JP7743945B1 - 高強度亜鉛めっき鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板を製造するための熱延鋼板、冷延鋼板と高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

従来技術よりも高強度かつめっき性に優れており、良好なプレス加工性を有し、形状に優れためっき鋼板およびそれらの製造方法を提供する。
所定の成分組成を有し、板厚１／４部におけるミクロ組織が、フェライトが面積率で５．０～４０．０％％、ベイナイトが面積率で４０．０％以下、マルテンサイトが面積率で３０．０～７０．０％であり、表層部におけるミクロ組織中のマルテンサイト粒径（ｄ_{ｓｕｒｆａｃｅ}）と板厚１／４部におけるマルテンサイト粒径（ｄ_１／４）の比（ｄ_{ｓｕｒｆａｃｅ}／ｄ_１／４）が０．７０～２．００、前記表層部におけるミクロ組織中のマルテンサイト分率（Ｍ_{ｓｕｒｆａｃｅ}）と板厚１／４部におけるマルテンサイト分率（Ｍ_１／４）の比（Ｍ_{ｓｕｒｆａｃｅ}／Ｍ_１／４）が０．８０以上であり、鋼中の拡散性水素量が０．７５質量ｐｐｍ未満であり、鋼板表面に亜鉛めっき層を有することを特徴とする、高強度亜鉛めっき鋼板。

Description

本発明は、冷間プレスにより成形される自動車、電機等の産業分野で使用される部材として好適な、めっき性およびプレス加工性に優れ、さらに鋼板形状が良好であるＴＳが９８０ＭＰａ以上である高強度亜鉛めっき鋼板に関する。さらに本発明は、高強度亜鉛めっき鋼板を製造するための熱延鋼板、冷延鋼板と高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法にも関する。

近年、地球環境保全の観点から、自動車の燃費向上のため、自動車車体の軽量化ニーズがより高まっている。そのため、自動車部品への高強度鋼板の適用が望まれており、防錆効果が高いめっき鋼板においても高強度鋼板を適用した事例が増加しつつある。

しかしながら、高強度である鋼板の製造のために、合金元素の添加量を増加させると、鋼板に対する亜鉛めっきの濡れ性が低下し、または亜鉛めっき層の合金化における反応性が低下することにより、めっき性の低下が生じうる。そのため、高強度であることとめっき性に優れていることの両立が求められている。

さらに、鋼板の高強度化に伴い、部品成型が困難になる傾向にあり、より複雑な形状へのプレス加工が難しくなる。この部品成型に対する指標として、良好な伸びや、良好な伸びフランジ性が要求されることがある。

また、マルテンサイト変態やベイナイト変態を活用した高強度鋼板においては、変態時の体積膨張により鋼板の平坦性が悪化してしまい、複雑な形状へのプレス加工を行う際に矯正が必要となる。このことから、製造時点で形状に優れた鋼板が要求されている。

これまで述べてきた問題を解決するために、様々な検討がなされている。

例えば、特許文献１では、鋼板に含有されるＭｎとＳｉの比率である［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］２．９以上１１．７以下である鋼板組成を有する鋼板が開示されている。当該鋼板は、その表層のＭｎ濃化量に対するＳｉ濃化量の比が０．７以上１．３以下であることを特徴とする。当該鋼板は、成形時の寸法精度（ＹＲ）、打抜き性、伸びフランジ性、曲げ性およびめっき性に優れ、高い寸法精度で部品を製造することが可能な、引張強さが７８０ＭＰａ以上を実現する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板である。

また、特許文献２では、硬さ３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下の焼戻しマルテンサイトの面積率を規定し、残部のフェライトについては粒径を規定し、さらに鋼板の厚さ方向断面における、Ｍｎ濃度の上限値と下限値比を規定することを開示している。ここでは、引張強度が９８０ＭＰａ以上、伸びが１３％以上で、かつ、伸びフランジ性のバラツキが低減された高強度鋼板を実現する技術が開示されている。

国際公開第２０２０／１７０５４２号 特開２０１０－６５３０７号公報

しかしながら特許文献１に記載の技術では、鋼板形状については考慮されていない。

また、特許文献２に記載の技術では、めっき性と、鋼板形状については考慮されていない。しかし、めっき浴・合金化処理後において形状不良が発生した場合は、最終製品の形状が悪化し、鋼板のプレス加工の前に矯正が必要となり、コスト面で不利となる。

そこで、本発明は従来技術よりも高強度かつめっき性に優れており、良好なプレス加工性を有し、形状に優れためっき鋼板およびその製造方法の提供を目的とするものである。なお、めっき鋼板の製造方法については、当該めっき鋼板を製造するための半製品である、熱延鋼板及び冷延鋼板の製造方法を提供することも目的とする。

なお、本発明において、高強度であることとは引張試験におけるＴＳが９８０ＭＰａ以上であることを意味する。また、めっき性に優れているということとは製造されためっき鋼板の表面を目視で観察し、鋼板の表面に不めっき欠陥が存在しないことを意味する。良好なプレス加工性とは、引張試験における突き合わせ伸びが１０％以上の伸びを有し、かつ穴広げ率が２５％以上であることを意味する。形状に優れるとは、鋼板外観が波打つ様子が目視で認められず、平坦であることを意味する。

発明者らは上記の課題を解決すべく、鋼板の成分組成及びミクロ組織について鋭意検討を重ねた。その結果、熱間圧延におけるひずみ速度および圧下率や、仕上げ圧延完了温度の管理を行い、さらに焼鈍時におけるめっき処理までの冷却過程で二段階の保持を行うことで、鋼板組織構成の制御が可能となることを見出した。これにより、強度かつめっき性に優れており、良好なプレス加工性を有し、形状に優れためっき鋼板を得ることが可能である。本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以上０．３００％以下、Ｓｉ：０．０１％以上１．５０％以下、Ｍｎ：１．００％以上５．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、および、Ｓｂ：０．００１％以上０．２００％以下、及び、Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下から選択される１種又は２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚１／４部におけるミクロ組織は、フェライトの面積率が５．０％以上４０．０％以下で、ベイナイトの面積率が４０．０％以下で、マルテンサイトの面積率が３０．０％以上７０．０％以下で、表層部におけるミクロ組織中のマルテンサイト粒径（ｄ_{ｓｕｒｆａｃｅ}）と板厚１／４部におけるマルテンサイト粒径（ｄ_１／４）の比（ｄ_{ｓｕｒｆａｃｅ}／ｄ_１／４）が０．７０以上、２．００以下であり、前記表層部におけるミクロ組織中のマルテンサイト分率（Ｍ_{ｓｕｒｆａｃｅ}）と板厚１／４部におけるマルテンサイト分率（Ｍ_１／４）の比（Ｍ_{ｓｕｒｆａｃｅ}／Ｍ_１／４）が０．８０以上であり、鋼中の拡散性水素量が０．７５質量ｐｐｍ未満であり、鋼板表面に亜鉛めっき層を有する、高強度亜鉛めっき鋼板。
［２］さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．５００％以下、Ｎｂ：０．５００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｃｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２００％以下、および、ＲＥＭ：０．０１００％以下、のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、［１］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［３］前記亜鉛めっき層は、合金化亜鉛めっき層である、［１］又は［２］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［４］［１］又は［２］に記載の成分組成を有する鋼素材に対し、連続する圧延スタンドの各スタンドにおけるひずみ速度が５ｓ^－１以上２００ｓ^－１以下、且つ、各圧延スタンドにおける圧下率を５％～５０％とする仕上げ圧延であり、仕上圧延出側温度が８００℃以上となる熱間圧延を行う、［１］又は［２］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板を製造するための熱延鋼板の製造方法。
［５］［４］に記載の製造方法で得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延を施す、冷延鋼板の製造方法。
［６］［５］に記載の製造方法で得られた冷延鋼板を、７２０～８８０℃に加熱し、当該加熱温度で５ｓ～６００ｓ保持した後、６８０℃までの平均冷却速度が３．０℃／ｓ以上である第一冷却を行い、その後、保持温度が６８０℃～６００℃である第一保持をｔ_１ｓ行い、冷却を行った後、保持温度が５７０℃～４８０℃である第二保持をｔ_２ｓ行い、かつ、第一保持と第二保持の合計保持時間（ｔ_１＋ｔ_２）ｓが４０ｓ以上とし、その後４７０℃までの平均冷却速度が２．０℃／ｓ以上である第二冷却を行う熱処理工程を施した後、亜鉛めっき処理を施し、その後冷却を行う、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［７］前記亜鉛めっき処理は、合金化亜鉛めっき処理である、［６］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明によれば、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の高強度で、めっき性に優れ、突き合わせ伸びが１０％以上、穴広げ率が２５％以上の良好なプレス加工性を有し、形状に優れためっき鋼板を得ることができる。したがって、本発明は、自動車、電気機器等の産業分野での利用価値が非常に大きく、特に自動車車体骨格部品の軽量化に対して極めて有用である。

図１は、急峻度の算出方法を表す図である。

以下、本発明を具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。先ず、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の成分組成の適正範囲およびその限定理由について説明する。成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０２０％以上０．３００％以下
Ｃは、マルテンサイトの分率および強度に影響する元素である。Ｃ量が０．０２０％未満では、マルテンサイトの面積率が３０．０％未満となり、ＴＳが９８０ＭＰａ未満となる。一方、Ｃ量が０．３００％を超えると、マルテンサイトが硬化して周囲の組織との硬度差が大きくなりすぎ、伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｃの含有量を、０．０２０％以上０．３００％以下とする。好ましいＣ含有量の下限は０．０３０％以上、より好ましくは０．０５０％以上とする。好ましいＣ含有量の上限は０．２９０％以下、より好ましくは０．２５０％以下とする。

Ｓｉ：０．０１％以上１．５０％以下
Ｓｉは、固溶強化に寄与する元素で、鋼板の強度を向上させる元素である。Ｓｉ量が０．０１％に満たない場合、この効果は乏しくなるため、下限を０．０１％とした。一方、Ｓｉは焼鈍工程において母材鋼板の表面に酸化物を形成し、めっきの密着性を著しく損なうため、上限を１．５０％以下とした。そのため、Ｓｉの含有量は０．０１％以上１．５０％以下、とする。好ましいＳｉ含有量の下限は０．０２％以上、より好ましくは０．０４％以上とする。好ましいＳｉ含有量の上限は１．４０％以下、より好ましくは１．２０％以下とする。

Ｍｎ：１．００％以上５．００％以下
Ｍｎは、焼入れ性の向上によりマルテンサイトの面積率に影響する元素である。Ｍｎ量が１．００％未満ではベイナイトの分率が大きく増加してしまい、マルテンサイトの面積率が３０．０％未満となるため、ＴＳが９８０ＭＰａ未満となる。一方、Ｍｎ量が５．００％を超えるとめっき層の付着を阻害し、めっき性が悪化する。したがって、Ｍｎの含有量は、１．００％以上５．００％以下とする。好ましいＭｎ含有量の下限は１．７０％以上、より好ましくは２．００％以上、さらに好ましくは２．２０％以上とする。好ましいＭｎ含有量の上限は４．５０％以下、より好ましくは４．３０％以下、さらに好ましくは４．００％以下とする。

Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、粒界偏析し脆化することで、延性に対し悪影響を及ぼすため、その量は０．１００％以下とする必要がある。したがって、Ｐの含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０８０％以下とする。より好ましくは０．０５０％以下とする。Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることができることから、０．００１％以上が好ましい。より好ましいＰ含有量の下限は０．００３％以上である。

Ｓ：０．０２００％以下
Ｓは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物の形成により延性に対し悪影響を及ぼす場合があるため、その量は０．０２００％以下とする必要がある。したがって、Ｓの含有量は０．０２００％以下とする。好ましいＳ含有量の上限は０．０１８０％以下、より好ましくは０．０１００％以下とする。Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、０．０００１％以上が好ましい。より好ましいＳ含有量の下限は０．０００３％以上とする。

Ａｌ：０．１００％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼中介在物を低減するために有効な元素であり、脱酸工程で添加することが好ましい。しかし、０．１００％を超える多量の添加は、Ａｌ酸化物系介在物の増加を招き、伸びフランジ成形性を悪化させる。したがって、Ａｌの含有量は０．１００％以下とする。好ましいＡｌ含有量の上限は、０．０８０％以下、より好ましくは０．０７０％以下である。Ａｌ量の下限は特に定めないが、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上である。

Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、粗大な窒化物の形成により伸びフランジ性に対し悪影響を及ぼす。Ｎ量が０．０１００％を超えると、多量の粗大な窒化物が形成され、伸びフランジ性の劣化が顕著となる。その量は少ないほど好ましいため、Ｎの含有量は０．０１００％以下、好ましくは０．００９０％以下である。より好ましいＮ含有量の上限は、０．００８０％以下である。Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、０．０００５％以上が好ましい。より好ましいＮ含有量の下限は、０．００１０％以上、さらに好ましくは０．００２０％以上とする。

Ｏ：０．０１００％以下
Ｏは、酸化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｏの含有量は０．０１００％以下にする必要がある。なお、Ｏの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｏの含有量は０．０１００％以下とする。好ましい下限は０．０００１％以上とする。好ましい上限は０．００５０％以下とする。

Ｓｂ：０．００１％以上０．２００％以下、Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下から選択される１種又は２種
Ｓｂは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μｍ程度の領域の脱炭および酸化を抑制し、鋼板表面において良好なめっき性を得るために有効な元素である。そのような効果を十分に得るためにはＳｂは０．００１％以上の含有が必要である。しかし、０．２００％を超えてＳｂを過剰に含有すると、鋼板の脆化により延性が低下する。したがって、Ｓｂを含有する場合の含有量は０．００１％以上０．２００％以下とする。好ましくはＳｂの下限は０．００３％以上、より好ましくは０．００５％以上とする。Ｓｂの好ましい上限は０．１８０％以下、より好ましくは０．１５０％以下とする。

Ｓｎは鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μｍ程度の領域の脱炭を抑制し、鋼板表面においてフェライトの面積率が過度に増加するのを防止し、強度の確保ができる。そのような効果を十分に得るためにはＳｎは０．００１％以上の含有が必要である。しかし、０．２００％を超えてＳｎを過剰に含有すると鋼板の脆化により延性が低下する。したがって、Ｓｎを含有する場合の含有量は０．００１％以上０．２００％以下とする。好ましくはＳｎの下限は０．００３％以上、より好ましくは０．００５％以上とする。Ｓｎの好ましい上限は０．１８０％以下、より好ましくは０．１５０％以下とする。

したがって、これらＳｂとＳｎから選択される１種又は２種を含有することにより、めっき性を向上することができる。

本発明の一実施形態に従う高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板は、上記の成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物を含む成分組成を有する。また、本発明の一実施形態に係る鋼板は、上記基本成分および残部のみを含有し、残部がＦｅ（鉄）および不可避的不純物であることが好ましい。

また、上記の成分に加えて、質量％で、Ｔｉ：０．５００％以下、Ｎｂ：０．５００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｃｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２００％以下、および、ＲＥＭ：０．０１００％以下、のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有させることができる。

Ｔｉ：０．５００％以下
Ｔｉは、析出強化に寄与し、さらに旧オーステナイト粒径の微細化やそれに伴うマルテンサイトおよびベイナイトが微細化されるため、鋼強度の向上に有効である。したがって、Ｔｉを含有する場合の含有量は０．００１％以上が好ましく、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０１５％以上とする。しかしながら、Ｔｉは０．５００％を超える添加を行うと、熱間圧延前の鋼素材加熱時にＴｉが未固溶で残存し、粗大析出物が増加し、延性が低下する場合がある。したがって、Ｔｉを含有する場合の含有量は０．５００％以下とする。好ましい上限は０．１００％以下、より好ましい上限は０．０７０％以下とする。

Ｎｂ：０．５００％以下
Ｎｂは、微細な析出物の形成を通じ、析出強化によって鋼板強度を向上させる元素である。したがって、Ｎｂを含有する場合の含有量は０．００１％以上が好ましい。一方、Ｎｂ量が０．５００％を超えた場合、Ｎｂの炭化物や窒化物といった析出物が粗大となり、延性に劣ることになる。そのため、Ｎｂを含有する場合の含有量は０．５００％以下とする。Ｎｂ含有量のより好ましい下限は０．００５％以上とし、さらに好ましい下限は０．０１０％以上とする。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．１００％以下とし、より好ましい上限は０．０７０％以下とする。

Ｖ：０．２００％以下
Ｖは、析出強化に寄与し、さらに旧オーステナイト粒径の微細化やそれに伴うマルテンサイトおよびベイナイトが微細化されるため、鋼強度の向上に有効である。したがって、Ｖを含有する場合の含有量は０．００１％以上が好ましい。しかしながら、Ｖは０．２００％を超える添加を行うと、熱間圧延前の鋼素材加熱時にＶが未固溶で残存し、粗大析出物が増加し、延性が低下する場合がある。したがって、Ｖを含有する場合の含有量を０．２００％以下とする。Ｖ含有量のより好ましい下限は０．００５％以上であり、さらに好ましい下限は０．０１０％以上である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．１８０％以下、より好ましい上限は０．１５０％以下とする。

Ｔａ：０．１０％以下
Ｔａは、Ｔｉと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与するうえ、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成する。したがって、析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による強度への寄与を安定化させるために、必要に応じてＴａを添加できる。したがって、Ｔａを含有する場合の含有量は０．０１％以上が好ましい。しかし、Ｔａを過剰に添加しても析出物安定化効果が飽和する上、合金コストも増加する。したがって、Ｔａを含有する場合の含有量は０．１０％以下とする。Ｔａ含有量のより好ましい下限は０．０２％以上、さらに好ましい下限は０．０５％以上とする。Ｔａ含有量の好ましい上限は０．０８％以下、より好ましい上限は０．０７％以下とする。

Ｗ：０．１０％以下
Ｗは、鋼の焼入れ性の向上や、マルテンサイトやベイナイトの微細化による鋼強度のさらなる向上のために、必要に応じて添加することができる。したがって、Ｗを含有する場合の含有量は０．０１％以上が好ましい。しかしながら、０．１０％を超えて含有させると、熱間圧延のスラブ加熱時に未固溶で残存するＷＮやＷＳといった粗大析出物が増加し、延性が低下する場合がある。そのため、Ｗを含有する場合の含有量は０．１０％以下とする。Ｗ含有量のより好ましい下限は０．０２％以上、さらに好ましい下限は０．０５％以上とする。Ｗ含有量の好ましい上限は０．０８％以下、より好ましい上限は０．０５％以下とする。

Ｂ：０．０１００％以下
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで、焼入れ性向上させることができる元素で、マルテンサイトとベイナイトを主体とする組織を形成し、鋼板強度の向上させることができるため、必要に応じて添加できる。したがって、Ｂを含有する場合の含有量は０．０００１％以上が好ましい。しかし、０．０１００％を超えてＢを含有させると、粗大な析出物が生成し、延性が低下する。したがって、Ｂを含有する場合の含有量は、０．０１００％以下とする。Ｂ含有量のより好ましい下限は０．０００２％以上、さらに好ましい下限は０．０００５％以上とする。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００８０％以下、より好ましい上限は０．００７０％とする。

Ｃｒ：１．００％以下
Ｃｒは、強度と延性のバランスを向上させる作用を有するため、必要に応じて添加することができる。したがって、Ｃｒを含有する場合の含有量は０．０１％以上が好ましい。しかし、１．００％を超えて過剰に添加すると、マルテンサイトの面積率が過剰となり、延性が低下する。したがって、Ｃｒを含有する場合の含有量は、１．００％以下とする。Ｃｒ含有量のより好ましい下限は０．０３％以上、さらに好ましい下限は０．０５％以上とする。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．８０％以下、より好ましい上限は０．５０％以下とする。

Ｍｏ：１．００％以下
Ｍｏは、強度と延性のバランスを向上させる作用を有するため、必要に応じて添加することができる。したがって、Ｍｏを含有する場合の含有量は０．０１％以上が好ましい。しかし、１．００％を超えて過剰にＭｏを添加すると、マルテンサイトの面積率が過剰となり、延性が低下する。したがって、Ｍｏを含有する場合の含有量は、１．００％以下とする。Ｍｏ含有量のより好ましい下限は０．０３％以上、さらに好ましい下限は０．０５％以上とする。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．８０％以下、より好ましい上限は０．５０％以下とする。

Ｃｏ：１．００％以下
Ｃｏは、焼入れ性向上に有効な元素で、鋼の強化に有効であるため必要に応じて添加することができる。したがって、Ｃｏを含有する場合の含有量は０．０１％以上が好ましい。しかし、１．００％を超えるＣｏの添加はマルテンサイトの面積率が過大となり、延性が低下する。したがって、Ｃｏを含有する場合の含有量は１．００％以下とする。より好ましい下限は０．０３％以上とし、Ｃｒ含有量のさらに好ましい下限は０．０５％以上とする。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．８０％以下、より好ましい上限は０．５０％以下とする。

Ｎｉ：１．００％以下
Ｎｉは、固溶強化により鋼の強度を上昇させるので、必要に応じて添加できる。したがって、Ｎｉを含有する場合の含有量は０．０１％以上が好ましい。しかし、１．００％を超えてＮｉを添加すると、マルテンサイトの面積率が過大となり、延性が低下する。したがって、Ｎｉを含有する場合の含有量は、１．００％以下とする。Ｎｉ含有量のより好ましい下限は０．０３％以上、さらに好ましい下限は０．０５％以上とする。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．８０％以下、より好ましい上限は０．５０％以下とする。

Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕは、鋼の強化に有効な元素であるため、必要に応じて添加できる。したがって、Ｃｕを含有する場合の含有量は０．０１％以上が好ましい。しかし、１．００％を超えて添加すると、マルテンサイトの面積率が過剰となり、延性が低下する。したがって、Ｃｕを含有する場合の含有量は１．００％以下とする。Ｃｕ含有量のより好ましい下限は０．０３％以上、さらに好ましい下限は０．０５％以上とする。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．８０％以下、より好ましい上限は０．５０％以下とする。

Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下
ＣａおよびＭｇは、硫化物の形状を球状化する元素である。したがって、ＣａおよびＭｇを含有する場合の含有量は夫々０．０００１％以上が好ましい。しかし、それぞれ０．０１００％を超える過剰な添加は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こし、延性の低下を引き起こす場合がある。したがって、ＣａおよびＭｇを含有する場合の含有量はそれぞれ０．０１００％以下とする。ＣａおよびＭｇ含有量のより好ましい下限は０．０００３％以上、さらに好ましい下限は０．０００５％以上とする。ＣａおよびＭｇ含有量の好ましい上限は０．００９０％以下、より好ましい上限は０．００８０％以下とする。

Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下
ＺｒおよびＴｅは、鋼の焼入れ性の向上や、Ｚｒを含む微細な炭化物の生成およびマルテンサイトやベイナイトの微細化による鋼強度の向上のために必要に応じて添加することができる。したがって、ＺｒおよびＴｅを含有する場合の含有量は夫々０．００１％以上が好ましい。しかし、夫々０．１００％を超える過剰なＺｒおよびＴｅの添加は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こし、耐延性を低下させる場合がある。したがって、ＺｒおよびＴｅを含有する場合の含有量は夫々０．１００％以下とする。より好ましいＺｒおよびＴｅ含有量の下限は夫々０．００３％以上、さらに好ましい下限は０．００５％以上とする。ＺｒおよびＴｅ含有量の好ましい上限は夫々０．０８０％以下、より好ましい上限は０．０５０％以下とする。

Ｈｆ：０．１０％以下
Ｈｆは、酸化物の分布状態に影響を及ぼす元素である。Ｈｆを含有する場合の含有量は０．０１％以上が好ましい。しかし、０．１０％を超える過剰な添加は粗大な析出物や介在物が増加して鋼板の材質安定化を損ねる。したがって、Ｈｆを含有する場合の含有量は０．１０％以下とする。Ｈｆ含有量のより好ましい下限は０．０３％以上、さらに好ましい下限は０．０５％以上とする。Ｈｆ含有量の好ましい上限は０．０８％以下、より好ましい上限は０．０５％以下とする。

Ｂｉ：０．２００％以下
Ｂｉは、０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物は増加せず、鋼板の材質安定化を損ねることはない。Ｂｉを含有する場合の含有量は０．００１％以上が好ましい。したがって、Ｂｉを含有する場合の含有量は０．２００％以下とする。Ｂｉ含有量のより好ましい下限は０．００３％以上、さらに好ましい下限は０．００５％以上とする。好ましい上限は０．１５０％以下とする。より好ましい上限は０．１００％以下とする。

ＲＥＭ：０．０１００％以下
ＲＥＭは、硫化物の形状を球状化する元素である。この効果を発揮させるためにＲＥＭを含有させる場合は、その含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。しかし、０．０１００％を超える過剰な添加は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こし、延性の低下を引き起こす場合がある。したがって、ＲＥＭを含有する場合の含有量は０．０１００％以下とする。ＲＥＭ含有量のより好ましい下限は０．０００３％以上、さらに好ましい下限は０．０００５％以上とする。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００９０％以下、より好ましい上限は０．００８０％以下とする。なお、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙと原子番号５７のランタン（Ｌａ）から原子番号７１のルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素の総称であり、ここでいうＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量である。

なお、上記したＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｗ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ、Ｈｆ、ＢｉおよびＲＥＭについて、各含有量が好ましい下限値未満の場合には本発明の効果を害することがないため、不可避的不純物として含むものとする。

次に、ミクロ組織について説明する。各組織を規定する位置は、板厚１／４部とする。またミクロ組織の測定方法については、実施例に記載のとおりとする。

フェライトの面積率：５．０％以上４０．０％以下
フェライトは鋼板の延性および強度に寄与する。フェライトの面積率が５．０％未満となると延性が１０％を下回るため、フェライトの面積率は５．０％以上とする。一方で、フェライトの面積率が４０．０％を超えると、ＴＳが９８０ＭＰａ未満となるため、フェライトの面積率は４０．０％以下である必要がある。フェライトの面積率は、好ましくは３８．０％以下である。

ベイナイトの面積率：４０．０％以下
ベイナイトは鋼板の強度に寄与する。ベイナイトの面積率が４０．０％を超えると、ＴＳが９８０ＭＰａ未満となるため、ベイナイトの面積率は４０．０％以下である必要がある。ベイナイトの面積率は、好ましくは３８．０％以下である。

なお、ベイナイトの面積率について下限は特に設けないが、１．０％以上とすることが好ましい。ベイナイトの面積率の下限は、より好ましくは２．０％以上とする。

マルテンサイトの面積率：３０．０％以上７０．０％以下
マルテンサイトは鋼板強度に寄与する。また、マルテンサイトを鋼板組織に含むことは高強度を保つのに有効である。マルテンサイトの面積率が３０．０％未満であるとき、ＴＳは９８０ＭＰa未満となる。したがって、マルテンサイトの面積率は少なくとも３０．０％以上である必要がある。マルテンサイトの面積率は、好ましくは３２．０％以上である。一方、マルテンサイトの面積率が７０．０％を超えると、伸びが１０％未満となってしまう。そのため、マルテンサイトの面積率の上限は７０．０％以下である必要があり、好ましくは６８％以下である。

鋼板組織にフェライト、ベイナイト、マルテンサイト以外の組織が含まれていても発明の効果は阻害されない。残部組織は好ましくは１５．０％以下とする。より好ましくは１０．０％以下とする。更に好ましくは７．５％以下とする。なお、残部組織はフェライト、ベイナイト、マルテンサイト以外の公知の組織であり、特に制限はない。

表層部におけるミクロ組織中のマルテンサイト粒径（ｄ_{ｓｕｒｆａｃｅ}）と板厚１／４部におけるマルテンサイト粒径（ｄ_１／４）の比（ｄ_{ｓｕｒｆａｃｅ}／ｄ_１／４）が０．７０以上、２．００以下
マルテンサイトは鋼板の冷却時に形成される組織で、非常に硬質でありながら、冷却時に膨張する組織である。鋼板は表面から冷やされるため、まず鋼板の表層部がマルテンサイト変態し、その後鋼鈑内部がマルテンサイト変態すると考えられる。この時、表層部組織におけるマルテンサイトの粒径が内部のマルテンサイトの粒径と比べて大きい場合、鋼板の表層部のマルテンサイト変態によって生じる膨張が局所的に発生してしまい、鋼板形状が悪化する。そのため、表層部におけるミクロ組織中のマルテンサイト粒径（ｄ_{ｓｕｒｆａｃｅ}）と板厚１／４部におけるマルテンサイト粒径（ｄ_１／４）の比（ｄ_{ｓｕｒｆａｃｅ}／ｄ_１／４）は２．００以下とした。好ましくは１．８０以下とする。ここで、鋼板の「表層部」とは、母材鋼板表面から１０μｍ～３０μｍの範囲とする。ここで、マルテンサイトとは、焼入れマルテンサイトと巻戻しマルテンサイトの両方を含む。また、粒径とは平均粒径とする。

また、穴あけ・穴広げ加工を行う際、鋼板の表層部にマルテンサイトが存在する場合は、マルテンサイトとその周囲の組織に硬度差が存在するため、ボイドが発生する。発生したボイドは成形によって進展し、鋼板表面で亀裂が観察される。この時、表層部におけるミクロ組織中のマルテンサイト粒径（ｄ_{ｓｕｒｆａｃｅ}）が板厚１／４部におけるマルテンサイト粒径（ｄ_１／４）よりも小さいと、表層部のボイドの発生確率が高くなってしまい、伸びフランジ性に劣ることとなる。そのため、表層部と板厚１／４部のマルテンサイト粒径の比（ｄ_{ｓｕｒｆａｃｅ}／ｄ_１／４）は０．７０以上、好ましくは０．７５以上とする。

表層部におけるミクロ組織中のマルテンサイト分率（Ｍ_{ｓｕｒｆａｃｅ}）と板厚１／４部におけるマルテンサイト分率（Ｍ_１／４）の比（Ｍ_{ｓｕｒｆａｃｅ}／Ｍ_１／４）が０．８０以上：
マルテンサイトは鋼板の冷却時に形成される組織で、非常に硬質でありながら、冷却時に膨張する組織である。鋼板は表層から冷やされるため、まず鋼板の表層部がマルテンサイト変態し、その後鋼鈑内部がマルテンサイト変態すると考えられる。この時、表層部組織におけるマルテンサイト分率が少ない状態であると、鋼板内部のマルテンサイト変態によって生じる膨張による変形を拘束することができず、表層部や鋼板エッジ部に変形が伝播し、鋼板形状が悪化する。そのため、表層部におけるミクロ組織中のマルテンサイト分率（Ｍ_{ｓｕｒｆａｃｅ}）が、板厚１／４部におけるマルテンサイト分率（Ｍ_１／４）よりも小さくなり、表層部と板厚１／４部のマルテンサイト分率の比（Ｍ_{ｓｕｒｆａｃｅ}／Ｍ_１／４）が０．８０未満となった場合、鋼板形状が悪化する。なお、表層部と板厚１／４部のマルテンサイト分率の比（Ｍ_{ｓｕｒｆａｃｅ}／Ｍ_１／４）には特に上限を設けないが、好ましくは２．００以下、より好ましくは１．８０以下とする。

鋼中の拡散性水素量が０．７５質量ｐｐｍ未満
高合金系の鋼板にめっきを施す場合に、めっき工程における雰囲気中の水素が、鋼板製品に残存する鋼中水素となると考えられる。この鋼中水素により、伸びフランジ性の改善が妨げられると考えられる。そのため、鋼中の拡散性水素量を０．７５質量ｐｐｍ未満とする。

亜鉛めっき層
本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、その表面に亜鉛めっき層を有する。この亜鉛めっき層は、Ａｌを０．０８％以上０．３０％含有することが好ましい。またこの亜鉛めっき層には、ＺｎとＡｌ、さらにＭｇとＳｉに加えて、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｓｎ等の元素が混入していても本発明の効果は変わらない。さらにこの亜鉛めっき層は、合金化処理を施された、合金化亜鉛めっき層であっても良い。

次に製造条件について説明する。

なお、以下に記載の熱延鋼板の製造方法、冷延鋼板の製造方法は、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を得るための中間製品の製造方法として、最終製品である高強度亜鉛めっき鋼板の上記特性改善に寄与する。

１回法の場合には、スラブ等の鋼素材から出発して、熱延鋼板、冷延鋼板を経て、めっき鋼板になる。

冷延鋼板の製造方法とは、上記工程のうち、熱延鋼板の製造方法の結果得られた熱延鋼板に対して冷間圧延を施すことにより、冷延鋼板を得るまでの製造方法である。

最終製品である高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法とは、上記工程のうち、熱延鋼板の製造方法の結果得られた熱延鋼板、又は、冷延鋼板の製造方法の結果得られた冷延鋼板に対して熱処理及びめっき処理を施すことにより、高強度亜鉛めっき鋼板を得るまでの製造方法である。なお、各温度は鋼板の表面温度とする。

＜熱延鋼板の製造方法＞
熱延鋼板の製造方法とは、上記工程のうち、スラブ等の鋼素材から出発して、熱延工程を経て、熱延鋼板を得るまでの製造方法である。

［鋼スラブ（鋼素材）の製造工程］
まず、上述した成分組成を有する鋼素材を溶製して鋼スラブを製造する。鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉や電気炉等、公知の溶製方法のいずれでも用いることができる。また、鋼スラブ（鋼素材）は、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造することが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。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、冷却しないで温片のままで加熱炉に装入する、又は、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延などの省エネルギープロセスも適用できる。

［熱間圧延工程］
鋼素材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、鋳造時に析出した粗大な析出物を可能な限り再溶解させる必要がある。また、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大する。さらに、鋼素材表層の気泡、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、鋼素材の加熱は１１００℃以上および１時間以上とすることが好ましい。一方、鋼素材の加熱温度に特に上限は設けないが、鋼素材の加熱温度が１４００℃を超えると酸化量の増加に伴いスケールロスが増大し、生産性が低下するため、好ましくは１４００℃以下とする。

連続する圧延スタンドの各スタンドにおけるひずみ速度：５ｓ^－１以上２００ｓ^－１以下
各圧延スタンドにおけるひずみ速度が５ｓ^－１未満であると、圧下率が小さい場合においても動的再結晶がおこりやすくなり、特に鋼板表層のオーステナイト粒が過度に細粒化されてしまう。この結果、最終組織の表層部におけるマルテンサイト粒径が過度に微細化される。これにより、表層部におけるミクロ組織中のマルテンサイト粒径（ｄ_{ｓｕｒｆａｃｅ}）と板厚１／４部におけるマルテンサイト粒径（ｄ_１／４）の比（ｄ_{ｓｕｒｆａｃｅ}／ｄ_１／４）が０．７０未満となってしまい、伸びフランジ性に劣ることとなる。
よって、各圧延スタンドにおけるひずみ速度は５ｓ^－１以上、好ましくは７．５ｓ^－１以上とする。ひずみ速度が２００ｓ^－１を超えた場合、加工発熱が大きくなり、圧延温度が高くなる。この結果、特に加工を受けている表層部における動的再結晶が起こりやすくなり、鋼板表層のオーステナイト粒が過度に細粒化される場合がある。これにより、最終組織の表層部におけるマルテンサイト粒径が過度に微細化されてしまう場合がある。その結果、表層部におけるミクロ組織中のマルテンサイト粒径（ｄ_{ｓｕｒｆａｃｅ}）と板厚１／４部におけるマルテンサイト粒径（ｄ_１／４）の比（ｄ_{ｓｕｒｆａｃｅ}／ｄ_１／４）が０．７０未満となり、伸びフランジ性が悪化する場合がある。よって、ひずみ速度は２００ｓ^－１以下、より好ましくは１７０ｓ^－１以下とする。さらに好ましくは１６０ｓ^－１以下とする。

ここで、ひずみ速度の調整法について以下に説明する。ひずみ速度は、次の式１によって算出される。
（式１） ［ひずみ速度］＝－ｌｎ（ｈ_１／ｈ_２）／ｔ
ここで、ｈ_１（ｍｍ）：各圧延スタンド入側の板厚、ｈ_２（ｍｍ）：各圧延スタンド出側の板厚、ｔ（ｓ）：ロール接触時間。
ロール接触時間ｔは、次の式２によって求められる。
（式２） ｔ＝Ｌ_ｄ／Ｖ
ここで、Ｌ_ｄ（ｍｍ）：ロール接触弧長、Ｖ（ｍｍ／ｓ）：ロール速度。
また、ロール接触弧長Ｌ_ｄは、上述のｈ_１、ｈ_２（ｍｍ）、Ｒ（ｍｍ）：各圧延スタンドのロール半径から以下の式３によって算出される。
（式３） Ｌ_ｄ＝√（Ｒ×（ｈ_１－ｈ_２））
したがって、ひずみ速度は、各圧延スタンドの圧下率、各圧延スタンドの入側と出側の板厚、ロール接触弧長、各圧延スタンドのロール速度やロール接触時間を調整することにより、所望の範囲に調整することが可能である。

なお、圧延スタンドの数は４個以上が好ましい。圧延スタンドが４個以上の場合、1つの圧延スタンドの圧延荷重を小さくできる。このため、圧延設備の小型化が可能となり、さらに各スタンドでの圧延による鋼板形状の制御がし易くなる。より好ましくは７個以上である。

各圧延スタンドにおける圧下率：５％～５０％
各圧延スタンドにおける圧下率が５０％超であると、過剰に圧延歪が加わり、特に鋼板の表層部のオーステナイト粒が過度に細粒化されてしまい、最終組織の表層部におけるマルテンサイト粒径が過度に微細化されてしまう。この結果、表層部におけるミクロ組織中のマルテンサイト粒径（ｄ_{ｓｕｒｆａｃｅ}）と板厚１／４部におけるマルテンサイト粒径（ｄ_１／４）の比（ｄ_{ｓｕｒｆａｃｅ}／ｄ_１／４）が０．７０未満となってしまい、伸びフランジ性に劣ることとなる。一方で、各圧延スタンドにおける圧下率が５％未満であると、鋼板に加わるひずみ量が少なくなり、動的再結晶が起こりにくくなり、さらに熱間圧延中に脱炭が起こり粒界の移動が起こりやすくなる。この結果、表層部におけるミクロ組織中のマルテンサイト粒径（ｄ_{ｓｕｒｆａｃｅ}）と板厚１／４部におけるマルテンサイト粒径（ｄ_１／４）の比（ｄ_{ｓｕｒｆａｃｅ}／ｄ_１／４）が２．００超となり、鋼板形状が悪化する。よって、各圧延スタンドにおける圧下率は５％～５０％とする。各圧延スタンドにおける圧下率の好ましい下限は７％以上、より好ましくは１０％以上とする。各圧延スタンドにおける圧下率の好ましい上限は４８％以下、より好ましくは４５％以下とする。

仕上げ圧延出側温度：８００℃以上
加熱後の鋼素材は、熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上げ圧延出側温度が８００℃未満では、鋼板組織が不均一となり、焼鈍工程後の延性や穴広げ性が低下する。したがって、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度は８００℃以上、好ましくは８５０℃以上、より好ましくは８７０℃以上である。なお、仕上げ圧延出側温度の上限は特に定めないが、仕上げ圧延出側温度が１０００℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が増大し、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場合がある。よって、仕上げ圧延出側温度の上限は、好ましくは９５０℃以下、より好ましくは９３０℃以下、さらに好ましくは９００℃以下とする。

なお、巻取り温度の上限および下限は特に設けないが、熱間圧延後の巻取り温度が７５０℃より高くなると、熱延板表面に酸洗によって除去することが困難な酸化被膜が生成し、最終製品の表面外観を損ねる原因となる場合がある。したがって、熱間圧延後の巻取り温度は７５０℃以下とするのが好ましく、より好ましくは７００℃以下、さらに好ましくは６７０℃以下である。また、巻取り温度が３５０℃より低くなると、熱延鋼板の強度が上昇し、続く冷間圧延における圧延負荷が増大したり、板形状の不良が発生したりする場合がある。そのため、生産性が低下することから、好ましくは巻取り温度の下限を３５０℃以上とするのが好ましく、より好ましくは３７０℃以上、さらに好ましくは４００℃以上とする。

＜冷延鋼板の製造方法＞
得られた熱延鋼板（熱延コイル）には酸洗を行う。熱延コイルの酸洗方法は常法に従えばよい。また、熱延コイルの形状矯正および酸洗性向上のためにスキンパス圧延を行ってもよい。

酸洗後は冷間圧延を行う。冷間圧下率は２５％以上が好ましく、３０％以上とすることがより好ましい。一方、過度の圧下は圧延加重が過大となり冷延ミルの負荷増大を招くため、その上限は７５％以下とすることが好ましい。冷間圧下率の上限は７０％以下とすることがより好ましい。

＜高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法＞
［熱処理工程］
７２０℃～８８０℃に加熱
加熱温度が７２０℃より低いと、加熱および保持において鋼板中に生成するオーステナイト分率が低下し、鋼板の最終組織に含まれるマルテンサイト分率が３０．０％未満となってしまい、９８０ＭＰａ以上のＴＳを有する高強度鋼板が得られない。また、加熱温度が８８０℃より高いと、マルテンサイト分率が７０．０％以上となってしまい、伸びが１０％以上である高強度鋼板が得られない。したがって、加熱温度は７２０℃～８８０℃とする必要がある。好ましくは７３０℃～８７０℃とする。より好ましくは７４０℃～８６０℃とする。

当該加熱温度で５ｓ～６００ｓ保持
保持時間が５ｓより短いと、加熱によって生じたオーステナイトの核成長が進まず、鋼板の最終組織に含まれるマルテンサイト分率が３０．０％未満となってしまい、９８０ＭＰａ以上のＴＳを有する高強度鋼板が得られない。また、保持時間が６００ｓより長いと、鋼板の脱炭が過度に進行してしまい、鋼板の表層部においてフェライトの形成が起こり、マルテンサイト分率が低下する。この結果、表層部におけるミクロ組織中のマルテンサイト分率（Ｍ_{ｓｕｒｆａｃｅ}）と板厚１／４部におけるマルテンサイト分率（Ｍ_１／４）の比（Ｍ_{ｓｕｒｆａｃｅ}／Ｍ_１／４）が０．８０未満となり、鋼板形状が悪化する。したがって、加熱時の保持時間は５ｓ～６００ｓとする必要がある。保持時間の好ましい下限は１０ｓ以上、より好ましくは１５ｓ以上とする。保持時間の好ましい上限は５５０ｓ以下、より好ましくは５００ｓ以下とする。

６８０℃までの平均冷却速度が３．０℃／ｓ以上である第一冷却
６８０℃までの冷却速度が３．０℃／ｓ未満では、フェライトが過度に生成してしまい、鋼板の最終組織に含まれるフェライトの面積率が４０％超となってしまい、ＴＳが９８０ＭＰａ未満となってしまう。したがって、６８０℃までの冷却速度は３．０℃／ｓ以上とする。好ましくは３．２℃／ｓ以上とする。６８０℃までの冷却速度に特に上限は定めないが、冷却速度が２０．０℃／ｓ超となると冷却に必要なコストに対するフェライト生成の抑制効果が飽和する。従って６８０℃までの冷却速度は２０．０℃／ｓ以下が好ましい。さらに好ましくは１５．０℃／ｓ以下とする。

加熱後の第一冷却終了後からめっき処理を施すまでの冷却の間に第一保持・第二保持を行うことは本発明における重要な構成案件の1つである。めっき鋼板は、特にめっき浴・合金化処理を施す際にベイナイト変態が進行する。この際、めっき浴までの区間で急速に冷却を行うと鋼板の表層部と鋼板内部の温度に差が生じやすくなる。その結果、鋼板の表層部と鋼板内部のベイナイト変態量・フェライト変態量が変化して最終組織における表層部と板厚１／４部のマルテンサイト分率に差が生じることとなり、鋼板の形状不良が発生する。また、冷却中のフェライト・ベイナイト変態量の違いによって、めっき処理前で形状不良が発生することがあり、その場合、めっき処理工程におけるめっき付着量の制御が困難となり、めっき性が不良となる。

そのため、発明者らは、加熱後の冷却の間に保持工程を設けることで、鋼板の冷却時における温度ムラを低減させ、ベイナイト変態量・フェライト変態量を鋼板の表層部と鋼板内部で揃えることに成功した。すなわち残部のマルテンサイト量について、鋼板の表層部と鋼板内部で揃えることで形状不良を抑制できるという発想に至った。

保持温度が６８０℃～６００℃である第一保持
第一保持が６００℃未満となった場合、続く第二保持・めっき処理・合金化処理においてベイナイト変態が過度に進行し、ベイナイトの面積率が４０．０％超となり、ＴＳが９８０ＭＰａ未満となる。第一保持を６８０℃より高い温度とした場合、表層部の脱炭が過度に生じてしまい、表層部のマルテンサイト分率が減少する。この結果、表層部におけるミクロ組織中のマルテンサイト分率（Ｍ_{ｓｕｒｆａｃｅ}）と板厚１／４部におけるマルテンサイト分率（Ｍ_１／４）の比（Ｍ_{ｓｕｒｆａｃｅ}／Ｍ_１／４）が０．８０未満となり、鋼板形状が悪化する。したがって、第一保持の温度は６８０℃以下６００℃以上とする。

保持温度が５７０℃～４８０℃である第二保持
第二保持の温度を５７０℃～４８０℃とするのはめっき浴温度に対して適切な温度を保つ必要があるためである。第二保持が５７０℃超となった場合、めっき浴の際に板温の急激な変化が起こり、局所的に温度が下がった箇所においてめっきムラが生じてしまい、めっき性が低下する。第二保持が４８０℃未満となった場合、めっき浴の際に亜鉛が凝固してしまい、このような亜鉛が鋼板に付着することで、めっき性が低下する。したがって、第二保持の温度は５７０℃以下４８０℃以上とする。

第一保持と第二保持の合計保持時間（ｔ_１＋ｔ_２）ｓが４０ｓ以上
第一保持の保持時間をｔ_１ｓとし、第二保持の保持時間をｔ_２ｓとし、その合計保持時間（ｔ_１+ｔ_２）ｓを４０ｓ以上とする。合計保持時間（ｔ_１＋ｔ_２）ｓが４０ｓ未満だと、鋼板表層部と鋼板内部の温度差を解消することができないまま冷却が進行することとなる。その結果、表層部と内部のベイナイト変態量が変化し、最終組織におけるマルテンサイト変態量も変化する。そして、表層部におけるミクロ組織中のマルテンサイト分率（Ｍ_{ｓｕｒｆａｃｅ}）と板厚１／４部におけるマルテンサイト分率（Ｍ_１／４）の比（Ｍ_{ｓｕｒｆａｃｅ}／Ｍ_１／４）が０．８０未満となり、形状不良が発生する。したがって、合計保持時間は４０ｓ以上とする。合計保持時間に上限は定めないが、合計保持時間が１０００ｓ超では鋼板表層部と鋼板内部の温度差の解消の効果が飽和することから、好ましくは１０００ｓ以下、さらに好ましくは７５０ｓ以下とする。

４７０℃までの平均冷却速度が２．０℃／ｓ以上である第二冷却
４７０℃までの冷却速度が２．０℃／ｓ未満では、ベイナイトが過度に生成してしまい、鋼板の最終組織に含まれるベイナイトの面積率が４０．０％超となってしまい、ＴＳが９８０ＭＰａ未満となってしまう。したがって、４７０℃までの冷却速度は２．０℃／ｓ以上、好ましくは２．５℃／ｓ以上とする。４７０℃までの冷却速度の上限は特に定めないが、４７０℃までの冷却速度が１５．０℃／ｓ以上とするとベイナイト生成量の減少に対するコストが見合わなくなる。そのため４７０℃までの冷却速度は１５．０℃／ｓ以下とすることが好ましく、さらに好ましくは１０．０℃／ｓ以下とする。

亜鉛めっき処理を施すこと
亜鉛めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理や電気亜鉛めっき処理等の公知の方法を用いることができる。溶融亜鉛めっき処理を施す場合には、前記焼鈍処理（加熱処理）を施した鋼板を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。めっき処理条件に特別な制限はないが、めっき付着量（片面当たりの付着量）は、耐食性およびめっき付着量制御上の観点から２０ｇ／ｍ^２以上とすることが好ましく、また、密着性の観点から１２０ｇ／ｍ^２以下とすることが好ましい。めっき付着量は２５ｇ／ｍ^２以上とすることがより好ましく、３０ｇ／ｍ^２以上とすることがさらにより好ましい。めっき付着量は１００ｇ／ｍ^２以下とすることがより好ましく、７０ｇ／ｍ^２以下とすることがさらにより好ましい。なお、溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．０８％以上０．３０％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。さらに、めっき浴中にＡｌ、Ｍｇ、Ｓｉ以外にＰｂ、Ｓｂ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｓｎ等の元素が混入していても本発明の効果は変わらない。

合金化処理を施すこと
亜鉛めっきの合金化処理を施す場合には、亜鉛めっき処理後に、４５０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す。６００℃を超える温度で合金化処理を行うと、合金化が過度に進行し、めっき密着性が劣化してしまい、めっき性に劣る場合がある。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行う場合には、４５０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことが好ましい。なお、合金化された亜鉛めっき鋼板のめっき層のＦｅ濃度は８～１７％となることが好ましい。

表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを、表２に示す条件で熱間圧延、表３に示す条件で焼鈍（熱処理）、再加熱した後、溶融亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）や、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。溶融亜鉛めっき浴は、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）では、Ａｌ：０．１９質量％含有亜鉛浴を使用し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）では、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４６５℃とした。めっき付着量は片面あたり４５ｇ／ｍ^２（両面めっき）とし、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下の範囲内になるように調整した。

得られた最終製品である高強度亜鉛めっき鋼板の断面ミクロ組織、引張特性、耐遅れ破壊特性、めっき外観、鋼板形状について調査を行い、その結果を表４に示した。

なお、発明例：条件番号４３、４４について、その半製品である冷延鋼板の製造方法を発明例（半製品）：条件番号５３として記載した。また、発明例：条件番号５４、追加１について、その半製品である熱延鋼板の製造方法を発明例（半製品）：条件番号追加２とした。

フェライト、ベイナイト、マルテンサイトの面積率およびマルテンサイト粒径の測定方法は、下記のとおりである。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食した。次いで、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）および、表層位置（鋼板表面から深さ１０μｍ～３０μｍの領域）について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察した。得られた組織画像をから、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、各組織（フェライト、ベイナイト、マルテンサイト）の面積率を１０視野の平均値として算出した。また、上記の組織画像において、フェライトは黒色の組織の領域、ベイナイトは島状の残留オーステナイトを含む黒色又は方位の揃った炭化物を含む灰色の領域、マルテンサイトは明灰色の組織の領域および黒色組織内に炭化物が点在している領域であるとした。

マルテンサイト粒径は、得られた組織画像からＭｅｄｉａＣｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、画像解析によってマルテンサイトの粒径を求め、１０視野の平均値をマルテンサイトの粒径（平均粒径）とする。

引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１年）に準拠して行い、ＴＳ（引張強さ）、ＹＳ（０．２％耐力）、ＥＬ（突き合わせ伸び）を測定した。

伸びフランジ性は、穴広げ試験により評価した。穴広げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に準拠して行った。得られた鋼板より、１００ｍｍ×１００ｍｍのサンプルを剪断で採取した。該サンプルに、クリアランスを１２．５％として直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。内径７５ｍｍのダイスを用いて、穴の周囲をしわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、頂角６０°の円錐ポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定した。下記の式４から、穴広げ率：λ（％）を求め、この穴広げ率の値から伸びフランジ性を評価した。
（式４） 限界穴広げ率：λ（％）＝｛（Ｄ_ｆ－Ｄ_０）／Ｄ_０｝×１００
ただし、上式において、Ｄ_ｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ_０は初期穴径（ｍｍ）である。

めっき性は、得られた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おもて面および裏面について、不めっき欠陥の存在の有無を目視で観察し、不めっきが見られた鋼を×、不めっきが見られなかった鋼を〇と判定することで評価し、〇をめっき性に優れていると判断した。

鋼板形状は、得られた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板が、鋼板全体または鋼板のエッジ部で波打つ箇所について、波の大小を目視で比較して、一番大きい波を最も大きいと判断した。なおこの時、当該鋼板から切り出した板厚×幅×圧延方向５００Ｌ（ｍｍ）の板を定盤に置いて所定の長さ（２００ｍｍ程度）範囲についてδを測定し、その中で最も大きい波について、図１に沿ってδとｐを求めた。なお、波ピッチｐの矢印は圧延方向である。下記式５で定義される急峻度Λ（％）を求め、この急峻度の値が２．０％超であると×、２．０％以下１．０％超であると△、１．０％以下０．５％超であると〇、０．５％以下であると◎と判定することで評価し、△、〇、◎を形状に優れていると判断した。
（式５） 急峻度：Λ（％）＝（δ／ｐ）×１００
ただし、上式において、δは波高さ（ｍｍ）、ｐは波ピッチ（ｍｍ）である。

鋼中の拡散性水素量は、５×３０ｍｍ程度の試験片を切り出した冷延鋼板または亜鉛めっき鋼板を用意し、亜鉛めっき鋼板についてはルータ（精密グラインダ）を使って試験片表面のめっきを除去したうえで、石英管中に入れた。次いで、石英管内をＡｒで置換した後、２００℃／ｈｒで昇温し、４００℃までに発生した水素をガスクロマトグラフにより、昇温分析法にて放出水素量を測定した。室温（２５℃）から２５０℃未満の温度域で検出された水素量の累積値を拡散性水素量とした。

表４で示すように、本発明例では、ＴＳが９８０ＭＰａ以上であり、突き合わせ伸びで１０％以上であり、穴広げ率が２５％以上であり、不めっき欠陥が存在せず、形状外観にも優れている。一方、比較例では、これらのうちのいずれか一つ以上が劣っている。なお、ここでいう本発明例とは、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を製造するための半製品である熱鋼板の製造方法、及び、冷延鋼板の製造方法を経て製造された冷延鋼板を、最終製品である高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法で製造されたものである。これら半製品の製造条件、及び／又は、最終製品の製造条件を満たさない場合には、これら特性のうちのいずれか一つ以上が劣るという結果になる。

Claims (7)

1. 成分組成は、質量％で、
   Ｃ：０．０２０％以上０．３００％以下、
   Ｓｉ：０．０１％以上１．５０％以下、
   Ｍｎ：１．００％以上５．００％以下、
   Ｐ：０．１００％以下、
   Ｓ：０．０２００％以下、
   Ａｌ：０．１００％以下、
   Ｎ：０．０１００％以下、
   Ｏ：０．０１００％以下、および、
   Ｓｂ：０．００１％以上０．２００％以下、及び、Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下から選択される１種又は２種を含有し、
   残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
   板厚１／４部におけるミクロ組織は、
   フェライトの面積率が５．０％以上４０．０％以下で、
   ベイナイトの面積率が４０．０％以下で、
   マルテンサイトの面積率が３０．０％以上７０．０％以下で、
   表層部におけるミクロ組織中のマルテンサイト粒径（ｄ_{ｓｕｒｆａｃｅ}）と板厚１／４部におけるマルテンサイト粒径（ｄ_１／４）の比（ｄ_{ｓｕｒｆａｃｅ}／ｄ_１／４）が０．７０以上、２．００以下であり、
   前記表層部におけるミクロ組織中のマルテンサイト分率（Ｍ_{ｓｕｒｆａｃｅ}）と板厚１／４部におけるマルテンサイト分率（Ｍ_１／４）の比（Ｍ_{ｓｕｒｆａｃｅ}／Ｍ_１／４）が０．８０以上であり、
   鋼中の拡散性水素量が０．７５質量ｐｐｍ未満であり、
   鋼板表面に亜鉛めっき層を有する、高強度亜鉛めっき鋼板。
2. さらに、成分組成として、質量％で、
   Ｔｉ：０．５００％以下、
   Ｎｂ：０．５００％以下、
   Ｖ：０．２００％以下、
   Ｔａ：０．１０％以下、
   Ｗ：０．１０％以下、
   Ｂ：０．０１００％以下、
   Ｃｒ：１．００％以下、
   Ｍｏ：１．００％以下、
   Ｃｏ：１．００％以下、
   Ｎｉ：１．００％以下、
   Ｃｕ：１．００％以下、
   Ｃａ：０．０１００％以下、
   Ｍｇ：０．０１００％以下、
   Ｚｒ：０．１００％以下、
   Ｔｅ：０．１００％以下、
   Ｈｆ：０．１０％以下、
   Ｂｉ：０．２００％以下、および、
   ＲＥＭ：０．０１００％以下、
   のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項１に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
3. 前記亜鉛めっき層は、合金化亜鉛めっき層である、請求項１又は２に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
4. 請求項１又は２に記載の成分組成を有する鋼素材に対し、
   連続する圧延スタンドの各スタンドにおけるひずみ速度が５ｓ^－１以上２００ｓ^－１以下、且つ、各圧延スタンドにおける圧下率を５％～５０％とする仕上げ圧延であり、
   仕上げ圧延出側温度が８００℃以上となる熱間圧延を行う、請求項１又は２に記載の高強度亜鉛めっき鋼板を製造するための熱延鋼板の製造方法。
5. 請求項４に記載の製造方法で得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延を施す、冷延鋼板の製造方法。
6. 請求項５に記載の製造方法で得られた冷延鋼板を、７２０℃～８８０℃に加熱し、当該加熱温度で５ｓ～６００ｓ保持した後、
   ６８０℃までの平均冷却速度が３．０℃／ｓ以上である第一冷却を行い、
   その後、保持温度が６８０℃～６００℃である第一保持をｔ_１ｓ行い、冷却を行った後、保持温度が５７０℃～４８０℃である第二保持をｔ_２ｓ行い、かつ、第一保持と第二保持の合計保持時間（ｔ_１＋ｔ_２）ｓが４０ｓ以上とし、
   その後４７０℃までの平均冷却速度が２．０℃／ｓ以上である第二冷却を行う熱処理工程を施した後、
   亜鉛めっき処理を施し、
   その後冷却を行う、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
7. 前記亜鉛めっき処理は、合金化亜鉛めっき処理である、請求項６に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。