本发明涉及热浸镀锌钢板(galvanized steel sheet)的制造方法。特别涉及针对汽车部件用途的应用优选的、涂镀表面外观优良且材质的退火温度依赖性小的高强度热浸镀锌钢板的制造方法。
背景技术：
近几年，从地球环境保护的观点考虑，为了限制CO2的排出量，要求汽车的油耗改善。此外，为了碰撞时确保乘客的安全，还要求以汽车车身的碰撞特性(crashworthiness of the automobiles)为中心的安全性提高。因此，汽车车身的轻型化以及汽车车身的强化积极推进。
为了同时满足汽车车身的轻型化与强化，可以说使部件材料高强度化，并且在刚性(rigidity)不成为问题的范围内减小板厚带来的轻型化有效。最近，高强度钢板被积极地使用在汽车部件，应用于汽车的构造部件、加强部件的钢板的拉伸强度(TS：Tensile Strength)达到980MPa以上，而且也能够应用TS为1180MPa以上的钢板。对于钢板的高强度化，组织强化的利用有效。特别是对于由软质的铁素体与硬质的马氏体构成的复合组织钢板(multi phase steel sheet：多相钢板)而言，一般具有延性良好且优良的强度-延性平衡，在高强度化的钢板之中，冲压成型性比较良好。然而，对于这样的复合组织钢板而言，相对于在通常的连续退火生产线中的制造时产生的退火温度等的条件变化，拉伸强度(TS)等的材质变动大，在卷材长度方向即收卷成卷材形状的钢板的长度方向上，材质容易变动。由于该材质变动(deviation of mechanical properties：机械性能偏差)，导致在汽车的连续冲压生产线中难以稳定地进行冲压成型，担心作业性大幅度降低。另外，随着钢板的高强度化，对高强度化有效的固溶元素即Si的添加量、用于确保高强度化所需要的马氏体量的C、Mn等的添加量增大，但Si、Mn是比Fe容易氧化的易氧化性元素，因此在对含有大量Si、Mn的钢板实施热浸镀锌处理的情况下，涂镀性(zinc coatability and surface appearance quality：镀锌性与表面外观质量)的确保成为课题。即钢中所包含的Si、Mn在一般的退火炉中使用的非氧化性环境气体中或还原环境气体中也被选择性氧化(selective oxidation)，因此在表面富集并形成氧化物，使涂镀处理时熔融锌向钢板的浸润性降低，担心产生不涂镀(coating defect)的可能性。
与此相对地，在专利文献1中，提出如下方法：预先在氧化性环境气体中加热钢板，由此以规定以上的氧化速度在表面迅速地生成Fe氧化膜，以此阻止钢板表面中的Si、Mn等添加元素的氧化，然后在规定环境气体中退火并还原Fe氧化膜，由此改善与熔融锌的浸润性，以此改善热浸镀锌的紧贴性。另外，在专利文献2中，提出如下方法：退火后对钢板进行酸洗(pickling)，从而除去富集在表面的Si、Mn等易氧化性元素的表面富集物，然后，再次退火来进行热浸镀锌。
专利文献1：日本特开平4-202630号公报
专利文献2：日本特开2000-290730号公报
然而，在专利文献1的技术中，在钢板的氧化量多的情况下，存在氧化铁附着在炉内辊、在钢板产生按压瑕疵(pressing flaw)之类的问题产生的情况。另外，虽然专利文献2中记载有590MPa级的强度等级的钢板，但不存在与TS为780MPa以上的高强度钢板相关的记载，未看到与成为冲压成型性的指标的延伸特性、材质变动相关的记载。
另外，高强度钢板为了高强度化而包含有大量的各种合金元素，因而因在通常的连续退火生产线产生的退火条件的变动导致钢板中的马氏体量等变动，在卷材内即收卷成卷材形状的钢板内，特别是在卷材长度方向上，强度、延伸等材质的偏差容易变大。若材质的偏差大，则在汽车的连续冲压生产线中，难以稳定地进行冲压成型，作业性大幅度降低。因此，为了使卷材长度方向的材质均匀性良好，追求即便退火条件变动、材质变动也小即材质的退火温度依赖性小的热浸镀锌钢板的制造方法。
技术实现要素：
本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供使用含有实现TS≥1180MPa的高强度化所需要的C、Si、Mn等的钢，且涂镀表面外观优良、材质的退火温度依赖性小的热浸镀锌钢板的制造方法。
本发明人们在开发应用于汽车的构造部件的高强度钢板时，针对各种薄钢板，对影响高强度化、材质的退火温度依赖性以及涂镀表面外观的各种重要因素进行了深入研究。其结果是，发现：在对以质量％计含有C：0.120％以上0.180％以下、Si：0.01％以上1.00％以下、Mn：2.20％以上3.50％以下的钢坯进行热轧形成热轧钢板、进而对该热轧钢板进行冷轧形成冷轧钢板、接着对该冷轧钢板进行一次退火、酸洗、接着实施二次退火从而形成热浸镀锌钢板时，在规定的热处理条件下进行一次退火，使一次退火后的钢板的钢组织形成为铁素体相的面积率为10％以上60％以下、马氏体、贝氏体、残留奥氏体的合计面积率为40％以上90％以下的钢组织，而且在规定条件下进行包括热浸镀锌处理在内的二次退火，由此获得具有包含以面积率计10％以上60％以下的铁素体与以面积率计40％以上90％以下的马氏体的钢组织、且表面外观优良、材质的退火温度依赖性小的高强度热浸镀锌钢板。
本发明是根据上述发现而完成的，其宗旨如下所述。
[1]一种高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其中，对以质量％计含有C：0.120％以上0.180％以下、Si：0.01％以上1.00％以下、Mn：2.20％以上3.50％以下、P：0.001％以上0.050％以下、S：0.010％以下、sol.Al：0.005％以上0.100％以下、N：0.0001％以上0.0060％以下、Nb：0.010％以上0.100％以下、Ti：0.010％以上0.100％以下且其余部分由铁以及不可避免的杂质构成的钢坯进行热轧形成热轧钢板，进而对该热轧钢板进行冷轧形成冷轧钢板，接着对该冷轧钢板进行一次退火、酸洗，接着实施二次退火来形成热浸镀锌钢板，在所述高强度热浸镀锌钢板的制造方法中，在上述一次退火中，使从700℃到退火温度的温度范围的平均加热速度为1℃/秒以下，以该加热速度加热至780～850℃的退火温度区的退火温度，在780～850℃的退火温度区保持10～500秒之后，使从上述退火温度至500℃以下的冷却停止温度为止的平均冷却速度为5℃/秒以上，以该冷却速度进行冷却，由此形成具有铁素体的面积率为10％以上60％以下、马氏体、贝氏体、残留奥氏体的合计面积率为40％以上90％以下的钢组织的钢板，在上述酸洗中，将钢板的酸洗减量以Fe换算计为0.05～5g/m2，在上述二次退火中，加热至750～850℃的退火温度区的退火温度，在750～850℃的退火温度区保持10～500秒之后，从上述退火温度起以1～15℃/秒的平均冷却速度进行冷却，实施浸渍于镀锌浴的热浸镀锌处理，在上述热浸镀锌处理后，以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却至150℃以下，形成具有包含以面积率计10％以上60％以下的铁素体与以面积率计40％以上90％以下的马氏体的钢组织的钢板。
[2]在上述[1]所记载的高强度热浸镀锌钢板的制造方法的基础上，在上述热浸镀锌处理后、以5～100℃/秒的平均冷却速度进行冷却之前，还实施镀锌钢板的合金化处理。
[3]在上述[1]或[2]所记载的高强度热浸镀锌钢板的制造方法的基础上，上述钢坯除含有上述成分组成之外，还含有从以质量％计为Mo：0.05％以上1.00％以下、V：0.02％以上0.50％以下、Cr：0.05％以上1.00％以下、B：0.0001％以上0.0030％以下的组成中选择的1种以上的成分。
[4]在上述[1]～[3]中任一项所述的高强度热浸镀锌钢板的制造方法的基础上，在上述热轧中，在热轧的精轧结束后，在3秒以内开始冷却，在热精轧温度～(热精轧温度－100℃)的温度区以平均冷却速度：5～200℃/秒进行冷却，使收卷温度为450～650℃进行收卷，在上述冷轧中，以压下率为40％以上进行冷轧。
此外，在本发明中，热浸镀锌钢板包括未实施合金化处理的热浸镀锌钢板、以及实施了合金化处理的热浸镀锌钢板亦即合金化热浸镀锌钢板(galvannealed steel sheet)。
根据本发明，能够获得拉伸强度(TS)为1180MPa以上的高强度、表面外观优良且材质的退火温度依赖性小的高强度热浸镀锌钢板。因此，在将本发明的高强度热浸镀锌钢板应用于汽车车身的骨架部件的情况下，能够极有助于碰撞安全性的提高、轻型化，而且材质的退火温度依赖性小，因此卷材内的材质均匀性高，还能够期待冲压成型时的作业性的提高。
具体实施方式
以下，对本发明详细地进行说明。
为了获得拉伸强度(TS)为1180MPa以上的高强度钢板，在由铁素体与马氏体构成的复合组织钢板中，需要添加大量的用于强化铁素体的Si、用于提高马氏体的面积率的C、Mn。然而，Si、Mn是比Fe容易氧化的易氧化性元素，因此在含有大量的Si、Mn的热浸镀锌钢板的制造中，担心涂镀性的降低。另外，TS为1180MPa以上的高强度复合组织钢板因在通常的连续退火生产线产生的退火条件的变动导致钢板中的马氏体量等容易变动，因而在卷材内，特别是在卷材长度方向上，强度、延伸等材质变动容易变大。在该情况下，在汽车的连续冲压生产线中，难以稳定地进行冲压成型，担心作业性大幅度降低。
因此，根据本发明人们进行深入研究的结果，新发现通过适当地控制一次退火后的组织，酸洗后进行二次退火，并在该二次退火中进行热浸镀锌处理，能够获得TS为1180MPa以上且材质的退火温度依赖性小的高强度热浸镀锌钢板。另外，还发现通过积极地添加使再结晶温度上升的Nb、Ti，且适当地控制一次退火时的加热速度，能够利用未再结晶组织的应变效应促进一次退火中的Si、Mn的扩散，形成表面氧化物，并且在钢板表层形成Si、Mn的缺乏层。因此，若通过一次退火后的酸洗仅除去表面氧化物，则在之后的二次退火中能够利用钢板表层的Si、Mn缺乏层来抑制钢中的Si、Mn的再次表面富集，能够获得表面外观优良的高强度热浸镀锌钢板。并且，还发现：通过Nb、Ti添加所产生的再结晶温度控制与一次退火时的加热速度控制，在一次退火中再结晶与α-γ相变同时进行，使以铁素体以及马氏体为主体的硬质相的颗粒直径微细化，因此即便在酸洗、二次(最终)退火后也能够维持微小组织，结果发现能够提高延伸凸缘性(stretch flange formability)，完成本发明。
接下来，对本发明具体地进行说明。
首先，对本发明的钢的成分组成进行说明。此外，以下，成分组成所涉及的“％”表达是指质量％。
C：0.120％以上0.180％以下
C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之类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。为了获得上述效果，需要C量为0.120％以上。另一方面，若C量超过0.180％，则不仅存在点焊部的韧性降低、焊接特性降低的情况，而且处于因马氏体的增加而导致钢板硬质化、加工性也显著降低的趋势。因此，C量为0.180％以下。综上，C量为0.120％以上0.180％以下。优选地，C量为0.120％以上0.150％以下。
Si：0.01％以上1.00％以下
Si是主要通过固溶强化(solid solution strengthening)而有助于高强度化的元素，且是延性的降低相对于强度上升比较少、不仅有助于强度的提高、而且有助于强度与延性的平衡的提高的元素。另外，Si具有放大退火时的两相区的效果，还具有缩小材质的退火温度依赖性的效果。为了获得上述效果，需要含有0.01％以上的Si。另一方面，若Si量超若1.00％，则容易在钢板表面形成Si类氧化物，存在成为不涂镀的原因的情况。因此，Si量为1.00％以下。综上，Si量为0.01％以上1.00％以下。优选地Si量为0.01％以上0.50％以下。
Mn：2.20％以上3.50％以下
Mn是通过固溶强化以及马氏体的形成而有助于高强度化的元素，为了获得该效果，需要含有2.20％以上。另一方面，若Mn量超过3.50％，则引起原料成本上升，并且因Mn的偏析等而成为相变点在局部不同的组织，作为结果，容易成为铁素体相与马氏体相带状地存在的不均匀的组织，存在加工性降低的情况。另外，Mn作为氧化物富集在钢板表面，存在成为不涂镀的原因的情况。并且，存在点焊部的韧性降低、焊接特性降低的情况。因此，Mn量为3.50％以下。综上，Mn量为2.20％以上3.50％以下。从稳定地确保TS≥1180MPa的观点考虑，优选Mn量为2.50％以上。
P：0.001％以上0.050％以下
P是通过固溶强化而对钢板的高强度化有效的元素。然而，在P量不足0.001％下，不仅该效果不出现，而且还存在制钢工序中导致脱磷(dephosphorization)成本上升的情况，因此P量为0.001％以上。另一方面，若P量超过0.050％，则焊接性显著恶化。因此，P量为0.050％以下。综上，P量为0.001％以上0.050％以下。优选地，P量为0.001％以上0.030％以下，更优选地，P量为0.001％以上0.020％以下。
S：0.010％以下
S除成为引起热脆性的原因之外，还作为硫化物类夹杂物存在于钢中，是使钢板的加工性降低的有害元素。因此，优选S量尽量减少，在本发明中，S量的上限为0.010％。优选地，S量为0.008％以下。下限不特别设定，但极低S化会导致制钢成本上升，因此优选为0.0001％以上。
sol.Al：0.005％以上0.100％以下
Al是作为脱氧剂而含有的元素，而且具有固溶强化能力，因此对高强度化有效地作用。然而，在作为sol.Al的Al量不足0.005％下，无法获得上述效果。因此，作为sol.Al的Al量为0.005％以上。另一方面，若作为sol.Al的Al量超过0.100％，则导致原料成本上升，并且还成为引发钢板的表面缺陷的原因。因此，作为sol.Al的Al量为0.100％以下。综上，作为sol.Al的Al量为0.005％以上0.100％以下。
N：0.0001％以上0.0060％以下
若N量超若0.0060％，则因钢中生成过量的氮化物，存在如下情况：除延性、韧性的降低之外，还导致钢板的表面性状的恶化，因此N量为0.0060％以下。另一方面，从铁素体的净化带来的延性提高的观点考虑，优选N量少，但制钢上的成本增大，因此下限为0.0001％。综上，N量为0.0001％以上0.0060％以下。
Nb：0.010％以上0.100％以下
Nb通过与C、N形成碳化物、碳氮化物而有助于高强度化。另外，Nb具有微细化热轧钢板组织的作用，而且再结晶时抑制结晶粒的粗大化，均匀地微细化铁素体以及马氏体，有助于延伸凸缘性的提高以及材质的退火温度依赖性的减少。并且，Nb使再结晶温度上升，因此能够将未再结晶组织维持至Si、Mn的扩散容易的高温区，通过适当地控制一次退火时的加热速度，能够借助未再结晶组织的应变带来的扩散促进效果形成Si、Mn的表面氧化物，并且在钢板表层形成Si、Mn的缺乏层。接着，在通过一次退火后的酸洗除去Si、Mn的表面氧化物之后，进行二次退火，由此借助钢板表层的Si、Mn的缺乏层带来的钢中Si、Mn的再次表面富集的抑制效果，涂镀性提高。并且，通过Nb添加带来的再结晶温度控制与一次退火时的加热速度控制，再结晶与α-γ相变同时进行，将以铁素体以及马氏体为主体的硬质相的颗粒直径微细化，因此即便在酸洗、二次(最终)退火后也能够维持微小组织，其结果是，有助于延伸凸缘性的提高。为了获得这样的效果，Nb量为0.010％以上。优选地，Nb量为0.030％以上。另一方面，若Nb量超过0.100％而过量含有，则使热轧时的负荷增大，另外，冷轧时的变形阻力提高，稳定的实机制造变困难。另外，使铁素体的延性降低，加工性显著降低。因此，Nb量为0.100％以下。综上，Nb量为0.010％以上0.100％以下。优选地，Nb量为0.030％以上0.100％以下。
Ti：0.010％以上0.100％以下
Ti与Nb相同，通过与C、N形成碳化物、碳氮化物而有助于高强度化。另外，Ti具有微细化热轧钢板组织的作用，而且再结晶时抑制结晶粒的粗大化，均匀地微细化铁素体以及马氏体，有助于延伸凸缘性的提高以及材质的退火温度依赖性的减少。并且，Ti与Nb相同，使再结晶温度上升，因此使未再结晶组织残存至Si、Mn的扩散容易的高温区，从而在一次退火加热中促进Si、Mn的扩散，能够形成Si、Mn的表面氧化物，并且在钢板表层形成Si、Mn的缺乏层。借助该钢板表层的Si、Mn缺乏层的效果，有助于酸洗以及二次退火后的钢板的涂镀性的提高。并且，通过Ti添加带来的再结晶温度控制与一次退火时的加热速度控制，再结晶与α-γ相变同时进行，将以铁素体以及马氏体为主体的硬质相的颗粒直径微细化，因此即便在酸洗、二次(最终)退火后也能够维持微小组织，其结果是，有助于延伸凸缘性的提高。
为了获得这样的效果，Ti量为0.010％以上。优选地，Ti量为0.030％以上。另一方面，若Ti量超过0.100％，则不仅该效果饱和，而且会在铁素体中过量析出，使铁素体的延性降低。因此，Ti量为0.100％以下。综上，Ti量为0.010％以上0.100％以下。优选地，Ti量为0.030％以上0.100％以下。
优选本发明的高强度钢板除满足上述成分组成之外，所含的C、Nb、Ti、N以及S还满足下述(1)式。
(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)≤0.12···(1)
其中，Ti*＝Ti－(48/14)N－(48/32)S。另外，求该Ti*的式以及上述(1)式中的C、Nb、Ti、N、S分别表示钢中的各元素的含有量(质量％)。
这里，(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)是Ti、Nb相对于C的原子比，若该值超过0.12，则NbC、TiC的析出量增加，因此铁素体的变形能力降低，存在钢板的延性降低的情况，并且热轧的轧制负荷增加，存在阻碍制造稳定性的情况。因此，如上述(1)式所示，(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)优选为0.12以下，更优选为0.08以下。
在本发明中，除上述必须添加元素之外，还能够含有选自Mo、V、Cr、B的1种以上的元素。
选自Mo：0.05％以上1.00％以下、V：0.02％以上0.50％以下、Cr：0.05％以上1.00％以下、B：0.0001％以上0.0030％以下的1种以上
Mo以及Cr是通过提高淬火性、生成马氏体而有助于高强度化的元素，能够根据需要而含有。为了体现这样的效果，上述元素分别能够含有0.05％以上。另一方面，若Mo、Cr的含有量分别超过1.00％，则不仅上述效果饱和，而且会导致原料成本增加，因此上述含有量分别为1.00％以下。
V与Nb、Ti相同，通过形成微小的碳氮化物而有助于高强度化，因此能够根据需要含有。为了体现这样的效果，优选含有0.02％以上。另一方面，若V量超过0.50％，则不仅上述效果饱和，而且会导致原料成本增加，因此V的含有量为0.50％以下。
B与Mo、Cr相同，提高淬火性，抑制在退火冷却过程发生的铁素体的生成，通过生成马氏体而有助于高强度化。为了获得这样的效果，B能够含有0.0001％以上。另一方面，若B的含有量超过0.0030％，则上述效果饱和，因此B的含有量为0.0030％以下。
上述成分以外的其余部分由Fe以及不可避免的杂质构成。其中，只要在不损害本发明的效果的范围内，能够适当地含有以下元素。
Cu在热轧时引起破裂，是成为表面瑕疵的产生原因的有害元素。然而，在本发明中，Cu对钢板特性的负面影响小，因此若为0.30％以下的含有量则能够允许。由此，能够使用废铁等，实现回收原料的利用，因此能够实现原料成本减少。
Ni与Cu相同，对钢板特性造成的影响小，但具有防止因含有Cu而引起的表面瑕疵的产生的效果。上述效果通过使Ni含有Cu含有量的1/2以上来体现。然而，若Ni的含有量过量，则助长氧化皮的不均匀生成引起的其他表面缺陷的产生，因此在含有Ni的情况下，其含有量的上限为0.30％。
Ca具有通过MnS等硫化物的形状控制提高延性的效果，但即便大量地含有，其效果也处于饱和的趋势。因此，在含有Ca的情况下，为0.0001％以上0.0020％以下。
并且，具有控制硫化物类夹杂物的形态的作用并由此而有助于加工性的提高的REM、或具有使钢板表面的结晶整粒化的作用的Sn、Sb分别能够按照0.0001～0.020％的范围含有。
除此之外，优选形成析出物的Zr、Mg等的含有量尽量少，不需要积极地添加，不足0.020％，更优选地，为不足0.002％。
存在上述Cu、Ni、Ca、REM、Sn、Sb、Zr以及Mg作为不可避免的杂质而包含在本发明的钢板的情况。
在本发明中，依次实施如下工序来形成热浸镀锌钢板：热轧工序，即熔炼调整为上述成分组成的范围的钢而形成钢坯，对钢坯进行热轧来形成热轧钢板；冷轧工序，即对该热轧钢板进行冷轧来形成冷轧钢板；一次退火工序，即对该冷轧钢板进行一次退火；酸洗工序，即对一次退火后的冷轧钢板进行酸洗；以及二次退火工序，即对酸洗后的冷轧钢板实施二次退火(最终退火)。在本发明中，在上述一次退火工序的一次退火中，将从700℃到退火温度的温度范围的平均加热速度形成为1℃/秒以下，以此加热速度加热至780～850℃的退火温度区的退火温度，在780～850℃的退火温度区保持10～500秒之后，将从上述退火温度到500℃以下的冷却停止温度的平均冷却速度形成为5℃/秒以上，以此冷却速度进行冷却，从而形成具有铁素体的面积率为10％以上60％以下、马氏体、贝氏体、残留奥氏体的合计面积率为40％以上90％以下的钢组织的钢板，在上述二次退火工序的二次退火中，在750～850℃的退火温度区保持10～500秒之后，从上述退火温度区的退火温度起以1～15℃/秒的平均冷却速度进行冷却，实施浸渍于镀锌浴的热浸镀锌处理，在上述热浸镀锌处理后，以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却至150℃以下，形成具有含有面积率为10％以上60％以下的铁素体与面积率为40％以上90％以下的马氏体的钢组织的钢板。
首先，对上述的本发明中重要的要件即一次退火后的钢板的钢组织、二次退火后的钢板的钢组织进行说明。
(一次退火后的钢板的钢组织)
在本发明中，为了减少二次(最终)退火时的材质的退火温度依赖性，需要使一次退火后的钢板的钢组织形成为铁素体的面积率为10％以上60％以下、马氏体、贝氏体、残留奥氏体的合计面积率为40％以上90％以下的钢组织。
马氏体、贝氏体、残留奥氏体的合计面积率：40％以上90％以下
为了获得本发明的退火温度依赖性小的高强度钢板，一次退火后的钢板的钢组织的马氏体、贝氏体、残留奥氏体的合计面积率是重要因素之一。即，对一次退火后确认到的马氏体、贝氏体、残留奥氏体而言，一次退火时的均热中C、Mn等元素富集的奥氏体是均热后的冷却中相变或保持未相变而残存的组织，是C、Mn的浓度高的区域。上述那样的C、Mn富集的区域使二次退火时的铁素体-奥氏体相变点降低，因此放大两相区(铁素体与奥氏体共存的温度区)。其结果是，二次退火中在750～850℃的温度范围退火时的马氏体面积率的变动小，材质的变动也小。一般地，一次退火后的马氏体、贝氏体、残留奥氏体的合计面积率与二次(最终)退火后的马氏体面积率相关，因此从二次(最终)退火后满足TS≥1180MPa的观点考虑，一次退火后的马氏体、贝氏体、残留奥氏体的合计面积率为40％以上。另一方面，一次退火后的马氏体、贝氏体、残留奥氏体即退火均热中的奥氏体相与铁素体相相比，Si、Mn的扩散速度慢，因此若该合计面积率超过90％，则Si、Mn的表面氧化物的形成以及钢板表层的Si、Mn缺乏层的形成不充分，存在使涂镀性降低的情况。因此，一次退火后的马氏体、贝氏体、残留奥氏体的合计面积率为90％以下，优选地为70％以下。
铁素体的面积率为10％以上60％以下
在一次退火时的均热中或之后的冷却中生成的铁素体相使奥氏体相富集C、Mn，形成上述那样的C、Mn富集的区域(C、Mn的富集部)。这样的C、Mn的富集部使二次退火时的铁素体-奥氏体相变点降低，在二次退火中，能够缩小750～850℃的温度范围内退火时马氏体面积率的变动，材质变动也小。为了稳定地获得这样的效果，一次退火后的铁素体的面积率为10％以上。另一方面，若一次退火后的铁素体的面积率超过60％，则阻碍二次退火后的所希望的马氏体量的确保，难以稳定地获得TS≥1180MPa。因此，一次退火后的铁素体的面积率为60％以下。
此外，在本发明中，如上所述，积极地添加使再结晶温度上升的Nb、Ti，并且适当地控制一次退火时的加热速度，从而一次退火中的Si、Mn的扩散因未再结晶组织的应变效应而促进，能够形成表面氧化物并且在钢板表层形成Si、Mn的缺乏层。在本发明中，优选通过在规定条件下进行一次退火而获得的一次退火后的钢板表层的Si、Mn的缺乏层(Si、Mn的元素浓度为钢中元素浓度的3/4以下的区域)为从钢板表层起2μm以上。
在需要添加大量的Si、Mn的高强度钢板中，为了获得良好的涂镀外观，一次退火后的钢板表层的Si、Mn的缺乏层为重要因素之一。即，钢中所包含的Si、Mn在一般的退火炉使用的非氧化性环境气体中或还原环境气体中也被选择性氧化，在表面富集并形成氧化物，使涂镀处理时与熔融锌的浸润性降低，产生不涂镀。然而，在一次退火后的钢板表层形成Si、Mn的缺乏层，从而在二次退火中能够借助钢板表层的Si、Mn缺乏层抑制钢中的Si、Mn的再次表面富集，获得良好的涂镀外观。该效果在Si、Mn的元素浓度为钢中元素浓度的3/4以下的区域(以下，定义为Si、Mn的缺乏层)相距钢板表层的深度为2μm以上的情况下更为显著。因此，优选Si以及Mn的缺乏层相距表层为2μm以上。另外，从防止TS的过度降低的观点考虑，优选Si以及Mn的缺乏层相距表层为50μm以下。此外，Si以及Mn的缺乏层根据通过辉光放电发射光谱法(GDS)测定的深度方向的浓度分布读取Si以及Mn的元素浓度分别为钢中元素浓度的3/4以下的区域，将该深度作为指标。
(二次退火后的钢板的钢组织)
铁素体的面积率：10％以上60％以下
铁素体相在确保延性方面是重要因素，在以面积率计不足10％的情况下，难以确保延性，存在加工性降低的情况。因此，从延性确保的观点考虑，二次退火后的钢板的钢组织的铁素体的面积率为10％以上，优选地为20％以上。另一方面，若二次退火后的钢板的钢组织的铁素体的面积率超过60％，则难以确保TS≥1180MPa。因此，二次退火后的钢板的钢组织的铁素体的面积率为60％以下，优选地为50％以下。
此外，在铁素体的平均结晶颗粒直径微小的情况下，有助于从铁素体晶界逆相变而生成的马氏体的微细化，有助于延伸凸缘性的提高。因此，二次退火后的钢板的钢组织的铁素体的平均结晶颗粒直径优选为10μm以下，更优选为5μm以下。
马氏体的面积率：40％以上90％以下
马氏体是确保本发明的钢板的强度所需要的硬质相。在马氏体的面积率不足40％的情况下，钢板强度降低，存在难以确保TS≥1180MPa的情况。因此，二次退火后的钢板的钢组织的马氏体的面积率为40％以上，优选地为50％以上。另一方面，若马氏体的面积率超过90％，则硬质相过量，存在难以确保加工性的情况。因此，二次退火后的钢板的钢组织的马氏体的面积率为90％以下，优选地为70％以下。
此外，在马氏体的平均结晶颗粒直径超过5μm的情况下，容易在软质的铁素体与硬质的马氏体的界面产生空隙，存在延伸凸缘性、局部延性降低的情况。与此相对地，通过使马氏体的平均结晶颗粒直径为5μm以下，能够抑制铁素体与马氏体的界面的空隙的生成，抑制延伸凸缘性的降低。因此二次退火后的钢板的钢组织的马氏体的平均结晶颗粒直径优选为5μm以下，更优选为2μm以下。
另外，在本发明的二次退火后的钢板中，作为除铁素体与马氏体以外的其余部分组织，存在包含珠光体、贝氏体、残留奥氏体以及碳化物等的情况，只要它们以合计面积率计为10％以下则能够允许。
此外，上述面积率能够在研磨钢板的L剖面(与轧制方向平行的垂直剖面)后利用硝酸酒精(nital)进行腐蚀，利用SEM(扫描式电子显微镜)以2000倍的倍率在5个视场中观察并对拍摄到组织照片进行图像分析来求出。详细内容在实施例中叙述，但组织照片中，铁素体为稍黑的对比度的区域，珠光体为碳化物片状(lamellar shape)地生成的区域，贝氏体为碳化物点列状地生成的区域，马氏体以及残留奥氏体(残留γ)为带有白的对比度的粒子。另外，铁素体以及马氏体的平均颗粒直径依据JISG0522的规定，通过切断法进行了测定。
另外，作为具有上述钢组织的二次退火的钢板的高强度热浸镀锌钢板具有以下的1)～3)的特性。
1)TS≥1180MPa
近几年，强烈要求确保汽车车身的轻型化以及车辆碰撞时的乘客安全性，为了响应上述要求，需要使成为汽车车身的材料的钢板高强度化。对于由本发明获得的高强度热浸镀锌钢板而言，TS≥1180MPa，能够实现这样的高强度化。
2)退火温度变动40℃时的TS变动量(ΔTS)≤50MPa
通常，在由连续退火生产线的制造中，退火温度在卷材内约变动40℃(±20℃)。在评价相对于该退火温度变化的材质的变动量时，从退火温度的中值与产生±20℃的退火温度变动的位置的共3处采集以相对于轧制方向呈90°的方向(C方向)为拉伸方向的JIS5号拉伸试验片(JISZ2201)，进行依据JISZ2241的规定的拉伸试验，对TS变动量即TS的最大值与最小值的差(ΔTS＝TSmax－TSmin)进行了评价。在本发明中，能够获得ΔTS≤50MPa之类的材质的退火温度依赖性小的钢板。
3)表面外观
通过目视观察评价热浸镀锌后的外观，不涂镀完全不存在的情况为○，产生不涂镀的情况为×，另外，对于合金化后的外观而言，看到合金化不均的情况为×，不存在合金化不均而获得均匀的外观的情况为○，在目视观察评价的情况下，在根据本发明获得的高强度热浸镀锌钢板中，涂镀后以及合金化后均获得○的评价。
接下来，对本发明的制造条件详细地进行说明。
在本发明的制造方法中使用的钢坯为了防止成分的宏观偏析而优选通过连铸法进行制造，但也可以通过铸锭法、薄坯铸造法进行制造。另外，在制造完钢坯之后，除暂时冷却至室温，然后再次加热的现有法之外，毫无疑问，还可以应用不冷却而直接以温片的状态装入加热炉进行热轧的方法(直送轧制)、进行稍微的保温之后立即进行热轧的方法(直送轧制·直接轧制)、或者直接以高温状态装入加热炉而省略再加热的步骤的方法(温片装入)等节能工艺。另外，由于下述理由，供热轧的钢坯优选坯料加热温度为1150～1300℃。
坯料加热温度：1150℃以上1300℃以下
在钢坯的加热阶段存在的析出物在最终获得的钢板内作为粗大的析出物而存在，于强度无益，因此需要使铸造时析出的Ti、Nb类析出物再溶解足够的量。另外，从对坯料表面的气泡、偏析等缺陷进行氧化皮脱落来减少钢板表面的龟裂、凹凸从而实现平滑的钢板表面的观点考虑，加热至1150℃以上也是有效的。因此，优选坯料加热温度为1150℃以上。另一方面，若坯料加热温度超过1300℃，则引起奥氏体粒的粗大化，最终组织粗大化(coarsening)，存在使延伸凸缘性降低的情况。因此，优选坯料加热温度为1300℃以下。
(热轧工序)
对通过上述获得的钢坯实施包括粗轧以及精轧在内的热轧。首先，钢坯通过粗轧成为板坯。此外，粗轧的条件不需要特别规定，能够根据常用方法进行。另外，从防止表面温度降低的热轧时的故障的观点考虑，利用加热板坯的板坯加热器是有效的方法。
在本发明的制造方法中，虽未特别限定，但由于下述的理由，优选以精轧的最终道次的压下率：10％以上、最终道次的前道次的压下率：18％以上、精轧温度：850～950℃的方式进行热轧。
精轧的最终道次的压下率：10％以上，最终道次的前道次的压下率：18％以上
本发明的添加了Nb、Ti的钢抑制热轧时的奥氏体的再结晶。因此，在精轧的最终道次的压下率不足10％的情况下，热精轧后从未再结晶的奥氏体进行铁素体相变的比例增多，热轧板组织容易粗细晶共存(duplex grain microstructure：双向晶粒显微组织)。其结果是，冷轧、退火后的钢板组织受到热轧板组织的影响而成为不均匀的组织，存在导致材质偏差的增大、加工性的降低的情况。另外，在精轧的最终道次的压下率为10％以上的条件下，具有使热轧板组织微细化的效果，在之后的冷轧以及退火后也维持微小组织，因此有助于二次(最终)退火后的铁素体颗粒直径以及马氏体颗粒直径的微细化，对延伸凸缘性的提高有效地作用。因此，最终道次的压下率优选为10％以上，更优选为13％以上。
并且，除上述最终道次的压下率控制之外，还将最终道次的前道次的压下率控制为适当范围。即，通过使该最终道次的前道次的压下率为18％以上，由此应变累积效应提高，进一步促进奥氏体的再结晶，消除热轧板组织的不均匀性，材质偏差减少。另外，在精轧的最终道次的前道次的压下率为18％以上的情况下，具有使热轧板组织微细化的效果，在之后的冷轧以及退火后也维持微小组织，因此有助于二次(最终)退火后的铁素体颗粒直径以及马氏体颗粒直径的微细化，对延伸凸缘性的提高有效地作用。另一方面，在最终道次的前道次的压下率不足18％的情况下，存在无法获得奥氏体的再结晶促进效果、微细化效果的情况。因此，最终道次的前道次的压下率优选为18％以上，更优选为20％以上。
此外，若上述最终道次以及最终道次的前道次这两道次的压下率增大则轧制负荷上升，因此优选上述道次的压下率均不足40％。
精轧温度：850～950℃
在精轧温度不足850℃的情况下，组织不均匀，加工性(延性、延伸凸缘性)的降低显著。另一方面，若精轧温度超过950℃，则氧化物(氧化皮)的生成量急剧增大，基体金属与氧化物的界面粗糙，能够看出酸洗、冷轧后的表面品质恶化的趋势。另外，结晶颗粒直径过度粗大，存在加工时产生冲压表面的粗糙(orange peel like surface defect：橘皮状表面缺陷)的情况。因此，优选精轧温度为850～950℃。
对于上述热轧结束后的热轧钢板(以下，也称为热轧板)而言，从组织的进一步微细化带来的延伸凸缘性的提高以及减少材质的退火温度依赖性的观点考虑，优选在精轧结束后，在3秒以内开始冷却，在精轧温度～(精轧温度－100℃)的温度区以5～200℃/秒的平均冷却速度进行冷却，在450～650℃的温度下收卷为卷材形状。
在精轧结束后3秒以内开始冷却
在精轧结束后到开始冷却的时间超过3秒的情况下，铁素体析出，热轧板组织容易成为铁素体与珠光体形成为层状的带组织(banded structure)。这样的层状组织处于在钢板内产生成分的浓度不均的状态，因此在冷轧退火后容易成为不均匀的组织，难以实现组织的均匀微细化。因此，存在延伸凸缘性等加工性的降低、相对于退火温度的TS变动量增大的情况。因此，优选精轧结束后到开始冷却的时间为3秒以内。
精轧温度～(精轧温度－100℃)的平均冷却速度：5～200℃/秒
在精轧之后的高温区亦即精轧温度～(精轧温度－100℃)的温度区的冷却速度不足5℃/秒的情况下，铁素体粗大地析出，热轧板组织容易粗大化，并且容易成为铁素体与珠光体形成为层状的带组织。这样的带状组织处于在钢板内产生成分的浓度不均的状态，因此冷轧退火后容易成为不均匀的组织，难以实现组织的均匀微细化。因此，存在延伸凸缘性等加工性、材质的退火温度依赖性变大的情况。另一方面，即便该平均冷却速度超过200℃/秒，效果也饱和，因此优选精轧温度～(精轧温度－100℃)的温度区的平均冷却速度为5～200℃/秒。
收卷温度：450～650℃
收卷温度明显影响NbC的析出。在收卷温度不足450℃的情况下，NbC的析出不充分，NbC的析出在卷材内容易不均匀，存在因冷轧后的退火加热时的再结晶举动引起的组织差异导致材质的退火温度依赖性变大的情况。另外，若收卷温度超过650℃，则NbC粗大地析出，NbC的铁素体的析出强化不充分，因此存在无法获得与马氏体的硬度差减少效果带来的延伸凸缘性的改善效果的情况。因此，收卷温度优选为450℃以上650℃以下。进一步优选为500℃以上600℃以下。
(冷轧工序)
在热轧工序中，热轧获得的热轧钢板适当地进行酸洗，实施冷轧形成为冷轧钢板。酸洗不是必须的，能够适当地进行。另外，在进行酸洗的情况下，能够在通常的条件下进行。另外，在冷轧中，优选为压下率：40％以上。
冷轧的压下率：40％以上
在冷轧的压下率不足40％的情况下，退火时的加热过程的再结晶不均匀地产生，存在无法获得均匀微小的退火组织的情况。除此之外，通常形成的热轧板组织的卷材内偏差在冷轧退火后也残存，存在材质的退火温度依赖性变大的情况。因此，在卷材内，从获得更均匀微小的组织的观点考虑，优选冷轧的压下率为40％以上。此外，若压下率超过70％，则轧制时对辊的负荷也提高，存在产生通板故障的担忧，因此更优选压下率的上限为70％左右。
(一次退火工序)
从700℃到退火温度的温度范围的平均加热速度：1℃/秒以下
对冷轧后的冷轧钢板实施一次退火。在本发明中，为了在热轧钢板的阶段使TiC、NbC析出，经由冷轧工序获得的冷轧钢板的再结晶温度比较高温，退火后未再结晶组织容易残存。这样的未再结晶组织促进Si、Mn的扩散，因此容易形成Si、Mn的表面氧化物并且在钢板表层形成Si、Mn的缺乏层，其结果是，酸洗以及二次退火后能够期待涂镀性的提高。为了获得这样的效果，需要使从700℃到退火温度的温度区的平均加热速度为1℃/s以下来进行加热。此外，上述平均加热速度的下限不特别限定，但在不足0.1℃/秒下，退火炉内的通板时间增大，使制造性降低，因此优选从700℃到退火温度的温度范围的平均加热速度为0.1℃/秒以上。
加热至780～850℃的退火温度区的退火温度
在退火温度不足780℃的情况下，一次退火的冷却后无法获得规定量的马氏体、贝氏体、残留奥氏体(残留γ)量，存在难以获得退火温度依赖性小的高强度钢板的情况。另外，在一次退火后也容易残存未再结晶组织，在该未再结晶组织残存的状态下，二次退火中，Si、Mn因应变效应而容易再次表面富集，存在成为不涂镀的原因的情况。另一方面，若退火温度超过850℃，则一次退火后无法获得所希望的铁素体量，其结果是，C、Mn向奥氏体的富集不充分，存在二次退火后的马氏体量的变动引起的退火温度依赖性变大的情况。并且，还存在导致生产性的降低、能量成本增加之类的问题。因此，退火温度为780℃以上850℃以下的温度区的温度。
在780～850℃的退火温度区保持10～500秒
从促进C、Mn等元素向奥氏体的富集的观点考虑，一次退火的780～850℃的退火温度区内的保持时间优选为10秒以上，更优选为20秒以上。另一方面，若保持时间超过500秒，则存在结晶颗粒直径粗大化、强度的降低、表面性状的恶化、延伸凸缘性的降低等对钢板的诸多特性造成负面影响的担忧。保持时间优选为200秒以下。根据以上，一次退火的退火温度区亦即780～850℃的退火温度区内的保持时间为10秒以上500秒以下。
使从退火温度到500℃以下的冷却停止温度的平均冷却速度为5℃/秒以上来进行冷却
该冷却过程为了控制一次退火后的马氏体、贝氏体、珠光体、残留γ量而承担重要作用。即在平均冷却速度不足5℃/秒的情况下，冷却中生成的铁素体量过多，因此二次(最终)退火后无法获得规定的马氏体量，存在无法获得所希望的TS的情况。另外，若冷却停止温度超过500℃，则二次(最终)退火后无法获得规定的马氏体量，存在无法获得所希望的TS的情况。因此，冷却停止温度为500℃以下。因此，从退火温度到500℃以下的冷却停止温度的温度范围的平均冷却速度为5℃/秒以上。优选为10℃/秒以上。另一方面，从板形状稳定性等观点考虑，优选从退火温度到500℃以下的冷却停止温度的温度范围的平均冷却速度为100℃/秒以下。
冷却优选气体冷却，但也可以进行炉冷、水雾冷却、辊冷却、水冷，或者将它们组合来进行。
优选上述一次退火通过连续退火法进行。
通过实施上述一次退火，使一次退火后的冷轧钢板的钢组织如上所述地形成为铁素体相的面积率为10％以上60％以下、马氏体、贝氏体、残留奥氏体的合计面积率为40％以上90％以下的钢组织。
(酸洗工序)
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涂镀性显著恶化，因此为了除去Si、Mn等的表面富集物、改善涂镀性，实施酸洗。这里，酸洗能够在通常的条件下进行。此外，通过使钢板的酸洗减量以Fe换算计为0.05～5g/m2来进行酸洗，能够完全除去表面富集物，例如，利用40～90℃、浓度1～10质量％左右的酸(盐酸、硫酸、硝酸等)，通过1～20秒的酸洗处理完全除去表面富集物，因此作为一次退火后实施的酸洗的条件，优选为这样的条件。在酸洗液的浓度不足1质量％的情况下，存在酸洗减量以Fe换算计不足0.05g/m2的情况，存在基于酸洗的表面富集物的除去不充分的情况。另一方面，若酸洗液的浓度超过10质量％，则存在酸洗减量超过5g/m2的情况，并且存在产生过酸洗引起的钢板表面的粗糙的情况。另外，在酸的温度不足40℃的情况下，存在酸洗减量以Fe换算计不足0.05g/m2的情况，存在酸洗的表面富集物的除去不充分的情况。另一方面，若酸的温度超过90℃，则存在酸洗减量超过5g/m2的情况，并且存在产生过酸洗引起的钢板表面的粗糙的情况。在酸洗时间不足1秒的情况下，存在酸洗的表面富集物的除去不充分的情况，若超过20秒则存在产生过酸洗引起的钢板表面的粗糙的情况下。综上，酸洗条件优选为酸温度：40℃以上90℃以下、酸浓度：1质量％以上10质量％以下、酸洗时间：1秒以上20秒以下，更优选为酸温度：50℃以上70℃以下、酸洗时间：5秒以上10秒以下。
上述的酸洗减量的Fe换算值能够根据酸洗前后的钢板质量求出。
(二次(最终)退火工序)
加热至750～850℃的退火温度区的退火温度
在二次退火的退火温度不足750℃的情况下，退火冷却后无法获得规定的马氏体量，存在无法所希望的强度的情况。另一方面，若退火温度超过850℃，则在退火中，Si、Mn再次表面富集，导致涂镀性的降低。另外，铁素体、奥氏体粗大化，冷却后的组织粗大化，因此导致钢板表面性状的恶化，也存在无法获得延伸凸缘性的改善效果的情况。并且，还存在导致生产性的降低、能量成本增加之类的问题。因此，退火温度为750℃以上850℃以下。从更稳定地确保涂镀性的观点考虑，优选为750℃以上800℃以下。
在750～850℃的退火温度区保持10～500秒
从使C、Mn等元素向奥氏体的富集更稳定化的观点考虑，优选二次退火的750～850℃的退火温度区内的保持时间为10秒以上。另一方面，若保持时间超过500秒，则在退火中，Si、Mn再次表面富集，存在导致涂镀性的降低的情况。另外，结晶颗粒直径粗大化，导致钢板表面性状的恶化，存在延伸凸缘性的降低等对钢板的各特性造成负面影响的担忧。因此，750～850℃的退火温度区内的保持时间为10秒以上500秒以下。
从退火温度到镀锌浴的温度的平均冷却速度(一次冷却速度)：1～15℃/秒
加热至上述退火温度区的退火温度，在退火温度下进行均热，在750～850℃的退火温度区保持10～500秒之后，以平均冷却速度1～15℃/秒冷却至通常保持为420～500℃的镀锌浴的温度。若从退火温度到镀锌的温度的平均冷却速度(一次冷却速度)超过15℃/秒，则抑制冷却中的铁素体生成，马氏体、贝氏体等硬质相过量生成，因此强度过高，导致延性、延伸凸缘性等加工性的恶化。另一方面，在不足1℃/秒的情况下，冷却中生成的铁素体的量过多，存在无法获得所希望的TS的情况。因此，从退火温度到涂镀浴的平均冷却速度为1℃/秒以上15℃/秒以下。冷却优选气体冷却，但也可以进行炉冷、水雾冷却、辊冷却、水冷，或者将它们组合来进行。上述二次退火优选通过连续退火法进行，特别优选使用具备后述的连热浸镀锌处理设备的CGL(continuous galvanizing line：连续镀锌生产线)进行。
热浸镀锌处理·合金化处理
以上述一次冷却速度冷却后，浸渍于镀锌浴实施热浸镀锌处理。热浸镀锌处理通过常用方法进行即可。另外，在浸渍于镀锌浴实施热浸镀锌处理之后、以后述的5～100℃/秒的平均冷却速度(二次冷却速度)进行冷却之前，也能够实施镀锌钢板的合金化处理。在该情况下，镀锌钢板的合金化处理例如能够通过在热浸镀锌处理后加热至500～650℃的温度区并利用常用方法保持数秒～数十秒来进行。作为镀锌条件，涂镀附着量为每个单面20～70g/m2，在合金化的情况下，优选涂镀层中的Fe浓度(Fe％)为6～15质量％。
在热浸镀锌处理后或进一步进行合金化处理的情况下，合金化处理后的冷却至150℃以下时的平均冷却速度(二次冷却速度)：5～100℃/秒
在热浸镀锌处理后或实施镀锌钢板的合金化处理之后的冷却中，在150℃以下的温度为止的平均冷却速度(二次冷却速度)为不足5℃/秒的慢冷却的情况下，在400～500℃附近生成珠光体或贝氏体，无法获得规定量的马氏体，存在无法获得所希望的强度的情况。另一方面，若二次冷却速度超过100℃/秒，则马氏体过硬，存在延性、延伸凸缘性降低的情况。因此，二次冷却速度为5℃/秒以上100℃/秒以下。
并且，在本发明中，还能够以形状矫正、表面粗度调整的目的对上述的二次退火后最终获得的高强度热浸镀锌钢板实施调质轧制或矫直加工。此外，若过度地进行调质轧制，则过度导入应变，成为结晶粒伸展的轧制加工组织，延性降低，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
对由表1所示的成分组成构成的钢液进行熔炼，形成钢坯之后，在表2所示的各种条件下，通过热轧、冷轧、一次退火、酸洗以及二次退火工序，制造板厚为1.2mm的高强度合金化热浸镀锌钢板(成品板)。一次退火工序的退火温度区内的保持时间为780～850℃的退火温度区(一次退火的退火温度区)内的保持时间，二次退火工序的退火温度区内的保持时间为750～850℃的退火温度区(二次退火的退火温度区)内的保持时间。另外，在一次退火工序后进行的酸洗工序中，利用60℃的5质量％盐酸，进行了10秒钟的酸洗。另外，热浸镀锌处理调整成附着量为每个单面50g/m2(双面涂镀)，而且实施合金化处理，调整成涂镀层中的Fe％为9～12质量％。
相对于通过以上获得的合金化热浸镀锌钢板采集样本，按照下述的方法进行组织观察，并进行以相对于轧制方向呈90°的方向(C方向)为拉伸方向的拉伸试验，确定钢板的钢组织，并且对铁素体相以及马氏体相的面积率、铁素体以及马氏体的平均结晶颗粒直径、屈服强度(YP)，拉伸强度(TS)、总延伸率(El)以及扩孔率(λ)进行了测定。另外，目视观察涂镀后外观、合金化后外观，对表面性状进行了评价。并且，从二次退火温度相对于中值在±20℃的范围变动的位置采集以相对于轧制方向呈90°的方向(C方向)为拉伸方向的拉伸试验片，根据拉伸试验，对二次退火温度相对于中值变动±20℃、即退火温度变动40℃变动的情况下的TS变动量(ΔTS)进行了评价。另外，在一次退火工序后，从酸洗工序前的钢板也采集钢组织观察用的样本。以下，具体地进行说明。
(i)组织观察
从合金化热浸镀锌钢板采集组织观察用试验片，在对L剖面(与轧制方向平行的垂直剖面)机械地进行研磨并利用硝酸酒精进行腐蚀之后，根据利用扫描电子显微镜(SEM)以倍率3000倍拍摄的组织照片(SEM照片)，进行钢板组织的确定并测定铁素体以及马氏体的面积率。此外，对于根据上述组织照片对钢板的钢组织的确定而言，铁素体为稍黑的对比度的区域，珠光体为碳化物片状地生成的区域，贝氏体为碳化物点列状地生成的区域，马氏体以及残留奥氏体(残留γ)为带有白的对比度的粒子。并且，在对上述试验片以250℃实施4hr的回火处理之后，以相同方式获得组织照片，将碳化物片状地生成的区域作为热处理前为珠光体的区域、将碳化物点列状地生成的区域作为热处理前为贝氏体或马氏体的区域再次求出该面积率，将保持白的对比度不变而残存的微粒子作为残留γ进行测定，根据与回火处理前的带有白的对比度的粒子(马氏体以及残留γ)的面积率的差，求出马氏体的面积率。此外，各个相的面积率是在透明的OHP片按照各相区分相地标注颜色，并在获取图像后进行二值化，通过图像分析软件(微软公司制Digital Image Pro Plus ver4.0)求出。另外，铁素体以及马氏体的平均颗粒直径依据JISG0522的规定，通过切断法进行了测定。
另外，对于从一次退火后的钢板采集的组织观察用试验片而言，在对L剖面(与轧制方向平行的垂直剖面)机械地进行研磨并利用硝酸酒精进行腐蚀之后，根据利用扫描电子显微镜(SEM)以倍率3000倍拍摄的组织照片(SEM照片)，进行钢板组织的确定并测定铁素体的面积率。并且，Si、Mn缺乏层深度根据通过辉光放电发射光谱法(GDS)测定的深度方向的浓度分布读取Si以及Mn的元素浓度分别为钢中元素浓度的3/4以下的区域，将该深度作为指标。
(ii)拉伸特性
从合金化热浸镀锌钢板采集以相对于轧制方向呈90°的方向(C方向)为拉伸方向的JIS5号拉伸试验片(JISZ2201)，进行依据JISZ2241的规定的拉伸试验，对YP、TS、El进行了测定。此外，拉伸试验的评价基准为TS≥1180MPa、TS×El≥15000MPa·％。
并且，从二次退火温度相对于中值为+20℃以及－20℃的位置采集以相对于轧制方向呈90°的方向(C方向)为拉伸方向的拉伸试验片，通过拉伸试验，对退火温度变动40℃的情况下的TS变动(ΔTS)进行了评价。此外，作为材质均匀性的评价基准，ΔTS≤50MPa为材质均匀性优良。
(iii)扩孔率(延伸凸缘性)
延伸凸缘成型性通过依据日本铁钢连盟标准JFST1001的扩孔试验进行了评价。即相对于获得的合金化热浸镀锌钢板采集100mm×100mm见方的样本，在样本开设利用冲头直径10mm的冲头进行穿孔的冲头孔，使用顶角60°的圆锥冲头，以毛刺成为外侧的方式进行扩孔试验，直至产生贯通板厚的破裂为止，作为此时的d0：初始孔内径(mm)、d：破裂产生时的孔内径(mm)，求出扩孔率λ(％)＝{(d－d0)/d0}×100。此外，作为扩孔率的评价基准，TS×λ≥43000MPa·％为延伸凸缘性优良。
(iv)表面性状
通过目视观察评价涂镀后的外观，不涂镀完全不存在的情况为○，产生不涂镀的情况为×。另外，合金化后的外观以看到合金化不均的情况为×、不存在合金化不均而获得均匀的外观的情况为○的方式进行了目视观察评价。
获得的结果如表3所示。根据表3，钢板No.2～9的钢板是成分组成以及制造方法应用于本发明的发明例，满足TS≥1180MPa、TS×El≥15000MPa·％、TS×λ≥43000MPa·％，是退火温度变动40℃的情况下的TS变量(ΔTS)为50MPa以下的退火温度依赖性优良的钢板。另外，未看到不涂镀、合金化不均的产生，成为具有良好的表面性状的钢板。并且，对于钢板No.3、5～8而言，热轧时的最终道次以及最终道次的前道次的压下率为优选范围，因此马氏体的平均颗粒直径为2μm以下，其结果是，成为满足TS×λ≥45000MPa·％的钢板。
与此相对地，对于比较例的钢板No.1而言，C量低于本发明范围，因此无法获得所希望的马氏体量，未实现TS≥1180MPa。对于比较例的No.10而言，Nb量以及Ti量低于本发明范围，铁素体的析出强化不充分，因此与马氏体相的硬度差的减少效果小，未实现TS×λ≥43000MPa·％。而且无法获得所希望的Si、Mn的缺乏层深度，是产生不涂镀、合金化不均的比较例。对于比较例的钢板No.11而言，S量、Nb量以及Ti量超过本发明范围，因此使铁素体的延性明显降低，其结果是，为实现TS×El≥15000MPa·％。另外，Nb量以及Ti量过量，因此热轧时的轧制负荷高，担心制造性的降低。对于比较例的钢板No.12而言，C、Si、Mn超过本发明范围，因此马氏体量过量，El、λ降低，未实现TS×El≥15000MPa·％或TS×λ≥43000MPa·％。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
实施例2
对由表1所示的钢B、C、D以及I的成分组成构成的钢液进行熔炼，形成钢坯之后，在表4所示的各种条件下，通过热轧、冷轧、一次退火、酸洗以及二次退火工序，制造板厚为1.2mm的高强度热浸镀锌钢板(未实施合金化处理的热浸镀锌钢板(在表4中简记为热浸镀锌钢板)、以及实施了合金化处理的热浸镀锌钢板亦即合金化热浸镀锌钢板)(成品板)。一次退火工序的退火温度区内的保持时间为780～850℃的退火温度区(一次退火的退火温度区)内的保持时间，二次退火工序的退火温度区内的保持时间为750～850℃的退火温度区(二次退火的退火温度区)内的保持时间。另外，在一次退火工序后进行的酸洗工序中，利用60℃的5质量％盐酸，进行了10秒钟的酸洗。这里，热浸镀锌处理调整成附着量为每个单面50g/m2(双面涂镀)，在进行合金化处理的情况下，调整成涂镀层中的Fe％为9～12质量％。
相对于通过以上获得的各种高强度热浸镀锌钢板(成品板)，以与实施例1相同的方式进行钢板组织的确定并对铁素体相以及马氏体相的面积率、铁素体以及马氏体的平均结晶颗粒直径、YP、TS、El以及λ进行测定，而且对退火温度变动40℃的情况下的TS变动量(ΔTS)进行了评价。
上述测定结果如表5所示。根据表5，满足本发明的制造条件的钢板No.13～15、18～21、23～25的钢板是成分组成以及制造方法应用于本发明的发明例，满足TS≥1180MPa、TS×El≥15000MPa·％、TS×λ≥43000MPa·％，成为退火温度变动40℃变动的情况下的TS变动量(ΔTS)为50MPa以下的退火温度依赖性优良的钢板。另外，未看到不涂镀、合金化不均的产生，成为具有良好的表面性状的钢板。并且，对于钢板No.14、15、18而言，热轧时的最终道次以及最终道次的前道次的压下率为优选范围，因此马氏体的平均颗粒直径为2μm以下，其结果是，成为满足TS×λ≥45000MPa·％的钢板。
与此相对地，对于比较例的钢板No.16而言，酸洗工序的酸洗减量低于本发明范围，因此一次退火时生成的Si、Mn等易氧化性元素的表面富集物残存，是产生不涂镀、合金化不均的比较例。对于比较例的钢板No.17而言，酸洗工序的酸洗减量超过本发明范围的上限，因此是产生因过酸洗导致的钢板表面的粗糙产生所引起的不涂镀、合金化不均的比较例。对于比较例的钢板No.22，二次退火时的二次冷却速度低于本发明范围，因此在冷却中，珠光体、贝氏体大量析出，无法确保所希望的马氏体量，未实现TS≥1180MPa。另外，一次退火时的加热速度超过本发明范围，因此Si、Mn的扩散不充分，无法获得所希望的Si、Mn的缺乏层深度，是产生不涂镀、合金化不均的比较例。对于比较例的钢板No.26而言，一次退火时的退火温度超过本发明范围，因此ΔTS不充分。对于比较例的钢板No.27而言，一次退火时的退火温度区内的保持时间超过本发明的范围，因此延伸凸缘性不充分。对于比较例的钢板No.28而言，二次退火时的一次冷却速度超过本发明的范围，因此钢组织的铁素体面积率不充分，且延伸以及延伸凸缘性不充分。对于比较例的钢板No.29而言，二次退火时的二次冷却速度超过本发明的范围，因此延伸以及延伸凸缘性不充分。
对于比较例的钢板No.30而言，二次退火时的退火温度超过本发明，因此在二次退火时，Si、Mn再次表面富集，是产生不涂镀、合金化不均的比较例。对于比较例的钢板No.31而言，二次退火时的退火温度低于本发明范围，因此在二次退火后的钢板中无法获得所希望的铁素体占有率、马氏体占有率，未实现TS≥1180MPa。
[表5]
工业上的利用可能性
通过本发明获得的高强度热浸镀锌钢板不仅具有高的拉伸强度，而且表面外观优良，材质的退火温度依赖性小，因此能够极大地有助于汽车的碰撞安全性的提高、轻型化，还能够期待冲压成型时的作业性的提高。另外，并不局限于汽车部件，作为建筑以及家电领域的材料也优选。