JP2013177673A - 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】耐衝突性能向上の観点から高降伏比（ＹＲ）および高焼付き硬化量（ＢＨ量）を確保し、かつ、材質、特に強度、伸びのコイル内均一性に優れたＴＳ≧５９０ＭＰａの高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供すること。
【解決手段】質量％でＣ：０．０６０％超０．１３％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．７％以下、Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１０％以下、Ｔｉ：０．０３％以上０．１５％以下を含有し、かつ（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ^＊／４８）／（Ｃ／１２）＞０．０８（ただしＴｉ^＊＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ）の関係を満足し、平均結晶粒径が１５μｍ以下でかつ面積率が８０％以上のフェライトと面積率が１％以上１５％以下のマルテンサイトを含む組織を有する。
【選択図】 なし

Description

本発明は、耐衝突性能およびコイル内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その製造方法に関し、特に自動車の構造部品の部材として好適な高強度薄鋼板に適用可能な技術に関する。

近年、地球環境保全という観点から、ＣＯ_２の排出量を規制するため、自動車車体の軽量化が強く求められており、これに加えて、車両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の向上も強く求められている。これらの要求に答えるためには、自動車車体の軽量化と高強度化を同時に満たす必要があり、自動車車体の素材となる鋼板板厚を剛性が問題とならない範囲で薄肉化するとともに、耐衝突特性向上の観点から、鋼板の降伏比（ＹＲ）を高くすることや焼付き硬化量（ＢＨ量）を高くすることが必要となる。

これに対して、特許文献１にはＣ：０．０４〜０．１５％、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．１２０％、Ｃｒ：０．１〜２．０％を含有し、鋼板組織をフェライト・マルテンサイト・ベイナイトの３相の複合組織とすることで、フェライト・マルテンサイト複合組織の特徴である高伸び特性と高ＢＨ特性を確保し、これにベイナイト組織を共存させることで、ボイドの発生起点となり伸びフランジ成形性を低下させる硬質マルテンサイトを低減する技術が開示されている。

また、特許文献２にはＣ：０．０４〜０．２２％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．００５％およびＮｂ、Ｔｉ、Ｖから選ばれる１種以上を合計で０．００８％以上０．０５％以下含有するとともに、鋼板組織をフェライト・マルテンサイト複合組織とし、さらにマルテンサイトの最大粒径（≦２μｍ）および面積率（≧５％）を規定することで、伸びフランジ成形を支配するボイドの発生起点を低減させることで伸びフランジ性を改善し、さらにマルテンサイト量を５％以上確保することでＢＨ性を確保する技術が開示されている。

しかしながら、特許文献１に記載の技術は、ＢＨ量が最大で５１ＭＰａであり、さらに降伏比（ＹＲ）が０．５１〜０．５８と低いため、耐衝突特性の更なる向上が課題となる。また、特許文献２に記載の技術は、ＢＨ量が高く耐衝突性能は非常に良好であるが、プレス成形性の指標となる伸び特性や材質バラツキに関する記載は認められない。

一般にＴＳが５９０ＭＰａ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有しているため、製造条件の変動によっては、鋼中に存在する析出物や第２相の種類や量が多様に変化し、コイル内、特にコイル長手方向において、強度や伸びといった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ため、コイル内の材質均一性が強く求められている。

このような高強度鋼板のコイル内の材質均一性を高める技術については、従来から多くの提案がなされている。例えば、特許文献３にはＣを０．００７０％以下に低減した鋼に、Ｔｉ、Ｎｂを複合添加し、巻取り温度を６２０℃以上とする熱間圧延を行うことで、コイル内の材質を均質化する技術が開示されている。この技術では、材質バラツキの原因となるＮを、ＡｌＮではなくＴｉＮとして仕上げ圧延前に析出させ、また、Ｃは複合炭化物である（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃとして析出させている。しかしながら、実操業では、巻取り温度が６２０℃未満となったり、あるいはコイル内において局部的に６２０℃未満となったりすることがあり、このような場合には、コイル内の析出挙動の変動により、材質のバラツキが大きくなるという問題がある。特に、Ｃに対するＴｉ、Ｎｂの原子比が低い場合には、Ｃの析出固定が不十分となり、比較的冷却されやすいコイル先後端部での材質劣化が大きくなる。

また、特許文献４には、Ｃを０．００５０％超０．０１０％以下とし、（Ｎｂ％×１２）／（Ｃ％×９３）＝１．６〜２．４に制御することで、強度、伸びなどの機械的特性の巻取り温度依存性を小さくする技術が開示されている。しかしながら、この技術は、対象としている鋼板が、極低炭素鋼のＩＦ鋼（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ鋼）をベースとしたフェライト単相鋼であり、引張強度が５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板について何ら言及していない。

特許第３２６３１４３号公報 特許第３８８７２３５号公報 特公昭６１−０３２３７５号公報 特開２０００−３０３１４１号公報

このように、これまでのところ十分な耐衝突性特性を満足するのに必要な降伏比（ＹＲ）、焼付き硬化量（ＢＨ量）および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のに必要なコイル内の材質均一性を満足した高強度鋼板は知られていない。

したがって、本発明は、耐衝突性能向上の観点から高降伏比（ＹＲ）および高焼付き硬化量（ＢＨ量）を確保し、かつ、材質、特に強度、伸びのコイル内均一性に優れたＴＳ≧５９０ＭＰａの高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。

本発明者らは、鋼板の高強度化と耐衝突特性、さらには安定的にプレス成形を行うのに必要なコイル内材質均一性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：０．０６０％超０．１３％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１０％以下、Ｔｉ：０．０３％以上０．１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１００％以下の範囲で含み、かつ、ＮおよびＳで固定されないＴｉ^＊量（＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ）とＮｂをＣとの関係で（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ^＊／４８）／（Ｃ／１２）＞０．０８に限定し、さらに、平均結晶粒径が１５μｍ以下でかつ面積率が８０％以上のフェライトと面積率が１％以上１５％以下のマルテンサイトを含む鋼板組織とすることにより、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が０．７０以上、焼付き硬化量（ＢＨ量）が６０ＭＰａ以上でかつ、コイル内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、および、上記成分組成の鋼素材の熱間圧延の仕上げ圧延における仕上げ後段２パスの圧下率を制御し、かつ焼鈍加熱時に７００〜８００℃の温度範囲を３℃／ｓ未満の低速で加熱することで、上記鋼板組織および特性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が製造可能であることを知見した。

本発明は、以上の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：０．０６０％超０．１３％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．７％以下、Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１０％以下、Ｔｉ：０．０３％以上０．１５％以下を含有し、かつ下記式（１）の関係を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が１５μｍ以下でかつ面積率が８０％以上のフェライトと面積率が１％以上１５％以下のマルテンサイトを含む組織を有することを特徴とする耐衝突性能およびコイル内の材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ^＊／４８）／（Ｃ／１２）＞０．０８・・・（１）
ここで、Ｔｉ^＊＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓで表され、Ｃ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｎ，Ｓは、それぞれ鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す。

［２］上記［１］において、さらに、質量％で、Ｖ：０．１０％以下含有することを特徴とする、耐衝突性能およびコイル内の材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

［３］上記［１］または［２］において、さらに、質量％で、Ｍｏ、Ｃｒの１種または２種を合計で０．５０％以下含有することを特徴とする、耐衝突性能およびコイル内の材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

［４］上記［１］〜［３］のいずれかにおいて、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．３０％以下の１種または２種を含有することを特徴とする、耐衝突性能およびコイル内の材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

［５］上記［１］〜［４］のいずれかにおいて、さらに、質量％で、Ｓｎ：０．２％以下、Ｓｂ：０．２％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする、耐衝突性能およびコイル内の材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

［６］上記［１］〜［５］のいずれかにおいて、さらに、質量％で、Ｔａ：０．００５％以上０．１％以下を含有することを特徴とする、耐衝突性能およびコイル内の材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

［７］上記［１］〜［６］のいずれかにおいて、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が０．７０以上、焼付き硬化量（ＢＨ量）が６０ＭＰａ以上であることを特徴とする、耐衝突性能およびコイル内の材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

［８］上記［１］〜［６］のいずれかの成分組成を有する鋼素材を熱間圧延し、冷間圧延し、焼鈍して高強度鋼板を製造するに際し、熱間圧延では、仕上圧延における最終パスの圧下率を１０％以上、前記最終パスの前パスの圧下率を１５％以上とし、焼鈍工程では、７００〜８００℃の温度範囲を３℃／ｓ未満の平均加熱速度で加熱し、８００〜９００℃の焼鈍温度で焼鈍し、前記焼鈍温度から３〜１５℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、前記溶融亜鉛めっき後、５〜１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却する、あるいは前記溶融亜鉛めっき後、さらに亜鉛めっきの合金化処理を施し、前記合金化処理後、５〜１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却することを特徴とする、耐衝突性能およびコイル内の材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

［９］上記［８］において、前記熱間圧延の仕上圧延終了後、３秒以内に冷却を開始し、平均冷却速度４０℃／ｓ以上で７２０℃以下まで冷却し、５００〜７００℃の温度で巻取りした後、圧延率４０％以上で冷間圧延することを特徴とする、耐衝突性能およびコイル内の材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

［１０］上記［８］または［９］において製造された高強度溶融亜鉛めっき鋼板が、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が０．７０以上、焼付き硬化量（ＢＨ量）が６０ＭＰａ以上であることを特徴とする、耐衝突性能およびコイル内の材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明によれば、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上の高強度で、高降伏比（ＹＲ≧０．７０）および高焼付き硬化量（ＢＨ≧６０ＭＰａ）で優れた耐衝突性能を有し、さらにコイル内において材質変動が小さい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。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部材に適用した場合には、衝突安全性の向上や軽量化に大きく貢献でき、さらにコイル内の材質均一性が良好であるため、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。
ＴＳ５９０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の中でＴｉやＮｂなどの炭化物生成元素を添加した、いわゆる析出強化型の高強度鋼板は、降伏比（ＹＲ）が高い特徴を有している。一方、マルテンサイトなどの硬質な第２相を生成させた、いわゆる組織強化型の高強度鋼板は高い焼付き硬化量（ＢＨ量）を有する特徴があり、両特性を満足することができれば耐衝突性能に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られると考えられる。

そこで、発明者らが鋭意研究を進めた結果、ＴｉやＮｂで析出強化された母相フェライトに適正量のマルテンサイトを生成させることで高降伏比（ＹＲ）と高焼付き硬化性（ＢＨ性）を満足することを新たに見出した。また、本発明では熱間圧延での仕上げ圧延における最終パスの圧下率および最終パスの前パスの圧下率を適正範囲に制御し、さらに、仕上げ圧延後の冷却条件を適正に制御することにより、比較的冷却されやすい熱延コイルの先後端部におけるＮｂＣやＴｉＣの析出を促進し、高強度鋼板のコイル長手方向の材質バラツキ、特にＴＳやＥｌのバラツキを大幅に低減することが可能となることを新たに見出し、本発明を完成するに至った。

［成分組成］
次に、本発明における鋼の成分組成について説明する。
Ｃ：０．０６０％超０．１３％以下
Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、特に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し、さらに高降伏比（ＹＲ）化に寄与する。また、マルテンサイトを形成することで高強度化に寄与し、さらに高焼付き硬化（ＢＨ）を得ることに寄与する。これらの効果を得るためにはＣ量は０．０６０％超含有することが必要である。一方、０．１３％を超えて過剰に含有すると鋼板が硬化し成形性が低下するだけでなく、スポット溶接性も低下する。さらに、マルテンサイトが過剰に生成し、マルテンサイトの周囲の応力場により連続降伏しやすくなるため、降伏比（ＹＲ）および焼付き硬化量（ＢＨ量）が低くなり、所望の高降伏比（ＹＲ）および高焼付き硬化量（ＢＨ量）が得られない場合がある。よって、Ｃ含有量を０．０６０％超０．１３％以下とする。好ましくは０．０６０％超０．１０％以下である。

Ｓｉ：０．０１％以上０．７％以下
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含有量が０．７％を超えると、鋼板表面にＳｉ系酸化物が形成されやすく、化成処理性や塗装密着性、塗装後耐食性を低下する場合がある。よって、Ｓｉ含有量を０．０１％以上０．７％以下とする。強度と延性のバランス向上の観点からは０．２％以上が好ましい。より好ましくは０．２％以上０．５％以下である。

Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下
Ｍｎは固溶強化および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、この効果を得るためには１．０％以上含有することが必要である。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、原料コストの上昇を招くとともに、成形性や溶接性が顕著に低下するようになる。また、マルテンサイトが過剰となり、マルテンサイトの周囲の応力場により連続降伏しやすくなるため、降伏比（ＹＲ）や焼付き硬化量（ＢＨ量）が低下し、所望の高降伏比（ＹＲ）、高焼付き硬化量（ＢＨ量）が得られない場合がある。よって、Ｍｎ含有量を１．０％以上３．０％以下とする。好ましくは１．０％以上２．５％以下、より好ましくは１．０％以上２．０％以下である。

Ｐ：０．００５％以上０．１００％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含有量が０．００５％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。一方、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、Ｐが粒界に偏析し耐二次加工脆性および溶接性が劣化する。よって、Ｐ含有量を０．００５％以上０．１００％以下とする。上記効果をより高いものとする観点からは０．０１０％以上が好ましい。また、Ｐの粒界偏析により、高焼付き硬化量（ＢＨ量）を得るのに有効とされる粒界偏析Ｃ量が低下し、所望の焼付き硬化量（ＢＨ量）が得られない場合があるため、０．０８０％以下とすることが好ましく、０．０５０％以下とすることがより好ましい。

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含有量の上限を０．０１０％とする。好ましくは０．００８％以下である。下限は特にないが、極低Ｓ化は製鋼コストが上昇するため、０．０００５％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れる元素であるが、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、Ａｌ含有量がｓｏｌ．Ａｌとして０．００５％未満では上記効果が得られない。一方、Ａｌ含有量がｓｏｌ．Ａｌとして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。よって、Ａｌ含有量をｓｏｌ．Ａｌとして０．００５％以上０．１００％以下とする。

Ｎ：０．０１００％以下
Ｎ含有量が０．０１００％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。よって、Ｎ含有量を０．０１００％以下とする。

Ｎｂ：０．００５％以上０．１０％以下
Ｎｂは本発明において重要な元素のひとつである。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し、さらに高降伏比（ＹＲ）に寄与する。また、Ｎｂは熱延板組織を微細化する作用を有し、この熱延板微細化により、冷延、焼鈍後のフェライト粒径が微細化されるため、粒界面積の増大に伴う粒界へのＣ偏析量の増大により、高ＢＨ特性を得ることができる。このような効果を発現すべく、本発明ではＮｂ含有量を０．００５％以上とする。一方、０．１０％を超える過剰なＮｂの含有はコストの増加を招くとともに、熱間圧延時の負荷を増大させ、また、冷間圧延時の変形抵抗を高くして、安定した実機製造を困難にし、さらに成形性を顕著に低下させる。また、本発明において焼鈍後の冷却工程において、マルテンサイトを形成させるための固溶Ｃを必要とするが、Ｎｂを過剰に含有させると、鋼中のＣをすべてＮｂＣとして固定してしまい、マルテンサイトの形成を妨げることになり、所望の焼付き硬化量（ＢＨ量）が得られない場合がある。したがって、Ｎｂ含有量を０．００５％以上０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０５％以下である。

Ｔｉ：０．０３％以上０．１５％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し、さらに高降伏比（ＹＲ）化に寄与する。また、ＴｉはＮｂと同様に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粒径が微細化されるため、粒界面積の増大に伴う粒界へのＣ偏析量の増大により、高焼付き硬化量（ＢＨ量）を得ることができる。このような効果を発現すべく、本発明ではＴｉ含有量を０．０３％以上とする。一方、０．１５％を超える過剰なＴｉの含有は、原料コストの上昇を招くとともに、冷間圧延時の変形抵抗を高くするため、安定した製造を困難にする。また、過剰なＴｉの含有は、Ｎｂと同様に、固溶Ｃを低減するため、焼鈍後の冷却過程におけるマルテンサイトの形成を阻害し、所望の焼付き硬化量（ＢＨ量）が得られない場合がある。よって、Ｔｉ含有量は０．０３％以上０．１５％以下とする。上記効果を有効に発現する観点からは０．０５％超が好ましい。

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が下記の（１）式を満たして含有することが必要である。
（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ^＊／４８）／（Ｃ／１２）＞０．０８・・・（１）
ここで、Ｔｉ^＊＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓである。ただし、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≦０の場合は、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ＝０とする。また、上記式中、各元素の元素記号はその元素の含有量（質量％）を示す。

（１）式の左辺で表されるＣに対するＴｉ、Ｎｂの原子比が低い場合、マルテンサイトが過剰に生成し、マルテンサイトの周囲の応力場により連続降伏しやすくなるため、降伏比（ＹＲ）および焼付き硬化量（ＢＨ量）が低くなる。また、熱延巻取り後に比較的冷却されやすいコイル先端部では、ＮｂＣ、ＴｉＣなどの析出が不十分となり、コイル内材質バラツキが増大する場合がある。したがって本発明においては、所望の特性確保およびコイル内の材質均一性確保の観点から、（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ^＊／４８）／（Ｃ／１２）を適正に制御する必要があり、（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ^＊／４８）／（Ｃ／１２）を規定する（１）式は、本発明において最も重要な指標である。

すなわち、Ｃに対するＴｉ、Ｎｂの原子比である（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ^＊／４８）／（Ｃ／１２）の値が０．０８以下であると、マルテンサイトが増加し、所望の高降伏比（ＹＲ）および焼付き硬化量（ＢＨ量）が得られない場合があり、さらに熱延巻取り時の析出挙動の変動により、コイル内の材質バラツキが増大する場合がある。したがって、（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ^＊／４８）／（Ｃ／１２）は０．０８超とする。好ましくは０．１０以上、より好ましくは０．１５以上である。また、（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ^＊／４８）／（Ｃ／１２）が０．７０を超えると、マルテンサイトの生成に必要な固溶ＣがＮｂＣやＴｉＣとして固定されるため、マルテンサイトの形成を妨げることになり、所望の引張強度（ＴＳ）および焼付き硬化量（ＢＨ量）が得られない場合がある。したがって、ＴＳ≧５９０ＭＰａおよびＢＨ≧６０ＭＰａを安定して確保するためには、（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ^＊／４８）／（Ｃ／１２）を０．７０以下とすることが好ましい。

以上の必須添加元素で、本発明鋼は目的とする特性が得られるが、上記の必須添加元素に加えて、Ｖおよび／またはＭｏおよびＣｒのうちから選ばれる１種または２種および／またはＣｕおよびＮｉのうちから選ばれる１種または２種を添加することができる。

Ｖ：０．１０％以下
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ことができるため、必要に応じて含有させることができる。このような効果を発現させるためには、０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．１０％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、原料コストの上昇を招く。したがって、Ｖを添加する場合は、その含有量を０．１０％以下とする。

Ｍｏ、Ｃｒのうちから選ばれる１種または２種：合計で０．５０％以下
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。このような効果は、上記成分の合計含有量が０．１０％以上で顕著に発現するので、０．１０％以上含有させることが好ましい。一方、ＭｏおよびＣｒの合計含有量が０．５０％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、原料コストの上昇を招く。したがって、これらの元素を含有する場合は、これらの含有量を合計で０．５０％以下とする。

Ｃｕ：０．３０％以下およびＮｉ：０．３０％以下のうちから選ばれる１種または２種
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、本発明の冷延鋼板では、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、その含有量を０．３０％以下とする。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、ＳｎおよびＳｂのうちから選ばれる１種または２種および／またはＴａを添加することができる。

Ｓｎ：０．２％以下およびＳｂ：０．２％以下のうちから選ばれる１種または２種
ＳｎやＳｂは鋼板表面の窒化、酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表面の数十ミクロン領域の脱炭を抑制する観点から含有することができる。このような窒化や酸化を抑制することで鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、疲労特性や表面品質が改善される。窒化や酸化を抑制する観点から、ＳｎあるいはＳｂを含有する場合は０．００５％以上とすることが好ましく、０．２％を超えると靭性の劣化を招くので、０．２％以下とすることが好ましい。

Ｔａ：０．００５％以上０．１％以下
ＴａはＮｂやＴｉと同様に、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し、さらに高降伏比（ＹＲ）化に寄与し、さらに、ＴａはＮｂやＴｉと同様に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粒径が微細化されるため、粒界面積の増大に伴う粒界へのＣ偏析量の増大により、高焼付き硬化量（ＢＨ量）を得ることができる。このような観点から、Ｔａを０．００５％以上含有することができる。一方、０．１％を超える過剰のＴａの含有は、原料コストの増加を招くだけでなく、ＮｂやＴｉと同様に、焼鈍後の冷却過程におけるマルテンサイトの形成を妨げる可能性があり、さらに熱延板中に析出したＴａＣは、冷間圧延時の変形抵抗を高くし、安定した実機製造を困難にする場合があるため、Ｔａを含有する場合は、０．１％以下とすることが好ましい。

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。本発明の効果を害しない範囲であれば、その他の成分の含有を拒むものではない。ただし、酸素（Ｏ）は非金属介在物を形成して鋼板品質に悪影響を及ぼすため、その含有量は０．００３％以下に低減するのが好ましい。

［組織］
次に、本発明の耐衝突性能およびコイル内材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の組織について説明する。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、高降伏比（ＹＲ）を得るために、Ｔｉ、Ｎｂにより析出強化された平均粒径が１５μｍ以下でかつ面積率が８０％以上の母相フェライトに対して、高焼付き硬化量（ＢＨ量）を付与するために、面積率で１％以上１５％以下のマルテンサイトを有することが必要である。

フェライト：平均粒径が１５μｍ以下でかつ面積率が８０％以上
フェライトの平均粒径は高焼付き硬化量（ＢＨ量）を得るために必要である。前記フェライトの平均粒径が１５μｍ超えでは、フェライトの粒界面積が減少するため、粒界へのＣ偏析量が減少し、高焼付き硬化量（ＢＨ量）を得ることが困難な場合がある。このため、フェライトの平均粒径は１５μｍ以下とする。好ましくは１２μｍ以下である。また、ＮｂやＴｉ等で析出強化されたフェライトの面積率は高降伏比（ＹＲ）を得るために必要である。前記フェライトの面積率が８０％未満では、マルテンサイトなどの硬質な第２相が多く存在することとなるため、硬質第２相の周囲の応力場により連続降伏しやすくなり、降伏比（ＹＲ）や焼付き硬化量（ＢＨ量）が低下し、良好な耐衝突特性を確保することが困難となる場合がある。このため、フェライトの面積率は８０％以上とする。好ましくは８５％以上、より好ましくは８８％以上である。

マルテンサイト：面積率で１％以上１５％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り、さらに高焼付き硬化量（ＢＨ量）を得るために必要な硬質相である。マルテンサイトの面積率が１％未満では、鋼板強度が低下し、ＴＳ：５９０ＭＰａ以上を確保することが困難となるだけでなく、ＢＨ：６０ＭＰａ以上を確保することが困難となる。一方、マルテンサイトの面積率が１５％を超えると、マルテンサイト周囲の転位の導入量や弾性的な歪量が多くなり、塑性変形時にこのようなマルテンサイトの周囲から容易に塑性変形が開始し連続降伏しやすくなるため、降伏比（ＹＲ）や焼付き硬化量（ＢＨ量）が低くなり、良好な耐衝突特性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１％以上１５％以下とする。好ましくは１２％以下である。

本発明の鋼板においては、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５％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、フェライトの平均粒径はＪＩＳ Ｇ０５２２の規定に準拠し、切断法にて測定する。

［特性］
以上からなる本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は典型的には以下の特性を有する。
（１）ＴＳ≧５９０ＭＰａ
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、これらの要求に答えるためには、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。本発明では鋼板強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上となり、上記要求を満たすことができる。

（２）降伏比（ＹＲ）≧０．７０、焼付け硬化量（ＢＨ）≧６０ＭＰａ
耐衝突特性向上の観点から、鋼板の降伏比（ＹＲ）や焼付き硬化量（ＢＨ量）を高めることが必要となる。本発明においては、降伏比（ＹＲ）≧０．７０、焼付き硬化量（ＢＨ）≧６０ＭＰａとなり、所望の耐衝突特性を得ることができる。なお、降伏比（ＹＲ）は引張強度（ＴＳ）に対する降伏点（ＹＰ）の比を示す値であり、ＹＲ＝ＹＰ／ＴＳで表される。

（３）ΔＴＳ≦３０ＭＰａ、ΔＹＰ≦３０ＭＰａ、ΔＥｌ≦３．０％
コイル内材質均一性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、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＰ）および全伸び（Ｅｌ）を測定し、それぞれの最大値と最小値の差、すなわち、ΔＴＳ、ΔＹＰ、ΔＥｌを評価する。本発明においては、ΔＴＳ≦３０ＭＰａ、ΔＹＰ≦３０ＭＰａ、ΔＥｌ≦３．０％となり、良好なコイル内材質均一性が得られる。

［製造方法］
次に本発明における高強度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、熱間圧延し、冷間圧延し、焼鈍して製造される。熱間圧延では、仕上げ圧延における最終パスの圧下率を１０％以上、前記最終パスの前パスの圧下率を１５％以上とし、焼鈍工程では、７００〜８００℃の温度範囲を３℃／ｓ未満の平均加熱速度で加熱し、８００〜９００℃の焼鈍温度で焼鈍し、前記焼鈍温度から３〜１５℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、前記溶融亜鉛めっき後、５〜１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却する、あるいは前記溶融亜鉛めっき後、さらに亜鉛めっきの合金化処理を施し、前記合金化処理後、５〜１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却する焼鈍を行う。この場合に、熱間圧延の仕上圧延終了後、３秒以内に冷却を開始し、平均冷却速度４０℃／ｓ以上で７２０℃以下まで冷却し、５００〜７００℃の温度で巻取りした後、圧延率４０％以上で冷間圧延することが好ましい。

（鋼素材製造）
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。

スラブ加熱温度は１０００℃未満では圧延荷重が増大し熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大するので、１０００℃以上にすることが好ましい。なお、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度の上限は１３００℃とすることが好ましい。

（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、常法に従って行うことができる。また、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点からは、シートバーを加熱する所謂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。

次いで、シートバーを仕上げ圧延して熱延板とする。本発明においては、仕上げ圧延の最終パスおよび最終パスの前パスの圧下率を適正範囲に制御する必要があり、最終パスの圧下率を１０％以上、最終パスの前パスの圧下率を１５％以上とする。

仕上げ圧延の最終パスの圧下率を１０％以上とすることにより、旧オーステナイト粒内にせん断帯を多数導入し、フェライト変態の核生成サイトを増大して熱延板の微細化を図るとともに、比較的冷却されやすい熱延コイルの先尾端部におけるＮｂＣやＴｉＣの析出を促進する。この熱延板微細化の作用により、冷延、焼鈍後のフェライト平均粒径が微細化されるため、粒界面積の増大に伴う粒界へのＣ偏析量の増大による高ＢＨ化に有効である。また、ＮｂＣやＴｉＣの析出促進は、コイル内の材質均一性の向上に有効である。最終パス圧下率が１０％未満ではフェライト粒の微細化効果やＮｂＣ、ＴｉＣの析出促進効果が不十分となり、上記の高ＢＨ効果やコイル内材質均一性効果が得られない場合がある。最終パスの圧下率は、好ましくは１３％以上である。

高ＢＨ化やコイル内の材質均一化の効果をより高めるためには、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必要がある。すなわち、この最終パスの前パスの圧下率を１５％以上とすることによって、歪蓄積効果がより高まって旧オーステナイト粒内にせん断帯が多数導入され、フェライト変態の核生成サイトがさらに増大して熱延板組織がより微細化する。さらに、ＮｂＣやＴｉＣの析出促進にも効果的であり、高ＢＨ化やコイル内の材質均一化の効果がさらに向上する。最終パスの前パスの圧下率が１５％未満では、フェライト粒の微細化効果やＮｂＣ、ＴｉＣの析出促進効果が不十分となり、上記の高ＢＨ効果やコイル内材質均一性効果が得られない場合がある。最終パスの前パスの圧下率は、好ましくは１８％以上である。

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。

最終パスおよび最終パスの前パスにおける圧延温度については、特に制限する必要はないが、最終パスの圧延温度は８３０℃以上が好ましく、８６０℃以上がより好ましい。また、最終パスの前パスの圧延温度は１０００℃以下が好ましく、９６０℃以下がより好ましい。

最終パスの圧延温度が８３０℃未満では、未再結晶オーステナイトからフェライトへの変態が多くなり、冷延焼鈍後の鋼板組織が熱延板組織の影響を受けて圧延方向に伸長した不均一な組織となり、加工性が低下する場合がある。

また、最終パスの前パスの圧延温度が１０００℃を超えると、回復によって歪の蓄積効果が不十分となるため、熱延板組織が微細化しにくくなるとともに、ＮｂＣやＴｉＣの析出促進効果が低下するため、高ＢＨ化やコイル内の材質均一化の効果が得られなくなる場合がある。

上記熱間圧延を終了した熱延板は、結晶粒微細化によるＢＨ向上およびＮｂＣやＴｉＣの析出促進によるコイル内の材質均一化を図る観点から、仕上げ圧延終了後、３秒以内に冷却を開始し、平均冷却速度４０℃／ｓ以上で７２０℃以下まで冷却し、５００〜７００℃の温度で巻き取ることが好ましい。

冷却を開始するまでの時間が３秒を超えたり、平均冷却速度が４０℃／ｓ未満、あるいは冷却停止温度が７２０℃より高い場合は、熱延板組織が粗大となり、高ＢＨ化効果が得られない場合がある。
また、巻取り温度が７００℃を超えると、熱延板組織が粗大化し、冷延焼鈍後の強度の低下が懸念されるとともに、高ＢＨ化を阻害する恐れがある。一方、巻き取り温度が５００℃未満では、ＮｂＣやＴｉＣの析出が困難となり固溶Ｃが増加するため、マルテンサイトの過剰な増加により、高ＢＨ化に不利になるとともに、ＮｂＣやＴｉＣの析出挙動の変動が大きくなるためコイル内の材質均一化にも不利となる。

（冷間圧延）
次いで、適宜酸洗を行い、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。

冷間圧延条件は所望の寸法形状の冷延板とすることができればよく、特に限定されないが、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９０％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恐れがあるため、９０％以下とすることが好ましい。

（焼鈍）
上記冷間圧延した鋼板は、その後、焼鈍して、所望とする強度と耐衝突特性を付与するが、焼鈍工程では上述したように、７００〜８００℃の温度範囲を３℃／ｓ未満の平均加熱速度で加熱し、８００〜９００℃の焼鈍温度で焼鈍し、前記焼鈍温度から３〜１５℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、前記溶融亜鉛めっき後、５〜１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却する、あるいは前記溶融亜鉛めっき後、さらに亜鉛めっきの合金化処理を施し、前記合金化処理後、５〜１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却することが必要である。

７００〜８００℃の温度範囲の平均加熱速度：３℃／ｓ未満
本発明においては、熱延鋼板の段階でＴｉＣやＮｂＣを析出させているため、冷間圧延工程を経て得られた冷延鋼板の再結晶温度は比較的高温となり、鋼中に加工組織が残存しやすくなる。この場合、鋼板の延性は大きく低下し、プレス成形性を劣化させるだけでなく、焼付き硬化量（ＢＨ量）を低下させ、さらに材質バラツキを増大させる。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、７００〜８００℃の温度範囲を平均加熱速度３℃／ｓ未満の低速で加熱する必要がある。なお、生産効率の観点から、上記平均加熱速度は０．５℃／ｓ以上とすることが好ましい。

焼鈍温度：８００〜９００℃
本発明の鋼板組織を、フェライトと所望の面積率のマルテンサイトを含む複合組織とするためには、焼鈍温度はフェライトとオーステナイトの２相域温度とする必要があり、焼鈍温度を８００〜９００℃の温度範囲とする。焼鈍温度が８００℃未満では、焼鈍後の冷却後に所定のマルテンサイト量が得られず、所望の焼付き硬化量（ＢＨ量）が得られない。また、焼鈍中に再結晶が十分に完了しないため鋼中に加工組織が残存しやすく、鋼板の延性低下に伴うプレス成形性の劣化が顕著となり、さらに焼付き硬化量（ＢＨ量）の低下や材質バラツキの増大を招く。一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、フェライト中の固溶Ｃ量が低減し、その後の冷却条件によっては、所望の焼付き硬化量（ＢＨ量）が得られない場合がある。また、焼鈍温度が９００℃を超えると、オーステナイト単相域となるため、その後の冷却速度によっては、第２相（マルテンサイト、ベイナイト、パーライト）が必要以上に増加し、第２相、特にマルテンサイト周囲の応力場により連続降伏しやすくなるため、降伏比（ＹＲ）や焼付き硬化量（ＢＨ量）が低くなり、良好な耐衝突性能を確保することが困難となる場合がある。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８００〜９００℃の範囲とする。好ましくは８００〜８７０℃の範囲である。

なお、焼鈍における均熱保持時間は、再結晶の進行および一部の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、１５秒以上とするのが好ましい。一方、均熱保持時間が３００秒を超えると、結晶粒径が粗大化し、強度の低下や鋼板表面性状の劣化、焼付き硬化量（ＢＨ量）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、連続溶融亜鉛めっきラインのライン速度を極端に遅くすることになり、生産性の低下にもつながる。よって、焼鈍での均熱保持時間は１５〜３００秒の範囲が好ましく、１５〜２００秒の範囲がより好ましい。

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

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

溶融亜鉛めっき処理後、あるいは亜鉛めっきの合金化処理後の平均冷却速度（２次冷却速度）：５〜１００℃／ｓ
溶融亜鉛めっき処理後、あるいは亜鉛めっきの合金化処理を施した後の２次冷却速度が、１５０℃以下の温度まで平均冷却速度で５℃／ｓ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、所望の強度や焼付き硬化量（ＢＨ量）が得られない場合がある。一方、２次冷却速度が平均冷却速度で１００℃／ｓを超えるとマルテンサイトが硬くなりすぎて延性が低下する。したがって、安定して良好なマルテンサイトを得る観点から、２次冷却速度は平均冷却速度で５〜１００℃／ｓとする。好ましくは１０〜１００℃／ｓである。

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

以下、本発明の実施例について説明する。
［実施例１］
表１に示す成分組成からなる溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で２３０ｍｍ厚のスラブとした。これら鋼スラブを１２２０℃に加熱後、熱間圧延し、コイルに巻き取って板厚：３．５ｍｍの熱延板とした。なお、上記熱間圧延の仕上げ圧延における最終パスと最終パスの前パスの圧延温度および圧下率、仕上げ圧延終了後の冷却開始から７２０℃以下の温度域までの平均冷却速度、巻取り温度は表２に示す通りである。また、仕上げ圧延終了から冷却を開始するまでの時間は３秒以内とした。

次いで、上記により得られた熱延板に対して、酸洗した後、表２に示す条件で冷間圧延を行い板厚：１．４ｍｍの冷延鋼板とし、次いで、表２に示す条件にて連続焼鈍し、伸長率：０．７％の調質圧延を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（製品）とした。ここで、溶融亜鉛めっき処理は付着量が片面あたり５０ｇ／ｍ^２（両面めっき）となるように調整し、合金化処理はめっき層中のＦｅ％が９〜１２％となるように調整した。

以上により得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対して、コイル長手方向の中央部（Ｍ部）の１／４幅位置からサンプルを採取し、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および焼付き硬化試験を行い、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、フェライトの平均粒径、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ＝ＹＰ／ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）、焼付き硬化量（ＢＨ量）を測定した。また、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）を引張方向とする引張試験を行い、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を測定し、それぞれの最大値と最小値の差、すなわち、ΔＴＳ、ΔＹＰ、ΔＥｌを評価した。以下、具体的に説明する。

（ｉ）組織観察
得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対して、コイル長手方向の中央部（Ｍ部）の１／４幅位置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２０００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、フェライトの平均粒径はＪＩＳ Ｇ０５２２の規定に準拠し、切断法にて測定した。

（ii）引張試験
得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対して、コイル長手方向の中央部（Ｍ部）の１／４幅位置から、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、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、全伸び（Ｅｌ）を測定した。また、焼付き硬化量（ＢＨ量）は、２％の引張予歪を付与した後、１７０℃、２０分の焼付け相当処理を行い、熱処理後の上降伏点から、予歪時の降伏応力を差し引いた量で評価した。

さらに、コイル長手方向の先端部（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）を引張方向とする引張試験を行い、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を測定し、それぞれの最大値と最小値の差、すなわち、ΔＴＳ、ΔＹＰ、ΔＥｌを求めた。

得られた結果を表３に示す。
表３に示すように、Ｎｏ．５〜１９，２１〜２４の鋼板は、鋼成分組成および製造方法が本発明に適合した本発明例であり、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が０．７０以上、焼付き硬化量（ＢＨ量）が６０ＭＰａ以上を満足した溶融亜鉛めっき鋼板となっている。また、ΔＹＰ、ΔＴＳが３０ＭＰａ以下、ΔＥｌが３．０％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溶融亜鉛めっき鋼板となっている。

これに対して、比較例のＮｏ．１の鋼板はＣ、Ｎｂ、Ｔｉ含有量および（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ^＊／４８）／（Ｃ／１２）で表される、Ｃに対するＴｉ、Ｎｂの原子比が本発明範囲を下回るため、マルテンサイトが過剰に生成し、マルテンサイトの周囲の応力場により連続降伏しやすくなるため、降伏比（ＹＲ）および焼付き硬化量（ＢＨ量）が低くなり、ＹＲ≧０．７０およびＢＨ≧６０ＭＰａを未達成となっている。さらにＣに対するＴｉ、Ｎｂの原子比が低いため、熱延巻取り後に比較的冷却されやすいコイル先端部では、ＮｂＣ、ＴｉＣなどの析出が不十分となり、コイル内材質バラツキが増大し、ΔＹＰ≦３０ＭＰａ、ΔＴＳ≦３０ＭＰａ、ΔＥｌ≦３．０％を未達成となっている。

また、比較例のＮｏ．２の鋼板はＭｎおよびＰ含有量が本発明の範囲を下回るため、焼鈍後の冷却時あるいは合金化処理時にパーライトが多量に生成し、この結果、所望のマルテンサイト量が得られず、ＴＳ≧５９０ＭＰａ、ＢＨ≧６０ＭＰａを未達成となっている。比較例のＮｏ．３の鋼板はＮｂ、Ｔｉ含有量が本発明範囲を超えており、鋼中のＣをＮｂＣやＴｉＣとして固定しマルテンサイトの形成を妨げるため、所望のマルテンサイト量が得られず、ＴＳ≧５９０ＭＰａ、ＢＨ≧６０ＭＰａを未達成となっている。比較例のＮｏ．４の鋼板はＭｎ含有量が本発明範囲を超えるため、マルテンサイトが過剰に生成し、ＹＲ≧０．７０、ＢＨ≧６０ＭＰａを未達成となっている。また、Ｎｏ．４の鋼板はＰ含有量も本発明範囲を超えており、耐二次加工脆性の劣化が懸念され、さらにＰの粒界偏析により、高焼付き硬化量（ＢＨ量）に有効とされる粒界偏析Ｃ量が低下するため、ＢＨ≧６０ＭＰａを未達成となっている。

比較例のＮｏ．２０の鋼板はＣ量が本発明範囲を超え、Ｃに対するＴｉ、Ｎｂの原子比が本発明範囲を下回るため、マルテンサイトが過剰に生成し、降伏比（ＹＲ）および焼付き硬化量（ＢＨ量）が低くなり、ＹＲ≧０．７０およびＢＨ≧６０ＭＰａを未達成となっている。また、Ｃに対するＴｉ、Ｎｂの原子比が低いため、熱延巻取り後に比較的冷却されやすいコイル先端部では、ＮｂＣ、ＴｉＣなどの析出が不十分となり、コイル内材質バラツキが増大し、ΔＹＰ≦３０ＭＰａ、ΔＥｌ≦３．０％を未達成となっている。

［実施例２］
表１に示す鋼ＧおよびＰの成分組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で２３０ｍｍ厚のスラブとした。これら鋼スラブを１２２０℃に加熱後、熱間圧延し、コイルに巻き取って板厚：３．５ｍｍの熱延板とした。なお、上記熱間圧延の仕上げ圧延における最終パスと最終パスの前パスの圧延温度および圧下率、仕上げ圧延終了後の冷却開始から７２０℃以下の温度域までの平均冷却速度、巻取り温度は表４に示す通りである。また、仕上げ圧延終了から冷却を開始するまでの時間は３秒以内とした。

次いで、上記により得られた熱延板に対して、酸洗した後、表４に示す条件で冷間圧延を行い板厚：１．４ｍｍの冷延鋼板とし、次いで、表４に示す条件にて連続焼鈍し、伸長率：０．７％の調質圧延を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（製品）とした。ここで、溶融亜鉛めっき処理は付着量が片面あたり５０ｇ／ｍ^２（両面めっき）となるように調整し、合金化処理はめっき層中のＦｅ％が９〜１２％となるように調整した。

得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対して、実施例１と同様に、フェライト相およびマルテンサイト相の面積率、フェライトの平均粒径、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ＝ＹＰ／ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）、焼付き硬化量（ＢＨ量）を測定し、さらに、コイル長手および幅方向のＴＳ、ＹＰ、Ｅｌの変動量、ΔＴＳ、ΔＹＰ、ΔＥｌを評価した。

上記測定の結果を表５に示す。
表５から、本発明の製造条件を満たすＮｏ．２５〜３１、３３、３４、３７〜４０の本発明例の鋼板は、鋼成分組成および製造方法が本発明に適合しており、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が０．７０以上、焼付き硬化量（ＢＨ量）が６０ＭＰａ以上を満足した溶融亜鉛めっき鋼板となっている。また、ΔＹＰ、ΔＴＳが３０ＭＰａ以下、ΔＥｌが３．０％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溶融亜鉛めっき鋼板となっている。

上記本発明例のなかでも、熱延板組織の微細化により高ＢＨ値化を図る目的で仕上げ圧延終了後の平均冷却速度を４０℃／ｓ以上としたＮｏ．２５、２７および２８の鋼板は、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度を４０℃／ｓ未満であるＮｏ．２９よりも高い焼付き硬化量（ＢＨ量）が得られている。また、熱延板段階でのＮｂＣやＴｉＣの析出促進効果によるコイル内材質均一化を高める目的で、仕上げ圧延の最終パスおよび最終パスの前パスの圧下率を、それぞれ１３％以上、１５％以上としたＮｏ．２５、２７〜２９、３１、３３および３４の鋼板は、最終パスおよび最終パスの前パスの圧下率がそれぞれ１３％未満、１５％未満であるＮｏ．２６および３０よりもΔＹＰ，ΔＴＳおよびΔＥｌが小さく、コイル内の材質均一性に優れている。

これに対して、比較例のＮｏ．３２の鋼板は、仕上げ圧延の最終パスおよび最終パスの前パスの圧下率および焼鈍温度から亜鉛めっき浴までの１次冷却速度が本発明の範囲を下回っているため、フェライト粒径が本発明範囲を超えて粗大となり、所望の焼付き硬化量（ＢＨ量）が得られず、さらにマルテンサイト分率が本発明範囲を超えたため、所望の降伏比（ＹＲ）≧０．７０が得られない。さらに、熱延板段階でのＮｂＣやＴｉＣの析出促進効果が得られず、所望のΔＹＰ≦３０ＭＰａ，ΔＴＳ≦３０ＭＰａおよびΔＥｌ≦３．０が得られない。

また、比較例のＮｏ．３５の鋼板は焼鈍温度が本発明の範囲を下回っているため、所望のマルテンサイト量が得られず、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ未満であり、焼付き硬化量（ＢＨ量）も６０ＭＰａ未満である。比較例のＮｏ．３６の鋼板は焼鈍温度が本発明の範囲を超えて、オーステナイト単相域での焼鈍となったため、フェライト中の固溶Ｃ量が低減し、かつオーステナイトの粒成長に伴い冷却後のフェライト粒径が本発明範囲を超えて粗大となったため、所望の焼付き硬化量（ＢＨ量）が得られない。また、パーライトやベイナイトが過剰に生成するため、延性の低下が顕著となる。

さらに、比較例のＮｏ．４１の鋼板は、焼鈍加熱時の７００〜８００℃における平均昇温速度が本発明の範囲を超えているため、フェライトの再結晶が不十分となり、ΔＹＰが３０ＭＰａ超え、ΔＥｌが３．０％超えとなっている。

本発明の高強度鋼板は、自動車用部材に限定されるものではなく、高強度でかつ耐衝突性能が要求される他の用途においても好適に用いることができる。したがって、家電部品や鋼管等の素材としても好適である。

Claims (10)

1. 質量％でＣ：０．０６０％超０．１３％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．７％以下、Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１０％以下、Ｔｉ：０．０３％以上０．１５％以下を含有し、かつ下記式（１）の関係を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が１５μｍ以下でかつ面積率が８０％以上のフェライトと面積率が１％以上１５％以下のマルテンサイトを含む組織を有することを特徴とする耐衝突性能およびコイル内の材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
   （Ｎｂ／９３＋Ｔｉ^＊／４８）／（Ｃ／１２）＞０．０８・・・（１）
   ここで、Ｔｉ^＊＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓで表され、Ｃ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｎ，Ｓは、それぞれ鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す。
2. さらに、質量％で、Ｖ：０．１０％以下含有することを特徴とする、請求項１に記載の耐衝突性能およびコイル内の材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
3. さらに、質量％で、Ｍｏ、Ｃｒの１種または２種を合計で０．５０％以下含有することを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の耐衝突性能およびコイル内の材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
4. さらに、質量％で、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．３０％以下の１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の耐衝突性能およびコイル内の材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
5. さらに、質量％で、Ｓｎ：０．２％以下、Ｓｂ：０．２％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１から請求項４のいずれか1項に記載の耐衝突性能およびコイル内の材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
6. さらに、質量％で、Ｔａ：０．００５％以上０．１％以下を含有することを特徴とする、請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の耐衝突性能およびコイル内の材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
7. 引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が０．７０以上、焼付き硬化量（ＢＨ量）が６０ＭＰａ以上であることを特徴とする、請求項１から請求項６のいずれか１項に記載の耐衝突性能およびコイル内の材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
8. 請求項１から請求項６のいずれかの成分組成を有する鋼素材を熱間圧延し、冷間圧延し、焼鈍して高強度鋼板を製造するに際し、熱間圧延では、仕上圧延における最終パスの圧下率を１０％以上、前記最終パスの前パスの圧下率を１５％以上とし、焼鈍工程では、７００〜８００℃の温度範囲を３℃／ｓ未満の平均加熱速度で加熱し、８００〜９００℃の焼鈍温度で焼鈍し、前記焼鈍温度から３〜１５℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、前記溶融亜鉛めっき後、５〜１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却する、あるいは前記溶融亜鉛めっき後、さらに亜鉛めっきの合金化処理を施し、前記合金化処理後、５〜１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却することを特徴とする、耐衝突性能およびコイル内の材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
9. 前記熱間圧延の仕上圧延終了後、３秒以内に冷却を開始し、平均冷却速度４０℃／ｓ以上で７２０℃以下まで冷却し、５００〜７００℃の温度で巻取りした後、圧延率４０％以上で冷間圧延することを特徴とする、請求項８に記載の耐衝突性能およびコイル内の材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
10. 請求項８または請求項９において製造された高強度溶融亜鉛めっき鋼板が、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が０．７０以上、焼付き硬化量（ＢＨ量）が６０ＭＰａ以上であることを特徴とする、耐衝突性能およびコイル内の材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。