JP2004211157A - 高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】９８０ＭＰａ超の強度を有する高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３％、Ｓｉ：０．１〜０．１％、Ｍｎ：０．００１〜３％、Ａｌ：０．１〜４％、Ｐ：０．０００１〜０．３％、Ｓ：０．０１％以下を含有し、Ｎｉ、Ｃｕの１種又は２種を合計で０．０１〜４％含有し、さらに、Ｔｉ、Ｎｂの１種又は２種を合計で０．００１〜１％含有し、残部鉄及び不可避不純物からなりミクロ組織が、体積分率で主相としてフェライトを合計５０％以上含有し、オーステナイトを３〜５０％未満含有し、残部組織が、ベイナイト又はマルテンサイト及びベイナイトよりなる鋼板の表面に、質量％で、Ａｌ：０．００１〜０．５％及びＦｅ：５〜２０％を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる溶融亜鉛めっき層を有し、引張強さが９８０ＭＰａ超であることを特徴とする高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【選択図】 なし

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車、建材、家電製品などに適する加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
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、薄肉化しても強度及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。
【０００３】
しかしながら、材料の成形性は、強度が上昇するのに伴って劣化するので、上記部材の軽量化を実現するには、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。
【０００４】
成形性を表す指標としては、引張り試験の際の伸び（Ｅｌ．）が用いられ、この値が高いことが、成形性の指標の一つとして用いられている。また、強度としては、引張り試験の際の最大応力である引張強さ（ＴＳ）が、その値として用いられており、これらの積（ＴＳ×Ｅｌ．）が２１０００（ＭＰａ・％）を上回る鋼板が、高強度かつ高延性鋼板として知られている。
【０００５】
これらの特性を有する鋼板としては、特許文献１や特許文献２に開示されているような、残留オーステナイトを含む鋼板がある。
【０００６】
これら残留オーステナイトを含む鋼板は、その成分元素として、ＣとＳｉ及びＭｎのみを基本的な合金元素とし、冷延鋼板の場合、二相域で焼鈍後、３００〜４５０℃程度の温度範囲でベイナイト変態を行うことを特徴とする熱処理により、残留オーステナイトを金属中に含む鋼板であり、これら鋼板は、残留オーステナイトを含む組織を作るために、特許文献３や特許文献４で開示しているように、Ｓｉ又はＡｌを含有させる必要がある。
【０００７】
これらの鋼板は、金属組織に含まれている残留オーステナイトを、プレス成形時に、応力誘起変態によりマルテンサイトに変態させることで、優れた延性を得ているものであるから、特許文献５や特許文献６に開示されているように、残留オーステナイトの安定性の向上と体積率増加に着目した研究が、これまで数多く行われてきた。
【０００８】
【特許文献１】
特開平１−２３０７１５号公報
【特許文献２】
特開平２−２１７４２５号公報
【特許文献３】
特開平３−２６５３３７号公報
【特許文献４】
特開平５−１９５１４３号公報
【特許文献５】
特開平１０−１３０７７６号公報
【特許文献６】
特開平４−９８８５９号公報
【特許文献７】
特開平３−２８３５９号公報
【特許文献８】
特開平３−６４４３７号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
また、自動車用鋼板の高性能化を反映して、耐食性及び外観向上を目的に、自動車部材のめっき化が進んでいるが、現在は、車内に装着される特定の部材を除いて、多くの部材に、溶融亜鉛めっき鋼板が使用されている。
【００１０】
しかしながら、これら鋼板は、Ｓｉを多量に含むため、鋼板表面が酸化し易く、溶融亜鉛めっきの際に、微少不めっきを生じ、合金化後の加工部において、めっき密着性が劣る等の問題がある。
【００１１】
これらの問題を解決するための手段としては、例えば、特許文献７や特許文献８には、鋼板表面に、０．００２〜２．０ｇ／ｍｍ^２程度のＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独又は複合めっきを行うことで、めっき性を改善しているが、この方法では、溶融亜鉛めっきライン前段に新たにめっき設備を設けるか、もしくは、あらかじめ電気めっきラインにおいてめっき処理を行わねばならず、大幅なコストアップを招くという問題を有していた。
【００１２】
本発明は、上記課題を解決し、めっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびに、めっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、及び、その製造法を提供することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、種々検討を行った結果、めっき性に関しては、鋼中に、Ｎｉ又はＣｕを単独あるいは複合添加することで、高強度鋼板の溶融亜鉛めっき濡れ性を確保できること、及び、合金化めっきにおける合金化が促進されることを見出した。この効果は、鋼中のこれら元素の含有量を０．００１％以上とすることで発揮される。
【００１４】
また、鋼中に、主相としてフェライトを体積分率で５０％以上含有し、残留オーステナイトを３〜５０％未満含有し、残部組織を、マルテンサイト及びベイナイトとすることで、強度−延性バランスに優れた高強度高延性鋼板が製造可能であることを見出した。
【００１５】
さらには、鋼中に、Ｔｉ、Ｎｂの１種又は２種を添加すると共に、熱延後の焼鈍工程での最高加熱温度を、Ａｃ１＋３０（℃）以上、１（℃／秒）以上の冷却速度で６５０〜８００（℃）の温度域に冷却し、引き続いて、１〜１００（℃／秒）の冷却速度で、Ｚｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）まで冷却した後、３５０〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）の温度域で、めっき浴の浸漬時間を含めて１〜３０００秒保持した後、Ｚｎめっき浴に浸漬して、その後、室温まで冷却するか、あるいは、めっき浴温度〜１００℃の温度範囲で保持を行うことで、主相であるフェライトの平均粒径を５μｍ以下とし、さらに、強度−延性バランスに優れた高強度高延性鋼板が製造可能であることを見出した。
【００１６】
本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは、以下の通りである。
【００１７】
［１］ 質量％で、
Ｃ：０．０００１〜０．３％、
Ｓｉ：０．１〜４％、
Ａｌ：０．００１〜４％、
Ｍｎ：０．００１〜３％、
Ｐ：０．０００１〜０．３％、
Ｓ：０．０１％以下を含有し、Ｎｉ、Ｃｕの１種又は２種を合計で０．００１〜４％含有し、さらに、Ｔｉ、Ｎｂの１種又は２種を合計で０．００１〜１％含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で、主相としてフェライトを５０％以上含有し、オーステナイトを３〜５０％未満含有し、残部組織が、ベイナイト、又は、マルテンサイト及びベイナイトよりなる鋼板の表面に、質量％で、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｆｅ：５〜２０％を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる溶融亜鉛めっき層を有し、引張強さが９８０ＭＰａ超であることを特徴とする高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１８】
［２］ 質量％で、
Ｃ：０．０００１〜０．３％、
Ｓｉ：０．１〜４％、
Ａｌ：０．００１〜４％、
Ｍｎ：０．００１〜３％、
Ｐ：０．０００１〜０．３％、
Ｓ：０．０１％以下を含有し、Ｎｉ、Ｃｕの１種又は２種を合計で０．００１〜４％含有し、さらに、Ｔｉ、Ｎｂの１種又は２種を合計で０．００１〜１％含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で、主相としてフェライトを５０％以上含有し、オーステナイトを３〜５０％未満含有し、残部組織が、ベイナイト、又は、マルテンサイト及びベイナイトよりなる鋼板の表面に、質量％で、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｆｅ：５％未満を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる溶融亜鉛めっき層を有し、引張強さが９８０ＭＰａ超であることを特徴とする高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１９】
［３］ さらに、鋼中に、質量％で、
Ｍｏ：０．００１〜４％、
Ｃｒ：０．００１〜４％、
Ｃｏ：０．００１〜４％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする［１］又は［２］に記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２０】
［４］ 前記めっき層中のＣｕ含有率（質量％）と鋼中のＣｕ含有率（質量％）の比をａ、めっき層中のＮｉ含有率（質量％）と鋼中のＮｉ含有率（質量％）の比をｂとすると
０．０００１≦ａ＋ｂ≦０．２
を満たすことを特徴とする［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２１】
［５］ さらに、鋼中に、質量％で、
Ｖ：０．００１〜１％を含有することを特徴とする［１］〜［４］のいずれかに記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２２】
［６］ さらに、鋼中に、質量％で、
Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有することを特徴とする［１］〜［５］のいずれかに記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２３】
［７］ さらに、鋼中に、質量％で、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｙ、Ｈｆ、Ｌａ−Ｃｅの元素群中から１種又は２種以上を、合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする［１］〜［６］のいずれかに記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２４】
［８］ 前記めっき鋼板の垂直断面において、めっき相／鋼板界面から、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＺｒＯ_２、ＣｅＯ_２、Ｌａ_２Ｏ_３、ＨｆＯ_２、ＴｉＯ_２、Ｙ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２、ＭｎＯ、及び、Ａｌ_２Ｏ_３の１種又は２種以上の内部酸化物が存在する最大深さまでの範囲における鋼板中に、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＺｒＯ_２、ＣｅＯ_２、Ｌａ_２Ｏ_３、ＨｆＯ_２、ＴｉＯ_２、Ｙ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２、ＭｎＯ、及び、Ａｌ_２Ｏ_３の１種又は２種以上が、面積率で１％以上含まれることを特徴とする［１］〜［７］のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２５】
［９］ 前記めっき鋼板の垂直断面において、めっき相／鋼板界面から１０μｍまでの鋼板中に、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＺｒＯ_２、ＣｅＯ_２、Ｌａ_２Ｏ_３、ＨｆＯ_２、ＴｉＯ_２、Ｙ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２、ＭｎＯ、及び、Ａｌ_２Ｏ_３の１種又は２種以上の合計を、面積率で０．１％以上含むことを特徴とする［１］〜［８］のいずれかに記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２６】
［１０］ 前記フェライトの体積率８０％以上の平均粒径が、５μｍ以下であることを特徴とする［１］〜［９］のいずれかに記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２７】
［１１］ ［１］〜［７］のいずれかに記載の成分組成からなる鋳造スラブを、鋳造まま、又は、一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻き取った熱延鋼板を酸洗後冷延した後、めっきラインにおける酸化帯において、燃焼空気比０．９〜１．５の雰囲気内にて酸化せしめ、その後、還元帯にて、水分圧と水素分圧の常用対数ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）が下記（１）式を満たす還元雰囲気にて、Ａｃ１＋３０（℃）以上、Ａｃ３−１０（℃）以下で焼鈍した後に、０．１℃／秒以上の冷却速度で６５０〜８００℃の温度域に冷却し、引き続いて、１〜１００℃／秒の冷却速度で、Ｚｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）まで冷却した後、３５０〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）の温度域で、後続のめっき浴の浸漬時間を含めて１〜３０００秒間保持した後、Ｚｎめっき浴に浸漬して、その後、室温まで冷却し、９８０ＭＰａ超の引張強さを有する高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板を製造することを特徴とする高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
−０．８≧ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２） ・・・・・（１）
【００２８】
［１２］ 前記Ｚｎめっき浴に浸漬した後、浴温〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）の温度範囲で１〜３００秒間の保持を行い、室温まで冷却することを特徴とする［１１］に記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２９】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の詳細を説明する。
【００３０】
本発明の鋼板は、鋼板の成分組成と製造条件をある範囲内に制御することにより製造された鋼板であって、体積分率で、主相であるフェライトを５０％以上含有し、オーステナイト３〜５０％未満含有し、残部組織が、ベイナイト、又は、マルテンサイト及びベイナイトよりなる鋼板に溶融亜鉛めっきを行った引張強さ９８０ＭＰａ超の鋼板であり、強度と優れた延性を具備し、かつ、耐食性を兼ね備えることを特徴とするものである。
【００３１】
本発明に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板の延性は、製品に含まれる残留オーステナイトの体積分率に左右される。金属組織に含まれている残留オーステナイトは、応力を受けていない状態では、安定に存在するものの、変形が加えられるとマルテンサイトに変態し、変態誘起塑性により優れた延性が得られる。
【００３２】
しかしながら、その体積分率が３％未満では、その効果がほとんど表れないことから、下限値を３％以上とした。一方、残留オーステナイトの体積分率が５０％以上になると、極端に著しい成形を加えた場合、成形後多量のマルテンサイトが存在することとなり、二次加工性や衝撃特性に問題を生じることがあるので、本発明では、その上限値を５０％未満とした。
【００３３】
また、主相であるフェライト、第２相の残留オーステナイト、ベイナイト及びマルテンサイト以外の相として、炭化物、合金炭化物、窒化物及び酸化物を含有しても、本発明を逸脱するものではない。
【００３４】
さらに、主相であるフェライトの体積率８０％以上の平均粒径を５μｍ以下とすることで、更なる強度−延性バランスの向上を引き起こす。ただし、この効果が顕著になるのは、平均粒径が３μｍ以下であることから、平均粒径は３μｍ以下が望ましい。一方、平均粒径の下限は、特に定めることなく本発明の効果を得ることができる。さらには、靭性及び穴拡げ性の向上へも有効である。
【００３５】
なお、上記ミクロ組織の、フェライト、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、酸化物相及び残部組織の同定、存在位置の観察及び平均粒径（平均円相当径）と占積率の測定は、ナイタール試薬及び特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により、鋼板圧延方向断面又は圧延直角方向断面を腐食して、５００倍〜２００００倍の光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡及び透過型電子顕微鏡観察により定量化が可能である。
【００３６】
また、めっき相／鋼板界面近傍の酸化物の形態及び同定は、走査型顕微鏡、透過電子顕微鏡及びＥＰＭＡを用いて行った。
【００３７】
本発明者等は、質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３％、Ｓｉ：０．１〜４％、Ａｌ：０．００１〜４％、Ｍｎ：０．００１〜３％、Ｐ：０．０００１〜０．３％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．０１〜４％、Ｃｕ：０．０１〜４％、Ｔｉ：０．００１〜１％、Ｎｂ：０．００１〜１％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物よりなる鋳造スラブを、鋳造まま、あるいは、一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻き取った熱延鋼板を、酸洗後冷延し、その後、酸化帯及び還元帯を有する焼鈍炉を用いて、酸化帯にて、燃焼空気比０．９〜１．２の雰囲気内にて酸化せしめ、その後、還元帯にて、水分圧と水素分圧の常用対数ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）が−０．８以下の範囲にて、Ａｃ１＋１００ （℃）以上１０００℃以下で焼鈍し、０．１〜５０℃／秒の冷却速度で６５０〜８００℃の温度域に冷却し、引き続いて、１〜１００℃／秒の冷却速度で、Ｚｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）まで冷却した後、３５０〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）の温度域で、後続のめっき浴の浸漬時間を含めて１〜３０００秒間保持した後、Ｚｎめっき浴に浸漬して、その後、室温まで冷却した。
【００３８】
さらに、一部の試料については、Ｚｎめっき浴に同条件で浸漬後、Ｚｎめっき浴温度〜５５０℃で５〜６０秒間保持することで合金化処理を行った後、３５０℃までの温度範囲を０．５〜１００℃／秒の冷却速度で冷却し、その後室温まで冷却した。
【００３９】
上記の試験を行い、めっき表面の欠陥発生率に基づき、外観を５段階評価した。その結果、鋼板成分を上記範囲とすることで、外観欠陥のほとんど生じない評点５〜４を得ることが解った。
【００４０】
評点１〜５は、めっきの外観について不めっきの発生状況を目視にて判断して決めた。評価指標は以下の通りである。
【００４１】
評点５：不めっきはほとんどなし。（面積率で０．１％以下）
評点４：不めっきは微少。（面積率で０．１％超３％以下）
評点３：不めっきは少。（面積率で３％超５％以下）
評点２：不めっきは多数。（面積率で５％超５０％以下）
評点１：めっき塗れず。（面積率で５０％超）
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、片面の付着量が５ｇ／ｍｍ^２以上であることが望ましい。本発明の溶融亜鉛めっき鋼板上に塗装性、耐食性、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、溶接性向上処理を施しても、本発明を逸脱するものではない。
【００４２】
めっき層中Ａｌ量を０．００１〜０．５％の範囲内としたのは、０．００１％未満では、ドロス発生が顕著で良好な外観が得られないこと、０．５％を超えてＡｌを添加すると、合金化反応を著しく抑制してしまい、合金化溶融亜鉛めっき層を形成することが困難となるためである。
【００４３】
さらに、合金化処理を施すことによってよって、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高延性溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。めっき層中のＦｅ量が２０質量％を超えるとめっき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。
【００４４】
一方、スポット溶接性を良好にするためにはＦｅ量を５％以上にすることが望ましい。従って、合金化処理を行う場合、めっき層中のＦｅ量の範囲は５〜２０質量％とする。
【００４５】
また、合金化処理を行わない場合めっき層中のＦｅ量が５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延性や加工性は良好である。
【００４６】
次に、本発明における鋼板の成分組成の限定理由について述べる。
【００４７】
Ｃ：オーステナイト安定化元素であり、二相域加熱時及びベイナイト変態温度域で、フェライトからオーステナイト中へと移動し、オーステナイト中に濃化することでオーステナイトを安定化させる。その結果、室温においても、オーステナイトが安定化することとなり、変態誘起塑性により優れた延性が確保される。
【００４８】
Ｃが０．０００１質量％未満だと、体積分率で３％以上のオーステナイトを確保するのが困難であることから、その下限値を０．０００１質量％とした。
【００４９】
一方では、Ｃが０．３質量％を超えると溶接が困難となることから、その上限を０．３質量％とした。
【００５０】
Ｓｉ：Ｓｉは強化元素であるのに加え、セメンタイトに固溶しないことから、セメンタイト析出を遅らせ、オーステナイトがフェライトとセメンタイトへ分解するのを遅らせる。この間に、オーステナイト中へとＣを濃化させることが可能となり、室温でもオーステナイトが存在し得る。
【００５１】
ただし、９８０ＭＰａ超の強度を有する強度−延性バランスに優れた鋼板を得るためには、０．１質量％以上の添加が必要となる。一方、４％を超えると溶接性が悪化することから、その上限を４質量％とした。
【００５２】
Ｍｎ：Ｍｎは強度確保に必要な元素であり、０．００１質量％未満では、強化効果が発現しないことから、下限を０．００１質量％とした。一方、３質量％を超えると、延性に悪影響を及ぼすことから、３質量％を上限値とした。
【００５３】
Ａｌ：Ａｌは、脱酸材として用いられるのに加え、セメンタイトに固溶しないことから、セメンタイト析出を遅らせ、オーステナイトがフェライトとセメンタイトへ分解するのを遅らせる。この間に、オーステナイト中へとＣを濃化させることが可能となり、室温でもオーステナイトが存在し得る。
【００５４】
ただし、０．００１質量％未満だとその効果は発揮しない。一方、４質量％を超えると溶接性が悪化することから、その上限を４質量％とした。
【００５５】
Ｐ：Ｐを０．０００１質量％未満とすることは、経済的に不利であることから、この値を下限値とした。一方、０．３質量％を超える量の添加では、溶接性、ならびに、製造時及び熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、上限値を、０．３質量％とした。
【００５６】
Ｓ：Ｓは、溶接性、ならびに、製造時及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質量％とした。
【００５７】
Ｎｉ及びＣｕは、強化元素であるのに加え、Ａｌ及びＳｉの酸化物形態を変化させ、濡れ性の向上と合金化促進を引き起こす。この効果は、この元素群中から１種又は２種を、合計で０．００１質量％未満の添加では効果が少ないことから、その下限を０．００１質量％とした。一方、４％を超えると、延性に悪影響を及ぼすことから、上限値を４質量％とした。
【００５８】
Ｔｉ及びＮｂは、微細な炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成することから、鋼板の強化には極めて有効であるのに加え、主相であるフェライト粒を微細化し、靭性向上へ多大なる寄与をもたらす。この効果は、１種又は２種類を、合計で０．００１質量％未満の添加ではその効果が小さいことから、その下限値を０．００１質量％とした。
【００５９】
一方で、多量の添加は、延性の劣化や残留オーステナイト中へのＣの濃化を妨げることから、その添加の上限を、１種又は２種類の合計で１質量％とした。さらには、鋼中へのこれら元素の添加は、スポット溶接、アーク溶接、レーザー溶接等の溶接を行う際の溶接部の軟化を抑制することから、溶接性にも優れている。
【００６０】
さらに、本発明が対象とする鋼板は、強度のさらなる向上を目的に、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏの１種又は２種以上を含有できる。
【００６１】
Ｍｏ：Ｍｏは、セメンタイト析出およびパーライト変態を遅らせることから、残留オーステナイトの確保に重要である。ただし、０．００１質量％未満だと、その効果を発揮しない。一方、４質量％を超えると、延性に悪影響を及ぼすことから、上限値を４質量％とした。
【００６２】
Ｃｒ：Ｃｒは、強化元素である。ただし、０．００１質量％未満であると、その効果が発揮されないことから、その下限値を０．００１質量％とした。一方、４質量％を超える添加は、延性に悪影響を及ぼすことから、上限値を４質量％とした。
【００６３】
Ｃｏ：Ｃｏは、強化元素である。ただし、０．００１質量％未満であると、その効果が発揮されないことから、その下限値を０．００１質量％とした。一方、４質量％を超える添加は、延性に悪影響を及ぼすとともに、コスト高を招き経済的に不利となることから、上限値を４質量％とした。
【００６４】
さらに、めっき層中Ｃｕ含有率（質量％）と鋼中Ｃｕ含有率（質量％）の比をａ（＝めっき層中Ｃｕ含有率／鋼中Ｃｕ含有率）、めっき層中Ｎｉ含有率（質量％）と鋼中Ｎｉ含有率（質量％）の比をｂ（＝めっき層中Ｎｉ含有率／鋼中Ｎｉ含有率）とすると、これらが、０．０００１≦ａ＋ｂ≦０．２を満たすことにより、さらに優れためっき外観が得られる。
【００６５】
ａ＋ｂが０．０００１より小さいと、本発明の効果が発揮されず、０．２を超えるような合金中への過度の添加は、経済的に好ましくないため、前記の範囲を満たすことが好ましい。
【００６６】
なお、上記のａとｂの関係は、本発明者らが実験を行い、新たに見出した式である。
【００６７】
さらに、本発明が対象とする鋼板は、強度のさらなる向上を目的に、強炭化物形成元素であるＶを含有できる。Ｖは、微細な炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成することから、鋼板の強化には極めて有効であり、必要に応じて、０．００１質量％以上添加できるものとした。一方で、多量の添加は、延性の劣化や残留オーステナイト中へのＣの濃化を妨げることから、その添加の上限を、１質量％とした。
【００６８】
Ｂもまた必要に応じて添加できる。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０．１質量％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板強度を増加させ、加工性を低下させることから、その上限を０．１質量％とした。
【００６９】
Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｙ、Ｈｆ、Ｌａ−Ｃｅの添加は、Ａｌ及びＳｉの酸化物形態を変化させ、濡れ性の向上と合金化促進を引き起こす。この効果は、この元素群中から１種又は２種以上を、合計で０．００１質量％以上含有することで発揮される。
【００７０】
０．００１質量％未満の添加では、その効果が少ないことから、その下限を０．００１質量％とした。過度の添加は、コストの増大と鋳造性の劣化を招くことから、その上限を１質量％とした。
【００７１】
さらに、めっき鋼板の垂直断面において、めっき相／鋼板界面から１０μｍまでの範囲における鋼板中に、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＺｒＯ_２、ＣｅＯ_２、Ｌａ_２Ｏ_３、ＨｆＯ_２、ＴｉＯ_２、Ｙ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２、ＭｎＯ及びＡｌ_２Ｏ_３の１種又は２種以上の合計が、面積率で０．１％以上存在すると、ＭｎＯ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２の形態が外部酸化から内部酸化へと変化することにより、さらなる濡れ性の向上と合金化の促進が得られる。
【００７２】
また、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＺｒＯ_２、ＣｅＯ_２、Ｌａ_２Ｏ_３、ＨｆＯ_２、ＴｉＯ_２及びＹ_２Ｏ_３は、フェライト、オーステナイト及びベイナイトの各相の粒界のみならず、これら相の粒内へも形成され、内部酸化物は均一に分散されることから、靭性、延性及び穴拡げ性の向上にも寄与する。
【００７３】
一方、合金化促進のためには、これらの酸化物の合計が、面積率で５０％以下であることが好ましいが、合金化処理を行わない場合には、これらの酸化物の１種又は２種以上の合計の面積率が５０％以上であったとしても、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延性や加工性は良好である。
【００７４】
また、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＺｒＯ_２、ＣｅＯ_２、Ｌａ_２Ｏ_３、ＨｆＯ_２、ＴｉＯ_２及びＹ_２Ｏ_３の存在により、内部酸化物は均一に分散されることから、穴拡げ性の向上にも寄与する。
【００７５】
また、めっき鋼板の垂直断面において、めっき相／鋼板界面から、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＺｒＯ_２、ＣｅＯ_２、Ｌａ_２Ｏ_３、ＨｆＯ_２、ＴｉＯ_２、Ｙ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２、ＭｎＯ又はＡｌ_２Ｏ_３が存在する最大深さまでの範囲における鋼板組織中に、これらの酸化物の１種又は２種以上の合計が、面積率で１％以上含まれると、更なる濡れ性の向上と合金化の促進が得られる。
【００７６】
この効果は、面積率で１％以上となると顕在化することから、この範囲が好ましい。面積率で５％以上とすることが、さらに好ましい。
【００７７】
一方、これらの酸化物の面積率が５０％超になるとめっき層と鋼板の間の元素拡散を阻害してしまい、合金化が遅れる。このことから合金化促進のためには、内部酸化物の面積率は５０％以下であることが好ましい。
【００７８】
しかしながら、合金化処理を行わない場合には、内部酸化物の面積率が５０％以上であったとしても、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延性や加工性は良好である。
【００７９】
また、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＺｒＯ_２、ＣｅＯ_２、Ｌａ_２Ｏ_３、ＨｆＯ_２、ＴｉＯ_２及びＹ_２Ｏ_３により、内部酸化物は均一に分散されることから、穴拡げ性の向上にも寄与する。
【００８０】
なお、上述したような鋼板中に存在する酸化物の同定・観察や面積率測定は、ＥＰＭＡやＦＥ−ＳＥＭなどを用いて行うことができる。本発明に当たっては、２０００〜２００００倍で５０視野以上を測定し、画像解析により面積率を求めた。
【００８１】
また、酸化物の同定には、抽出レプリカ試料を作成して、ＴＥＭ、ＥＰＭＡ及びＥＢＳＰを用いた。
【００８２】
また、ここでいう、ＭｎＯ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２は、他の原子を含む複合酸化物であったり、欠陥を多く含む場合があるが、元素分析及び構造同定からもっとも近いものを見つけて判別した。
【００８３】
面積率測定は、ＥＰＭＡやＦＥ−ＳＥＭなどを用い各成分の面分析を行うことで求めることができる。この場合には、個々の正確な構造の同定は難しいものの、上述した構造解析の結果と併せて形態やその組成から判断し得る。
【００８４】
以上のような組織と特性を有する鋼板の製造方法について述べる。上記成分組成の要件を満足する成分組成の鋳造スラブを、鋳造まま、あるいは、一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻き取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後、溶融亜鉛めっきラインにおいてめっきを行う。
【００８５】
本発明法により、高強度鋼板に溶融亜鉛めっきを行うには、まず、めっきラインにおける酸化帯で、鉄酸化膜を生成させる。鉄酸化膜中は、ＳｉやＡｌの拡散が難しいため、ＳｉやＡｌの酸化物形成は抑制される。
【００８６】
この際、鉄酸化膜の厚さが数十Å未満であると、ＳｉやＡｌの拡散抑制効果に乏しく、ＳｉやＡｌの酸化物形成の抑制は難しい。このことから、鉄酸化膜厚さは数十Å以上が望ましい。
【００８７】
ただし、酸化膜を形成させる際の酸化帯の燃焼空気比は、ＳｉやＡｌの酸化物形成を抑制するのに十分な鉄酸化膜を生成するため、０．９以上必要であり、０．９未満の場合は、十分な鉄酸化膜を形成することができない。
【００８８】
また、燃焼空気比が１．５超では、形成される酸化膜が厚くなり、引き続き還元帯で行われる鉄酸化膜の還元に、極端な長時間を要することとなり不経済である。また、めっき層と鋼板の間に酸化物が残るとめっき密着性を阻害してしまう。よって、酸化帯での燃焼空気比は０．９〜１．５とし、さらに、０．９〜１．２の範囲が望ましい。
【００８９】
次に、還元帯における水分圧（ＰＨ_２Ｏ）と水素分圧（ＰＨ_２）の比を下記（２）式の範囲にする必要がある。
−０．８≧ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２） ・・・・・（１）
【００９０】
ここで、ｌｏｇは常用対数であり、ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）を−０．８以下としたのは、−０．８を超えると、酸化帯で生成した鉄の酸化膜を還元できず、めっき層と鋼板の間に酸化物が残存し、めっき密着性を阻害してしまうからである。
【００９１】
冷延鋼板の連続焼鈍では、主相であるフェライトの体積率を５０％以上とするため、Ａｃ１＋３０（℃）以上に加熱する。この時の加熱温度が、Ａｃ１＋３０（℃）より低いと、フェライト体積率を５０％以上とすることができず、延性に劣る。
【００９２】
同時に、加熱温度をＡｃ１＋３０（℃）以上、Ａｃ３−１０（℃）以下にすることで、フェライト粒径を小さくすることができ、さらなる、高強度化、延性及び穴拡げ性の向上を引き起こす。
【００９３】
この効果は、加熱温度をＡｃ１＋３０（℃）以上、Ａｃ３−１０（℃）以下にすることで発揮される。ただし、この効果が顕著になるのは、加熱温度がＡｃ３−５０（℃）以下であることから、Ａｃ３−５０（℃）以下での加熱が望ましい。
【００９４】
焼鈍の保持時間が短すぎると、未溶解炭化物が残存する可能性が高く、オーステナイト体積率が少なくなるため、焼鈍の保持時間は、１０秒以上とすることが望ましい。一方、保持時間が長すぎると、結晶粒が粗大化する可能性が高くなり強度、延性及び穴拡げ性が低下するため、その上限は１０００秒とすることが好ましい。
【００９５】
その後、１次冷却として、０．１℃／秒以上の冷却速度で６５０〜８００℃の温度域に冷却し、引き続いて、２次冷却として、１〜１００℃／秒の冷却速度で、めっき浴温度〜めっき浴温度＋１００（℃）まで冷却した後、３５０〜めっき浴温度＋１００（℃）の温度域で、めっき浴の侵漬時間を含めて１〜３０００秒間保持する。
【００９６】
これは、二相域に加熱して生成させたオーステナイトをパーライトに変態させることなく、ベイナイト変態まで維持し、３５０〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）の温度域を１〜３０００秒間かけて通過させることで、その組織を、フェライト（＋ベイナイト）＋残留オーステナイトとして所定の特性を得るためである。
【００９７】
焼鈍後、６５０〜８００℃までの１次冷却速度が０．１℃／秒未満では、フェライト粒が粗大化してしまい、好ましくない。そこで、その下限値を０．１℃／秒とした。その上限は、特に定めないが、過度に冷却速度を大きくすることは、過剰な設備投資を招く。このことから、上限は１００℃／秒以下が望ましい。しかしながら、この値を越えたとしても、本発明で示す効果は発揮される。
【００９８】
また、その後、めっき浴温度〜めっき浴温度＋１００（℃）までの２次冷却速度が１℃／秒未満では、冷却途中でオーステナイトがパーライトへと変態してしまうため、残留オーステナイトが残らず望ましくない。また、２次冷却速度が１００℃／秒より速いと、板幅方向での冷却終点温度がばらつくこととなり、均一な鋼板の製造ができなくなるので好ましくない。
【００９９】
めっき浴侵漬前の保持温度を３５０〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）としたのは、この温度域にてベイナイト変態が起こり、残留オーステナイトを室温まで残すためである。３５０℃未満では、二相域に加熱して生成させたオーステナイトがマルテンサイト変態を起こしてしまい残留オーステナイトが残らないため、下限温度を３５０℃とした。
【０１００】
一方、保持温度がＺｎめっき浴温度＋１００（℃）より高いと、二相域に加熱して生成させたオーステナイトがパーライトへと変態するか、あるいは、オーステナイト中からセメンタイトが析出するため、オーステナイトがベイナイトへと分解してしまうため、その上限温度をＺｎめっき浴温度＋１００（℃）とした。
【０１０１】
Ｚｎめっき浴浸漬時間を含めた前記の保持時間が１秒未満では、鋼板をめっき浴へ侵漬する時間が十分でないので好ましくなく、３０００秒を超えると、設備が巨大になりすぎ、不経済となるため好ましくないので、前記の保持時間は１〜３０００秒間とした。
【０１０２】
めっき浴侵漬後の選択的に行う合金化処理において、保持温度を浴温〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）としたのは、この温度より高いと、オーステナイトがパーライトへと変態するか、あるいは、オーステナイト中からセメンタイトが析出するため、オーステナイトがベイナイトへと分解してしまうことから、その上限温度を、Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）とした。保持温度が浴温より低いと合金化に長時間の時間を要するので、下限温度を浴温とした。
【０１０３】
浴侵漬後、浴温〜めっき浴温度＋１００（℃）の温度範囲での保持を行わなくても、本発明に記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
【０１０４】
Ｚｎめっき浴温度から、又は、Ｚｎめっき浸漬後の保持温度から室温までの冷却速度は、特に規定するものではないが、この温度範囲での冷却速度が１００℃／秒を超えて、冷却したとしても、材質上はなんら問題を生じないが、過度に冷却速度を上げることは、製造コスト高を招くこととなるので、上限を１００℃／秒とすることが好ましい。
【０１０５】
一方、下限は、特に規定することなく本発明の効果を得ることができるが、０．５℃／秒未満だと設備が大きくなりすぎ不経済であることから、冷却速度は０．５℃／秒以上とすることが望ましい。
【０１０６】
酸化物を制御し、濡れ性と合金化の向上を図るためには、熱延段階から温度と加工履歴を制御することが望ましい。まず、鋳片の加熱温度を１１００〜１２５０℃として、仕上げ温度を８５０℃以上として、仕上げ圧延後のデスケには高圧デスケや強酸洗を行い、熱延で形成した酸化相をできるだけ除去することが望ましい。
【０１０７】
また、本発明の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の素材は、通常の製鉄工程である精錬、製鋼、鋳造、熱延、冷延工程を経て製造されることを原則とするが、その一部あるいは全部を省略して製造されるものでも、本発明に係わる条件を満足する限り、本発明の効果を得ることができる。
【０１０８】
また、めっき密着性をさらに向上させるために、焼鈍前に鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数よりなるめっきを施しても、本発明を逸脱するものではない。
【０１０９】
さらには、焼鈍後、切削を行い鋼板表面の酸化物を除去した後、めっき浴に侵漬させ、めっきを施したとしても本発明の効果を得ることができる。
【０１１０】
【実施例】
以下実施例によって本発明をさらに詳細に説明する。
【０１１１】
（実施例１）
表１に成分組成を記載したスラブを熱延、酸洗、冷延し、１ｍｍ厚とした。その後、各鋼の成分（質量％）よって、下記式に従って、Ａｃ１とＡｃ３変態温度を計算により求めた。
【０１１２】
Ａｃ１＝７２３−１０．７×Ｍｎ（％）＋２９．１×Ｓｉ（％）、
Ａｃ３＝９１０−２０３×Ｃ（％）１／２＋４４．７×Ｓｉ（％）＋３１．５×Ｍｏ（％）−３０×Ｍｎ（％）−１１×Ｃｒ（％）＋４００×Ａｌ（％）
【０１１３】
【表１】

【０１１４】
これらのＡｃ１とＡｃ３変態温度から計算される焼鈍温度に１０％Ｈ_２−Ｎ_２雰囲気で昇温・保定した後、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で６００〜７１０℃まで冷却し、その後、１〜１０℃／秒の冷速でめっき浴温度まで冷却し、浴組成を種々に変化させた４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に３秒間侵漬することで、めっきを行った。この際のめっき付着量は、片面４０ｇ／ｍ^２とした。
【０１１５】
この後、一部の鋼板については、めっき浴温度〜６００℃の温度範囲で保持を行った後、３５０℃までの温度域を０．１〜１００℃／秒の冷却速度で冷却後、室温まで冷却した。製造条件の詳細を表２〜５に示す。
【０１１６】
【表２】

【０１１７】
【表３】

【０１１８】
【表４】

【０１１９】
【表５】

【０１２０】
めっき表面外観におけるドロス巻き込みの状況の目視観察及び不めっき部面積の測定により、めっき性を評価した。作製しためっき層中濃度測定は、アミン系インヒビターを入れた５％塩酸でめっき層を溶かした後、ＩＣＰ発光分析法を用いて行った。
【０１２１】
めっき密着性は、パウダリングを調査し、その剥離幅が３ｍｍを超えた場合を不合格とした。
【０１２２】
これらめっきを施した鋼板から、ＪＩＳ５号試験片を採取し、ゲージ長さ５０ｍｍ、引張り試験速度１０ｍｍ／分で、常温引張り試験を行った。
【０１２３】
穴拡げ性は、直径１０ｍｍの円形穴を、クリアランスが１２％となる条件にて打ち抜き、かえりがダイ側となるようにし、６０°円錐ポンチにて成形し、穴拡げ率λ（％）により評価した。
【０１２４】
残留オーステナイト体積率Ｖγの測定は、めっき層／鋼板界面より板厚の７／１６内層を化学研磨後、Ｍｏ管球を用いたＸ線回折で、フェライトの（２００）の回折強度Ｉα（２００）、フェライトの（２１１）の回折強度Ｉα（２１１）とオーステナイトの（２２０）の回折強度Ｉγ（２２０）及び（３１１）の回折強度Ｉγ（３１１）の強度比より求めた。
Ｖγ（体積％）＝０．２５×｛Ｉγ（２２０）／（１．３５×Ｉα（２００）＋Ｉγ（２２０））＋Ｉγ（２２０）／（０．６９×Ｉα（２１１）＋Ｉγ（２２０））＋Ｉγ（３１１）／（１．５×Ｉα（２００）＋Ｉγ（３１１））＋Ｉγ（３１１）／（０．６９×Ｉα（２１１）＋Ｉγ（３１１））｝
【０１２５】
酸化物の体積率と分布については、研磨を行った後、ＳＥＭ及びＥＰＭＡを用いて観察することで、測定を行った。
【０１２６】
表６〜９に機械特性、めっき特性等を示す。表６〜９に示すように、鋼板成分が所定の範囲を満たすものは、不めっきもなく良好なめっき性が得られている。
【０１２７】
【表６】

【０１２８】
【表７】

【０１２９】
【表８】

【０１３０】
【表９】

【０１３１】
鋼板の成分組成が所定の範囲であったとしても、製造条件及び鋼板組織が所定の要件を満たさないものは、高強度、高延性及びめっき密着性に劣り、さらには、残留オーステナイト分率が低くなり、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ．）も２１０００（ＭＰａ・％）未満となり、強度−延性バランスに劣る。
【０１３２】
製造条件が本発明の要件を満たすものであっても、成分組成の範囲が所定の要件を満たさないものは、本発明の効果を得ることができない。
【０１３３】
【発明の効果】
本発明により、良好なめっき性が得られ、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ．）も２１０００（ＭＰａ・％）を超える強度９８０ＭＰａ超の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。

Claims (12)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０００１〜０．３％、
   Ｓｉ：０．１〜４％、
   Ａｌ：０．００１〜４％、
   Ｍｎ：０．００１〜３％、
   Ｐ：０．０００１〜０．３％、
   Ｓ：０．０１％以下を含有し、Ｎｉ、Ｃｕの１種又は２種を合計で０．００１〜４％含有し、さらに、Ｔｉ、Ｎｂの１種又は２種を合計で０．００１〜１％含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で、主相としてフェライトを５０％以上含有し、オーステナイトを３〜５０％未満含有し、残部組織が、ベイナイト、又は、マルテンサイト及びベイナイトよりなる鋼板の表面に、質量％で、
   Ａｌ：０．００１〜０．５％、
   Ｆｅ：５〜２０％を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる溶融亜鉛めっき層を有し、引張強さが９８０ＭＰａ超であることを特徴とする高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
2. 質量％で、
   Ｃ：０．０００１〜０．３％、
   Ｓｉ：０．１〜４％、
   Ａｌ：０．００１〜４％、
   Ｍｎ：０．００１〜３％、
   Ｐ：０．０００１〜０．３％、
   Ｓ：０．０１％以下を含有し、Ｎｉ、Ｃｕの１種又は２種を合計で０．００１〜４％含有し、さらに、Ｔｉ、Ｎｂの１種又は２種を合計で０．００１〜１％含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で、主相としてフェライトを５０％以上含有し、オーステナイトを３〜５０％未満含有し、残部組織が、ベイナイト、又は、マルテンサイト及びベイナイトよりなる鋼板の表面に、質量％で、
   Ａｌ：０．００１〜０．５％、
   Ｆｅ：５％未満を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる溶融亜鉛めっき層を有し、引張強さが９８０ＭＰａ超であることを特徴とする高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
3. さらに、鋼中に、質量％で、
   Ｍｏ：０．００１〜４％、
   Ｃｒ：０．００１〜４％、
   Ｃｏ：０．００１〜４％
   の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 前記めっき層中のＣｕ含有率（質量％）と鋼中のＣｕ含有率（質量％）の比をａ、めっき層中のＮｉ含有率（質量％）と鋼中のＮｉ含有率（質量％）の比をｂとすると、
   ０．０００１≦ａ＋ｂ≦０．２
   を満たすことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
5. さらに、鋼中に、質量％で、
   Ｖ：０．００１〜１％を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
6. さらに、鋼中に、質量％で、
   Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
7. さらに、鋼中に、質量％で、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｙ、Ｈｆ、Ｌａ−Ｃｅの元素群中から１種又は２種以上を、合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする請求項 １〜６のいずれか１項に記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
8. 前記めっき鋼板の垂直断面において、めっき相／鋼板界面から、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＺｒＯ_２、ＣｅＯ_２、Ｌａ_２Ｏ_３、ＨｆＯ_２、ＴｉＯ_２、Ｙ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２、ＭｎＯ、及び、Ａｌ_２Ｏ_３の１種又は２種以上の内部酸化物が存在する最大深さまでの範囲における鋼板中に、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＺｒＯ_２、ＣｅＯ_２、Ｌａ_２Ｏ_３、ＨｆＯ_２、ＴｉＯ_２、Ｙ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２、ＭｎＯ、及び、Ａｌ_２Ｏ_３の１種又は２種以上が、面積率で１％以上含まれることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
9. 前記めっき鋼板の垂直断面において、めっき相／鋼板界面から１０μｍまでの鋼板中に、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＺｒＯ_２、ＣｅＯ_２、Ｌａ_２Ｏ_３、ＨｆＯ_２、ＴｉＯ_２、Ｙ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２、ＭｎＯ、及び、Ａｌ_２Ｏ_３の１種又は２種以上の合計を、面積率で０．１％以上含むことを特徴とする請求項 １〜８のいずれか１項に記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
10. 前記フェライトの体積率８０％以上の平均粒径が、５μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
11. 請求項１〜７のいずれか１項に記載の成分組成からなる鋳造スラブを、鋳造まま、又は、一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻き取った熱延鋼板を酸洗後冷延した後、めっきラインにおける酸化帯において、燃焼空気比０．９〜１．５の雰囲気内にて酸化せしめ、その後、還元帯にて、水分圧と水素分圧の常用対数ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）が下記（１）式を満たす還元雰囲気にて、Ａｃ１＋３０（℃）以上、Ａｃ３−１０（℃）以下で焼鈍した後に、０．１℃／秒以上の冷却速度で６５０〜８００℃の温度域に冷却し、引き続いて、１〜１００℃／秒の冷却速度で、Ｚｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）まで冷却した後、３５０〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）の温度域で、後続のめっき浴の浸漬時間を含めて１〜３０００秒間保持した後、Ｚｎめっき浴に浸漬して、その後、室温まで冷却し、９８０ＭＰａ超の引張強さを有する高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板を製造することを特徴とする高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    −０．８≧ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２） ・・・・・（１）
12. 前記Ｚｎめっき浴に浸漬した後、浴温〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）の温度範囲で１〜３００秒間の保持を行い、室温まで冷却することを特徴とする請求項１１に記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。