮率30%以上之軋延，且前述第2熱軋延中之合計軋縮率係50%以上；開始冷軋延前冷卻，係於前述第2熱軋延中進行軋縮率30%以上的最終軋縮後，使等候時間t秒滿足下述式(2)，並將前述冷軋延前冷卻中之平均冷卻速度設為50℃/秒以上，溫度變化設為40℃以上、140℃以下之範圍；於700℃以下之溫度域捲取；進行軋縮率40%以上、80%以下之冷軋延；於連續熔融鍍鋅生產線中，加熱至750以上、900℃以下之退火溫度，進行退火；以0.1~200℃/秒由退火溫度冷卻至500℃；於500~350℃間保持10~1000秒鐘後，進行熔融鍍鋅；及於460℃以上之溫度施行合金化處理，T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V………式(1)，此處，C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo、及V係各元素之含量(質量%，Ti、B、Cr、Mo、V方面，未含有之情況則以0計算)，t≦2.5×t1………式(2)，此處，t1係以下述式(3)求得，t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)² -0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………式(3)，此處，於前述式(3)中，Tf係軋縮率30%以上之最終軋縮後鋼片的溫度，P1係30%以上之最終軋縮的軋縮率。
如申請專利範圍第12項之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其在小於T1+30℃之溫度範圍中的合計軋縮率係30%以下。
如申請專利範圍第12項之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其於前述連續熔融鍍鋅生產線中加熱至退火溫度時，將室溫以上、650℃以下之平均加熱速度設為下述式(4)所示的HR1(℃/秒)，將大於650℃至退火溫度之平均加熱速度設為下述式(5)所示的HR2(℃/秒)，HR1≧0.3………式(4)，HR2≦0.5×HR1………式(5)。
如申請專利範圍第12項之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其於進行前述熔融鍍鋅時，母材鋼板之溫度係(鋅鍍敷浴溫度-40)℃以上、(鋅鍍敷浴溫度+50)℃以下。
如申請專利範圍第12項之具有拉伸最大強度980MPa以上之材質異向性少且成形性優良的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其係於進行前述熔融鍍鋅時，鍍敷浴中被賦予10m/min以上、50m/min以下的流速。