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WO2013031151A1 - 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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

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WO2013031151A1
WO2013031151A1 PCT/JP2012/005280 JP2012005280W WO2013031151A1 WO 2013031151 A1 WO2013031151 A1 WO 2013031151A1 JP 2012005280 W JP2012005280 W JP 2012005280W WO 2013031151 A1 WO2013031151 A1 WO 2013031151A1
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WO
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less
steel sheet
hot
value
average
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2012/005280
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English (en)
French (fr)
Inventor
英之 木村
金晴 奥田
長滝　康伸
河村　健二
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
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Priority to US14/239,683 priority patent/US9175374B2/en
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Priority to KR1020147006464A priority patent/KR101629113B1/ko
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    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Definitions

  • the present invention is a high-strength steel sheet having a tensile strength (TS) of 440 MPa or more useful for applications such as automotive steel sheets and the like, and has a high r value (average r value ⁇ 1.30).
  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent anisotropy ( ⁇ r) as small as 0.20 or less in absolute value and a method for producing the same.
  • the in-plane anisotropy is small and contributes to the improvement of the formability even with the same average r value, it is also required to reduce the in-plane anisotropy.
  • Patent Document 1 As a means for increasing the strength while having a high r value, for example, in Patent Document 1, Ti or Nb for fixing carbon or nitrogen that is solid-solved in the steel is added to the IF (Interstitial atom free). A method of adding a solid solution strengthening element such as Si, Mn, P or the like on the basis of the obtained steel is disclosed.
  • the amount of alloying element added For example, when the amount of Si added increases, the surface concentrates during continuous annealing, reacts with a small amount of water vapor present in the atmosphere, and forms Si-based oxides on the surface of the steel sheet. As a result, the plating unevenness is caused and the plating quality is remarkably deteriorated. Further, when the amount of P increases, P segregates at the grain boundaries to deteriorate the secondary work brittleness resistance. When the amount of Mn increases, the r value decreases and the r value increases as the strength increases. There is a problem that decreases.
  • a composite structure steel plate made of soft ferrite and hard martensite is generally characterized by good ductility, excellent strength-ductility balance, and low yield strength. For this reason, the press formability is relatively good. However, the r value is low and the deep drawability is poor. This is because, in addition to the presence of martensite that does not contribute to the r value in terms of crystal orientation, the solid solution C essential for the formation of martensite forms a ⁇ 111 ⁇ recrystallized texture effective for increasing the r value. It is said that it is for inhibiting.
  • Patent Document 2 As a technique for improving the r value of such a composite structure steel sheet, for example, Patent Document 2, after cold rolling, subjected to box annealing at a temperature of recrystallization temperature ⁇ Ac 3 transformation point, then the composite structure Therefore, a method of quenching and tempering after heating to 700 to 800 ° C. is disclosed.
  • Patent Document 3 contains a high-strength steel sheet containing a predetermined amount of C and having an average r value of 1.3 or more having a total of 3% or more of one or more of bainite, martensite, and austenite in the structure. It is disclosed.
  • both of the techniques described in Patent Documents 2 and 3 require annealing to increase the r-value by forming clusters and precipitates of Al and N, and heat treatment for forming the structure.
  • box annealing is basically used, and the holding time of 1 hour or more is required. Since box annealing is required, the treatment time is longer and the number of processes increases compared to continuous annealing, so efficiency and productivity are very inferior, not only inferior in economic efficiency from the viewpoint of manufacturing cost, but also between steel plates
  • problems in the manufacturing process such as frequent occurrence of adhesion, generation of temper color, and reduction in the life of the furnace body inner cover.
  • Patent Document 4 discloses a technique for improving the r value of a composite structure steel sheet by optimizing the V content in relation to the C content. This is because C in the steel is precipitated as V-based carbides before recrystallization annealing to reduce the amount of dissolved C as much as possible to increase the r value, and subsequently heat in the two-phase region of ⁇ - ⁇ . , V-based carbides are dissolved to concentrate C in ⁇ , and martensite is generated in the subsequent cooling process to produce a composite steel sheet.
  • Patent Document 5 discloses that when the C content is in the range of 0.010 to 0.050%, the Nb content and the C content are 0.2 ⁇ (Nb / 93) / (C / 12) ⁇ 0. A technique for achieving both high r-value and composite organization by controlling to be 7 is disclosed. In addition, at the stage of hot-rolled sheet, the solid solution C necessary for martensite formation remains after annealing, and the effect of refinement of the hot-rolled sheet structure by adding Nb and the effect of reducing the amount of dissolved C by precipitation of NbC Thus, the r value is increased.
  • Nb very expensive
  • Nb significantly delays the recrystallization of austenite, so that there is a problem that the load during hot rolling is high.
  • NbC deposited in the hot-rolled sheet increases deformation resistance during cold rolling, so that the load on the roll is increased to increase the risk of trouble occurrence, and the productivity is reduced and can be manufactured.
  • Product width constraints are also a problem.
  • the Nb amount and the C amount are increased in this technique, the average r value tends to be good, but the in-plane anisotropy of the r value tends to increase. Therefore, the reduction of the in-plane anisotropy of the r value in the high C component region becomes a problem.
  • the Nb content and the C content (Nb / 93) / (C / 12) are 0.15 to 0.00 when the C content is 0.035 to 0.05%.
  • the steel controlled to be 45 is controlled so that the slab heating temperature is 1000 to 1200 ° C. and satisfies the relational expression corresponding to the amount of C and Nb, and after cold rolling, the high temperature region after recrystallization
  • a technique for obtaining a high-strength steel sheet having an average r value ⁇ 1.2 and a reduced in-plane anisotropy by slowly developing ⁇ 111 ⁇ recrystallized texture by slowly heating at a low temperature is disclosed. ing.
  • Nb content, Ti content, and V content are ⁇ (Nb / 93) + (Ti * / 48) + (V / 51) ⁇ / (C / 12) being 0.15 to 0.45.
  • JP-A-56-139654 Japanese Patent Publication No. 55-10650 JP 2003-64444 A JP 2002226694 A Japanese Patent Laid-Open No. 2005-120467 JP 2008-174825 A
  • Nb is not only very expensive.
  • the recrystallization of austenite is significantly delayed, the load during hot rolling is high, and the NbC precipitated in the hot-rolled sheet increases the deformation resistance during cold rolling, making it difficult to produce a stable actual machine. It was to make.
  • the present invention solves such problems of the prior art, TS ⁇ 440 MPa, average r value ⁇ 1.30, and r value in-plane anisotropy ( ⁇ r) is 0.20 in absolute value.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in deep drawability and a method for producing the same, and an average r value ⁇ 1.30 even with a high strength of TS ⁇ 500 MPa or even TS ⁇ 590 MPa. It is another object of the present invention to provide a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having low in-plane anisotropy and excellent deep drawability and a method for producing the same.
  • the average r value is 1.30.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a steel sheet structure containing ferrite and martensite having excellent deep drawability and an in-plane anisotropy ( ⁇ r) of an r value as small as 0.20 or less is obtained. succeeded in.
  • the gist of the present invention is shown below.
  • the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the steel sheet structure has an area ratio of 80% or more of ferrite and 3% or more of martensite, a tensile strength of 440 MPa or more, and an average r value.
  • C * C- (12/93) Nb- (12/48) ⁇ Ti- (48/14) N- (48/32) S ⁇ , where C, Nb, Ti, N, S Indicates the content (% by mass) of each element in the steel.
  • the composition further contains one or more of Mo, Cr, and V in a mass% of 0.5% or less in total. High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent deep drawability.
  • the composition further contains one or two of Cu: 0.3% or less and Ni: 0.3% or less in mass%.
  • the composition further comprises one or two of Sn: 0.20% or less and Sb: 0.20% or less in mass%.
  • Sn 0.20% or less
  • Sb 0.20% or less in mass%.
  • C * C- (12/93) Nb- (12/181) Ta- (12/48) ⁇ Ti- (48/14) N- (48/32) S ⁇ , Nb, Ta, Ti, N, and S indicate the content (% by mass) of each element in the steel.
  • the average temperature of 700 to 800 ° C. is less than 3 ° C./s. Heated at a rate, annealed at an annealing temperature of 800 to 950 ° C., cooled at an average cooling rate of 3 to 15 ° C./s from the annealing temperature, dipped in a galvanizing bath, subjected to hot dip galvanizing, After plating, cool at an average cooling rate of 5 to 100 ° C./s, or after the hot dip galvanization, further subject to galvanizing alloying treatment, and after the alloying treatment, average cooling rate of 5 to 100 ° C./s
  • cooling is started within 3 seconds, cooled to 720 ° C. at an average cooling rate of 40 ° C./s or more, and wound at a winding temperature of more than 600 ° C. and 700 ° C. or less.
  • the Nb content and the C content are regulated so as to satisfy the relational expression described above, and the C content that is not fixed by Nb or Ti By controlling (solid solution C amount; C * ) within a range satisfying the above-described relational expression, a ⁇ 111 ⁇ recrystallization texture is developed to secure an average r value ⁇ 1.30, and the surface of the r value By reducing the internal anisotropy ( ⁇ r) to 0.20 or less in absolute value, and further forming a steel sheet structure containing ferrite and martensite, good deep drawability and high strength of TS440 MPa or more can be achieved.
  • C 0.010% to 0.04% C is an element that forms martensite and contributes to an increase in strength. If the C content is less than 0.010%, it becomes difficult to form martensite, and a desired martensite fraction cannot be secured, and a strength of 440 MPa or more cannot be obtained. On the other hand, if the amount of C exceeds 0.04%, the area ratio of martensite increases more than necessary, the area ratio of ferrite decreases, and a good r value (average r value ⁇ 1.30) cannot be obtained. In addition, an in-plane anisotropy (
  • the C amount is 0.010% or more and 0.04% or less, and in order to obtain a better r value (average r value ⁇ 1.35), the C amount is 0.010% or more and less than 0.035%. It is preferable to do.
  • the C content is preferably 0.015% or more, and in order to obtain TS ⁇ 590 MPa, 0.020% or more is preferable.
  • Si more than 1.0% and 1.5% or less Si promotes ferrite transformation, increases the amount of C in untransformed austenite, and makes it easier to form a composite structure of ferrite and martensite. It is an element that has an effect and is effective for increasing the strength. In order to obtain this effect, it is necessary to contain more than 1.0%.
  • Si exceeds 1.5% a red scale is generated during hot rolling, deteriorating the surface appearance after plating, and it is concentrated on the surface during continuous annealing and exists in the atmosphere.
  • the Si content is more than 1.0% and 1.5% or less, preferably more than 1.0% and 1.4% or less.
  • Mn 1.0% or more and 3.0% or less Mn is an element effective for the generation of martensite, improves the hardenability and stably generates martensite. If the amount of Mn is less than 1.0%, it becomes difficult to form martensite, and a predetermined martensite area ratio cannot be secured, and a strength of 440 MPa or more may not be obtained. Therefore, 1.0% or more is added from the viewpoint of securing strength, preferably 1.2% or more, more preferably 1.5% or more. On the other hand, when Mn is added exceeding 3.0%, not only the slab cost is increased, but also the r value and weldability are deteriorated. Therefore, the upper limit of the Mn amount is set to 3.0%.
  • P 0.005% or more and 0.1% or less
  • P is a solid solution strengthening element and is an element effective for increasing the strength.
  • the P content is 0.005% or more, preferably 0.01% or more.
  • the amount of P exceeds 0.1%, P segregates at the grain boundaries and deteriorates the secondary work brittleness resistance and weldability. Further, during the alloying treatment after hot dip galvanization, the diffusion of Fe from the steel sheet to the plating layer at the interface between the plating layer and the steel sheet is suppressed, and the alloying processability deteriorates.
  • the P content is 0.1% or less, preferably 0.06% or less, more preferably less than 0.035%.
  • S 0.01% or less S decreases the hot workability, increases the hot cracking susceptibility of the slab, further exists as MnS in the steel, and deteriorates the workability of the steel sheet. Therefore, the S content is 0.01% or less.
  • sol. Al 0.005% or more and 0.5% or less
  • Al is a solid solution strengthening element and is an element effective for increasing the strength. Furthermore, Al has the effect
  • sol. If the Al content is less than 0.005%, the above-described effect cannot be obtained stably, so the content is made 0.005% or more. On the other hand, sol. If the Al content exceeds 0.5%, the cost increases and surface defects are further induced.
  • the upper limit of the Al content is 0.5%, preferably 0.1%.
  • N 0.01% or less N is preferably as low as possible. If the N content exceeds 0.01%, the ductility, toughness and surface properties deteriorate due to the formation of excess nitride. Therefore, the N content is 0.01% or less.
  • Nb 0.010% or more and less than 0.05%
  • Nb is one of the important elements in the present invention.
  • Nb has the effect of refining the hot-rolled sheet structure, and also has the function of fixing C in the steel by precipitating as NbC in the hot-rolled sheet, and these elements contribute to increasing the r value. It is.
  • the Nb content is set to 0.010% or more in the present invention.
  • excessive Nb of 0.05% or more increases the cost, increases the load during hot rolling, and increases the deformation resistance during cold rolling, making it difficult to manufacture a stable actual machine. It may be.
  • solid solution C is required for forming martensite in the cooling process after annealing, but when Nb is contained excessively to 0.05% or more, solid solution C is required. The amount is reduced, the formation of martensite is hindered, the desired martensite fraction cannot be secured, and a strength of 440 MPa or more may not be obtained. Therefore, the Nb content is 0.010% or more and less than 0.05%.
  • Ti 0.015% or more and 0.120% or less Ti is one of the important elements in the present invention.
  • Ti like Nb, precipitates as carbide (TiC) in the hot-rolled sheet, thereby fixing C, and is an element that contributes to increasing the r value by these actions.
  • the Ti content is set to 0.015% or more.
  • excessive Ti exceeding 0.120% causes an increase in cost and, similarly to Nb, increases deformation resistance during cold rolling, which may make it difficult to manufacture a stable actual machine. .
  • the Ti content is set to 0.015% or more and 0.120% or less.
  • C * C- (12/93) Nb- (12/48) ⁇ Ti- (48/14) N- (48/32) S ⁇ , where C, Nb, Ti, N, S Represents the contents (mass%) of C, Nb, Ti, N, and S in steel, respectively.
  • C * represents the amount of C that is not fixed by Nb or Ti (the amount of solute C).
  • Nb / 93) / (C / 12) and C * are the most important indices in the present invention.
  • Nb is very expensive compared to Ti, and there is a concern that the rolling load during hot rolling is remarkably increased and the production stability is lowered.
  • an amount of C that is not fixed by Nb or Ti, that is, solute C (C * ) is required. For this reason, it is necessary to appropriately control (Nb / 93) / (C / 12) and C * from the viewpoints of cost, manufacturing stability, steel plate structure, and steel plate characteristics.
  • C * exceeds 0.020, not only does the formation of ⁇ 111 ⁇ recrystallized texture of ferrite effective in increasing the r value not only fail to obtain good deep drawability,
  • ⁇ 0.20 cannot be satisfied. Therefore, in order to achieve TS: 440 MPa or more, average r value: 1.30 or more, and
  • the above is the basic composition of the steel sheet of the present invention.
  • one or more of Mo, Cr and V and / or one or two of Cu and Ni may be added as necessary. Can be selected and contained.
  • Mo, Cr, and V total of one or more of Mo, Cr, and V: 0.5% or less Mo, Cr, and V increase the hardenability similarly to Mn, and act effectively to stably generate martensite. Such an effect becomes remarkable when the total content is 0.1% or more. On the other hand, even if one or more of these elements is added in excess of 0.5%, the effect is saturated and the cost is increased.
  • the total addition amount is preferably 0.5% or less.
  • Cu 0.3% or less
  • Ni 0.3% or less 1 type or 2 types
  • Cu is an element mixed when scrap is actively used.
  • the Cu by allowing the Cu to be mixed, it is possible to reduce the manufacturing cost by utilizing recycled resources as raw materials.
  • the influence of Cu on the material is small, but if excessively mixed, it causes surface scratches, so the Cu content is preferably 0.3% or less.
  • Ni also has a small effect on the material of the steel sheet, but when Cu is added, it effectively acts to reduce surface scratches on the steel sheet. Since this effect is conspicuously caused by containing Ni that is 1 ⁇ 2 of the Cu content, when adding Ni, the lower limit of the Ni content is preferably 1 ⁇ 2 of the Cu content. However, since Ni promotes surface defects due to non-uniformity of scale when added in excess, the Ni content is preferably 0.3% or less.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention can further contain one or two selected from Sn and Sb and / or Ta as required in addition to the above component composition. .
  • Sn or Sb is a viewpoint of suppressing decarburization in the tens of microns region of the steel sheet surface caused by nitriding, oxidation, or oxidation of the steel sheet surface Can be contained.
  • Sn or Sb is contained.
  • the content is preferably 0.01% or more, and if it exceeds 0.20%, the toughness is deteriorated, so the content should be 0.20% or less. Is preferred.
  • Ta 0.01% or more and 0.10% or less and 0.005 ⁇ C * ⁇ 0.020 Ta, like Nb and Ti, has an action of fixing C by precipitating as TaC in a hot-rolled sheet, and is an element that contributes to an increase in r value by these actions. From such a viewpoint, it is possible to contain 0.01% or more of Ta. On the other hand, the content of excess Ta exceeding 0.10% not only increases the cost, but, like Nb and Ti, may prevent the formation of martensite in the cooling process after annealing, and further increases the heat. TaC precipitated in the rolled sheet increases deformation resistance during cold rolling and may make it difficult to produce a stable actual machine. Therefore, when Ta is contained, it is preferably 0.10% or less. .
  • C * is set to more than 0.005 and 0.020 or less.
  • C * is preferably 0.0185 or less, and to achieve an average r value of 1.40 or more, C * should be less than 0.0170. Is more preferable.
  • components other than the above are Fe and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities include, for example, oxygen (O), and oxygen (O) forms non-metallic inclusions and adversely affects quality, so the content is reduced to 0.003% or less. Is preferred.
  • the steel sheet structure of the present invention has a structure including ferrite with an area ratio of 80% or more and martensite with an area ratio of 3% or more.
  • the area ratio of each of ferrite and martensite is limited.
  • Ferrite 80% or more in area ratio Ferrite is a soft phase for securing the press formability of the steel sheet, particularly deep drawability.
  • High r value is achieved.
  • the area ratio of ferrite is 80% or more.
  • the area ratio of ferrite is preferably 85% or more.
  • the area ratio of ferrite exceeds 97%, the strength of the steel sheet is lowered, and it may be difficult to ensure a strength of 440 MPa or more.
  • “Ferrite” includes not only polygonal ferrite but also bainitic ferrite having a high dislocation density transformed from austenite.
  • Martensite 3% or more in area ratio Martensite is a hard phase for securing the strength of the steel sheet.
  • the area ratio of martensite is less than 3%, the strength of the steel sheet is lowered, and it becomes difficult to secure a strength of 440 MPa or more. Therefore, the area ratio of martensite is 3% or more.
  • the area ratio of martensite exceeds 20%, the area ratio of ferrite for improving the r value is lowered, and it becomes difficult to ensure good deep drawability. For this reason, the area ratio of martensite needs to be 20% or less, and preferably 15% or less.
  • examples of the structure other than ferrite and martensite include pearlite, bainite, retained austenite, and unavoidable carbides, and these area ratios may be included if they are 5% or less in total. .
  • the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is a hot-rolled steel sheet obtained by melting the molten steel having the above-described component composition into a steel material, subjecting the steel material to hot rolling, and a hot-rolled steel sheet. It is manufactured by sequentially performing a cold rolling step of performing cold rolling to obtain a cold rolled steel sheet, and an annealing and galvanizing process of subjecting the cold rolled steel sheet to an annealing treatment and a galvanizing treatment.
  • the melting method of the steel material is not particularly limited, and a known melting method such as a converter or an electric furnace can be employed.
  • a known melting method such as a converter or an electric furnace
  • the steel slab may be formed by a known casting method such as an ingot-bundling rolling method or a thin slab continuous casting method.
  • hot-rolling a steel slab after casting it may be rolled after reheating the slab in a heating furnace, and when the temperature of a predetermined temperature or more is maintained, the steel slab is not heated. Direct rolling may be used.
  • the steel material is heated and subjected to rough rolling and finish rolling.
  • the heating temperature is 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower
  • the finish rolling finish temperature is Ar. It is preferable to set it to 3 to 1000 ° C.
  • the winding temperature is not limited, but is preferably 500 to 700 ° C, more preferably more than 600 ° C and 700 ° C or less.
  • the coiling temperature exceeds 700 ° C., the crystal grains become coarse and there is a concern that the strength may be lowered, and there is a possibility that an increase in r value after cold rolling annealing is hindered.
  • the coiling temperature is less than 500 ° C., it becomes difficult to precipitate NbC and TiC. Therefore, even if the value of C * is the same, the amount of C that is not actually fixed by Nb or Ti increases, and the r value increases. May be disadvantageous. Therefore, the coiling temperature is preferably 500 ° C. or higher, more preferably more than 600 ° C.
  • cooling is started within 3 seconds after the finish rolling is finished, and is cooled to 720 ° C. at an average cooling rate of 40 ° C./s or more. It is more preferable to wind at a winding temperature of more than 600 ° C. and 700 ° C. or less.
  • the cold rolling process may be performed according to a conventional method, and it is preferable to cold-roll the hot-rolled sheet at a rolling rate of 50 to 90% after pickling. In general, it is effective to increase the rolling rate of cold rolling in order to increase the r value. If the rolling rate is less than 50%, the ⁇ 111 ⁇ recrystallized texture of ferrite does not develop sufficiently, and excellent deep drawability may not be obtained. Therefore, the rolling rate of cold rolling is preferably 50% or more. On the other hand, if the rolling rate exceeds 90%, the load on the roll at the time of cold rolling is increased, and accordingly there is a concern that the rate of occurrence of sheet troubles will increase, so the rolling rate of cold rolling is 90% or less. It is preferable to do.
  • the cold rolled steel sheet is heated at a temperature range of 700 to 800 ° C. at an average heating rate of less than 3 ° C./s, and annealed at an annealing temperature of 800 to 950 ° C., and 3 to 15 ° C./s from the annealing temperature. Then, it is immersed in a galvanizing bath and subjected to a hot dip galvanizing treatment, and after the hot dip galvanizing treatment, it is cooled at an average cooling rate of 5 to 100 ° C./s. In the case of further galvanizing alloying treatment after the hot dip galvanizing treatment, cooling is performed at an average cooling rate of 5 to 100 ° C./s after the alloying treatment.
  • the cold rolled steel sheet obtained through the cold rolling process The recrystallization temperature is relatively high. Therefore, when heating the cold-rolled steel sheet to the annealing temperature, the temperature range of 700 to 800 ° C. is set to 3 ° C. from the viewpoint of promoting recrystallization and developing a ⁇ 111 ⁇ recrystallization texture effective for a high r value. Heat at an average heating rate of less than / s.
  • the average heating rate is 3 ° C./s or more, not only does the formation of ⁇ 111 ⁇ recrystallized texture of the ferrite effective for increasing the r value not only fail to obtain good deep drawability,
  • the vicinity of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 110> to ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110>, which is the main orientation of the cold-rolled texture that increases the in-plane anisotropy ( ⁇ r) of the r value to the negative side (negative direction) remains after annealing.
  • ⁇ 0.20 cannot be satisfied.
  • the average heating rate is preferably 0.5 ° C./s or more.
  • Annealing temperature 800-950 ° C
  • an annealing temperature shall be 800 degreeC or more. If the annealing temperature is less than 800 ° C., a desired martensite amount cannot be obtained after annealing cooling, and recrystallization is not completed in the annealing process, so that the ⁇ 111 ⁇ recrystallization texture of ferrite does not sufficiently develop, and the average r Value: High r value of 1.30 or more and low ⁇ r of
  • the annealing temperature exceeds 950 ° C., depending on the subsequent cooling conditions, the second phase (martensite, pearlite, bainite) increases more than necessary, so that ferrite with a desired area ratio cannot be obtained and is good. The r value may not be obtained, and the productivity is lowered and the energy cost is increased. Therefore, the annealing temperature is 800 to 950 ° C., preferably 820 to 880 ° C.
  • the annealing time is preferably 15 s or more from the viewpoint of sufficiently concentrating the alloy element such as C to austenite and promoting the development of the ⁇ 111 ⁇ recrystallization texture of the ferrite.
  • the annealing time exceeds 300 s, the crystal grains become coarse and may adversely affect various properties of the steel sheet, such as a decrease in strength and deterioration of the steel sheet surface properties.
  • the line speed of the continuous hot dip galvanizing line will be extremely slowed, leading to a decrease in productivity. Therefore, the annealing time is preferably 15 to 300 s. More preferably, it is 15 to 200 s.
  • Average cooling rate from annealing temperature to galvanizing bath (primary cooling rate): 3 to 15 ° C./s After soaking at the annealing temperature, cooling is performed at an average cooling rate of 3 to 15 ° C./s until the temperature of the galvanizing bath normally maintained at 420 to 500 ° C.
  • the average cooling rate is less than 3 ° C / s, it passes through the pearlite nose in the temperature range of 550 to 650 ° C, so a large amount of pearlite and bainite are generated in the second phase, and a predetermined amount of martensite is obtained. Therefore, the desired strength may not be obtained.
  • the average cooling rate from the annealing temperature to the galvanizing bath is 3 to 15 ° C./s, preferably 5 to 15 ° C./s.
  • the hot dip galvanizing process may be performed by a conventional method.
  • the alloying process of a galvanization can also be performed as needed.
  • the alloying treatment of galvanizing is performed, for example, by heating to a temperature range of 500 to 700 ° C. after the hot dip galvanizing treatment and holding for several seconds to several tens of seconds.
  • the cooling rate from the annealing temperature to the galvanizing bath is controlled as described above, even if such an alloying treatment is performed, a large amount of pearlite or the like is not generated, and a predetermined amount of martensite is produced. A site is obtained and a desired strength can be secured.
  • the amount of plating is 20 to 70 g / m 2 per side, and when alloying, the Fe% in the plating layer is preferably 6 to 15%.
  • the secondary cooling rate after the hot dip galvanizing process or after the alloying process of galvanizing is 5 to 100 ° C./s average cooling rate up to a temperature range of 150 ° C. or lower in order to stably obtain martensite. Cool with.
  • the secondary cooling rate is less than 5 ° C./s, pearlite or bainite is generated around 400 to 500 ° C., a predetermined amount of martensite cannot be obtained, and the desired strength may not be obtained.
  • the secondary cooling rate exceeds 100 ° C./s the martensite becomes too hard and the ductility is lowered. From the above, the secondary cooling rate is 5 to 100 ° C./s, preferably 10 to 100 ° C./s.
  • temper rolling or leveler processing may be performed for the purpose of shape correction and surface roughness adjustment.
  • the elongation is preferably about 0.3 to 1.5%.
  • Steel having chemical components shown in Table 1 was melted and cast by vacuum melting, and subjected to partial rolling to obtain a steel slab having a thickness of 30 mm. These steel slabs were heated to 1200 ° C., hot-rolled at a finish rolling temperature of 880 ° C. (finishing finish temperature), cooled under the conditions shown in Table 2, and wound at 610 ° C., plate thickness: 4 A 5 mm hot rolled steel sheet was produced. In the hot rolling process, cooling was started within 3 seconds after finishing rolling. The obtained hot-rolled steel sheet was pickled and then cold-rolled at a rolling rate of 73% to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.2 mm.
  • a sample was taken from the hot-dip galvanized steel sheet thus obtained, and the structure was observed and subjected to a tensile test.
  • the area ratio of ferrite and martensite, tensile properties, average r value, and in-plane anisotropy of r value ( ⁇ r ) was measured.
  • the test method was as follows.
  • the area ratio of ferrite in the observation field can be quantified.
  • the determination of whether the white contrasting particles are martensite or residual ⁇ is the same as described above after tempering the hot-dip galvanized steel sheet at 250 ° C. for 4 hours.
  • the region in which the carbide is generated in a lamellar shape is defined as the region that was pearlite before the tempering treatment, and the region in which the carbide is generated in a dot array is formed before the tempering.
  • the area that was bainite and martensite was counted, and particles remaining in white contrast were counted as residual ⁇ to obtain the area ratio, and thus obtained white contrast after tempering was obtained.
  • the TS is 440 MPa or more
  • the average r value is 1.30 or more
  • the in-plane anisotropy ( ⁇ r) of the r value is 0.
  • the steel sheet has both strength and deep drawability of 20 or less.
  • the present invention examples (steel plates No. 3 to 6, 8, 9, 11, 13, 14, and 18 to 22) in which C * is 0.0185 or less have an average r value of 1.35 or more, and C * is Examples of the present invention (steel plates Nos. 3 to 5, 9, 14, and 18 to 22) that are less than 0.0170 have extremely good deep drawability with an average r value of 1.40 or more.
  • steel plate No.1 indicates that the amount of C and C * are steel plate No.
  • No. 2 since the amount of Si and the amount of Mn are less than the range of the present invention, a predetermined amount of martensite cannot be obtained, and TS is less than 440 MPa.
  • Steel plate No. No. 16 has a Ti amount exceeding the range of the present invention.
  • C * is less than the range of the present invention, so that a predetermined amount of martensite cannot be obtained and TS is less than 440 MPa.
  • steel plate No. No. 15 has a Ti content of steel plate No. In No.
  • the hot-rolled steel sheet thus obtained was pickled and then cold-rolled at a rolling rate of 73% to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.2 mm.
  • the sample cut out from the cold-rolled steel sheet obtained as described above was annealed at an annealing temperature and holding time shown in Table 4 in an infrared image furnace, followed by primary cooling, and hot dip galvanizing (plating bath temperature: 460). (° C.), followed by alloying (520 ° C. ⁇ 20 s), secondary cooling to a temperature of 150 ° C. or lower, and then temper rolling with an elongation of 0.5%.
  • Example 2 A sample was taken from the hot-dip galvanized steel sheet thus obtained in the same manner as in Example 1, subjected to structure observation and tensile test, and the area ratio of ferrite and martensite, tensile properties, average r value, and r value. The in-plane anisotropy ( ⁇ r) of was measured.
  • TS is 440 MPa or more
  • average r value is 1.30 or more
  • in-plane anisotropic of r value It is a steel plate having both strength and deep drawability, in which the property ( ⁇ r) is 0.20 or less in absolute value.
  • the present invention example (steel plates No. 24, 25, 30, 35, steel plate No. 24, 25, 30, 35, with an average cooling rate after finish rolling of 40 ° C./s or more) No. 38) has an average r value higher than that of other steel sheets of the present invention in which the average cooling rate after finish rolling is less than 40 ° C./s, and the in-plane anisotropy ( ⁇ r) of the r value is also small.
  • a comparative example that does not satisfy the production conditions of the present invention is Steel Plate No.
  • the annealing temperature is lower than the range of the present invention, a predetermined amount of martensite cannot be obtained, and TS is less than 440 MPa.
  • Steel plate No. No. 32 has a primary cooling rate exceeding 15 ° C./s, which is outside the range of the present invention, so that concentration of elements such as Mn and C into ⁇ by ⁇ ⁇ ⁇ transformation during primary cooling becomes insufficient, and alloying treatment is performed. Sometimes pearlite or bainite is generated, a predetermined amount of martensite cannot be obtained, and TS is less than 440 MPa.
  • Steel plate No. No. 40 has an average heating rate of 700 to 800 ° C. in the annealing process exceeding the range of the present invention, so that the ⁇ 111 ⁇ recrystallization texture of the ferrite is insufficiently developed, the average r value is less than 1.30, and ⁇ r Is also big.
  • the average r value is 1.30 or more and the in-plane anisotropy of the r value is 0.20 or less in absolute value even when TS440 MPa or more, or even higher strength TS500 MPa or more and TS590 MPa or more.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent deep drawability can be manufactured inexpensively and stably by reducing the expensive Nb as much as possible and actively using Ti. There is an effect.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is applied to automobile parts, it is possible to increase the strength of parts that have been difficult to press-form so far, which can sufficiently contribute to collision safety and weight reduction of automobile bodies. There is an effect.
  • it is applicable not only to automobile parts but also to household appliance parts and pipe materials.

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Abstract

ＴＳ≧４４０ＭＰａ、平均ｒ値≧１．３０、ｒ値の面内異方性（Δｒ）が絶対値で０．２０以下の深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供する。質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．０４％以下、Ｓｉ：１．０％超１．５％以下、Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．００５％以上０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０１０％以上０．０５％未満、Ｔｉ：０．０１５％以上０．１２０％以下を含有し、（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）＜０．２０、０．００５＜Ｃ＊≦０．０２０を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板組織は、面積率で８０％以上のフェライトと３％以上のマルテンサイトを有する。Ｃ＊＝Ｃ－（１２／９３）Ｎｂ－（１２／４８）｛Ｔｉ－（４８／１４）Ｎ－（４８／３２）Ｓ｝である。

Description

深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車用鋼板等の用途に有用な引張強さ（ＴＳ）が４４０ＭＰａ以上の高強度鋼板でかつ高ｒ値（平均ｒ値≧１．３０）を有し、さらにｒ値の面内異方性（Δｒ）が絶対値で０．２０以下と小さい、深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関するものである。
　近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ２の排出量を規制するため、自動車の燃費改善（車体軽量化）が求められている。これに加えて、衝突時に乗員の安全を確保するために、自動車車体の衝突特性を中心とした安全性の向上も要求されている。自動車車体の軽量化と安全性向上を同時に満たすには、剛性が問題とならない範囲で素材を高強度化し、板厚を減ずることによる軽量化が効果的であると言われており、最近では高強度鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。軽量化効果は使用する鋼板が高強度であるほど大きくなるため、自動車業界では、例えば、内板および外板用のパネル用材料として、ＴＳが４４０ＭＰａ以上の鋼板を使用する動向にある。
　一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工によって成形されるため、自動車用鋼板は優れたプレス成形性を有していることが要求される。しかしながら、高強度鋼板は通常の軟鋼板に比べて、成形性、特に深絞り性が大きく劣化するため、自動車の軽量化を進める上での課題として、ＴＳ≧４４０ＭＰａ、より好ましくはＴＳ≧５００ＭＰａ、さらに好ましくはＴＳ≧５９０ＭＰａで、さらに良好な深絞り成形性を兼ね備える鋼板の要求が高まっており、深絞り性の評価指標であるランクフォード値（以下、ｒ値）で、平均ｒ値≧１．３０という高ｒ値の高強度鋼板が要求されている。
　さらに適用部品によっては、その面内異方性が小さいことが、同じ平均ｒ値であっても成形性の向上に寄与するため、面内異方性の低減も要求されている。
　高ｒ値を有しながら高強度化する手段として、例えば、特許文献１に極低炭素鋼板において、鋼中に固溶する炭素や窒素を固着するＴｉやＮｂを添加し、ＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ　ａｔｏｍ　ｆｒｅｅ）化した鋼をベースに、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐなどの固溶強化元素を添加する方法が開示されている。
　しかしながら、このような極低炭素鋼を素材として、固溶強化元素を添加する技術では、ＴＳが４４０ＭＰａ以上あるいは５００ＭＰａ以上、５９０ＭＰａ以上といった高強度の鋼板を製造しようとすると、合金元素の添加量が多くなり、例えばＳｉの添加量が多くなると、連続焼鈍中に表面に濃化し、雰囲気中に存在する微量の水蒸気と反応して、鋼板表面でＳｉ系の酸化物を形成し、めっきの濡れ性を悪くして、めっきムラの発生を招き、めっき品質が著しく劣化する。また、Ｐの添加量が多くなると、Ｐが粒界に偏析して耐二次加工脆性を劣化させ、Ｍｎの添加量が多くなると、ｒ値が低下し、高強度化を図るほどｒ値が低下する問題がある。
　鋼板を高強度化する方法として、前述のような固溶強化法以外に組織強化法がある。軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトからなる複合組織鋼板は、一般に延性が良好で優れた強度－延性バランスを有し、さらに降伏強度が低いという特徴を有している。このため、プレス成形性は比較的良好である。しかしながら、ｒ値が低く深絞り性に劣る。これは、結晶方位的にｒ値に寄与しないマルテンサイトが存在することのほか、マルテンサイトの形成に必須である固溶Ｃが、高ｒ値化に有効な｛１１１｝再結晶集合組織の形成を阻害するためであると言われている。
　このような複合組織鋼板のｒ値を改善する技術として、例えば、特許文献２には、冷間圧延後、再結晶温度～Ａｃ３変態点の温度で箱焼鈍を行い、その後、複合組織とするため７００～８００℃に加熱した後、焼入焼戻しを行う方法が開示されている。また、特許文献３には所定のＣ量を含有し、組織中にベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトのうち、１種以上を合計で３％以上有する平均ｒ値が１．３以上の高強度鋼板が開示されている。
　しかしながら、特許文献２、３に記載の技術はともにＡｌとＮのクラスターや析出物を形成させることにより集合組織を発達させてｒ値を高める焼鈍と組織を作りこむための熱処理をそれぞれ必要としており、また、焼鈍工程では、箱焼鈍を基本とし、その保持時間が１時間以上という長時間保持を必要としている。箱焼鈍が必要となるため、連続焼鈍に比べて処理時間が長く、工程数が増加するため、効率や生産性が非常に劣り、製造コストの観点から経済性に劣るだけでなく、鋼板間の密着の多発、テンパーカラーの発生および炉体インナーカバーの寿命低下など製造工程上、多くの問題がある。
　また、特許文献４には、Ｃ含有量との関係でＶ含有量の適正化を図ることで複合組織鋼板のｒ値を改善する技術が開示されている。これは、再結晶焼鈍前に鋼中のＣをＶ系炭化物として析出させて固溶Ｃ量を極力低減させて高ｒ値化を図り、引き続き、α－γの２相域で加熱することで、Ｖ系炭化物を溶解させてγ中にＣを濃化させて、その後の冷却過程でマルテンサイトを生成させ、複合組織鋼板を製造するものである。
　しかしながら、２相域焼鈍中にＶ系炭化物を溶解させる方法では、溶解速度のバラツキによる材質変動が懸念されるため、焼鈍温度や焼鈍時間に対して、高精度の管理が必要となり、実機製造での安定性に課題がある。
　また、特許文献５には、Ｃ含有量が０．０１０～０．０５０％の範囲において、Ｎｂ含有量とＣ含有量が０．２≦（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）≦０．７となるように制御することで、高ｒ値化と複合組織化を両立させる技術が開示されている。また、これらは、熱延板の段階で、焼鈍後にマルテンサイト形成に必要な固溶Ｃを残存させるとともに、Ｎｂ添加による熱延板組織の微細化効果とＮｂＣの析出による固溶Ｃ量低減効果により、高ｒ値化を図るものである。
　しかしながら、Ｎｂは非常に高コストであるだけでなく、Ｎｂはオーステナイトの再結晶を著しく遅延させるため、熱間圧延時の負荷が高いという課題がある。さらに、熱延板中に析出したＮｂＣは、冷間圧延時の変形抵抗を高くするため、ロールへの負荷を大きくしてトラブル発生の危険性を増大させるとともに、生産性の低下、製造可能な製品幅の制約なども問題となる。また、本発明者らの研究によれば、この技術においてＮｂ量とＣ量が高めとなった場合、平均ｒ値は良好であるものの、ｒ値の面内異方性が大きくなる傾向が見られ、高Ｃ成分域でのｒ値の面内異方性の低減が課題となる。
　また、特許文献６には、Ｃ含有量が０．０３５～０．０５％の範囲において、Ｎｂ含有量とＣ含有量が（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）が０．１５～０．４５となるように制御した鋼を、スラブ加熱温度を１０００～１２００℃で、かつＣ量とＮｂ量に応じた関係式を満たすように制御し、さらに冷間圧延後、再結晶以降の高温域で徐加熱し、｛１１１｝再結晶集合組織を効果的に発達させることで、平均ｒ値≧１．２で、かつその面内異方性を低減させた高強度鋼板を得る技術が開示されている。また、Ｎｂ含有量とＴｉ含有量、Ｖ含有量を｛（Ｎｂ／９３）＋（Ｔｉ＊／４８）＋（Ｖ／５１）｝／（Ｃ／１２）が０．１５～０．４５となるように複合添加する技術も開示されている。ここで、Ｔｉ＊＝Ｔｉ－１．５Ｓ－３．４Ｎであり、Ｔｉ＊≦０の場合、Ｔｉ＊＝０である。
　しかしながら、特許文献６に記載の技術では、Ｃ含有量が０．０３５～０．０５％と高めであるため、平均ｒ値≧１．２を満足するものの、実施例における平均ｒ値は最大で１．３２であり、必ずしもｒ値が良好ではなく、より高ｒ値が必要となる部位への適用は困難となることが予想される。また、平均ｒ値≧１．２を達成するために、非常に高価なＮｂを０．０５％以上含有させているため高コストであり、さらにＮｂはオーステナイトの再結晶を著しく遅延させるため、熱間圧延時の負荷が高いという課題がある。また、熱延板中に析出したＮｂＣは、冷間圧延時の変形抵抗を高くするため、生産性の低下、製造可能な製品幅の制約なども問題となる。
特開昭５６－１３９６５４号公報 特公昭５５－１０６５０号公報 特開２００３－６４４４４号公報 特開２００２－２２６９４１号公報 特開２００５－１２０４６７号公報 特開２００８－１７４８２５号公報
　深絞り性に優れる軟鋼板を高強度化するにあたり、従来検討されてきた固溶強化による高強度化の方法には、多量の合金元素の添加が必要であり、これはコスト、めっき性品質に課題があり、また、ｒ値向上そのものにも課題を抱えるものであった。また、組織強化を活用した方法では、２回焼鈍法が必要なため、製造工程上の問題があり、ＶＣを活用した方法も開示されているが、ＶＣの溶解速度のバラツキによる材質変動が懸念され、焼鈍温度や焼鈍時間に対して、高精度の管理が必要となり、実機製造における安定性に課題を抱えるものであった。さらに、Ｎｂ添加による熱延板組織の微細化効果とＮｂＣの析出による固溶Ｃ量低減効果による高ｒ値化を図る技術が開示されているが、Ｎｂは非常に高コストであるだけでなく、オーステナイトの再結晶を著しく遅延させるため、熱間圧延時の負荷が高く、さらに、熱延板中に析出したＮｂＣは、冷間圧延時の変形抵抗を高くするため、安定した実機製造を困難にするものであった。
　本発明は、このような従来技術の課題を解決した、ＴＳ≧４４０ＭＰａでかつ平均ｒ値≧１．３０を有し、さらにｒ値の面内異方性（Δｒ）が絶対値で０．２０以下の、深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とし、ＴＳ≧５００ＭＰａ、あるいはさらにＴＳ≧５９０ＭＰａという高強度であっても平均ｒ値≧１．３０で、かつその面内異方性が小さい、深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明では、上記のような課題を解決すべく鋭意研究を進め、過剰な合金元素の添加や特殊な設備を用いることなく、０．０１０～０．０４％のＣ含有量の範囲で、このＣ含有量との関係でＮｂ含有量を規制し、さらにＮｂやＴｉで固定されないＣ量（固溶Ｃ量）を後記する関係式を満たす範囲に制御することで、平均ｒ値が１．３０以上で深絞り性に優れ、かつｒ値の面内異方性（Δｒ）が絶対値で０．２０以下と小さい、フェライトとマルテンサイトを含む鋼板組織をもつ高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることに成功した。
　本発明の要旨を以下に示す。
　（１）質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．０４％以下、Ｓｉ：１．０％超１．５％以下、Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．００５％以上０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０１０％以上０．０５％未満、Ｔｉ：０．０１５％以上０．１２０％以下を含有し、かつ、鋼中のＮｂおよびＣの含有量（質量％）が（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）＜０．２０の関係を満たし、さらに０．００５＜Ｃ＊≦０．０２０を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板組織は、面積率で８０％以上のフェライトと３％以上のマルテンサイトを有し、引張強さが４４０ＭＰａ以上、平均ｒ値が１．３０以上でかつｒ値の面内異方性（Δｒ）が絶対値で０．２０以下であることを特徴とする深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　ここで、Ｃ＊＝Ｃ－（１２／９３）Ｎｂ－（１２／４８）｛Ｔｉ－（４８／１４）Ｎ－（４８／３２）Ｓ｝で表され、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓは、それぞれ鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す。
　（２）上記成分組成に加えて、質量％で、さらに、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．５％以下含有することを特徴とする上記（１）に記載の深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　（３）上記成分組成に加えて、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下の１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　（４）上記成分組成に加えて、質量％で、さらに、Ｓｎ：０．２０％以下、Ｓｂ：０．２０％以下の１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）～（３）のいずれかに記載の深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　（５）上記成分組成に加えて、質量％で、さらに、Ｔａ：０．０１～０．１０％を含み、かつ、前記Ｃ＊に代えて、下記Ｃ＊が０．００５＜Ｃ＊≦０．０２０を満足して含有することを特徴とする上記（１）～（４）のいずれかに記載の深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　ここで、Ｃ＊＝Ｃ－（１２／９３）Ｎｂ－（１２／１８１）Ｔａ－（１２／４８）｛Ｔｉ－（４８／１４）Ｎ－（４８／３２）Ｓ｝で表され、Ｃ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓは、それぞれ鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す。
　（６）上記（１）～（５）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、熱間圧延、冷間圧延した後、７００～８００℃の温度域を３℃／ｓ未満の平均加熱速度で加熱し、８００～９５０℃の焼鈍温度で焼鈍し、前記焼鈍温度から３～１５℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、前記溶融亜鉛めっき後、５～１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却する、あるいは前記溶融亜鉛めっき後、さらに亜鉛めっきの合金化処理を施し、前記合金化処理後、５～１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却することを特徴とする深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　（７）前記熱間圧延の仕上げ圧延終了後、３秒以内に冷却を開始し、４０℃／ｓ以上の平均冷却速度で７２０℃まで冷却し、６００℃超７００℃以下の巻取り温度で巻取り、かつ、前記冷間圧延の圧延率を５０％以上とすることを特徴とする上記（６）に記載の深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　本発明によれば、Ｃ含有量が０．０１０～０．０４％の範囲において、Ｎｂ含有量とＣ含有量を前記した関係式を満たすように規制し、かつＮｂやＴｉで固定されないＣ量（固溶Ｃ量；Ｃ＊）を前記した関係式を満たす範囲に制御することで、｛１１１｝再結晶集合組織を発達させて平均ｒ値≧１．３０を確保するとともに、ｒ値の面内異方性（Δｒ）を絶対値で０．２０以下に低減し、さらに、フェライトとマルテンサイトを含む鋼板組織とすることで、良好な深絞り性とＴＳ４４０ＭＰａ以上の高強度化を達成できる。
　以下、本発明について詳細に説明する。
　まず、鋼の成分組成について説明する。なお、成分の量を表す％は、特に断らない限り質量％を意味する。
　Ｃ：０．０１０％以上０．０４％以下
　Ｃはマルテンサイトを形成し、強度上昇に寄与する元素である。Ｃ量が０．０１０％未満ではマルテンサイトの形成が困難となり、所望のマルテンサイト分率が確保できず、４４０ＭＰａ以上の強度が得られなくなる。一方、Ｃ量が０．０４％を超えると、マルテンサイトの面積率が必要以上に増加してフェライトの面積率が低下し、良好なｒ値（平均ｒ値≧１．３０）が得られなくなるだけでなく、良好なｒ値の面内異方性（｜Δｒ｜≦０．２０）が得られなくなる。したがって、Ｃ量は０．０１０％以上０．０４％以下とし、より良好なｒ値（平均ｒ値≧１．３５）を得るには、Ｃ量は０．０１０％以上０．０３５％未満とすることが好ましい。なお、ＴＳ≧５００ＭＰａを得るためには、Ｃ量を０．０１５％以上とすることが好ましく、ＴＳ≧５９０ＭＰａを得るためには０．０２０％以上とすることが好ましい。
　Ｓｉ：１．０％超１．５％以下
　Ｓｉはフェライト変態を促進させ、未変態オーステナイト中のＣ量を上昇させて、フェライトとマルテンサイトの複合組織を形成させやすくするほか、固溶強化の効果を有し、高強度化に有効な元素である。この効果を得るには、１．０％超含有させる必要がある。一方、Ｓｉは１．５％を超えて含有させると、熱延時に赤スケールが発生して、めっき後の表面外観を悪化させ、また、連続焼鈍中に表面に濃化し、雰囲気中に存在する微量の水蒸気と反応して、鋼板表面でＳｉ系酸化物を形成し、めっきの濡れ性を悪くしてめっきムラの発生を招き、めっき品質が劣化する。したがって、Ｓｉ量は１．０％超１．５％以下とし、好ましくは１．０％超１．４％以下とする。
　Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下
　Ｍｎはマルテンサイトの生成に有効な元素であり、焼入れ性を向上させ、マルテンサイトを安定して生成させる。Ｍｎ量が１．０％未満ではマルテンサイトの形成が困難となり、所定のマルテンサイトの面積率が確保できず、４４０ＭＰａ以上の強度が得られなくなる場合がある。したがって、強度確保の観点から１．０％以上添加し、好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．５％以上とする。一方、３．０％を超えてＭｎを添加すると、スラブコストの増加を招くだけでなく、ｒ値および溶接性を劣化させるため、Ｍｎ量の上限は３．０％とする。
　Ｐ：０．００５％以上０．１％以下
　Ｐは固溶強化元素であり、高強度化に有効な元素である。しかしながら、Ｐ含有量が０．００５％未満では、その効果が現れないだけではなく、製鋼工程において脱燐コストの上昇を招く。したがって、Ｐ量は０．００５％以上とし、好ましくは０．０１％以上とする。一方、Ｐ量が０．１％を超えると、Ｐが粒界に偏析し、耐二次加工脆性および溶接性を劣化させる。また、溶融亜鉛めっき後の合金化処理時に、めっき層と鋼板の界面における鋼板からのめっき層へのＦｅの拡散が抑制され、合金化処理性が劣化する。そのため、高温での合金化処理が必要となり、得られるめっき層はパウダリング、チッピング等のめっき剥離が生じやすいものとなる。したがって、Ｐ量は、０．１％以下とし、好ましくは０．０６％以下、より好ましくは０．０３５％未満とする。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは熱間加工性を低下させ、スラブの熱間割れ感受性を高め、さらに、鋼中にＭｎＳとして存在し、鋼板の加工性を劣化させる。したがって、Ｓ量は０．０１％以下とする。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．５％以下
　Ａｌは固溶強化元素であり、高強度化に有効な元素である。さらにＡｌは脱酸元素として鋼中の介在物を減少させる作用を有している。しかしながら、ｓｏｌ．Ａｌ量が０．００５％未満では上述した作用が安定して得られないため、０．００５％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ量が０．５％を超えると、コストの増加を招き、さらに表面欠陥を誘発するので、ｓｏｌ．Ａｌ量の上限を０．５％とし、好ましくは０．１％とする。
　Ｎ：０．０１％以下
　Ｎは含有量が低いほうが好ましい。Ｎ量が０．０１％を超えると、過剰な窒化物の生成により、延性、靭性および表面性状が劣化する。したがって、Ｎ量は０．０１％以下とする。
　Ｎｂ：０．０１０％以上０．０５％未満
　Ｎｂは本発明において重要な元素のひとつである。Ｎｂは熱延板組織を微細化する作用を有するとともに、熱延板中にＮｂＣとして析出することにより鋼中のＣを固定する作用を有し、これらの作用によって高ｒ値化に寄与する元素である。このような効果を発現すべく、本発明ではＮｂ含有量を０．０１０％以上とする。一方、０．０５％以上の過剰のＮｂは、コストの増加を招くとともに、熱間圧延時の負荷を増大させ、また、冷間圧延時の変形抵抗を高くして、安定した実機製造を困難にする場合がある。また、後述の通り、本発明においては、焼鈍後の冷却過程でマルテンサイトを形成させるための固溶Ｃを必要とするが、Ｎｂは０．０５％以上に過剰に含有させると、固溶Ｃ量を減少させ、マルテンサイトの形成を妨げ、所望のマルテンサイト分率が確保できず、４４０ＭＰａ以上の強度が得られなくなる場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上０．０５％未満とする。
　Ｔｉ：０．０１５％以上０．１２０％以下
　Ｔｉは本発明において重要な元素のひとつである。ＴｉはＮｂと同様、熱延板中に炭化物（ＴｉＣ）として析出することにより、Ｃを固定する作用を有し、これらの作用によって高ｒ値化に寄与する元素である。このような効果を発現すべく、本発明ではＴｉ含有量を０．０１５％以上とする。一方、０．１２０％を超える過剰のＴｉは、コストの増加を招くとともに、Ｎｂの場合と同様に、冷間圧延時の変形抵抗を高くするため、安定した実機製造を困難にする場合がある。また、０．１２０％を超える過剰なＴｉの含有はＮｂと同様に、焼鈍後の冷却過程におけるマルテンサイトの形成を妨げる懸念がある。したがって、Ｔｉ量含有量は０．０１５％以上０．１２０％以下とする。
　（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）＜０．２０かつ０．００５＜Ｃ＊≦０．０２０
　ここで、Ｃ＊＝Ｃ－（１２／９３）Ｎｂ－（１２／４８）｛Ｔｉ－（４８／１４）Ｎ－（４８／３２）Ｓ｝で表され、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓは、それぞれ鋼中のＣ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓの含有量（質量％）を表す。Ｃ＊はＮｂやＴｉで固定されないＣ量（固溶Ｃ量）を表す。なお、Ｔｉ－（４８／１４）Ｎ－（４８／３２）Ｓ≦０の場合には、Ｔｉ－（４８／１４）Ｎ－（４８／３２）Ｓ＝０とする。
　（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）およびＣ＊は、本発明において、最も重要な指標である。ＮｂはＴｉに比べて、非常に高価であり、さらに熱間圧延時の圧延負荷を著しく増加させ、製造安定性を低下させる懸念がある。また、前述のように焼鈍後の冷却過程でマルテンサイトを形成させるためには、ＮｂやＴｉで固定されないＣ量、すなわち固溶Ｃ（Ｃ＊）が必要となる。このため、コスト、製造安定性、鋼板組織および鋼板特性の観点から、（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）およびＣ＊を適正に制御する必要がある。
　（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）が０．２０以上では、高価なＮｂの割合が高く、コストが高いことに加えて、熱間圧延時の負荷が増大する。したがって、（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）は０．２０未満とする。また、Ｃ＊が０．００５以下では所定のマルテンサイト量を確保することができず、４４０ＭＰａ以上の強度を得ることが困難となる。したがって、Ｃ＊は０．００５超とする。一方、Ｃ＊が０．０２０を超えると、高ｒ値化に有効なフェライトの｛１１１｝再結晶集合組織の形成を阻害し、良好な深絞り性が得られなくなる場合があるだけではなく、ｒ値の面内異方性（Δｒ）をマイナス側（負の方向）に大きくする冷延集合組織の主方位である｛１００｝＜１１０＞～｛１１２｝＜１１０＞付近が焼鈍後も残存し、｜Δｒ｜≦０．２０を満足することができなくなる場合がある。したがって、ＴＳ：４４０ＭＰａ以上、平均ｒ値：１．３０以上で、かつ｜Δｒ｜≦０．２０を達成するために、Ｃ＊は０．００５超０．０２０以下とする。平均ｒ値：１．３５以上を達成するには、Ｃ＊を０．０１８５以下とすることが好ましく、平均ｒ値：１．４０以上を達成するにはＣ＊を０．０１７０未満とすることがより好ましい。
　以上が本発明の鋼板の基本組成であるが、基本組成に加えてさらにＭｏ、Ｃｒ、Ｖのうちの１種または２種以上および／またはＣｕ、Ｎｉの１種または２種を、必要に応じて選択して含有することができる。
　Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖの１種または２種以上の合計：０．５％以下
　Ｍｏ、Ｃｒ、ＶはＭｎと同様に焼入れ性を高め、マルテンサイトを安定して生成させるうえで有効に作用する。このような効果は合計で０．１％以上の含有で顕著になる。一方、これらの元素の１種または２種以上を合計で０．５％を超えて添加しても、その効果が飽和し、コストの上昇を招くことから、これらの元素の１種または２種以上の合計添加量を０．５％以下とすることが好ましい。
　Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下の１種または２種
　Ｃｕはスクラップ等を積極活用する際に混入する元素である。本発明において、Ｃｕの混入を許容することで、原料にリサイクル資源を活用して、製造コストを削減することができる。なお、本発明の鋼板では、材質に及ぼすＣｕの影響は小さいが、過剰に混入すると表面傷の原因となるのでＣｕ含有量は０．３％以下とすることが好ましい。
　Ｎｉも鋼板の材質に対する影響は小さいが、Ｃｕを添加する場合に鋼板の表面傷を低減するうえで有効に作用する。この効果はＣｕ含有量の１／２のＮｉを含有することで顕著に生じるため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ量の下限はＣｕ量の１／２とすることが好ましい。しかしながら、Ｎｉは過剰に添加するとスケールの不均一性に起因した表面欠陥を助長するので、Ｎｉ量は０．３％以下とすることが好ましい。
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ、Ｓｂのうちから選ばれる１種または２種および／またはＴａを、必要に応じて選択して含有することができる。
　Ｓｎ：０．２０％以下、Ｓｂ：０．２０％以下の１種または２種
　ＳｎやＳｂは鋼板表面の窒化、酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表面の数十ミクロン領域の脱炭を抑制する観点から含有することができる。このような窒化や酸化を抑制することで鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、疲労特性や表面品質が改善される。窒化や酸化を抑制する観点から、ＳｎあるいはＳｂを含有する場合は０．０１％以上とすることが好ましく、０．２０％を超えると靭性の劣化を招くので、０．２０％以下とすることが好ましい。
　Ｔａ：０．０１％以上０．１０％以下かつ０．００５＜Ｃ＊≦０．０２０
　ＴａはＮｂやＴｉと同様に、熱延板中にＴａＣとして析出することによりＣを固定する作用を有し、これらの作用によって高ｒ値化に寄与する元素である。このような観点から、Ｔａを０．０１％以上含有することができる。一方、０．１０％を超える過剰のＴａの含有は、コストの増加を招くだけでなく、ＮｂやＴｉと同様に、焼鈍後の冷却過程におけるマルテンサイトの形成を妨げる可能性があり、さらに熱延板中に析出したＴａＣは、冷間圧延時の変形抵抗を高くし、安定した実機製造を困難にする場合があるため、Ｔａを含有する場合は、０．１０％以下とすることが好ましい。
　Ｔａを添加する場合、０．００５＜Ｃ＊≦０．０２０を満足するように含有する。ここで、Ｃ＊＝Ｃ－（１２／９３）Ｎｂ－（１２／１８１）Ｔａ－（１２／４８）｛Ｔｉ－（４８／１４）Ｎ－（４８／３２）Ｓ｝で表され、Ｃ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓは、それぞれ鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す。なお、Ｔｉ－（４８／１４）Ｎ－（４８／３２）Ｓ≦０の場合には、Ｔｉ－（４８／１４）Ｎ－（４８／３２）Ｓ＝０とする。
　Ｃ＊が０．００５以下では所定のマルテンサイト量を確保することができず、４４０ＭＰａ以上の引張強さを得ることが難しくなる。一方、Ｃ＊が０．０２０を超えると、高ｒ値に有効なフェライト相の｛１１１｝再結晶集合組織の形成を阻害し、良好な深絞り性が得られなくなる場合があるだけではなく、ｒ値の面内異方性（Δｒ）をマイナス側（負の方向）に大きくする冷延集合組織の主方位である｛１００｝＜１１０＞～｛１１２｝＜１１０＞付近が焼鈍後も残存し、｜Δｒ｜≦０．２０を満足することができなくなる場合がある。したがって、ＴＳ：４４０ＭＰａ以上、平均ｒ値：１．３０以上で、かつ｜Δｒ｜≦０．２０を達成するために、Ｃ＊は０．００５超０．０２０以下とする。平均ｒ値：１．３５以上を達成するには、Ｃ＊を０．０１８５以下とすることが好ましく、平均ｒ値：１．４０以上を達成するにはＣ＊を０．０１７０未満とすることがより好ましい。
　本発明の鋼板において、上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、例えば、酸素（Ｏ）が挙げられ、酸素（Ｏ）は非金属介在物を形成して品質に悪影響を及ぼすため、その含有量は０．００３％以下に低減するのが好ましい。
　次に本発明の鋼板組織の限定理由について説明する。
　本発明の鋼板組織は面積率で８０％以上のフェライトと面積率で３％以上のマルテンサイトを含む組織を有する。本発明では、鋼板の強度とプレス成形性（特に深絞り性）との両立を図るうえで、フェライトおよびマルテンサイトの各々の面積率を限定する。
　フェライト：面積率で８０％以上
　フェライトは鋼板のプレス成形性、特に深絞り性を確保するための軟質相であり、本発明においては、フェライトの｛１１１｝再結晶集合組織を発達させることによって、高ｒ値化を図っている。フェライトの面積率が８０％未満では、平均ｒ値：１．３０以上を達成することが困難となる場合があり、良好な深絞り性を確保することができず、プレス成形性が低下する場合がある。したがって、フェライトの面積率は８０％以上とする。なお、平均ｒ値の更なる向上を図るうえでは、フェライトの面積率は８５％以上とすることが好ましい。一方、フェライトの面積率が９７％を超えると、鋼板強度が低下し、４４０ＭＰａ以上の強度を確保することが困難となる場合がある。
　なお、「フェライト」とは、ポリゴナルフェライトのほか、オーステナイトから変態した転位密度の高いベイニティックフェライトを含む。
　マルテンサイト：面積率で３％以上
　マルテンサイトは、鋼板の強度を確保するための硬質相である。マルテンサイトの面積率が３％未満では、鋼板の強度が低下し、４４０ＭＰａ以上の強度を確保することが困難となる。したがって、マルテンサイトの面積率は３％以上とする。鋼板の更なる高強度化を図る上では、マルテンサイトの面積率を５％以上とすることが好ましい。一方、マルテンサイトの面積率が２０％を超えると、ｒ値を向上させるフェライトの面積率が低下し、良好な深絞り性を確保することが困難となる。このため、マルテンサイトの面積率は２０％以下とすることが必要であり、１５％以下とすることが好ましい。
　なお、本発明の鋼板ではフェライトとマルテンサイト以外の組織としては、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイト、不可避的な炭化物が挙げられ、これらの面積率は合計で５％以下であれば含まれても良い。
　次に本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した成分組成の溶鋼を溶製して鋼素材とし、該鋼素材に熱間圧延を施し、熱延鋼板とする熱間圧延工程と、該熱延鋼板に冷間圧延を施し、冷延鋼板とする冷間圧延工程と、該冷延鋼板に焼鈍処理、亜鉛めっき処理を施す焼鈍・亜鉛めっき工程とを順次施して製造される。
　本発明において、鋼素材の溶製方法は特に限定せず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、溶製後、偏析等の観点から連続鋳造法により鋼スラブとするのが好ましいが、造塊－分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法で鋼スラブとしてもよい。なお、鋳造後に鋼スラブを熱間圧延するにあたり、加熱炉でスラブを再加熱した後に圧延しても良いし、所定温度以上の温度を保持している場合には、鋼スラブを加熱することなく直送圧延しても良い。
　（熱間圧延工程）
　熱間圧延工程では、鋼素材を加熱し、粗圧延および仕上げ圧延を施す。本発明では、鋼素材の加熱条件、粗圧延条件、仕上げ圧延条件については特に限定する必要はないが、鋼素材を加熱する場合、加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下、仕上げ圧延終了温度はＡｒ３変態点以上１０００℃以下とすることが好ましい。
　巻取り温度は限定されないが、５００～７００℃とすることが好ましく、６００℃超７００℃以下とすることがより好ましい。巻取り温度が７００℃を超えると結晶粒が粗大化し、強度低下が懸念されるとともに冷延焼鈍後の高ｒ値化を妨げる可能性がある。また、巻取り温度が５００℃未満になると、ＮｂＣやＴｉＣの析出が困難となるため、Ｃ＊の値は同じでも，実際にはＮｂやＴｉで固定されないＣ量が増加し、高ｒ値化に不利となる可能性がある。したがって，巻取り温度は５００℃以上が好ましく、６００℃超がより好ましい。
　また、熱延板の結晶粒径微細化によるｒ値向上を図る上では、仕上げ圧延終了後、３秒以内に冷却を開始し、４０℃／ｓ以上の平均冷却速度で７２０℃まで冷却し、６００℃超７００℃以下の巻取り温度で巻取ることがより好ましい。
　（冷間圧延工程）
　冷間圧延工程は常法に従って行えばよく、熱延板を酸洗後、５０～９０％の圧延率で冷間圧延することが好ましい。一般に高ｒ値化を図る上では冷間圧延の圧延率を高めることが有効である。圧延率が５０％未満ではフェライトの｛１１１｝再結晶集合組織が十分に発達せず、優れた深絞り性が得られない場合がある。そのため、冷間圧延の圧延率は５０％以上とすることが好ましい。一方、圧延率が９０％を超えると冷間圧延時のロールへの負荷が増大し、これに伴い通板トラブル発生率が高まることが懸念されるので冷間圧延の圧延率は９０％以下とすることが好ましい。
　（焼鈍・亜鉛めっき工程）
　焼鈍工程では、冷延鋼板に７００～８００℃の温度域を３℃／ｓ未満の平均加熱速度で加熱し、８００～９５０℃の焼鈍温度で焼鈍し、前記焼鈍温度から３～１５℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき処理後５～１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却する。溶融亜鉛めっき処理後さらに亜鉛めっきの合金化処理を施す場合は、合金化処理後、５～１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却する。
　７００～８００℃の温度域の平均加熱速度：３℃／ｓ未満
　本発明においては、熱延鋼板の段階でＴｉＣやＮｂＣを析出させているため、冷間圧延工程を経て得られた冷延鋼板の再結晶温度は比較的高温となっている。このため、冷延鋼板を焼鈍温度まで加熱するに際しては、再結晶を促進させて高ｒ値に有効な｛１１１｝再結晶集合組織を発達させる観点から、７００～８００℃の温度域を３℃／ｓ未満の平均加熱速度で加熱する。この平均加熱速度が３℃／ｓ以上では、高ｒ値化に有効なフェライトの｛１１１｝再結晶集合組織の形成を阻害し、良好な深絞り性が得られなくなる場合があるだけでなく、ｒ値の面内異方性（Δｒ）をマイナス側（負の方向）に大きくする冷延集合組織の主方位である｛１００｝＜１１０＞～｛１１２｝＜１１０＞付近が焼鈍後も残存し、｜Δｒ｜≦０．２０を満足することができなくなる場合がある。なお、生産効率の観点から、上記平均加熱速度は０．５℃／ｓ以上とすることが好ましい。
　焼鈍温度：８００～９５０℃
　鋼板組織を所望の面積率のフェライトとマルテンサイトを含む複合組織とするために、焼鈍工程ではフェライトとオーステナイトの２相域に加熱する。このため、本発明においては焼鈍温度を８００℃以上とする。焼鈍温度が８００℃未満では、焼鈍冷却後に所望のマルテンサイト量が得られない上、焼鈍工程において再結晶が完了しないため、フェライトの｛１１１｝再結晶集合組織が十分に発達せず、平均ｒ値：１．３０以上の高ｒ値化および｜Δｒ｜≦０．２０の低Δｒ化を図れない。一方、焼鈍温度が９５０℃を超えると、その後の冷却条件によっては、第２相（マルテンサイト、パーライト、ベイナイト）が必要以上に増加するため、所望の面積率のフェライトが得られず、良好なｒ値が得られない場合があるうえ、生産性の低下やエネルギーコストの増加を招くため、好ましくない。したがって、焼鈍温度は８００～９５０℃とし、好ましくは８２０～８８０℃とする。
　焼鈍時間は、オーステナイトへのＣ等の合金元素の濃化を十分に進行させる観点、およびフェライトの｛１１１｝再結晶集合組織の発達を促進させる観点から、１５ｓ以上とすることが好ましい。一方、焼鈍時間が３００ｓを超えると、結晶粒が粗大化し、強度の低下や鋼板表面性状の劣化等、鋼板の諸特性に悪影響を及ぼす場合がある。また、連続溶融亜鉛めっきラインのライン速度を極端に遅くすることになり、生産性の低下にもつながる。したがって、焼鈍時間は１５～３００ｓとすることが好ましい。より好ましくは１５～２００ｓである。
　焼鈍温度から亜鉛めっき浴までの平均冷却速度（１次冷却速度）：３～１５℃／ｓ
　上記焼鈍温度で均熱後、通常４２０～５００℃に保持されている亜鉛めっき浴の温度まで、平均冷却速度：３～１５℃／ｓで冷却する。平均冷却速度が３℃／ｓ未満の場合、５５０～６５０℃の温度域でパーライト生成ノーズを通過するため、第２相中にパーライトおよびベイナイトが多量に生成し、所定量のマルテンサイトが得られず、所望の強度が得られない場合がある。一方、平均冷却速度が１５℃／ｓ超えの場合、焼鈍温度からの冷却時に、γ→α変態によるγへのＭｎ、Ｃ等の元素濃化が不十分となり、合金化処理を施した場合に、パーライト等が生成しやすくなり、所定量のマルテンサイトが得られず、所望の強度が得られない場合がある。したがって、焼鈍温度から亜鉛めっき浴までの平均冷却速度は３～１５℃／ｓとし、好ましくは５～１５℃／ｓとする。
　上記１次冷却速度で冷却後、亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施す。溶融亜鉛めっき処理は常法で行えばよい。また、亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した後、必要に応じて亜鉛めっきの合金化処理を施すこともできる。この場合、亜鉛めっきの合金化処理は、例えば、溶融亜鉛めっき処理後、５００～７００℃の温度域に加熱し、数秒～数十秒保持する。本発明鋼では、上記のように焼鈍温度から亜鉛めっき浴までの冷却速度を制御しているため、このような合金化処理を施しても、パーライト等が多量に生成せず、所定量のマルテンサイトが得られ、所望の強度が確保できる。亜鉛めっき条件としては、めっき付着量は片面あたり２０～７０ｇ／ｍ２であり、合金化する場合、めっき層中のＦｅ％は６～１５％とすることが好ましい。
　溶融亜鉛めっき処理後、あるいは亜鉛めっきの合金化処理後の平均冷却速度（２次冷却速度）：５～１００℃／ｓ
　溶融亜鉛めっき処理後、あるいは亜鉛めっきの合金化処理を施した後の２次冷却速度は、マルテンサイトを安定して得るために１５０℃以下の温度域まで５～１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却する。２次冷却速度が５℃／ｓ未満の緩冷却になると４００～５００℃付近でパーライトあるいはベイナイトが生成し、所定量のマルテンサイトが得られず、所望の強度が得られない場合がある。一方、２次冷却速度が１００℃／ｓを超えるとマルテンサイトが硬くなりすぎて、延性が低下する。以上より、２次冷却速度は５～１００℃／ｓとし、好ましくは１０～１００℃／ｓとする。
　さらに、本発明においては、前記冷却後に形状矯正、表面粗度調整の目的で調質圧延またはレベラー加工を施すことも可能である。なお、調質圧延を行う場合、伸長率で０．３～１．５％程度とすることが好ましい。
　以下、実施例により本発明をさらに説明する。
　表１に示す化学成分を有する鋼を真空溶解にて溶製、鋳造し、分塊圧延を施して、板厚３０ｍｍの鋼スラブとした。これらの鋼スラブを１２００℃に加熱後、８８０℃の仕上圧延温度（仕上圧延終了温度）で熱間圧延を施し、表２に示す条件で冷却した後、６１０℃で巻取り、板厚：４．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。なお、熱間圧延工程においては仕上圧延終了後、３秒以内に冷却を開始した。得られた熱延鋼板に対して、酸洗した後、圧延率７３％で冷間圧延を行い、板厚１．２ｍｍの冷延鋼板とした。
　ついで、上記により得られた冷延鋼板から切り出したサンプルを赤外線イメージ炉にて、表２に示す焼鈍温度、保持時間にて焼鈍した後、表２に示す条件にて１次冷却し、溶融亜鉛めっき（めっき浴温度：４６０℃）を施した後、合金化処理（５２０℃×２０ｓ）し、１５０℃以下の温度まで２次冷却を行い、その後、伸長率０．５％の調質圧延を施した。ここで、溶融亜鉛めっき処理は付着量が片面あたり５０ｇ／ｍ２（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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　このようにして得られた溶融亜鉛めっき鋼板からサンプルを採取し、組織観察、引張試験を行い、フェライトおよびマルテンサイトの面積率、引張特性、平均ｒ値およびｒ値の面内異方性（Δｒ）を測定した。試験方法は次の通りとした。
　（ｉ）組織観察
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板から試験片を採取し、試験片のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）で板厚の１／４位置を機械的に研磨し、ナイタールで腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で倍率２０００倍にて撮影した組織写真（ＳＥＭ写真）を用いて、組織の種類の判別、面積率の定量化を行った。組織写真で、フェライトはやや黒いコントラストの領域であり、炭化物がラメラー状に生成している領域をパーライト、炭化物が点列状に生成している領域をベイナイトとし、白いコントラストのついている粒子をマルテンサイトもしくは残留γとした。このように組織の種類を判別することにより、観察視野内におけるフェライトの面積率を定量化できる。また、上記の白いコントラストのついている粒子がマルテンサイトであるか、残留γであるかの判別については、溶融亜鉛めっき鋼板に対して２５０℃で４時間の焼戻し処理を施した後、上記と同様に組織写真を撮影し、その組織写真において、炭化物がラメラー状に生成している領域を上記焼戻し処理前にパーライトであった領域とし、炭化物が点列状に生成している領域を上記焼戻し前にベイナイト、マルテンサイトであった領域とし、また、白いコントラストのまま残存している粒子を残留γとしてカウントしてその面積率を求め、このようにして求めた焼戻し処理後の白いコントラストのついている粒子（残留γ）の面積率と、焼戻し処理前の白いコントラストのついている粒子（マルテンサイトもしくは残留γ）の面積率との差を計算することにより、それぞれの面積率を求めることができるので、このようにしてマルテンサイトの面積率を求めた。なお、それぞれの相の面積率は透明のＯＨＰシートに各相ごとに層別して色付けし、画像取込み後、２値化を行い、画像解析ソフト（マイクロソフト社Ｄｉｇｉｔａｌ　Ｉｍａｇｅ　Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ）にて面積率を求めた。
　（ｉｉ）引張試験
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板から、圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）を引張方向とするＪＩＳ５号試験片（ＪＩＳ　Ｚ　２２０１）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１の規定に準拠した引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）および全伸び（ＥＬ）を測定した。
　（ｉｉｉ）平均ｒ値（平均塑性歪比）
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板から、圧延方向に対して、０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｄ方向）、９０°方向（Ｃ方向）をそれぞれ引張方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、これらの試験片に１０％の単純引張歪を付与したときの各試験片の幅方向真歪と厚さ方向真歪を測定し、これらの測定値から、ＪＩＳ　Ｚ　２２５４の規定に準拠して平均ｒ値（平均塑性歪比）を以下の式から求め、これを平均ｒ値とした。
平均ｒ値＝（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４
なお、ｒ０、ｒ４５およびｒ９０は、試験片を圧延方向に対し、それぞれ０°、４５°および９０°方向に採取した塑性歪比である。
また、下式からｒ値の面内異方性（Δｒ）を求めた。
Δｒ＝（ｒ０－２ｒ４５＋ｒ９０）／２
　得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明例（鋼板Ｎｏ．３～１４および１８～２２）は、ＴＳが４４０ＭＰａ以上で、かつ平均ｒ値が１．３０以上、ｒ値の面内異方性（Δｒ）が絶対値で０．２０以下である強度、深絞り性を兼備した鋼板となっている。また、Ｃ＊が０．０１８５以下である本発明例（鋼板Ｎｏ．３～６、８、９、１１、１３、１４および１８～２２）は平均ｒ値が１．３５以上、さらにＣ＊が０．０１７０未満である本発明例（鋼板Ｎｏ．３～５、９、１４および１８～２２）は平均ｒ値が１．４０以上と極めて良好な深絞り性を有している。
　一方、比較例については、鋼板Ｎｏ．１はＣ量およびＣ＊が、鋼板Ｎｏ．２はＳｉ量およびＭｎ量が、本発明の範囲に満たないため、所定量のマルテンサイトが得られず、ＴＳが４４０ＭＰａを下回っている。また、鋼板Ｎｏ．１６はＴｉ量が本発明範囲を上回るため、結果として、Ｃ＊が本発明の範囲に満たないため、所定量のマルテンサイトが得られず、ＴＳが４４０ＭＰａを下回っている。さらに、鋼板Ｎｏ．１５はＴｉ量が、鋼板Ｎｏ．１７はＣ量が本発明の範囲を満足しないため、結果として、Ｃ＊が本発明の範囲を超えるため、高ｒ値化に有効なフェライトの面積率が低く、平均ｒ値が１．３０を下回り、かつ、ｒ値の面内異方性（Δｒ）が本発明範囲を満足しない。さらに、鋼板Ｎｏ．１５はＮｂ含有量および（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）が本発明範囲を超えるため、熱延負荷の増大に伴う製造性の低下が懸念され、鋼板Ｎｏ．１７はＳｉ含有量が本発明範囲を超えるため、熱延時の赤スケール発生に起因した表面外観の悪化が懸念される。
　表１の鋼Ｎｏ．Ｅ、Ｈ、Ｍに示す化学成分を有する本発明鋼を真空溶解にて溶製、鋳造し、分塊圧延を施して、板厚３０ｍｍの鋼スラブとした。これらの鋼スラブを１２００℃にて加熱後、８８０℃の仕上圧延温度（仕上圧延終了温度）で熱間圧延を施し、板厚４．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。なお、熱間圧延工程においては、仕上圧延終了後３秒以内に冷却を開始した。また、仕上げ圧延後、冷却開始から７２０℃までの平均冷却速度および巻取り温度は表４に示す条件にて行った。このようにして得られた熱延鋼板に対して、酸洗した後、圧延率を７３％で冷間圧延を行い、板厚１．２ｍｍの冷延鋼板とした。ついで、上記により得られた冷延鋼板から切り出したサンプルを赤外線イメージ炉にて、表４に示す焼鈍温度、保持時間にて焼鈍した後、１次冷却し、溶融亜鉛めっき（めっき浴温度：４６０℃）を施した後、合金化処理（５２０℃×２０ｓ）し、１５０℃以下の温度まで２次冷却を行い、その後、伸長率０．５％の調質圧延を施した。合金化処理を行わないものは、溶融亜鉛めっきを施した後、１５０℃以下の温度まで２次冷却を行い、その後、伸長率０．５％の調質圧延を施した。ここで溶融亜鉛めっき処理は付着量が片面あたり５０ｇ／ｍ２（両面めっき）となるように調整し、合金化処理はめっき層中のＦｅ％を９～１２％となるように調整した。
　このようにして得られた溶融亜鉛めっき鋼板から実施例１と同様にしてサンプルを採取し、組織観察、引張試験を行い、フェライトおよびマルテンサイトの面積率、引張特性、平均ｒ値、ならびにｒ値の面内異方性（Δｒ）を測定した。
　以上の結果を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　本発明の製造条件を満足する本発明例（鋼板Ｎｏ．２３～２７、３０、３４～３９）は、ＴＳが４４０ＭＰａ以上で、かつ平均ｒ値が１．３０以上、ｒ値の面内異方性（Δｒ）が絶対値で０．２０以下である強度、深絞り性を兼備した鋼板となっている。さらに、熱延板組織の微細化による高ｒ値化を図る目的で、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度を４０℃／ｓ以上とした本発明例（鋼板Ｎｏ．２４、２５、３０、３５、３８）は、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度を４０℃／ｓ未満としたほかの本発明例の鋼板よりも平均ｒ値が高く、ｒ値の面内異方性（Δｒ）も小さい。
　一方、本発明の製造条件を満足しない比較例は、鋼板Ｎｏ．２８は、焼鈍温度が本発明の範囲を下回っており、所定量のマルテンサイトが得られず、ＴＳが４４０ＭＰａ未満である。鋼板Ｎｏ．２９は、焼鈍温度が本発明の範囲を超えて、オーステナイト単相域焼鈍となったため、その後の冷却過程において、高ｒ値化に有効なフェライトが生成せず、平均ｒ値が１．３０未満である。鋼板Ｎｏ．３１は１次冷却速度が本発明範囲外の３℃／ｓ未満であるため、５５０～６５０℃の温度域でパーライトノーズを通過するため、第２相中にパーライトが多量に生成し、所定量のマルテンサイトが得られず、ＴＳが４４０ＭＰａ未満である。鋼板Ｎｏ．３２は１次冷却速度が本発明範囲外の１５℃／ｓ超えであるため、１次冷却時のγ→α変態によるγへのＭｎ、Ｃ等の元素濃化が不十分となり、合金化処理時にパーライトやベイナイトが生成し、所定量のマルテンサイトが得られず、ＴＳが４４０ＭＰａ未満である。鋼板Ｎｏ．３３は２次冷却速度が本発明範囲外の５℃／ｓ未満であるため、４００～５００℃付近でパーライトやベイナイトが生成し、所定量のマルテンサイトが得られず、ＴＳが４４０ＭＰａ未満である。鋼板Ｎｏ．４０は焼鈍工程の７００～８００℃における平均加熱速度が本発明の範囲を超えるため、フェライトの｛１１１｝再結晶集合組織の発達が不十分となり、平均ｒ値が１．３０未満であり、Δｒも大きい。
　本発明によれば、ＴＳ４４０ＭＰａ以上、あるいはさらに強度が高いＴＳ５００ＭＰａ以上やＴＳ５９０ＭＰａ以上であっても、平均ｒ値が１．３０以上、ｒ値の面内異方性が絶対値で０．２０以下である深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、高価なＮｂを極力低減し、Ｔｉを積極的に活用することで、安価でかつ安定して製造することが可能となり、産業上格段の効果を奏する。例えば、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を自動車部品に適用した場合、これまでプレス成形が困難であった部位も高強度化が可能となり、自動車車体の衝突安全性や軽量化に十分寄与できるという効果がある。また、自動車部品に限らず、家電部品やパイプ用素材としても適用可能である。

Claims (7)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．０４％以下、Ｓｉ：１．０％超１．５％以下、Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．００５％以上０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０１０％以上０．０５％未満、Ｔｉ：０．０１５％以上０．１２０％以下を含有し、かつ、鋼中のＮｂおよびＣの含有量（質量％）が（Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）＜０．２０の関係を満たし、さらに０．００５＜Ｃ＊≦０．０２０を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板組織は、面積率で８０％以上のフェライトと３％以上のマルテンサイトを有し、引張強さが４４０ＭＰａ以上、平均ｒ値が１．３０以上でかつｒ値の面内異方性（Δｒ）が絶対値で０．２０以下であることを特徴とする深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
    　ここで、Ｃ＊＝Ｃ－（１２／９３）Ｎｂ－（１２／４８）｛Ｔｉ－（４８／１４）Ｎ－（４８／３２）Ｓ｝で表され、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓは、それぞれ鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す。
  2. 　上記成分組成に加えて、質量％で、さらに、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．５％以下含有することを特徴とする請求項１に記載の深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　上記成分組成に加えて、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　上記成分組成に加えて、質量％で、さらに、Ｓｎ：０．２０％以下、Ｓｂ：０．２０％以下の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載の深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 　上記成分組成に加えて、質量％で、さらに、Ｔａ：０．０１～０．１０％を含み、かつ、前記Ｃ＊に代えて、下記Ｃ＊が０．００５＜Ｃ＊≦０．０２０を満足して含有することを特徴とする請求項１～４のいずれかに記載の深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
    　ここで、Ｃ＊＝Ｃ－（１２／９３）Ｎｂ－（１２／１８１）Ｔａ－（１２／４８）｛Ｔｉ－（４８／１４）Ｎ－（４８／３２）Ｓ｝で表され、Ｃ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓは、それぞれ鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す。
  6. 　請求項１～５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、熱間圧延、冷間圧延した後、７００～８００℃の温度域を３℃／ｓ未満の平均加熱速度で加熱し、８００～９５０℃の焼鈍温度で焼鈍し、前記焼鈍温度から３～１５℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、前記溶融亜鉛めっき後、５～１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却する、あるいは前記溶融亜鉛めっき後、さらに亜鉛めっきの合金化処理を施し、前記合金化処理後、５～１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却することを特徴とする深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  7. 　前記熱間圧延の仕上げ圧延終了後、３秒以内に冷却を開始し、４０℃／ｓ以上の平均冷却速度で７２０℃まで冷却し、６００℃超７００℃以下の巻取り温度で巻取り、かつ、前記冷間圧延の圧延率を５０％以上とすることを特徴とする請求項６に記載の深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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