JP5510057B2 - 溶融めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は溶融めっき鋼板およびその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、自動車の足回り部品やメンバー等の補強部材のように優れた曲げ性が要求される用途に好適な溶融めっき鋼板およびその製造する方法に関する。ここで、本発明において、「溶融めっき鋼板」には、めっき材料が亜鉛系の材料であって、溶融めっき鋼板の基材をなす鋼板の構成材料と合金化されためっき層を備える「合金化溶融亜鉛めっき鋼板」が含まれる。
近年、地球環境保護のため、自動車の燃費向上が求められており、自動車用鋼板においては、車体の軽量化および安全性確保のため、引張強度（ＴＳ）≧５９０ＭＰａである高強度鋼板へのニーズが高まっている。しかしながら、ただ単に高強度であればよいわけではない。例えば、成形性の観点からは延性の他に、良曲げ性が求められている。また、防錆性の観点からは、溶融めっきを施した鋼板が求められている。
一般的に鋼の強化手法としては固溶強化、析出強化および変態強化があり、これらを組み合わせることにより、所定の引張強度を達成することができる。しかしながら、これらの組合せが相違すると、得られる鋼板は、同一引張強度であっても延性、曲げ性等が異なる。したがって、自動車用途として、上述の要求性能を高度にバランスさせるには、強化手法を適正にバランスさせることが重要である。
上述の強化手法のうち、変態強化を用いると、比較的容易に高強度化を達成することができる。
例えば、特許文献１にはＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏを多量に添加し、さらに冷却速度を制御することによりフェライト・ベイナイト・マルテンサイト混合組織を得て、ＴＳ≧７８０ＭＰａを達成している。また、特許文献２には、焼き戻しマルテンサイトを得ることにより、曲げ加工性と高強度化を達成している。これらの技術によると、フェライトと硬質相との混合組織とすることにより、比較的容易に高強度化が図ることができる。
例えば、特許文献１にはＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏを多量に添加し、さらに冷却速度を制御することによりフェライト・ベイナイト・マルテンサイト混合組織を得て、ＴＳ≧７８０ＭＰａを達成している。また、特許文献２には、焼き戻しマルテンサイトを得ることにより、曲げ加工性と高強度化を達成している。これらの技術によると、フェライトと硬質相との混合組織とすることにより、比較的容易に高強度化が図ることができる。
しかしながら、マルテンサイトを多く含む混合組織を用いると、組織間の硬度差が大きくなる。このため、その組織界面から曲げ加工初期に亀裂が発生し、曲げ性に劣る欠点がある。
そのため、曲げ性を劣化させず、高強度化を図るためには、析出強化を用いることが多い。析出強化はＴｉやＮｂを主に添加するが、その中で安価かつ添加量に対する強度上昇量が多いＴｉを多く添加することが一般的になっている。さらに、Ｔｉの添加はフェライト粒を微細化する効果があるため、Ｔｉ炭窒化物による析出強化に加え、フェライト粒の微細化による高強度化を図れるメリットもある。
Ｔｉ析出強化を用いた高張力溶融亜鉛めっき鋼板溶融亜鉛めっき鋼板の従来技術としては、特許文献３、特許文献４および特許文献５が挙げられる。
しかしながら、Ｔｉを添加してフェライトの微細化や析出強化を利用すると、フェライトの微細化や強化に寄与する微細なＴｉ系炭化物、窒化物、炭窒化物の他に粗大なＴｉＮが生成する。このＴｉＮのうちでも晶出したＴｉＮは、Ｔｉ系炭化物、窒化物、炭窒化物が数十ｎｍの微細な析出物であるのに対し、高温で生成するためにその大きさは０．１〜２０μｍと粗大である。この粗大な晶出ＴｉＮは、フェライトの微細化や強度上昇には全く寄与しないばかりか、その粗大な析出物が曲げ加工時の割れの起点となり、曲げ性を劣化させる原因となっている。
しかしながら、Ｔｉを添加してフェライトの微細化や析出強化を利用すると、フェライトの微細化や強化に寄与する微細なＴｉ系炭化物、窒化物、炭窒化物の他に粗大なＴｉＮが生成する。このＴｉＮのうちでも晶出したＴｉＮは、Ｔｉ系炭化物、窒化物、炭窒化物が数十ｎｍの微細な析出物であるのに対し、高温で生成するためにその大きさは０．１〜２０μｍと粗大である。この粗大な晶出ＴｉＮは、フェライトの微細化や強度上昇には全く寄与しないばかりか、その粗大な析出物が曲げ加工時の割れの起点となり、曲げ性を劣化させる原因となっている。
このように、従来技術において、いずれの強化手法を用いても、高強度化に対する曲げ性が不十分であり、曲げ加工時において部材割れなどが発生しているのが現状である。
本発明は、上記現状に鑑みてなされたものであり、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車のメンバーや足廻り部品に代表される構造部材の素材として好適な、良好な延性および曲げ性を高い引張強度とともに有する溶融めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行った。
その結果、めっき基材となる鋼板の表面近傍の成分偏析や鋼組織や表面形状を適正化するとともに、鋼板内部の鋼組織を適正化することによって、５９０ＭＰａ以上の高い引張強度を有しながら良好な延性と曲げ性とを具備する溶融めっき鋼板を得ることができるという新たな知見を得た。
その結果、めっき基材となる鋼板の表面近傍の成分偏析や鋼組織や表面形状を適正化するとともに、鋼板内部の鋼組織を適正化することによって、５９０ＭＰａ以上の高い引張強度を有しながら良好な延性と曲げ性とを具備する溶融めっき鋼板を得ることができるという新たな知見を得た。
上記の知見に基づき完成された本発明は次のとおりである。
（１）鋼板表面に溶融めっき層を有する溶融めっき鋼板において、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．００５％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以上４．０％以下、Ｐ：０．０００４％以上０．１％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅおよび不純物を含有する化学組成を有し、前記溶融めっき層と前記鋼板との界面から５０μｍの深さの位置（深さ位置Ａ）における圧延方向に展伸したＭｎおよびＳｉの濃化部の圧延直角方向の平均間隔である濃化部平均間隔が１０００μｍ以下であり、前記界面を起点とし前記界面から２μｍの深さの位置を終点とする領域（表層領域）における鋼組織が、フェライトを９０面積％以上含有し、前記界面から２μｍの深さの位置を起点とし板厚中心位置を終点とする領域（内部領域）における鋼組織が、面積率で、フェライト：２０％以上９０％以下、マルテンサイト：１．０％以上３０％以下および残留オーステナイト：０．５％以上を含有するとともにフェライト平均粒径が１μｍ以上２０μｍ以下であり、前記界面における深さが３μｍ以上１０μｍ以下であるクラックの数密度が３個／ｍｍ以上１０００個／ｍｍ以下であり、前記溶融めっき鋼板は、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）が９０００ＭＰａ・％以上である機械特性を有することを特徴とする溶融めっき鋼板。
（１）鋼板表面に溶融めっき層を有する溶融めっき鋼板において、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．００５％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以上４．０％以下、Ｐ：０．０００４％以上０．１％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅおよび不純物を含有する化学組成を有し、前記溶融めっき層と前記鋼板との界面から５０μｍの深さの位置（深さ位置Ａ）における圧延方向に展伸したＭｎおよびＳｉの濃化部の圧延直角方向の平均間隔である濃化部平均間隔が１０００μｍ以下であり、前記界面を起点とし前記界面から２μｍの深さの位置を終点とする領域（表層領域）における鋼組織が、フェライトを９０面積％以上含有し、前記界面から２μｍの深さの位置を起点とし板厚中心位置を終点とする領域（内部領域）における鋼組織が、面積率で、フェライト：２０％以上９０％以下、マルテンサイト：１．０％以上３０％以下および残留オーステナイト：０．５％以上を含有するとともにフェライト平均粒径が１μｍ以上２０μｍ以下であり、前記界面における深さが３μｍ以上１０μｍ以下であるクラックの数密度が３個／ｍｍ以上１０００個／ｍｍ以下であり、前記溶融めっき鋼板は、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）が９０００ＭＰａ・％以上である機械特性を有することを特徴とする溶融めっき鋼板。
（２）前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．５％以下をさらに含有し、前記界面を起点とし前記界面から５０μｍの深さの位置を終点とする領域（領域１）における粒径３μｍ以上のＴｉＮの数密度が１００個／ｍｍ２以下であり、前記界面から２μｍの深さの位置を起点とし板厚中心位置を終点とする領域（内部領域）におけるフェライト平均粒径が１μｍ以上７μｍ以下であることを特徴とする上記（１）に記載の溶融めっき鋼板。
（３）前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．５％以下をさらに含有し、前記濃化部平均間隔が５００μｍ以下であることを特徴とする上記（１）または上記（２）に記載の溶融めっき鋼板。
（４）前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％およびＢ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（１）〜上記（３）のいずれかに記載の溶融めっき鋼板。
（５）前記化学組成が、質量％で、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０５％以下およびＺｒ：０．０５％以下からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（１）〜上記（４）のいずれかに記載の溶融めっき鋼板。
（６）下記工程（Ａ）〜（Ｄ）を有することを特徴とする上記（１）〜上記（５）のいずれかに記載の溶融めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）溶鋼を、鋳片表面から１０ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を１０℃／秒以上となる条件で鋳造する鋳造工程；
（Ｂ）前記鋳造工程により得られた鋳片を熱間圧延に供し、１０００℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、２００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却して、５８０℃以上の温度域で巻取り、２００℃／時以下の条件で冷却して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｃ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に下記式（ｉ）を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；および
（Ｄ）前記酸洗工程により得られた酸洗鋼板を７００℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、１．０℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度で５８０℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、次いで溶融めっきを施して溶融めっき鋼板とする連続焼鈍−溶融めっき工程。
５０００≦酸濃度（質量％）×酸温度（℃）×酸浸漬時間（秒）≦２００００００
（ｉ）
（Ａ）溶鋼を、鋳片表面から１０ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を１０℃／秒以上となる条件で鋳造する鋳造工程；
（Ｂ）前記鋳造工程により得られた鋳片を熱間圧延に供し、１０００℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、２００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却して、５８０℃以上の温度域で巻取り、２００℃／時以下の条件で冷却して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｃ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に下記式（ｉ）を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；および
（Ｄ）前記酸洗工程により得られた酸洗鋼板を７００℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、１．０℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度で５８０℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、次いで溶融めっきを施して溶融めっき鋼板とする連続焼鈍−溶融めっき工程。
５０００≦酸濃度（質量％）×酸温度（℃）×酸浸漬時間（秒）≦２００００００
（ｉ）
（７）下記工程（ａ）〜（ｅ）を有することを特徴とする上記（１）〜上記（５）のいずれかに記載の溶融めっき鋼板の製造方法：
（ａ）溶鋼を、鋳片表面から１０ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を１０℃／秒以上となる条件で鋳造する鋳造工程；
（ｂ）前記鋳造工程により得られた鋳片を熱間圧延に供し、１０００℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、２００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却して、５８０℃以上の温度域で巻取り、２００℃／時以下の条件で冷却して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（ｃ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に下記式（ｉ）を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（ｄ）前記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に９０％以下の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（ｅ）前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を７００℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、１．０℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度で５８０℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、次いで溶融めっきを施して溶融めっき鋼板とする連続焼鈍−溶融めっき工程。
５０００≦酸濃度（質量％）×酸温度（℃）×酸浸漬時間（秒）≦２００００００
（ｉ）
（ａ）溶鋼を、鋳片表面から１０ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を１０℃／秒以上となる条件で鋳造する鋳造工程；
（ｂ）前記鋳造工程により得られた鋳片を熱間圧延に供し、１０００℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、２００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却して、５８０℃以上の温度域で巻取り、２００℃／時以下の条件で冷却して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（ｃ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に下記式（ｉ）を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（ｄ）前記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に９０％以下の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（ｅ）前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を７００℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、１．０℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度で５８０℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、次いで溶融めっきを施して溶融めっき鋼板とする連続焼鈍−溶融めっき工程。
５０００≦酸濃度（質量％）×酸温度（℃）×酸浸漬時間（秒）≦２００００００
（ｉ）
（８）前記鋳造工程において、移動磁場による溶鋼の攪拌を施して鋳造することを特徴とする上記（６）または上記（７）に記載の溶融めっき鋼板の製造方法。
本発明の溶融めっき鋼板は、高強度でありながら曲げ性および延性に優れている。そのため、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車のメンバーや足廻り部品に代表される構造部材の素材として最適である。また安価に製造できるので産業上格段の効果を奏する。
１．化学組成
本発明の溶融めっき鋼板の限定理由について説明する。化学組成についての「％」は「質量％」を意味する。
本発明の溶融めっき鋼板の限定理由について説明する。化学組成についての「％」は「質量％」を意味する。
（１）Ｃ：０．０３％以上０．３５％以下
Ｃは、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトなどの硬質相を生成させ、鋼板の強度を向上させる作用を有する。Ｃ含有量が０．０３％未満では５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難である。したがって、Ｃ含有量は０．０３％以上とする。７８０ＭＰａ以上の引張強度を得るには、Ｃ含有量を０．０４％以上とすることが望ましい。一方、Ｃ含有量が０．３５％超では溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．３５％以下とする。
Ｃは、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトなどの硬質相を生成させ、鋼板の強度を向上させる作用を有する。Ｃ含有量が０．０３％未満では５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難である。したがって、Ｃ含有量は０．０３％以上とする。７８０ＭＰａ以上の引張強度を得るには、Ｃ含有量を０．０４％以上とすることが望ましい。一方、Ｃ含有量が０．３５％超では溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．３５％以下とする。
（２）Ｓｉ：０．００５％以上２．０％以下
Ｓｉは、固溶強化によって鋼板の強度を高める作用を有する。Ｓｉ含有量が０．００５％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が２．０％超では、溶融めっきとの塗れ性が悪化して不めっき部が多く存在するようになり耐食性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓｉの含有量は２．０％以下とする。
Ｓｉは、固溶強化によって鋼板の強度を高める作用を有する。Ｓｉ含有量が０．００５％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が２．０％超では、溶融めっきとの塗れ性が悪化して不めっき部が多く存在するようになり耐食性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓｉの含有量は２．０％以下とする。
（３）Ｍｎ：１．０％以上４．０％以下
Ｍｎは、鋼の焼入性を高めることにより鋼板の強度を高める作用を有する。Ｍｎ含有量が１．０％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は１．０％以上とする。好ましくは１．２％以上である。一方、Ｍｎ含有量が４．０％超では、焼入性が過剰に高まってマルテンサイトの面積率が過大となり、曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は４．０％以下とする。好ましくは３．０％以下である。
Ｍｎは、鋼の焼入性を高めることにより鋼板の強度を高める作用を有する。Ｍｎ含有量が１．０％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は１．０％以上とする。好ましくは１．２％以上である。一方、Ｍｎ含有量が４．０％超では、焼入性が過剰に高まってマルテンサイトの面積率が過大となり、曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は４．０％以下とする。好ましくは３．０％以下である。
（４）Ｐ：０．０００４％以上０．１％以下
Ｐは、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する。Ｐ含有量が０．００４％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｐ含有量は０．０００４％以上とうする。一方、Ｐは偏析し易い元素であるため多量に含有すると溶接性の低下を招く。Ｐ含有量が０．１％超では偏析による溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．１％以下とする。
Ｐは、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する。Ｐ含有量が０．００４％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｐ含有量は０．０００４％以上とうする。一方、Ｐは偏析し易い元素であるため多量に含有すると溶接性の低下を招く。Ｐ含有量が０．１％超では偏析による溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．１％以下とする。
（５）Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、不純物として含有され、鋼中に硫化物を形成して曲げ性を低下させる作用を有する。Ｓ含有量が０．０２％超では曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０２％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。Ｓ含有量は低ければ低いほど好ましいので、Ｓ含有量の下限は規定する必要はないが、製鋼コストの観点からは０．０００２％以上とすることが好ましい。
Ｓは、不純物として含有され、鋼中に硫化物を形成して曲げ性を低下させる作用を有する。Ｓ含有量が０．０２％超では曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０２％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。Ｓ含有量は低ければ低いほど好ましいので、Ｓ含有量の下限は規定する必要はないが、製鋼コストの観点からは０．０００２％以上とすることが好ましい。
（６）ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上２．０％以下
Ａｌは、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０００２％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０００２％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０％超では、粗大なアルミナ系介在物が増加して、曲げ性および耐疲労特性の低下が著しくなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０％以下とする。
Ａｌは、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０００２％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０００２％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０％超では、粗大なアルミナ系介在物が増加して、曲げ性および耐疲労特性の低下が著しくなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０％以下とする。
（７）Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不純物として含有され、鋼中に窒化物を形成して曲げ性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０．０１％超では曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。Ｎ含有量は低ければ低いほど好ましいので、Ｎ含有量の下限は規定する必要はないが、製鋼コストの観点からは０．０００２％以上とすることが好ましい。
Ｎは、不純物として含有され、鋼中に窒化物を形成して曲げ性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０．０１％超では曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。Ｎ含有量は低ければ低いほど好ましいので、Ｎ含有量の下限は規定する必要はないが、製鋼コストの観点からは０．０００２％以上とすることが好ましい。
（８）Ｔｉ：０．５％以下
Ｔｉは、フェライト粒径を微細化し、マルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイト等の硬質相を微細に分散させ、曲げ性を向上させる作用を有する。したがって、Ｔｉを含有させてもよい。しかしながらＴｉ含有量が０．５％超では粗大な晶出系ＴｉＮ粒子が多く形成されてしまうため、却って曲げ性が劣化する場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．５％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るにはＴｉ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。このようにすることで、めっき層と鋼板との界面を起点とし上記界面から５０μｍの深さの位置を終点とする領域における粒径が３μｍ以上のＴｉＮの数密度を１００個／ｍｍ２以下とし、上記界面から２μｍの深さの位置を起点とし板厚中心位置を終点とする領域におけるフェライト平均粒径を１μｍ以上７μｍ以下とすることをより確実に行うことができる。
Ｔｉは、フェライト粒径を微細化し、マルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイト等の硬質相を微細に分散させ、曲げ性を向上させる作用を有する。したがって、Ｔｉを含有させてもよい。しかしながらＴｉ含有量が０．５％超では粗大な晶出系ＴｉＮ粒子が多く形成されてしまうため、却って曲げ性が劣化する場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．５％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るにはＴｉ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。このようにすることで、めっき層と鋼板との界面を起点とし上記界面から５０μｍの深さの位置を終点とする領域における粒径が３μｍ以上のＴｉＮの数密度を１００個／ｍｍ２以下とし、上記界面から２μｍの深さの位置を起点とし板厚中心位置を終点とする領域におけるフェライト平均粒径を１μｍ以上７μｍ以下とすることをより確実に行うことができる。
（９）Ｂｉ：０．５％以下
Ｂｉは、凝固の接種核となり、凝固時のデンドライトアーム間隔を小さくし、凝固組織を細かくする作用を有する。その結果、ＭｎやＳｉ等の偏析が生じ易い元素の偏析を抑制し、鋼板の局所的な強度差を低減し、曲げ性を向上させる作用を有する。したがって、Ｂｉを含有させることが好ましい。しかしながら、Ｂｉは鋼中に曲げ加工時の割れの起点となる酸化物を形成するため、Ｂｉの含有量が０．５％を超えると曲げ性の劣化が著しくなる。したがって、Ｂｉ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．０３％以下である。上記作用による効果をより確実に得るにはＢｉ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましく、このようにすることで、溶融めっき層と鋼板との界面から５０μｍの深さの位置における圧延方向に展伸したＭｎおよびＳｉの濃化部の圧延直角方向の平均間隔（詳細は後述する。）を５００μｍ以下とすることをより確実に行うことができる。さらに好ましくは０．０００３％以上とすることであり、このようにすることで上記の平均間隔を３００μｍ以下とすることをより確実に行うことができる。
Ｂｉは、凝固の接種核となり、凝固時のデンドライトアーム間隔を小さくし、凝固組織を細かくする作用を有する。その結果、ＭｎやＳｉ等の偏析が生じ易い元素の偏析を抑制し、鋼板の局所的な強度差を低減し、曲げ性を向上させる作用を有する。したがって、Ｂｉを含有させることが好ましい。しかしながら、Ｂｉは鋼中に曲げ加工時の割れの起点となる酸化物を形成するため、Ｂｉの含有量が０．５％を超えると曲げ性の劣化が著しくなる。したがって、Ｂｉ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．０３％以下である。上記作用による効果をより確実に得るにはＢｉ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましく、このようにすることで、溶融めっき層と鋼板との界面から５０μｍの深さの位置における圧延方向に展伸したＭｎおよびＳｉの濃化部の圧延直角方向の平均間隔（詳細は後述する。）を５００μｍ以下とすることをより確実に行うことができる。さらに好ましくは０．０００３％以上とすることであり、このようにすることで上記の平均間隔を３００μｍ以下とすることをより確実に行うことができる。
（１０）Ｎｂ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％およびＢ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上
Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢは、Ｍｎと同様に鋼の焼入性を高めることによって鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉについてはそれぞれ含有量が１．０％を超えると、Ｂについては含有量が０．０１％を超えると、焼入性が過剰に高まってマルテンサイトの面積率が過大となり、曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢの含有量はそれぞれ上記のとおりとする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉのいずれかの元素を０．００５％以上とするか、Ｂの含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｂについては含有量を０．０００４％以上とすることがさらに好ましい。
Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢは、Ｍｎと同様に鋼の焼入性を高めることによって鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉについてはそれぞれ含有量が１．０％を超えると、Ｂについては含有量が０．０１％を超えると、焼入性が過剰に高まってマルテンサイトの面積率が過大となり、曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢの含有量はそれぞれ上記のとおりとする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉのいずれかの元素を０．００５％以上とするか、Ｂの含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｂについては含有量を０．０００４％以上とすることがさらに好ましい。
（１１）ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０５％以下およびＺｒ：０．０５％以下からなる群から選択される１種または２種以上
ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒは、鋼中に形成される酸化物や硫化物を微細に球状化させて曲げ性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭについては含有量が０．１％超えると、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒについてはそれぞれ含有量が０．０５％を超えると、鋼中に形成される酸化物や硫化物の数が過剰となり、却って曲げ性を劣化させる。したがって、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒの含有量はそれぞれ上記のとおりとする。上記作用による効果をより確実に得るには、ＲＥＭ、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒのいずれかの含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒは、鋼中に形成される酸化物や硫化物を微細に球状化させて曲げ性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭについては含有量が０．１％超えると、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒについてはそれぞれ含有量が０．０５％を超えると、鋼中に形成される酸化物や硫化物の数が過剰となり、却って曲げ性を劣化させる。したがって、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒの含有量はそれぞれ上記のとおりとする。上記作用による効果をより確実に得るには、ＲＥＭ、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒのいずれかの含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
２．溶融めっき層
本発明は、鋼板表面に溶融めっき層を有する溶融めっき鋼板であるが、溶融めっき層の種類は特に限定されるものではない。溶融めっき層として、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。また、溶融めっき層の上層に有機系または無機系の被膜を設けても構わない。
本発明は、鋼板表面に溶融めっき層を有する溶融めっき鋼板であるが、溶融めっき層の種類は特に限定されるものではない。溶融めっき層として、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。また、溶融めっき層の上層に有機系または無機系の被膜を設けても構わない。
めっき付着量も特に制限されないが、耐食性の観点からは３ｇ／ｍ２以上とすることが好ましく、１０ｇ／ｍ２以上とすることがさらに好ましい。また、溶接時におけるブローホールなどの欠陥を防止する観点からは８００ｇ／ｍ２以下とすることが好ましく、２００ｇ／ｍ２以下とすることがさらに好ましい。
溶融めっき層を溶融亜鉛めっきとする場合には、さらに合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっきとすると、めっきの密着性が向上するので好ましい。溶融めっき層を合金化溶融亜鉛めっき層とする場合には、めっき層におけるＦｅ濃度を３質量％以上２０質量％以下とすることが好ましい。めっき層におけるＦｅ濃度を３質量％以上とすることで合金化によるめっきの密着性の向上をより確実にすることができる。また、めっき層におけるＦｅ濃度を２０質量％以下とすることにより良好なパウダリング性を確保することができる。めっき層におけるＦｅ濃度は、７質量％以上１５質量％以下とすることがさらに好ましい。
なお、合金化処理を行う場合には、亜鉛めっき層中へは、合金化処理過程において、母材からＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ等の合金元素が取り込まれる可能性があるものの、通常の条件で溶融めっきおよび合金化処理した際にめっき層中にとりこまれる範囲内であれば、めっき品質に悪影響を及ぼすことはない。
３．濃化部、鋼組織および界面形状
（１）めっき層と鋼板との界面から５０μｍの深さの位置における圧延方向に展伸したＭｎおよびＳｉの濃化部の圧延直角方向の平均間隔：１０００μｍ以下
溶融めっき層と鋼板との界面から５０μｍの深さの位置（以下、「深さ位置Ａ」ともいう。）における、圧延方向に展伸したＭｎおよびＳｉの濃化部の、圧延方向と直交する方向、すなわち鋼板の幅方向（本発明において、「圧延直角方向」という。）の平均間隔（本発明において、「濃化部平均間隔」ともいう。）を１０００μｍ以下とすることで、良好な曲げ性を得ることができる。ここで、ＭｎおよびＳｉの濃化部の定義は、ＭｎおよびＳｉの少なくとも一方の元素の含有量がバルクの含有量に対し１．１倍以上である部位とする。また、溶融めっき層と鋼板との界面は、通常、走査型電子顕微鏡を用いて溶融めっき鋼板の断面を観察することにより、反射電子（ＢＳＥ像）で観察されるコントラストの差から判別することができる。反射電子（ＢＳＥ像）で観察されるコントラストの差が不鮮明であるために判別することが困難な場合には、ＥＤＸを用いて溶融めっき鋼板の断面をＦｅやＡｌ、Ｚｎ等、めっきに含まれる元素について面分析し、Ｆｅ含有量が７０質量％以上である部分を鋼板、Ｆｅ含有量が７０％未満である部分を溶融めっき層とすることにより、溶融めっき層と鋼板との界面を判別することができる。
（１）めっき層と鋼板との界面から５０μｍの深さの位置における圧延方向に展伸したＭｎおよびＳｉの濃化部の圧延直角方向の平均間隔：１０００μｍ以下
溶融めっき層と鋼板との界面から５０μｍの深さの位置（以下、「深さ位置Ａ」ともいう。）における、圧延方向に展伸したＭｎおよびＳｉの濃化部の、圧延方向と直交する方向、すなわち鋼板の幅方向（本発明において、「圧延直角方向」という。）の平均間隔（本発明において、「濃化部平均間隔」ともいう。）を１０００μｍ以下とすることで、良好な曲げ性を得ることができる。ここで、ＭｎおよびＳｉの濃化部の定義は、ＭｎおよびＳｉの少なくとも一方の元素の含有量がバルクの含有量に対し１．１倍以上である部位とする。また、溶融めっき層と鋼板との界面は、通常、走査型電子顕微鏡を用いて溶融めっき鋼板の断面を観察することにより、反射電子（ＢＳＥ像）で観察されるコントラストの差から判別することができる。反射電子（ＢＳＥ像）で観察されるコントラストの差が不鮮明であるために判別することが困難な場合には、ＥＤＸを用いて溶融めっき鋼板の断面をＦｅやＡｌ、Ｚｎ等、めっきに含まれる元素について面分析し、Ｆｅ含有量が７０質量％以上である部分を鋼板、Ｆｅ含有量が７０％未満である部分を溶融めっき層とすることにより、溶融めっき層と鋼板との界面を判別することができる。
ＭｎおよびＳｉの濃化部の平均間隔の求め方は次のとおりである。すなわち、めっき鋼板の表面を研削して深さ位置Ａにおける表面を露出させる。露出させた表面について、圧延直角方向にＥＰＭＡの線分析を行う。一回の線分析による測定距離は、平均間隔１０００μｍが測定できるように、３ｍｍ以上とすることが好ましい。線分析により求めたＳｉ濃度およびＭｎ濃度のラインプロファイルのそれぞれについて、平均濃度を求め、この濃度をバルクの含有量とする。ラインプロファイルにおけるＳｉ濃度またはＭｎ濃度が平均濃度の１．１倍となる領域を求め、これらの領域を濃化部とする。得られた濃化部をなす各領域において最大濃度を示す部分を、その領域の中心点とする。隣接する領域同士の中心点間距離を求め、これらをラインプロファイル内で平均し、得られた平均値を濃化部平均間隔とする。
上記濃化部平均間隔が１０００μｍ超では、ＭｎやＳｉの濃化が不均一に生じているため、鋼板内に成分濃化による局所的な硬度ばらつきが発生し、曲げ加工時に鋼板表面に加工筋を生じ易い。この加工筋を形成する凹み部には応力集中が生じ、曲げ加工による初期亀裂が早期に発生し、曲げ性を劣化させる。したがって、曲げ性を向上させるには、ＭｎやＳｉの偏析を抑制して均一に分散させることで、加工筋の発生を抑制することが必要である。よって、濃化部平均間隔は１０００μｍ以下とする。好ましくは５００μｍ以下、さらに好ましくは３００μｍ以下である。これらは、上述したようにＢｉを含有させることでより確実に達成することができる。濃化部平均間隔は小さいほど好ましいので下限は特に規定しないが、通常スラブ厚みである３０ｍｍ〜３５０ｍｍ程度のスラブを鋳造する場合を考慮すると、液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度の関係から３μｍ以上とすることが実用上好ましい。
なお、濃化部平均間隔を測定する位置を深さ位置Ａとしたのは、加工変質の影響を最小限にするためである。したがって、測定位置が厳密に深さ位置Ａでなくとも、加工変質の影響が十分に回避できる深さ（界面から３０μｍ程度の深さ）から、曲げ加工時に強い引張力が加わる、界面から１００μｍ程度の深さまでの領域内であれば、同様の傾向が得られる。
（２）溶融めっき層と鋼板との界面を起点とし上記界面から２μｍの深さの位置を終点とする領域における鋼組織：フェライト面積率が９０％以上
溶融めっき層と鋼板との界面を起点とし上記界面から２μｍの深さの位置を終点とする領域、すなわち基材をなす鋼板の表層をなす領域（以下、「表層領域」ともいう。）における鋼組織をフェライト面積率が９０％以上であるものとすることにより、良好な曲げ性を得ることができる。
溶融めっき層と鋼板との界面を起点とし上記界面から２μｍの深さの位置を終点とする領域、すなわち基材をなす鋼板の表層をなす領域（以下、「表層領域」ともいう。）における鋼組織をフェライト面積率が９０％以上であるものとすることにより、良好な曲げ性を得ることができる。
曲げ加工においては鋼板の板厚中心位置に比して鋼板の表面部の方がより大きな加工を受ける。したがって、表層領域をより軟質で加工性に富む鋼組織とすることにより良好な曲げ性を得ることが可能となる。上記表層領域におけるフェライト面積率が９０％未満では、硬質で加工性に劣るため、曲げ加工時に早期に亀裂が発生する。よって、上記表層領域における鋼組織は、フェライト面積率が９０％以上であるものとする。
このようにすることにより、後述するクラックの数密度の規定と相俟って、優れた曲げ性を得ることができる。
なお、表層領域におけるフェライトの特定は、鋼板の断面観察を行うことにより行えばよい。
なお、表層領域におけるフェライトの特定は、鋼板の断面観察を行うことにより行えばよい。
（３）溶融めっき層と鋼板との界面における深さが３μｍ以上１０μｍ以下であるクラックの数密度：３個／ｍｍ以上１０００個／ｍｍ以下
溶融めっき層と鋼板との界面における深さが３μｍ以上１０μｍ以下であるクラックの数密度（以下、「クラック数密度」と略記する。）を３個／ｍｍ以上１０００個／ｍｍ以下とすることにより、良好な曲げ性を得ることができる。
溶融めっき層と鋼板との界面における深さが３μｍ以上１０μｍ以下であるクラックの数密度（以下、「クラック数密度」と略記する。）を３個／ｍｍ以上１０００個／ｍｍ以下とすることにより、良好な曲げ性を得ることができる。
上記界面に適度なクラックを形成することにより、曲げ加工における応力を分散させて応力集中を抑制することができるので、良好な曲げ性が得られる。クラックの深さが３μｍ未満では上記応力集中の抑制への寄与が小さい。一方、クラックの深さが１０μｍ超では、クラック自体が曲げ加工における亀裂の起点となる可能性が高まり、却って曲げ性を劣化させる場合がある。また、クラック数密度が３個／ｍｍ未満では上記応力集中の抑制の効果が十分に得られない場合がある。一方、クラック数密度が１０００個／ｍｍ超では、曲げ加工時にクラック同士の連結が生じ易く、大きなクラックに発展して亀裂の起点となる可能性が高まり、却って曲げ性を劣化させる場合がある。したがって、本発明においてクラック数密度は３個／ｍｍ以上１０００個／ｍｍ以下とする。
このようにすることにより、上述した表層部の鋼組織の規定と相俟って、優れた曲げ性を得ることができる。
このようにすることにより、上述した表層部の鋼組織の規定と相俟って、優れた曲げ性を得ることができる。
なお、クラック数密度の測定は、次のようにして行えばよい。すなわち、めっき鋼板の断面観察を行い、深さが３μｍ以上１０μｍ以下であるクラックを特定する。観察視野において特定されたこれらのクラックの本数を計数する。観察像で線状に観察される界面を直線近似し、その直線の観察視野における長さで計数されたクラック本数を除して、クラック数密度とする。
（４）溶融めっき層と鋼板との界面から２μｍの深さの位置を起点とし板厚中心位置を終点とする領域における鋼組織：面積率で、フェライト：２０％以上９０％以下、マルテンサイト：１．０％以上３０％以下、残留オーステナイト：０．５％以上、残部がベイナイト、パーライトおよびセメンタイトからなる群から選択される１種以上、フェライト平均粒径が１μｍ以上２０μｍ以下
溶融めっき層と鋼板との界面から２μｍの深さの位置を起点とし、板厚中心位置を終点とする、鋼板の板厚中心部を含む領域（以下、「内部領域」ともいう。）における鋼組織は、面積率で、フェライト：２０％以上９０％以下、マルテンサイト：１．０％以上３０％以下、残留オーステナイト：０．５％以上、フェライト平均粒径が１μｍ以上２０μｍ以下とすることにより、高い強度と良好な強度−延性バランスと曲げ性とを得ることができる。
溶融めっき層と鋼板との界面から２μｍの深さの位置を起点とし、板厚中心位置を終点とする、鋼板の板厚中心部を含む領域（以下、「内部領域」ともいう。）における鋼組織は、面積率で、フェライト：２０％以上９０％以下、マルテンサイト：１．０％以上３０％以下、残留オーステナイト：０．５％以上、フェライト平均粒径が１μｍ以上２０μｍ以下とすることにより、高い強度と良好な強度−延性バランスと曲げ性とを得ることができる。
内部領域における鋼組織がフェライト面積率で２０％未満である場合には、鋼板全体としての変形能が小さい。このため、上記界面から発生した亀裂が早期に進展して曲げ加工割れに達してしまい、曲げ性を劣化させる。加えて、十分な延性を確保することも困難となるため、５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保したうえでＴＳ×Ｅｌ値で９０００ＭＰａ・％以上を確保することが困難となる。したがって、内部領域におけるフェライト面積率は２０％以上とする。一方、内部領域における鋼組織がフェライト面積率で９０％超である場合には、鋼板全体として硬質な相または組織が少ないために５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、内部領域におけるフェライト面積率は９０％以下とする。
内部領域におけるフェライト平均粒径が１μｍ未満である場合には、加工性が劣化し、ＴＳ×Ｅｌ値で９０００ＭＰａ・％以上を確保することが困難となる。したがって、内部領域におけるフェライト平均粒径は１μｍ以上とする。一方、内部領域におけるフェライト平均粒径が２０μｍ超である場合には、上記界面から発生した亀裂が早期に進展して曲げ加工割れに達してしまい、曲げ性を劣化させる。したがって、内部領域におけるフェライト平均粒径は２０μｍ以下とする。好ましくは７μｍ以下である。これは、上述したようにＴｉを含有させることでより確実に達成することができる。
内部領域におけるマルテンサイト面積率が１．０％未満である場合には、５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、内部領域におけるマルテンサイト面積率は１．０％以上とする。一方、内部領域におけるマルテンサイト面積率が３０％超である場合には、フェライトとマルテンサイトとの界面で亀裂が進展しやすくなり、曲げ性が劣化する。したがって内部領域におけるマルテンサイト面積率は３０％以下とする。
内部領域における残留オーステナイト面積率が０．５％未満である場合には、ＴＳ×Ｅｌ値で９０００ＭＰａ・％以上を確保することが困難となる。したがって、内部領域における残留オーステナイト面積率は０．５％以上とする。残留オーステナイトが多いほど延性は向上するので、内部領域における残留オーステナイト面積率の上限は特に規定しないが、Ｃ含有量との兼ね合いから２０％以下とすることが好ましい。
内部領域における残部組織は特に規定する必要はないが、マルテンサイトや残留オーステナイトを生成させる過程で、ベイナイト、パーライト、セメンタイト等が副次的に生成されるのでこれらの１種以上となる。
（５）溶融めっき層と鋼板との界面を起点とし上記界面から５０μｍの深さの位置を終点とする領域における粒径３μｍ以上のＴｉＮの数密度：１００個／ｍｍ２以下
溶融めっき層と鋼板との界面を起点とし上記界面から５０μｍの深さの位置を終点とする領域（以下、「領域１」ともいう。）における粒径３μｍ以上のＴｉＮの数密度を１００個／ｍｍ２以下とすることが好ましい。
溶融めっき層と鋼板との界面を起点とし上記界面から５０μｍの深さの位置を終点とする領域（以下、「領域１」ともいう。）における粒径３μｍ以上のＴｉＮの数密度を１００個／ｍｍ２以下とすることが好ましい。
上述したように、Ｔｉを含有させることにより、鋼板の板厚中心部におけるフェライト平均粒径を微細化することが可能となり、一層優れた曲げ性を確保することが可能となる。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると、粗大な晶出系ＴｉＮ粒子が多く形成されてしまい、曲げ加工時において晶出系ＴｉＮと金属組織界面において発生したボイドが連結し易くなり、却って曲げ性を劣化させる場合がある。したがって、Ｔｉの含有を適正化することにより粗大な晶出系ＴｉＮ粒子の形成を抑制することが好ましい。特に、溶融めっき層と鋼板との界面から上記界面から５０μｍ深さの位置までの、基材をなす鋼板の表層近傍の領域、すなわち領域１は曲げ加工による初期亀裂の原因となる領域であるため、この領域１において、その晶出を抑制することが好ましい。
領域１における粒径３μｍ以上のＴｉＮの数密度が１００個／ｍｍ２超では、曲げ性の劣化が著しくなる場合がある。したがって、領域１における粒径３μｍ以上のＴｉＮの数密度は１００個／ｍｍ２以下とすることが好ましい。
４．製造方法
次に、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の限定理由について説明する。
（１）鋳造工程
上記化学組成を有する溶鋼を、鋳片表面から１０ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を１０℃／秒以上となる条件で鋳造する。
次に、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の限定理由について説明する。
（１）鋳造工程
上記化学組成を有する溶鋼を、鋳片表面から１０ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を１０℃／秒以上となる条件で鋳造する。
上記平均冷却速度はＭｎおよびＳｉの偏析に大きく影響する。また、Ｔｉを含有させる場合には、上記界面を起点とし上記界面から５０μｍの深さの位置を終点とする領域（領域１）における粒径３μｍ以上のＴｉＮの数密度に大きく影響する。
上記平均冷却速度が１０℃／秒未満では、凝固速度が遅すぎるため、鋳片におけるデンドライトアーム間隔が拡がり、溶融めっき層と鋼板との界面から５０μｍの深さの位置（深さ位置Ａ）における圧延方向に展伸したＭｎおよびＳｉの濃化部の圧延直角方向の平均間隔（濃化部平均間隔）を１０００μｍ以下とすることが困難となる。また、領域１における粒径３μｍ以上のＴｉＮの数密度を１００個／ｍｍ２以下とすることが困難となる。したがって、上記平均冷却速度は１０℃／秒以上とする。
上述したように、Ｂｉを含有させた場合には、Ｂｉによる凝固組織を細かくする作用と相俟って、濃化部平均間隔を５００μｍ以下とすることをより確実に実現できる。さらに鋳造過程において移動磁場による溶鋼の攪拌を施すと、デンドライトアーム間隔をより一層狭くすることができるので、濃化部平均間隔を３００μｍ以下とすることをより安定的に達成される。
（２）熱間圧延工程
上記鋳造工程により得られた鋳片を熱間圧延に供し、１０００℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、２００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却して、５８０℃以上の温度域で巻取り、２００℃／時以下の条件で冷却して熱延鋼板とする。
上記鋳造工程により得られた鋳片を熱間圧延に供し、１０００℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、２００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却して、５８０℃以上の温度域で巻取り、２００℃／時以下の条件で冷却して熱延鋼板とする。
熱間圧延完了温度が１０００℃超では、鋼板表層に歪が十分に蓄積されないため、表層部のフェライト変態が遅延し、溶融めっき層と鋼板との界面を起点とし上記界面から２μｍの深さの位置を終点とする領域（表層領域）におけるフェライト面積率を９０％以上とすることが困難となる。したがって、熱間圧延完了温度は１０００℃以下とする。熱間圧延完了温度の下限は特に規定しないが、熱間圧延時の圧延荷重の観点からは７００℃以上とすることが好ましい。
熱間圧延完了後の平均冷却速度が２００℃／秒超または巻取温度が５８０℃未満では、鋼板表層近傍の冷却速度が速すぎるため、フェライトが十分に生成せず、表層領域におけるフェライト面積率を９０％以上にすることが困難となる。したがって、熱間圧延完了から巻取りまでの平均冷却速度は２００℃／秒以下とし、巻取温度は５８０℃以上とする。熱間圧延完了から巻取りまでの平均冷却速度の下限は特に規定する必要はないが、生産性の観点からは２℃／秒以上とすることが好ましい。また、巻取温度の上限も特に規定する必要はないが過剰なスケール形成による表面性状の劣化を抑制する観点からは８００℃以下とすることが好ましい。
巻取り後の冷却速度が２００℃／時超では、巻取り後の冷却速度が速いため、炭素（Ｃ）や酸素（Ｏ）を十分に拡散させることができず、鋼板表面近傍にある炭素（Ｃ）をスケール中の酸素と結合させることにより炭酸ガスとして放出することができず、表層領域におけるフェライト面積率を９０％以上にすることが困難となる。したがって、巻取り後の冷却速度は２００℃／時以下とする。巻取り後の冷却速度の下限は特に規定する必要はないが、生産性の観点からは４℃／時以上とすることが好ましい。
（３）酸洗工程
上記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に下記式（１）を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする。
５０００≦酸濃度（質量％）×酸温度（℃）×酸浸漬時間（秒）≦２００００００ （１）
上記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に下記式（１）を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする。
５０００≦酸濃度（質量％）×酸温度（℃）×酸浸漬時間（秒）≦２００００００ （１）
上記界面のクラックは酸洗処理によってフェライトの粒界部が選択酸化されることによって形成される。酸濃度（質量％）×酸温度（℃）×酸浸漬時間（秒）の値が５０００未満では、フェライトの粒界部の選択酸化が不十分となり、界面において深さ界面における３μｍ以上１０μｍ以下深さのクラックの数密度を３個／ｍｍ以上とすることが困難となる。一方、酸濃度（質量％）×酸温度（℃）×酸浸漬時間（秒）の値が２００００００超では、とフェライトの粒界部の選択酸化が過剰に進行してしまい、界面における３μｍ以上１０μｍ以下深さのクラックの数密度を１０００個／ｍｍ以下とすることが困難となる。
なお、酸の種類は特に限定されるものでなく、塩酸や硫酸が例示される。
なお、酸の種類は特に限定されるものでなく、塩酸や硫酸が例示される。
（４）冷間圧延工程
上記酸洗鋼板は、そのまま連続焼鈍−溶融めっき工程に供してもよいが、冷間圧延を施した後に連続焼鈍−溶融めっき工程に供してもよい。冷間圧延を施す場合には、上記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に９０％以下の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする。
冷間圧延の圧下率が９０％超では、圧下率が高すぎるため、酸洗で形成したクラックが消滅してしまう場合がある。したがって、冷間圧延を施す場合には、その圧下率を９０％以下とすることが好ましい。
上記酸洗鋼板は、そのまま連続焼鈍−溶融めっき工程に供してもよいが、冷間圧延を施した後に連続焼鈍−溶融めっき工程に供してもよい。冷間圧延を施す場合には、上記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に９０％以下の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする。
冷間圧延の圧下率が９０％超では、圧下率が高すぎるため、酸洗で形成したクラックが消滅してしまう場合がある。したがって、冷間圧延を施す場合には、その圧下率を９０％以下とすることが好ましい。
（５）連続焼鈍−溶融めっき工程
上記酸洗工程により得られた酸洗鋼板、または、上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を、７００℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、１．０℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度で５８０℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、次いで溶融めっきを施して溶融めっき鋼板とする。
上記酸洗工程により得られた酸洗鋼板、または、上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を、７００℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、１．０℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度で５８０℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、次いで溶融めっきを施して溶融めっき鋼板とする。
焼鈍温度が７００℃未満では、熱間圧延時に生成したパーライトやベイナイトやセメンタイトがオーステナイト化せず、溶融めっき鋼板の板厚中心部を含む領域である内部領域における残留オーステナイト面積率を０．５％以上とすることができない。したがって、焼鈍温度は７００℃以上とする。一方、焼鈍温度が１０００℃超では、フェライトが生成しにくくなり、内部領域におけるフェライト面積率を２０％以上とすることが困難となる。したがって、焼鈍温度は１０００℃以下とする。
焼鈍時間が５秒間未満では、熱間圧延時に生成したパーライトやベイナイトやセメンタイトを十分にオーステナイト化することができず、内部領域における残留オーステナイト面積率を０．５％以上とすることが困難となる。したがって、焼鈍時間は５秒間以上とする。一方、焼鈍時間が１０００秒間超では、フェライトが過剰に生成して内部領域におけるフェライト面積率が９０％を超えてしまい５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、焼鈍時間は１０００秒間以下とする。
焼鈍後の平均冷却速度が１．０℃／秒未満では、フェライトが過剰に粒成長して粗大化してしまい、内部領域におけるフェライト平均粒径を２０μｍ以下とすることが困難となる。したがって、上記平均冷却速度は１℃／秒以上とする。一方、上記平均冷却速度が７０℃／秒超では、フェライトの粒成長が不十分となって、内部領域におけるフェライト平均粒径を１μｍ以上とすることが困難となる場合がある。したがって、上記平均冷却速度は７０℃／秒以下とする。
冷却終点温度が５８０℃超では、マルテンサイトが生成しにくくなるため、内部領域におけるマルテンサイトの面積率を１．０％以上とすることが困難となる。したがって、冷却終点温度は５８０℃以下とする。一方、冷却終点温度が３００℃未満では、マルテンサイトが過剰に生成してしまい、内部領域におけるマルテンサイトの面積率を３０％以下とすることが困難となる。したがって、冷却終点温度は３００℃以上とする。
溶融めっき層を合金化溶融亜鉛めっきとする場合には、溶融亜鉛浴に浸漬した後に鋼板表面温度が４５０℃以上７００℃以下となる温度域で行うことが好ましい。
さらに、本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
本発明の具体的な実施例を以下に説明する。
表１に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造試験機を用いて連続鋳造を実施し、巾１０００ｍｍで２５０ｍｍ厚のスラブとした。鋳片の表面から１０ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度の変更は、鋳型の冷却水量を変更することによって行った。一部のスラブについては、鋳型内で移動磁場による電磁攪拌を施した。
本発明の具体的な実施例を以下に説明する。
表１に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造試験機を用いて連続鋳造を実施し、巾１０００ｍｍで２５０ｍｍ厚のスラブとした。鋳片の表面から１０ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度の変更は、鋳型の冷却水量を変更することによって行った。一部のスラブについては、鋳型内で移動磁場による電磁攪拌を施した。
このようにして得られたスラブを加熱し、熱間圧延試験機により熱間圧延を施して熱延鋼板とし、その後、塩酸による酸洗処理を施して酸洗鋼板とした。一部の酸洗鋼板については冷間圧延を施して冷延鋼板とした。
このようにして得られた酸洗鋼板および冷延鋼板に対して、連続溶融亜鉛めっき試験機を用いて焼鈍および溶融亜鉛めっきを施した。めっき付着量は２０〜１５０ｇ／ｍ２の範囲とした。一部の鋼板においては、めっき後に３０秒間５４０℃に加熱保持する合金化処理を施した。
これらの製造条件を表２に示す。
（１）液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度
スラブの液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度は、得られたスラブの断面をピクリン酸にてエッチングし、スラブ表面から深さ方向に１０ｍｍ位置を鋳込み方向に５ｍｍピッチでデンドライト２次アーム間隔λ（μｍ）を１００点測定し、次式に基づいて、その値からスラブの液相線温度から固相線温度までの温度域内の冷却速度Ａ(℃／秒)を算出し、算術平均して平均値を求めた。
スラブの液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度は、得られたスラブの断面をピクリン酸にてエッチングし、スラブ表面から深さ方向に１０ｍｍ位置を鋳込み方向に５ｍｍピッチでデンドライト２次アーム間隔λ（μｍ）を１００点測定し、次式に基づいて、その値からスラブの液相線温度から固相線温度までの温度域内の冷却速度Ａ(℃／秒)を算出し、算術平均して平均値を求めた。
λ＝７１０×Ａ−０．３９
（２）溶融めっき層と鋼板との界面から５０μｍの深さの位置（深さ位置Ａ）における圧延方向に展伸したＭｎおよびＳｉの濃化部の圧延直角方向の平均間隔（濃化部平均間隔）
上記の濃化部平均間隔の測定はＥＰＭＡの線分析にて実施した。すなわち、上記界面から５０μｍの深さの位置まで研削して、ＥＰＭＡの線分析を実施した。ＭｎおよびＳｉ濃化は、線分析から得られたＳｉとＭｎの濃度の波形を読み取り、濃度平均値の１．１倍以上である濃度極大値の間隔から求めた。
（２）溶融めっき層と鋼板との界面から５０μｍの深さの位置（深さ位置Ａ）における圧延方向に展伸したＭｎおよびＳｉの濃化部の圧延直角方向の平均間隔（濃化部平均間隔）
上記の濃化部平均間隔の測定はＥＰＭＡの線分析にて実施した。すなわち、上記界面から５０μｍの深さの位置まで研削して、ＥＰＭＡの線分析を実施した。ＭｎおよびＳｉ濃化は、線分析から得られたＳｉとＭｎの濃度の波形を読み取り、濃度平均値の１．１倍以上である濃度極大値の間隔から求めた。
濃化部平均間隔の測定方法は具体的には次のとおりであった。すなわち、めっき鋼板の表面を研削して深さ位置Ａにおける表面を露出させた。露出させた表面について、圧延直角方向にＥＰＭＡの線分析を行った。一回の線分析による測定距離は３ｍｍ以上とした。線分析により求めたＳｉ濃度およびＭｎ濃度のラインプロファイルのそれぞれについて、平均濃度を求め、この濃度をバルクの含有量とした。ラインプロファイルにおけるＳｉ濃度またはＭｎ濃度が平均濃度の１．１倍となる領域を求め、これらの領域を濃化部とした。得られた濃化部をなす各領域において最大濃度を示す部分を、その領域の中心点とした。隣接する領域同士の中心点間距離を求め、これらをラインプロファイル内で平均し、得られた平均値を濃化部平均間隔とした。
（３）鋼組織の評価
鋼板の圧延方向に平行な断面を観察するための試料を調整し、この試料における内部領域について、走査型電子顕微鏡を用いて、ＪＩＳ Ｇ ０５５２に準拠してフェライト平均粒径を測定した。また、フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率は、画像処理にて求めた。
鋼板の圧延方向に平行な断面を観察するための試料を調整し、この試料における内部領域について、走査型電子顕微鏡を用いて、ＪＩＳ Ｇ ０５５２に準拠してフェライト平均粒径を測定した。また、フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率は、画像処理にて求めた。
（４）クラック数密度
クラック数密度は、鋼組織の評価において用いた鋼板の圧延方向に平行な断面の観察試料を用い、この試料の断面について、走査型電子顕微鏡を用いて２０００倍の倍率で１００視野観察することにより求めた深さが３μｍ以上１０μｍ以下のクラックの本数を、単位長さ当たりの個数に換算して求めた。具体的には次のとおりであった。
クラック数密度は、鋼組織の評価において用いた鋼板の圧延方向に平行な断面の観察試料を用い、この試料の断面について、走査型電子顕微鏡を用いて２０００倍の倍率で１００視野観察することにより求めた深さが３μｍ以上１０μｍ以下のクラックの本数を、単位長さ当たりの個数に換算して求めた。具体的には次のとおりであった。
クラック数密度の測定方法は具体的には次のとおりであった。すなわち、めっき鋼板の断面観察（観察倍率：２０００倍）を行い、視野内における深さが３μｍ以上１０μｍ以下のクラックを特定した。観察視野において特定されたこれらのクラックの本数を計数した。観察像で線状に観察される界面を直線近似し、その直線の観察視野における長さで計数されたクラック本数を除して、その観察視野におけるクラック数密度とした。この作業を１００視野について実施し、求めた観察視野におけるクラック数密度の平均値を測定対象の鋼板におけるクラック数密度とした。
（５）ＴｉＮ
ＴｉＮの平均粒径は、走査型電子顕微鏡にて、２０００倍の倍率で、上記の断面観察用試料における、領域１（溶融めっき層と鋼板との界面を起点とし上記界面から５０μｍの深さの位置を終点とする領域）を２００視野撮影し、その画像処理にて算出した。
ＴｉＮの平均粒径は、走査型電子顕微鏡にて、２０００倍の倍率で、上記の断面観察用試料における、領域１（溶融めっき層と鋼板との界面を起点とし上記界面から５０μｍの深さの位置を終点とする領域）を２００視野撮影し、その画像処理にて算出した。
（６）機械特性
得られた鋼板に対して、引張試験、限界曲げ試験を実施した。
Ａ）引張試験
各鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ ５ 号引張試験を採取した。試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた。降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を測定した。
得られた鋼板に対して、引張試験、限界曲げ試験を実施した。
Ａ）引張試験
各鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ ５ 号引張試験を採取した。試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた。降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を測定した。
Ｂ）限界曲げ試験
各鋼板の圧延直角方向から、巾４０ｍｍ長さ２００ｍｍの試験片を採取した。試験形状および試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４８に準じた。曲げ半径は、密着から板厚の０．５倍、１．０倍、１．５倍、２．０倍、２．５倍、３．０倍、３．５倍、４．０倍にて実施し、その割れが発生しない板厚に対する曲げ半径を限界曲げ半径とした。
各鋼板の圧延直角方向から、巾４０ｍｍ長さ２００ｍｍの試験片を採取した。試験形状および試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４８に準じた。曲げ半径は、密着から板厚の０．５倍、１．０倍、１．５倍、２．０倍、２．５倍、３．０倍、３．５倍、４．０倍にて実施し、その割れが発生しない板厚に対する曲げ半径を限界曲げ半径とした。
試験結果を表３に示した。なお、表１〜３における、化学組成、製造条件、鋼組織および機械特性を示す数値に下線が付されたものは、本発明の規定の範囲外であることを示している。
＜本発明＞
本発明である供試材Ｎｏ．１〜２６は、限界曲げ半径が０．５ｔ〜１．５ｔであり、ＴＳ×Ｅｌ値が１３８８８ＭＰａ・％以上であり、曲げ性および延性に優れていた。
中でも、Ｔｉを含有する供試材Ｎｏ．４，５，６，７，８，１１，１３，１４は内部領域におけるフェライト平均粒径が７μｍ以下となり、限界曲げ半径が１．０ｔとなり、特に曲げ性に優れていた。
本発明である供試材Ｎｏ．１〜２６は、限界曲げ半径が０．５ｔ〜１．５ｔであり、ＴＳ×Ｅｌ値が１３８８８ＭＰａ・％以上であり、曲げ性および延性に優れていた。
中でも、Ｔｉを含有する供試材Ｎｏ．４，５，６，７，８，１１，１３，１４は内部領域におけるフェライト平均粒径が７μｍ以下となり、限界曲げ半径が１．０ｔとなり、特に曲げ性に優れていた。
また、Ｂｉを含有する供試材Ｎｏ．１７，２０，２６は、濃化部平均間隔が５００μｍ以下となり、限界曲げ半径が１．０ｔで曲げ性に優れていた。
ＴｉおよびＢｉの双方を含有する供試材Ｎｏ．１６，１８，１９，２１，２２，２４，２５は、内部領域におけるフェライト平均粒径が７μｍ以下、濃化部平均間隔が５００μｍ以下となり、限界曲げ半径が０．５ｔでさらに曲げ性に優れていた。
ＴｉおよびＢｉの双方を含有する供試材Ｎｏ．１６，１８，１９，２１，２２，２４，２５は、内部領域におけるフェライト平均粒径が７μｍ以下、濃化部平均間隔が５００μｍ以下となり、限界曲げ半径が０．５ｔでさらに曲げ性に優れていた。
＜比較例＞
供試材Ｎｏ．２７は、鋳片表面から１０ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度が８℃／秒と本発明外のため、濃化部平均間隔が１１００ｍｍと本発明外となった。そのため、限界曲げ半径が２．５ｔとなり曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．２７は、鋳片表面から１０ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度が８℃／秒と本発明外のため、濃化部平均間隔が１１００ｍｍと本発明外となった。そのため、限界曲げ半径が２．５ｔとなり曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．２８は、鋳片表面から１０ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度が７℃／秒と本発明外のため、濃化部平均間隔が１０２０ｍｍと本発明外となった。さらに、領域１における粒径３μｍ以上のＴｉＮの数密度が１２０個／ｍｍ２となった。また、巻取温度が５７０℃と本発明外のため、表層領域におけるフェライト面積率が９０％未満と本発明外となった。このため、限界曲げ半径が３．５ｔとなり曲げ性が顕著に劣っていた。
供試材Ｎｏ．２９は、熱間圧延完了温度が１０２０℃と本発明外のため、表層領域の鋼組織においてフェライト面積率が８５％となった。そのため、限界曲げ半径が２．０ｔとなり曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．３０は、熱間圧延完了後の平均冷却速度が２１０℃／秒と本発明外のため、表層領域の鋼組織においてフェライト面積率が８４％となった。そのため、限界曲げ半径が２．０ｔとなり曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．３１は、巻取温度が５７０℃と本発明外のため、表層領域の金属組織においてフェライト面積率が８４％となった。そのため、限界曲げ半径が２．０ｔとなり曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．３２は、巻取り後の冷却速度が２１０℃／時と本発明外のため、表層領域の鋼組織においてフェライト面積率が８５％となった。そのため、限界曲げ半径が２．５ｔとなり曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．３３は、酸濃度（質量％）×酸温度（℃）×酸浸漬時間（秒）の値が４０００となり本発明外のため、クラック数密度が１個／ｍｍとなった。そのため、限界曲げ半径が２．５ｔとなり曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．３４は、酸濃度（質量％）×酸温度（℃）×酸浸漬時間（秒）の値が２０００３００となり本発明外のため、クラック数密度が１０５０個／ｍｍとなった。そのため、限界曲げ半径が２．５ｔとなり曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．３５は、冷間圧延時の冷圧率９１％と本発明外のため、クラック数密度が０個／ｍｍとなった。そのため、限界曲げ半径が２．５ｔとなり曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．３６は、焼鈍温度が６８０℃と本発明外のため、内部領域の鋼組織における残留オーステナイトの面積率が０．３％と本発明外となった。そのため、ＴＳ×Ｅｌ値が８８００ＭＰａ・％となり延性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．３６は、焼鈍温度が６８０℃と本発明外のため、内部領域の鋼組織における残留オーステナイトの面積率が０．３％と本発明外となった。そのため、ＴＳ×Ｅｌ値が８８００ＭＰａ・％となり延性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．３７は、焼鈍温度が１０２０℃と本発明外のため、内部領域の鋼組織において、フェライト面積率が１５％となった。そのため、ＴＳ×Ｅｌ値が８７００ＭＰａ・％となり延性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．３８は、焼鈍時間が４秒間と本発明外のため、内部領域の鋼組織における残留オーステナイトの面積率が０．３％となった。そのため、ＴＳ×Ｅｌ値が８８００ＭＰａ・％となり延性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．３９は、焼鈍時間が１０１０秒間と本発明外のため、内部領域の鋼組織において、フェライト面積率９２％となった。そのため引張強度が５７０ＭＰａとなった。
供試材Ｎｏ．４０は、焼鈍後の平均冷却速度が８０℃／秒と本発明外であった。そのため、内部領域の鋼組織におけるフェライトの平均粒径が０．８μｍとなり、それゆえＴＳ×Ｅｌ値が８７００ＭＰａ・％となって延性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．４０は、焼鈍後の平均冷却速度が８０℃／秒と本発明外であった。そのため、内部領域の鋼組織におけるフェライトの平均粒径が０．８μｍとなり、それゆえＴＳ×Ｅｌ値が８７００ＭＰａ・％となって延性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．４１は、焼鈍後の平均冷却速度が０．８℃／秒と本発明外であった。そのため内部領域の鋼組織におけるフェライトの平均粒径が２２μｍとなった。そのため、限界曲げ半径が２．５ｔとなり曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．４２は、焼鈍後の冷却終点温度が５９０℃と本発明外であった。内部領域の鋼組織におけるマルテンサイトの面積率が０．８％となった。そのため引張強度が５７０ＭＰａとなった。
供試材Ｎｏ．４３は、焼鈍後の冷却終点温度が２８０℃と本発明外であった。内部領域の鋼組織におけるマルテンサイトの面積率が３２％となった。そのため、限界曲げ半径が２．５ｔとなり曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．４４は、Ｃ含有量が０．０２％であり、化学組成が本発明外であった。マルテンサイトが生成せず、引張強度が４９０ＭＰａであった。
Claims (8)
- 鋼板表面に溶融めっき層を有する溶融めっき鋼板において、
前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．００５％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以上４．０％以下、Ｐ：０．０００４％以上０．１％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅおよび不純物を含有する化学組成を有し、
前記溶融めっき層と前記鋼板との界面から５０μｍの深さの位置における圧延方向に展伸したＭｎおよびＳｉの濃化部の圧延直角方向の平均間隔である濃化部平均間隔が１０００μｍ以下であり、
前記界面を起点とし前記界面から２μｍの深さの位置を終点とする領域における鋼組織が、フェライトを９０面積％以上含有し、
前記界面から２μｍの深さの位置を起点とし板厚中心位置を終点とする領域における鋼組織が、面積率で、フェライト：２０％以上９０％以下、マルテンサイト：１．０％以上３０％以下および残留オーステナイト：０．５％以上を含有するとともにフェライト平均粒径が１μｍ以上２０μｍ以下であり、
前記界面における深さが３μｍ以上１０μｍ以下であるクラックの数密度が３個／ｍｍ以上１０００個／ｍｍ以下であり、
前記溶融めっき鋼板は、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）が９０００ＭＰａ・％以上である機械特性を有することを特徴とする溶融めっき鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．５％以下をさらに含有し、前記界面を起点とし前記界面から５０μｍの深さの位置を終点とする領域における粒径３μｍ以上のＴｉＮの数密度が１００個／ｍｍ２以下であり、前記界面から２μｍの深さの位置を起点とし板厚中心位置を終点とする領域におけるフェライト平均粒径が１μｍ以上７μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の溶融めっき鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．５％以下をさらに含有し、前記濃化部平均間隔が５００μｍ以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の溶融めっき鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％およびＢ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれかに記載の溶融めっき鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０５％以下およびＺｒ：０．０５％以下からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１〜請求項４のいずれかに記載の溶融めっき鋼板。
- 下記工程（Ａ）〜（Ｄ）を有することを特徴とする請求項１〜請求項５までのいずれかに記載の溶融めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）溶鋼を、鋳片表面から１０ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を１０℃／秒以上となる条件で鋳造する鋳造工程；
（Ｂ）前記鋳造工程により得られた鋳片を熱間圧延に供し、１０００℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、２００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却して、５８０℃以上の温度域で巻取り、２００℃／時以下の条件で冷却して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｃ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に下記式（１）を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；および
（Ｄ）前記酸洗工程により得られた酸洗鋼板を７００℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、１．０℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度で５８０℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、次いで溶融めっきを施して溶融めっき鋼板とする連続焼鈍−溶融めっき工程。
５０００≦酸濃度（質量％）×酸温度（℃）×酸浸漬時間（秒）≦２００００００
（１） - 下記工程（ａ）〜（ｅ）を有することを特徴とする請求項１〜請求項５のいずれかに記載の溶融めっき鋼板の製造方法：
（ａ）溶鋼を、鋳片表面から１０ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を１０℃／秒以上となる条件で鋳造する鋳造工程；
（ｂ）前記鋳造工程により得られた鋳片を熱間圧延に供し、１０００℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、２００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却して、５８０℃以上の温度域で巻取り、２００℃／時以下の条件で冷却して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（ｃ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に下記式（１）を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（ｄ）前記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に９０％以下の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（ｅ）前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を７００℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、１．０℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度で５８０℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、次いで溶融めっきを施して溶融めっき鋼板とする連続焼鈍−溶融めっき工程。
５０００≦酸濃度（質量％）×酸温度（℃）×酸浸漬時間（秒）≦２００００００
（１） - 前記鋳造工程において、移動磁場による溶鋼の攪拌を施して鋳造することを特徴とする請求項６または請求項７に記載の溶融めっき鋼板の製造方法。
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