WO2016013144A1 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 Download PDF

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WO2016013144A1
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英之 木村
藤田　耕一郎
長谷川　寛
麻衣 青山
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a galvanized steel sheet.
  • the present invention relates to a method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet, which is suitable for application to automobile parts, has an excellent plated surface appearance, and has a small material temperature dependency on annealing temperature.
  • such a composite structure steel sheet has a large material fluctuation such as tensile strength (TS) with respect to a change in conditions such as annealing temperature that occurs during production in a normal continuous annealing line, and the coil longitudinal direction, that is, the coil shape.
  • the material tends to fluctuate in the longitudinal direction of the wound steel sheet. Due to this material variation (deviation of mechanical properties), it is difficult to perform stable press molding in a continuous press line of an automobile, and there is a concern that workability is greatly reduced.
  • the amount of addition of Si which is an effective solid solution element for increasing strength
  • the amount of addition of C, Mn, etc. for securing the amount of martensite necessary for increasing strength are increased.
  • Si and Mn are oxidizable elements that are easier to oxidize than Fe, when hot dip galvanizing is applied to a steel plate containing a large amount of Si or Mn, the plating property (zinc coatability and surface appearance quality) is ensured. Is an issue.
  • Si and Mn contained in steel are selectively oxidized in a non-oxidizing atmosphere or a reducing atmosphere used in general annealing furnaces, so they concentrate on the surface to form oxides.
  • the wettability of the molten zinc to the steel sheet during the plating treatment may be reduced and a coating defect may occur.
  • Patent Document 1 by heating a steel plate in an oxidizing atmosphere in advance, a Fe oxide film is rapidly generated on the surface at an oxidation rate of a predetermined value or more, and thus Si, Mn, etc. on the surface of the steel plate.
  • a method has been proposed in which oxidation of the added elements is prevented, and then the Fe oxide film is annealed and reduced in a predetermined atmosphere to improve wettability with molten zinc and thereby improve adhesion of hot dip galvanizing. Yes.
  • the steel sheet is pickled after annealing to remove the surface concentrate of easily oxidizable elements such as Si and Mn concentrated on the surface, and then annealed again to melt zinc.
  • a method of performing plating has been proposed.
  • Patent Document 1 when the amount of oxidation of the steel sheet is large, there may be a problem that iron oxide adheres to the in-furnace roll and pressing flaw occurs on the steel sheet. Further, although Patent Document 2 describes a steel plate having a strength level of 590 MPa, there is no description regarding a high-strength steel plate having a TS of 780 MPa or more, and a description regarding elongation characteristics and material variations that serve as an index of press formability. It is not allowed.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and uses steel containing C, Si, Mn, etc. necessary for high strength of TS ⁇ 1180 MPa, has excellent plating surface appearance, and is dependent on the annealing temperature of the material. It aims at providing the manufacturing method of a hot dip galvanized steel plate with small.
  • a steel slab comprising the following, the balance being iron and inevitable impurities is hot-rolled into a hot-rolled steel sheet, the hot-rolled steel sheet is cold-rolled into a cold-rolled steel sheet, and then the cold-rolled steel sheet is primary In the manufacturing method of a high-strength hot-dip galvanized steel sheet that is annealed, pickled, and then subjected to secondary annealing to obtain a hot-dip galvanized steel sheet, the average heating rate in the temperature range from 700 ° C.
  • the steel has a steel structure in which the area ratio of ferrite is 10% or more and 60% or less, and the total area ratio of martensite, bainite, and retained austenite is 40% or more and 90% or less.
  • the amount of pickling loss of the steel sheet is set to 0.05 to 5 g / m 2 in terms of Fe.
  • the steel sheet is heated to an annealing temperature range of 750 to 850 ° C. and is annealed at a temperature range of 750 to 850 ° C.
  • the steel sheet is cooled at an average cooling rate of 1 to 15 ° C./second from the annealing temperature, and subjected to hot dip galvanizing treatment immersed in a galvanizing bath. After the hot dip galvanizing treatment, 5 to 100 ° C.
  • the steel sheet is cooled to 150 ° C.
  • a method for producing high-strength hot-dip galvanized steel sheets is a method for producing high-strength hot-dip galvanized steel sheets.
  • the steel slab further includes, in mass%, Mo: 0.05% to 1.00%, V: 0.02% to 0.50%, Cr: 0.05 % Or more and 1.00% or less, B: The manufacturing method of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the above [1] or [2] containing one or more selected from 0.0001% or more and 0.0030% or less.
  • the hot dip galvanized steel sheet includes a hot dip galvanized steel sheet that has not been alloyed and an galvannealed steel sheet that is a hot dip galvanized steel sheet that has been alloyed. Including.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a high tensile strength (TS) of 1180 MPa or more, an excellent surface appearance, and a small dependence on the annealing temperature of the material can be obtained. Therefore, when the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention is applied to a skeletal member of an automobile body, it can greatly contribute to the improvement of collision safety and weight reduction, and further, since the material's annealing temperature dependency is small, The material uniformity is high, and improvement in workability during press molding can be expected.
  • TS tensile strength
  • C and Mn for increasing the area ratio of Si and martensite for strengthening ferrite in a composite structure steel sheet made of ferrite and martensite are used. It is necessary to add a large amount.
  • Si and Mn are easily oxidizable elements that are easier to oxidize than Fe, in the manufacture of hot-dip galvanized steel sheets containing a large amount of Si or Mn, there is a concern about a decrease in plating properties.
  • the high-strength composite steel sheet having a TS of 1180 MPa or more is susceptible to fluctuations in the amount of martensite in the steel sheet due to fluctuations in the annealing conditions that occur in a normal continuous annealing line. Material fluctuations such as strength and elongation are likely to increase. In this case, in a continuous press line of an automobile, it is difficult to stably perform press molding, and there is a concern that workability is greatly reduced.
  • the structure after the primary annealing is appropriately controlled, and after the pickling, the secondary annealing is performed, and the hot dip galvanizing treatment is performed in the secondary annealing.
  • the present inventors have newly found that a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a TS of 1180 MPa or more and a small dependence on the annealing temperature of the material can be obtained.
  • Nb and Ti that raise the recrystallization temperature and appropriately controlling the heating rate during the primary annealing, the diffusion of Si and Mn during the primary annealing can be improved in the non-recrystallized structure.
  • recrystallization temperature control by adding Nb and Ti and heating rate control during primary annealing, recrystallization and ⁇ - ⁇ transformation proceed simultaneously in primary annealing, and grains of hard phase mainly composed of ferrite and martensite. Since the diameter is refined, the fine structure is maintained even after pickling and secondary (final) annealing, and as a result, it has been found that stretch flangeability can be improved, and the present invention has been completed.
  • % in relation to the component composition means mass%.
  • C 0.120% or more and 0.180% or less
  • C is an element effective for increasing the strength of a steel sheet, and contributes to increasing the strength by forming martensite. Further, C contributes to high strength by forming a carbide forming element such as Nb or Ti and a fine alloy compound or alloy carbonitride. In order to obtain these effects, the C amount needs to be 0.120% or more. On the other hand, if the amount of C exceeds 0.180%, not only may the toughness of the spot welded part be lowered and the welding characteristics may be lowered, but the steel sheet becomes harder due to the increase in martensite and the workability is significantly lowered. There is a tendency. Therefore, the C content is 0.180% or less. Therefore, the C content is 0.120% or more and 0.180% or less. Preferably, the amount of C is 0.120% or more and 0.150% or less.
  • Si 0.01% or more and 1.00% or less
  • Si is an element that contributes to high strength mainly by solid solution strengthening, and has a relatively small decrease in ductility with respect to strength increase. It is an element that contributes not only to the strength but also to the balance between strength and ductility. Si also has the effect of expanding the two-phase region during annealing, and has the effect of reducing the annealing temperature dependence of the material. In order to obtain these effects, it is necessary to contain 0.01% or more of Si. On the other hand, when the amount of Si exceeds 1.00%, Si-based oxides are likely to be formed on the steel sheet surface, which may cause non-plating. For this reason, the amount of Si is made into 1.00% or less. Therefore, the Si amount is set to 0.01% or more and 1.00% or less. Preferably, the amount of Si is 0.01% or more and 0.50% or less.
  • Mn 2.20% or more and 3.50% or less Mn is an element that contributes to increasing the strength by solid solution strengthening and martensite formation. To obtain this effect, it is necessary to contain 2.20% or more It is. On the other hand, if the amount of Mn exceeds 3.50%, the cost of the raw material is increased, and the transformation point is partially different due to segregation of Mn. As a result, the ferrite phase and the martensite phase are band-like. It tends to be a non-uniform structure existing in the film, and the workability may be reduced. Further, Mn is concentrated as an oxide on the steel sheet surface, which may cause non-plating. Furthermore, the toughness of the spot welded portion may be reduced, and the welding characteristics may be reduced.
  • the amount of Mn is 3.50% or less. Therefore, the Mn content is 2.20% or more and 3.50% or less. From the viewpoint of stably securing TS ⁇ 1180 MPa, the amount of Mn is preferably 2.50% or more.
  • P 0.001% to 0.050%
  • P is an element effective for increasing the strength of a steel sheet by solid solution strengthening.
  • the amount of P is less than 0.001%, not only the effect does not appear, but also the dephosphorization cost may increase in the steel making process, so the amount of P is made 0.001% or more.
  • the P content exceeds 0.050%, the weldability is significantly deteriorated. For this reason, the amount of P is made into 0.050% or less. Therefore, the P content is 0.001% or more and 0.050% or less.
  • the P amount is 0.001% or more and 0.030% or less, and more preferably, the P amount is 0.001% or more and 0.020% or less.
  • S 0.010% or less S is a harmful element that causes hot brittleness and also exists as sulfide inclusions in the steel and lowers the workability of the steel sheet. Therefore, it is preferable to reduce the S amount as much as possible.
  • the upper limit of the S amount is 0.010%.
  • the amount of S is preferably 0.008% or less. Although there is no particular lower limit, it is preferable to set the content to 0.0001% or more because the steelmaking cost increases for extremely low S.
  • sol. Al 0.005% or more and 0.100% or less
  • Al is an element to be contained as a deoxidizer, and further has a solid solution strengthening ability, and thus effectively acts to increase the strength.
  • sol. If the amount of Al as Al is less than 0.005%, the above effect cannot be obtained. For this reason, sol. The amount of Al as Al is 0.005% or more.
  • sol. When the amount of Al as Al exceeds 0.100%, the raw material cost is increased, and surface defects of the steel sheet are induced. For this reason, sol. The amount of Al as Al is 0.100% or less. Therefore, sol. The amount of Al as Al is 0.005% or more and 0.100% or less.
  • N 0.0001% or more and 0.0060% or less.
  • the N amount is set to 0.0060% or less.
  • the amount of N is small from the viewpoint of improving ductility by cleaning ferrite, but the lower limit is set to 0.0001% because the cost for steelmaking increases. Therefore, the N content is set to 0.0001% or more and 0.0060% or less.
  • Nb 0.010% or more and 0.100% or less Nb contributes to high strength by forming carbides and carbonitrides with C and N. Nb also has the effect of refining the hot-rolled steel sheet structure, further suppresses the grain coarsening during recrystallization, makes ferrite and martensite uniform, refines stretch flangeability, and depends on the annealing temperature of the material. Contributes to the reduction of sexuality.
  • Nb raises the recrystallization temperature, it is possible to maintain an unrecrystallized structure up to a high temperature range where Si and Mn are easily diffused, and by appropriately controlling the heating rate during the primary annealing, Due to the diffusion promoting effect due to the strain of the recrystallized structure, it is possible to form a Si and Mn-deficient layer on the surface layer of the steel sheet while forming a surface oxide of Si and Mn. Subsequently, after removing the surface oxides of Si and Mn by pickling after the primary annealing, the surface re-concentration of Si and Mn in the steel by the Si and Mn-deficient layers of the steel sheet surface layer is performed by secondary annealing.
  • the plating property is improved. Furthermore, by recrystallization temperature control by adding Nb and heating rate control during primary annealing, recrystallization and ⁇ - ⁇ transformation proceed simultaneously, and the grain size of the hard phase mainly composed of ferrite and martensite is refined. Therefore, a fine structure is maintained even after pickling and secondary (final) annealing, and as a result, contributes to improvement of stretch flangeability.
  • the Nb content is 0.010% or more.
  • the Nb amount is 0.030% or more.
  • the Nb content exceeds 0.100% and is contained excessively, the load during hot rolling is increased, and the deformation resistance during cold rolling is increased, making it difficult to produce a stable actual machine. To do. Moreover, the ductility of ferrite is reduced, and the workability is significantly reduced. For this reason, the Nb content is 0.100% or less. Therefore, the Nb content is 0.010% or more and 0.100% or less. Preferably, the Nb amount is 0.030% or more and 0.100% or less.
  • Ti 0.010% or more and 0.100% or less Ti, like Nb, contributes to high strength by forming carbides and carbonitrides with C and N.
  • Ti has the effect of refining the hot-rolled steel sheet structure, further suppresses coarsening of crystal grains during recrystallization, uniformly refines ferrite and martensite, improves stretch flangeability, and depends on the annealing temperature of the material. Contributes to the reduction of sexuality.
  • Ti raises the recrystallization temperature in the same way as Nb. Therefore, the diffusion of Si and Mn is promoted during the primary annealing heating by leaving the unrecrystallized structure up to a high temperature range where Si and Mn can be easily diffused.
  • the Ti amount is 0.010% or more.
  • the Ti amount is 0.030% or more.
  • the amount of Ti exceeds 0.100%, this effect is not only saturated but also excessively precipitated in the ferrite, reducing the ductility of the ferrite. For this reason, the amount of Ti is made 0.100% or less. Therefore, the Ti content is 0.010% or more and 0.100% or less. Preferably, the Ti content is 0.030% or more and 0.100% or less.
  • the high strength steel sheet of the present invention preferably further contains C, Nb, Ti, N and S so as to satisfy the following formula (1).
  • Ti * Ti ⁇ (48/14) N ⁇ (48/32) S.
  • C, Nb, Ti, N, and S in the equation for obtaining the Ti * and the above equation (1) indicate the content (% by mass) of each element in the steel.
  • (Nb / 93 + Ti * / 48) / (C / 12) is the atomic ratio of Ti and Nb to C. If this value exceeds 0.12, the amount of precipitation of NbC and TiC increases.
  • Equation (1) (Nb / 93 + Ti * / 48) / (C / 12) is preferably set to 0.12 or less, and more preferably 0.08 or less.
  • one or more elements selected from Mo, V, Cr, and B can be further contained.
  • Mo 0.05% to 1.00%
  • V 0.02% to 0.50%
  • Cr 0.05% to 1.00%
  • B 0.0001% to 0.0030%
  • Mo and Cr elements that improve the hardenability and contribute to increasing the strength by generating martensite, and can be contained as necessary. In order to express such an effect, each of these elements can be contained in an amount of 0.05% or more.
  • the contents of Mo and Cr each exceed 1.00% not only the above effects are saturated, but also the cost of raw materials is increased, so these contents are each 1.00% or less.
  • V like Nb and Ti, contributes to high strength by forming fine carbonitrides, and can be contained as necessary.
  • the balance other than the above components consists of Fe and inevitable impurities.
  • the following elements can be appropriately contained as long as the effects of the present invention are not impaired.
  • Cu is a harmful element that causes cracks during hot rolling and causes surface defects.
  • content of 0.30% or less is acceptable.
  • Ni like Cu, has a small effect on the steel sheet properties, but has the effect of preventing the occurrence of surface defects due to the inclusion of Cu. The said effect can be expressed by containing Ni 1/2 or more of Cu content.
  • the upper limit of the content is 0.30%.
  • Ca has the effect of improving ductility by controlling the shape of sulfides such as MnS, but the effect tends to be saturated even if contained in a large amount. Therefore, when Ca is contained, the content is made 0.0001% or more and 0.0020% or less.
  • Sn and Sb which have an action of controlling the form of sulfide inclusions, thereby contributing to improvement of workability, or an action of regulating the grain size of the steel sheet, are 0.0001 respectively. It can be contained in the range of ⁇ 0.020%.
  • the content of Zr, Mg, and the like that form precipitates is as small as possible, and it is not necessary to add it actively, and it is less than 0.020%, more preferably less than 0.002%.
  • Said Cu, Ni, Ca, REM, Sn, Sb, Zr, and Mg may be contained in the steel plate of this invention as an unavoidable impurity.
  • the steel adjusted to the range of the above component composition is melted to form a steel slab, and the hot slab is hot rolled to form a hot rolled steel sheet, and the hot rolled steel sheet is cold rolled.
  • a secondary annealing step for performing secondary annealing (final annealing) is sequentially performed to obtain a hot-dip galvanized steel sheet.
  • the average heating rate in the temperature range from 700 ° C. to the annealing temperature is set to 1 ° C./second or less, and the annealing temperature is heated to an annealing temperature range of 780 to 850 ° C.
  • cooling is performed at an average cooling rate from the annealing temperature to a cooling stop temperature of 500 ° C.
  • the temperature is 750 to 850 ° C.
  • Hot dip galvanizing that is held in the annealing temperature range for 10 to 500 seconds, then cooled at an average cooling rate of 1 to 15 ° C./second from the annealing temperature in the annealing temperature range, and immersed in a galvanizing bath After the hot dip galvanizing treatment, the steel is cooled to 150 ° C. or less at an average cooling rate of 5 to 100 ° C./second, and the area ratio is 10% to 60% and the area ratio is 40% to 90%.
  • the steel sheet has a steel structure containing the following martensite.
  • the steel structure of the steel sheet after the primary annealing has a ferrite area ratio of 10% to 60%, martensite, bainite. It is necessary that the steel structure has a total area ratio of retained austenite of 40% or more and 90% or less.
  • Total area ratio of martensite, bainite, and retained austenite 40% or more and 90% or less
  • the total area ratio of martensite, bainite, and retained austenite in the steel structure of the steel sheet after the primary annealing is less dependent on the annealing temperature of the present invention. This is one of the important factors for obtaining high-strength steel sheets. That is, martensite, bainite, and retained austenite observed after primary annealing are austenite in which elements such as C and Mn are concentrated during soaking during primary annealing, and are transformed or untransformed during cooling after soaking. This is a structure that remains as it is, and is a region where the concentration of C and Mn is high.
  • Such a region where C or Mn is concentrated lowers the ferrite-austenite transformation point at the time of secondary annealing, so that the two-phase region (temperature region where ferrite and austenite coexist) is expanded.
  • the secondary annealing is performed in the temperature range of 750 to 850 ° C.
  • the variation of the martensite area ratio is small and the variation of the material is also small.
  • TS ⁇ 1180 MPa is satisfied after secondary (final) annealing.
  • the total area ratio of martensite, bainite, and retained austenite after primary annealing is set to 40% or more.
  • martensite, bainite, and retained austenite after primary annealing that is, the austenite phase during annealing soaking, has a slower diffusion rate of Si and Mn than the ferrite phase, the total area ratio exceeds 90%.
  • the formation of surface oxides of Si and Mn and the formation of Si and Mn-deficient layers on the surface of the steel sheet become insufficient, which may reduce the plating properties.
  • the total area ratio of martensite, bainite, and retained austenite after primary annealing is 90% or less, preferably 70% or less.
  • the ferrite area ratio is 10% or more and 60% or less.
  • the ferrite phase formed during soaking at the time of primary annealing or subsequent cooling concentrates C and Mn in the austenite phase, and the above-described C and Mn are concentrated. Region (concentrated portion of C or Mn) is formed. Such a concentrated portion of C and Mn lowers the ferrite-austenite transformation point during secondary annealing, and changes the martensite area ratio when annealing in the temperature range of 750 to 850 ° C. during secondary annealing. It is possible to reduce the material variation. In order to stably obtain such an effect, the area ratio of the ferrite after the primary annealing is set to 10% or more.
  • the area ratio of ferrite after primary annealing exceeds 60%, it becomes difficult to secure a desired martensite amount after secondary annealing and stably obtain TS ⁇ 1180 MPa. For this reason, the area ratio of the ferrite after primary annealing shall be 60% or less.
  • Nb and Ti that increase the recrystallization temperature are positively added, and the heating rate during the primary annealing is appropriately controlled, so that Si during the primary annealing is improved. Diffusion of Mn is promoted by the strain effect of the unrecrystallized structure, and a surface oxide can be formed while a Si and Mn deficient layer can be formed on the surface layer of the steel sheet.
  • a Si or Mn-deficient layer in the surface layer of the steel sheet after the primary annealing obtained by primary annealing under a predetermined condition (a region where the element concentration of Si and Mn is 3/4 or less of the element concentration in steel) ) Is preferably 2 ⁇ m or more from the steel sheet surface layer.
  • the Si and Mn-deficient layers on the surface layer of the steel sheet after the primary annealing are one of the important factors for obtaining a good plating appearance in a high-strength steel sheet that requires a large amount of Si or Mn to be added. That is, Si and Mn contained in steel are selectively oxidized even in a non-oxidizing atmosphere or a reducing atmosphere used in a general annealing furnace, and are concentrated on the surface to form an oxide. Reduces wettability with molten zinc and causes non-plating.
  • Si and Mn-deficient layers on the steel sheet surface layer during secondary annealing suppress the re-surface enrichment of Si and Mn in the steel. And a good plating appearance can be obtained.
  • This effect is more prominent when the region where the element concentration of Si and Mn is 3/4 or less of the element concentration in steel (hereinafter defined as the Si and Mn-deficient layer) is 2 ⁇ m or more in depth from the steel sheet surface layer. It becomes.
  • the Si and Mn-deficient layer is preferably 2 ⁇ m or more from the surface layer.
  • the Si and Mn-deficient layer is preferably 50 ⁇ m or less from the surface layer.
  • the Si and Mn depletion layer is a region where the element concentration of Si and Mn is 3/4 or less of the element concentration in steel, respectively, from the concentration profile in the depth direction measured by glow discharge optical emission spectrometry (GDS). The depth of reading was used as an index.
  • Ferrite area ratio 10% or more and 60% or less
  • the ferrite phase is an important factor for ensuring ductility. If the area ratio is less than 10%, it is difficult to ensure ductility, and workability may be reduced. Therefore, the area ratio of ferrite in the steel structure of the steel sheet after the secondary annealing is set to 10% or more, preferably 20% or more from the viewpoint of securing ductility. On the other hand, when the area ratio of ferrite in the steel structure of the steel sheet after the secondary annealing exceeds 60%, it becomes difficult to ensure TS ⁇ 1180 MPa.
  • the area ratio of ferrite in the steel structure of the steel sheet after secondary annealing is set to 60% or less, preferably 50% or less.
  • the average crystal grain size of ferrite is fine, it contributes to refinement of martensite generated by reverse transformation from ferrite grain boundaries, and contributes to improvement of stretch flangeability. Therefore, the average crystal grain size of ferrite in the steel structure of the steel sheet after secondary annealing is preferably 10 ⁇ m or less, and more preferably 5 ⁇ m or less.
  • Martensite area ratio 40% or more and 90% or less Martensite is a hard phase necessary to ensure the strength of the steel sheet of the present invention. If the martensite area ratio is less than 40%, the strength of the steel sheet decreases, and it may be difficult to ensure TS ⁇ 1180 MPa. Therefore, the area ratio of martensite in the steel structure of the steel sheet after the secondary annealing is set to 40% or more, preferably 50% or more. On the other hand, if the area ratio of martensite exceeds 90%, the hard phase becomes excessive, and it may be difficult to ensure workability. For this reason, the martensite area ratio in the steel structure of the steel sheet after the secondary annealing is 90% or less, preferably 70% or less.
  • the average crystal grain size of martensite exceeds 5 ⁇ m, voids are likely to occur at the interface between soft ferrite and hard martensite, and the stretch flangeability and local ductility may be reduced.
  • the average crystal grain size of martensite is preferably 5 ⁇ m or less, more preferably 2 ⁇ m or less.
  • the remaining structure other than ferrite and martensite may contain pearlite, bainite, retained austenite, carbide, etc., but these are 10% or less in total area ratio. Acceptable if any.
  • the area ratio is determined by polishing the L cross section (vertical cross section parallel to the rolling direction) of the steel sheet, corroding with nital, and observing 5 fields of view with a SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 2000 times, It can be obtained by image analysis of the taken tissue photograph. Details will be described in the examples.
  • ferrite is a region having a slightly black contrast
  • pearlite is a region where carbides are generated in a lamellar shape
  • bainite is a region where carbides are generated in a dot sequence
  • martensite Sites and residual austenite (residual ⁇ ) are particles with white contrast.
  • the average particle diameters of ferrite and martensite were measured by a cutting method in accordance with the provisions of JIS G0522.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet which is a secondary-annealed steel sheet having the above steel structure, has the following characteristics 1) to 3).
  • TS ⁇ 1180 MPa In recent years, there has been a strong demand for reducing the weight of automobile bodies and ensuring the safety of passengers in the event of a vehicle collision. In order to meet these requirements, it is necessary to increase the strength of steel sheets used as materials for automobile bodies.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet obtained by the present invention satisfies TS ⁇ 1180 MPa, and can achieve such high strength.
  • the annealing temperature varies by about 40 ° C. ( ⁇ 20 ° C.) within the coil.
  • 90 ° direction (C direction) with respect to the rolling direction from the median annealing temperature and the three locations where the ⁇ 20 ° C annealing temperature variation occurred. JIS No.
  • the steel slab used in the production method of the present invention is preferably produced by a continuous casting method in order to prevent macro segregation of components, but may be produced by an ingot-making method or a thin slab casting method. Also, after manufacturing the steel slab, in addition to the conventional method of once cooling to room temperature and then heating again, a method of hot rolling and charging in a heating furnace as it is without cooling (direct feed rolling) Energy saving such as hot rolling immediately after heat retention (direct feed rolling / direct rolling), or method of omitting part of reheating by charging in a heating furnace while still in high temperature (hot strip charging) The process can also be applied without problems. Further, the steel slab to be subjected to hot rolling preferably has a slab heating temperature of 1150 to 1300 ° C. for the following reason.
  • Slab heating temperature 1150 ° C or higher and 1300 ° C or lower
  • Precipitates present in the heating stage of the steel slab are present as coarse precipitates in the finally obtained steel sheet and do not contribute to the strength, and thus precipitate during casting. It is necessary to redissolve a sufficient amount of Ti and Nb-based precipitates. It is also effective to heat to 1150 ° C. or higher from the viewpoint of reducing cracks and irregularities on the steel sheet surface by scaling off defects such as bubbles and segregation on the slab surface and achieving a smooth steel sheet surface. For this reason, it is preferable that slab heating temperature shall be 1150 degreeC or more.
  • slab heating temperature exceeds 1300 ° C.
  • the austenite grains are coarsened, the final structure is coarsened, and the stretch flangeability may be lowered.
  • slab heating temperature shall be 1300 degrees C or less.
  • the steel slab obtained as described above is subjected to hot rolling including rough rolling and finish rolling.
  • the steel slab is made into a sheet bar by rough rolling.
  • the conditions for rough rolling need not be specified, and can be performed according to a conventional method. From the viewpoint of preventing troubles during hot rolling due to a decrease in the surface temperature, it is an effective method to utilize a sheet bar heater for heating the sheet bar.
  • the rolling reduction of the final pass of the finish rolling 10% or more
  • the rolling reduction of the pass before the final pass 18% or more
  • the finishing rolling temperature Hot rolling is preferably performed at 850 to 950 ° C.
  • Reduction ratio of final pass of finish rolling 10% or more, reduction ratio of previous pass of final pass: 18% or more
  • the steel to which Nb and Ti of the present invention are added suppresses recrystallization of austenite during hot rolling. For this reason, when the rolling reduction of the final pass of finish rolling is less than 10%, the ratio of ferrite transformation from unrecrystallized austenite after hot finish rolling increases, and the hot rolled sheet structure tends to become duplex grain microstructure. . As a result, the steel sheet structure after cold rolling and annealing becomes a non-uniform structure due to the influence of the hot-rolled sheet structure, resulting in an increase in material variation and a decrease in workability.
  • the rolling reduction in the final pass of the finish rolling is 10% or more, there is an effect of refining the hot rolled sheet structure, and the secondary structure (final) is used to maintain the microstructure even after the subsequent cold rolling and annealing.
  • the rolling reduction of the final pass is preferably 10% or more, and more preferably 13% or more.
  • the reduction rate of the previous pass of the final pass is controlled within an appropriate range.
  • the rolling reduction ratio of the previous pass of the final pass 18% or more, the strain accumulation effect is enhanced, the recrystallization of austenite is further promoted, the non-uniformity of the hot rolled sheet structure is eliminated, and the material variation is reduced. Reduce. Further, when the reduction ratio of the pass before the final pass of the finish rolling is 18% or more, it has an effect of refining the hot-rolled sheet structure and maintains the microstructure even after the subsequent cold rolling and annealing. It contributes to refinement of the ferrite grain size and martensite grain size after the next (final) annealing, and effectively acts to improve stretch flangeability.
  • the rolling reduction of the pass before the final pass is preferably 18% or more, and more preferably more than 20%.
  • both of these rolling reductions are less than 40%.
  • Finish rolling temperature 850-950 ° C
  • the finish rolling temperature is less than 850 ° C.
  • the structure becomes non-uniform, and the workability (ductility, stretch flangeability) decreases significantly.
  • the finish rolling temperature exceeds 950 ° C.
  • the amount of oxide (scale) generated increases rapidly, the interface between the base iron and the oxide becomes rough, and the surface quality after pickling and cold rolling tends to deteriorate. Is recognized.
  • the crystal grain size becomes excessively large, and sometimes an orange peel like surface defect occurs during processing. Therefore, the finish rolling temperature is preferably 850 to 950 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet that has been subjected to the hot rolling (hereinafter also referred to as hot-rolled sheet), Cooling is started within 3 seconds, and the temperature range from finish rolling temperature to (finish rolling temperature – 100 ° C) is cooled at an average cooling rate of 5 to 200 ° C / second and wound in a coil shape at a temperature of 450 to 650 ° C. It is preferable to take.
  • the hot rolled sheet structure is a band in which ferrite and pearlite are formed in layers It tends to be a banded structure. Since such a layered structure is a state in which the concentration unevenness of the components is generated in the steel sheet, it is likely to become a non-uniform structure after cold rolling annealing, and it becomes difficult to make the structure uniform and fine. For this reason, the workability degradation such as stretch flangeability and the TS fluctuation amount with respect to the annealing temperature may increase. Therefore, it is preferable that the time from the end of finish rolling to the start of cooling be within 3 seconds.
  • the average cooling rate in the temperature range from the finish rolling temperature to (finish rolling temperature ⁇ 100 ° C.) should be 5 to 200 ° C./second. Is preferred.
  • Winding temperature 450-650 ° C
  • the coiling temperature significantly affects the precipitation of NbC.
  • the coiling temperature is less than 450 ° C.
  • the precipitation of NbC becomes insufficient
  • the precipitation of NbC tends to be non-uniform in the coil, and due to the difference in structure caused by the recrystallization behavior during annealing after cold rolling,
  • the annealing temperature dependency may increase.
  • the winding temperature exceeds 650 ° C., NbC precipitates coarsely, and the precipitation strengthening of ferrite by NbC becomes insufficient, so the effect of improving stretch flangeability by the effect of reducing the hardness difference from martensite is obtained. It may disappear. Therefore, the winding temperature is preferably 450 ° C. or higher and 650 ° C. or lower. More preferably, it is set to 500 ° C. or more and 600 ° C. or less.
  • Cold rolling process The hot-rolled steel sheet obtained by hot rolling in the hot rolling process is appropriately pickled and cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • Pickling is not essential and can be performed as appropriate. Moreover, when pickling, it can carry out on normal conditions. In cold rolling, the rolling reduction is preferably 40% or more.
  • Cold rolling reduction 40% or more If the rolling reduction of cold rolling is less than 40%, recrystallization occurs in the heating process during annealing unevenly, and a uniform and fine annealing structure may not be obtained. In addition, in-coil variations of the hot-rolled sheet structure that can occur normally remain even after cold rolling annealing, and the annealing temperature dependence of the material may increase. Therefore, from the viewpoint of obtaining a more uniform and fine structure in the coil, it is preferable that the rolling reduction of the cold rolling is 40% or more. In addition, since the load to the roll at the time of rolling will also increase when a rolling reduction exceeds 70% and there exists a possibility that a board trouble may generate
  • the cold-rolled steel sheet after cold rolling is subjected to primary annealing.
  • the recrystallization temperature of the cold rolled steel sheet obtained through the cold rolling process is relatively high, and the unrecrystallized structure is present after annealing. It tends to remain. Since such an unrecrystallized structure promotes diffusion of Si and Mn, it becomes easy to form a Si and Mn deficient layer on the steel sheet surface layer while forming a surface oxide of Si and Mn.
  • Improvement of plating properties can be expected after pickling and secondary annealing.
  • it is necessary to heat at an average heating rate in the temperature range from 700 ° C. to the annealing temperature at 1 ° C./s or less.
  • the lower limit of the average heating rate is not particularly limited, but if it is less than 0.1 ° C./second, the sheet passing time in the annealing furnace is increased and the productivity is lowered, so the temperature range from 700 ° C. to the annealing temperature.
  • the average heating rate is preferably 0.1 ° C./second or more.
  • Heating to an annealing temperature in the annealing temperature range of 780 to 850 ° C If the annealing temperature is less than 780 ° C, a predetermined amount of martensite, bainite and residual austenite (residual ⁇ ) cannot be obtained after cooling of the primary annealing, and it depends on the annealing temperature It may be difficult to obtain a high-strength steel sheet with small properties.
  • the non-recrystallized structure is likely to remain even after the primary annealing, and in the state where this non-recrystallized structure remains, Si and Mn are likely to be re-surface concentrated due to the strain effect during the secondary annealing, and non-plating is performed. It may cause.
  • the annealing temperature exceeds 850 ° C.
  • the desired ferrite content cannot be obtained after the primary annealing, and as a result, the concentration of C and Mn in the austenite becomes insufficient, and the amount of martensite after the secondary annealing is reduced.
  • the annealing temperature dependency due to the fluctuation may increase. Furthermore, there is a problem that the productivity is lowered and the energy cost is increased. Therefore, the annealing temperature is set to a temperature in the temperature range of 780 ° C. or higher and 850 ° C. or lower.
  • the holding time in the annealing temperature range of 780 to 850 ° C. in the primary annealing is from the viewpoint of progressing concentration of elements such as C and Mn to austenite. It is preferably 10 seconds or longer, and more preferably 20 seconds or longer. On the other hand, if the holding time exceeds 500 seconds, the crystal grain size becomes coarse, and there is a concern that various properties of the steel sheet may be adversely affected, such as a decrease in strength, a deterioration in surface properties, and a decrease in stretch flangeability.
  • the holding time is preferably 200 seconds or less. As described above, the holding time in the annealing temperature range of 780 to 850 ° C., which is the annealing temperature range of the primary annealing, is set to 10 seconds or more and 500 seconds or less.
  • Cooling at an average cooling rate from the annealing temperature to the cooling stop temperature of 500 ° C or less is 5 ° C / second or more.
  • This cooling process is important for controlling the amount of martensite, bainite, pearlite, and residual ⁇ after the primary annealing.
  • Have a role That is, when the average cooling rate is less than 5 ° C./second, the amount of ferrite generated during cooling becomes too large, so that a predetermined martensite amount cannot be obtained after secondary (final) annealing, and a desired TS cannot be obtained. There is a case.
  • cooling stop temperature shall be 500 degrees C or less. Therefore, the average cooling rate in the temperature range from the annealing temperature to the cooling stop temperature of 500 ° C. or lower is set to 5 ° C./second or more. Preferably, it is 10 ° C./second or more. On the other hand, the average cooling rate in the temperature range from the annealing temperature to the cooling stop temperature of 500 ° C. or less is preferably 100 ° C./second or less from the viewpoint of plate shape stability and the like.
  • the cooling is preferably gas cooling, but can be performed by furnace cooling, mist cooling, roll cooling, water cooling, or a combination thereof.
  • the primary annealing is preferably performed by a continuous annealing method.
  • the steel structure of the cold-rolled steel sheet after the primary annealing By performing the primary annealing, the steel structure of the cold-rolled steel sheet after the primary annealing, as described above, the total area ratio of the ferrite phase is 10% or more and 60% or less, martensite, bainite, and retained austenite.
  • the steel structure has an area ratio of 40% to 90%.
  • the conditions for pickling performed after the primary annealing may be such conditions. preferable. If the concentration of the pickling solution is less than 1% by mass, the pickling loss may be less than 0.05 g / m 2 in terms of Fe, and the removal of the surface concentrate by pickling may be insufficient. On the other hand, when the concentration of the pickling solution exceeds 10% by mass, the pickling loss may exceed 5 g / m 2, and the surface of the steel sheet may be roughened due to over pickling.
  • the pickling loss may be less than 0.05 g / m 2 in terms of Fe, and the removal of the surface concentrate by pickling may be insufficient.
  • the pickling weight loss may exceed 5 g / m 2, and the steel plate surface may be roughened by over pickling.
  • the pickling time is less than 1 second, removal of the surface concentrate by pickling may be insufficient, and if it exceeds 20 seconds, the surface of the steel sheet may be roughened by over pickling.
  • the pickling conditions are preferably an acid temperature: 40 ° C. or more and 90 ° C.
  • the temperature is 70 ° C. or less
  • the pickling time is 5 seconds or more and 10 seconds or less.
  • annealing temperature in the annealing temperature range of 750 to 850 ° C Heating to an annealing temperature in the annealing temperature range of 750 to 850 ° C. If the annealing temperature in the secondary annealing is less than 750 ° C., a predetermined amount of martensite cannot be obtained after annealing cooling, and the desired strength may not be obtained. On the other hand, when the annealing temperature exceeds 850 ° C., Si and Mn re-concentrate during annealing, resulting in a decrease in plating properties.
  • the annealing temperature is set to 750 ° C. or higher and 850 ° C. or lower. From the viewpoint of ensuring more stable plating properties, it is preferable to set the temperature to 750 ° C. or higher and 800 ° C. or lower.
  • the holding time in the annealing temperature range of 750 to 850 ° C. in the secondary annealing is a viewpoint of further stabilizing the concentration of elements such as C and Mn in the austenite. Therefore, it is preferably 10 seconds or longer.
  • the holding time exceeds 500 seconds Si and Mn re-concentrate during annealing, which may lead to a decrease in plating properties.
  • the crystal grain size becomes coarse, which causes deterioration of the surface properties of the steel sheet, and may adversely affect various properties of the steel sheet such as a decrease in stretch flangeability. Therefore, the holding time in the annealing temperature range of 750 to 850 ° C. is set to 10 seconds or more and 500 seconds or less.
  • Average cooling rate from the annealing temperature to the temperature of the galvanizing bath (primary cooling rate): 1 to 15 ° C / second Heating to the annealing temperature in the annealing temperature range, soaking at the annealing temperature, annealing at 750 to 850 ° C After holding in the temperature range for 10 to 500 seconds, cooling is performed at an average cooling rate of 1 to 15 ° C./second to the temperature of the galvanizing bath normally maintained at 420 to 500 ° C. If the average cooling rate (primary cooling rate) from the annealing temperature to the galvanizing temperature exceeds 15 ° C / second, ferrite formation during cooling is suppressed, and hard phases such as martensite and bainite are generated excessively.
  • the average cooling rate from the annealing temperature to the plating bath is 1 ° C./second or more and 15 ° C./second or less.
  • the cooling is preferably gas cooling, but can be performed by furnace cooling, mist cooling, roll cooling, water cooling, or a combination thereof.
  • the secondary annealing is preferably performed by a continuous annealing method, and is particularly preferably performed using a CGL (continuous galvanizing line) equipped with a hot-dip galvanizing treatment facility described later.
  • Hot-dip galvanizing treatment / alloying treatment After cooling at the primary cooling rate, the hot-dip galvanizing treatment is performed by dipping in a galvanizing bath.
  • the hot dip galvanizing process may be performed by a conventional method.
  • alloying treatment of galvanization is performed before cooling at an average cooling rate (secondary cooling rate) of 5 to 100 ° C./second described later. You can also In this case, the alloying treatment of galvanizing can be performed by, for example, heating to a temperature range of 500 to 650 ° C. after the hot dip galvanizing treatment and holding it for several seconds to several tens of seconds by a conventional method.
  • the galvanizing conditions, coating weight is per side 20 ⁇ 70g / m 2, the case of alloying, Fe concentration (Fe%) in the coating layer is preferably 6 to 15 wt%.
  • the average cooling rate (secondary cooling rate) up to a temperature of 150 ° C. or lower is pearlite around 400 to 500 ° C. when the cooling rate is less than 5 ° C./second. In some cases, bainite is generated, a predetermined amount of martensite cannot be obtained, and a desired strength cannot be obtained.
  • the secondary cooling rate exceeds 100 ° C./second, martensite becomes too hard, and ductility and stretch flangeability may be deteriorated. Therefore, the secondary cooling rate is set to 5 ° C./second or more and 100 ° C./second or less.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet finally obtained after the secondary annealing described above can be subjected to temper rolling or leveler processing for the purposes of shape correction and surface roughness adjustment. . If temper rolling is performed excessively, strain is introduced excessively, resulting in a rolled processed structure in which the crystal grains are stretched, and ductility is reduced. It is preferably about 1.5%.
  • the holding time in the annealing temperature range of the primary annealing step is the holding time in the annealing temperature range of 780 to 850 ° C. (the annealing temperature range of the primary annealing step), and the holding time in the annealing temperature range of the secondary annealing step Is the holding time in the annealing temperature range of 750 to 850 ° C.
  • a sample was taken from the galvannealed steel sheet obtained as described above, and the structure was observed by the following method, and a tensile test was performed with the 90 ° direction (C direction) as the tensile direction with respect to the rolling direction. As well as the area ratio of ferrite phase and martensite phase, average grain size of ferrite and martensite, yield strength (YP), tensile strength (TS), total elongation (El) and hole expansion rate ( ⁇ ) was measured. Further, the appearance after plating and the appearance after alloying were visually observed to evaluate the surface properties.
  • a tensile test piece having a 90 ° direction (C direction) as the tensile direction with respect to the rolling direction was collected and subjected to a tensile test.
  • the amount of TS fluctuation ( ⁇ TS) when the secondary annealing temperature fluctuates by ⁇ 20 ° C. relative to the median value, that is, the annealing temperature fluctuates by 40 ° C. was evaluated.
  • the sample for steel structure observation was extract
  • Martensite and retained austenite were particles having white contrast. Further, after tempering the test piece at 250 ° C. for 4 hours, a structure photograph was obtained in the same manner, and the region where the carbide was generated in a lamellar shape was pearlite and the carbide was dotted in a row before heat treatment. The area ratio is calculated again as the area that was bainite or martensite before heat treatment, and the fine particles remaining as white contrast are measured as residual ⁇ , with white contrast before tempering The area ratio of martensite was determined from the difference from the area ratio of the particles (martensite and residual ⁇ ).
  • the area ratio of each phase is colored separately for each phase on a transparent OHP sheet, and after image capture, binarization is performed, and image analysis software (Digital Image Pro Plus ver. 4 manufactured by Microsoft Corporation) is used. 0).
  • image analysis software Digital Image Pro Plus ver. 4 manufactured by Microsoft Corporation
  • the average particle diameters of ferrite and martensite were measured by a cutting method in accordance with JIS G0522.
  • collected from the steel plate after a primary annealing after grinding L section (perpendicular cross section parallel to a rolling direction) mechanically and corroding with nital, with a scanning electron microscope (SEM) From the structure photograph (SEM photograph) taken at a magnification of 3000 times, the steel sheet structure was identified and the ferrite area ratio was measured. Furthermore, the Si and Mn-deficient layer depth is a region in which the element concentrations of Si and Mn are each 3/4 or less of the element concentration in steel, based on the concentration profile in the depth direction measured by glow discharge optical emission spectrometry (GDS). Was used as an index.
  • GDS glow discharge optical emission spectrometry
  • a tensile test piece having a tensile direction of 90 ° direction (C direction) with respect to the rolling direction is collected and subjected to a tensile test.
  • TS fluctuation ( ⁇ TS) when the annealing temperature fluctuated by 40 ° C. was evaluated.
  • ⁇ TS ⁇ 50 MPa is considered to be excellent in material uniformity as an evaluation standard for material uniformity.
  • steel plate No. The steel sheets of 2 to 9 are invention examples in which the component composition and production method are adapted to the present invention, satisfying TS ⁇ 1180 MPa, TS ⁇ El ⁇ 15000 MPa ⁇ %, TS ⁇ ⁇ ⁇ 43000 MPa ⁇ %, and the annealing temperature is 40
  • the steel sheet is excellent in the annealing temperature dependency in which the TS variable ( ⁇ TS) when the temperature fluctuates is 50 MPa or less.
  • the occurrence of non-plating and alloying unevenness is not observed, and the steel sheet has good surface properties.
  • the comparative steel plate No. In No. 1 since the amount of C is below the range of the present invention, the desired amount of martensite cannot be obtained, and TS ⁇ 1180 MPa has not been achieved.
  • Comparative Example No. No. 10 has an Nb amount and a Ti amount that are below the range of the present invention, and the precipitation strengthening of ferrite is insufficient, so the effect of reducing the hardness difference from the martensite phase is small, and TS ⁇ ⁇ ⁇ 43000 MPa ⁇ % is not achieved. ing. Further, this is a comparative example in which the desired Si and Mn deficiency layer depth could not be obtained, and non-plating and alloying unevenness occurred. Steel plate No. of comparative example No.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a thickness of 1.2 mm (a hot-dip galvanized steel sheet that has not been subjected to alloying treatment (hereinafter simply referred to as hot-dip galvanized steel sheet in Table 4)), and An alloyed hot-dip galvanized steel sheet (product plate) which was a hot-dip galvanized steel sheet subjected to alloying treatment was manufactured.
  • the holding time in the annealing temperature range of the primary annealing step is the holding time in the annealing temperature range of 780 to 850 ° C. (the annealing temperature range of the primary annealing step), and the holding time in the annealing temperature range of the secondary annealing step Is the holding time in the annealing temperature range of 750 to 850 ° C. (secondary annealing temperature range).
  • pickling was performed for 10 seconds with 60 mass% hydrochloric acid.
  • the hot dip galvanizing treatment is adjusted so that the adhesion amount is 50 g / m 2 per side (double-sided plating), and when alloying is performed, the Fe% in the plating layer is 9 to 12% by mass. Adjusted as follows.
  • Example 1 For the various high-strength hot-dip galvanized steel sheets (product sheets) obtained as described above, as in Example 1, the specification of the steel sheet structure, the area ratio of the ferrite phase and martensite phase, and the average crystal of ferrite and martensite The particle size, YP, TS, El, and ⁇ were measured, and the TS fluctuation amount ( ⁇ TS) when the annealing temperature fluctuated by 40 ° C. was evaluated.
  • ⁇ TS TS fluctuation amount
  • Table 5 shows the measurement results. From Table 5, steel plate No. satisfying the production conditions of the present invention. Steel plates of 13 to 15, 18 to 21, and 23 to 25 are examples of the invention in which the component composition and the manufacturing method are adapted to the present invention, TS ⁇ 1180 MPa, TS ⁇ El ⁇ 15000 MPa ⁇ %, TS ⁇ ⁇ ⁇ 43000 MPa ⁇ %
  • the TS variation ( ⁇ TS) when the annealing temperature fluctuates by 40 ° C. is a steel plate excellent in annealing temperature dependency that is 50 MPa or less.
  • the occurrence of non-plating and alloying unevenness is not observed, and the steel sheet has good surface properties.
  • steel plate No. of the comparative example. No. 16 is a comparison in which pickling loss in the pickling process is below the range of the present invention, and surface concentrates of easily oxidizable elements such as Si and Mn generated during primary annealing remain, resulting in non-plating and alloying unevenness. It is an example.
  • Steel plate No. of comparative example No. 17 is a comparative example in which non-plating and alloying unevenness due to roughening of the steel sheet surface due to per-acid picking occurred because the pickling loss in the pickling process exceeded the upper limit of the range of the present invention.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet obtained by the present invention not only has a high tensile strength, but also has an excellent surface appearance and a small dependence on the annealing temperature of the material, greatly contributing to the improvement of automobile crash safety and weight reduction. It is possible to improve workability during press molding. Moreover, it is suitable not only for automobile parts but also as a material in the fields of architecture and home appliances.

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Abstract

　ＴＳ≧１１８０ＭＰａの高強度化に必要なＣやＳｉ、Ｍｎ等を含有する鋼を用い、表面外観及び材質の焼鈍温度依存性の小さい溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。　特定組成の鋼スラブを熱間圧延、冷間圧延、１次焼鈍、酸洗、２次焼鈍する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法で、所定条件で前記１次焼鈍を行うことで、フェライトの面積率が１０～６０％、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの合計面積率が４０～９０％である鋼組織とし、前記２次焼鈍では、７５０～８５０℃の焼鈍温度域の焼鈍温度に加熱し、該焼鈍温度域で１０～５００秒保持した後、１～１５℃／秒の平均冷却速度で冷却し、溶融亜鉛めっき処理を施した後、５～１００℃／秒の平均冷却速度で１５０℃以下に冷却して、面積率が１０～６０％のフェライトと面積率が４０～９０％のマルテンサイトとを含む鋼組織を有する鋼板とする。

Description

高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
　本発明は、溶融亜鉛めっき鋼板（galvanized steel sheet）の製造方法に関する。特に自動車部材用途への適用に好適な、めっき表面外観に優れ、かつ材質の焼鈍温度依存性が小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
　近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ２の排出量を規制するため、自動車の燃費改善が要求されている。加えて、衝突時に乗員の安全を確保するため、自動車車体の衝突特性（crashworthiness of the automobiles）を中心とした安全性向上も要求されている。このため、自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が積極的に進められている。
　自動車車体の軽量化と強化を同時に満たすには、部品素材を高強度化し、剛性（rigidity）が問題とならない範囲で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いる。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おり、自動車の構造部材や補強部材に適用される鋼板は、引張強度（ＴＳ：ＴｅｎｓｉｌｅＳｔｒｅｎｇｔｈ）が９８０ＭＰａ以上に達し、さらにＴＳが１１８０ＭＰａ以上の鋼板も適用されている。鋼板の高強度化には組織強化の活用が有効である。特に、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（multi phase steel sheet）は、一般に延性が良好で優れた強度－延性バランスを有しており、高強度化した鋼板の中では、プレス成形性は比較的良好である。しかしながら、このような複合組織鋼板は、通常の連続焼鈍ラインでの製造時に生じる焼鈍温度等の条件変化に対して、引張強度（ＴＳ）などの材質変動が大きく、コイル長手方向、すなわちコイル形状に巻き取られた鋼板の長手方向で材質が変動しやすい。この材質変動（deviation of mechanical properties）により、自動車の連続プレスラインにおいて、安定的にプレス成形を行うことが困難となり、作業性が大きく低下することが懸念される。また、鋼板の高強度化に伴い、高強度化に有効な固溶元素であるＳｉの添加量や高強度化に必要なマルテンサイト量を確保するためのＣやＭｎ等の添加量が増大するが、ＳｉやＭｎはＦｅよりも酸化しやすい易酸化性元素であるため、ＳｉやＭｎを多量に含有する鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施す場合、めっき性（zinc coatability and surface appearance quality）の確保が課題となる。つまり、鋼中に含まれるＳｉやＭｎは、一般的な焼鈍炉で用いられる非酸化性雰囲気中あるいは還元雰囲気中においても選択酸化（selective oxidation）されるので、表面に濃化して酸化物を形成し、めっき処理時の鋼板への溶融亜鉛の濡れ性を低下させ、不めっき（coating defect）を生じさせる可能性が懸念される。
　これに対して、特許文献１では、あらかじめ酸化性雰囲気中で鋼板を加熱することにより、所定以上の酸化速度にて表面にＦｅ酸化膜を急速に生成させ、もって鋼板表面でのＳｉやＭｎ等の添加元素の酸化を阻止し、その後Ｆｅ酸化膜を所定雰囲気で焼鈍して還元することにより、溶融亜鉛との濡れ性を改善し、もって溶融亜鉛めっきの密着性を改善する方法が提案されている。また、特許文献２では、鋼板を焼鈍後に酸洗（pickling）することで、表面に濃化するＳｉやＭｎなどの易酸化性元素の表面濃化物を除去し、その後、再び焼鈍して溶融亜鉛めっきを行う方法が提案されている。
特開平４－２０２６３０号公報 特開２０００－２９０７３０号公報
　しかしながら、特許文献１の技術では、鋼板の酸化量が多い場合には、炉内ロールに酸化鉄が付着し鋼板に押し疵（pressing flaw）が発生するという問題が生じる場合がある。また、特許文献２には、５９０ＭＰａ級の強度レベルの鋼板が記載されているものの、ＴＳが７８０ＭＰａ以上である高強度鋼板に関する記載は無く、プレス成形性の指標となる伸び特性や材質変動に関する記載は認められない。
　また、高強度鋼板は、高強度化するために各種合金元素を多量に含んでいるため、通常の連続焼鈍ラインで生じる焼鈍条件の変動によって、鋼板中のマルテンサイト量などが変動し、コイル内、すなわちコイル形状に巻き取られた鋼板内で、特にコイル長手方向において、強度や伸びなどの材質のバラツキが大きくなりやすい。材質のバラツキが大きいと、自動車の連続プレスラインにおいて、安定的にプレス成形を行うことが困難となり、作業性が大きく低下する。このため、コイル長手方向の材質均一性を良好とするため、焼鈍条件が変動しても材質変動が小さい、すなわち、材質の焼鈍温度依存性が小さい溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が求められている。
　本発明はかかる事情に鑑みなされたものであり、ＴＳ≧１１８０ＭＰａの高強度化に必要なＣやＳｉ、Ｍｎ等を含有する鋼を用い、めっき表面外観に優れ、かつ、材質の焼鈍温度依存性の小さい溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、自動車の構造部材に適用する高強度鋼板を開発するに当たり、種々の薄鋼板について、高強度化、材質の焼鈍温度依存性およびめっき表面外観に及ぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、質量％で、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％以下を含有する鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板とし、該熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とし、次いで該冷延鋼板を１次焼鈍し、酸洗し、次いで２次焼鈍を施して溶融亜鉛めっき鋼板とする際、所定の熱処理条件で１次焼鈍を行い、１次焼鈍後の鋼板の鋼組織を、フェライト相の面積率が１０％以上６０％以下、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの合計面積率が４０％以上９０％以下である鋼組織とし、さらに所定の条件で溶融亜鉛めっき処理を含む２次焼鈍を行うことで、面積率で１０％以上６０％以下のフェライトと面積率で４０％以上９０％以下のマルテンサイトとを含む鋼組織を有し、表面外観に優れ、かつ材質の焼鈍温度依存性が小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを知見した。
本発明は、上記知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
　［１］質量％で、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％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板とし、該熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とし、次いで該冷延鋼板を１次焼鈍し、酸洗し、次いで２次焼鈍を施して溶融亜鉛めっき鋼板とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、前記１次焼鈍では、７００℃から焼鈍温度までの温度範囲の平均加熱速度を１℃／秒以下として７８０～８５０℃の焼鈍温度域の焼鈍温度に加熱し、７８０～８５０℃の焼鈍温度域で１０～５００秒保持した後、前記焼鈍温度から５００℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度を５℃／秒以上として冷却することで、フェライトの面積率が１０％以上６０％以下、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの合計面積率が４０％以上９０％以下である鋼組織を有する鋼板とし、前記酸洗は、鋼板の酸洗減量をＦｅ換算で０.０５～５ｇ／ｍ２とし、前記２次焼鈍では、７５０～８５０℃の焼鈍温度域の焼鈍温度に加熱し、７５０～８５０℃の焼鈍温度域で１０～５００秒保持した後、前記焼鈍温度から１～１５℃／秒の平均冷却速度で冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬する溶融亜鉛めっき処理を施し、前記溶融亜鉛めっき処理後、５～１００℃／秒の平均冷却速度で１５０℃以下に冷却して、面積率で１０％以上６０％以下のフェライトと面積率で４０％以上９０％以下のマルテンサイトとを含む鋼組織を有する鋼板とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　［２］前記溶融亜鉛めっき処理後、５～１００℃／秒の平均冷却速度で冷却する前に、さらに亜鉛めっきの合金化処理を施す前記［１］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　［３］前記鋼スラブが、上記成分組成に加えてさらに、質量％で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％以下から選ばれる１種以上を含有する前記［１］または［２］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　［４］前記熱間圧延では、熱間圧延の仕上げ圧延終了後、３秒以内に冷却を開始し、熱間仕上げ圧延温度～（熱間仕上げ圧延温度－１００℃）の温度域を平均冷却速度：５～２００℃／秒で冷却し、巻取り温度を４５０～６５０℃として巻き取り、前記冷間圧延では、圧下率４０％以上で冷間圧延する前記［１］～［３］のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　なお、本発明において、溶融亜鉛めっき鋼板には、合金化処理を施していない溶融亜鉛めっき鋼板、および合金化処理を施した溶融亜鉛めっき鋼板である合金化溶融亜鉛めっき鋼板（galvannealed steel sheet）を含む。
　本発明によれば、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上の高強度で、表面外観に優れ、かつ材質の焼鈍温度依存性が小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。よって、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を自動車車体の骨格部材に適用した場合は、衝突安全性の向上や軽量化に大きく貢献でき、さらに材質の焼鈍温度依存性が小さいため、コイル内の材質均一性が高く、プレス成形時における作業性の向上も期待できる。
　以下、本発明について詳細に説明する。
引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を得るためには、フェライトとマルテンサイトからなる複合組織鋼板において、フェライトを強化するためのＳｉやマルテンサイトの面積率を高めるためのＣやＭｎを多量に添加する必要がある。しかしながら、ＳｉやＭｎはＦｅよりも酸化しやすい易酸化性元素であるため、ＳｉやＭｎを多量に含有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造においては、めっき性の低下が懸念される。また、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上である高強度複合組織鋼板は、通常の連続焼鈍ラインで生じる焼鈍条件の変動によって、鋼板中のマルテンサイト量などが変動しやすいため、コイル内、特にコイル長手方向において、強度や伸びなどの材質変動が大きくなりやすい。この場合、自動車の連続プレスラインにおいて、安定的にプレス成形を行うことが困難となり、作業性が大きく低下することが懸念される。
　そこで、本発明者らが鋭意研究を進めた結果、１次焼鈍後の組織を適正に制御し、酸洗後、２次焼鈍を行うこと、この２次焼鈍において溶融亜鉛めっき処理を行うことで、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上で、かつ材質の焼鈍温度依存性が小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを新たに見出した。また、再結晶温度を上昇させるＮｂ、Ｔｉを積極的に添加し、かつ１次焼鈍時の加熱速度を適正に制御することで、１次焼鈍中のＳｉ、Ｍｎの拡散が未再結晶組織の歪効果により促進し、表面酸化物を形成しつつ、鋼板表層にはＳｉ、Ｍｎの欠乏層を形成させることができる。このため、１次焼鈍後の酸洗により表面酸化物のみを除去すれば、その後の２次焼鈍中においては鋼板表層のＳｉ、Ｍｎ欠乏層によって鋼中のＳｉやＭｎの再表面濃化が抑制されるため、表面外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを見出した。さらに、Ｎｂ、Ｔｉ添加による再結晶温度制御と１次焼鈍時の加熱速度制御により、１次焼鈍において再結晶とα－γ変態が同時に進行し、フェライトおよびマルテンサイトを主体とする硬質相の粒径が微細化されるため、酸洗、２次（最終）焼鈍後においても微細組織が維持され、その結果、伸びフランジ性を向上することができることを見出し、本発明を完成させた。
　次に、本発明を具体的に説明する。
　まず、本発明における鋼の成分組成について、説明する。なお、以下、成分組成に関する「％」表示は、質量％を意味するものとする。
　Ｃ：０．１２０％以上０．１８０％以下
　Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、マルテンサイトを形成することで高強度化に寄与する。また、ＣはＮｂやＴｉといった炭化物形成元素と微細な合金化合物、あるいは、合金炭窒化物を形成することで高強度化に寄与する。これらの効果を得るためには、Ｃ量は０．１２０％以上とする必要がある。一方、Ｃ量が０．１８０％を超えると、スポット溶接部の靭性を低下させ、溶接特性を低下させる場合があるだけでなく、マルテンサイトの増加により、鋼板が硬質化し加工性も著しく低下する傾向にある。このため、Ｃ量は０．１８０％以下とする。したがって、Ｃ量は０．１２０％以上０．１８０％以下とする。好ましくは、Ｃ量は０．１２０％以上０．１５０％以下である。
　Ｓｉ：０．０１％以上１．００％以下
　Ｓｉは主に固溶強化（solid solution strengthening）により高強度化に寄与する元素であり、かつ、強度上昇に対して延性の低下が比較的少なく、強度のみならず、強度と延性のバランスの向上にも寄与する元素である。また、Ｓｉは焼鈍時の２相域を拡大する効果を有しており、材質の焼鈍温度依存性を小さくする効果も有する。これらの効果を得るためには、Ｓｉを０．０１％以上含有することが必要である。一方、Ｓｉ量が１．００％を超えると、鋼板表面にＳｉ系酸化物が形成されやすく、不めっきの原因となる場合がある。このため、Ｓｉ量は１．００％以下とする。したがって、Ｓｉ量は０．０１％以上１．００％以下とする。好ましくは、Ｓｉ量は０．０１％以上０．５０％以下である。
　Ｍｎ：２．２０％以上３．５０％以下
　Ｍｎは固溶強化およびマルテンサイトの形成により高強度化に寄与する元素であり、この効果を得るためには２．２０％以上含有することが必要である。一方、Ｍｎ量が３．５０％を超えると、原料コストの上昇を招くとともに、Ｍｎの偏析などに起因して部分的に変態点が異なる組織となり、結果としてフェライト相とマルテンサイト相がバンド状に存在する不均一な組織となりやすく、加工性が低下する場合がある。また、Ｍｎは、鋼板表面に酸化物として濃化し、不めっきの原因になる場合がある。さらに、スポット溶接部の靭性を低下させ、溶接特性を低下させる場合がある。このため、Ｍｎ量は３．５０％以下とする。したがって、Ｍｎ量は２．２０％以上３．５０％以下とする。ＴＳ≧１１８０ＭＰａを安定的に確保する観点からは、Ｍｎ量は２．５０％以上とすることが好ましい。
　Ｐ：０．００１％以上０．０５０％以下
　Ｐは固溶強化により、鋼板の高強度化に有効な元素である。しかしながら、Ｐ量が０．００１％未満ではその効果が現れないだけでなく、製鋼工程において脱燐（dephosphorization）コストの上昇を招く場合があるため、Ｐ量は０．００１％以上とする。一方、Ｐ量が０．０５０％を超えると、溶接性が顕著に劣化する。このため、Ｐ量は０．０５０％以下とする。したがって、Ｐ量は０．００１％以上０．０５０％以下とする。好ましくは、Ｐ量は０．００１％以上０．０３０％以下とし、より好ましくは、Ｐ量は０．００１％以上０．０２０％以下とする。
　Ｓ：０．０１０％以下
　Ｓは熱間脆性を起こす原因となるほか、鋼中に硫化物系介在物として存在して、鋼板の加工性を低下させる有害な元素である。したがって、Ｓ量は極力低減するのが好ましく、本発明では、Ｓ量の上限は０．０１０％とする。Ｓ量は、好ましくは０．００８％以下とする。下限は特にないが、極低Ｓ化するには製鋼コストが上昇するため、０．０００１％以上とすることが好ましい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下
　Ａｌは脱酸剤として含有させる元素であり、さらに固溶強化能を有するため、高強度化に有効に作用する。しかしながら、ｓｏｌ．ＡｌとしてのＡｌ量が０．００５％未満では上記効果が得られない。このため、ｓｏｌ．ＡｌとしてのＡｌ量は０．００５％以上とする。一方、ｓｏｌ．ＡｌとしてのＡｌ量が０．１００％を超えると、原料コストの上昇を招くとともに、鋼板の表面欠陥を誘発する原因ともなる。このため、ｓｏｌ．ＡｌとしてのＡｌ量は０．１００％以下とする。したがって、ｓｏｌ．ＡｌとしてのＡｌ量は０．００５％以上０．１００％以下とする。
　Ｎ：０．０００１％以上０．００６０％以下
　Ｎ量が０．００６０％を超えると、鋼中に過剰な窒化物が生成することに起因して、延性や靭性の低下のほか、鋼板の表面性状の悪化も招く場合があるため、Ｎ量は０．００６０％以下とする。一方、フェライトの清浄化による延性向上の観点から、Ｎ量は少ないほうが好ましいが、製鋼上のコストが増大するので、下限は０．０００１％とする。したがって、Ｎ量は０．０００１％以上０．００６０％以下とする。
　Ｎｂ：０．０１０％以上０．１００％以下
　ＮｂはＣやＮと炭化物や炭窒化物を形成することで高強度化に寄与する。また、Ｎｂは熱延鋼板組織を微細化する作用を有し、さらに再結晶時に結晶粒の粗大化を抑制し、フェライトおよびマルテンサイトを均一微細化し、伸びフランジ性の向上および材質の焼鈍温度依存性の低減に寄与する。さらに、Ｎｂは再結晶温度を上昇させるため、ＳｉやＭｎの拡散が容易な高温域まで未再結晶組織を維持することができ、１次焼鈍時の加熱速度を適正に制御することで、未再結晶組織の歪による拡散促進効果により、Ｓｉ、Ｍｎの表面酸化物を形成しつつ、鋼板表層にはＳｉ、Ｍｎの欠乏層を形成させることが可能となる。続いて、１次焼鈍後の酸洗によってＳｉ、Ｍｎの表面酸化物を除去した後、２次焼鈍を行うことで鋼板表層のＳｉ、Ｍｎの欠乏層による鋼中Ｓｉ、Ｍｎの再表面濃化の抑制効果によって、めっき性が向上する。さらに、Ｎｂ添加による再結晶温度制御と１次焼鈍時の加熱速度制御により、再結晶とα－γ変態が同時に進行し、フェライトおよびマルテンサイトを主体とする硬質相の粒径が微細化されるため、酸洗、２次（最終）焼鈍後においても微細組織が維持され、その結果、伸びフランジ性の向上に寄与する。
このような効果を得るために、Ｎｂ量は０．０１０％以上とする。好ましくは、Ｎｂ量は０．０３０％以上とする。一方、Ｎｂ量が０．１００％を超えて過剰に含有されると、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。また、フェライトの延性を低下させ、加工性が顕著に低下する。このため、Ｎｂ量は０．１００％以下とする。したがって、Ｎｂ量は０．０１０％以上０．１００％以下とする。好ましくは、Ｎｂ量は０．０３０％以上０．１００％以下とする。
　Ｔｉ：０．０１０％以上０．１００％以下
　ＴｉはＮｂと同様、ＣやＮと炭化物や炭窒化物を形成することで高強度化に寄与する。また、Ｔｉは熱延鋼板組織を微細化する作用を有し、さらに再結晶時に結晶粒の粗大化を抑制し、フェライトおよびマルテンサイトを均一微細化し、伸びフランジ性の向上および材質の焼鈍温度依存性の低減に寄与する。さらに、ＴｉはＮｂと同様に再結晶温度を上昇させるため、ＳｉやＭｎの拡散が容易な高温域まで未再結晶組織を残存させることで、１次焼鈍加熱中にＳｉ、Ｍｎの拡散を促進し、Ｓｉ、Ｍｎの表面酸化物を形成しつつ、鋼板表層にはＳｉ、Ｍｎの欠乏層を形成させることが可能となる。この鋼板表層のＳｉ、Ｍｎ欠乏層の効果により、酸洗および２次焼鈍後の鋼板におけるめっき性の向上に寄与する。さらに、Ｔｉ添加による再結晶温度制御と１次焼鈍時の加熱速度制御により、再結晶とα－γ変態が同時に進行し、フェライトおよびマルテンサイトを主体とする硬質相の粒径が微細化されるため、酸洗、２次（最終）焼鈍後においても微細組織が維持され、その結果、伸びフランジ性の向上に寄与する。
このような効果を得るために、Ｔｉ量は０．０１０％以上とする。好ましくは、Ｔｉ量は０．０３０％以上とする。一方、Ｔｉ量が０．１００％を超えると、この効果が飽和するだけではなく、フェライト中に過剰に析出し、フェライトの延性を低下させる。このため、Ｔｉ量は０．１００％以下とする。したがって、Ｔｉ量は０．０１０％以上０．１００％以下とする。好ましくは、Ｔｉ量は０．０３０％以上０．１００％以下とする。
　本発明の高強度鋼板は、上記成分組成を満たすことに加えてさらに、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＮおよびＳが下記（１）式を満たすように含有することが好ましい。
（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）≦０．１２・・・（１）
ただし、Ｔｉ＊＝Ｔｉ－（４８／１４）Ｎ－（４８／３２）Ｓである。また、該Ｔｉ＊を求める式、および上記（１）式中の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。
ここで、（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）は、Ｃに対するＴｉ、Ｎｂの原子比であり、この値が０．１２を超えると、ＮｂＣやＴｉＣの析出量が増加するため、フェライトの変形能が低下し、鋼板の延性が低下する場合があり、さらに、熱間圧延の圧延負荷を増加して、製造安定性を阻害する場合がある。このため上記（１）式に示すように（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）は０．１２以下とすることが好ましく、０．０８以下とすることがより好ましい。
　本発明では上記必須添加元素のほかに、さらにＭｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｂから選ばれる１種以上の元素を含有させることができる。
　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％以下から選ばれる１種以上
　ＭｏおよびＣｒは焼入れ性を向上させ、マルテンサイトを生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を発現させるため、これらの元素はそれぞれ０．０５％以上含有させることができる。一方、Ｍｏ、Ｃｒの含有量がそれぞれ１．００％を超えると上記効果が飽和するだけではなく、原料コストの増加を招くので、これらの含有量はそれぞれ１．００％以下とする。
ＶはＮｂ、Ｔｉと同様、微細な炭窒化物を形成することで、高強度化に寄与するため、必要に応じて含有することができる。このような効果を発現させるためには０．０２％以上含有させることが好ましい。一方、Ｖ量が０．５０％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、原料コストの増加を招くので、Ｖの含有量は０．５０％以下とする。
Ｂは、ＭｏやＣｒと同様、焼入れ性を向上させ、焼鈍冷却過程で起こるフェライトの生成を抑制し、マルテンサイトを生成することで高強度化に寄与する。このような効果を得るため、Ｂは０．０００１％以上含有させることができる。一方、Ｂの含有量が０．００３０％を超えると上記の効果は飽和するため、Ｂの含有量は０．００３０％以下とする。
　上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。ただし、本発明の効果を害しない範囲であれば、以下の元素を適宜含有させることができる。
Ｃｕは熱間圧延時に割れを引き起こして、表面疵の発生原因となる有害元素である。しかし、本発明ではＣｕによる鋼板特性への悪影響は小さいので、０．３０％以下の含有量であれば許容できる。これにより、スクラップ等を使用し、リサイクル原料の活用が可能となるので原料コストの低減を図ることができる。
ＮｉはＣｕと同様、鋼板特性に及ぼす影響は小さいが、Ｃｕ含有による表面疵の発生を防止する効果がある。上記効果は、ＮｉをＣｕ含有量の１／２以上含有することで発現させることができる。しかし、Ｎｉの含有量が過剰になると、スケールの不均一生成に起因した別の表面欠陥の発生を助長するので、Ｎｉを含有する場合、その含有量の上限は０．３０％とする。
ＣａはＭｎＳなどの硫化物の形状制御により延性を向上させる効果があるが、多量に含有させてもその効果は飽和する傾向にある。よって、Ｃａを含有させる場合、０．０００１％以上０．００２０％以下とする。
　さらに、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより加工性の向上に寄与するＲＥＭ、あるいは鋼板表面の結晶を整粒化する作用を有するＳｎ、Ｓｂは、それぞれ０．０００１～０．０２０％の範囲で含有させることができる。
　その他、析出物を形成するＺｒ、Ｍｇなどの含有量は極力少ないほうが好ましく、積極的に添加する必要はなく、０．０２０％未満、より好ましくは０．００２％未満とする。
　上記のＣｕ、Ｎｉ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｒ及びＭｇは不可避的不純物として、本発明の鋼板に含まれる場合がある。
　本発明では、上記の成分組成の範囲に調整された鋼を溶製して鋼スラブとし、鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする熱間圧延工程、該熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程、該冷延鋼板を１次焼鈍する１次焼鈍工程、１次焼鈍後の冷延鋼板を酸洗する酸洗工程、酸洗後の冷延鋼板に２次焼鈍（最終焼鈍）を施す２次焼鈍工程を順次施してして溶融亜鉛めっき鋼板とする。本発明では、前記１次焼鈍工程における１次焼鈍では、７００℃から焼鈍温度までの温度範囲の平均加熱速度を１℃／秒以下として７８０～８５０℃の焼鈍温度域の焼鈍温度に加熱し、７８０～８５０℃の焼鈍温度域で１０～５００秒保持した後、前記焼鈍温度から５００℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度を５℃／秒以上として冷却することで、フェライトの面積率が１０％以上６０％以下、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの合計面積率が４０％以上９０％以下である鋼組織を有する鋼板とし、前記２次焼鈍工程における２次焼鈍では、７５０～８５０℃の焼鈍温度域で１０～５００秒保持した後、前記焼鈍温度域の焼鈍温度から１～１５℃／秒の平均冷却速度で冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬する溶融亜鉛めっき処理を施し、前記溶融亜鉛めっき処理後、５～１００℃／秒の平均冷却速度で１５０℃以下に冷却して、面積率が１０％以上６０％以下のフェライトと面積率が４０％以上９０％以下のマルテンサイトとを含有する鋼組織を有する鋼板とする。
　まず、上記した本発明において重要な要件である、１次焼鈍後の鋼板の鋼組織、２次焼鈍後の鋼板の鋼組織について説明する。
　（１次焼鈍後の鋼板の鋼組織）
　本発明では、２次（最終）焼鈍時の材質の焼鈍温度依存性を低減するため、１次焼鈍後の鋼板の鋼組織を、フェライトの面積率が１０％以上６０％以下、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの合計面積率が４０％以上９０％以下である鋼組織とすることが必要である。
　マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの合計面積率：４０％以上９０％以下
　１次焼鈍後の鋼板の鋼組織におけるマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの合計面積率は、本発明の焼鈍温度依存性の小さい高強度鋼板を得るために、重要な因子のひとつである。すなわち、１次焼鈍後に認められるマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトは、１次焼鈍時の均熱中にＣやＭｎ等の元素が濃化したオーステナイトが、均熱後の冷却中に変態あるいは未変態のままに残存した組織であり、ＣやＭｎの濃度の高い領域である。これらのようなＣやＭｎが濃化した領域は、２次焼鈍時のフェライト－オーステナイト変態点を低下させるため、２相域（フェライトとオーステナイトが共存する温度域）を拡大する。その結果、２次焼鈍において７５０～８５０℃の温度範囲で焼鈍したときのマルテンサイト面積率の変動が小さく、材質の変動も小さくなる。一般に、１次焼鈍後のマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの合計面積率は、２次（最終）焼鈍後のマルテンサイト面積率と相関するため、２次（最終）焼鈍後にＴＳ≧１１８０ＭＰａを満足する観点から、１次焼鈍後のマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの合計面積率は４０％以上とする。一方、１次焼鈍後のマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト、すなわち、焼鈍均熱中のオーステナイト相はフェライト相に比べて、ＳｉやＭｎの拡散速度が遅いため、その合計面積率が９０％を超えると、Ｓｉ、Ｍｎの表面酸化物の形成および鋼板表層のＳｉ、Ｍｎ欠乏層の形成が不十分となり、めっき性を低下させる場合がある。このため、１次焼鈍後のマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの合計面積率は９０％以下とし、好ましくは７０％以下とする。
　フェライトの面積率が１０％以上６０％以下
　１次焼鈍時の均熱中あるいはその後の冷却中に生成したフェライト相は、オーステナイト相にＣやＭｎを濃化させ、前記したようなＣやＭｎが濃化した領域（ＣやＭｎの濃化部）を形成する。このようなＣやＭｎの濃化部は、２次焼鈍時のフェライト－オーステナイト変態点を低下させ、２次焼鈍において、７５０～８５０℃の温度範囲で焼鈍したときのマルテンサイト面積率の変動を小さくし、材質変動も小さくできる。このような効果を安定的に得るため、１次焼鈍後のフェライトの面積率は１０％以上とする。一方、１次焼鈍後のフェライトの面積率が６０％を超えると、２次焼鈍後の所望のマルテンサイト量の確保を阻害し、ＴＳ≧１１８０ＭＰａを安定して得ることが困難となる。このため、１次焼鈍後のフェライトの面積率は６０％以下とする。
　なお、本発明では、前記したように、再結晶温度を上昇させるＮｂ、Ｔｉを積極的に添加し、かつ１次焼鈍時の加熱速度を適正に制御することで、１次焼鈍中のＳｉ、Ｍｎの拡散が未再結晶組織の歪効果により促進し、表面酸化物を形成しつつ、鋼板表層にはＳｉ、Ｍｎの欠乏層を形成することができる。本発明では、所定の条件で１次焼鈍することにより得られる１次焼鈍後の鋼板表層のＳｉ、Ｍｎの欠乏層（Ｓｉ、Ｍｎの元素濃度が鋼中元素濃度の３／４以下である領域）を、鋼板表層から２μｍ以上とすることが好ましい。
　１次焼鈍後の鋼板表層のＳｉ、Ｍｎの欠乏層は、ＳｉやＭｎを多量に添加することが必要な高強度鋼板において、良好なめっき外観を得るために、重要な因子のひとつである。すなわち、鋼中に含まれるＳｉやＭｎは、一般的な焼鈍炉で用いられる非酸化性雰囲気中あるいは還元雰囲気中においても選択酸化されて、表面に濃化して酸化物を形成し、めっき処理時の溶融亜鉛との濡れ性を低下させ、不めっきを生じさせる。しかし、１次焼鈍後の鋼板表層にＳｉ、Ｍｎの欠乏層を形成させることで、２次焼鈍中においては鋼板表層のＳｉ、Ｍｎ欠乏層によって鋼中のＳｉやＭｎの再表面濃化が抑制され、良好なめっき外観を得ることができる。この効果は、Ｓｉ、Ｍｎの元素濃度が鋼中元素濃度の３／４以下である領域（以下、Ｓｉ、Ｍｎの欠乏層と定義する）が鋼板表層からの深さで２μｍ以上の場合により顕著となる。したがって、ＳｉおよびＭｎの欠乏層は表層から２μｍ以上が好ましい。また、ＴＳの過度な低下防止の観点から、ＳｉおよびＭｎの欠乏層は表層から５０μｍ以下とすることが好ましい。なお、ＳｉおよびＭｎの欠乏層は、グロー放電発光分析法（ＧＤＳ）によって測定した深さ方向の濃度プロファイルから、ＳｉおよびＭｎの元素濃度がそれぞれ鋼中元素濃度の３／４以下となる領域を読み取り、その深さを指標とした。
　（２次焼鈍後の鋼板の鋼組織）
　フェライトの面積率：１０％以上６０％以下
　フェライト相は延性を確保する上で重要な因子であり、面積率で１０％未満では延性の確保が困難となり、加工性が低下する場合がある。したがって、２次焼鈍後の鋼板の鋼組織におけるフェライトの面積率は、延性確保の観点から、１０％以上とし、好ましくは２０％以上とする。一方、２次焼鈍後の鋼板の鋼組織におけるフェライトの面積率が６０％を超えるとＴＳ≧１１８０ＭＰａを確保するのが困難となる。したがって、２次焼鈍後の鋼板の鋼組織におけるフェライトの面積率は６０％以下とし、好ましくは５０％以下とする。
なお、フェライトの平均結晶粒径が微細な場合、フェライト粒界から逆変態して生成するマルテンサイトの微細化に寄与し、伸びフランジ性の向上に寄与する。したがって、２次焼鈍後の鋼板の鋼組織におけるフェライトの平均結晶粒径は１０μｍ以下とすることが好ましく、より好ましくは、５μｍ以下とする。
　マルテンサイトの面積率：４０％以上９０％以下
　マルテンサイトは本発明の鋼板の強度を確保するのに必要な硬質相である。マルテンサイトの面積率が４０％未満では、鋼板強度が低下し、ＴＳ≧１１８０ＭＰａを確保することが困難となる場合がある。したがって、２次焼鈍後の鋼板の鋼組織におけるマルテンサイトの面積率は４０％以上とし、好ましくは５０％以上とする。一方、マルテンサイトの面積率が９０％を超えると硬質相が過剰となり、加工性の確保が困難となる場合がある。このため、２次焼鈍後の鋼板の鋼組織におけるマルテンサイトの面積率は９０％以下とし、好ましくは７０％以下とする。
なお、マルテンサイトの平均結晶粒径が５μｍ超えでは、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトの界面においてボイドが発生しやすくなり、伸びフランジ性や局部延性が低下する場合がある。これに対して、マルテンサイトの平均結晶粒径を５μｍ以下とすることで、フェライトとマルテンサイトの界面におけるボイドの生成が抑制され、伸びフランジ性の低下が抑制される。したがって２次焼鈍後の鋼板の鋼組織におけるマルテンサイトの平均結晶粒径は５μｍ以下とすることが好ましく、より好ましくは２μｍ以下とする。
　また、本発明の２次焼鈍後の鋼板においては、フェライトとマルテンサイト以外の残部組織として、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイトおよび炭化物等を含む場合があるが、これらは合計面積率で１０％以下であれば許容できる。
　なお、上記面積率は鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後、ナイタール（nital）で腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で２０００倍の倍率にて５視野観察し、撮影した組織写真を画像解析して求めることができる。詳細は実施例で述べるが、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、パーライトは炭化物がラメラー状に生成している領域、ベイナイトは炭化物が点列状に生成している領域とし、マルテンサイトおよび残留オーステナイト（残留γ）は白いコントラストの付いている粒子とする。また、フェライトおよびマルテンサイトの平均粒径はＪＩＳ　Ｇ０５２２の規定に準拠し、切断法にて測定した。
　また、上記の鋼組織を有する２次焼鈍の鋼板である高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、以下の１）～３）の特性を有する。
　１）ＴＳ≧１１８０ＭＰａ
　近年、自動車車体の軽量化および車両衝突時の乗員安全性確保が強く求められており、これらの要求に応えるためには、自動車車体の素材となる鋼板を高強度化することが必要となる。本発明で得られる高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、ＴＳ≧１１８０ＭＰａであり、このような高強度化を達成できる。
　２）焼鈍温度が４０℃変動したときのＴＳ変動量（ΔＴＳ）≦５０ＭＰａ
　通常、連続焼鈍ラインでの製造において、焼鈍温度はコイル内で約４０℃（±２０℃）変動する。この焼鈍温度変化に対する材質の変動量を評価するに当たり、焼鈍温度の中央値と、±２０℃の焼鈍温度変動が生じた位置の計３ヶ所から、圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）を引張方向とするＪＩＳ５号引張試験片（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、ＴＳ変動量、すなわちＴＳの最大値と最小値の差（ΔＴＳ=ＴＳｍａｘ－ＴＳｍｉｎ）を評価した。本発明においては、ΔＴＳ≦５０ＭＰａといった、材質の焼鈍温度依存性が小さい鋼板を得ることができる。
　３）表面外観
　溶融亜鉛めっき後の外観を目視で評価し、不めっきが全くないものを○、不めっきが発生したものを×とし、また、合金化後の外観は、合金化ムラが認められたものを×、合金化ムラがなく均一の外観が得られたものを○として、目視評価した場合、本発明により得られる高強度溶融亜鉛めっき鋼板においては、めっき後および合金化後ともに○の評価が得られる。
　次に、本発明の製造条件について、詳細に説明する。
　本発明の製造方法で使用する鋼スラブは成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが望ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、冷却せず温片のままで加熱炉に装入し熱間圧延する方法（直送圧延）、わずかの保熱をおこなった後に直ちに熱間圧延する方法（直送圧延・直接圧延）、あるいは高温状態のまま加熱炉に装入して再加熱の一部を省略する方法（温片装入）などの省エネルギープロセスも問題なく適用することができる。また、熱間圧延に供する鋼スラブは、下記の理由でスラブ加熱温度を１１５０～１３００℃とすることが好ましい。
　スラブ加熱温度：１１５０℃以上１３００℃以下
　鋼スラブの加熱段階で存在している析出物は、最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在し、強度に寄与しないため、鋳造時に析出したＴｉ、Ｎｂ系析出物を充分な量、再溶解させる必要がある。また、スラブ表面の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフすることにより、鋼板表面の亀裂や凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からも１１５０℃以上に加熱することが有効である。このため、スラブ加熱温度は１１５０℃以上とすることが好ましい。一方、スラブ加熱温度が１３００℃を超えると、オーステナイト粒の粗大化を引き起こし、最終組織が粗大化（coarsening）し、伸びフランジ性を低下させる場合がある。このため、スラブ加熱温度は、１３００℃以下とすることが好ましい。
　（熱間圧延工程）
　上記により得られた鋼スラブに対して粗圧延および仕上げ圧延を含む熱間圧延を施す。まず、鋼スラブは粗圧延によりシートバーとされる。なお、粗圧延の条件は特に規定する必要はなく、常法にしたがって行うことができる。また、表面温度の低下による熱間圧延時のトラブルを防止する観点からは、シートバーを加熱するシートバーヒーターを活用することは有効な方法である。
　本発明の製造方法において、特に限定するものではないが、下記の理由で、仕上げ圧延の最終パスの圧下率：１０％以上、最終パスの前パスの圧下率：１８％以上、仕上げ圧延温度：８５０～９５０℃として熱間圧延することが好ましい。
　仕上げ圧延の最終パスの圧下率：１０％以上、最終パスの前パスの圧下率：１８％以上
　本発明のＮｂ、Ｔｉを添加した鋼は熱間圧延時のオーステナイトの再結晶を抑制する。このため、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が１０％未満では、熱間仕上げ圧延後に未再結晶のオーステナイトからフェライト変態する割合が多くなり、熱延板組織が混粒（duplex grain microstructure）となりやすい。この結果、冷間圧延、焼鈍後の鋼板組織が熱延板組織の影響を受けて不均一な組織となり、材質バラツキの増大や加工性の低下を招く場合がある。また、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が１０％以上では、熱延板組織を微細化する効果を有し、その後の冷間圧延および焼鈍後においても微細組織を維持するため、２次（最終）焼鈍後のフェライト粒径およびマルテンサイト粒径の微細化に寄与し、伸びフランジ性の向上に有効に作用する。よって、最終パスの圧下率は１０％以上とすることが好ましく、１３％以上とすることがより好ましい。
さらに、上記最終パスの圧下率制御に加えて、最終パスの前パスの圧下率を適正範囲に制御する。すなわち、この最終パスの前パスの圧下率を１８％以上とすることによって、歪蓄積効果が高まり、オーステナイトの再結晶がより促進され、熱延板組織の不均一性が解消され、材質バラツキが低減する。また、仕上げ圧延の最終パスの前パスの圧下率が１８％以上では、熱延板組織を微細化する効果を有し、その後の冷間圧延および焼鈍後においても微細組織を維持するため、２次（最終）焼鈍後のフェライト粒径およびマルテンサイト粒径の微細化に寄与し、伸びフランジ性の向上に有効に作用する。一方、最終パスの前パスの圧下率が１８％未満では、オーステナイトの再結晶促進効果や微細化効果が得られない場合がある。よって、最終パスの前パスの圧下率は１８％以上とすることが好ましく、２０％超とすることがより好ましい。
なお、上記最終パスおよび最終パスの前パスの２パスの圧下率が大きくなると圧延負荷が上昇するため、これらの圧下率はいずれも４０％未満とするのが好ましい。
　仕上げ圧延温度：８５０～９５０℃
　仕上げ圧延温度が８５０℃未満の場合、組織が不均一となり、加工性（延性、伸びフランジ性）の低下が顕著となる。一方、仕上げ圧延温度が９５０℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する傾向が認められる。また、結晶粒径が過度に粗大となり、加工時にプレス表面の荒れ（orange peel like surface defect）が生じる場合がある。したがって、仕上げ圧延温度は８５０～９５０℃とすることが好ましい。
　上記熱間圧延を終了した熱延鋼板（以下、熱延板ともいう）は、組織のさらなる微細化による伸びフランジ性の向上および材質の焼鈍温度依存性を低減する観点から、仕上げ圧延終了後、３秒以内に冷却を開始し、仕上げ圧延温度～（仕上げ圧延温度－１００℃）の温度域を５～２００℃／秒の平均冷却速度で冷却し、４５０～６５０℃の温度でコイル形状に巻き取ることが好ましい。
　仕上げ圧延終了後３秒以内に冷却を開始
　仕上げ圧延終了後、冷却を開始するまでの時間が３秒を超える場合、フェライトが析出し、熱延板組織がフェライトとパーライトが層状に形成されたバンド組織（banded structure）となりやすい。このような層状組織は、鋼板内に成分の濃度ムラが生じた状態であるため、冷延焼鈍後に不均一な組織となりやすく、組織の均一微細化が困難となる。このため、伸びフランジ性などの加工性の低下や焼鈍温度に対するＴＳ変動量が増大する場合がある。したがって、仕上げ圧延終了後、冷却を開始するまでの時間を３秒以内とすることが好ましい。
　仕上げ圧延温度～（仕上げ圧延温度－１００℃）における平均冷却速度：５～２００℃／秒
　仕上げ圧延直後の高温域である、仕上げ圧延温度～（仕上げ圧延温度－１００℃）の温度域における冷却速度が５℃／秒に満たない場合、フェライトが粗大に析出し、熱延板組織が粗大化しやすくなるとともに、フェライトとパーライトが層状に形成されたバンド組織となりやすい。このようなバンド状組織は、鋼板内に成分の濃度ムラが生じた状態であるため、冷延焼鈍後に不均一な組織となりやすく、組織の均一微細化が困難となる。このため、伸びフランジ性などの加工性や材質の焼鈍温度依存性が大きくなる場合がある。一方、該平均冷却速度が２００℃／秒を超えても効果は飽和するので、仕上げ圧延温度～（仕上げ圧延温度－１００℃）の温度域における平均冷却速度は５～２００℃／秒とすることが好ましい。
　巻取り温度：４５０～６５０℃
　巻取り温度はＮｂＣの析出に著しく影響を及ぼす。巻取り温度が４５０℃未満では、ＮｂＣの析出が不十分となり、ＮｂＣの析出がコイル内で不均一になりやすく、冷間圧延後の焼鈍加熱時の再結晶挙動に起因した組織差により材質の焼鈍温度依存性が大きくなる場合がある。また、巻取り温度が６５０℃を超えると、ＮｂＣが粗大に析出し、ＮｂＣによるフェライトの析出強化が不十分となるため、マルテンサイトとの硬度差低減効果による伸びフランジ性の改善効果が得られなくなる場合がある。したがって、巻取り温度は４５０℃以上６５０℃以下とすることが好ましい。さらに好ましくは５００℃以上６００℃以下とする。
　（冷間圧延工程）
　熱間圧延工程にて、熱間圧延して得られた熱延鋼板は、適宜酸洗を行い、冷間圧延を施し冷延鋼板とする。酸洗は必須ではなく、適宜行うことができる。また、酸洗を行う場合は、通常の条件にて行うことができる。また、冷間圧延では、圧下率：４０％以上とすることが好ましい。
　冷間圧延の圧下率：４０％以上
　冷間圧延の圧下率が４０％未満では、焼鈍時の加熱過程における再結晶が不均一に生じ、均一微細な焼鈍組織が得られない場合がある。これに加えて、通常起こりうる熱延板組織のコイル内バラツキが冷延焼鈍後にも残存し、材質の焼鈍温度依存性が大きくなる場合がある。そこで、コイル内において、より均一微細な組織を得る観点から、冷間圧延の圧下率は４０％以上とすることが好ましい。なお、圧下率が７０％を超えると圧延時のロールへの負荷も高まり、通板トラブルが発生する懸念があるため、圧下率の上限を７０％程度とすることがより好ましい。
　（１次焼鈍工程）
　７００℃から焼鈍温度までの温度範囲の平均加熱速度：１℃／秒以下
　冷間圧延後の冷延鋼板には、１次焼鈍を施す。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り、焼鈍後に未再結晶組織が残存しやすくなる。このような未再結晶組織はＳｉやＭｎの拡散を促進するため、ＳｉやＭｎの表面酸化物を形成しつつ、鋼板表層にはＳｉ、Ｍｎの欠乏層を形成させることが容易となり、その結果、酸洗および２次焼鈍後にめっき性の向上が期待できる。このような効果を得るためには、７００℃から焼鈍温度までの温度域の平均加熱速度を１℃／ｓ以下として加熱する必要がある。なお、上記平均加熱速度の下限は特に限定しないが、０．１℃／秒未満では、焼鈍炉内の通板時間が増大し、製造性を低下させるため、７００℃から焼鈍温度までの温度範囲の平均加熱速度は０．１℃／秒以上とすることが好ましい。
　７８０～８５０℃の焼鈍温度域の焼鈍温度に加熱
　焼鈍温度が７８０℃未満では、１次焼鈍の冷却後に所定量のマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト（残留γ）量が得られず、焼鈍温度依存性の小さい高強度鋼板を得ることが困難となる場合がある。また、１次焼鈍後においても未再結晶組織が残存しやすくなり、この未再結晶組織が残存した状態では、２次焼鈍中にＳｉやＭｎが歪効果によって再表面濃化しやすくなり、不めっきの原因になる場合がある。一方、焼鈍温度が８５０℃を超えると、１次焼鈍後に所望のフェライト量が得られず、その結果、オーステナイトへのＣやＭｎの濃化が不十分となり、２次焼鈍後のマルテンサイト量の変動に起因した焼鈍温度依存性が大きくなる場合がある。さらに、生産性の低下やエネルギーコストの増加を招くという問題もある。よって、焼鈍温度は７８０℃以上８５０℃以下の温度域の温度とする。
　７８０～８５０℃の焼鈍温度域で１０～５００秒保持
　１次焼鈍における７８０～８５０℃の焼鈍温度域での保持時間は、オーステナイトへのＣ、Ｍｎ等の元素の濃化を進行させる観点から、１０秒以上とするのが好ましく、２０秒以上がより好ましい。一方、保持時間が５００秒を超えると、結晶粒径が粗大化し、強度の低下、表面性状の劣化、伸びフランジ性の低下等、鋼板の諸特性に悪影響を及ぼす懸念がある。保持時間は好ましくは２００秒以下である。以上より、１次焼鈍の焼鈍温度域である、７８０～８５０℃の焼鈍温度域での保持時間は１０秒以上５００秒以下とする。
　焼鈍温度から５００℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度を５℃／秒以上として冷却
　この冷却過程は、１次焼鈍後のマルテンサイト、ベイナイト、パーライト、残留γ量を制御するために重要な役割を担っている。すなわち、平均冷却速度が５℃／秒未満では、冷却中に生成するフェライト量が多くなりすぎるため、２次（最終）焼鈍後に所定のマルテンサイト量が得られず、所望のＴＳが得られない場合がある。また、冷却停止温度が５００℃を超えると、２次（最終）焼鈍後に所定のマルテンサイト量が得られず、所望のＴＳが得られない場合がある。このため、冷却停止温度は５００℃以下とする。したがって、焼鈍温度から５００℃以下の冷却停止温度までの温度範囲の平均冷却速度は５℃／秒以上とする。好ましくは１０℃／秒以上とする。一方、焼鈍温度から５００℃以下の冷却停止温度までの温度範囲の平均冷却速度は板形状安定性等の観点から１００℃／秒以下が好ましい。
　冷却は、ガス冷却が好ましいが、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷、あるいはこれらを組み合わせて行うことも可能である。
　上記1次焼鈍は、連続焼鈍法にて行うことが好ましい。
　上記の１次焼鈍を施すことで、１次焼鈍後の冷延鋼板の鋼組織を、上記したように、フェライト相の面積率が１０％以上６０％以下、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの合計面積率が４０％以上９０％以下である鋼組織とする。
　（酸洗工程）
　１次焼鈍時に生成したＳｉ、Ｍｎなどの易酸化性元素の表面濃化物は、２次焼鈍後のめっき性を顕著に劣化させるため、Ｓｉ、Ｍｎなどの表面濃化物を除去し、めっき性を改善するために、酸洗を実施する。ここで、酸洗は、通常の条件にて行うことができる。なお、鋼板の酸洗減量をＦｅ換算で０．０５～５ｇ／ｍ２で酸洗することによって、表面濃化物を完全に除去でき、たとえば、４０～９０℃、濃度１～１０質量％程度の酸（塩酸、硫酸、硝酸等）で１～２０秒の酸洗処理で表面濃化物が完全に除去されるため、１次焼鈍後に施す酸洗の条件としては、このような条件とすることが好ましい。酸洗液の濃度が１質量％未満では酸洗減量がＦｅ換算で０．０５ｇ／ｍ２未満となる場合があり、酸洗による表面濃化物の除去が不十分となる場合がある。一方、酸洗液の濃度が１０質量％を超えると酸洗減量が５ｇ／ｍ２を超える場合があるとともに、過酸洗による鋼板表面の荒れが発生する場合がある。また、酸の温度が４０℃未満では酸洗減量がＦｅ換算で０．０５ｇ／ｍ２未満となる場合があり、酸洗による表面濃化物の除去が不十分となる場合がある。一方、酸の温度が９０℃を超えると、酸洗減量が５ｇ／ｍ２を超える場合があるとともに、過酸洗による鋼板表面の荒れが発生する場合がある。酸洗時間が１秒未満では、酸洗による表面濃化物の除去が不十分となる場合があり、２０秒を超えると過酸洗による鋼板表面の荒れが発生する場合がある。したがって、酸洗条件は、酸温度：４０℃以上９０℃以下、酸濃度：１質量％以上１０質量％以下、酸洗時間：１秒以上２０秒以下とすることが好ましく、酸温度：５０℃以上７０℃以下、酸洗時間：５秒以上１０秒以下とすることがより好ましい。
　上記した酸洗減量のＦｅ換算値は、酸洗前後の鋼板質量から求めることができる。
　（２次（最終）焼鈍工程）
　７５０～８５０℃の焼鈍温度域の焼鈍温度に加熱
　２次焼鈍における焼鈍温度が７５０℃未満では、焼鈍冷却後に所定のマルテンサイト量が得られず、所望の強度が得られない場合がある。一方、焼鈍温度が８５０℃を超えると、焼鈍中にＳｉ、Ｍｎが再表面濃化し、めっき性の低下を招く。また、フェライトやオーステナイトが粗大化し、冷却後の組織が粗大化するため、鋼板表面性状の劣化を招き、伸びフランジ性の改善効果が得られない場合もある。さらに、生産性の低下やエネルギーコストの増加を招くという問題もある。したがって、焼鈍温度は７５０℃以上８５０℃以下とする。より安定してめっき性を確保する観点からは、７５０℃以上８００℃以下とすることが好ましい。
　７５０～８５０℃の焼鈍温度域で１０～５００秒保持
　２次焼鈍における７５０～８５０℃の焼鈍温度域での保持時間は、オーステナイトへのＣ、Ｍｎ等の元素の濃化をより安定化させる観点から、１０秒以上とするのが好ましい。一方、保持時間が５００秒を超えると、焼鈍中にＳｉ、Ｍｎが再表面濃化し、めっき性の低下を招く場合がある。また、結晶粒径が粗大化し、鋼板表面性状の劣化を招き、伸びフランジ性の低下等、鋼板の諸特性に悪影響を及ぼす恐れがある。したがって、７５０～８５０℃の焼鈍温度域での保持時間は１０秒以上５００秒以下とする。
　焼鈍温度から亜鉛めっき浴の温度までの平均冷却速度（１次冷却速度）：１～１５℃／秒
　前記焼鈍温度域の焼鈍温度に加熱し、焼鈍温度で均熱して、７５０～８５０℃の焼鈍温度域で１０～５００秒保持した後、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１～１５℃／秒で冷却する。焼鈍温度から亜鉛めっきの温度までの平均冷却速度（１次冷却速度）が１５℃／秒を超えると、冷却中のフェライト生成が抑制され、マルテンサイトやベイナイトなどの硬質相が過度に生成するため、強度が高くなりすぎてしまい、延性や伸びフランジ性等の加工性の劣化を招く。一方、１℃／秒未満では、冷却中に生成するフェライトの量が多くなりすぎ、所望のＴＳが得られない場合がある。したがって、焼鈍温度からめっき浴までの平均冷却速度は１℃／秒以上１５℃／秒以下とする。冷却は、ガス冷却が好ましいが、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷、あるいはこれらを組み合わせて行うことも可能である。上記２次焼鈍は、連続焼鈍法にて行うことが好ましく、とくに後述の溶融亜鉛めっき処理設備まで備えたＣＧＬ（continuous galvanizing line）を用いて行うことが好ましい。
　溶融亜鉛めっき処理・合金化処理
　上記の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、後述する５～１００℃／秒の平均冷却速度（２次冷却速度）で冷却する前に、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、５００～６５０℃の温度域に加熱し、常法により数秒～数十秒保持することで行うことができる。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／ｍ２であり、合金化する場合、めっき層中のＦｅ濃度（Ｆｅ％）は６～１５質量％とすることが好ましい。
　溶融亜鉛めっき処理後、あるいはさらに合金化処理を行う場合は合金化処理後の１５０℃以下に冷却する際の平均冷却速度（２次冷却速度）：５～１００℃／秒
　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冷却において、１５０℃以下の温度までの平均冷却速度（２次冷却速度）が、５℃／秒未満の緩冷却では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℃／秒を超えるとマルテンサイトが硬くなりすぎてしまい、延性や伸びフランジ性が低下する場合がある。したがって、２次冷却速度は５℃／秒以上１００℃／秒以下とする。
　さらに、本発明においては、前記した２次焼鈍後に最終的に得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に、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、過度に調質圧延を行うと、過剰に歪が導入され、結晶粒が展伸された圧延加工組織となり、延性が低下するため、調質圧延を行う場合、伸長率で０．１～１．５％程度とすることが好ましい。
　表１に示す成分組成からなる溶鋼を溶製し、鋼スラブとした後、表２に示す種々の条件で、熱間圧延、冷間圧延、１次焼鈍、酸洗および２次焼鈍工程にて、板厚が１．２ｍｍの高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板（製品板）を製造した。１次焼鈍工程の焼鈍温度域での保持時間は、７８０～８５０℃の焼鈍温度域（１次焼鈍の焼鈍温度域）での保持時間であり、２次焼鈍工程の焼鈍温度域での保持時間は、７５０～８５０℃の焼鈍温度域（２次焼鈍の焼鈍温度域）での保持時間である。また、１次焼鈍工程後に行う酸洗工程では、６０℃の５質量％塩酸にて、１０秒間の酸洗を行った。また、溶融亜鉛めっき処理は付着量が片面あたり５０ｇ／ｍ２（両面めっき）となるように調整し、さらに合金化処理を施し、めっき層中のＦｅ％が９～１２質量％となるように調整した。
　以上により得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対して、サンプルを採取し、下記の方法で組織観察、圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）を引張方向とする引張試験を行い、鋼板の鋼組織を特定すると共に、フェライト相およびマルテンサイト相の面積率、フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）および穴拡げ率（λ）を測定した。また、めっき後外観、合金化後外観を目視で観察し、表面性状を評価した。さらに、２次焼鈍温度が中央値に対して±２０℃の範囲で変動した位置から、圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）を引張方向とする引張試験片を採取し、引張試験により、２次焼鈍温度が中央値に対して±２０℃変動、すなわち、焼鈍温度が４０℃変動した場合のＴＳ変動量（ΔＴＳ）を評価した。また、１次焼鈍工程後で酸洗工程前の鋼板からも鋼組織観察用のサンプルを採取した。以下、具体的に説明する。
　（ｉ）組織観察
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、組織観察用試験片を採取し、Ｌ断面（圧延方向に平行な垂直断面）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３０００倍で撮影した組織写真（ＳＥＭ写真）から、鋼板組織の特定とフェライトおよびマルテンサイトの面積率を測定した。なお、上記組織写真からの鋼板の鋼組織の特定は、フェライトはやや黒いコントラストの領域、パーライトは炭化物がラメラー状に生成している領域、ベイナイトは炭化物が点列状に生成している領域とし、マルテンサイトおよび残留オーステナイト（残留γ）は白いコントラストのついている粒子とした。さらに、上記試験片に、２５０℃で４ｈｒの焼戻し処理を施した後、同様にして組織写真を得て、炭化物がラメラー状に生成している領域を熱処理前にパーライト、炭化物が点列状に生成している領域を熱処理前にベイナイトもしくはマルテンサイトであった領域として再度その面積率を求め、白いコントラストのまま残存している微粒子を残留γとして測定し、焼戻し処理前の白いコントラストがついている粒子（マルテンサイトおよび残留γ）の面積率との差から、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、各相ごとに相別して色付けし、画像を取り込み後、２値化を行い、画像解析ソフト（マイクロソフト社製Ｄｉｇｉｔａｌ　Ｉｍａｇｅ　Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ　ｖｅｒ　４．０）にて求めた。また、フェライトおよびマルテンサイトの平均粒径はＪＩＳ　Ｇ０５２２の規定に準拠し、切断法にて測定した。
　また、１次焼鈍後の鋼板から採取した組織観察用試験片については、Ｌ断面（圧延方向に平行な垂直断面）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３０００倍で撮影した組織写真（ＳＥＭ写真）から、鋼板組織の特定とフェライトの面積率を測定した。さらに、Ｓｉ、Ｍｎ欠乏層深さは，グロー放電発光分析法（ＧＤＳ）によって測定した深さ方向の濃度プロファイルから、ＳｉおよびＭｎの元素濃度がそれぞれ鋼中元素濃度の３／４以下となる領域を読み取り、その深さを指標とした。
　（ｉｉ）引張特性
　合金化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号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ２２０１）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１の規定に準拠した引張試験を行い、ＹＰ、ＴＳ、Ｅｌを測定した。なお、引張試験の評価基準はＴＳ≧１１８０ＭＰａ、ＴＳ×Ｅｌ≧１５０００ＭＰａ・％とした。
　さらに、２次焼鈍温度が中央値に対して＋２０℃および－２０℃となった位置から、圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）を引張方向とする引張試験片を採取し、引張試験により、焼鈍温度が４０℃変動した場合のＴＳ変動（ΔＴＳ）を評価した。なお、材質均一性の評価基準として、ΔＴＳ≦５０ＭＰａを材質均一性に優れるとした。
　（ｉｉｉ）穴拡げ率（伸びフランジ性）
　伸びフランジ成形性は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠した穴拡げ試験により評価した。すなわち、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対して、１００ｍｍ×１００ｍｍ角サイズのサンプルを採取し、サンプルにポンチ径１０ｍｍのポンチで打ち抜いたポンチ穴を開け、頂角６０°の円錐ポンチを用いて、バリが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴拡げ試験を行い、このときのｄ０：初期穴内径（ｍｍ）、ｄ：割れ発生時の穴内径（ｍｍ）として、穴拡げ率λ（％）＝｛（ｄ－ｄ０）／ｄ０｝×１００を求めた。なお、穴拡げ率の評価基準として、ＴＳ×λ≧４３０００ＭＰａ・％を、伸びフランジ性に優れるとした。
　（ｉｖ）表面性状
　めっき後の外観を目視で評価し、不めっきが全くないものを○、不めっきが発生したものを×とした。また、合金化後の外観は、合金化ムラが認められたものを×、合金化ムラがなく均一の外観が得られたものを○として、目視評価した。
　得られた結果を表３に示す。表３より、鋼板Ｎｏ．２～９の鋼板は、成分組成および製造方法が本発明に適合した発明例であり、ＴＳ≧１１８０ＭＰａ、ＴＳ×Ｅｌ≧１５０００ＭＰａ・％、ＴＳ×λ≧４３０００ＭＰａ・％を満足し、焼鈍温度が４０℃変動した場合のＴＳ変量（ΔＴＳ）が５０ＭＰａ以下となる焼鈍温度依存性に優れた鋼板となっている。また、不めっきや合金化ムラの発生は認められず、良好な表面性状を有する鋼板となっている。さらに、鋼板Ｎｏ．３、５～８は熱間圧延時の最終パスおよび最終パスの前パスの圧下率が好適範囲であるため、マルテンサイトの平均粒径が２μｍ以下となっており、この結果、ＴＳ×λ≧４５０００ＭＰａ・％を満足する鋼板となっている。
　これに対して、比較例の鋼板Ｎｏ．１はＣ量が本発明範囲を下回るため、所望のマルテンサイト量が得られず、ＴＳ≧１１８０ＭＰａを未達成となっている。比較例のＮｏ．１０はＮｂ量およびＴｉ量が本発明範囲を下回り、フェライトの析出強化が不十分であるため、マルテンサイト相との硬度差の低減効果が小さく、ＴＳ×λ≧４３０００ＭＰａ・％を未達成となっている。さらに所望のＳｉ、Ｍｎの欠乏層深さが得られず、不めっきや合金化ムラが発生した比較例である。比較例の鋼板Ｎｏ．１１はＳ量、Ｎｂ量およびＴｉ量が本発明範囲を上回るため、フェライトの延性を著しく低下させ、この結果、ＴＳ×Ｅｌ≧１５０００ＭＰａ・％を未達成となっている。また、Ｎｂ量およびＴｉ量が過剰のため、熱間圧延時の圧延負荷が高めであり、製造性の低下が懸念される。比較例の鋼板Ｎｏ．１２はＣ、Ｓｉ、Ｍｎが本発明範囲を上回るため、マルテンサイト量が過剰となり、Ｅｌやλが低下し、ＴＳ×Ｅｌ≧１５０００ＭＰａ・％あるいはＴＳ×λ≧４３０００ＭＰａ・％を未達成となっている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表１に示す鋼Ｂ、Ｃ、ＤおよびＩの成分組成からなる溶鋼を溶製し、鋼スラブとした後、表４に示す種々の条件で、熱間圧延、冷間圧延、１次焼鈍、酸洗および２次焼鈍工程にて、板厚が１．２ｍｍの高強度溶融亜鉛めっき鋼板（合金化処理を施していない溶融亜鉛めっき鋼板（表４では単に溶融亜鉛めっき鋼板と記載する）、および合金化処理を施した溶融亜鉛めっき鋼板である合金化溶融亜鉛めっき鋼板）（製品板）を製造した。１次焼鈍工程の焼鈍温度域での保持時間は、７８０～８５０℃の焼鈍温度域（１次焼鈍の焼鈍温度域）での保持時間であり、２次焼鈍工程の焼鈍温度域での保持時間は、７５０～８５０℃の焼鈍温度域（２次焼鈍の焼鈍温度域）での保持時間である。また、１次焼鈍工程後に行う酸洗工程では、６０℃の５質量％塩酸にて、１０秒間の酸洗を行った。ここで、溶融亜鉛めっき処理は付着量が片面あたり５０ｇ／ｍ２（両面めっき）となるように調整し、合金化処理を行う場合は、めっき層中のＦｅ％が９～１２質量％となるように調整した。
　以上により得られた種々の高強度溶融亜鉛めっき鋼板（製品板）に対して、実施例１と同様に、鋼板組織の特定、フェライト相およびマルテンサイト相の面積率、フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径、ＹＰ、ＴＳ、Ｅｌおよびλを測定し、さらに焼鈍温度が４０℃変動した場合のＴＳ変動量（ΔＴＳ）を評価した。
　上記測定結果を表５に示す。表５から、本発明の製造条件を満たす鋼板Ｎｏ．１３～１５、１８～２１、２３～２５の鋼板は、成分組成および製造方法が本発明に適合した発明例であり、ＴＳ≧１１８０ＭＰａ、ＴＳ×Ｅｌ≧１５０００ＭＰａ・％、ＴＳ×λ≧４３０００ＭＰａ・％を満足し、焼鈍温度が４０℃変動した場合のＴＳ変動量（ΔＴＳ）が５０ＭＰａ以下となる焼鈍温度依存性に優れた鋼板となっている。また、不めっきや合金化ムラの発生は認められず、良好な表面性状を有する鋼板となっている。さらに、鋼板Ｎｏ．１４、１５、１８は熱間圧延時の最終パスおよび最終パスの前パスの圧下率が好適範囲であるため、マルテンサイトの平均粒径が２μｍ以下となっており、この結果、ＴＳ×λ≧４５０００ＭＰａ・％を満足する鋼板となっている。
　これに対して、比較例の鋼板Ｎｏ．１６は酸洗工程における酸洗減量が本発明範囲を下回るため、１次焼鈍時に生成したＳｉ、Ｍｎなどの易酸化性元素の表面濃化物が残存し、不めっきや合金化ムラが発生した比較例である。比較例の鋼板Ｎｏ．１７は酸洗工程における酸洗減量が本発明範囲の上限を超えるため、過酸洗による鋼板表面の荒れ発生に起因する不めっきや合金化ムラが発生した比較例である。比較例の鋼板Ｎｏ．２２は２次焼鈍時の２次冷却速度が本発明範囲を下回るため、冷却中にパーライトやベイナイトが多量に析出し所望のマルテンサイト量が確保できず、ＴＳ≧１１８０ＭＰａを未達となっている。また、１次焼鈍時の加熱速度が本発明範囲を上回るため、Ｓｉ、Ｍｎの拡散が不十分となり、所望のＳｉ、Ｍｎの欠乏層深さが得られず、不めっきや合金化ムラが発生した比較例である。比較例の鋼板Ｎｏ．２６は、１次焼鈍時の焼鈍温度が本発明範囲を上回るため、ΔＴＳが不十分となっている。比較例の鋼板Ｎｏ．２７は、１次焼鈍時の焼鈍温度域での保持時間が本発明の範囲を上回るため、伸びフランジ性が不十分である。比較例の鋼板Ｎｏ．２８は、２次焼鈍時の１次冷却速度が本発明の範囲を上回るため、鋼組織のフェライト面積率が不十分となり、かつ、伸び及び伸びフランジ性が不十分である。比較例の鋼板Ｎｏ．２９は、２次焼鈍時の２次冷却速度が本発明の範囲を上回るため、伸び及び伸びフランジ性が不十分である。
比較例の鋼板Ｎｏ．３０は２次焼鈍時の焼鈍温度が本発明を上回るため、２次焼鈍時にＳｉ、Ｍｎが再表面濃化し、不めっきや合金化ムラが発生した比較例である。比較例の鋼板Ｎｏ．３１は２次焼鈍時の焼鈍温度が本発明範囲を下回るため、２次焼鈍後の鋼板において所望のフェライト分率、マルテンサイト分率が得られず、ＴＳ≧１１８０ＭＰａを未達となっている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　本発明により得られる高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、高い引張強度を有するだけでなく、表面外観に優れ、材質の焼鈍温度依存性が小さいため、自動車の衝突安全性の向上や軽量化に大きく貢献でき、プレス成形時における作業性の向上も期待できる。また、自動車部品に限らず、建築および家電分野の素材としても好適である。

Claims (4)

  1. 質量％で、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％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板とし、該熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とし、次いで該冷延鋼板を１次焼鈍し、酸洗し、次いで２次焼鈍を施して溶融亜鉛めっき鋼板とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、前記１次焼鈍では、７００℃から焼鈍温度までの温度範囲の平均加熱速度を１℃／秒以下として７８０～８５０℃の焼鈍温度域の焼鈍温度に加熱し、７８０～８５０℃の焼鈍温度域で１０～５００秒保持した後、前記焼鈍温度から５００℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度を５℃／秒以上として冷却することで、フェライトの面積率が１０％以上６０％以下、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの合計面積率が４０％以上９０％以下である鋼組織を有する鋼板とし、前記酸洗は、鋼板の酸洗減量をＦｅ換算で０.０５～５ｇ／ｍ２とし、前記２次焼鈍では、７５０～８５０℃の焼鈍温度域の焼鈍温度に加熱し、７５０～８５０℃の焼鈍温度域で１０～５００秒保持した後、前記焼鈍温度から１～１５℃／秒の平均冷却速度で冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬する溶融亜鉛めっき処理を施し、前記溶融亜鉛めっき処理後、５～１００℃／秒の平均冷却速度で１５０℃以下に冷却して、面積率で１０％以上６０％以下のフェライトと面積率で４０％以上９０％以下のマルテンサイトとを含む鋼組織を有する鋼板とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  2. 　前記溶融亜鉛めっき処理後、５～１００℃／秒の平均冷却速度で冷却する前に、さらに亜鉛めっきの合金化処理を施す請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  3. 　前記鋼スラブが、上記成分組成に加えてさらに、質量％で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％以下から選ばれる１種以上を含有する請求項１または２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  4. 　前記熱間圧延では、熱間圧延の仕上げ圧延終了後、３秒以内に冷却を開始し、熱間仕上げ圧延温度～（熱間仕上げ圧延温度－１００℃）の温度域を平均冷却速度：５～２００℃／秒で冷却し、巻取り温度を４５０～６５０℃として巻き取り、前記冷間圧延では、圧下率４０％以上で冷間圧延する請求項１～３のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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