JP5532088B2 - 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車用鋼板等の用途に有用な引張強さ（ＴＳ）が４４０ＭＰａ以上の高強度鋼板でかつ高ｒ値（平均ｒ値≧１．３０）を有し、さらにｒ値の面内異方性（Δｒ）が絶対値で０．２０以下と小さい、深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関するものである。

近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ_２の排出量を規制するため、自動車の燃費改善（車体軽量化）が求められている。これに加えて、衝突時に乗員の安全を確保するために、自動車車体の衝突特性を中心とした安全性の向上も要求されている。自動車車体の軽量化と安全性向上を同時に満たすには、剛性が問題とならない範囲で素材を高強度化し、板厚を減ずることによる軽量化が効果的であると言われており、最近では高強度鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。軽量化効果は使用する鋼板が高強度であるほど大きくなるため、自動車業界では、例えば、内板および外板用のパネル用材料として、ＴＳが４４０ＭＰａ以上の鋼板を使用する動向にある。

一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工によって成形されるため、自動車用鋼板は優れたプレス成形性を有していることが要求される。しかしながら、高強度鋼板は通常の軟鋼板に比べて、成形性、特に深絞り性が大きく劣化するため、自動車の軽量化を進める上での課題として、ＴＳ≧４４０ＭＰａ、より好ましくはＴＳ≧５００ＭＰａ、さらに好ましくはＴＳ≧５９０ＭＰａで、さらに良好な深絞り成形性を兼ね備える鋼板の要求が高まっており、深絞り性の評価指標であるランクフォード値（以下、ｒ値）で、平均ｒ値≧１．３０という高ｒ値の高強度鋼板が要求されている。

さらに適用部品によっては、その面内異方性が小さいことが、同じ平均ｒ値であっても成形性の向上に寄与するため、面内異方性の低減も要求されている。

高ｒ値を有しながら高強度化する手段として、例えば、特許文献１に極低炭素鋼板において、鋼中に固溶する炭素や窒素を固着するＴｉやＮｂを添加し、ＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ ａｔｏｍ ｆｒｅｅ）化した鋼をベースに、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐなどの固溶強化元素を添加する方法が開示されている。

しかしながら、このような極低炭素鋼を素材として、固溶強化元素を添加する技術では、ＴＳが４４０ＭＰａ以上あるいは５００ＭＰａ以上、５９０ＭＰａ以上といった高強度の鋼板を製造しようとすると、合金元素の添加量が多くなり、例えばＳｉの添加量が多くなると、連続焼鈍中に表面に濃化し、雰囲気中に存在する微量の水蒸気と反応して、鋼板表面でＳｉ系の酸化物を形成し、めっきの濡れ性を悪くして、めっきムラの発生を招き、めっき品質が著しく劣化する。また、Ｐの添加量が多くなると、Ｐが粒界に偏析して耐二次加工脆性を劣化させ、Ｍｎの添加量が多くなると、ｒ値が低下し、高強度化を図るほどｒ値が低下する問題がある。

鋼板を高強度化する方法として、前述のような固溶強化法以外に組織強化法がある。軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトからなる複合組織鋼板は、一般に延性が良好で優れた強度−延性バランスを有し、さらに降伏強度が低いという特徴を有している。このため、プレス成形性は比較的良好である。しかしながら、ｒ値が低く深絞り性に劣る。これは、結晶方位的にｒ値に寄与しないマルテンサイトが存在することのほか、マルテンサイトの形成に必須である固溶Ｃが、高ｒ値化に有効な｛１１１｝再結晶集合組織の形成を阻害するためであると言われている。

このような複合組織鋼板のｒ値を改善する技術として、例えば、特許文献２には、冷間圧延後、再結晶温度〜Ａｃ_３変態点の温度で箱焼鈍を行い、その後、複合組織とするため７００〜８００℃に加熱した後、焼入焼戻しを行う方法が開示されている。また、特許文献３には所定のＣ量を含有し、組織中にベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトのうち、１種以上を合計で３％以上有する平均ｒ値が１．３以上の高強度鋼板が開示されている。

しかしながら、特許文献２、３に記載の技術はともにＡｌとＮのクラスターや析出物を形成させることにより集合組織を発達させてｒ値を高める焼鈍と組織を作りこむための熱処理をそれぞれ必要としており、また、焼鈍工程では、箱焼鈍を基本とし、その保持時間が１時間以上という長時間保持を必要としている。箱焼鈍が必要となるため、連続焼鈍に比べて処理時間が長く、工程数が増加するため、効率や生産性が非常に劣り、製造コストの観点から経済性に劣るだけでなく、鋼板間の密着の多発、テンパーカラーの発生および炉体インナーカバーの寿命低下など製造工程上、多くの問題がある。

また、特許文献４には、Ｃ含有量との関係でＶ含有量の適正化を図ることで複合組織鋼板のｒ値を改善する技術が開示されている。これは、再結晶焼鈍前に鋼中のＣをＶ系炭化物として析出させて固溶Ｃ量を極力低減させて高ｒ値化を図り、引き続き、α−γの２相域で加熱することで、Ｖ系炭化物を溶解させてγ中にＣを濃化させて、その後の冷却過程でマルテンサイトを生成させ、複合組織鋼板を製造するものである。

しかしながら、２相域焼鈍中にＶ系炭化物を溶解させる方法では、溶解速度のバラツキによる材質変動が懸念されるため、焼鈍温度や焼鈍時間に対して、高精度の管理が必要となり、実機製造での安定性に課題がある。

また、特許文献５には、Ｃ含有量が０．０１０〜０．０５０％の範囲において、Ｎｂ含有量とＣ含有量が０．２≦（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）≦０．７となるように制御することで、高ｒ値化と複合組織化を両立させる技術が開示されている。また、これらは、熱延板の段階で、焼鈍後にマルテンサイト形成に必要な固溶Ｃを残存させるとともに、Ｎｂ添加による熱延板組織の微細化効果とＮｂＣの析出による固溶Ｃ量低減効果により、高ｒ値化を図るものである。

しかしながら、Ｎｂは非常に高コストであるだけでなく、Ｎｂはオーステナイトの再結晶を著しく遅延させるため、熱間圧延時の負荷が高いという課題がある。さらに、熱延板中に析出したＮｂＣは、冷間圧延時の変形抵抗を高くするため、ロールへの負荷を大きくしてトラブル発生の危険性を増大させるとともに、生産性の低下、製造可能な製品幅の制約なども問題となる。また、本発明者らの研究によれば、この技術においてＮｂ量とＣ量が高めとなった場合、平均ｒ値は良好であるものの、ｒ値の面内異方性が大きくなる傾向が見られ、高Ｃ成分域でのｒ値の面内異方性の低減が課題となる。

また、特許文献６には、Ｃ含有量が０．０３５〜０．０５％の範囲において、Ｎｂ含有量とＣ含有量が（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）が０．１５〜０．４５となるように制御した鋼を、スラブ加熱温度を１０００〜１２００℃で、かつＣ量とＮｂ量に応じた関係式を満たすように制御し、さらに冷間圧延後、再結晶以降の高温域で徐加熱し、｛１１１｝再結晶集合組織を効果的に発達させることで、平均ｒ値≧１．２で、かつその面内異方性を低減させた高強度鋼板を得る技術が開示されている。また、Ｎｂ含有量とＴｉ含有量、Ｖ含有量を｛（Ｎｂ／９３）＋（Ｔｉ^＊／４８）＋（Ｖ／５１）｝／（Ｃ／１２）が０．１５〜０．４５となるように複合添加する技術も開示されている。ここで、Ｔｉ^＊＝Ｔｉ−１．５Ｓ−３．４Ｎであり、Ｔｉ^＊≦０の場合、Ｔｉ^＊＝０である。

しかしながら、特許文献６に記載の技術では、Ｃ含有量が０．０３５〜０．０５％と高めであるため、平均ｒ値≧１．２を満足するものの、実施例における平均ｒ値は最大で１．３２であり、必ずしもｒ値が良好ではなく、より高ｒ値が必要となる部位への適用は困難となることが予想される。また、平均ｒ値≧１．２を達成するために、非常に高価なＮｂを０．０５％以上含有させているため高コストであり、さらにＮｂはオーステナイトの再結晶を著しく遅延させるため、熱間圧延時の負荷が高いという課題がある。また、熱延板中に析出したＮｂＣは、冷間圧延時の変形抵抗を高くするため、生産性の低下、製造可能な製品幅の制約なども問題となる。

特開昭５６−１３９６５４号公報 特公昭５５−１０６５０号公報 特開２００３−６４４４４号公報 特開２００２−２２６９４１号公報 特開２００５−１２０４６７号公報 特開２００８−１７４８２５号公報

深絞り性に優れる軟鋼板を高強度化するにあたり、従来検討されてきた固溶強化による高強度化の方法には、多量の合金元素の添加が必要であり、これはコスト、めっき性品質に課題があり、また、ｒ値向上そのものにも課題を抱えるものであった。また、組織強化を活用した方法では、２回焼鈍法が必要なため、製造工程上の問題があり、ＶＣを活用した方法も開示されているが、ＶＣの溶解速度のバラツキによる材質変動が懸念され、焼鈍温度や焼鈍時間に対して、高精度の管理が必要となり、実機製造における安定性に課題を抱えるものであった。さらに、Ｎｂ添加による熱延板組織の微細化効果とＮｂＣの析出による固溶Ｃ量低減効果による高ｒ値化を図る技術が開示されているが、Ｎｂは非常に高コストであるだけでなく、オーステナイトの再結晶を著しく遅延させるため、熱間圧延時の負荷が高く、さらに、熱延板中に析出したＮｂＣは、冷間圧延時の変形抵抗を高くするため、安定した実機製造を困難にするものであった。

本発明は、このような従来技術の課題を解決した、ＴＳ≧４４０ＭＰａでかつ平均ｒ値≧１．３０を有し、さらにｒ値の面内異方性（Δｒ）が絶対値で０．２０以下の、深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とし、ＴＳ≧５００ＭＰａ、あるいはさらにＴＳ≧５９０ＭＰａという高強度であっても平均ｒ値≧１．３０で、かつその面内異方性が小さい、深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明では、上記のような課題を解決すべく鋭意研究を進め、過剰な合金元素の添加や特殊な設備を用いることなく、０．０１０〜０．０４％のＣ含有量の範囲で、このＣ含有量との関係でＮｂ含有量を規制し、さらにＮｂやＴｉで固定されないＣ量（固溶Ｃ量）を後記する関係式を満たす範囲に制御することで、平均ｒ値が１．３０以上で深絞り性に優れ、かつｒ値の面内異方性（Δｒ）が絶対値で０．２０以下と小さい、フェライトとマルテンサイトを含む鋼板組織をもつ高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることに成功した。

本発明の要旨を以下に示す。

（１）質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．０４％以下、Ｓｉ：１．０％超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０．０５％未満、Ｔｉ：０．０１５％以上０．１２０％以下を含有し、かつ、鋼中のＮｂおよびＣの含有量（質量％）が（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）＜０．２０の関係を満たし、さらに０．００５＜Ｃ^＊≦０．０２０を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板組織は、面積率で８０％以上のフェライトと３％以上のマルテンサイトを有し、引張強さが４４０ＭＰａ以上、平均ｒ値が１．３０以上でかつｒ値の面内異方性（Δｒ）が絶対値で０．２０以下であることを特徴とする深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

ここで、Ｃ^＊＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／４８）｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ｝で表され、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓは、それぞれ鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す。

（２）上記成分組成に加えて、質量％で、さらに、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．５％以下含有することを特徴とする上記（１）に記載の深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（３）上記成分組成に加えて、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下の１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（４）上記成分組成に加えて、質量％で、さらに、Ｓｎ：０．２０％以下、Ｓｂ：０．２０％以下の１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（５）上記成分組成に加えて、質量％で、さらに、Ｔａ：０．０１〜０．１０％を含み、かつ、前記Ｃ^＊に代えて、下記Ｃ^＊が０．００５＜Ｃ^＊≦０．０２０を満足して含有することを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

ここで、Ｃ^＊＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／１８１）Ｔａ−（１２／４８）｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ｝で表され、Ｃ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓは、それぞれ鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す。

（６）上記（１）〜（５）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、熱間圧延、冷間圧延した後、７００〜８００℃の温度域を３℃／ｓ未満の平均加熱速度で加熱し、８００〜９５０℃の焼鈍温度で焼鈍し、前記焼鈍温度から３〜１５℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、前記溶融亜鉛めっき後、５〜１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却する、あるいは前記溶融亜鉛めっき後、さらに亜鉛めっきの合金化処理を施し、前記合金化処理後、５〜１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却することを特徴とする深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

（７）前記熱間圧延の仕上げ圧延終了後、３秒以内に冷却を開始し、４０℃／ｓ以上の平均冷却速度で７２０℃まで冷却し、６００℃超７００℃以下の巻取り温度で巻取り、かつ、前記冷間圧延の圧延率を５０％以上とすることを特徴とする上記（６）に記載の深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明によれば、Ｃ含有量が０．０１０〜０．０４％の範囲において、Ｎｂ含有量とＣ含有量を前記した関係式を満たすように規制し、かつＮｂやＴｉで固定されないＣ量（固溶Ｃ量；Ｃ^＊）を前記した関係式を満たす範囲に制御することで、｛１１１｝再結晶集合組織を発達させて平均ｒ値≧１．３０を確保するとともに、ｒ値の面内異方性（Δｒ）を絶対値で０．２０以下に低減し、さらに、フェライトとマルテンサイトを含む鋼板組織とすることで、良好な深絞り性とＴＳ４４０ＭＰａ以上の高強度化を達成できる。

以下、本発明について詳細に説明する。

まず、鋼の成分組成について説明する。なお、成分の量を表す％は、特に断らない限り質量％を意味する。

Ｃ：０．０１０％以上０．０４％以下
Ｃはマルテンサイトを形成し、強度上昇に寄与する元素である。Ｃ量が０．０１０％未満ではマルテンサイトの形成が困難となり、所望のマルテンサイト分率が確保できず、４４０ＭＰａ以上の強度が得られなくなる。一方、Ｃ量が０．０４％を超えると、マルテンサイトの面積率が必要以上に増加してフェライトの面積率が低下し、良好なｒ値（平均ｒ値≧１．３０）が得られなくなるだけでなく、良好なｒ値の面内異方性（｜Δｒ｜≦０．２０）が得られなくなる。したがって、Ｃ量は０．０１０％以上０．０４％以下とし、より良好なｒ値（平均ｒ値≧１．３５）を得るには、Ｃ量は０．０１０％以上０．０３５％未満とすることが好ましい。なお、ＴＳ≧５００ＭＰａを得るためには、Ｃ量を０．０１５％以上とすることが好ましく、ＴＳ≧５９０ＭＰａを得るためには０．０２０％以上とすることが好ましい。

Ｓｉ：１．０％超１．５％以下
Ｓｉはフェライト変態を促進させ、未変態オーステナイト中のＣ量を上昇させて、フェライトとマルテンサイトの複合組織を形成させやすくするほか、固溶強化の効果を有し、高強度化に有効な元素である。この効果を得るには、１．０％超含有させる必要がある。一方、Ｓｉは１．５％を超えて含有させると、熱延時に赤スケールが発生して、めっき後の表面外観を悪化させ、また、連続焼鈍中に表面に濃化し、雰囲気中に存在する微量の水蒸気と反応して、鋼板表面でＳｉ系酸化物を形成し、めっきの濡れ性を悪くしてめっきムラの発生を招き、めっき品質が劣化する。したがって、Ｓｉ量は１．０％超１．５％以下とし、好ましくは１．０％超１．４％以下とする。

Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下
Ｍｎはマルテンサイトの生成に有効な元素であり、焼入れ性を向上させ、マルテンサイトを安定して生成させる。Ｍｎ量が１．０％未満ではマルテンサイトの形成が困難となり、所定のマルテンサイトの面積率が確保できず、４４０ＭＰａ以上の強度が得られなくなる場合がある。したがって、強度確保の観点から１．０％以上添加し、好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．５％以上とする。一方、３．０％を超えてＭｎを添加すると、スラブコストの増加を招くだけでなく、ｒ値および溶接性を劣化させるため、Ｍｎ量の上限は３．０％とする。

Ｐ：０．００５％以上０．１％以下
Ｐは固溶強化元素であり、高強度化に有効な元素である。しかしながら、Ｐ含有量が０．００５％未満では、その効果が現れないだけではなく、製鋼工程において脱燐コストの上昇を招く。したがって、Ｐ量は０．００５％以上とし、好ましくは０．０１％以上とする。一方、Ｐ量が０．１％を超えると、Ｐが粒界に偏析し、耐二次加工脆性および溶接性を劣化させる。また、溶融亜鉛めっき後の合金化処理時に、めっき層と鋼板の界面における鋼板からのめっき層へのＦｅの拡散が抑制され、合金化処理性が劣化する。そのため、高温での合金化処理が必要となり、得られるめっき層はパウダリング、チッピング等のめっき剥離が生じやすいものとなる。したがって、Ｐ量は、０．１％以下とし、好ましくは０．０６％以下、より好ましくは０．０３５％未満とする。

Ｓ：０．０１％以下
Ｓは熱間加工性を低下させ、スラブの熱間割れ感受性を高め、さらに、鋼中にＭｎＳとして存在し、鋼板の加工性を劣化させる。したがって、Ｓ量は０．０１％以下とする。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．５％以下
Ａｌは固溶強化元素であり、高強度化に有効な元素である。さらにＡｌは脱酸元素として鋼中の介在物を減少させる作用を有している。しかしながら、ｓｏｌ．Ａｌ量が０．００５％未満では上述した作用が安定して得られないため、０．００５％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ量が０．５％を超えると、コストの増加を招き、さらに表面欠陥を誘発するので、ｓｏｌ．Ａｌ量の上限を０．５％とし、好ましくは０．１％とする。

Ｎ：０．０１％以下
Ｎは含有量が低いほうが好ましい。Ｎ量が０．０１％を超えると、過剰な窒化物の生成により、延性、靭性および表面性状が劣化する。したがって、Ｎ量は０．０１％以下とする。

Ｎｂ：０．０１０％以上０．０５％未満
Ｎｂは本発明において重要な元素のひとつである。Ｎｂは熱延板組織を微細化する作用を有するとともに、熱延板中にＮｂＣとして析出することにより鋼中のＣを固定する作用を有し、これらの作用によって高ｒ値化に寄与する元素である。このような効果を発現すべく、本発明ではＮｂ含有量を０．０１０％以上とする。一方、０．０５％以上の過剰のＮｂは、コストの増加を招くとともに、熱間圧延時の負荷を増大させ、また、冷間圧延時の変形抵抗を高くして、安定した実機製造を困難にする場合がある。また、後述の通り、本発明においては、焼鈍後の冷却過程でマルテンサイトを形成させるための固溶Ｃを必要とするが、Ｎｂは０．０５％以上に過剰に含有させると、固溶Ｃ量を減少させ、マルテンサイトの形成を妨げ、所望のマルテンサイト分率が確保できず、４４０ＭＰａ以上の強度が得られなくなる場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上０．０５％未満とする。

Ｔｉ：０．０１５％以上０．１２０％以下
Ｔｉは本発明において重要な元素のひとつである。ＴｉはＮｂと同様、熱延板中に炭化物（ＴｉＣ）として析出することにより、Ｃを固定する作用を有し、これらの作用によって高ｒ値化に寄与する元素である。このような効果を発現すべく、本発明ではＴｉ含有量を０．０１５％以上とする。一方、０．１２０％を超える過剰のＴｉは、コストの増加を招くとともに、Ｎｂの場合と同様に、冷間圧延時の変形抵抗を高くするため、安定した実機製造を困難にする場合がある。また、０．１２０％を超える過剰なＴｉの含有はＮｂと同様に、焼鈍後の冷却過程におけるマルテンサイトの形成を妨げる懸念がある。したがって、Ｔｉ量含有量は０．０１５％以上０．１２０％以下とする。

（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）＜０．２０かつ０．００５＜Ｃ^＊≦０．０２０
ここで、Ｃ^＊＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／４８）｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ｝で表され、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓは、それぞれ鋼中のＣ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓの含有量（質量％）を表す。Ｃ^＊はＮｂやＴｉで固定されないＣ量（固溶Ｃ量）を表す。なお、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≦０の場合には、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ＝０とする。

（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）およびＣ^＊は、本発明において、最も重要な指標である。ＮｂはＴｉに比べて、非常に高価であり、さらに熱間圧延時の圧延負荷を著しく増加させ、製造安定性を低下させる懸念がある。また、前述のように焼鈍後の冷却過程でマルテンサイトを形成させるためには、ＮｂやＴｉで固定されないＣ量、すなわち固溶Ｃ（Ｃ^＊）が必要となる。このため、コスト、製造安定性、鋼板組織および鋼板特性の観点から、（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）およびＣ^＊を適正に制御する必要がある。

（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）が０．２０以上では、高価なＮｂの割合が高く、コストが高いことに加えて、熱間圧延時の負荷が増大する。したがって、（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）は０．２０未満とする。また、Ｃ^＊が０．００５以下では所定のマルテンサイト量を確保することができず、４４０ＭＰａ以上の強度を得ることが困難となる。したがって、Ｃ^＊は０．００５超とする。一方、Ｃ^＊が０．０２０を超えると、高ｒ値化に有効なフェライトの｛１１１｝再結晶集合組織の形成を阻害し、良好な深絞り性が得られなくなる場合があるだけではなく、ｒ値の面内異方性（Δｒ）をマイナス側（負の方向）に大きくする冷延集合組織の主方位である｛１００｝＜１１０＞〜｛１１２｝＜１１０＞付近が焼鈍後も残存し、｜Δｒ｜≦０．２０を満足することができなくなる場合がある。したがって、ＴＳ：４４０ＭＰａ以上、平均ｒ値：１．３０以上で、かつ｜Δｒ｜≦０．２０を達成するために、Ｃ^＊は０．００５超０．０２０以下とする。平均ｒ値：１．３５以上を達成するには、Ｃ^＊を０．０１８５以下とすることが好ましく、平均ｒ値：１．４０以上を達成するにはＣ^＊を０．０１７０未満とすることがより好ましい。

以上が本発明の鋼板の基本組成であるが、基本組成に加えてさらにＭｏ、Ｃｒ、Ｖのうちの１種または２種以上および／またはＣｕ、Ｎｉの１種または２種を、必要に応じて選択して含有することができる。

Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖの１種または２種以上の合計：０．５％以下
Ｍｏ、Ｃｒ、ＶはＭｎと同様に焼入れ性を高め、マルテンサイトを安定して生成させるうえで有効に作用する。このような効果は合計で０．１％以上の含有で顕著になる。一方、これらの元素の１種または２種以上を合計で０．５％を超えて添加しても、その効果が飽和し、コストの上昇を招くことから、これらの元素の１種または２種以上の合計添加量を０．５％以下とすることが好ましい。

Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下の１種または２種
Ｃｕはスクラップ等を積極活用する際に混入する元素である。本発明において、Ｃｕの混入を許容することで、原料にリサイクル資源を活用して、製造コストを削減することができる。なお、本発明の鋼板では、材質に及ぼすＣｕの影響は小さいが、過剰に混入すると表面傷の原因となるのでＣｕ含有量は０．３％以下とすることが好ましい。

Ｎｉも鋼板の材質に対する影響は小さいが、Ｃｕを添加する場合に鋼板の表面傷を低減するうえで有効に作用する。この効果はＣｕ含有量の１／２のＮｉを含有することで顕著に生じるため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ量の下限はＣｕ量の１／２とすることが好ましい。しかしながら、Ｎｉは過剰に添加するとスケールの不均一性に起因した表面欠陥を助長するので、Ｎｉ量は０．３％以下とすることが好ましい。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ、Ｓｂのうちから選ばれる１種または２種および／またはＴａを、必要に応じて選択して含有することができる。

Ｓｎ：０．２０％以下、Ｓｂ：０．２０％以下の１種または２種
ＳｎやＳｂは鋼板表面の窒化、酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表面の数十ミクロン領域の脱炭を抑制する観点から含有することができる。このような窒化や酸化を抑制することで鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、疲労特性や表面品質が改善される。窒化や酸化を抑制する観点から、ＳｎあるいはＳｂを含有する場合は０．０１％以上とすることが好ましく、０．２０％を超えると靭性の劣化を招くので、０．２０％以下とすることが好ましい。

Ｔａ：０．０１％以上０．１０％以下かつ０．００５＜Ｃ^＊≦０．０２０
ＴａはＮｂやＴｉと同様に、熱延板中にＴａＣとして析出することによりＣを固定する作用を有し、これらの作用によって高ｒ値化に寄与する元素である。このような観点から、Ｔａを０．０１％以上含有することができる。一方、０．１０％を超える過剰のＴａの含有は、コストの増加を招くだけでなく、ＮｂやＴｉと同様に、焼鈍後の冷却過程におけるマルテンサイトの形成を妨げる可能性があり、さらに熱延板中に析出したＴａＣは、冷間圧延時の変形抵抗を高くし、安定した実機製造を困難にする場合があるため、Ｔａを含有する場合は、０．１０％以下とすることが好ましい。

Ｔａを添加する場合、０．００５＜Ｃ^＊≦０．０２０を満足するように含有する。ここで、Ｃ^＊＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／１８１）Ｔａ−（１２／４８）｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ｝で表され、Ｃ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓは、それぞれ鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す。なお、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≦０の場合には、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ＝０とする。

Ｃ^＊が０．００５以下では所定のマルテンサイト量を確保することができず、４４０ＭＰａ以上の引張強さを得ることが難しくなる。一方、Ｃ^＊が０．０２０を超えると、高ｒ値に有効なフェライト相の｛１１１｝再結晶集合組織の形成を阻害し、良好な深絞り性が得られなくなる場合があるだけではなく、ｒ値の面内異方性（Δｒ）をマイナス側（負の方向）に大きくする冷延集合組織の主方位である｛１００｝＜１１０＞〜｛１１２｝＜１１０＞付近が焼鈍後も残存し、｜Δｒ｜≦０．２０を満足することができなくなる場合がある。したがって、ＴＳ：４４０ＭＰａ以上、平均ｒ値：１．３０以上で、かつ｜Δｒ｜≦０．２０を達成するために、Ｃ^＊は０．００５超０．０２０以下とする。平均ｒ値：１．３５以上を達成するには、Ｃ^＊を０．０１８５以下とすることが好ましく、平均ｒ値：１．４０以上を達成するにはＣ^＊を０．０１７０未満とすることがより好ましい。

本発明の鋼板において、上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、例えば、酸素（Ｏ）が挙げられ、酸素（Ｏ）は非金属介在物を形成して品質に悪影響を及ぼすため、その含有量は０．００３％以下に低減するのが好ましい。

次に本発明の鋼板組織の限定理由について説明する。

本発明の鋼板組織は面積率で８０％以上のフェライトと面積率で３％以上のマルテンサイトを含む組織を有する。本発明では、鋼板の強度とプレス成形性（特に深絞り性）との両立を図るうえで、フェライトおよびマルテンサイトの各々の面積率を限定する。

フェライト：面積率で８０％以上
フェライトは鋼板のプレス成形性、特に深絞り性を確保するための軟質相であり、本発明においては、フェライトの｛１１１｝再結晶集合組織を発達させることによって、高ｒ値化を図っている。フェライトの面積率が８０％未満では、平均ｒ値：１．３０以上を達成することが困難となる場合があり、良好な深絞り性を確保することができず、プレス成形性が低下する場合がある。したがって、フェライトの面積率は８０％以上とする。なお、平均ｒ値の更なる向上を図るうえでは、フェライトの面積率は８５％以上とすることが好ましい。一方、フェライトの面積率が９７％を超えると、鋼板強度が低下し、４４０ＭＰａ以上の強度を確保することが困難となる場合がある。

なお、「フェライト」とは、ポリゴナルフェライトのほか、オーステナイトから変態した転位密度の高いベイニティックフェライトを含む。

マルテンサイト：面積率で３％以上
マルテンサイトは、鋼板の強度を確保するための硬質相である。マルテンサイトの面積率が３％未満では、鋼板の強度が低下し、４４０ＭＰａ以上の強度を確保することが困難となる。したがって、マルテンサイトの面積率は３％以上とする。鋼板の更なる高強度化を図る上では、マルテンサイトの面積率を５％以上とすることが好ましい。一方、マルテンサイトの面積率が２０％を超えると、ｒ値を向上させるフェライトの面積率が低下し、良好な深絞り性を確保することが困難となる。このため、マルテンサイトの面積率は２０％以下とすることが必要であり、１５％以下とすることが好ましい。

なお、本発明の鋼板ではフェライトとマルテンサイト以外の組織としては、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイト、不可避的な炭化物が挙げられ、これらの面積率は合計で５％以下であれば含まれても良い。

次に本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。

本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した成分組成の溶鋼を溶製して鋼素材とし、該鋼素材に熱間圧延を施し、熱延鋼板とする熱間圧延工程と、該熱延鋼板に冷間圧延を施し、冷延鋼板とする冷間圧延工程と、該冷延鋼板に焼鈍処理、亜鉛めっき処理を施す焼鈍・亜鉛めっき工程とを順次施して製造される。

本発明において、鋼素材の溶製方法は特に限定せず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、溶製後、偏析等の観点から連続鋳造法により鋼スラブとするのが好ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法で鋼スラブとしてもよい。なお、鋳造後に鋼スラブを熱間圧延するにあたり、加熱炉でスラブを再加熱した後に圧延しても良いし、所定温度以上の温度を保持している場合には、鋼スラブを加熱することなく直送圧延しても良い。

（熱間圧延工程）
熱間圧延工程では、鋼素材を加熱し、粗圧延および仕上げ圧延を施す。本発明では、鋼素材の加熱条件、粗圧延条件、仕上げ圧延条件については特に限定する必要はないが、鋼素材を加熱する場合、加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下、仕上げ圧延終了温度はＡｒ_３変態点以上１０００℃以下とすることが好ましい。

巻取り温度は限定されないが、５００〜７００℃とすることが好ましく、６００℃超７００℃以下とすることがより好ましい。巻取り温度が７００℃を超えると結晶粒が粗大化し、強度低下が懸念されるとともに冷延焼鈍後の高ｒ値化を妨げる可能性がある。また、巻取り温度が５００℃未満になると、ＮｂＣやＴｉＣの析出が困難となるため、Ｃ^＊の値は同じでも，実際にはＮｂやＴｉで固定されないＣ量が増加し、高ｒ値化に不利となる可能性がある。したがって，巻取り温度は５００℃以上が好ましく、６００℃超がより好ましい。

また、熱延板の結晶粒径微細化によるｒ値向上を図る上では、仕上げ圧延終了後、３秒以内に冷却を開始し、４０℃／ｓ以上の平均冷却速度で７２０℃まで冷却し、６００℃超７００℃以下の巻取り温度で巻取ることがより好ましい。

（冷間圧延工程）
冷間圧延工程は常法に従って行えばよく、熱延板を酸洗後、５０〜９０％の圧延率で冷間圧延することが好ましい。一般に高ｒ値化を図る上では冷間圧延の圧延率を高めることが有効である。圧延率が５０％未満ではフェライトの｛１１１｝再結晶集合組織が十分に発達せず、優れた深絞り性が得られない場合がある。そのため、冷間圧延の圧延率は５０％以上とすることが好ましい。一方、圧延率が９０％を超えると冷間圧延時のロールへの負荷が増大し、これに伴い通板トラブル発生率が高まることが懸念されるので冷間圧延の圧延率は９０％以下とすることが好ましい。

（焼鈍・亜鉛めっき工程）
焼鈍工程では、冷延鋼板に７００〜８００℃の温度域を３℃／ｓ未満の平均加熱速度で加熱し、８００〜９５０℃の焼鈍温度で焼鈍し、前記焼鈍温度から３〜１５℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき処理後５〜１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却する。溶融亜鉛めっき処理後さらに亜鉛めっきの合金化処理を施す場合は、合金化処理後、５〜１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却する。

７００〜８００℃の温度域の平均加熱速度：３℃／ｓ未満
本発明においては、熱延鋼板の段階でＴｉＣやＮｂＣを析出させているため、冷間圧延工程を経て得られた冷延鋼板の再結晶温度は比較的高温となっている。このため、冷延鋼板を焼鈍温度まで加熱するに際しては、再結晶を促進させて高ｒ値に有効な｛１１１｝再結晶集合組織を発達させる観点から、７００〜８００℃の温度域を３℃／ｓ未満の平均加熱速度で加熱する。この平均加熱速度が３℃／ｓ以上では、高ｒ値化に有効なフェライトの｛１１１｝再結晶集合組織の形成を阻害し、良好な深絞り性が得られなくなる場合があるだけでなく、ｒ値の面内異方性（Δｒ）をマイナス側（負の方向）に大きくする冷延集合組織の主方位である｛１００｝＜１１０＞〜｛１１２｝＜１１０＞付近が焼鈍後も残存し、｜Δｒ｜≦０．２０を満足することができなくなる場合がある。なお、生産効率の観点から、上記平均加熱速度は０．５℃／ｓ以上とすることが好ましい。

焼鈍温度：８００〜９５０℃
鋼板組織を所望の面積率のフェライトとマルテンサイトを含む複合組織とするために、焼鈍工程ではフェライトとオーステナイトの２相域に加熱する。このため、本発明においては焼鈍温度を８００℃以上とする。焼鈍温度が８００℃未満では、焼鈍冷却後に所望のマルテンサイト量が得られない上、焼鈍工程において再結晶が完了しないため、フェライトの｛１１１｝再結晶集合組織が十分に発達せず、平均ｒ値：１．３０以上の高ｒ値化および｜Δｒ｜≦０．２０の低Δｒ化を図れない。一方、焼鈍温度が９５０℃を超えると、その後の冷却条件によっては、第２相（マルテンサイト、パーライト、ベイナイト）が必要以上に増加するため、所望の面積率のフェライトが得られず、良好なｒ値が得られない場合があるうえ、生産性の低下やエネルギーコストの増加を招くため、好ましくない。したがって、焼鈍温度は８００〜９５０℃とし、好ましくは８２０〜８８０℃とする。

焼鈍時間は、オーステナイトへのＣ等の合金元素の濃化を十分に進行させる観点、およびフェライトの｛１１１｝再結晶集合組織の発達を促進させる観点から、１５ｓ以上とすることが好ましい。一方、焼鈍時間が３００ｓを超えると、結晶粒が粗大化し、強度の低下や鋼板表面性状の劣化等、鋼板の諸特性に悪影響を及ぼす場合がある。また、連続溶融亜鉛めっきラインのライン速度を極端に遅くすることになり、生産性の低下にもつながる。したがって、焼鈍時間は１５〜３００ｓとすることが好ましい。より好ましくは１５〜２００ｓである。

焼鈍温度から亜鉛めっき浴までの平均冷却速度（１次冷却速度）：３〜１５℃／ｓ
上記焼鈍温度で均熱後、通常４２０〜５００℃に保持されている亜鉛めっき浴の温度まで、平均冷却速度：３〜１５℃／ｓで冷却する。平均冷却速度が３℃／ｓ未満の場合、５５０〜６５０℃の温度域でパーライト生成ノーズを通過するため、第２相中にパーライトおよびベイナイトが多量に生成し、所定量のマルテンサイトが得られず、所望の強度が得られない場合がある。一方、平均冷却速度が１５℃／ｓ超えの場合、焼鈍温度からの冷却時に、γ→α変態によるγへのＭｎ、Ｃ等の元素濃化が不十分となり、合金化処理を施した場合に、パーライト等が生成しやすくなり、所定量のマルテンサイトが得られず、所望の強度が得られない場合がある。したがって、焼鈍温度から亜鉛めっき浴までの平均冷却速度は３〜１５℃／ｓとし、好ましくは５〜１５℃／ｓとする。

上記１次冷却速度で冷却後、亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施す。溶融亜鉛めっき処理は常法で行えばよい。また、亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した後、必要に応じて亜鉛めっきの合金化処理を施すこともできる。この場合、亜鉛めっきの合金化処理は、例えば、溶融亜鉛めっき処理後、５００〜７００℃の温度域に加熱し、数秒〜数十秒保持する。本発明鋼では、上記のように焼鈍温度から亜鉛めっき浴までの冷却速度を制御しているため、このような合金化処理を施しても、パーライト等が多量に生成せず、所定量のマルテンサイトが得られ、所望の強度が確保できる。亜鉛めっき条件としては、めっき付着量は片面あたり２０〜７０ｇ／ｍ^２であり、合金化する場合、めっき層中のＦｅ％は６〜１５％とすることが好ましい。

溶融亜鉛めっき処理後、あるいは亜鉛めっきの合金化処理後の平均冷却速度（２次冷却速度）：５〜１００℃／ｓ
溶融亜鉛めっき処理後、あるいは亜鉛めっきの合金化処理を施した後の２次冷却速度は、マルテンサイトを安定して得るために１５０℃以下の温度域まで５〜１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却する。２次冷却速度が５℃／ｓ未満の緩冷却になると４００〜５００℃付近でパーライトあるいはベイナイトが生成し、所定量のマルテンサイトが得られず、所望の強度が得られない場合がある。一方、２次冷却速度が１００℃／ｓを超えるとマルテンサイトが硬くなりすぎて、延性が低下する。以上より、２次冷却速度は５〜１００℃／ｓとし、好ましくは１０〜１００℃／ｓとする。

さらに、本発明においては、前記冷却後に形状矯正、表面粗度調整の目的で調質圧延またはレベラー加工を施すことも可能である。なお、調質圧延を行う場合、伸長率で０．３〜１．５％程度とすることが好ましい。

以下、実施例により本発明をさらに説明する。

表１に示す化学成分を有する鋼を真空溶解にて溶製、鋳造し、分塊圧延を施して、板厚３０ｍｍの鋼スラブとした。これらの鋼スラブを１２００℃に加熱後、８８０℃の仕上圧延温度（仕上圧延終了温度）で熱間圧延を施し、表２に示す条件で冷却した後、６１０℃で巻取り、板厚：４．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。なお、熱間圧延工程においては仕上圧延終了後、３秒以内に冷却を開始した。得られた熱延鋼板に対して、酸洗した後、圧延率７３％で冷間圧延を行い、板厚１．２ｍｍの冷延鋼板とした。

ついで、上記により得られた冷延鋼板から切り出したサンプルを赤外線イメージ炉にて、表２に示す焼鈍温度、保持時間にて焼鈍した後、表２に示す条件にて１次冷却し、溶融亜鉛めっき（めっき浴温度：４６０℃）を施した後、合金化処理（５２０℃×２０ｓ）し、１５０℃以下の温度まで２次冷却を行い、その後、伸長率０．５％の調質圧延を施した。ここで、溶融亜鉛めっき処理は付着量が片面あたり５０ｇ／ｍ^２（両面めっき）となるように調整し、合金化処理はめっき層中のＦｅ％が９〜１２％となるように調整した。

このようにして得られた溶融亜鉛めっき鋼板からサンプルを採取し、組織観察、引張試験を行い、フェライトおよびマルテンサイトの面積率、引張特性、平均ｒ値およびｒ値の面内異方性（Δｒ）を測定した。試験方法は次の通りとした。

（ｉ）組織観察
得られた溶融亜鉛めっき鋼板から試験片を採取し、試験片のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）で板厚の１／４位置を機械的に研磨し、ナイタールで腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で倍率２０００倍にて撮影した組織写真（ＳＥＭ写真）を用いて、組織の種類の判別、面積率の定量化を行った。組織写真で、フェライトはやや黒いコントラストの領域であり、炭化物がラメラー状に生成している領域をパーライト、炭化物が点列状に生成している領域をベイナイトとし、白いコントラストのついている粒子をマルテンサイトもしくは残留γとした。このように組織の種類を判別することにより、観察視野内におけるフェライトの面積率を定量化できる。また、上記の白いコントラストのついている粒子がマルテンサイトであるか、残留γであるかの判別については、溶融亜鉛めっき鋼板に対して２５０℃で４時間の焼戻し処理を施した後、上記と同様に組織写真を撮影し、その組織写真において、炭化物がラメラー状に生成している領域を上記焼戻し処理前にパーライトであった領域とし、炭化物が点列状に生成している領域を上記焼戻し前にベイナイト、マルテンサイトであった領域とし、また、白いコントラストのまま残存している粒子を残留γとしてカウントしてその面積率を求め、このようにして求めた焼戻し処理後の白いコントラストのついている粒子（残留γ）の面積率と、焼戻し処理前の白いコントラストのついている粒子（マルテンサイトもしくは残留γ）の面積率との差を計算することにより、それぞれの面積率を求めることができるので、このようにしてマルテンサイトの面積率を求めた。なお、それぞれの相の面積率は透明のＯＨＰシートに各相ごとに層別して色付けし、画像取込み後、２値化を行い、画像解析ソフト（マイクロソフト社Ｄｉｇｉｔａｌ Ｉｍａｇｅ Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ）にて面積率を求めた。

（ｉｉ）引張試験
得られた溶融亜鉛めっき鋼板から、圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）を引張方向とするＪＩＳ５号試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠した引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）および全伸び（ＥＬ）を測定した。

（ｉｉｉ）平均ｒ値（平均塑性歪比）
得られた溶融亜鉛めっき鋼板から、圧延方向に対して、０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｄ方向）、９０°方向（Ｃ方向）をそれぞれ引張方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、これらの試験片に１０％の単純引張歪を付与したときの各試験片の幅方向真歪と厚さ方向真歪を測定し、これらの測定値から、ＪＩＳ Ｚ ２２５４の規定に準拠して平均ｒ値（平均塑性歪比）を以下の式から求め、これを平均ｒ値とした。
平均ｒ値＝（ｒ_０＋２ｒ_４５＋ｒ_９０）／４
なお、ｒ_０、ｒ_４５およびｒ_９０は、試験片を圧延方向に対し、それぞれ０°、４５°および９０°方向に採取した塑性歪比である。
また、下式からｒ値の面内異方性（Δｒ）を求めた。
Δｒ＝（ｒ_０−２ｒ_４５＋ｒ_９０）／２
得られた結果を表３に示す。

本発明例（鋼板Ｎｏ．３〜１４および１８〜２２）は、ＴＳが４４０ＭＰａ以上で、かつ平均ｒ値が１．３０以上、ｒ値の面内異方性（Δｒ）が絶対値で０．２０以下である強度、深絞り性を兼備した鋼板となっている。また、Ｃ^＊が０．０１８５以下である本発明例（鋼板Ｎｏ．３〜６、８、９、１１、１３、１４および１８〜２２）は平均ｒ値が１．３５以上、さらにＣ^＊が０．０１７０未満である本発明例（鋼板Ｎｏ．３〜５、９、１４および１８〜２２）は平均ｒ値が１．４０以上と極めて良好な深絞り性を有している。

一方、比較例については、鋼板Ｎｏ．１はＣ量およびＣ^＊が、鋼板Ｎｏ．２はＳｉ量およびＭｎ量が、本発明の範囲に満たないため、所定量のマルテンサイトが得られず、ＴＳが４４０ＭＰａを下回っている。また、鋼板Ｎｏ．１６はＴｉ量が本発明範囲を上回るため、結果として、Ｃ^＊が本発明の範囲に満たないため、所定量のマルテンサイトが得られず、ＴＳが４４０ＭＰａを下回っている。さらに、鋼板Ｎｏ．１５はＴｉ量が、鋼板Ｎｏ．１７はＣ量が本発明の範囲を満足しないため、結果として、Ｃ^＊が本発明の範囲を超えるため、高ｒ値化に有効なフェライトの面積率が低く、平均ｒ値が１．３０を下回り、かつ、ｒ値の面内異方性（Δｒ）が本発明範囲を満足しない。さらに、鋼板Ｎｏ．１５はＮｂ含有量および（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）が本発明範囲を超えるため、熱延負荷の増大に伴う製造性の低下が懸念され、鋼板Ｎｏ．１７はＳｉ含有量が本発明範囲を超えるため、熱延時の赤スケール発生に起因した表面外観の悪化が懸念される。

表１の鋼Ｎｏ．Ｅ、Ｈ、Ｍに示す化学成分を有する本発明鋼を真空溶解にて溶製、鋳造し、分塊圧延を施して、板厚３０ｍｍの鋼スラブとした。これらの鋼スラブを１２００℃にて加熱後、８８０℃の仕上圧延温度（仕上圧延終了温度）で熱間圧延を施し、板厚４．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。なお、熱間圧延工程においては、仕上圧延終了後３秒以内に冷却を開始した。また、仕上げ圧延後、冷却開始から７２０℃までの平均冷却速度および巻取り温度は表４に示す条件にて行った。このようにして得られた熱延鋼板に対して、酸洗した後、圧延率を７３％で冷間圧延を行い、板厚１．２ｍｍの冷延鋼板とした。ついで、上記により得られた冷延鋼板から切り出したサンプルを赤外線イメージ炉にて、表４に示す焼鈍温度、保持時間にて焼鈍した後、１次冷却し、溶融亜鉛めっき（めっき浴温度：４６０℃）を施した後、合金化処理（５２０℃×２０ｓ）し、１５０℃以下の温度まで２次冷却を行い、その後、伸長率０．５％の調質圧延を施した。合金化処理を行わないものは、溶融亜鉛めっきを施した後、１５０℃以下の温度まで２次冷却を行い、その後、伸長率０．５％の調質圧延を施した。ここで溶融亜鉛めっき処理は付着量が片面あたり５０ｇ／ｍ^２（両面めっき）となるように調整し、合金化処理はめっき層中のＦｅ％を９〜１２％となるように調整した。

このようにして得られた溶融亜鉛めっき鋼板から実施例１と同様にしてサンプルを採取し、組織観察、引張試験を行い、フェライトおよびマルテンサイトの面積率、引張特性、平均ｒ値、ならびにｒ値の面内異方性（Δｒ）を測定した。

以上の結果を表５に示す。

本発明の製造条件を満足する本発明例（鋼板Ｎｏ．２３〜２７、３０、３４〜３９）は、ＴＳが４４０ＭＰａ以上で、かつ平均ｒ値が１．３０以上、ｒ値の面内異方性（Δｒ）が絶対値で０．２０以下である強度、深絞り性を兼備した鋼板となっている。さらに、熱延板組織の微細化による高ｒ値化を図る目的で、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度を４０℃／ｓ以上とした本発明例（鋼板Ｎｏ．２４、２５、３０、３５、３８）は、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度を４０℃／ｓ未満としたほかの本発明例の鋼板よりも平均ｒ値が高く、ｒ値の面内異方性（Δｒ）も小さい。

一方、本発明の製造条件を満足しない比較例は、鋼板Ｎｏ．２８は、焼鈍温度が本発明の範囲を下回っており、所定量のマルテンサイトが得られず、ＴＳが４４０ＭＰａ未満である。鋼板Ｎｏ．２９は、焼鈍温度が本発明の範囲を超えて、オーステナイト単相域焼鈍となったため、その後の冷却過程において、高ｒ値化に有効なフェライトが生成せず、平均ｒ値が１．３０未満である。鋼板Ｎｏ．３１は１次冷却速度が本発明範囲外の３℃／ｓ未満であるため、５５０〜６５０℃の温度域でパーライトノーズを通過するため、第２相中にパーライトが多量に生成し、所定量のマルテンサイトが得られず、ＴＳが４４０ＭＰａ未満である。鋼板Ｎｏ．３２は１次冷却速度が本発明範囲外の１５℃／ｓ超えであるため、１次冷却時のγ→α変態によるγへのＭｎ、Ｃ等の元素濃化が不十分となり、合金化処理時にパーライトやベイナイトが生成し、所定量のマルテンサイトが得られず、ＴＳが４４０ＭＰａ未満である。鋼板Ｎｏ．３３は２次冷却速度が本発明範囲外の５℃／ｓ未満であるため、４００〜５００℃付近でパーライトやベイナイトが生成し、所定量のマルテンサイトが得られず、ＴＳが４４０ＭＰａ未満である。鋼板Ｎｏ．４０は焼鈍工程の７００〜８００℃における平均加熱速度が本発明の範囲を超えるため、フェライトの｛１１１｝再結晶集合組織の発達が不十分となり、平均ｒ値が１．３０未満であり、Δｒも大きい。

本発明によれば、ＴＳ４４０ＭＰａ以上、あるいはさらに強度が高いＴＳ５００ＭＰａ以上やＴＳ５９０ＭＰａ以上であっても、平均ｒ値が１．３０以上、ｒ値の面内異方性が絶対値で０．２０以下である深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、高価なＮｂを極力低減し、Ｔｉを積極的に活用することで、安価でかつ安定して製造することが可能となり、産業上格段の効果を奏する。例えば、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を自動車部品に適用した場合、これまでプレス成形が困難であった部位も高強度化が可能となり、自動車車体の衝突安全性や軽量化に十分寄与できるという効果がある。また、自動車部品に限らず、家電部品やパイプ用素材としても適用可能である。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．０４％以下、Ｓｉ：１．０％超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０．０５％未満、Ｔｉ：０．０１５％以上０．１２０％以下を含有し、かつ、鋼中のＮｂおよびＣの含有量（質量％）が（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）＜０．２０の関係を満たし、さらに０．００５＜Ｃ^＊≦０．０２０を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板組織は、面積率で８０％以上のフェライトと３％以上のマルテンサイトを有し、引張強さが４４０ＭＰａ以上、平均ｒ値が１．３０以上でかつｒ値の面内異方性（Δｒ）が絶対値で０．２０以下であることを特徴とする深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
   ここで、Ｃ^＊＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／４８）｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ｝で表され、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓは、それぞれ鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す。なお、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≦０の場合には、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ＝０とする。
2. 上記成分組成に加えて、質量％で、さらに、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．５％以下含有することを特徴とする請求項１に記載の深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 上記成分組成に加えて、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、熱間圧延、冷間圧延した後、７００〜８００℃の温度域を３℃／ｓ未満の平均加熱速度で加熱し、８００〜９５０℃の焼鈍温度で焼鈍し、前記焼鈍温度から３〜１５℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、前記溶融亜鉛めっき後、５〜１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却する、あるいは前記溶融亜鉛めっき後、さらに亜鉛めっきの合金化処理を施し、前記合金化処理後、５〜１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却することを特徴とし、得られた鋼板組織は、面積率で８０％以上のフェライトと３％以上のマルテンサイトを有し、引張強さが４４０ＭＰａ以上、平均ｒ値が１．３０以上でかつｒ値の面内異方性（Δｒ）が絶対値で０．２０以下である深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
5. 前記熱間圧延の仕上げ圧延終了後、３秒以内に冷却を開始し、４０℃／ｓ以上の平均冷却速度で７２０℃まで冷却し、６００℃超７００℃以下の巻取り温度で巻取り、かつ、前記冷間圧延の圧延率を５０％以上とすることを特徴とする請求項４に記載の深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。