WO2016120914A1 - 高強度めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

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典晃 ▲高▼坂
船川　義正
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength plated steel sheet and a method for producing the same.
  • the high-strength plated steel sheet of the present invention has a high tensile strength (TS): 780 MPa or more and excellent formability. For this reason, the high-strength plated steel sheet of the present invention is suitable as a material for an automobile skeleton member (structural parts for automotive).
  • Patent Document 1 in a hot-dip galvanized steel sheet provided with a hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet, by mass%, C: more than 0.02% and 0.20% or less, Si: 0.01 to 2.0 %, Mn: 0.1 to 3.0%, P: 0.003 to 0.10%, S: 0.020% or less, Al: 0.001 to 1.0%, N: 0.0004 to 0 0.15%, Ti: 0.03 to 0.2%, or Nb: 0.1% or less, etc., with the balance being a component composition of Fe and impurities, and ferrite in an area ratio of 30 to 95 %,
  • the remaining second phase is composed of one or more of martensite, bainite, pearlite, cementite and retained austenite, and the martensite area ratio is 0 to 50 when martensite is contained.
  • the steel sheet contains Ti carbonitrides with a grain size of 2 to 30 nm with an average interparticle distance of 30 to 300 nm, and crystallized TiN with a grain size of 3 ⁇ m or more has an average interparticle distance of 50 to 500 ⁇ m. It is said that a high-yield ratio high-strength steel sheet excellent in bending workability and notch fatigue resistance with a tensile strength of 620 MPa or more is obtained.
  • Patent Document 2 by mass%, C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.01 to less than 0.6%, Mn: 1.6 to 3.5%, P: 0.05% or less , S: 0.01% or less, sol.
  • the low-temperature transformation formation structure contains at least bainite and may further contain martensite.
  • the plate surface in a depth of 0.1 mm from the surface of the steel plate is changed in the plate width direction position, and a total of 20 fields of view are observed with a microscope.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and an object thereof is to provide a high-strength plated steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more and good workability, and a method for producing the same.
  • the present inventors diligently studied the requirements for a steel sheet having a tensile strength of 780 MPa and good workability.
  • a high-strength steel sheet we focused on reducing the soft ferrite phase as much as possible and utilizing a low-temperature transformation phase such as a bainite phase or a martensite phase.
  • a low-temperature transformation phase such as a bainite phase or a martensite phase.
  • the conventional technology if the ferrite phase rich in formability is reduced, good formability cannot be obtained. Therefore, a means for improving the formability of a steel sheet not containing much ferrite phase was studied.
  • the fine granular martensite is the martensite phase dispersed in the bainite phase
  • the uniform deformation of the bainite phase is promoted, and as a result, the workability is increased and the formability is improved.
  • it is effective to finely disperse cementite in the structure before the annealing process and to suppress coarsening of the austenite grain size during annealing. I found out.
  • the austenite grain interfacial area which becomes the nucleation site of ferrite transformation, increases with the reduction of the austenite grain size during annealing, the ferrite phase is easily produced.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • a high-strength plated steel plate having a steel plate and a plating layer formed on the steel plate, wherein the component composition of the steel plate is% by mass, C: 0.06% to 0.18%, Si : Less than 0.50%, Mn: 1.9% to 3.2%, P: 0.03% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.08% or less, N: 0.006% B: 0.0002% or more and 0.0030% or less, Nb: 0.007% or more and 0.030% or less, and Ti containing so as to satisfy the following formula (1), the balance being Fe and inevitable impurities
  • the steel structure of the steel sheet has a ferrite phase area ratio of 20% or less (including 0%), a bainite phase area ratio of 35% to 90%, and a martensite phase area ratio of 10% to 65%.
  • the component composition further includes, by mass%, Cr: 0.001% to 0.9%, Ni: 0.001% to 0.5%, V: 0.001% to 0.3% % Or less, Mo: 0.001% or more and 0.3% or less, W: 0.001% or more and 0.2% or less, Hf: 0.001% or more and 0.3% or less.
  • the component composition further contains, in mass%, one or more of REM, Mg, and Ca in a total of 0.0002% to 0.01% [1] or The high strength plated steel sheet according to [2].
  • a steel material having the composition described in any one of [1] to [3] is heated at 1000 ° C. or more and 1200 ° C. or less, and after finish rolling at a finish rolling temperature of 800 ° C. or more, finish rolling temperature To 720 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./s or more and winding at 580 ° C. or more and 720 ° C. or less, and cold rolling to cold-roll the hot-rolled sheet after the hot rolling step After the step and the cold rolling step, the cold-rolled sheet is heated to the Ac3 point, which is the maximum temperature, and the heated cold-rolled sheet is cooled at a cooling rate of 5 ° C / s or higher to 580 ° C.
  • the time during which the cold-rolled sheet stays at the Ac3 point or higher is 60 seconds or less
  • the dew point at the Ac3 point or higher is ⁇ 45 ° C. or higher and ⁇ 20 ° C. or lower
  • the cooling is 440 ° C. or higher and 530 ° C or lower.
  • the time that the cold-rolled sheet stays in The average heating rate from the pre-treatment heating step of 0 seconds or more and the cold-rolled sheet after the pre-treatment heating step from 100 ° C. to the highest temperature not less than (Ac3 point ⁇ 10) ° C.
  • the cold-rolled sheet heated to the maximum temperature is cooled under the condition that the average cooling rate up to 560 ° C.
  • the plating layer contains, by mass%, Fe: 5.0 to 20.0%, Al: 0.001% to 1.0%, and Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Contains one or more selected from Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM in a total of 0 to 3.5%, with the balance being Zn and inevitable impurities
  • the high-strength plated steel sheet of the present invention has high tensile strength (TS): 780 MPa or more and excellent formability. If the high-strength plated steel sheet of the present invention is applied to automobile parts, further weight reduction of the automobile parts can be realized.
  • TS tensile strength
  • the high-strength plated steel sheet of the present invention includes a steel sheet and a plating layer formed on the steel sheet. It demonstrates in order of a steel plate and a plating layer.
  • the component composition of the steel sheet is mass%, C: 0.06% to 0.18%, Si: less than 0.50%, Mn: 1.9% to 3.2%, P: 0.03% S: 0.005% or less, Al: 0.08% or less, N: 0.006% or less, B: 0.0002% or more and 0.0030% or less, Nb: 0.007% or more and 0.030%
  • the component composition contains Ti so as to satisfy the following and the above expression (1).
  • % representing the content of a component means “mass%”.
  • C 0.06% or more and 0.18% or less C has a hardenability which increases the hardness of martensite and suppresses ferrite transformation.
  • the C content is set to 0.06% or more and 0.18% or less. Desirably, it is 0.07% or more and 0.18% or less.
  • Si Less than 0.50% Si is an element contributing to high strength by solid solution strengthening. On the other hand, since Si raises the transformation point (Ac 3 point) from the ferrite phase to the austenite phase, it makes it difficult to remove the ferrite phase during annealing. Furthermore, since Si reduces the wettability between the plating layer and the steel sheet surface, excessive inclusion of Si causes defects such as non-plating. In this invention, Si content is accept
  • Mn not less than 1.9% and not more than 3.2% Mn contributes to high strength by solid solution strengthening, and lowers the Ac 3 transformation point to facilitate removal of the ferrite phase during annealing. It also has the effect of improving the hardenability of the steel sheet.
  • the Mn content needs to be 1.9% or more.
  • the bainite transformation does not proceed, and as a result, the area ratio of the martensite phase exceeds 65%.
  • the upper limit of the Mn content is set to 3.2%.
  • a preferable range of the Mn content is 2.0% or more and 3.0% or less.
  • P 0.03% or less
  • P is an element that has an adverse effect on formability because it segregates at grain boundaries and becomes the starting point of cracking during molding. Therefore, it is preferable to reduce the P content as much as possible.
  • the P content is set to 0.03% or less. Preferably it is 0.02% or less. Although it is desirable to reduce it as much as possible, 0.002% may be inevitably mixed in manufacturing.
  • S 0.005% or less S exists in the state which became inclusions, such as MnS, in steel. This inclusion becomes wedge-shaped by hot rolling and cold rolling. In such a form, it tends to be a starting point for void generation, and the moldability is also adversely affected. Therefore, in the present invention, it is preferable to reduce the S content as much as possible, and set it to 0.005% or less. Preferably it is 0.003% or less. It is desirable to reduce the S content as much as possible, but 0.0005% may be inevitably mixed in production.
  • Al 0.08% or less
  • Al 0.02% or more
  • the Al content is 0.08% or less.
  • it is 0.07% or less.
  • N 0.006% or less
  • N combines with Ti and precipitates as coarse Ti-based nitride. Since this coarse Ti-based nitride serves as a nucleation site for ferrite transformation, the N content needs to be reduced as much as possible, and the upper limit is made 0.006%.
  • a preferable N content is 0.005% or less. Although it is desirable to reduce the N content as much as possible, 0.0005% may be inevitably mixed in production.
  • B 0.0002% or more and 0.0030% or less B has an effect of segregating at the grain boundary of the austenite before transformation to significantly delay the nucleation of the ferrite phase and to suppress the formation of the ferrite phase.
  • the B content needs to be 0.0002% or more.
  • the B content is set to 0.0002% or more and 0.0030% or less. Desirably, it is 0.0005% or more and 0.0020% or less.
  • Nb 0.007% or more and 0.030% or less
  • Nb is an important element for suppressing coarsening of austenite grains during annealing.
  • Nb content When the Nb content is excessive, coarse carbonitrides containing Nb (generic names for carbides, nitrides, and carbonitrides; hereinafter the same applies to the present invention) are precipitated, and the area ratio of the ferrite phase increases.
  • the Nb content needs to be 0.007% or more.
  • the Nb content exceeds 0.030%, coarse Nb-based carbonitrides precipitate under the production conditions specified in the present invention. Therefore, the upper limit of Nb content is 0.030%.
  • a preferable Nb content is 0.012% or more and 0.027% or less.
  • the high-strength plated steel sheet of the present invention is, in mass%, Cr: 0.001% to 0.9%, Ni: 0.001% to 0.5%, V: 0.001% to 0.00%. 1% or more of 3% or less, Mo: 0.001% or more and 0.3% or less, W: 0.001% or more and 0.2% or less, Hf: 0.001% or more and 0.3% or less You may contain.
  • Cr, Ni, V, Mo, W and Hf have the effect of delaying the start of ferrite transformation. If there is an effect of these elements in addition to the effect of hardenability by B, it becomes easy to stably obtain a desired steel structure. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.9%, the plating property is adversely affected. Further, when Ni is 0.5%, V is 0.3%, Mo is 0.3%, W is 0.2%, and Hf exceeds 0.3%, the effect of hardenability is saturated. From the above, Cr: 0.001% to 0.9%, Ni: 0.001% to 0.5%, V: 0.001% to 0.3%, Mo: 0.001% to 0 .3% or less, W: 0.001% to 0.2%, and Hf: 0.001% to 0.3%.
  • the high-strength plated steel sheet of the present invention may further contain 0.0002% or more and 0.01% or less of REM, Mg, or Ca in total by mass%.
  • REM lanthanoid element having atomic number 57 to 71
  • Mg and Ca spheroidize cementite precipitated in bainite.
  • the stress concentration around the cementite is reduced, and the formability is improved.
  • the total content of REM, Mg, and Ca exceeds 0.01%, the effect of changing the shape of cementite is saturated and the ductility is adversely affected.
  • one or more of REM, Mg, and Ca is 0.0005% or more and 0.005% or less in total.
  • Components other than the above components are Fe and inevitable impurities.
  • the steel structure of the high-strength plated steel sheet of the present invention has a ferrite phase area ratio of 20% or less (including 0%), a bainite phase area ratio of 35% or more and 90% or less, and a martensite phase area ratio of 10%.
  • the number density of inclusions containing 65% or less and having an equivalent circle diameter exceeding 5.0 ⁇ m contains 400 pieces / mm 2 or less.
  • the average particle diameter of the granular martensite which comprises the said martensite phase is 4.0 micrometers or less, and the maximum length between martensites is 5.0 micrometers or less.
  • the ferrite phase is a soft structure, and when the content of the ferrite phase exceeds 20%, the tensile strength is less than 780 MPa.
  • the ferrite phase has a low element solubility, if the ferrite phase content is excessive, the arrangement of cementite finely dispersed in the structure before annealing is changed, and a fine martensite phase cannot be obtained. Therefore, it is desirable to reduce the content of the ferrite phase as much as possible.
  • the content of the ferrite phase needs to be suppressed to 20% or less. Desirably, it is 15% or less.
  • Bainite phase The bainite phase is higher in hardness than the ferrite phase and is effective for finely forming the martensite phase.
  • the content of the bainite phase needs to be 35% or more.
  • the maximum length (maximum distance) between the martensites exceeds 5.0 ⁇ m, and good moldability cannot be obtained.
  • the preferred bainite phase content is 40% or more and 80% or less in terms of area ratio.
  • Martensite phase The content of the martensite phase and the form of the martensite phase have a great influence on the strength and formability.
  • the content of the martensite phase is less than 10% in terms of area ratio, the tensile strength is less than 780 MPa.
  • the content of the martensite phase exceeds 65% by area ratio, ductility and formability are lost.
  • the preferred martensite phase content is 20% or more and 55% or less in terms of area ratio.
  • the martensite phase is composed of granular martensite.
  • the average particle size of martensite exceeds 4.0 ⁇ m, deformation in the vicinity of coarse martensite is constrained and the steel sheet deforms unevenly during forming. In this case, cracks are likely to occur in the preferentially deformed portion, and good moldability cannot be obtained.
  • the average particle size of martensite is preferably 3.0 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average particle size of martensite is not particularly limited, but 0.5 ⁇ m or more is preferable from the viewpoint of stably obtaining a martensite fraction of 10% or more.
  • the maximum length of the interval between martensites is 5.0 ⁇ m or less. If the maximum length of the interval between martensites is within this range, many bainite phases are in contact with the martensite phase. The bainite phase in contact with the martensite phase is liable to cause dislocations and work hardening. As a result, the work hardening index (work hardening exponent) increases and deforms uniformly, so that good moldability is obtained.
  • the maximum distance between martensites (maximum length) is preferably 4.0 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the maximum distance between martensites is not particularly limited, but when the distance between martensites is too close, dislocations are introduced near the martensite due to transformation strain caused by the occurrence of martensite transformation. By doing so, the occurrence of new dislocations between martensite is hindered and work hardening is difficult, so 1.0 ⁇ m or more is preferable.
  • the number density of inclusions having an equivalent circle diameter and a particle size exceeding 5.0 ⁇ m is 400 pieces / mm 2 or less. Inclusions having a particle size exceeding 5.0 ⁇ m are likely to become nucleation sites of the ferrite phase, and the content of the ferrite phase in the area ratio is not in the desired range.
  • the inclusions exceeding 5.0 ⁇ m include oxides containing Al or Ti, nitrides containing Ti, and carbonitrides containing Nb.
  • the surface hardness of the steel sheet is 95% or less when the hardness at the position of 1/4 t (t is the thickness of the steel sheet) in the thickness direction from the steel sheet surface is 100%. It is. Many cracks at the time of forming occur on the surface of the steel sheet.
  • the formability can be improved by improving the ductility of the steel sheet surface layer part by adjusting the coiling temperature and decarburizing the steel sheet surface layer part in the annealing step. Since the hardness and the ductility are in a trade-off relationship, the ductility of the steel sheet surface layer can be estimated by the decrease in the hardness of the steel sheet surface.
  • the formability is improved.
  • the surface hardness of the steel sheet is 90% or less when the hardness at a position of 1/4 t (t is the thickness of the steel sheet) in the thickness direction from the steel sheet surface is 100%.
  • the steel sheet surface layer is in the range from the steel sheet surface to 100 ⁇ m in the thickness direction.
  • the components constituting the plating layer are not particularly limited and may be general components.
  • the plating layer contains Fe: 5.0 to 20.0% and Al: 0.001% to 1.0% by mass%, and Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, One or two or more selected from Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM are contained in a total of 0 to 3.5%, and the balance is made of Zn and inevitable impurities.
  • the plating layer may be an alloyed plating layer (a plating layer mainly containing an Fe—Zn alloy formed by diffusing Fe in steel during galvanization by an alloying reaction).
  • the manufacturing method of the high strength plated steel sheet of the present invention includes a hot rolling process, a cold rolling process, a pretreatment heating process, an annealing process, and a plating process. Moreover, you may have an alloying process after a plating process as needed.
  • the temperature is the surface temperature unless otherwise specified.
  • the average heating rate is ((surface temperature after heating ⁇ surface temperature before heating) / heating time), and the average cooling rate is ((surface temperature before cooling ⁇ surface temperature after cooling) / cooling time).
  • the hot rolling process means that the steel material having the above composition is heated at 1000 ° C. or more and 1200 ° C. or less, and after finishing rolling at a finish rolling temperature of 800 ° C. or more, the average cooling rate from the finish rolling temperature to 720 ° C. Is a step of cooling at 10 ° C./s or more and winding at 580 ° C. or more and 720 ° C. or less.
  • the melting method for producing the steel material is not particularly limited, and a known melting method such as a converter or an electric furnace can be employed. Further, secondary refining may be performed in a vacuum degassing furnace. Then, it is preferable to use a slab (steel material) by a continuous casting method from the viewpoint of productivity and quality. Further, the slab may be formed by a known casting method such as ingot-casting rolling and thin slab continuous casting.
  • Heating temperature of steel material 1000 ° C. or more and 1200 ° C. or less
  • it is necessary to heat the steel material prior to rough rolling so that the steel structure of the steel material becomes a substantially homogeneous austenite phase.
  • the heating temperature exceeds 1200 ° C. the formation of particularly nitrides containing Ti is promoted, and the number density of inclusions exceeding 5.0 ⁇ m increases. Therefore, the heating temperature of the steel material is set to 1000 ° C. or more and 1200 ° C. or less. Desirably, it is 1020 degreeC or more and 1150 degreeC or less. In addition, it does not specifically limit about the rough rolling conditions of the rough rolling after the said heating.
  • Finishing rolling temperature 800 ° C. or more
  • the finish rolling temperature is 800 ° C. or higher.
  • the finish rolling temperature is 820 degreeC or more.
  • the surface quality is preferably lowered to 940 ° C. or less because the surface properties are deteriorated due to the biting of the scale.
  • the average cooling rate from the finish rolling temperature to 720 ° C. is 10 ° C./s or more.
  • the length of the forced cooling zone (runout table) is limited, and when it is cooled at less than 10 ° C./s, the desired winding temperature cannot be achieved. Therefore, an average cooling rate shall be 10 degrees C / s or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but is substantially 200 ° C./s.
  • the average cooling rate from 720 ° C. to the cooling stop temperature may be 10 ° C./s or more and less than 10 ° C./s.
  • Winding temperature 580 ° C. or more and 720 ° C. or less
  • the coiling temperature is lower than 580 ° C.
  • decarburization does not proceed and the hardness of the steel sheet surface layer portion does not decrease.
  • the coiling temperature exceeds 720 ° C., an internal oxide layer is formed on the surface layer portion of the steel sheet, which causes cracks during forming.
  • the coiling temperature was set to 580 ° C. or higher and 720 ° C. or lower. Preferably they are 600 degreeC or more and 690 degrees C or less.
  • the subsequent cold rolling step is a step of cold rolling the hot-rolled sheet after the hot rolling step.
  • it is necessary to cold-roll the hot-rolled sheet after the hot rolling process.
  • the cold rolling rate is often set to 30% or more and 80% or less due to restrictions on the production line.
  • the pretreatment heating step to be performed subsequently refers to heating the cold-rolled plate to the Ac3 point which is the highest temperature after the cold-rolling step, and the cooling rate to 580 ° C is 5 ° C / cooling after the heating. cooling under conditions of s or higher, the heating and cooling allow the cold-rolled plate to stay at the Ac3 point or higher for 60 seconds or less, and the dew point at the Ac3 point or higher to be ⁇ 45 ° C. or higher and ⁇ 20 ° C. or lower.
  • the time during which the cold-rolled sheet stays at 440 ° C. or higher and 530 ° C. or lower is set to 20 seconds or longer.
  • Heating temperature (maximum temperature reached): Ac3 point or higher It is necessary to further advance decarburization in a continuous annealing line to reduce the hardness of the steel sheet surface layer. For this reason, it is necessary to pass through the continuous annealing line before the continuous hot dipping line (the processing performed in the continuous annealing line is pretreatment heating, and the processing performed in the furnace in the continuous hot dipping line is in the present invention. Annealing treatment). Ac3 point is the temperature at which the two-phase region of ferrite and austenite changes to the austenite single-phase region. In the treatment in the continuous annealing line, it is necessary to promote bainite transformation and finely disperse cementite.
  • the heating temperature was set to Ac3 point or higher.
  • the upper limit of the heating temperature is not particularly limited, but the temperature exceeding 1000 ° C. is preferably 1000 ° C. or less because the load due to the heat of the annealing furnace is large and the equipment life is shortened.
  • the cooling rate to 580 ° C. is slow, ferrite transformation starts in the cooling process, and ferrite grain growth proceeds.
  • the arrangement of finely dispersed cementite changes, and a fine martensite structure cannot be obtained. For this reason, it is necessary to suppress excessive ferrite grain growth.
  • it is 7 degrees C / s or more.
  • the cooling stop temperature of this cooling shall be 100 degrees C or less from controlling an average heating rate from 100 degrees C in the annealing process which is the next process.
  • Dew point in temperature range of Ac3 point or higher: -45 ° C or higher and -20 ° C or lower Deheating point in the temperature range of Ac3 point or higher in heating and cooling is less than -45 ° C, so decarburization does not proceed. Will not drop.
  • the dew point is set to ⁇ 45 ° C. or higher and ⁇ 20 ° C. or lower. Preferably, it is ⁇ 45 ° C. or higher and ⁇ 25 ° C. or lower.
  • the dew point in the temperature range below the Ac3 point is not particularly limited and may be determined as appropriate.
  • the temperature range in which the bainite transformation proceeds most in the present invention is a temperature range of 440 ° C. or more and 530 ° C. or less. Preferably they are 460 degreeC or more and 520 degrees C or less.
  • the lower limit of the residence time was set to 20 seconds. Preferably it is 30 seconds or more.
  • the upper limit of residence time is not specifically limited, 900 seconds or less are preferable for the reason of equipment restrictions.
  • the steel sheet may be passed twice or more through a continuous annealing line for performing the pretreatment heating step.
  • the number of sheet passing be 4 or less.
  • the subsequent annealing step is to heat the cold-rolled sheet after the pretreatment heating step under the condition that the average heating rate from 100 ° C. to the highest temperature not less than (Ac3 point ⁇ 10) ° C. is 3.0 ° C./s or more. Then, the cold-rolled sheet heated up to the maximum temperature is cooled under the condition that the average cooling rate up to 560 ° C. is 10 ° C./s or more, and is cold-rolled to (Ac3 point ⁇ 10) ° C. or more in the heating and cooling. In this step, the time for which the plate is retained is 60 seconds or less, and the time for which the cold-rolled plate is retained at 440 ° C. or more and 530 ° C. or less in the cooling is 20 seconds or more and 180 seconds or less.
  • Average heating rate from 100 ° C. to the highest temperature: 3.0 ° C./s or more 100 ° C. is a temperature at which C begins to diffuse, and an average heating rate of 100 ° C. or more at which C or Fe diffuses is 3.0 ° C. /
  • finely dispersed cementite becomes coarse.
  • Cementite becomes a martensite formation site, but fine cementite cannot be obtained when cementite is coarsened.
  • austenite is coarsened and a desired average diameter of the martensite phase cannot be obtained.
  • the average heating rate from 100 ° C. to the highest temperature reached 3.0 ° C./s or higher.
  • a preferable heating rate is 4.0 ° C./s or more.
  • the maximum temperature reached is (Ac3 point ⁇ 10) ° C. or higher. Unless heated to at least (Ac3 point ⁇ 10) ° C., the area ratio of the ferrite phase does not become 20% or less.
  • a preferable maximum temperature is Ac3 point or higher.
  • the average cooling rate up to 560 ° C. needs to be 10 ° C./s or more.
  • the cooling stop temperature in this cooling is not particularly limited, but the cooling stop temperature is usually 460 to 540 ° C.
  • the cooling rate to the cooling stop temperature after reaching 560 ° C. is not particularly limited, and may be 10 ° C./s or more and less than 10 ° C./s.
  • (Ac3 point-10) Time to stay in the temperature range above 60 ° C: 60 seconds or less
  • the time of staying in the temperature range of (Ac3 point ⁇ 10) ° C. or higher is 60 seconds or less, and preferably 50 seconds or less.
  • Time of residence in a temperature range of 440 ° C. or more and 530 ° C. or less 20 seconds or more and 180 seconds or less.
  • cooling is performed at a temperature of 440 ° C. or more and 530 ° C. or less. It is necessary to retain the cold-rolled plate in the region for 20 seconds or more.
  • the preferred residence time is 25 seconds or more and 150 seconds or less.
  • the subsequent plating step is a step of performing plating after the annealing step and forming a plating layer on the annealed plate.
  • the above annealing is performed in a continuous hot dipping plating line, followed by cooling after annealing and dipping in a hot dipping bath, and a plating layer on the surface. May be formed.
  • a steel material having a thickness of 250 mm having the composition shown in Table 1 is subjected to a hot rolling process under the hot rolling conditions shown in Table 2 to form a hot rolled sheet, and then subjected to a cold rolling process under the cold rolling conditions shown in Table 2.
  • a cold-rolled sheet was prepared, and the pretreatment heat treatment under the conditions shown in Table 2 was applied on a continuous annealing line, and the annealing conditions shown in Table 2 were applied on a continuous hot dipping plating line. Then, the plating process was performed and the alloying process was further performed as needed.
  • the temperature of the plating bath immersed in the continuous hot dipping line is 460 ° C.
  • the amount of plating is GI (hot dip plated steel), GA (alloyed)
  • Both the hot-dip galvanized steel sheets) were 45 to 65 g / m 2 per side, and the amount of Fe contained in the plating layer was in the range of 6 to 14% by mass.
  • Ac3 point was measured using a thermal expansion measuring device. The Ac3 point was measured at an average heating rate of 5 ° C./s.
  • Specimens were collected from the hot-dip galvanized steel sheet or alloyed hot-dip galvanized steel sheet obtained as described above and evaluated by the following method.
  • the ferrite phase is a structure having a form in which corrosion marks and cementite are not observed in the grains
  • the bainite phase is a structure in which corrosion marks and large carbides are recognized in the grains.
  • the martensite phase is a structure in which no carbide is observed in the grains and is observed with white contrast.
  • the bainite phase, bainite phase and martensite phase were separated from each other by image analysis, and the area ratio relative to the observation field was obtained.
  • the average diameter of the martensite phase the area occupied by each grain of the martensite phase was determined by image analysis, and an equivalent circular diameter equal to the area was determined.
  • the martensite connected to the portions is regarded as two, and the respective equivalent circle diameters were determined.
  • the maximum distance between the martensites was determined by taking the longest portion in 10 fields as the maximum length.
  • interval means the distance of the part where the outer periphery of a martensite and the outer periphery of an adjacent martensite are the nearest.
  • the work hardening index is a value determined according to the method defined in JIS Z 2253 (1996), and the true strain range was determined from 0.02 to 0.05. This is because this region is the most sensitive region regarding the crack generation phenomenon due to the effect of work hardening in press working.
  • (Iii) Hardness test The hardness of the steel sheet surface and the steel sheet interior was determined by the Vickers hardness test. The hardness of the steel sheet surface was determined by measuring a total of 20 points with a test load of 0.2 kgf from the steel sheet surface from which the plating layer had been removed by pickling, and the average value was determined. As for the hardness inside the steel plate, a total thickness of 5 points was measured at a test load of 1 kgf at a thickness of 1/4 t in a cross section parallel to the rolling direction, and an average value was obtained. When the average value of the hardness of the steel sheet surface was 95% or less (0.95 or less in the table) of the average value of the hardness inside the steel sheet, the steel sheet characteristics required in the present invention were obtained.
  • a steel sheet having a tensile strength TS of 780 MPa or more and a high work hardening index was obtained.
  • a comparative example out of the scope of the present invention particularly a steel sheet in which a desired ferrite area ratio has not been obtained, has a low tensile strength.
  • the work hardening index was low.
  • the hardness of the steel sheet surface was almost the same as that inside the steel sheet.

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Abstract

　引張強さ：７８０ＭＰａ以上を有し、かつ加工性が良好な高強度溶融めっき鋼板およびその製造方法を提供する。　鋼板と該鋼板上に形成されるめっき層とを有する高強度溶融めっき鋼板であって、特定の成分組成からなり、フェライト相を面積率で２０％以下（０％を含む）、ベイナイト相を面積率で３５％以上９０％以下、マルテンサイト相を面積率で１０％以上６５％以下含有し、かつ円相当径が５．０μｍを超える介在物の個数密度が４００個／ｍｍ２以下を含有し、マルテンサイト相を構成する粒状のマルテンサイトの平均粒径が４．０μｍ以下、マルテンサイトの最大長さが５．０μｍ以下である鋼組織を有し、鋼板の表面硬さが、鋼板表面から厚み方向に１／４ｔ（ｔは鋼板の厚み）の位置の硬さを１００％としたときに、９５％以下であることを特徴とする高強度溶融めっき鋼板とする。

Description

高強度めっき鋼板およびその製造方法
　本発明は、高強度めっき鋼板およびその製造方法に関する。本発明の高強度めっき鋼板は、引張強さ（ＴＳ）：７８０ＭＰａ以上の高強度と、優れた成形性（formability）を兼ね備える。このため、本発明の高強度めっき鋼板は、自動車用骨格部材（structural parts for automotive）の素材に適する。
　近年地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量の低減を目的として、自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部品の薄肉化による自動車の軽量化が最も有効である。このため、近年、自動車部品用素材として、高強度鋼板の使用量が増加しつつある。
　一方、一般に鋼板は高強度化にともない成形性が低下し、加工が困難となる。このため、自動車部品等を軽量化するうえで、鋼板は高強度に加えて良好な加工性を兼ね備えることが求められる。
　以上から、高強度と曲げ性（bendability）（加工性、成形性ともいう）とを兼備した鋼板開発が求められ、これまでにも加工性に着目した高強度冷延鋼板およびめっき鋼板について、様々な技術が提案されている。
　例えば、特許文献１では、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を備える溶融亜鉛めっき鋼板において、質量％で、Ｃ：０．０２％を超え０．２０％以下、Ｓｉ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：０．１～３．０％、Ｐ：０．００３～０．１０％、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００１～１．０％、Ｎ：０．０００４～０．０１５％、Ｔｉ：０．０３～０．２％、あるいはさらにＮｂ：０．１％以下等を含有し、残部がＦｅおよび不純物である成分組成を有するとともに、フェライトを面積率で３０～９５％含有し、残部の第２相がマルテンサイト、ベイナイト、パーライト、セメンタイトおよび残留オーステナイトのうちの１種または２種以上からなり、かつマルテンサイトを含有するときのマルテンサイトの面積率は０～５０％である鋼組織（microstructure）を有し、鋼板が粒径２～３０ｎｍのＴｉ系炭窒化析出物を平均粒子間距離３０～３００ｎｍで含有し、かつ粒径３μｍ以上の晶出系ＴｉＮを平均粒子間距離５０～５００μｍで含有することで、引張強度が実績で６２０ＭＰａ以上の曲げ加工性および耐切り欠き疲労特性に優れた高降伏比高強度鋼板が得られるとしている。
　特許文献２では、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．０１～０．６％未満、Ｍｎ：１．６～３．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：１．５％以下、Ｎ：０．０１％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板であって、ポリゴナルフェライト組織および低温変態生成組織（low-temperature transformed phases）を有し、低温変態生成組織は少なくともベイナイトを含み、マルテンサイトを更に含んでいてもよく、鋼板の表面から０．１ｍｍ深さの板面について、板幅方向位置を変えて合計２０視野を顕微鏡で観察し、各視野における５０μｍ×５０μｍの領域について画像解析を行ったとき、ポリゴナルフェライトの面積率の最大値と最小値およびマルテンサイトの面積率の最大値を定めることで曲げ加工性および疲労強度に優れた引張強さ７８０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板が得られるとしている。
特開２００６－０６３３６０号公報 特開２０１０－２０９４２８号公報
　特許文献１で提案された技術では、成分組成が鋼組織にどのような影響を与えるかについては実施例でなんら開示されておらず、鋼組織を考慮することによる改善が不十分であり、全体として改善が十分とはいえない。
　また、特許文献２で提案された技術でも、本発明で求めるような高い加工硬化能（strain hardenability）による成形性向上を実現するために考慮すべき因子が充分把握されていない。
　本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、引張強さ：７８０ＭＰａ以上を有し、かつ加工性が良好な高強度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。
　本発明者らは上記課題を解決するために、引張強さ７８０ＭＰａかつ良好な加工性を有する鋼板の要件について鋭意検討した。その結果、高強度の鋼板を得るには軟質なフェライト相を可能な限り少なくし、ベイナイト相やマルテンサイト相といった低温変態相を活用することに着目した。一方で、従来の技術では成形性に富むフェライト相を低減すると、良好な成形性は得られなくなる。そこで、フェライト相を多くは含まない鋼板の成形性を向上させる手段について検討した。その結果、微細な粒状のマルテンサイトがベイナイト相に分散したマルテンサイト相とすると、ベイナイト相の均一変形が促され、その結果、加工硬化能が上昇することにより成形性が向上することを見出した。微細なマルテンサイトをベイナイト相へ分散させるには、焼鈍工程前組織でセメンタイトを微細に分散させたうえで、焼鈍中のオーステナイト粒径の粗大化（coarsening）を抑制することが有効であることを知見した。一方で、焼鈍中のオーステナイト粒径の微細化にともないフェライト変態の核生成サイトとなるオーステナイト粒界面積が増大するため、フェライト相が出やすくなる。マルテンサイト相を微細化したうえで、フェライト変態を抑制するには適切な元素添加により鋼板の焼入性を向上させたうえでフェライト核生成サイトとなる５．０μｍ以上の介在物密度を低減することが重要であることが判明した。
　本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
　［１］鋼板と該鋼板上に形成されためっき層とを有する高強度めっき鋼板であって、前記鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．５０％未満、Ｍｎ：１．９％以上３．２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００３０％以下、Ｎｂ：０．００７％以上０．０３０％以下、および下記（１）式を満たすようにＴｉを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、前記鋼板の鋼組織は、フェライト相を面積率で２０％以下（０％を含む）、ベイナイト相を面積率で３５％以上９０％以下、マルテンサイト相を面積率で１０％以上６５％以下含有し、かつ円相当径が５．０μｍを超える介在物を個数密度で４００個／ｍｍ２以下含有し、前記マルテンサイト相を構成する粒状のマルテンサイトの平均粒径が４．０μｍ以下、マルテンサイト間の最大長さが５．０μｍ以下であり、前記鋼板の表面硬さが、鋼板表面から厚み方向に１／４ｔ（ｔは鋼板の厚み）の位置の硬さを１００％としたときに、９５％以下であることを特徴とする高強度めっき鋼板。
［％Ｎ］－１４［％Ｔｉ］／４８≦０　　　（１）
（１）式における［％Ｎ］はＮ含有量、［％Ｔｉ］はＴｉ含有量を意味する。
　［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１％以上０．９％以下、Ｎｉ：０．００１％以上０．５％以下、Ｖ：０．００１％以上０．３％以下、Ｍｏ：０．００１％以上０．３％以下、Ｗ：０．００１％以上０．２％以下、Ｈｆ：０．００１％以上０．３％以下の１種または２種以上を含有する成分組成であることを特徴とする［１］に記載の高強度めっき鋼板。
　［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａの１種または２種以上を合計で０．０００２％以上０．０１％以下含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の高強度めっき鋼板。
　［４］前記めっき層が溶融めっき層、合金化溶融めっき層のいずれかであることを特徴とする［１］～［３］のいずれかに記載の高強度めっき鋼板。
　［５］［１］から［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１０００℃以上１２００℃以下で加熱し、８００℃以上の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延温度から７２０℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で冷却し、５８０℃以上７２０℃以下で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後に熱延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程後に、冷延板を最高到達温度であるＡｃ３点以上まで加熱し、該加熱後の冷延板を５８０℃までの冷却速度が５℃／ｓ以上の条件で冷却し、該加熱及び該冷却においてＡｃ３点以上に冷延板が滞留される時間を６０秒以下、Ａｃ３点以上における露点を－４５℃以上－２０℃以下とし、該冷却において４４０℃以上５３０℃以下に冷延板が滞留される時間を２０秒以上とする前処理加熱工程と、前記前処理加熱工程後の冷延板を１００℃から（Ａｃ３点－１０）℃以上の最高到達温度までの平均加熱速度が３．０℃／ｓ以上の条件で加熱し、最高到達温度まで加熱された冷延板を５６０℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以上の条件で冷却し、該加熱及び該冷却において（Ａｃ３点－１０）℃以上に冷延板が滞留される時間を６０秒以下とし、該冷却において４４０℃以上５３０℃以下に冷延板が滞留される時間を２０秒以上１８０秒以下とする焼鈍工程と、前記焼鈍工程後にめっきを施し、焼鈍板上にめっき層を形成するめっき工程と、を有することを特徴とする高強度めっき鋼板の製造方法。
　［６］前記めっき層は、質量％で、Ｆｅ：５．０～２０．０％、Ａｌ：０．００１％～１．０％を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０～３．５％含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなることを特徴とする［５］に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
　［７］前記めっき処理が、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理のいずれかであることを特徴とする［５］又は［６］に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
　本発明によると、本発明の高強度めっき鋼板は、引張強さ（ＴＳ）：７８０ＭＰａ以上の高強度と、優れた成形性を兼ね備える。本発明の高強度めっき鋼板を自動車部品に適用すれば、自動車部品のさらなる軽量化が実現される。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　＜高強度めっき鋼板＞
　本発明の高強度めっき鋼板は、鋼板と、該鋼板上に形成されためっき層とを有する。鋼板、めっき層の順で説明する。
　鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．５０％未満、Ｍｎ：１．９％以上３．２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００３０％以下、Ｎｂ：０．００７％以上０．０３０％以下、および上記（１）式を満たすようにＴｉを含有する成分組成である。以下の各成分を説明する。以下の説明において、成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０６％以上０．１８％以下
　Ｃはマルテンサイトの硬さを上昇させ、フェライト変態を抑制する焼入性を持つ。引張強さが７８０ＭＰａ以上の鋼板を得るには少なくともＣ含有量を０．０６％以上にすることが必要である。一方、Ｃ含有量が０．１８％を上回るとマルテンサイト相の面積率が６５％を上回り延性および成形性が失われる。そこで、Ｃ含有量は０．０６％以上０．１８％以下とする。望ましくは０．０７％以上０．１８％以下である。
　Ｓｉ：０．５０％未満
　Ｓｉは、固溶強化により高強度化に寄与する元素である。一方で、Ｓｉはフェライト相からオーステナイト相への変態点（Ａｃ３点）を上昇させるため、焼鈍時でのフェライト相を除去しにくくする。さらにＳｉはめっき層と鋼板表面との濡れ性を低下させるので、Ｓｉの過剰な含有は、不めっき等の欠陥の原因となる。本発明においてＳｉ含有量は０．５０％未満の範囲であれば許容される。望ましくは０．３０％未満である。下限は特に定めないが、０．０１％のＳｉは不可避的に鋼中に混入する場合がある。
　Ｍｎ：１．９％以上３．２％以下
　Ｍｎは、固溶強化（solid solution strengthening）により高強度化に寄与するうえ、Ａｃ３変態点を低下させ焼鈍中におけるフェライト相を除去しやすくさせ、また鋼板の焼入性を向上させる効果がある。目的の鋼組織を得るにはＭｎ含有量を１．９％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ含有量が３．２％を上回るとベイナイト変態が進行せず結果的にマルテンサイト相の面積率が６５％を上回る。このため、Ｍｎ含有量の上限を３．２％とする。好ましいＭｎ含有量の範囲は２．０％以上３．０％以下である。
　Ｐ：０．０３％以下
　Ｐは、粒界に偏析して成形時の割れの起点となるため成形性に悪影響をもたらす元素である。したがって、Ｐ含有量は極力低減することが好ましい。本発明では上記問題を回避すべく、Ｐ含有量を０．０３％以下とする。好ましくは０．０２％以下である。極力低減する方が望ましいが、製造上、０．００２％は不可避的に混入する場合がある。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓは、鋼中でＭｎＳなどの介在物となった状態で存在する。この介在物は、熱間圧延および冷間圧延により楔状の形態となる。このような形態であると、ボイド生成の起点となりやすく、成形性にも悪影響がある。したがって、本発明では、Ｓ含有量を極力低減することが好ましく、０．００５％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。Ｓ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、０．０００５％は不可避的に混入する場合がある。
　Ａｌ：０．０８％以下
　Ａｌを製鋼の段階で脱酸剤として添加する場合、Ａｌを０．０２％以上含有することが好ましい。一方で、Ａｌ含有量が０．０８％を超えるとアルミナなどの介在物の影響でフェライト変態が促進され引張強さが７８０ＭＰａを下回る。したがって、Ａｌ含有量は０．０８％以下とする。好ましくは０．０７％以下である。
　Ｎ：０．００６％以下
　本発明においてＮは、Ｔｉと結合し粗大なＴｉ系窒化物として析出する。この粗大なＴｉ系窒化物はフェライト変態の核生成サイト（nucleation site）となるため、Ｎ含有量は極力低減する必要があり、上限を０．００６％とする。好ましいＮ含有量は０．００５％以下である。Ｎ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、０．０００５％は不可避的に混入する場合がある。
　Ｂ：０．０００２％以上０．００３０％以下
　Ｂは、変態前のオーステナイトの粒界に偏析しフェライト相の核生成を著しく遅延させる効果がありフェライト相の生成を抑える効果がある。この効果を得るには、Ｂ含有量を０．０００２％以上にする必要がある。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を上回ると、焼入性の効果が飽和するばかりか、延性に悪影響がでる。以上から、Ｂ含有量は０．０００２％以上０．００３０％以下とする。望ましくは、０．０００５％以上０．００２０％以下である。
　Ｎｂ：０．００７％以上０．０３０％以下
　Ｎｂは焼鈍中のオーステナイト粒の粗大化を抑制するため重要な元素である。Ｎｂ含有量が過剰になると、Ｎｂを含む粗大な炭窒化物（炭化物、窒化物、炭窒化物の総称。以下この発明に置いて同じ）が析出するためフェライト相の面積率が増大する。オーステナイト粒の粗大化抑制のためには、Ｎｂ含有量を０．００７％以上にする必要がある。一方、Ｎｂ含有量が０．０３０％を超えると、本発明で規定する製造条件では粗大なＮｂ系炭窒化物が析出する。そこで、Ｎｂ含有量の上限を０．０３０％とする。好ましいＮｂ含有量は、０．０１２％以上０．０２７％以下である。
　Ｔｉ：［％Ｎ］－１４［％Ｔｉ］／４８≦０
　Ｔｉ含有量が上記不等式を満たさず［％Ｎ］－１４［％Ｔｉ］／４８＞０となる場合、ＮはＢと結合するため焼入性が低下し、フェライト相の面積率が２０％を上回ることとなる。［％Ｎ］－１４［％Ｔｉ］／４８≦０の範囲であれば、ＮはＴｉと結合した状態であるため、鋼板の焼入性は失われない。一方、過度にTiを含有させるとCと結合することによって炭化物を形成する。この炭化物は転位上に析出し、転位の運動を著しく阻害するため成形性が低下する要因となる。この観点から、(1)式左辺は-0.010以上であることが好ましい。より好ましくは-0.006以上である。
　本発明の高強度めっき鋼板は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１％以上０．９％以下、Ｎｉ：０．００１％以上０．５％以下、Ｖ：０．００１％以上０．３％以下、Ｍｏ：０．００１％以上０．３％以下、Ｗ：０．００１％以上０．２％以下、Ｈｆ：０．００１％以上０．３％以下の１種または２種以上を含有してもよい。
　Ｃｒ、Ｎｉ、Ｖ、Ｍｏ、ＷおよびＨｆはフェライト変態の開始を遅延させる効果がある。Ｂによる焼入性の効果に加え、これらの元素による効果があれば、安定的に所望の鋼組織を得られやすくなる。一方で、Ｃｒ含有量が０．９％を上回るとめっき性に悪影響をおよぼす。また、Ｎｉが０．５％、Ｖが０．３％、Ｍｏが０．３％、Ｗが０．２％およびＨｆが０．３％を上回ると、焼入性の効果が飽和する。以上から、Ｃｒ：０．００１％以上０．９％以下、Ｎｉ：０．００１％以上０．５％以下、Ｖ：０．００１％以上０．３％以下、Ｍｏ：０．００１％以上０．３％以下、Ｗ：０．００１％以上０．２％以下、Ｈｆ：０．００１％以上０．３％以下とした。
　本発明の高強度めっき鋼板は、さらに、質量％で、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａの１種または２種以上を合計で０．０００２％以上０．０１％以下含有してもよい。
　ＲＥＭ（ＲＥＭ：原子番号５７から７１までのランタノイド元素）、ＭｇおよびＣａはベイナイト中に析出するセメンタイトを球状化させる。その結果、セメンタイト周りでの応力集中が低下し、成形性が改善する。一方で、ＲＥＭ、ＭｇおよびＣａの合計含有量が、０．０１％を超えるとセメンタイトの形態変化の効果が飽和するうえ、延性に悪影響をもたらす。以上から、これらを含有する場合には、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａの１種または２種以上を合計で０．０００２％以上０．０１％以下含むことが好ましい。望ましくは、ＲＥＭ、ＭｇおよびＣａの１種または２種以上を合計で０．０００５％以上０．００５％以下である。
　上記成分以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　続いて、本発明の高強度めっき鋼板の鋼組織について説明する。本発明の高強度めっき鋼板の鋼組織は、フェライト相を面積率で２０％以下（０％を含む）、ベイナイト相を面積率で３５％以上９０％以下、マルテンサイト相を面積率で１０％以上６５％以下含有し、かつ円相当径が５．０μｍを超える介在物の個数密度が４００個／ｍｍ２以下を含有する。そして、上記マルテンサイト相を構成する粒状のマルテンサイトの平均粒径が４．０μｍ以下、マルテンサイト間の最大長さが５．０μｍ以下である。
　フェライト相
　フェライト相は軟質な組織であり、フェライト相の含有量が２０％を超えると、引張強さが７８０ＭＰａを下回る。また、フェライト相は元素の溶解度が小さいため、フェライト相の含有量が過剰になると、焼鈍前組織で微細分散させたセメンタイトの配置を換えてしまい微細なマルテンサイト相も得られなくなる。したがって、フェライト相の含有量は極力低減することが望ましく、本発明においてフェライト相の含有量は２０％以下に抑制する必要がある。望ましくは１５％以下である。
　ベイナイト相
　ベイナイト相はフェライト相よりも硬度が高いうえ、マルテンサイト相を微細に生成させるために有効である。所望の鋼組織を得るために、ベイナイト相の含有量を３５％以上とする必要がある。一方、ベイナイト相の含有量が９０％を上回るとマルテンサイト間の間隔の最大長さ（最大距離）が５．０μｍを上回り、良好な成形性が得られなくなる。好ましいベイナイト相の含有量は面積率で４０％以上８０％以下である。
　マルテンサイト相
　マルテンサイト相の含有量およびマルテンサイト相の形態は、強度および成形性に大きな影響を与える。マルテンサイト相の含有量が面積率で１０％を下回ると引張強さが７８０ＭＰａを下回る。一方、マルテンサイト相の含有量が面積率で６５％を上回ると延性および成形性が失われる。好ましいマルテンサイト相の含有量は、面積率で２０％以上５５％以下である。
　また、本発明の高強度めっき鋼板において、マルテンサイト相は粒状のマルテンサイトから構成される。マルテンサイトの平均粒径が４．０μｍを上回ると、粗大なマルテンサイト近傍での変形が拘束され成形中に鋼板が不均一に変形する。この場合、優先的に変形した部分で亀裂が発生しやすく良好な成形性が得られなくなる。マルテンサイトの平均粒径は好ましくは３．０μｍ以下である。なお、マルテンサイトの平均粒径の下限値は特に限定されないが、安定的に１０％以上のマルテンサイト分率とする観点から０．５μｍ以上が好ましい。
　また、マルテンサイト間の間隔の最大長さは５．０μｍ以下である。マルテンサイト間の間隔の最大長さが、この範囲にあれば、多くのベイナイト相がマルテンサイト相と接する状態となる。マルテンサイト相と接したベイナイト相は転位が発生しやすく加工硬化しやすくなる。結果として加工硬化指数（work hardening exponent）が増大し均一に変形するため、良好な成形性が得られる。マルテンサイト間の最大間隔長さ（最大長さ）は好ましくは４．０μｍ以下である。なお、マルテンサイト間の最大間隔長さ（最大長さ）の下限値は特に限定されないが、マルテンサイト間の距離が近すぎる場合はマルテンサイト変態発生で生じる変態ひずみによりマルテンサイト近傍に転位が導入されることで、マルテンサイト間の新たな転位の発生を阻害し、加工硬化しにくくなるため、１．０μｍ以上が好ましい。
　介在物
　本発明の高強度めっき鋼板の鋼組織では、円相当径で粒径が５．０μｍを超える介在物の個数密度：４００個／ｍｍ２以下である。粒径が５．０μｍを超える介在物はフェライト相の核生成サイトとなりやすく、フェライト相の面積率での含有量が所望の範囲にならなくなる。ここで、５．０μｍを超える介在物としては、ＡｌもしくはＴｉを含む酸化物、Ｔｉを含む窒化物、Ｎｂを含む炭窒化物が挙げられる。
　続いて、本発明の高強度めっき鋼板における鋼板の性質について説明する。
　硬さ
　本発明の高強度めっき鋼板では、鋼板の表面硬さが、鋼板表面から厚み方向に１／４ｔ（ｔは鋼板の厚み）の位置の硬さを１００％としたときに、９５％以下である。成形時の亀裂の多くは鋼板表面に発生する。本発明では、巻取温度の調整および焼鈍工程での鋼板表層部の脱炭により鋼板表層部の延性を向上させることで、成形性を向上させることができる。硬さと延性とは背反関係にあるため、鋼板表層部の延性は、鋼板表面の硬さの低下によって推測が可能である。鋼板表面の硬さが鋼板内部（鋼板表面から厚み方向に１／４ｔ（ｔは鋼板の厚み）の位置）の硬さの９５％であれば成形性に改善がみられる。好ましくは、鋼板の表面硬さが、鋼板表面から厚み方向に１／４ｔ（ｔは鋼板の厚み）の位置の硬さを１００％としたときに、９０％以下である。曲げ加工による成形時の不具合は表面から１００μｍまでの範囲で亀裂の起点が生じている場合が多い。そのため、鋼板表層とは鋼板表面から厚み方向に１００μｍまでの範囲とする。
　続いて、めっき層について説明する。本発明の高強度めっき鋼板において、めっき層を構成する成分は特に限定されず、一般的な成分であればよい。例えば、めっき層は、質量％で、Ｆｅ：５．０～２０．０％、Ａｌ：０．００１％～１．０％を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０～３．５％含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる。また、めっき層は、合金化されためっき層（合金化反応によって亜鉛めっき中に鋼中のＦｅが拡散してできたＦｅ－Ｚｎ合金を、主体として含むめっき層）であってもよい。
　次に、本発明の高強度めっき鋼板の製造方法について説明する。本発明の高強度めっき鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、前処理加熱工程と、焼鈍工程と、めっき工程と、を有する。また、必要に応じて、めっき工程後に合金化工程を有してもよい。以下、各工程について説明する。なお、以下の説明において、温度は特に断らない限り表面温度とする。また、平均加熱速度は（（加熱後の表面温度－加熱前の表面温度）／加熱時間）、平均冷却速度は（（冷却前の表面温度－冷却後の表面温度）／冷却時間）とする。
　熱間圧延工程とは、上記成分組成を有する鋼素材を、１０００℃以上１２００℃以下で加熱し、８００℃以上の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延温度から７２０℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で冷却し、５８０℃以上７２０℃以下で巻き取る工程である。
　上記鋼素材製造のための、溶製方法は特に限定されず、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、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましい。また、造塊－分塊圧延法（ingot casting and blooming）、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしてもよい。
　鋼素材の加熱温度：１０００℃以上１２００℃以下
　本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して、鋼素材の鋼組織を実質的に均質なオーステナイト相とする必要がある。また、粗大な介在物の生成を抑制するためには加熱温度の制御が重要となる。加熱温度が１０００℃を下回ると仕上げ圧延温度が８００℃以上で熱間圧延を完了させることができない。一方、加熱温度が１２００℃を上回ると、特に粗大なＴｉを含む窒化物の生成が促進され、５．０μｍを超える介在物の個数密度が増大する。そのため、鋼素材の加熱温度は１０００℃以上１２００℃以下とした。望ましくは１０２０℃以上１１５０℃以下である。なお、上記加熱後の粗圧延の粗圧延条件については特に限定されない。
　仕上げ圧延温度：８００℃以上
　仕上げ圧延温度が８００℃を下回ると、仕上げ圧延中にフェライト変態が開始してフェライト粒が伸展された組織となるうえ、部分的にフェライト粒が成長した混粒組織（duplex grain microstructure）となる。このため、冷間圧延時の板厚精度に悪影響をもたらし、焼鈍前の鋼組織でセメンタイトが微細に分散した形態とならない。したがって、仕上げ圧延温度は８００℃以上とする。好ましくは８２０℃以上である。また、仕上げ圧延温度は過剰に高いとスケールの噛み混みにより表面性状が劣化するという理由で９４０℃以下が好ましい。
　仕上げ圧延温度から７２０℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以上
　仕上げ圧延後、強制冷却により巻取温度直上まで冷却する。強制冷却帯（ランアウトテーブル）の長さには制約があり、１０℃／ｓ未満で冷却した場合は所望の巻取温度にならなくなる。そのため、平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とする。なお、上限は特に限定されないが実質的に２００℃／ｓである。なお、巻取温度が７２０℃未満の場合、７２０℃～冷却停止温度までの平均冷却速度は１０℃／ｓ以上でも１０℃／ｓ未満でもよい。
　巻取温度：５８０℃以上７２０℃以下
　巻取で、スケールからの脱炭を促進させ、鋼板表層部のＣ濃度を低減させる。巻取温度が５８０℃を下回ると、脱炭が進行せず鋼板表層部の硬さが低下しない。一方、巻取温度が７２０℃を超えると鋼板表層部に内部酸化層が生成し、成形時に亀裂が発生する原因となる。このため、巻取温度は５８０℃以上７２０℃以下とした。好ましくは６００℃以上６９０℃以下である。
　続いて行う冷間圧延工程とは、上記熱間圧延工程後に熱延板を冷間圧延する工程である。所望の板厚を得るため、熱間圧延工程後の熱延板に冷間圧延を施す必要がある。冷間圧延率に制約はないが、製造ラインの制約から、冷間圧延率は３０％以上８０％以下とされる場合が多い。
　続いて行う前処理加熱工程とは、冷間圧延工程後に、冷延板を最高到達温度であるＡｃ３点以上まで加熱し、該加熱後の冷延板を５８０℃までの冷却速度が５℃／ｓ以上の条件で冷却し、該加熱及び該冷却においてＡｃ３点以上に冷延板が滞留される時間を６０秒以下、Ａｃ３点以上における露点を－４５℃以上－２０℃以下とし、該冷却において４４０℃以上５３０℃以下に冷延板が滞留される時間を２０秒以上とする工程である。
　加熱温度（最高到達温度）：Ａｃ３点以上
　連続焼鈍ラインで脱炭をさらに進行させ、鋼板表層部の硬さを低下させる必要がある。このため、連続溶融めっきラインの前に連続焼鈍ラインに通板させる必要がある（連続焼鈍ラインで行われる処理が前処理加熱であり、連続溶融めっきライン内の炉で行われる処理が本発明における焼鈍処理である）。Ａｃ３点はフェライトおよびオーステナイトの二相域からオーステナイト単相域となるときの温度である。連続焼鈍ラインにおける処理では、ベイナイト変態を促進させセメンタイトを微細に分散させる必要がある。しかし、フェライト相の生成を十分に抑えないと、フェライト相は元素（Ｃ（炭素））の溶解度が小さいため、フェライト相内部にはセメンタイトは析出せずセメンタイトの分散形態が不均一となり、最終製品でマルテンサイトが微細に分散した形態とならない。そのため、この工程ではフェライト相を十分に除去する必要がある。そこで、加熱温度はＡｃ３点以上とした。加熱温度の上限は特に限定されないが１０００℃を超える温度は焼鈍炉の熱による負荷が大きく設備寿命を短くするため、１０００℃以下が好ましい。
　最高到達温度から５８０℃までの冷却速度：５℃／ｓ以上
　５８０℃までの冷却速度が遅い場合、冷却過程でフェライト変態が開始し、フェライト粒成長が進行する。フェライト粒が成長すると、微細分散させたセメンタイトの配置が変わり、微細なマルテンサイト組織が得られなくなる。このため、過度のフェライト粒成長は抑制する必要がある。これには、冷却開始温度（最高到達温度）から５８０℃までの平均冷却速度は５℃／ｓ以上の強制冷却を施す必要がある。好ましくは７℃／ｓ以上である。なお、この冷却の冷却停止温度は、次工程である焼鈍工程で１００℃から平均加熱速度を制御することから、１００℃以下とする。
　Ａｃ３点以上の温度域の露点：－４５℃以上－２０℃以下
　加熱及び冷却においてＡｃ３点以上の温度域での露点が－４５℃を下回ると脱炭が進行しないため、鋼板表層部の硬さは低下しない。一方、上記露点が－２０℃を上回ると鋼板表層部に内部酸化層や酸化鉄が生成されるため、成形性および表面性状が損なわれる。このため、上記露点は－４５℃以上－２０℃以下とした。好ましくは、－４５℃以上－２５℃以下である。なお、Ａｃ３点未満の温度域における露点は特に限定されず適宜決定すればよい。
　Ａｃ３点以上の温度域の滞留時間：６０秒以下
　加熱及び冷却において冷延板がＡｃ３点以上の状態にある時間が長いと、オーステナイト粒が粗大化し、微細にマルテンサイトが分散した鋼組織が得られなくなる。本発明では６０秒までは許容できる。
　４４０℃以上５３０℃以下の温度域の滞留時間：２０秒以上
　４４０℃以上５３０℃以下の温度域でベイナイト変態進行により鋼板中に微細なセメンタイトを形成させることで、連続めっきライン通板時に微細なマルテンサイトを得ることが可能となる。本発明で最もベイナイト変態が進行する温度域は４４０℃以上５３０℃以下の温度域である。好ましくは４６０℃以上５２０℃以下である。ベイナイト変態を進行させるには、冷却における上記温度域での滞留時間を２０秒以上にすることが必要となるため、滞留時間下限を２０秒とした。好ましくは３０秒以上である。滞留時間の上限は特に限定されないが、設備制約上という理由で９００秒以下が好ましい。
　なお、鋼板表層部の硬さをさらに低下させるには、上記前処理加熱工程を行うための連続焼鈍ラインに２回以上通板してもよい。ただし、オーステナイト粒の粗大化の観点からは通板回数を４回以下とすることが望ましい。
　続いて行う焼鈍工程とは、前処理加熱工程後の冷延板を１００℃から（Ａｃ３点－１０）℃以上の最高到達温度までの平均加熱速度が３．０℃／ｓ以上の条件で加熱し、最高到達温度までの加熱された冷延板を５６０℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以上の条件で冷却し、該加熱及び該冷却において（Ａｃ３点－１０）℃以上に冷延板が滞留される時間を６０秒以下とし、該冷却において４４０℃以上５３０℃以下に冷延板が滞留される時間を２０秒以上１８０秒以下とする工程である。
　１００℃から最高到達温度までの平均加熱速度：３．０℃／ｓ以上
　１００℃はＣが拡散し始める温度であり、ＣもしくはＦｅが拡散する１００℃以上の平均加熱速度が３．０℃／ｓを下回る加熱条件では、微細分散したセメンタイトが粗大化する。セメンタイトはマルテンサイト生成サイトとなるがセメンタイトが粗大化した状態では、微細なマルテンサイトを得ることができなくなる。さらに微細なマルテンサイトを得るには焼鈍中のオーステナイトの粗大化も抑制する必要がある。平均加熱速度が３．０℃／ｓを下回ると、オーステナイトが粗大化し所望のマルテンサイト相の平均径が得られなくなる。以上の通り、１００℃から最高到達温度までの平均加熱速度が３．０℃／ｓ以上とした。好ましい加熱速度は４．０℃／ｓ以上である。ここで、最高到達温度は（Ａｃ３点－１０）℃以上である。少なくとも（Ａｃ３点－１０）℃まで加熱しなければ、フェライト相の面積率が２０％以下とならない。好ましい最高到達温度はＡｃ３点以上である。
　最高到達温度から５６０℃までの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上
　上記加熱後の冷却において、５６０℃までの冷却速度が遅い場合、冷却過程でフェライト変態が開始し、過度にフェライト相が生成される。これを回避するには、５６０℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上にする必要がある。また、この冷却での冷却停止温度は特に限定されないが、通常、冷却停止温度は４６０～５４０℃になる。また、５６０℃になった以降の冷却停止温度までの冷却速度は特に限定されず、１０℃／ｓ以上でも１０℃／ｓ未満でもよい。
　（Ａｃ３点－１０）℃以上に温度域に滞留される時間：６０秒以下
　加熱及び冷却において（Ａｃ３点－１０）℃以上の温度域に冷延板が滞留される時間を６０秒超えとすると、焼鈍中のオーステナイトが粗大化し微細なマルテンサイトが得られなくなる。以上の観点から、（Ａｃ３点－１０）℃以上の温度域に滞留される時間は６０秒以下とし、５０秒以下とすることが好ましい。
　４４０℃以上５３０℃以下の温度域に滞留される時間：２０秒以上１８０秒以下
　ベイナイト変態を促進させ、微細なマルテンサイトを含むベイナイト組織を得るには、冷却において４４０℃以上５３０℃以下の温度域に冷延板を２０秒以上滞留させる必要がある。一方で、滞留時間が１８０秒を超えると、過度にベイナイト相が生成され、マルテンサイト相に接しないベイナイト相が多くなる。好ましい滞留時間は２５秒以上１５０秒以下である。
　続いて行うめっき工程とは、上記焼鈍工程後にめっきを施し、焼鈍板上にめっき層を形成する工程である。例えば、めっき処理として、自動車用鋼板に多用される溶融めっきを行う場合には、上記焼鈍を連続溶融めっきラインで行い、焼鈍後の冷却に引き続いて溶融めっき浴に浸漬して、表面にめっき層を形成すればよい。また、上記めっき工程後に、必要に応じて、めっき層の合金化処理を行う合金化工程を設けてもよい。
　表１に示す成分組成を有する肉厚２５０ｍｍの鋼素材に、表２に示す熱延条件で熱間圧延工程を施して熱延板とし、表２に示す冷延条件で冷間圧延工程を施して冷延板とし、表２に示す条件の前処理加熱処理を連続焼鈍ラインで施し、表２に示す条件の焼鈍を連続溶融めっきラインで施した。その後、めっき処理を施し、必要に応じてさらに合金化処理を施した。ここで、連続溶融めっきラインで浸漬するめっき浴（めっき組成：Ｚｎ－０．１３質量％Ａｌ）の温度は４６０℃であり、めっき付着量はＧＩ材（溶融めっき鋼板）、ＧＡ材（合金化溶融めっき鋼板）ともに片面当たり４５～６５ｇ／ｍ２とし、めっき層中に含有するＦｅ量は６～１４質量％の範囲とした。Ａｃ３点は熱膨張測定装置を用いて測定した。Ａｃ３点の測定は平均加熱速度５℃／ｓで行った。
　上記により得られた溶融めっき鋼板もしくは合金化溶融めっき鋼板から試験片を採取し、以下の手法で評価した。
　（ｉ）組織観察像
　各相の面積率は以下の手法により評価した。鋼板から、圧延方向に平行な断面（鋼板を置いた場合の鉛直かつ圧延方向に対し平行となる断面）が観察面となるよう切り出し、板厚中心部を１％ナイタール（nital）で腐食現出し、走査型電子顕微鏡で２０００倍に拡大して板厚１／４ｔ部を１０視野分撮影した。フェライト相は粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織であり、ベイナイト相は粒内に腐食痕や大きな炭化物が認められる組織である。マルテンサイト相は粒内に炭化物が認められず、白いコントラストで観察される組織である。これらを画像解析によりベイナイト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相を分離し、観察視野に対する面積率を求めた。マルテンサイト相の平均径も画像解析によってマルテンサイト相の各粒が占める面積を求め、その面積と等しい相当円直径を求めた。マルテンサイト相が長さ０．５μｍ以下で連結した部分に対しては、その部分に連結するマルテンサイトをふたつと見なして、それぞれの相当円直径を求めた。マルテンサイト間の最大間隔長さは１０視野で最も長い部分を最大長さとして求めた。上記間隔は、マルテンサイトの外周と、隣のマルテンサイトの外周とが最も近い部分の距離を意味する。
　（ｉｉ）引張試験
　得られた鋼板から圧延方向に対して垂直方向（直角方向）にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。表３において、引張強さ：７８０ＭＰａ以上、加工硬化指数（ｎ値）：０．１６以上を本発明鋼で求める鋼板の機械的性質とした。ここで、加工硬化指数はＪＩＳ　Ｚ　２２５３（１９９６）で定める方法に従って求められる値であり、真ひずみ域が０．０２から０．０５から求めた。この領域はプレス加工において加工硬化の影響による亀裂発生現象に関して最も感受性が高い領域であるためである。
　（ｉｉｉ）硬さ試験
　鋼板表面と鋼板内部の硬さはビッカース硬さ試験によって求めた。鋼板表面の硬さは、めっき層を酸洗により除去した鋼板表面から試験荷重０．２ｋｇｆで計２０点測定し、平均値を求めた。鋼板内部の硬さは圧延方向に平行な断面の板厚１／４ｔ部を試験荷重１ｋｇｆで計５点測定し、平均値を求めた。鋼板表面の硬さの平均値が鋼板内部の硬さの平均値の９５％以下（表中の０．９５以下）であれば、本発明で求める鋼板特性とした。
　以上により得られた結果を表３に示す。
　本発明例はいずれも、引張強さＴＳ：７８０ＭＰａ以上であり高い加工硬化指数を有する鋼板が得られたことがわかる。一方、本発明の範囲を外れる比較例、特に所望のフェライト面積率が得られていなかった鋼板は引張強さが低い。マルテンサイト相の面積率および形態が所望のものでなかった場合は、加工硬化指数が低かった。さらに、巻取温度もしくは連続焼鈍ラインで本発明で定める範囲を満たしていない場合の一部は、鋼板表面の硬さは鋼板内部とほぼ変わらない結果であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  

Claims (7)

  1. 　鋼板と該鋼板上に形成されためっき層とを有する高強度めっき鋼板であって、
    　前記鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．５０％未満、Ｍｎ：１．９％以上３．２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００３０％以下、Ｎｂ：０．００７％以上０．０３０％以下、および下記（１）式を満たすようにＴｉを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    　前記鋼板の鋼組織は、フェライト相を面積率で２０％以下（０％を含む）、ベイナイト相を面積率で３５％以上９０％以下、マルテンサイト相を面積率で１０％以上６５％以下含有し、かつ円相当径が５．０μｍを超える介在物を個数密度で４００個／ｍｍ２以下含有し、
    　前記マルテンサイト相を構成する粒状のマルテンサイトの平均粒径が４．０μｍ以下、マルテンサイト間の最大長さが５．０μｍ以下であり、
    　前記鋼板の表面硬さが、鋼板表面から厚み方向に１／４ｔ（ｔは鋼板の厚み）の位置の硬さを１００％としたときに、９５％以下であることを特徴とする高強度めっき鋼板。
    ［％Ｎ］－１４［％Ｔｉ］／４８≦０　　　（１）
    （１）式における［％Ｎ］はＮ含有量、［％Ｔｉ］はＴｉ含有量を意味する。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１％以上０．９％以下、Ｎｉ：０．００１％以上０．５％以下、Ｖ：０．００１％以上０．３％以下、Ｍｏ：０．００１％以上０．３％以下、Ｗ：０．００１％以上０．２％以下、Ｈｆ：０．００１％以上０．３％以下の１種または２種以上を含有する成分組成であることを特徴とする請求項１に記載の高強度めっき鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａの１種または２種以上を合計で０．０００２％以上０．０１％以下含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度めっき鋼板。
  4. 　前記めっき層が溶融めっき層、合金化溶融めっき層のいずれかであることを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載の高強度めっき鋼板。
  5. 　請求項１から３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１０００℃以上１２００℃以下で加熱し、８００℃以上の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延温度から７２０℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で冷却し、５８０℃以上７２０℃以下で巻き取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程後に熱延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程後に、冷延板を最高到達温度であるＡｃ３点以上まで加熱し、該加熱後の冷延板を５８０℃までの冷却速度が５℃／ｓ以上の条件で冷却し、該加熱及び該冷却においてＡｃ３点以上に冷延板が滞留される時間を６０秒以下、Ａｃ３点以上における露点を－４５℃以上－２０℃以下とし、該冷却において４４０℃以上５３０℃以下に冷延板が滞留される時間を２０秒以上とする前処理加熱工程と、
    　前記前処理加熱工程後の冷延板を１００℃から（Ａｃ３点－１０）℃以上の最高到達温度までの平均加熱速度が３．０℃／ｓ以上の条件で加熱し、最高到達温度まで加熱された冷延板を５６０℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以上の条件で冷却し、該加熱及び該冷却において（Ａｃ３点－１０）℃以上に冷延板が滞留される時間を６０秒以下とし、該冷却において４４０℃以上５３０℃以下に冷延板が滞留される時間を２０秒以上１８０秒以下とする焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程後にめっきを施し、焼鈍板上にめっき層を形成するめっき工程とを有することを特徴とする高強度めっき鋼板の製造方法。
  6. 　前記めっき層は、質量％で、Ｆｅ：５．０～２０．０％、Ａｌ：０．００１％～１．０％を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０～３．５％含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項５に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
  7. 　前記めっき処理が、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理のいずれかであることを特徴とする請求項５又は６に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
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