JP5839152B1 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、表面外観およびコイル長手方向の材質均一性に優れたＴＳが７８０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供するものである。本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、所定の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延、冷間圧延を施し、次いで、所定の１次焼鈍を施し、次いで、所定の酸洗、所定の２次焼鈍及び溶融亜鉛めっき処理を、順次、施すことを特徴とした、面積率で２０％以上６０％以下のマルテンサイトと面積率で４０％以上８０％以下のフェライトとを含有する組織を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。

Description

本発明は、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、かつコイル長手方向の材質均一性に優れた、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化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、ＣＯ_２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を中心とした安全性向上も要求されている。このように、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、剛性が問題とならない範囲で部品素材を高強度化し、板厚を減ずることによる軽量化が効果的であると言われている。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：Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）が７８０ＭＰａ以上、更には９８０ＭＰａ以上にも達している。鋼板の高強度化には組織強化の活用が有効であり、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトからなる複合組織鋼板は、一般に延性が良好で優れた強度−延性バランスを有しているため、プレス成形性は比較的良好である。しかしながら、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、コイル長手方向で材質が変動しやすい。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。また、高強度化に必要なマルテンサイト量を確保するため、複合組織鋼板ではＣやＭｎ等の添加量が増大する。一方で、ＭｎはＦｅよりも酸化しやすい易酸化性元素であるため、Ｍｎを多量に含有する溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造においては、めっき性の確保が課題となる。つまり、鋼中に含まれる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、表面濃化し酸化物を形成し、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し、所定以上の酸化速度にて表面にＦｅ酸化膜を急速に生成することにより、鋼板表面での添加元素の酸化を阻止し、その後Ｆｅ酸化膜を還元焼鈍することにより、溶融亜鉛との濡れ性を改善する方法が提案されている。しかしながら、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では、鋼板を焼鈍後に酸洗することで表面の酸化物を除去し、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。しかしながら、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以上の鋼板に関する記載は無く、また、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。

特許第２５８７７２４号公報 特許第３９５６５５０号公報

一般にＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板は、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、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。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。このため、材質のバラツキが小さいこと、すなわちコイル長手方向の材質均一性が強く求められている。

本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、ＣやＭｎ等を含有し、表面外観およびコイル長手方向の材質均一性に優れたＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化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あたり、種々の薄鋼板について、高強度化、材質のバラツキおよび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、ＣやＭｎを含有する鋼板において、１次焼鈍条件を適正に制御した後、酸洗により表面酸化物を除去し、その後、２次焼鈍を行うことで、表面外観に優れたＴＳが７８０ＭＰａ以上、好ましくは９８０ＭＰａ以上で、かつコイル長手方向の材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを知見した。

本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で，Ｃ：０．０５以上０．１２％未満、Ｓｉ：０．０１％以上０．３５％未満、Ｍｎ：２．２％以上３．５％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０．０８０％以下、Ｔｉ：０．０１０％以上０．０８０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、次いで冷間圧延した後、１次焼鈍を施し、酸洗後２次焼鈍を施し、次いで溶融亜鉛めっき処理を施すに際し、前記１次焼鈍は、６００〜７５０℃の温度範囲を０．１℃／秒以上３℃／秒未満の平均加熱速度で加熱し、７５０〜８５０℃の焼鈍温度で１０〜５００秒保持した後、前記焼鈍温度域から６００℃以下の冷却停止温度まで１〜１５℃／秒の平均冷却速度で冷却し、前記酸洗は、鋼板の酸洗減量をＦｅ換算で０.０５〜５ｇ／ｍ^２とし、前記２次焼鈍は、７５０〜８５０℃の焼鈍温度で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、
前記溶融亜鉛めっき後に、５〜１００℃／秒の平均冷却速度で冷却する、
面積率が２０％以上６０％以下のマルテンサイトと面積率が４０％以上８０％以下のフェライトとを含有する組織を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［２］上記成分組成に加えてさらに、質量％でＭｏ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．０２％以上０．５０％以下、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％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［１］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［３］前記熱間圧延の仕上げ圧延終了後、３秒以内に冷却を開始し、前記熱間圧延の仕上げ圧延温度〜（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、４５０〜６５０℃の温度でコイルに巻取りした後、圧下率４０％以上で冷間圧延する［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］［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法における溶融亜鉛めっき後、さらに合金化処理を施し、その後５〜１００℃／秒の平均冷却速度で冷却する、面積率が２０％以上６０％以下のマルテンサイトと面積率が４０％以上８０％以下のフェライトとを含有する組織を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明によれば、表面外観に優れた引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上、好ましくは９８０ＭＰａ以上の高強度で、かつコイル長手方向の材質均一性が高い高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化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。このため、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。

まず、本発明の成分組成の限定理由を説明する。なお、成分に関する「％」表示は、質量％を意味するものとする。

Ｃ：０．０５％以上０．１２％未満
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０．０５％以上含有することが必要である。一方、Ｃ量が０．１２％以上になるとスポット溶接性が著しく劣化し、またマルテンサイト相の増加により、鋼板が硬質化し加工性も著しく低下する傾向にある。したがって、Ｃ量は０．０５％以上０．１２％未満とし、好ましくは０．０５％以上０．１０％未満である。一方、９８０ＭＰａ以上のＴＳを安定的に確保する観点から、Ｃ量は０．０８％以上とすることがさらに好ましい。

Ｓｉ：０．０１％以上０．３５％未満
Ｓｉは主に固溶強化により高強度化に寄与する元素であり、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。こ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０．３５％以上では、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。したがって、Ｓｉ量は０．０１％以上０．３５％未満とし、好ましくは０．０１％以上０．２５％以下である。

Ｍｎ：２．２％以上３．５％以下
Ｍｎは固溶強化およびマルテンサイトを形成することで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２．２％以上含有することが必要である。一方、Ｍｎ量が３．５％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、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。したがって、Ｍｎ量は２．２％以上３．５％以下とする。９８０ＭＰａ以上のＴＳを安定的に確保する観点から、Ｍｎ量は２．５％以上とすることがさらに好ましい。

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。したがって、Ｐ量は０．００１％以上０．０５０％以下とし、好ましくは０．００１％以上０．０３０％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％とし、好ましくは０．００８％以下とする。下限は特にない。しかし、極低Ｓ化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は脱酸材として含有させる元素である。また、Ａｌは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。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にもなる。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。このため、Ｎ量は０．００６０％以下とし、好ましくは０．００５０％以下とする。また、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。しかしながら、製鋼上のコストも増大するので、下限は０．０００１％とする。したがって、Ｎ量は０．０００１％以上０．００６０％以下とし、好ましくは０．００５０％以下とする。

Ｎｂ：０．０１０％以上０．０８０％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、フェライトを析出強化することにより、マルテンサイト相との硬度差を低減する効果を通じて、伸びフランジ性の改善に寄与する。さらに、Ｎｂは熱延板組織を微細化する作用を有し、冷延、焼鈍後のフェライトおよびマルテンサイトが均一微細化される。この鋼板組織の均一微細化を通じて、伸びフランジ性の向上および材質バラツキの低減に寄与する。このような効果を得るためには、Ｎｂ量は０．０１０％以上とし、好ましくは０．０３０％以上、より好ましくは０．０４０％以上とする。一方、Ｎｂ量が０．０８０％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。したがって、Ｎｂ量は０．０１０％以上０．０８０％以下とし、好ましくは０．０３０％以上０．０８０％以下、より好ましくは０．０４０％以上０．０８０％以下とする。

Ｔｉ：０．０１０％以上０．０８０％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、フェライトを析出強化することにより、マルテンサイト相との硬度差を低減する効果を通じて、伸びフランジ性の改善に寄与する。さらに、ＴｉはＮｂと同様に熱延板を微細化する作用を有し、冷延、焼鈍後のフェライトおよびマルテンサイトが均一微細化され、この鋼板組織の均一微細化効果を通じて、伸びフランジ性の向上および材質バラツキの低減に寄与する。このような効果を得るためには、Ｔｉ量は０．０１０％以上とし、好ましくは０．０３０％以上とする。一方、Ｔｉ量が０．０８０％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。したがって、Ｔｉ量は０．０１０％以上０．０８０％以下とし、好ましくは０．０３０％以上０．０８０％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。

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１．０％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好ましい。一方、Ｍｏ、Ｃｒの含有量がそれぞれ１．００％、１．０％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、１．０％以下が好ましい。

ＶはＮｂ、Ｔｉと同様、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与するため、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％以下が好ましい。

Ｂは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。この効果を得るためには０．０００１％以上含有させる必要がある。一方、０．００３０％を超えると上記の効果は飽和するため、Ｂ量は０．０００１％以上０．００３０％以下が好ましい。

さらに本発明では、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。

ＮｉはＣｕと同様、鋼板特性に及ぼす影響は小さいが、Ｃｕ添加による表面疵の発生を防止する効果がある。上記効果は、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。しかしながら、多量に含有させてもその効果は飽和する傾向にある。したがって、Ｃａを含有させる場合、０．０００１％以上０．００５０％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０．０００１〜０．１０００％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い。添加する場合は、０．０２０％未満、より好ましくは０．００２％未満とする。

次に、１次焼鈍後および２次（最終）焼鈍後の組織について説明する。
本発明の高強度鋼板は、２次（最終）焼鈍時の材質バラツキを低減するため、１次焼鈍後の鋼板組織は、マルテンサイト、ベイナイト、パーライト、残留オーステナイトの合計面積率が２０％以上６０％以下であることが好ましい。そして、２次（最終）焼鈍後の鋼板組織は、ＴＳが７８０ＭＰａ以上を安定して得るために、面積率で２０％以上６０％以下のマルテンサイト、および、４０％以上８０％以下のフェライトであることが必要である。

１次焼鈍後の鋼板組織が、マルテンサイト、ベイナイト、パーライト、残留オーステナイトの合計面積率：２０％以上６０％以下
本発明では、材質バラツキの小さい高強度鋼板を得る観点から、１次焼鈍後の鋼板組織について、マルテンサイト、ベイナイト、パーライト、残留オーステナイトの合計面積率を制御することが好ましい。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、パーライト、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残存した組織であり、ＣやＭｎ濃度の高い領域である。このような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、７５０〜８５０℃の温度範囲で２次焼鈍したときのマルテンサイト面積率の変動が小さい。このため、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、パーライト、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７８０ＭＰａ以上のＴＳ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、パーライト、残留オーステナイトの合計面積率は２０％以上とすることが好ましい。一方、１次焼鈍後のマルテンサイト、ベイナイト、パーライト、残留オーステナイトの合計面積率が６０％を超えると、２次（最終）焼鈍後のマルテンサイトの面積率が６０％を超えるため、加工性の確保が困難となる場合がある。このため、１次焼鈍後のマルテンサイト、ベイナイト、パーライト、残留オーステナイトの合計面積率は６０％以下とすることが好ましく、より好ましくは５０％以下とする。なお、１次焼鈍後の鋼板においては、マルテンサイト、ベイナイト、パーライト、残留オーステナイト以外の残部は、フェライト相主体の組織である。

２次（最終）焼鈍後のマルテンサイトの面積率：２０％以上６０％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。しかしながら、マルテンサイトの面積率が２０％未満では、鋼板強度が低下し、７８０ＭＰａ以上のＴＳを確保することが困難となる。したがって、マルテンサイトの面積率は２０％以上とする。９８０ＭＰａ以上のＴＳを安定的に確保する観点から、マルテンサイトの面積率を３５％以上とすることが好ましい。一方、マルテンサイトの面積率が６０％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、マルテンサイトの面積率は６０％以下とし、好ましくは５０％以下とする。

２次（最終）焼鈍後のマルテンサイト相の平均結晶粒径：５μｍ以下
マルテンサイト相の平均結晶粒径が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、２次（最終）焼鈍後の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、本発明では、２次（最終）焼鈍後のマルテンサイトの平均結晶粒径を５μｍ以下とすることが好ましく、２μｍ以下とすることがより好ましい。

２次（最終）焼鈍後のフェライト相の面積率：４０％以上８０％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る。フェライト相が面積率で４０％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、フェライト相の面積率は、延性確保の観点から、４０％以上とし、５０％以上とすることが好ましい。一方、面積率で８０％を超えると７８０ＭＰａ以上のＴＳを確保するのが困難となる。したがって、フェライト相の面積率は８０％以下とし、９８０ＭＰａ以上のＴＳを安定的に確保するためにはフェライト相の面積率を６５％以下とすることが好ましい。

２次（最終）焼鈍後のフェライトの平均結晶粒径：１０μｍ以下
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、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い。

なお、本発明により得られる鋼板（２次（最終）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。これらは合計面積率で５％以下であれば許容できる。

また、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。組織写真で、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、切断法にて測定する。

以上からなる本発明の高強度鋼板は以下の特性を有する。
（１）ＴＳ≧７８０ＭＰａ、好ましくはＴＳ≧９８０ＭＰａ：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。本発明においては、この効果を得るために、ＴＳ≧７８０ＭＰａ、好ましくはＴＳ≧９８０ＭＰａに限定する。
（２）コイル長手方向のＴＳ変動量（ΔＴＳ）≦５０ＭＰａ：コイル長手方向のＴＳ変動量を評価するに当たり、製造したコイル内の長手方向の先端部(Ｔ部：コイル先端から１０ｍ位置)、中央部(Ｍ部)および尾端部(Ｂ部：コイル尾端から１０ｍ位置)にて、それぞれ幅方向中央位置、両エッジ１／４幅位置の９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の最大値と最小値の差、すなわちΔＴＳを評価した。本発明においては、コイル長手方向の材質均一性に優れた鋼板を得るために、ΔＴＳ≦５０ＭＰａとする。
次に本発明における高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、前述の成分組成の範囲に調整された鋼を溶製しスラブとし、次いで、熱間圧延、冷間圧延、１次焼鈍、酸洗、２次（最終）焼鈍の工程を経て製造される。

＜スラブ製造＞
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く、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直送圧延、あるいはわずかの保熱をおこなった後に直ちに熱間圧延する直送圧延・直接圧延、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。

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し、鋼板表面の亀裂、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、最終組織が粗大化し、伸びフランジ性を低下させる場合がある。したがって、スラブ加熱温度は１１５０℃以上１３００℃以下が好ましい。

＜熱間圧延＞
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。

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が生じる場合がある。したがって、仕上げ圧延温度は８５０〜９５０℃が好ましい。

上記熱間圧延を終了した熱延板は、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バラツキ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℃の温度でコイルに巻き取ることが好ましい。

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℃／秒以下
仕上げ圧延終了後、冷却を開始するまでの時間が３秒超、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が５℃／秒未満、あるいは仕上げ圧延後の冷却停止温度が（仕上げ圧延温度−１００℃）より高い場合は、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の低下や材質バラツキが増大する場合がある。一方、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℃／秒以下が好ましい。

巻取り温度：４５０℃以上６５０℃以下
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バラツキが増大する場合がある。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、マルテンサイト相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℃以下が好ましく、さらに好ましくは５００℃以上６００℃以下とする。

＜冷間圧延＞
次いで、適宜酸洗を行った後、冷間圧延を施し冷延板とする。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。

冷間圧延時の圧下率：４０％以上７０％以下
冷間圧延時の圧下率が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、材質バラツキが増大する場合がある。そこで、焼鈍時の加熱過程における再結晶を促進し、コイル内において、より均一微細な組織を得る観点から、冷間圧延時の圧下率は４０％以上とすることが好ましい。一方、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。このため、圧下率の上限を７０％程度とすることが好ましい。

＜１次焼鈍＞
６００〜７５０℃の温度範囲の平均加熱速度：０．１℃／秒以上３℃／秒未満
本発明においては、熱延鋼板の段階でＴｉＣやＮｂＣを析出させているため、冷間圧延工程を経て得られた冷延鋼板の再結晶温度は比較的高温となり、焼鈍後に加工組織が残存しやすくなる。この場合、酸洗および２次（最終）焼鈍後の材質バラツキが増大し、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場合がある。このため、冷延鋼板を焼鈍温度まで加熱するに際しては、再結晶を促進させて材質均一性を確保する観点から、６００〜７５０℃の温度範囲を平均加熱速度３℃／秒未満の低速で加熱する必要がある。なお、加熱温度が６００℃未満の場合、再結晶が生じないため、加熱速度を適正に制御しても所望の再結晶組織が得られない場合がある。加熱温度が７５０℃を超えるとフェライト-オーステナイト変態が進行するため、再結晶とフェライト−オーステナイト変態の競合に起因した２次（最終）焼鈍後の組織が不均一となる場合があり、材質バラツキが増大する場合がある。また、６００〜７５０℃の温度範囲の平均加熱速度が０．１℃／秒未満では、結晶粒径が粗大化し、２次（最終）焼鈍後の伸びフランジ性が低下する場合があるので、平均加熱速度は０．１℃／秒以上とする。

７５０〜８５０℃の焼鈍温度で１０〜５００秒保持
焼鈍温度が７５０℃未満では、１次焼鈍中に再結晶が十分に完了しない場合があり、鋼中に残存した加工組織によって、２次焼鈍後に材質バラツキ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。一方、焼鈍温度が８５０℃を超えると、焼鈍中に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、２次焼鈍後組織も粗大化し、伸びフランジ性の改善効果が得られない場合がある。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７５０℃以上８５０℃以下とする。

なお、焼鈍における保持時間は、再結晶の進行およびフェライト−オーステナイト変態やオーステナイトへのＣ等の元素の濃化を進行させる観点から、１０秒以上とする。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。よって、焼鈍の保持時間は１０秒以上５００秒以下とし、好ましくは２０秒以上２００秒以下とする。

７５０〜８５０℃の焼鈍温度から６００℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度：１〜１５℃／秒
焼鈍温度から６００℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度が１５℃／秒を超えると、冷却中のフェライト生成が抑制されるため、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などの硬質相が過度に生成し、これに伴い２次（最終）焼鈍後のマルテンサイトの体積率が本発明範囲を超えるため、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場合がある。一方、１℃／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６００℃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。したがって、７５０〜８５０℃の焼鈍温度域から６００℃以下の温度範囲の平均冷却速度は１〜１５℃／秒とし、好ましくは３〜１５℃／秒とする。この場合の冷却は、ガス冷却が好ましく、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷などを用いて組み合わせて行うことも可能である。

＜酸洗＞
鋼板の酸洗減量をＦｅ換算で０．０５〜５ｇ／ｍ^２
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。このため、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、鋼板の酸洗減量をＦｅ換算で０．０５〜５ｇ／ｍ^２として酸洗することによって表面濃化物を完全に除去できる。たとえば、４０〜９０℃、１〜１０ｗｔ％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。酸洗液の濃度が１ｗｔ％未満では酸洗減量がＦｅ換算で０．０５ｇ／ｍ^２未満となり、酸洗による表面濃化物の除去が不十分であり、１０ｗｔ％を超えると酸洗減量が５ｇ／ｍ^２を超えるとともに、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／ｍ^２未満となり、酸洗による表面濃化物の除去が不十分であり、９０℃を超えると酸洗減量が５ｇ／ｍ^２を超えるとともに、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であり、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、酸洗条件としては、酸温度：４０〜９０℃、酸濃度：１〜１０ｗｔ％、酸洗時間：１〜２０秒とするのが好ましく、酸温度：５０〜７０℃、酸洗時間：５〜１０秒とすることがより好ましい。
本発明では、酸洗前後の総重量差を鋼板の総表面積で除することにより酸洗減量のＦｅ換算値を得る。

＜２次（最終）焼鈍＞
７５０〜８５０℃の焼鈍温度で１０〜５００秒保持
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、強度低下や伸びフランジ性の改善効果が得られない場合がある。また、酸洗工程にて除去したＳｉ、Ｍｎが再表面濃化し、これらの表面濃化物によりめっき性の劣化を招く場合がある。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。したがって、焼鈍温度は７５０℃以上８５０℃以下とする。

なお、焼鈍における保持時間は、フェライト−オーステナイト変態やオーステナイトへのＣ等の元素の濃化を進行させる観点から、１０秒以上とする。一方、保持時間が５００秒を超えると、結晶粒径が粗大化し、強度の低下や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。また、Ｓｉ、Ｍｎが再表面濃化し、めっき性の劣化を招く場合がある。したがって、焼鈍の保持時間は１０〜５００秒とする。

７５０〜８５０℃の焼鈍温度から１〜１５℃／秒の平均冷却速度（１次冷却速度）で冷却
前記の焼鈍温度で均熱後、通常４２０〜５００℃に保持されている亜鉛めっき浴の温度まで平均冷却速度（１次冷却速度）１〜１５℃／秒で冷却する。平均冷却速度が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１〜１５℃／秒とする。この場合の冷却は、ガス冷却が好ましい。なお、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷などを用いて組み合わせて行うことも可能である。

＜溶融亜鉛めっき処理または合金化処理＞
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、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、数秒〜数十秒保持することができる。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／ｍ^２であり、合金化する場合、めっき層中のＦｅ％は６〜１５％とすることが好ましい。

溶融亜鉛めっき処理後もしくは合金化処理後の平均冷却速度（２次冷却速度）が５〜１００℃／秒
溶融亜鉛めっき処理後もしくは合金化処理を施した後、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、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、溶融亜鉛めっき処理後もしくは合金化処理後の平均冷却速度（２次冷却速度）は５〜１００℃／秒とする。なお、１５０℃以下の温度まで冷却することが好ましい。この場合は、前記平均冷却速度は、溶融亜鉛めっき処理後もしくは合金化処理後から１５０℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度とする。

さらに、本発明においては、焼鈍後に最終的に得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化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。しかしながら、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。このため、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。

以下、本発明の実施例について説明する。

表１に示す成分組成からなる溶鋼を転炉で溶製し、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次焼鈍を施し、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。ここで、溶融亜鉛めっき処理は付着量が片面あたり５０ｇ／ｍ^２（両面めっき）となるように調整し、めっき層中のＦｅ％が９〜１２％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、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、製造したコイル内の長手方向の先端部(Ｔ部：コイル先端から１０ｍ位置)、中央部(Ｍ部)および尾端部(Ｂ部：コイル尾端から１０ｍ位置)にて、それぞれ幅方向中央位置、両エッジ１／４幅位置の９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号引張試験片を採取し、引張試験により、ＴＳの最大値と最小値の差、すなわちΔＴＳを評価した。以下、評価方法を具体的に説明する。
（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）を用いて倍率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層別して色付けし、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。

なお、１次焼鈍後のミクロ組織については，上記と同様の手法により測定し、マルテンサイト、ベイナイト、パーライト、残留γの合計面積率を求めた。
（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 Ｚ ２２０１）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１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≧７８０ＭＰａ（好ましくはＴＳ≧９８０ＭＰａ）、ＴＳ×Ｅｌ≧１５０００ＭＰａ・％とした。

製造したコイル内の長手方向の先端部(Ｔ部：コイル先端から１０ｍ位置)、中央部(Ｍ部)および尾端部(Ｂ部：コイル尾端から１０ｍ位置)にて、それぞれ幅方向中央位置、両エッジ１／４幅位置の９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の最大値と最小値の差、すなわちΔＴＳを評価した。本発明においては、コイル長手方向の材質均一性に優れた鋼板を得るために、ΔＴＳ≦５０ＭＰａとした。
（iii）伸びフランジ成形性
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ｄ_０：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−ｄ_０）／ｄ_０｝×１００を求めた。なお、穴拡げ率の評価基準として、ＴＳ×λが４００００ＭＰａ・％とし、好ましくは４３０００ＭＰａ・％以上とした。
（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、合金化後の外観についても目視で評価し、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○とした。

得られた結果を表３に示す。

表３より、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≧７８０ＭＰａ以上（好ましくはＴＳ≧９８０ＭＰａ）、ＴＳ×Ｅｌ≧１５０００ＭＰａ・％、ＴＳ×λ≧４００００ＭＰａ・％を満足する鋼板となっている。また、コイル長手方向の材質均一性の指標であるＴＳ変動（ΔＴＳ）が５０ＭＰａ以下となっており、コイル長手方向の材質均一性に優れた鋼板となっている。さらに、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。

これに対して、比較例のＮｏ．１はＣ量およびＭｎ量が本発明範囲外であるため、所望のマルテンサイト量が得られず、ＴＳ≧７８０ＭＰａが未達成となっている。比較例のＮｏ．１０はＮｂ量およびＴｉ量が本発明範囲外であり、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≧４００００ＭＰａ・％が未達成となっている。比較例Ｎｏ．１１はＮｂ量およびＴｉ量が本発明範囲外であるため、フェライトの延性を著しく低下させ、この結果、ＴＳ×Ｅｌ≧１５０００ＭＰａ・％が未達成となっている。比較例のＮｏ．１２はＣ、Ｓｉ、Ｍｎが本発明範囲外であるため、マルテンサイト量が過剰となるため、Ｅｌやλが低下し、ＴＳ×Ｅｌ≧１５０００ＭＰａ・％あるいはＴＳ×λ≧４００００ＭＰａ・％が未達成となっている。

表１に示す鋼Ｂ、ＦおよびＧの成分組成からなる溶鋼を転炉で溶製し、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次焼鈍を施し、板厚が１．２ｍｍの高強度溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（製品板）を製造した。ここで、溶融亜鉛めっき処理材は付着量が片面あたり５０ｇ／ｍ^２（両面めっき）となるように調整し、合金化処理を行う場合は、めっき層中のＦｅ％が９〜１２％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、さらにコイル長手方向の材質均一性の指標であるＴＳ変動（ΔＴＳ）を評価した。

結果を表５に示す。

表５から、本発明の製造条件を満たすＮｏ．１３〜１５、１８〜２４、２９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≧７８０ＭＰａ（好ましくはＴＳ≧９８０ＭＰａ）、ＴＳ×Ｅｌ≧１５０００ＭＰａ・％、ＴＳ×λ≧４００００ＭＰａ・％を満足する鋼板となっている。また、コイル長手方向の材質均一性の指標であるＴＳ変動（ΔＴＳ）が５０ＭＰａ以下となっており、コイル長手方向の材質均一性に優れたに優れた鋼板となっている。さらに、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。

これに対して、比較例の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Ｎｏ．２５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、１次冷却中に生成するフェライトや２次冷却中に生成するパーライトあるいはベイナイトが増加した結果、最終（２次）焼鈍後に所望のマルテンサイト量が得られず、ＴＳ≧７８０ＭＰａを未達成となっている。比較例のＮｏ．２６は、２次焼鈍時の１次冷却速度および２次冷却速度が本発明範囲を上回るため、１次冷却中のフェライトの生成が抑制され、マルテンサイト等の硬質相が過度に生成し、さらに２次冷却後に生成するマルテンサイトが硬くなりすぎてしまったため、Ｅｌやλが低下し、ＴＳ×Ｅｌ≧１５０００ＭＰａ・％あるいはＴＳ×λ≧４００００ＭＰａ・％を未達成となっている。比較例のＮｏ．２７は２次（最終）焼鈍時の焼鈍温度および保持時間が本発明範囲を上回るため、酸洗工程にて除去したＳｉ、Ｍｎが再表面濃化し、これらの表面濃化物により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Ｎｏ．２８は、２次焼鈍時の焼鈍温度および保持時間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≧７８０ＭＰａを未達成となっている。

本発明の溶融亜鉛めっき鋼板および合金化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コイル長手方向の材質均一性に優れており、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：０．０５以上０．１２％未満、Ｓｉ：０．０１％以上０．３５％未満、Ｍｎ：２．２％以上３．５％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０．０８０％以下、Ｔｉ：０．０１０％以上０．０８０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、次いで冷間圧延した後、１次焼鈍を施し、酸洗後２次焼鈍を施し、次いで溶融亜鉛めっき処理を施すに際し、
   前記１次焼鈍は、６００〜７５０℃の温度範囲を０．１℃／秒以上３℃／秒未満の平均加熱速度で加熱し、７５０〜８５０℃の焼鈍温度で１０〜５００秒保持した後、前記焼鈍温度域から６００℃以下の冷却停止温度まで１〜１５℃／秒の平均冷却速度で冷却し、前記酸洗は、鋼板の酸洗減量をＦｅ換算で０.０５〜５ｇ／ｍ^２とし、前記２次焼鈍は、７５０〜８５０℃の焼鈍温度で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、
   前記溶融亜鉛めっき後に、５〜１００℃／秒の平均冷却速度で冷却する、
   面積率が２０％以上６０％以下のマルテンサイトと面積率が４０％以上８０％以下のフェライトとを含有する組織を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
2. 上記成分組成に加えてさらに、質量％でＭｏ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．０２％以上０．５０％以下、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％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に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
3. 前記熱間圧延の仕上げ圧延終了後、３秒以内に冷却を開始し、前記熱間圧延の仕上げ圧延温度〜（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、４５０〜６５０℃の温度でコイルに巻取りした後、圧下率４０％以上で冷間圧延する請求項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. 請求項１〜３のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法における溶融亜鉛めっき後、さらに合金化処理を施し、その後５〜１００℃／秒の平均冷却速度で冷却する、面積率が２０％以上６０％以下のマルテンサイトと面積率が４０％以上８０％以下のフェライトとを含有する組織を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。