TW201313915A - 深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 - Google Patents

Abstract

本發明提供一種TS≧440 MPa、平均r值≧1.30、r值之面內異向性(△r)以絕對值計為0.20以下的深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。具有以質量%計含有C：0.010%以上0.04%以下、Si：超過1.0%且1.5%以下、Mn：1.0%以上3.0%以下、P：0.005%以上0.1%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.005%以上0.5%以下、N：0.01%以下、Nb：0.010%以上且未達0.05%、Ti：0.015%以上0.120%以下，且滿足(Nb/93)/(C/12)＜0.20、0.005＜C*≦0.020，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質之成分組成，鋼板組織具有以面積率計為80%以上之肥粒鐵與3%以上之麻田散鐵。C*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}。

Description

深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法

本發明係關於一種對汽車用鋼板等之用途有用之拉伸強度(TS，Tensile Strength)為440 MPa以上之高強度鋼板且具有高r值(平均r值≧1.30)，進而r值之面內異向性(△r)以絕對值計而為小至0.20以下的深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。

近年來，就保護地球環境之觀點而言，為了限制CO₂之排出量而謀求汽車之燃費改善(車體輕量化)。除此以外，為了確保碰撞時乘客之安全，亦要求有以汽車車體之碰撞特性為中心的安全性之提高。一般認為對於同時滿足汽車車體之輕量化與安全性提高而言於剛性未成為問題之範圍內使素材高強度化並減少板厚之輕量化係為有效果的，從而最近於汽車零件中積極地使用高強度鋼板。使用之鋼板之強度越高則輕量化效果越大，故而於汽車行業內，例如存在使用TS為440 MPa以上之鋼板作為內板及外板用之面板用材料的動向。

另一方面，多數以鋼板作為素材之汽車零件係藉由加壓加工而成形，故而要求有汽車用鋼板具有優異之加壓成形性。然而，與通常之軟鋼板相比，高強度鋼板之成形性、尤其是深擠壓性大幅劣化，故而作為推進汽車之輕量化方面之課 題，要求TS≧440 MPa、更佳為TS≧500 MPa、進而較佳為TS≧590 MPa且進而兼具良好之深擠壓成形性的鋼板之要求被提高，而要求有作為深擠壓性之評價指標之蘭克福特值(以下為r值)計，平均r值≧1.30之高r值之高強度鋼板。

進而根據應用零件，其面內異向性較小之情形係即便為相同之平均r值亦有助於成形性之提高，故而亦要求有面內異向性之降低。

作為一面具有高r值一面進行高強度化之手段，例如，於專利文獻1中揭示有如下方法：於極低碳鋼板中添加固溶於鋼中之將碳或氮固著之Ti或Nb，以IF(Interstitial atom free，無間隙原子)化之鋼為基底，添加Si、Mn、P等固溶強化元素。

然而，於以上述極低碳鋼作為素材而添加固溶強化元素之技術中，若欲製造TS為440 MPa以上或500 MPa以上、590 MPa以上之高強度之鋼板，則合金元素之添加量變多，例如若Si之添加量變多，則連續退火中於表面增稠，與存在於環境中之微量之水蒸氣反應而於鋼板表面形成Si系之氧化物，使鍍敷之潤濕性惡化，招致鍍敷不均之產生，鍍敷品質顯著劣化。又，若P之添加量變多，則P於晶界偏析而使耐二次加工脆性劣化，若Mn之添加量變多，則r值降低，並存在越謀求高強度化則r值越降低之問題。

作為使鋼板高強度化之方法，除如上所述之固溶強化法以 外存在組織強化法。包含軟質之肥粒鐵與硬質之麻田散鐵之複合組織鋼板通常具有如下特徵：延展性良好且具有優異之強度-延展性平衡，進而降伏強度較低。因此，加壓成形性相對較良好。然而，r值較低而深擠壓性較差。認為其原因在於：除就結晶方位而言存在未有助於r值之麻田散鐵以外，麻田散鐵之形成所必需之固溶C阻礙對高r值化有效之{111}再結晶織構之形成。

作為改善上述複合組織鋼板之r值之技術，例如，於專利文獻2中揭示有如下方法：於冷軋後，以再結晶溫度~Ac₃變態點之溫度進行箱式退火，其後，為了形成複合組織而加熱至700~800℃後進行淬火回火。又，於專利文獻3中揭示有一種含有既定之C量，於組織中具有合計3%以上之變韌鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵中之1種以上的平均r值為1.3以上之高強度鋼板。

然而，專利文獻2、3中記載之技術均分別需要藉由形成Al與N之簇或析出物而使織構發達並提高r值之退火及用以形成組織之熱處理，又，於退火步驟中，必需以箱式退火為基本，且其保持時間為1小時以上之長時間保持。由於需要箱式退火，故而與連續退火相比處理時間較長且步驟數增加，因此，效率及生產性非常差，不僅就製造成本之觀點而言經濟性較差，而且於製造步驟上存在鋼板間之密接之多發、回火顏色之產生及爐體內蓋之壽命降低等較多問題。

又，於專利文獻4中揭示有藉由於與C含量之關係中實現V含量之優化而改善複合組織鋼板之r值的技術。該技術為：於再結晶退火前使鋼中之C以V系碳化物之形式析出而儘可能減少固溶C量從而實現高r值化，繼而，藉由於α-γ之兩相區進行加熱而使V系碳化物熔解並於γ中使C增稠，於其後之冷卻過程中生成麻田散鐵，製造複合組織鋼板。

然而，於在兩相區退火中使V系碳化物熔解之方法中，擔心有因熔解速度之不均所致之材質變動，因此，必需對退火溫度或退火時間進行高精度之管理，而於實機製造中之穩定性上存在課題。

又，於專利文獻5中揭示有如下技術：於C含量為0.010~0.050%之範圍內，以Nb含量與C含量成為0.2≦(Nb/93)/(C/12)≦0.7之方式進行控制，藉此使高r值化與複合組織化同時實現。又，該等係於熱軋板之階段，於退火後使形成麻田散鐵所必需之固溶C殘留，並且藉由利用Nb添加之熱軋板組織之微細化效果與利用NbC之析出之固溶C量降低效果而實現高r值化。

然而，不僅Nb之成本非常高，而且Nb使沃斯田鐵之再結晶顯著延遲，故而存在熱軋時之負荷較高之課題。進而，於熱軋板中析出之NbC增高冷軋時之變形阻力，故而增大對軋輥之負荷而使故障產生之危險性增大，並且生產性之降低、可製造之製品寬度之制約等亦成為問題。又，根據本發 明者等人之研究，於該技術中Nb量與C量較高之情況下，雖平均r值良好，但可看到r值之面內異向性變大之傾向，從而高C成分區內之r值之面內異向性之降低成為課題。

又，於專利文獻6中揭示有如下技術：以使板坯(slab)加熱溫度為1000~1200℃、且滿足按照C量與Nb量之關係式的方式，對於在C含量為0.035~0.05%之範圍內以Nb含量與C含量成為(Nb/93)/(C/12)為0.15~0.45之方式控制之鋼進行控制，進而於冷軋後，於再結晶以後之高溫區緩慢加熱，使{111}再結晶織構有效發達，藉此，獲得平均r值≧1.2且使其面內異向性降低之高強度鋼板。又，亦揭示有以使Nb含量與Ti含量、V含量成為{(Nb/93)+(Ti*/48)+(V/51)}/(C/12)為0.15~0.45之方式複合添加的技術。此處，Ti*=Ti-1.5S-3.4N，於Ti*≦0之情況下，Ti*=0。

然而，於專利文獻6中記載之技術中，由於C含量為較高之0.035~0.05%，故而雖滿足平均r值≧1.2，但實施例中之平均r值最大為1.32，r值未必良好，從而預計難以對必需更高r值之部位進行應用。又，為了達成平均r值≧1.2而含有0.05%以上之價格非常昂貴之Nb，故而成本較高，進而由於Nb使沃斯田鐵之再結晶顯著延遲，故而存在熱軋時之負荷較高之課題。又，於熱軋板中析出之NbC增高冷軋時之變形阻力，故而生產性之降低、可製造之製品寬度之 制約等亦成為問題。

[先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本專利特開昭56-139654號公報

[專利文獻2]日本專利特公昭55-10650號公報

[專利文獻3]日本專利特開2003-64444號公報

[專利文獻4]日本專利特開2002-226941號公報

[專利文獻5]日本專利特開2005-120467號公報

[專利文獻6]日本專利特開2008-174825號公報

當使深擠壓性優異之軟鋼板高強度化時，於先前研討之利用固溶強化之高強度化之方法中必需添加大量之合金元素，從而此係於成本、鍍敷性品質上存在課題，又，r值提高本身中亦擔負課題。又，於活用組織強化之方法中需要二次退火法，故而存在製造步驟上之問題，雖亦揭示有活用VC之方法，但擔心有因VC之熔解速度之不均所致之材質變動，而必需對退火溫度或退火時間進行高精度之管理，從而於實機製造中之穩定性上擔負課題。進而，揭示有實現利用Nb添加之熱軋板組織之微細化效果與利用NbC之析出之固溶C量之降低效果的高r值化之技術，但由於Nb不僅成本非常高而且使沃斯田鐵之再結晶顯著延遲，故而熱軋時之 負荷較高，進而，於熱軋板中析出之NbC增高冷軋時之變形阻力，故而難以進行穩定之實機製造。

本發明之目的在於提供一種解決上述先前技術之課題的具有TS≧440 MPa且平均r值≧1.30，進而r值之面內異向性(△r)以絕對值計為0.20以下之深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法，且其目的在於提供一種即便為TS≧500 MPa、或者進而TS≧590 MPa之高強度亦平均r值≧1.30，且其面內異向性較小的深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。

於本發明中，為了解決如上所述之課題而進行銳意研究，不使用過量之合金元素之添加或特殊之設備而於0.010~0.04%之C含量之範圍內，以與該C含量之關係限制Nb含量，進而將未經Nb或Ti固定之C量(固溶C量)控制在滿足下述關係式之範圍內，藉此，成功獲得了平均r值為1.30以上並且深擠壓性優異、且r值之面內異向性(△r)較小而以絕對值計為0.20以下之具有包含肥粒鐵與麻田散鐵之鋼板組織的高強度熔融鍍鋅鋼板。

以下表示本發明之要旨。

(1)一種深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於：其以質量%計，含有C：0.010%以上0.04%以下、Si：超過1.0%且1.5%以下、Mn：1.0%以上3.0%以下、P：0.005% 以上0.1%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.005%以上0.5%以下、N：0.01%以下、Nb：0.010%以上且未達0.05%、Ti：0.015%以上0.120%以下，且鋼中之Nb及C之含量(質量%)滿足(Nb/93)/(C/12)<0.20之關係，進而滿足0.005<C*≦0.020，剩餘部分具有包含Fe及不可避免之雜質之成分組成，鋼板組織具有以面積率計為80%以上之肥粒鐵與3%以上之麻田散鐵，拉伸強度為440 MPa以上，平均r值為1.30以上且r值之面內異向性(△r)以絕對值計為0.20以下。

此處，以C*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}表示，C、Nb、Ti、N、S分別表示鋼中之各元素之含量(質量%)。

(2)如上述(1)之深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，除上述成分組成以外，以質量%計，更含有合計0.5%以下之Mo、Cr、V之1種或2種以上。

(3)如上述(1)或(2)之深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，除上述成分組成以外，以質量%計，更含有Cu：0.3%以下、Ni：0.3%以下之1種或2種。

(4)如上述(1)至(3)中任一項之深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，除上述成分組成以外，以質量%計，更含有Sn：0.20%以下、Sb：0.20%以下之1種或2種。

(5)如上述(1)至(4)中任一項之深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，除上述成分組成以外，以質量%計，進 而包含Ta：0.01~0.10%，且代替上述C*，下述C*滿足0.005<C*≦0.020而含有。

此處，以C*=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}表示，C、Nb、Ta、Ti、N、S分別表示鋼中之各元素之含量(質量%)。

(6)一種深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵在於：於將具有如上述(1)至(5)中任一項之成分組成之鋼進行熱軋、冷軋後，以未達3℃/s之平均加熱速度加熱700~800℃之溫度區，以800~950℃之退火溫度進行退火，自上述退火溫度起以3~15℃/s之平均冷卻速度冷卻，浸漬於鍍鋅浴中實施熔融鍍鋅，於上述熔融鍍鋅後以5~100℃/s之平均冷卻速度冷卻，或者於上述熔融鍍鋅後進而實施鍍鋅之合金化處理，於上述合金化處理後以5~100℃/s之平均冷卻速度冷卻。

(7)如上述(6)之深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中，於上述熱軋之精軋結束後3秒以內開始冷卻，以40℃/s以上之平均冷卻速度冷卻至720℃為止，以超過600℃且700℃以下之捲取溫度捲取，且將上述冷軋之軋壓率設為50%以上。

根據本發明，於C含量為0.010~0.04%之範圍內，以滿足上述關係式之方式限制Nb含量與C含量，且將未經Nb 或Ti固定之C量(固溶C量；C*)控制在滿足上述關係式之範圍內，藉此，使{111}再結晶織構發達並確保平均r值≧1.30，並且將r值之面內異向性(△r)降低至以絕對值計為0.20以下，進而，形成包含肥粒鐵與麻田散鐵之鋼板組織，藉此，可達成良好之深擠壓性與TS440 MPa以上之高強度化。

以下，對本發明進行詳細說明。

首先，對鋼之成分組成進行說明。再者，表示成分之量之%只要未預先特別說明，則表示質量%。

C：0.010%以上0.04%以下

C係形成麻田散鐵而有助於強度提昇之元素。若C量未達0.010%則難以形成麻田散鐵，無法確保所需之麻田散鐵分率，而無法獲得440 MPa以上之強度。另一方面，若C量超過0.04%，則麻田散鐵之面積率增加至必需以上而肥粒鐵之面積率降低，不僅無法獲得良好之r值(平均r值≧1.30)而且無法獲得良好之r值之面內異向性(|△r|≦0.20)。因此，C量係設為0.010%以上0.04%以下，為了獲得更良好之r值(平均r值≧1.35)，C量較佳為設為0.010%以上且未達0.035%。再者，為了獲得TS≧500 MPa而較佳為將C量設為0.015%以上，為了獲得TS≧590 MPa而較佳為設為0.020%以上。

Si：超過1.0%且1.5%以下

Si係除促進肥粒鐵變態並提昇未變態沃斯田鐵中之C量而使肥粒鐵與麻田散鐵之複合組織容易形成以外，具有固溶強化之效果而對高強度化有效之元素。為了獲得該效果，必需超過1.0%而含有。另一方面，若Si超過1.5%而含有，則於熱軋時產生紅鏽(red scale)而使鍍敷後之表面外觀惡化，又，於連續退火中於表面增稠，與存在於環境中之微量之水蒸氣反應，而於鋼板表面形成Si系氧化物，使鍍敷之潤濕性變差並招致鍍敷不均之產生，鍍敷品質劣化。因此，Si量係設為超過1.0%且1.5%以下，較佳為設為超過1.0%且1.4%以下。

Mn：1.0%以上3.0%以下

Mn係對麻田散鐵之生成有效之元素，提高淬火性而使麻田散鐵穩定生成。若Mn量未達1.0%則存在難以形成麻田散鐵，無法確保既定之麻田散鐵之面積率，而無法獲得440 MPa以上之強度的情況。因此，就確保強度之觀點而言添加1.0%以上，較佳為1.2%以上，更佳為設為1.5%以上。另一方面，若超過3.0%地添加Mn，則不僅招致板坯成本之增加，而且使r值及焊接性劣化，故而Mn量之上限係設為3.0%。

P：0.005%以上0.1%以下

P係固溶強化元素，且係對高強度化有效之元素。然而， 若P含量未達0.005%，則不僅無法表現該效果，而且於製鋼步驟中招致脫磷成本之提昇。因此，P量係設為0.005%以上，較佳為設為0.01%以上。另一方面，若P量超過0.1%，則P於晶界偏析，使耐二次加工脆性及焊接性劣化。又，於熔融鍍鋅後之合金化處理時，抑制鍍敷層與鋼板之界面上Fe自鋼板向鍍敷層之擴散，合金化處理性劣化。因此，必需進行高溫下之合金化處理，所獲得之鍍敷層容易產生粉碎、碎屑等鍍敷剝離。因此，P量係設為0.1%以下，較佳為設為0.06%以下，更佳為設為未達0.035%。

S：0.01%以下

S係降低熱加工性並提高板坯之熱裂敏感性，進而於鋼中以MnS之形式存在，使鋼板之加工性劣化。因此，S量係設為0.01%以下。

sol.Al：0.005%以上0.5%以下

Al係固溶強化元素，且係對高強度化有效之元素。進而，Al作為脫氧元素而具有使鋼中之夾雜物減少之作用。然而，若sol.Al量未達0.005%則無法穩定獲得上述作用，故而設為0.005%以上。另一方面，若sol.Al量超過0.5%，則招致成本之增加，進而引起表面缺陷，故而將sol.Al量之上限設為0.5%，較佳為設為0.1%。

N：0.01%以下

N較佳為含量較低。若N量超過0.01%，則藉由過量之氮 化物之生成而使延展性、韌性及表面性狀劣化。因此，N量係設為0.01%以下。

Nb：0.010%以上且未達0.05%

Nb係本發明中重要之元素之一。Nb係具有使熱軋板組織微細化之作用，並且藉由於熱軋板中以NbC之形式析出而具有固定鋼中之C之作用，並藉由該等作用而有助於高r值化之元素。為了表現此種效果而於本發明中將Nb含量設為0.010%以上。另一方面，0.05%以上之過量之Nb會招致成本之增加，並且使熱軋時之負荷增大，又，增高冷軋時之變形阻力，而存在難以進行穩定之實機製造之情形。又，如下所述，於本發明中，於退火後之冷卻過程中需要用以形成麻田散鐵之固溶C，但若Nb為0.05%以上而過量含有，則存在使固溶C量減少而阻礙麻田散鐵之形成，無法確保所需之麻田散鐵分率而無法獲得440 MPa以上之強度的情形。因此，Nb含量係設為0.010%以上且未達0.05%。

Ti：0.015%以上0.120%以下

Ti係本發明中重要之元素之一。Ti係與Nb相同，藉由於熱軋板中以碳化物(TiC)之形式析出而具有固定C之作用，並藉由該等作用而有助於高r值化之元素。為了表現此種效果，於本發明中將Ti含量設為0.015%以上。另一方面，超過0.120%之過量之Ti會招致成本之增加，並且與Nb之情形相同，增高冷軋時之變形阻力，故而存在難以進行穩定之 實機製造之情形。又，超過0.120%之過量之Ti之含有係與Nb相同，存在阻礙退火後之冷卻過程中之麻田散鐵之形成之擔心。因此，Ti量含量係設為0.015%以上0.120%以下。

(Nb/93)/(C/12)<0.20且0.005<C*≦0.020

此處，以C*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}表示，C、Nb、Ti、N、S分別表示鋼中之C、Nb、Ti、N、S之含量(質量%)。C*表示未經Nb或Ti固定之C量(固溶C量)。再者，於Ti-(48/14)N-(48/32)S≦0之情況下，設為Ti-(48/14)N-(48/32)S=0。

(Nb/93)/(C/12)及C*係本發明中最重要之指標。Nb與Ti相比，價格非常昂貴，進而存在使熱軋時之軋壓負荷顯著增加而使製造穩定性降低之擔心。又，如上所述為了於退火後之冷卻過程中形成麻田散鐵而需要未經Nb或Ti固定之C量、即固溶C(C*)。因此，就成本、製造穩定性、鋼板組織及鋼板特性之觀點而言，必需適當控制(Nb/93)/(C/12)及C*。

若(Nb/93)/(C/12)為0.20以上，則價格昂貴之Nb之比例較高而成本較高，此外，熱軋時之負荷增大。因此，(Nb/93)/(C/12)係設為未達0.20。又，若C*為0.005以下則無法確保既定之麻田散鐵量，而難以獲得440 MPa以上之強度。因此，C*係設為超過0.005。另一方面，若C*超過0.020，則不僅存在阻礙對高r值化有效之肥粒鐵之{111}再結晶織構之形成而無法獲得良好之深擠壓性的情形，而且存 在退火後亦殘留作為於負側(負之方向)增大r值之面內異向性(△r)之冷軋織構之主方位的{100}<110>~{112}<110>附近而無法滿足|△r|≦0.20的情形。因此，為了達成TS：440 MPa以上、平均r值：1.30以上且|△r|≦0.20，C*係設為超過0.005且0.020以下。為了達成平均r值：1.35以上而較佳為將C*設為0.0185以下，為了達成平均r值：1.40以上而更佳為將C*設為未達0.0170。

以上係本發明之鋼板之基本組成，但除基本組成以外進而可視需要選擇地含有Mo、Cr、V中之1種或2種以上及/或Cu、Ni之1種或2種。

Mo、Cr、V之1種或2種以上之合計：0.5%以下

Mo、Cr、V係與Mn相同，於提高淬火性而使麻田散鐵穩定生成之方面有效地起作用。此種效果係含有合計0.1%以上時較顯著。另一方面，即便添加超過合計0.5%之該等元素之1種或2種以上，該效果亦飽和而招致成本之提昇，因此，較佳為將該等元素之1種或2種以上之合計添加量設為0.5%以下。

Cu：0.3%以下、Ni：0.3%以下之1種或2種

Cu係於積極活用碎屑(scrap)等時混入之元素。於本發明中，藉由容許Cu之混入而對原料活用再循環資源，從而可削減製造成本。再者，於本發明之鋼板中，雖Cu對材質之影響較小，但若過量混入則導致表面損傷故而Cu含量較佳 為設為0.3%以下。

Ni亦對鋼板之材質之影響較小，但於添加Cu之情況下於降低鋼板之表面損傷之方面有效地起作用。該效果係藉由含有Cu含量之1/2之Ni而顯著產生，因此，於添加Ni之情況下，Ni量之下限較佳為設為Cu量之1/2。然而，若過量添加Ni則助長因鏽皮之不均勻性所引起之表面缺陷，因此，Ni量較佳為設為0.3%以下。

本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板係除上述成分組成以外，進而視需要可選擇地含有選自Sn、Sb中之1種或2種及/或Ta。

Sn：0.20%以下、Sb：0.20%以下之1種或2種

就抑制鋼板表面之氮化、氧化、或者藉由氧化產生之鋼板表面之數十微米區域之脫碳之觀點而言，可含有Sn或Sb。藉由抑制此種氮化或氧化而防止於鋼板表面上麻田散鐵之生成量減少，改善疲勞特性或表面品質。就抑制氮化或氧化之觀點而言，於含有Sn或Sb之情況下較佳為設為0.01%以上，若超過0.20%則招致韌性之劣化，故而較佳為設為0.20%以下。

Ta：0.01%以上0.10%以下且0.005<C*≦0.020

Ta係與Nb或Ti相同，藉由於熱軋板中以TaC之形式析出而具有固定C之作用，並藉由該等作用而有助於高r值化之元素。就此種觀點而言，可含有0.01%以上之Ta。另一 方面，超過0.10%之過量之Ta之含有不僅招致成本之增加，而且與Nb或Ti相同，有阻礙退火後之冷卻過程中之麻田散鐵之形成的可能性，進而於熱軋板中析出之TaC增高冷軋時之變形阻力，而存在難以進行穩定之實機製造之情形，因此，於含有Ta之情況下，較佳為設為0.10%以下。

於添加Ta之情況下，以滿足0.005<C*≦0.020之方式含有。此處，以C*=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}表示，C、Nb、Ta、Ti、N、S分別表示鋼中之各元素之含量(質量%)。再者，於Ti-(48/14)N-(48/32)S≦0之情況下，設為Ti-(48/14)N-(48/32)S=0。

若C*為0.005以下則無法確保既定之麻田散鐵量，而難以獲得440 MPa以上之拉伸強度。另一方面，若C*超過0.020，則不僅存在阻礙對高r值有效之肥粒鐵相之{111}再結晶織構之形成而無法獲得良好之深擠壓性之情形，而且存在退火後亦殘留作為於負側(負之方向)增大r值之面內異向性(△r)之冷軋織構之主方位的{100}<110>~{112}<110>附近而無法滿足|△r|≦0.20的情形。因此，為了達成TS：440 MPa以上、平均r值：1.30以上且|△r|≦0.20，C*係設為超過0.005且0.020以下。為了達成平均r值：1.35以上而較佳為將C*設為0.0185以下，為了達成平均r值：1.40以上而更佳為將C*設為未達0.0170。

於本發明之鋼板中，除上述以外之成分為Fe及不可避免 之雜質。再者，作為不可避免之雜質，例如可列舉氧(O)，氧(O)形成非金屬夾雜物而對品質帶來不良影響，因此，其含量較佳為降低至0.003%以下。

繼而對本發明之鋼板組織之限定理由進行說明。

本發明之鋼板組織具有包含以面積率計為80%以上之肥粒鐵與以面積率計為3%以上之麻田散鐵的組織。於本發明中，在謀求鋼板之強度與加壓成形性(尤其是深擠壓性)之同時實現之方面，限定肥粒鐵及麻田散鐵之各自之面積率。

肥粒鐵：以面積率計為80%以上

肥粒鐵係用以確保鋼板之加壓成形性、尤其是深擠壓性之軟質相，於本發明中，藉由使肥粒鐵之{111}再結晶織構發達而實現高r值化。若肥粒鐵之面積率未達80%，則存在難以達成平均r值：1.30以上之情形，且存在無法確保良好之深擠壓性而加壓成形性降低之情形。因此，肥粒鐵之面積率係設為80%以上。再者，於謀求平均r值之進一步提高之方面，肥粒鐵之面積率較佳為設為85%以上。另一方面，若肥粒鐵之面積率超過97%，則存在鋼板強度降低而難以確保440 MPa以上之強度之情形。

再者，所謂「肥粒鐵」，係除多邊形肥粒鐵以外，包含由沃斯田鐵變態之錯位密度較高之變韌肥粒鐵。

麻田散鐵：以面積率計為3%以上

麻田散鐵係用以確保鋼板之強度之硬質相。若麻田散鐵之 面積率未達3%，則鋼板之強度降低，而難以確保440 MPa以上之強度。因此，麻田散鐵之面積率係設為3%以上。於謀求鋼板之進一步高強度化之方面，較佳為將麻田散鐵之面積率設為5%以上。另一方面，若麻田散鐵之面積率超過20%，則使r值提高之肥粒鐵之面積率降低，而難以確保良好之深擠壓性。因此，麻田散鐵之面積率必需設為20%以下，較佳為設為15%以下。

再者，於本發明之鋼板中作為除肥粒鐵與麻田散鐵以外之組織，可列舉波來鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵、不可避免之碳化物，該等之面積率只要為合計5%以下則亦可包含。

繼而對本發明之熔融鍍鋅鋼板之製造方法進行說明。

本發明之熔融鍍鋅鋼板係依次實施如下步驟製造：熱軋步驟，其將上述成分組成之鋼液熔化而製成鋼素材，對該鋼素材實施熱軋而製成熱軋鋼板；冷軋步驟，其對該熱軋鋼板實施冷軋而製成冷軋鋼板；及退火、鍍鋅步驟，其對該冷軋鋼板實施退火處理、鍍鋅處理。

於本發明中，鋼素材之熔化方法並無特別限定，可採用轉爐、電爐等公知之熔化方法。又，於熔化後，就偏析等觀點而言較佳為藉由連續鑄造法製成鋼坯，但亦可利用造塊-分塊軋壓法、薄板坯連鑄法等公知之鑄造方法製成鋼坯。再者，當於鑄造後對鋼坯進行熱軋時，亦可於以加熱爐將板坯再加熱後進行軋壓，於保持既定溫度以上之溫度之情況下， 亦可不加熱鋼坯而進行直運軋壓。

(熱軋步驟)

於熱軋步驟中，加熱鋼素材，實施粗軋及精軋。於本發明中，對於鋼素材之加熱條件、粗軋條件、精軋條件無需特別限定，但於加熱鋼素材之情況下，較佳為將加熱溫度設為1100℃以上1300℃以下，將精軋結束溫度設為Ar₃變態點以上1000℃以下。

捲取溫度並無限定，較佳為設為500~700℃，更佳為設為超過600℃且700℃以下。若捲取溫度超過700℃則結晶粒粗大化，擔心有強度降低並且存在阻礙冷軋退火後之高r值化的可能性。又，若捲取溫度未達500℃，則難以析出NbC或TiC，故而即便C*之值相同，亦存在實際上未經Nb或Ti固定之C量增加而對高r值化不利之可能性。因此，捲取溫度較佳為500℃以上，更佳為超過600℃。

又，於謀求利用熱軋板之結晶粒徑微細化之r值提高之方面，更佳為於精軋結束後3秒以內開始冷卻，以40℃/s以上之平均冷卻速度冷卻至720℃為止，以超過600℃且700℃以下之捲取溫度捲取。

(冷軋步驟)

冷軋步驟只要按照常用方法進行即可，較佳為於將熱軋板進行酸洗後，以50~90%之軋壓率進行冷軋。通常於實現高r值化方面較為有效的是提高冷軋之軋壓率。若軋壓率未達 50%則存在肥粒鐵之{111}再結晶織構未充分發達，而無法獲得優異之深擠壓性之情形。因此，冷軋之軋壓率較佳為設為50%以上。另一方面，若軋壓率超過90%則對冷軋時之軋輥之負荷增大，擔心有伴隨其之穿過故障(threading trouble)產生率增高，故而冷軋之軋壓率較佳為設為90%以下。

(退火、鍍鋅步驟)

於退火步驟中，對冷軋鋼板以未達3℃/s之平均加熱速度加熱700~800℃之溫度區，以800~950℃之退火溫度退火，自上述退火溫度起以3~15℃/s之平均冷卻速度冷卻，浸漬於鍍鋅浴中實施熔融鍍鋅處理，並於熔融鍍鋅處理後以5~100℃/s之平均冷卻速度冷卻。於熔融鍍鋅處理後進而實施鍍鋅之合金化處理之情況下，於合金化處理後，以5~100℃/s之平均冷卻速度冷卻。

700~800℃之溫度區之平均加熱速度：未達3℃/s

於本發明中，於熱軋鋼板之階段使TiC或NbC析出，故而經過冷軋步驟所獲得之冷軋鋼板之再結晶溫度成為相對較高溫。因此，當將冷軋鋼板加熱至退火溫度為止時，就促進再結晶使對高r值有效之{111}再結晶織構發達之觀點而言，以未達3℃/s之平均加熱速度對700~800℃之溫度區進行加熱。若該平均加熱速度為3℃/s以上，則不僅存在阻礙對高r值化有效之肥粒鐵之{111}再結晶織構之形成而無法 獲得良好之深擠壓性的情形，而且存在退火後亦殘留作為於負側(負之方向)增大r值之面內異向性(△r)之冷軋織構之主方位的{100}<110>~{112}<110>附近而無法滿足|△r|≦0.20的情形。再者，就生產效率之觀點而言，上述平均加熱速度較佳為設為0.5℃/s以上。

退火溫度：800~950℃

為了使鋼板組織為包含所需之面積率之肥粒鐵與麻田散鐵之複合組織，於退火步驟中於肥粒鐵與沃斯田鐵之兩相區進行加熱。因此，於本發明中將退火溫度設為800℃以上。若退火溫度未達800℃，則於退火冷卻後無法獲得所需之麻田散鐵量，而且由於在退火步驟中未完成再結晶，故而肥粒鐵之{111}再結晶織構未充分發達，從而不會實現平均r值：1.30以上之高r值化及|△r|≦0.20之低△r化。另一方面，若退火溫度超過950℃，則根據其後之冷卻條件，第2相(麻田散鐵、波來鐵、變韌鐵)增加至必需以上，故而存在無法獲得所需之面積率之肥粒鐵而無法獲得良好之r值之情形，而且招致生產性之降低或能源成本之增加，故而欠佳。因此，退火溫度係設為800~950℃，較佳為設為820~880℃。

就使C等合金元素對沃斯田鐵之增稠充分進行之觀點、及促進肥粒鐵之{111}再結晶織構之發達之觀點而言，退火時間較佳為設為15 s以上。另一方面，若退火時間超過300 s，則 存在結晶粒粗大化、強度之降低或鋼板表面性狀之劣化等對鋼板之各特性帶來不良影響之情形。又，極度減慢連續熔融鍍鋅線之線速度，從而亦會引起生產性之降低。因此，退火時間較佳為設為15~300 s。更佳為15~200 s。

自退火溫度起至鍍鋅浴為止之平均冷卻速度(一次冷卻速度)：3~15℃/s

於以上述退火溫度均勻加熱後，以平均冷卻速度：3~15℃/s冷卻至通常保持為420~500℃之鍍鋅浴之溫度為止。於平均冷卻速度未達3℃/s之情況下，於550~650℃之溫度區通過波來鐵生成頭，故而於第2相中大量生成波來鐵及變韌鐵，存在無法獲得既定量之麻田散鐵而無法獲得所需之強度之情形。另一方面，於平均冷卻速度超過15℃/s之情況下，於自退火溫度起之冷卻時，因γ→α變態所致Mn、C等元素對γ之增稠不充分，於實施合金化處理之情況下，容易生成波來鐵等，存在無法獲得既定量之麻田散鐵而無法獲得所需之強度之情形。因此，自退火溫度起至鍍鋅浴為止之平均冷卻速度係設為3~15℃/s，較佳為設為5~15℃/s。

於以上述一次冷卻速度冷卻後，浸漬於鍍鋅浴中實施熔融鍍鋅處理。熔融鍍鋅處理只要以常用方法進行即可。又，於浸漬於鍍鋅浴中實施熔融鍍鋅處理後，視需要亦可實施鍍鋅之合金化處理。於此情況下，鍍鋅之合金化處理係例如，於熔融鍍鋅處理後，加熱至500~700℃之溫度區並保持數秒 ~數十秒。於本發明鋼中，由於如上所述控制自退火溫度起至鍍鋅浴為止之冷卻速度，故而即便實施上述合金化處理，亦不會大量生成波來鐵等，而可獲得既定量之麻田散鐵，從而可確保所需之強度。作為鍍鋅條件，鍍敷附著量係每單面為20~70 g/m²，於合金化之情況下，鍍敷層中之Fe%較佳為設為6~15%。

熔融鍍鋅處理後、或者鍍鋅之合金化處理後之平均冷卻速度(二次冷卻速度)：5~100℃/s

熔融鍍鋅處理後、或者實施鍍鋅之合金化處理後之二次冷卻速度係為了穩定獲得麻田散鐵，而以5~100℃/s之平均冷卻速度冷卻至150℃以下之溫度區為止。若變為二次冷卻速度未達5℃/s之緩慢冷卻則於400~500℃附近生成波來鐵或變韌鐵，存在無法獲得既定量之麻田散鐵而無法獲得所需之強度之情形。另一方面，若二次冷卻速度超過100℃/s則麻田散鐵過硬而延展性降低。根據以上，二次冷卻速度係設為5~100℃/s，較佳為設為10~100℃/s。

進而，於本發明中，亦可於上述冷卻後以形狀矯正、表面粗糙度調整之目的而實施調質軋壓或調平加工。再者，於進行調質軋壓之情況下，較佳為設為以伸長率計為0.3~1.5%左右。

[實施例1]

以下，藉由實施例進一步說明本發明。

以真空熔解將具有表1所示之化學成分之鋼熔化、鑄造，並實施分塊軋壓，製成板厚30 mm之鋼坯。於將該等鋼坯加熱至1200℃後，以880℃之精軋溫度(精軋結束溫度)實施熱軋，以表2所示之條件冷卻後，以610℃捲取，製造板厚：4.5 mm之熱軋鋼板。再者，於熱軋步驟中，於精軋結束後3秒以內開始冷卻。對所獲得之熱軋鋼板進行酸洗後，以軋壓率73%進行冷軋，製成板厚1.2 mm之冷軋鋼板。

繼而，於以紅外線聚焦爐並以表2所示之退火溫度、保持時間對自藉由上述所獲得之冷軋鋼板切出之試樣進行退火後，以表2所示之條件進行一次冷卻，於實施熔融鍍鋅(鍍敷浴溫度：460℃)後，進行合金化處理(520℃×20 s)，進行二次冷卻至150℃以下之溫度為止，其後，實施伸長率0.5%之調質軋壓。此處，熔融鍍鋅處理係以附著量成為每單面50 g/m²(雙面鍍敷)之方式調整，合金化處理係以鍍敷層中之Fe%成為9~12%之方式調整。

自以上述方式獲得之熔融鍍鋅鋼板選取試樣，並進行組織觀察、拉伸試驗，測定肥粒鐵及麻田散鐵之面積率、拉伸特性、平均r值及r值之面內異向性(△r)。試驗方法係如下所述。

(i)組織觀察

自所獲得之熔融鍍鋅鋼板選取試驗片，於試驗片之L剖面(與軋壓方向平行之垂直剖面)機械研磨板厚之1/4位置，於以硝酸侵蝕液腐蝕後，使用由掃描電子顯微鏡(SEM，Scanning Electron Microscope)並以倍率2000倍拍攝之組織照片(SEM照片)，進行組織之種類之判別、面積率之定量化。於組織照片中，肥粒鐵為稍黑之對比度之區域，將片狀地生成碳化物之區域設為波來鐵，將點列狀地生成碳化物之區域設為變韌鐵，將附有較白之對比度之粒子設為麻田散鐵或殘留γ。藉由如此判別組織之種類，可將觀察視野內之肥粒鐵之面積率定量化。又，關於上述附有較白之對比度之粒子為麻田散鐵或殘留γ之判別，於對熔融鍍鋅鋼板以250℃實施4小時之回火處理後，與上述同樣地拍攝組織照片，於該組織照片中，將片狀地生成碳化物之區域設為於上述回火處理前為波來鐵之區域，將點列狀地生成碳化物之區域設為於上述回火前為變韌鐵、麻田散鐵之區域，又，將保持較白之對比度之狀態殘留之粒子設為殘留γ並計數而求出其面積率，藉由計算以此種方式求出之回火 處理後之附有較白之對比度之粒子(殘留γ)之面積率、與回火處理前之附有較白之對比度之粒子(麻田散鐵或殘留γ)之面積率的差，而可求出各自之面積率，因此，以此種方式求出麻田散鐵之面積率。再者，各自之相之面積率係於透明之OHP(OverHead Projector，高架式投影機)片材上按各相分層著色，於圖像掃描後進行二值化，以圖像解析軟體(Microsoft公司Digital Image Pro Plus)求出面積率。

(ii)拉伸試驗

自所獲得之熔融鍍鋅鋼板選取將相對於軋壓方向呈90°方向(C方向)設為拉伸方向之JIS5號試驗片(JIS Z 2201)，進行依據JIS Z 2241之規定之拉伸試驗，測定拉伸強度(TS)及總伸長率(EL，Elongation)。

(iii)平均r值(平均塑性應變比)

自所獲得之熔融鍍鋅鋼板選取分別將相對於軋壓方向呈0°方向(L方向)、45°方向(D方向)、90°方向(C方向)設為拉伸方向之JIS5號拉伸試驗片，測定對該等試驗片賦予10%之單純拉伸應變時的各試驗片之寬度方向真應變與厚度方向真應變，根據該等測定值並由以下之式求出依據JIS Z 2254之規定之平均r值(平均塑性應變比)，將其設為平均r值。

平均r值=(r₀+2r₄₅+r₉₀)/4

再者，r₀、r₄₅、r₉₀係在相對於軋壓方向分別呈0°、45°及 90°方向上選取試驗片之塑性應變比。

又，由下式求出r值之面內異向性(△r)。

△r=(r₀-2r₄₅+r₉₀)/2

將所獲得之結果示於表3。

本發明例(鋼板No.3~14及18~22)係TS為440 MPa以上且平均r值為1.30以上、r值之面內異向性(△r)以絕對值計為0.20以下之兼具強度、深擠壓性之鋼板。又，C*為0.0185以下之本發明例(鋼板No.3~6、8、9、11、13、14及18~22)係平均r值為1.35以上，進而C*未達0.0170之 本發明例(鋼板No.3~5、9、14及18~22)係平均r值為1.40以上而具有極其良好之深擠壓性。

另一方面，關於比較例，鋼板No.1係C量及C*不滿足本發明之範圍，鋼板No.2係Si量及Mn量不滿足本發明之範圍，故而無法獲得既定量之麻田散鐵，TS低於440 MPa。又，鋼板No.16係Ti量超過本發明範圍，故而作為結果，由於C*不滿足本發明之範圍，故而無法獲得既定量之麻田散鐵，TS低於440 MPa。進而，鋼板No.15係Ti量不滿足本發明之範圍，鋼板No.17係C量不滿足本發明之範圍，故而作為結果，由於C*超過本發明之範圍，故而對高r值化有效之肥粒鐵之面積率較低，平均r值低於1.30，且r值之面內異向性(△r)不滿足本發明範圍。進而，鋼板No.15係Nb含量及(Nb/93)/(C/12)超過本發明範圍，故而擔心有伴隨熱軋負荷之增大之製造性之降低，鋼板No.17係Si含量超過本發明範圍，故而擔心有因熱軋時之紅鏽產生所引起之表面外觀之惡化。

[實施例2]

以真空熔解將具有表1之鋼No.E、H、M所示之化學成分之本發明鋼熔化、鑄造，並實施分塊軋壓，製成板厚30 mm之鋼坯。於以1200℃將該等鋼坯加熱後，以880℃之精軋溫度(精軋結束溫度)實施熱軋，製造板厚4.5 mm之熱軋鋼板。再者，於熱軋步驟中，於精軋結束後3秒以內開始冷卻。又， 於精軋後，自冷卻開始起至720℃為止之平均冷卻速度及捲取溫度係以表4所示之條件進行。對以上述方式獲得之熱軋鋼板進行酸洗後，使軋壓率為73%而進行冷軋，製成板厚1.2 mm之冷軋鋼板。繼而，於以紅外線聚焦爐並以表4所示之退火溫度、保持時間對自藉由上述所獲得之冷軋鋼板切出之試樣進行退火後，進行一次冷卻，於實施熔融鍍鋅(鍍敷浴溫度：460℃)後，進行合金化處理(520℃×20 s)，進行二次冷卻至150℃以下之溫度為止，其後，實施伸長率0.5%之調質軋壓。未進行合金化處理者係於實施熔融鍍鋅後，進行二次冷卻至150℃以下之溫度為止，其後，實施伸長率0.5%之調質軋壓。此處，熔融鍍鋅處理係以附著量成為每單面50 g/m²(雙面鍍敷)之方式調整，合金化處理係以鍍敷層中之Fe%成為9~12%之方式調整。

自以上述方式獲得之熔融鍍鋅鋼板與實施例1同樣地選取試樣，並進行組織觀察、拉伸試驗，測定肥粒鐵及麻田散鐵之面積率、拉伸特性、平均r值、以及r值之面內異向性(△r)。

將以上之結果示於表5。

滿足本發明之製造條件之本發明例(鋼板No.23~27、30、34~39)係TS為440 MPa以上且平均r值為1.30以上、r值之面內異向性(△r)以絕對值計為0.20以下之兼具強度、深擠壓性之鋼板。進而，為了實現利用熱軋板組織之微細化之高r值化，將精軋結束後之平均冷卻速度設為40℃/s以上之本發明例(鋼板No.24、25、30、35、38)與將精軋結束後之平均冷卻速度設為未達40℃/s之本發明例之鋼板相比，平均r值較高，r值之面內異向性(△r)亦較小。

另一方面，關於不滿足本發明之製造條件之比較例，鋼板No.28係退火溫度低於本發明之範圍而無法獲得既定量之麻田散鐵，TS未達440 MPa。鋼板No.29係退火溫度超過 本發明之範圍，成為沃斯田鐵單相區退火，故而於其後之冷卻過程中，未生成對高r值化有效之肥粒鐵，平均r值未達1.30。鋼板No.31係一次冷卻速度為本發明範圍外之未達3℃/s，故而於550~650℃之溫度區通過波來鐵頭，故而於第2相中大量生成波來鐵而無法獲得既定量之麻田散鐵，TS未達440 MPa。鋼板No.32係一次冷卻速度為本發明範圍外之超過15℃/s，故而一次冷卻時之因γ→α變態所致之Mn、C等元素對γ之增稠不充分，於合金化處理時生成波來鐵或變韌鐵而無法獲得既定量之麻田散鐵，TS未達440 MPa。鋼板No.33係二次冷卻速度為本發明範圍外之未達5℃/s，故而於400~500℃附近生成波來鐵或變韌鐵而無法獲得既定量之麻田散鐵，TS未達440 MPa。鋼板No.40係退火步驟之700~800℃中之平均加熱速度超過本發明之範圍，故而肥粒鐵之{111}再結晶織構之發達不充分，平均r值未達1.30，△r亦較大。

(產業上之可利用性)

根據本發明，藉由儘可能減少價格昂貴之Nb並積極活用Ti，而可價格低廉且穩定地製造即便為TS440 MPa以上、或者進而強度較高之TS500 MPa以上或TS590 MPa以上亦平均r值為1.30以上、r值之面內異向性以絕對值計為0.20以下的深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，從而取得工業上特別之效果。例如，於將本發明之高強度熔融鍍鋅鋼板應 用於汽車零件之情況下，迄今加壓成形較為困難之部位亦能夠高強度化，而具有可充分有助於汽車車體之碰撞安全性及輕量化之效果。又，不限於汽車零件，亦可作為家電零件或管道用素材而加以應用。

Claims (7)

1. 一種深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其特徵在於，具有以質量%計含有C：0.010%以上且0.04%以下、Si：超過1.0%且1.5%以下、Mn：1.0%以上且3.0%以下、P：0.005%以上且0.1%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.005%以上且0.5%以下、N：0.01%以下、Nb：0.010%以上且未達0.05%、Ti：0.015%以上且0.120%以下，且鋼中之Nb及C之含量(質量%)滿足(Nb/93)/(C/12)<0.20之關係，進而滿足0.005<C*≦0.020，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質之成分組成，鋼板組織具有以面積率計為80%以上之肥粒鐵與3%以上之麻田散鐵，拉伸強度為440 MPa以上，平均r值為1.30以上且r值之面內異向性(△r)以絕對值計為0.20以下，此處，以C*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}表示，C、Nb、Ti、N、S分別表示鋼中之各元素之含量(質量%)。
2. 如申請專利範圍第1項之深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，除上述成分組成以外，以質量%計更含有合計0.5%以下之Mo、Cr、V之1種或2種以上。
3. 如申請專利範圍第1或2項之深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中， 除上述成分組成以外，以質量%計更含有Cu：0.3%以下、Ni：0.3%以下之1種或2種。
4. 如申請專利範圍第1至3項中任一項之深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，除上述成分組成以外，以質量%計更含有Sn：0.20%以下、Sb：0.20%以下之1種或2種。
5. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板，其中，除上述成分組成以外，以質量%計進而包含Ta：0.01~0.10%，且代替上述C*，下述C*為滿足0.005<C*≦0.020而含有，此處，以C*=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}表示，C、Nb、Ta、Ti、N、S分別表示鋼中之各元素之含量(質量%)。
6. 一種深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其特徵在於，於將具有申請專利範圍第1至5項中任一項之成分組成之鋼進行熱軋、冷軋後，以未達3℃/s之平均加熱速度加熱700~800℃之溫度區，以800~950℃之退火溫度進行退火，自上述退火溫度起以3~15℃/s之平均冷卻速度冷卻，浸漬於鍍鋅浴中實施熔融鍍鋅，於上述熔融鍍鋅後，以5~100℃/s之平均冷卻速度冷卻，或者於上述熔融鍍鋅後，進而實施鍍鋅之合金化處理，於上述合金化處理 後，以5~100℃/s之平均冷卻速度冷卻。
7. 如申請專利範圍第6項之深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其中，於上述熱軋之精軋結束後，在3秒以內開始冷卻，以40℃/s以上之平均冷卻速度冷卻至720℃為止，以超過600℃且700℃以下之捲取溫度捲取，且將上述冷軋之軋壓率設為50%以上。