JP6187710B2 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
近年、地球環境保護のため、自動車の燃費向上を目的として、車体の軽量化が求められている。それに加えて、乗員の安全性を確保する必要があることから、高強度鋼板に対するニーズが高まっている。最近では、１４７０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板も望まれている。しかし、自動車用部材に供する鋼板は、高強度であるだけでは不十分であり、良好なプレス成形性が要求される。
鋼板のプレス成形性を向上させるためには、鋼板の延性を向上させる必要がある。しかしながら、引張強度と延性とは相反する要素であり、引張強度およびび延性の両者を同時に向上させることは、通常、困難である。さらに、自動車用部材には、耐食性とともに、スポット溶接の連続打点性が求められ。そのため、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用いることにより、高い強度と良好なプレス成形性とを達成する必要がある。
高強度でありながら、良好な均一伸びを有する鋼板として、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果を利用する鋼板が知られている。例えば、特許文献１には、加工性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法が開示されている。
また、特許文献２には、めっき濡れ性及びめっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき層を備えた、５９０ＭＰａ以上の引張り強度を有する高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法が開示されている。
さらに、特許文献３には、優れた加工性及び耐食性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法が開示されている。そして、特許文献４には、熱処理によって超高強度を有するとともに、優れた延性を有する成形部材用鋼板、成形部材及びその製造方法が開示されている。
特開平１１−２７９６９１号公報 国際公開第２０１４／０７３５２０号 特開２０１１−１６８８１６号公報 特表２０１４―５０８８５４号公報
特許文献１には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの比を最適化することにより、合金化処理のための再加熱を行ったとしても、高強度であるとともにプレス加工性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得られることが記載されている。
ところで、ＴＲＩＰ鋼板には、オーステナイトを残留させるために、Ｓｉを含有させる必要がある。しかし、このＳｉがめっき性、特に、亜鉛めっきの合金化を大きく阻害する。特許文献１に記載の技術における想定強度レベルは８８０ＭＰａ以下であるため、Ｃ含有量は０．１５質量％以下と低い。Ｃ含有量が高くなると、合金化がより抑制されるため、合金化を促進させつつ、強度と伸びとのバランスを両立させることが困難となる。
ＴＲＩＰ鋼板において、合金化を促進する技術として、特許文献２に記載されているように、めっき前の焼鈍時の雰囲気を制御する方法が知られている。この技術により、Ｓｉの酸化物が、鋼板の表面でなく内部に形成されるため、亜鉛および鉄の合金化が進みやすくなる。
ここで、特許文献２の技術は、Ｃ含有量が０．３質量％未満の比較的低い鋼に関するものであるが、さらなる高強度化を達成するためには、Ｃ含有量を０．３質量％以上とする必要がある。しかし、Ｃ含有量を０．３質量％以上にすると、合金化が進行しにくくなるため、特許文献２に記載の技術を採用しても、残留オーステナイトを確保するとともに、十分な合金化を進行させることは困難である。
一方、特許文献３には、ＴＲＩＰ鋼板において、合金化処理に伴う再加熱時に、残留オーステナイトの分解を抑制する方法が記載されている。特許文献３に記載の方法によれば、合金化処理前のオーステナイト中のＣ量を低くして、オーステナイトから炭化物が生成する駆動力を下げ、オーステナイトを確保することができる。
しかし、特許文献３の方法の場合、残留オーステナイト中のＣ量が低くなり、オーステナイトが不安定となるため、局部伸びが低下する傾向にある。特に、１４７０ＭＰａ以上の高強度鋼では、均一伸びに加えて少しでも局部伸びを上げることが好ましいため、特許文献３に記載の方法を採用することはできない。
特許文献４に記載の方法では、加熱後、鋼にプレスを施し、その後、熱処理を施して、焼戻しマルテンサイトを主体とし残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ鋼を製造し、高強度と高延性とを達成している。
しかし、特許文献４の方法では、加熱中に亜鉛が溶けるので、連続焼鈍ラインで実施することができず、大量生産をすることができない。さらに、特許文献４の方法では、焼戻温度が４８０℃未満であることから、めっきの合金化はほぼ起きないと推定される。
以上のように、上記の従来技術においては、合金化を十分に進行させつつ、高い強度と延性とを備えた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることについて、改良の余地が残されている。
本発明は、上記の問題点を解決するためになされたものであり、均一変形性（均一伸び）および局部変形性（局部伸び）に優れた合金化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。
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記の合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を要旨とする。
（１）鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．２５〜０．７０％、
Ｓｉ：０．２５〜２．５０％、
Ｍｎ：１．００〜５．００％、
Ａｌ：０．００５〜３．５０％、
Ｐ：０．１５％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｏ：０．０１％以下、
Ｔｉ：０〜０．５０％、
Ｎｂ：０〜０．５０％、
Ｖ：０〜０．５０％、
Ｃｒ：０〜１．５０％、
Ｍｏ：０〜１．５０％、
Ｃｕ：０〜５．００％、
Ｎｉ：０〜５．００％、
Ｂ：０〜０．００３％、
Ｃａ：０〜０．０５％、
ＲＥＭ：０〜０．０５％、
Ｍｇ：０〜０．０５％、
Ｗ：０〜０．５０％、
Ｚｒ：０〜０．０５％、
Ｓｂ：０〜０．５０％、
Ｓｎ：０〜０．５０％、
Ａｓ：０〜０．０５％、
Ｔｅ：０〜０．０５％、
Ｙ：０〜０．２０％、
Ｈｆ：０〜０．２０％、
Ｃｏ：０〜１．００％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
前記鋼板の板厚１／４位置における金属組織が、体積％で、
残留オーステナイト：１０．０〜６０．０％、
高温焼戻しマルテンサイト：５．０％以上、
低温焼戻しマルテンサイト：５．０％以上、
フレッシュマルテンサイト：１０．０％以下、
フェライト：０〜１５．０％、
パーライト：０〜１０．０％、
残部：ベイナイトであり、
高温焼戻しマルテンサイトと低温焼戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計体積率が３０．０％以上であり、
引張強度が１４７０ＭＰａ以上、
引張強度と均一伸びとの積が１３０００ＭＰａ％以上、
引張強度と局部伸びとの積が５０００ＭＰａ％以上である、
合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．８０％以上である、
上記（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．５０％、
Ｖ：０．００５〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．５０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．５０％、
Ｃｕ：０．０１〜５．００％、
Ｎｉ：０．０１〜５．００％、
Ｂ：０．０００１〜０．００３％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、
Ｗ：０．００５〜０．５０％、
Ｚｒ：０．００５〜０．０５％、
Ｓｂ：０．００５〜０．５０％、
Ｓｎ：０．００５〜０．５０％、
Ａｓ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｅ：０．００１〜０．０５％、
Ｙ：０．００１〜０．２０％、
Ｈｆ：０．００１〜０．２０％、および、
Ｃｏ：０．００１〜１．００％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）または（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）前記残留オーステナイトに含まれるＣ量が、０．８５質量％以上である、
上記（１）から（３）までのいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（５）前記合金化溶融亜鉛めっき層に含まれるＦｅ量が、３．０〜２０．０質量％である、
上記（１）から（４）までのいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（６）前記鋼板が表層に、板厚１／４位置から板厚１／２位置までの領域における平均硬さの０．９倍以下の硬さを有する表層軟質層を備え、
前記表層軟質層の、前記合金化溶融亜鉛めっき層と前記鋼板との界面からの厚さが、１０μｍ超である、
上記（１）から（５）までのいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（７）前記鋼板が表層に、板厚１／４位置から板厚１／２位置までの領域における平均硬さの０．９倍以下の硬さを有する表層軟質層を備え、
前記表層軟質層の、前記合金化溶融亜鉛めっき層と前記鋼板との界面からの厚さが、１０μｍ以下であり、
前記鋼板の引張強度に対する疲労限の比が０．３０以上である、
上記（１）から（５）までのいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（８）上記（１）から（５）までのいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、
（ａ）上記（１）から（３）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊またはスラブを溶製する溶製工程、
（ｂ）前記鋼塊またはスラブを加熱して熱間圧延を施し、熱延鋼板とする熱延工程、
（ｃ）前記熱延鋼板を冷却する第１冷却工程、
（ｄ）前記熱延鋼板を巻き取る巻取工程、
（ｅ）前記熱延鋼板を巻き戻して、酸洗した後、冷間圧延を施し、冷延鋼板とする冷延工程、
（ｆ）前記冷延鋼板をＡｃ１点〜９２０℃の温度域で５ｓ以上保持する焼鈍工程、
（ｇ）前記冷延鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で、１００〜６００℃の温度域まで冷却する第２冷却工程、
（ｈ）前記冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴温度まで冷却または加熱する前処理工程、
（ｉ）前記冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、溶融亜鉛めっき鋼板とするめっき工程、
（ｊ）前記溶融亜鉛めっき鋼板を４８０〜６００℃に加熱し、溶融亜鉛めっきを合金化し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする合金化工程、
（ｋ）前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で、８０〜３００℃の温度域まで冷却する第３冷却工程、および、
（ｌ）前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を１００〜４５０℃の温度域で１ｓ以上４８ｈ以下保持する焼戻工程、
を含み、上記（ａ）から（ｌ）までの工程を順に行う、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（９）上記（６）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、
（ａ）上記（１）から（３）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊またはスラブを溶製する溶製工程、
（ｂ）前記鋼塊またはスラブを加熱して熱間圧延を施し、熱延鋼板とする熱延工程、
（ｃ）前記熱延鋼板を冷却する第１冷却工程、
（ｄ）前記熱延鋼板を巻き取る巻取工程、
（ｅ）前記熱延鋼板を巻き戻して、酸洗した後、冷間圧延を施し、冷延鋼板とする冷延工程、
（ｆ）前記冷延鋼板を、露点が−２５℃以上の雰囲気において、Ａｃ１点〜９２０℃の温度域で５ｓ以上保持する焼鈍工程、
（ｇ）前記冷延鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で、１００〜６００℃の温度域まで冷却する第２冷却工程、
（ｈ）前記冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴温度まで冷却または加熱する前処理工程、
（ｉ）前記冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、溶融亜鉛めっき鋼板とするめっき工程、
（ｊ）前記溶融亜鉛めっき鋼板を４８０〜６００℃に加熱し、溶融亜鉛めっきを合金化し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする合金化工程、
（ｋ）前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で、８０〜３００℃の温度域まで冷却する第３冷却工程、および、
（ｌ）前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を１００〜４５０℃の温度域で１ｓ以上４８ｈ以下保持する焼戻工程、
を含み、上記（ａ）から（ｌ）までの工程を順に行う、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１０）上記（７）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、
（ａ）上記（１）から（３）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊またはスラブを溶製する溶製工程、
（ｂ）前記鋼塊またはスラブを加熱して熱間圧延を施し、熱延鋼板とする熱延工程、
（ｃ）前記熱延鋼板を冷却する第１冷却工程、
（ｄ）前記熱延鋼板を巻き取る巻取工程、
（ｅ）前記熱延鋼板を巻き戻して、酸洗した後、冷間圧延を施し、冷延鋼板とする冷延工程、
（ｆ）前記冷延鋼板を、露点が−１５℃以下の雰囲気において、Ａｃ１点〜９２０℃の温度域で５ｓ以上保持する焼鈍工程、
（ｇ）前記冷延鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で、１００〜６００℃の温度域まで冷却する第２冷却工程、
（ｈ）前記冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴温度まで冷却または加熱する前処理工程、
（ｉ）前記冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、溶融亜鉛めっき鋼板とするめっき工程、
（ｊ）前記溶融亜鉛めっき鋼板を４８０〜６００℃に加熱し、溶融亜鉛めっきを合金化し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする合金化工程、
（ｋ）前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で、８０〜３００℃の温度域まで冷却する第３冷却工程、および、
（ｌ）前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を１００〜４５０℃の温度域で１ｓ以上４８ｈ以下保持する焼戻工程、
を含み、上記（ａ）から（ｌ）までの工程を順に行う、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明によれば、１４７０ＭＰａ以上という高い引張強度を有しながら、均一変形性（均一伸び）および局部変形性（局部伸び）に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることが可能となる。
本発明者らは、合金化を十分に進行させつつ、高い強度を有し延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る方法について鋭意検討を行った結果、以下の知見を得るに至った。
前述のように、残留オーステナイトの確保と十分な合金化の進行とは相反することであるので、高い強度と延性との双方を備えた合金化溶融亜鉛めっき鋼を製造することは困難である。本発明者らは、十分な伸びと１４７０ＭＰａ以上の引張強度とを有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る方法について、抜本的に見直しを行った。
その結果、鋼板中のＣ含有量が０．３質量％以上で、残留オーステナイトが１０体積％以上であり、引張強度が１４７０ＭＰａ以上、引張強度と均一伸びとの積が１３０００ＭＰａ％以上、引張強度と局部伸びとの積が５０００ＭＰａ％以上なる高強度かつ高延性な合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることに成功した。
その手法について説明する。慣例として、めっきは、鋼板の金属組織を造り込んだ後に行う。そのため、ＴＲＩＰ鋼を作製する場合、めっき処理前に、オーステナイト中にＣを濃化させる。しかし、めっきを施した後、合金化処理のために温度を上げると、５００℃以上で炭化物が析出する。
そこで、本発明者らは、合金化処理の段階では、オーステナイト中にＣを濃化させないこととした。さらに、合金化処理後に、変態を進めるための熱処理を加えることとした。この熱処理により、オーステナイト中にＣを濃化させ、安定な残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ鋼を得ることができることを見出した。
さらに、１４７０ＭＰａ以上の高い引張強度を有しながら高い延性を得るためには、後述する高温焼戻しマルテンサイトおよび低温焼戻しマルテンサイトをそれぞれ所定の体積率で存在させることが有効であることを見出した。そして、本発明者らは、所定の体積率で高温焼戻しマルテンサイトおよび低温焼戻しマルテンサイトをそれぞれ存在させるためには、合金化処理前に所定の加熱条件および冷却条件で焼鈍処理を行うことが効果的であることを見出した。
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
（Ａ）化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．２５〜０．７０％
Ｃは、高強度を得るために有効な元素である。また、Ｃは、鋼板の延性の向上に寄与する残留オーステナイトを安定化する元素でもある。Ｃ含有量が０．２５％未満では、上記の効果が十分に発現せず、必要な引張強度（１４７０ＭＰａ以上）を得ることが困難である。一方、Ｃ含有量が０．７０％を超えると、硬くなりすぎて、冷間圧延が困難になる。そのため、Ｃ含有量は０．２５〜０．７０％とする。
鋼板の強度は、後述する焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトが担うが、Ｃ含有量が低いと、これらの組織が柔らかくなり、所要の引張強度が得られない場合がある。そのため、Ｃ含有量は０．２８％以上であるのが好ましく、０．３０％以上であるのがより好ましい。また、Ｃ含有量は０．６０％以下であるのが好ましく、０．５０％以下であるのがより好ましい。
Ｓｉ：０．２５〜２．５０％
Ｓｉは、鋼板を高強度化する元素であることに加えて、フェライトを強化し、組織を均一化することにより、加工性の改善に有効な元素である。また、Ｓｉは、セメンタイトの析出を抑制し、オーステナイトの残留を促進する作用をなす元素でもある。
Ｓｉ含有量が０．２５％未満では、上記の効果が十分に発現しない。一方、Ｓｉ含有量が２．５０％を超えると、靭性が大きく低下し、製造が困難となる。そのため、Ｓｉ含有量は０．２５〜２．５０％とする。Ｓｉ含有量は０．３０％以上であるのが好ましく、０．６０％以上であるのがより好ましい。また、Ｓｉ含有量は２．３０％以下であるのが好ましく、２．００％以下であるのがより好ましい。
Ｍｎ：１．００〜５．００％
Ｍｎは、Ｍ−Ａ（Martensite-Austenite Constituent）を生成させ、強度と伸びとの両立を図るのに必須の元素である。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、上記の効果が十分に発現しない。一方、Ｍｎ含有量が５．００％を超えると、ベイナイト変態の進行が遅くなり、オーステナイト中にＣが濃化しなくなる。そして、その結果、オーステナイトが安定化されず、最終的にフレッシュマルテンサイトの体積率が過剰となる。そのため、Ｍｎ含有量は１．００〜５．００％とする。Ｍｎ含有量は１．２０％以上であるのが好ましく、１．５０％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は４．５％以下であるのが好ましく、４．００％以下であるのがより好ましい。
Ａｌ：０．００５〜３．５０％
Ａｌは、脱酸元素であるとともに、Ｓｉと同様に、セメンタイトの析出を抑えて、残留オーステナイトの増加に有効な元素である。Ａｌ含有量が０．００５％未満では、上記の効果が十分に発現しない。一方、Ａｌ含有量が３．５０％を超えると、介在物が増加して、加工性が劣化する。そのため、Ａｌ含有量は０．００５〜３．５０％とする。Ａｌ含有量は０．０１０％以上であるのが好ましく、０．０２０％以上であるのがより好ましい。また、Ａｌ含有量は３．３０％以下であるのが好ましく、３．００％以下であるのがより好ましい。
Ｓｉ＋Ａｌ：０．８０％以上
ＳｉおよびＡｌのそれぞれの含有量が上記の範囲を満たしていても、Ｓｉ＋Ａｌが０．８０％未満であると、ＳｉとＡｌの相乗効果が十分でなく、ベイナイト変態時、セメンタイトが析出し、残留オーステナイトが安定化しないおそれがある。そのため、残留オーステナイトをより安定化させるため、ＳｉおよびＡｌの合計含有量は０．８０％以上とするのが好ましく、０．９０％以上とするのがより好ましく、１．００％以上とするのがさらに好ましい。
Ｐ：０．１５％以下
Ｐは、不純物元素で、偏析して靱性を劣化させる元素である。Ｐ含有量が０．１５％を超えると、靱性が著しく劣化する。そのため、Ｐ含有量は０．１５％以下とする。Ｐ含有量は０．１２％以下であるのが好ましく、０．１０％以下であるのがより好ましい。なお、Ｐ含有量を０．００３％未満に低減するためには、製造コストが大幅に上昇する。したがって、０．００３％が実質的なＰ含有量の下限となる。
Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、不純物元素で、ＭｎＳを形成して伸びを阻害する元素である。Ｓ含有量が０．０３％を超えると、伸びが著しく低下する。そのため、Ｓ含有量は０．０３％以下とする。Ｓ含有量は０．０２％以下であるのが好ましく、０．０１％以下であるのがより好ましい。なお、Ｓ含有量を０．０００２％未満に低減するためには、製造コストが大幅に上昇する。したがって、０．０００２％が実質的なＳ含有量の下限となる。
Ｎ：０．０２％以下
Ｎは、不純物元素で、連続鋳造中に、スラブのひび割れの原因となる窒化物を形成する元素である。０．０２％を超えると、スラブのひび割れが著しくなる。そのため、Ｎ含有量は０．０２％以下とする。Ｎ含有量は０．０１％以下であるのが好ましい。なお、Ｎ含有量を０．０００７％未満に低減するためには、製造コストが大幅に上昇する。したがって、０．０００７％が実質的なＮの下限となる。
Ｏ：０．０１％以下
Ｏは、介在物を形成し、局部延性および靭性を阻害する元素である。Ｏ含有量が０．０１％を超えると、局部延性および靱性が著しく低下する。そのため、Ｏ含有量は０．０１％以下とする。Ｏ含有量は０．００８％以下であるのが好ましく、０．００６％以下であるのがより好ましい。なお、Ｏ含有量を０．０００１％未満に低減するためには、製造コストが大幅に上昇する。そのため、０．０００１％が実質的なＯの下限となる。
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板には、上記の元素に加えてさらに、下記に示す量のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｗ、Ｚｒ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｔｅ、Ｙ、ＨｆおよびＣｏから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。
Ｔｉ：０〜０．５０％
Ｎｂ：０〜０．５０％
Ｖ：０〜０．５０％
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、析出物を形成して結晶粒を微細化し、強度および靱性の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、いずれの元素も０．５０％を超えて含有させると、上記の効果が飽和し、製造コストが上昇する。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量をいずれも０．５０％以下とする。これらの元素の含有量はいずれも０．３５％以下であるのが好ましい。
上記の効果を得るためには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶから選択される１種以上を、０．００５％以上含有させることが好ましい。ＴｉおよびＮｂは、オーステナイトを細粒化し、オーステナイトを安定化させるため、ＴｉおよびＮｂの１種または２種は、０．０１０％以上含有させることがより好ましく、０．０３０％以上含有させることがさらに好ましい。
Ｃｒ：０〜１．５０％
Ｍｏ：０〜１．５０％
ＣｒおよびＭｏは、Ｍｎと同様に、オーステナイトを安定化して、変態強化を促進し、鋼板の高強度化に有効な元素である。また、ＣｒおよびＭｏは、合金化処理時に、オーステナイトの分解を抑制する作用をなす元素でもある。そのため、これらの元素を必要に応じて含有させてもよい。しかし、いずれの元素も１．５０％を超えて含有させると、ベイナイト変態の進行が遅くなり、オーステナイト中にＣが濃化しなくなる。そして、その結果、オーステナイトが安定化されず、最終的にフレッシュマルテンサイトの体積率が過剰となる。そのため、ＣｒおよびＭｏの含有量をいずれも１．５０％以下とする。これらの元素の含有量はいずれも１．３０％以下であるのが好ましい。また、Ｃｒ含有量は１．２０％以下であるのがより好ましく、Ｍｏ含有量は１．００％以下であるのがより好ましい。
上記の効果を得るためには、ＣｒおよびＭｏから選択される１種以上を、０．０１％以上含有させることが好ましい。また、Ｃｒは０．１０％以上含有させることがより好ましく、Ｍｏは０．０５％以上含有させることがより好ましい。
Ｃｕ：０〜５．００％
Ｎｉ：０〜５．００％
ＣｕおよびＮｉは、腐食を抑制する作用を有する元素である。また、ＣｕおよびＮｉは、鋼板の表面に濃化して、鋼板内への水素の侵入を抑制し、遅れ破壊を抑制する作用を有するとともに、オーステナイトの安定化に寄与する元素でもある。そのため、これらの元素を必要に応じて含有させてもよい。しかし、いずれの元素も５．００％を超えて含有させると、上記の効果が飽和し、製造コストが上昇する。そのため、ＣｕおよびＮｉの含有量をいずれも５．００％以下とする。これらの元素の含有量はいずれも４．００％以下であるのが好ましい。
上記の効果を得るためには、ＣｕおよびＮｉから選択される１種以上を、０．０１％以上含有させることが好ましく、０．０２％以上含有させることが好ましい。
Ｂ：０〜０．００３％
Ｂは、粒界を起点とする核生成を抑え、焼入れ性を高めて、高強度化に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｂ含有量が０．００３％を超えると、上記の効果が飽和し、製造コストが上昇する。そのため、Ｂ含有量は０．００３％以下とする。Ｂ含有量は０．００２％以下であるのが好ましい。上記効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上であるが好ましく、０．０００２％以上であるのがより好ましい。
Ｃａ：０〜０．０５％
ＲＥＭ：０〜０．０５％
Ｍｇ：０〜０．０５％
Ｃａ、ＲＥＭおよびＭｇは、硫化物を球状化して、鋼板の局部伸びの向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、いずれの元素も０．０５％を超えて含有させると、上記の効果が飽和し、製造コストが上昇する。そのため、Ｃａ、ＲＥＭおよびＭｇの含有量をいずれも０．０５％以下とする。これらの元素の含有量はいずれも０．０４％以下であるのが好ましい。
上記の効果を得るためには、Ｃａ、ＲＥＭおよびＭｇから選択される１種以上を、ＣａおよびＭｇについては０．０００１％以上、ＲＥＭについては０．０００５％以上含有させるのが好ましい。
ここで、本発明において、ＲＥＭはＳｃおよびランタノイドの合計１６元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。なお、ランタノイドは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加される。
Ｗ：０〜０．５０％
Ｗは、焼入れ性を高め、鋼板強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｗ含有量が０．５０％を超えると、上記の効果が飽和し、製造コストが上昇する。そのため、Ｗ含有量は０．５０％以下とする。Ｗ含有量は０．３５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｗ含有量は０．００５％以上であるのが好ましく、０．０１０％以上であるのがより好ましい。
Ｚｒ：０〜０．０５％
Ｚｒは、焼入れ性を高め、鋼板強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｚｒ含有量が０．０５％を超えると、上記の効果が飽和し、製造コストが上昇する。そのため、Ｚｒ含有量は０．０５％以下とする。Ｚｒ含有量は０．０３％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．００５％以上であるのが好ましく、０．０７％以上であるのがより好ましい。
Ｓｂ：０〜０．５０％
Ｓｎ：０〜０．５０％
ＳｂおよびＳｎは、めっき濡れ性とめっき密着性との向上に寄与するとともに、鋼の脱炭を防ぐ作用をなす元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、いずれの元素も０．５０％を超えて含有させると、鋼板に熱脆化が生じ、熱間加工の際に割れが生じ、鋼板に表面疵が発生するおそれがあり、また、シャー切断などの冷間加工時にも割れが生じるおそれがある。そのため、ＳｂおよびＳｎの含有量をいずれも０．５０％以下とする。これらの元素の含有量はいずれも０．３５％以下であるのが好ましい。
上記の効果を得るためには、ＳｂおよびＳｎから選択される１種以上を、０．００５％以上含有させることが好ましく、０．０１０％以上含有させることが好ましい。
Ａｓ：０〜０．０５％
Ｔｅ：０〜０．０５％
ＡｓおよびＴｅは、鋼板の機械的強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、いずれの元素も０．０５％を超えて含有させると、局部変形能が低下するおそれがある。そのため、ＡｓおよびＴｅの含有量をいずれも０．０５％以下とする。これらの元素の含有量はいずれも０．０３％以下であるのが好ましい。
上記の効果を得るためには、ＡｓおよびＴｅから選択される１種以上を、Ａｓを０．００５％以上、Ｔｅを０．００１％以上含有させるのが好ましく、Ａｓを０．０１０％以上、Ｔｅを０．００７％以上含有させるのがより好ましい。
Ｙ：０〜０．２０％
Ｈｆ：０〜０．２０％
ＹおよびＨｆは、鋼板の耐食性の向上に有効な元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、いずれの元素も０．２０％を超えて含有させると、鋼板の局部伸びが大きく劣化するおそれがある。そのため、ＹおよびＨｆの含有量をいずれも０．２０％以下とする。これらの元素の含有量はいずれも０．１５％以下であるのが好ましい。
上記の効果を得るためには、ＹおよびＨｆから選択される１種以上を、０．００１％以上含有させることが好ましく、０．００５％以上含有させることが好ましい。
Ｃｏ：０〜１．００％
Ｃｏは、ベイナイト変態を促進する作用を有する元素である。ＴＲＩＰ効果を促進するためには、ベイナイト変態を生じさせて、オーステナイト中へＣを濃化させる必要があるため、Ｃｏは、ＴＲＩＰ効果の促進に有用な元素である。そのため、Ｃｏを必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｃｏ含有量が１．００％を超えると、鋼板の溶接性および局部伸びが大きく劣化するおそれがある。そのため、Ｃｏ含有量は１．００％以下とする。Ｃｏ含有量は０．８０％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．００１％以上であるのが好ましく、０．００８％以上であるのがより好ましい。
本発明の鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。
ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
（Ｂ）鋼板の金属組織
本発明の鋼板の板厚１／４位置における金属組織について説明する。なお、以下の説明において「％」は、「体積％」を意味する。
残留オーステナイト：１０．０〜６０．０％
残留オーステナイトを含む鋼板は、加工中に、オーステナイトがマルテンサイトに変態して生じる変態誘起塑性（Transformation Induced Plasticity：ＴＲＩＰ）により、優れた伸び、具体的には、優れた均一伸びを有する。
残留オーステナイトの体積率が１０．０％未満であると、鋼板の均一伸びが不十分となる。一方、残留オーステナイトの体積率が６０．０％を超えると、鋼板の局部伸びが低下するおそれがある。そのため、残留オーステナイトの体積率は１０．０〜６０．０％とする。延性が高いと、自動車車体の衝突安全がより向上するため、より高い延性を確保したい場合は、残留オーステナイトの体積率は１３．０％以上とするのが好ましい。また、残留オーステナイトの体積率は５０．０％以下であるのが好ましく、４０．０％以下であるのがより好ましく、３０．０％以下であるのがさらに好ましい。
残留オーステナイトに含まれるＣ量（Ｃγ）：０．８５質量％以上
残留オーステナイトを安定的に存在させるためには、残留オーステナイト中にＣが濃化していることが好ましい。Ｃγが０．８５質量％未満であると、残留オーステナイトが不安定になり、消失しやすくなる。その結果、残留オーステナイトを１０．０％以上確保することが難しくなり、所要の均一伸びと局部伸びとを確保できない場合がある。そのため、Ｃγは０．８５質量％以上であるのが好ましく、０．９０質量％以上であるのがより好ましく、０．９５質量％以上であるのがさらに好ましい。
Ｃγの上限は特に規定しないが、１．５０質量％を超えると、変形中にオーステナイトがマルテンサイトへ変態しなくなり、ＴＲＩＰ効果を得ることができず、延性が劣化するおそれがある。そのため、Ｃγは１．５０質量％以下であるのが好ましい。
高温焼戻しマルテンサイト：５．０％以上
高温焼戻しマルテンサイトは、４８０〜６００℃の温度で焼戻されたマルテンサイトである。高温焼戻しマルテンサイトは、フェライトに比べ硬質で、かつ、後述の低温焼戻しマルテンサイトに比べ軟質であり、延性の向上に有効であると推定される。上記の効果を得るためには、高温焼戻しマルテンサイトの体積率を５．０％以上とする必要がある。高温焼戻しマルテンサイトの体積率は１０．０％以上であるのが好ましい。しかし、高温焼戻しマルテンサイトの体積率が過剰であると、低温焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの体積率を確保できなくなるため、７０．０％以下とすることが好ましい。
低温焼戻しマルテンサイト：５．０％以上
低温焼戻しマルテンサイトは、１００〜４５０℃の温度で焼戻されたマルテンサイトである。低温焼戻しマルテンサイトは、前述の高温焼戻しマルテンサイトに比べ硬質であるため、１４７０ＭＰａ以上の引張強度を確保するために必要な組織である。そのため、低温焼戻しマルテンサイトの体積率を５．０％以上とする必要がある。低温焼戻しマルテンサイトの体積率は１０．０％以上であるのが好ましく、１５．０％以上であるのがより好ましい。しかし、低温焼戻しマルテンサイトの体積率が過剰であると、高温焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの体積率を確保できなくなるため、７０．０％以下とすることが好ましい。
フレッシュマルテンサイト：１０．０％以下
高強度の鋼板を製造する場合、通常、フレッシュマルテンサイト（焼戻されていないマルテンサイト）を多くするが、本発明のめっき鋼板の場合、フレッシュマルテンサイトの体積率が１０．０％を超えると、鋼板の局部延性および降伏比が低下するため好ましくない。そのため、フレッシュマルテンサイトの体積率は１０．０％以下とする。フレッシュマルテンサイトの体積率は７．０％以下であるのが好ましい。
フェライト：０〜１５．０％
フェライトは軟質な組織であるため、その体積率が１５．０％を超えると１４７０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができなくなる。そのため、フェライトの体積率は１５．０％以下とする。
パーライト：０〜１０．０％
合金化処理時にパーライトが生じると、残留オーステナイトの体積率を減らすおそれがある。また、焼戻しマルテンサイトよりも軟質な組織であるため、強度が低下する。そのため、パーライトの体積率は１０．０％以下とする。パーライトの体積率はできるだけ低い方が好ましく、５．０％以下であるのが好ましく、０％であるのがより好ましい。
本発明の鋼板の板厚１／４位置での金属組織において、残部はベイナイトである。
高温焼戻しマルテンサイトと低温焼戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計体積率：３０．０％以上
焼戻しマルテンサイト（以下の説明において、「高温焼戻しマルテンサイト」および「低温焼戻しマルテンサイト」をまとめて「焼戻しマルテンサイト」ともいう。）とベイナイトとの合計体積率が３０．０％未満の場合で、引張強度１４７０ＭＰａを確保しようとすると、フレッシュマルテンサイトの体積率を高くする必要がある。しかしながら、フレッシュマルテンサイトの体積率を高くすると、局部延性が低下する。そのため、引張強度１４７０ＭＰａ以上を維持しつつ所要の局部延性を確保する点から、上記の合計体積率を３０．０％以上とする。
また、残留オーステナイトの体積率を１０．０％以上にするためには、ベイナイト変態時またはマルテンサイトの焼戻し時に、残留オーステナイト中へＣを濃化させる必要がある。この効果を得るためにも、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計体積率を３０．０％以上とする。局部変形能および強度の向上の観点から、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計体積率は４０．０％以上とすることが好ましい。
なお、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトは、引張強度の向上だけでなく、降伏強度の向上にも寄与するため、上記の合計体積率を所定値以上にすることによって、降伏比を０．５８以上とすることが可能となる。そのため、本発明めっき鋼板は自動車用部材として好適である。
本発明において、上記の各組織の体積率を求める方法について以下に説明する。
残留オーステナイトの体積率（Ｖγ）は、Ｍｏ−Ｋα線を用いて得たデータから、次式により算出することができる。
Ｖγ＝（２／３）｛１００／（０．７×α（１１１）／γ（２００）＋１）｝
＋（１／３）｛１００／（０．７８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝
ただし、α（２１１）、γ（２００）、α（２１１）、およびγ（３１１）は面強度を表す。
また、残留オーステナイトのＣ量（Ｃγ）は、Ｃｕ−Ｋα線によるＸ線解析で、オーステナイトの（２００）面、（２２０）面、および（３１１）面の反射角から格子定数（単位はオングストローム）を求め、次式に従って算出することができる。
Ｃγ＝（格子定数−３．５７２）／０．０３３
次に、F.S.Lepera: Journal of Metals ３２，Ｎｏ．３，（１９８０）３８−３９に記載の方法で、圧延方向の断面を腐食して、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトを現出させる。その後、板厚１／４位置において、光学顕微鏡を用いて倍率１０００倍で観察し、組織写真を画像処理して、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率（％）を測定し、それを合計体積率とする。
そして、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計体積率の値から、上述の方法によって測定した残留オーステナイトの体積率を差し引くことによって、フレッシュマルテンサイトの体積率を求める。
さらに、圧延方向に垂直な断面を切り出し、鏡面研磨した後、電解研磨したサンプルを、ＳＥＭ−ＥＢＳＤで１００μｍ×１００μｍ以上の領域を０．１ｓｔｅｐ間隔で測定する。その後、株式会社ＴＳＬソリューションズの解析ソフトを用い、各々の結晶粒における粒内のＩｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙの平均値（Grain Average Image Quality：ＧＡＩＱ値）を算出する。
そして、ＧＡＩＱ値が５０００以下である結晶粒の分率を低温焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとの合計体積率とする。この値から、フレッシュマルテンサイトの体積率を差し引くことによって、低温焼戻しマルテンサイトの体積率を求める。
また、圧延方向に垂直な断面を切り出し、鏡面研磨した後、ナイタールにて腐食を行う。当該サンプルについてＳＥＭ観察を行い、ラス状の組織で、かつ、セメンタイトを含むものの分率を高温焼戻しマルテンサイトと低温焼戻しマルテンサイトとの合計面積率として求め、それを合計体積率とする。ＳＥＭ観察は倍率５０００倍で行い、測定領域は、２５μｍ×２０μｍの領域を４視野以上とする。この値から、低温焼戻しマルテンサイトの体積率を差し引くことによって、高温焼戻しマルテンサイトの体積率を求める。
ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとの合計もＳＥＭ観察により求める。ベイナイトまたはマルテンサイトのブロックが観察されるものを、ベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトとする。そして、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとの合計面積率を測定し、それを合計体積率とする。
フェライトおよびパーライトについても同様に、ナイタール腐食を行った後、ＳＥＭで観察し、下部組織がなく、抉れている領域をフェライトとし、ラメラー組織が見えるものをパーライトとする。そして、フェライトおよびパーライトのそれぞれの面積率を求め、それを体積率とする。
（Ｃ）合金化溶融亜鉛めっき層
合金化溶融亜鉛めっき層に含まれるＦｅ量：３．０〜２０．０質量％
合金化溶融亜鉛めっき層は、通常の合金化溶融亜鉛めっき層でよい。しかし、めっき層に含まれるＦｅ量が３．０質量％未満であると、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の溶接性および摺動性が不十分となる場合がある。そのため、めっき層のＦｅ量は３．０質量％以上であるのが好ましい。一方、耐パウダリング性を確保する観点から、めっき層のＦｅ量は２０．０質量％以下であるのが好ましい。
めっき層のＦｅ量は５．０質量％以上であるのがより好ましく、７．０質量％以上であるのがさらに好ましい。また、めっき層のＦｅ量は１５．０質量％以下であるのがより好ましい。なお、めっき層のＦｅ量は、溶融亜鉛めっき後の熱処理（合金化処理）の条件により調整することができる。
（Ｄ）機械特性
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、十分な衝撃吸収性を確保する観点から、１４７０ＭＰａ以上の引張強度を有するものとする。引張強度の上限は特に限定されない。引張強度は、用途に応じて、１４７０〜２２００ＭＰａの範囲内で適宜選択すればよい。
また、成形性が要求される自動車部品への適用を考慮して、引張強度と均一伸びとの積を１３０００ＭＰａ％以上とし、引張強度と局部伸びとの積を５０００ＭＰａ％以上とする。自動車用部品は、均一変形特性および局部変形特性が必要となるので、この２つを満たす必要がある。
降伏比は、鋼板を成形して得る機械部品の強度に影響する。例えば、自動車部品の衝突安全性を高める（衝突エネルギーを高める）ためには、高い降伏比が求められる。そのため、本発明に係るめっき鋼板の降伏比は０．５８以上であるのが好ましく、０．７０以上であるのがより好ましく、０．８０以上であるのがさらに好ましい。また、同様の観点から、本発明に係るめっき鋼板は、８５０ＭＰａ以上の降伏強度を有することが好ましい。
なお、本発明においては、引張強度および降伏強度として、圧延直角方向の引張試験において求められる値を採用する。圧延直角方向とは、鋼板の圧延方向および厚さ方向に垂直な方向を指し、すなわち幅方向を意味する。
さらに、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、繰り返しの負荷を受ける自動車用部品の素材鋼板として用いる場合には、優れた均一変形特性および局部変形特性に加えて、優れた疲労特性が求められる。所定の疲労特性を確保したい場合には、引張強度に対する疲労限の比を０．３０以上にするのが好ましく、０．３５以上にするのがより好ましい。なお、鋼板の疲労限は、応力比を−１、繰返し周波数を２５Ｈｚとし、最大繰返し数を２×１０６回とすることにより測定する。
（Ｅ）鋼板の表層組織
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、表層軟質層を備える。表層軟質層とは、鋼板表層に存在し、板厚１／４位置から板厚１／２位置までの領域における平均硬さの０．９倍以下の硬さを有する層を意味する。
本発明においては、化学組成と板厚１／４位置における金属組織とを制御することによって、高い強度と優れた成形性とを得ることができるため、表層軟質層の厚さについては特に制限はない。しかしながら、用途に応じて適宜表層軟質層の厚さを調整することによって、付加的な特性を得ることができる。
例えば、亜鉛めっきを施した自動車用鋼板を溶接する際、溶接部において、液体金属脆性割れが生じることがある。この液体金属脆性割れは、鋼板強度が高強度になるほど生じやすくなる。しかしながら、上述の化学組成および金属組織の規定に加えて、表層軟質層の厚さを１０μｍ超とすることによって、優れた耐液体金属脆性割れ性を確保することが可能となる。
一方、上述のように、めっき鋼板を、繰り返しの負荷を受ける自動車用部品の素材鋼板として用いる場合には、優れた疲労特性が求められる。上述の化学組成および金属組織の規定に加えて、表層軟質層の厚さを１０μｍ以下とすることによって、疲労特性を向上させ、引張強度に対する疲労限の比を０．３０以上にすることが可能となる。
なお、表層軟質層の厚さは以下の手順により求めるものとする。まず、圧延方向に垂直な断面を切り出し、鏡面研磨する。そして、当該サンプルのめっき層と鋼板との界面から１０μｍの位置から板厚の中心（板厚１／２位置）まで、マイクロビッカース硬さを１０μｍピッチで順次測定する。試験力は組織の硬さに応じて適宜選択すればよく、例えば、２〜２５ｇｆとすることができる。また、圧痕が重なる場合は、板厚に垂直な方向にずらして測定する。
上記の測定結果から、板厚１／４位置から板厚１／２位置までの領域における平均硬さを求め、その硬さの０．９倍となる位置を特定する。そして、めっき層と鋼板との界面から、上記の平均硬さの０．９倍となる位置までの距離を、表層軟質層の厚さとして定義する。
ただし、めっき層と鋼板との界面から１０μｍの位置での硬さが、板厚１／４位置から板厚１／２位置までの領域における平均硬さの０．９倍を超える場合には、上記の方法により表層軟質層の厚さを測定するのが困難となる。その場合には、ＳＥＭ観察により組織分率の変化を調査し、表層軟質層の厚さを求めることとする。
具体的には、表層の組織を５００〜１０００倍の倍率で測定し、板厚方向に垂直な方向に１００〜２００μｍの範囲にわたって金属組織を観察する。そして、めっき層と鋼板との界面から２、４、６、８、１０μｍの位置での硬質組織の分率をそれぞれ求める。また、板厚１／４位置から板厚１／２位置までの領域における硬質組織の平均分率を求めておき、上記平均分率の０．９倍となる位置を特定し、その位置とめっき層および鋼板の界面との距離を表層軟質層の厚さとして定義する。ここで、硬質組織の分率とは、フェライトおよびパーライト以外の組織の合計面積率のことをいう。
（Ｆ）製造方法
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造条件について特に制限はないが、以下に示す製造方法を用いることにより、製造することができる。以下の製造方法では、下記の（ａ）から（ｌ）までの工程を順に行う。各工程について詳しく説明する。
（ａ）溶製工程
上述の化学組成を有する鋼塊またはスラブを溶製する。溶製工程における条件については特に制限はなく、通常の方法を用いればよい。
（ｂ）熱延工程
鋼塊またはスラブを加熱して熱間圧延を施し、熱延鋼板とする。熱延工程における条件についても特に制限は設けないが、例えば、熱間圧延前の加熱温度を１０００〜１３００℃とし、熱間圧延の仕上げ温度を８００〜１０００℃とするのが好ましい。
加熱温度が１０００℃未満では、熱間圧延までの搬送の間に温度が低下して、所要の温度で仕上げ圧延を終了できないおそれがある。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、上述の化学組成を有する鋼の融点に達して融解するおそれがある。
また、本発明で規定される化学組成を有する鋼は硬いため、仕上げ温度が８００℃未満であると、圧延機に大きな負荷がかかり、熱間圧延が困難になるおそれがある。一方、仕上げ温度が１０００℃を超えると、圧延後の鋼板の結晶が粗大になり、最終的に得られる合金化溶融めっき鋼板の各種特性が低下するおそれがある。
（ｃ）第１冷却工程
仕上げ圧延終了後の熱延鋼板を冷却する。第１冷却工程における冷却条件について特に制限は設けないが、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、３００〜７００℃の温度範囲で冷却を停止することが好ましい。
熱延鋼板の組織が微細であると、Ｍｎ濃化の効果が得やすいが、平均冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、相変態が高温で起きて、組織が粗大化するおそれがある。平均冷却速度の上限は特に限定されないが、工業的に、平均冷却速度が２００℃／ｓを超えると、冷却停止温度の制御が困難となり、材質のバラツキが生じる。そのため、平均冷却速度は２００℃／ｓ以下とするのが好ましく、１００℃／ｓ以下とするのがより好ましく、６０℃／ｓ以下とするのがさらに好ましい。
また、冷却停止温度が３００℃未満であると、鋼板の組織がマルテンサイト主体となり、巻取りが困難になるおそれがある。一方、冷却停止温度が７００℃を超えると、鋼板の表面に生成されるスケールが鋼板内部まで達し、酸洗が困難になるおそれがある。なお、製造上で問題となるのは、熱延鋼板の強度および酸洗のしやすさであるため、これらを考慮して、冷却停止温度を適宜設定すればよい。
（ｄ）巻取工程
冷却停止後の熱延鋼板を巻き取る。巻取温度についても特には限定されないが、７００℃以下とすることが好ましい。巻取温度についても前記第１冷却工程における冷却停止温度と同様に、熱延鋼板の強度および酸洗のしやすさを考慮して適宜設定すればよい。
（ｅ）冷延工程
巻き取られた熱延鋼板を再び巻き戻して、酸洗した後、冷間圧延を施し、冷延鋼板とする。冷延工程における条件についても特に制限は設けない。ただし、本発明で規定される化学組成を有する鋼は硬いため、圧下率が９０％を超えると、冷間圧延を短時間で終了することが難しくなる。そのため、冷延工程における圧下率は９０％以下が好ましい。圧下率は９０％以下の範囲で、所望の板厚および圧延機の能力を考慮して適宜設定すればよい。
（ｆ）焼鈍工程
冷間圧延後の冷延鋼板に対して、Ａｃ１点〜９２０℃の温度域で５ｓ以上保持する焼鈍を施す。焼鈍温度がＡｃ１点未満であると、セメンタイトがオーステナイトにならず、最終組織として、ベイナイト、残留オーステナイトおよび焼戻しマルテンサイトを得ることができないため、Ａｃ１点以上である必要がある。一方、焼鈍温度が高温であるほど鋼板表面に生成するスケールが厚くなり、めっきの際の濡れ性が劣化する。また、粒径の粗大化を抑制して良好な靭性を確保する観点、およびエネルギーコストを低減する観点から、焼鈍温度は９２０℃以下とする。焼鈍温度は９００℃以下とするのが好ましい。
また、上記の焼鈍温度で保持する保持時間が５ｓ未満であると、鋼板の場所によって温度ムラが生じ、組織を十分に均一化することができず、十分な局部伸びを得ることが難しくなる。そのため、保持時間は５ｓ以上とする。保持時間は１０ｓ以上とするのが好ましい。
焼鈍雰囲気については、特に制限は設けない。しかし、鋼板の表層軟質層の厚さを調整するためには、焼鈍温度に応じて適宜、焼鈍雰囲気を露点制御することが望ましい。上述のように、表層軟質層の厚さが１０μｍ以下の場合、鋼板の引張強度に対する疲労限の比が高くなり、疲労特性が向上する。表層軟質層の厚さが１０μｍ超の場合、鋼板の耐液体金属脆性割れ性が向上する。
具体的には、表層軟質層の厚さを１０μｍ超とするためには、焼鈍雰囲気の露点を−２５℃以上とすることが好ましく、−１５℃超とすることがより好ましく、−１０℃超とすることがさらに好ましい。一方、表層軟質層の厚さを１０μｍ以下とするためには、焼鈍雰囲気の露点を−１５℃以下とすることが好ましく、−２０℃以下とすることがより好ましく、−２５℃以下とすることがさらに好ましい。
（ｇ）第２冷却工程
焼鈍後の冷延鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で、１００〜３５０℃の温度域まで冷却する。第２冷却工程における平均冷却速度が１℃／ｓ未満であると、鋼板中にセメンタイトが析出するおそれが生じる。平均冷却速度は５℃／ｓ以上であるのが好ましく、８℃／ｓ以上であるのがより好ましい。
ただし、平均冷却速度が１００℃／ｓを超えると、冷却速度が速すぎるため、残留オーステナイトが発生する温度域（１００〜３５０℃）に鋼板を誘導するのが困難になる。そのため、平均冷却速度は目的の冷却停止温度に制御しやすい速度とすることが好ましく、１００℃／ｓ以下とするのが好ましく、５０℃／ｓ以下とするのがより好ましい。
また、冷却停止温度が１００℃未満であると、オーステナイトのほとんどがマルテンサイトに変態し、最終組織における残留オーステナイトを１０体積％以上確保することができなくなるおそれがある。一方、冷却停止温度が３５０℃を超えると、マルテンサイト変態量が少なく、その後得られる高温焼戻しマルテンサイトを５体積％以上確保することができなくなるおそれがある。そのため、冷却停止温度は１００〜３５０℃とする。
冷却停止温度の下限は、鋼種または熱処理条件に応じて適宜設定すればよく、１３０℃以上とするのが好ましく、１５０℃以上とするのがより好ましく、１７５℃以上とするのがさらに好ましく、２００℃以上とするのが特に好ましい。また、冷却停止温度３００℃以下とするのが好ましい。
（ｈ）前処理工程
冷延鋼板に溶融亜鉛めっきを施す前に、冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴温度まで冷却または加熱する前処理を施す。鋼板の温度がめっき温度から大きく外れたままで、鋼板をめっき浴に浸漬すると、外観不良につながる可能性がある。なお、冷延鋼板の温度とめっき浴温度とを厳密に一致させる必要はなく、５０℃程度の差までであれば許容される。
（ｉ）めっき工程
前処理が完了した後、冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、溶融亜鉛めっき鋼板とする。溶融亜鉛めっき浴の浴組成、浴温度、およびめっき付着量については特に限定されず、所望の溶融亜鉛めっき層の組成および厚さに応じて適宜設定すればよい。めっき付着量については、例えば、片面当りのめっき付着量を２０〜８０ｇ／ｍ２の範囲内とすればよい。
（ｊ）合金化工程
溶融亜鉛めっき鋼板を４８０〜６００℃に加熱し、溶融亜鉛めっきを合金化することによって合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする。合金化処理の条件については、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ量を所定量以上確保できるよう適宜設定すればよい。例えば、片面当りのめっき付着量が２０〜８０ｇ／ｍ２の範囲内である場合、溶融亜鉛めっき鋼板を４９０〜５６０℃に加熱して、５〜６０ｓ保持すること好ましい。
（ｋ）第３冷却工程
合金化処理の後、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で、８０〜３００℃の温度域まで冷却する。第３冷却工程における冷却開始温度は、合金化工程の終了時の鋼板温度である。
第３冷却工程の冷却によって、マルテンサイトの一部生成を促進するとともに、ベイナイト変態とマルテンサイトからオーステナイトへのＣの分配とを促進して、残留オーステナイトを安定化させる。第３冷却工程後の焼戻工程で、残留オーステナイトを１０体積％以上確保するためには、第３冷却工程の終了時点で、鋼板中にオーステナイトが１０体積％以上存在している必要がある。
平均冷却速度が１℃／ｓ未満であると、上記の効果が得られなくなるおそれがある。平均冷却速度は５℃／ｓ以上とするのが好ましい。平均冷却速度の上限は特に限定しないが、経済性の観点から、５００℃／ｓ以下とするのが好ましい。
また、冷却停止温度が８０℃未満であるか、または３００℃を超えると、同様に、上記の効果が得られなくなるおそれがある。冷却停止温度は１１０℃以上とするのが好ましい。冷却停止温度が低いと強度が高くなるので、冷却終了温度は２５０℃以下とするのが好ましい。
（ｌ）焼戻工程
冷却停止後の合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対して、１００〜４５０℃の温度域で１ｓ以上４８ｈ以下保持する焼戻処理を施す。焼戻は、マルテンサイトを焼き戻す効果、ベイナイト変態を促進する効果、ならびに、マルテンサイトおよびベイナイトから残留オーステナイトへＣを濃化させる効果を得るために行う。
焼戻温度が１００℃未満であると、上記の効果が得られないおそれがある。一方、焼戻温度が４５０℃を超えると、高温焼戻しマルテンサイトとなり、強度が大幅に劣化する。また、Ｃが濃化したオーステナイトがパーライトに分解する。そのため、焼戻温度は１００〜４５０℃とする。焼戻温度は１２０℃以上とするのが好ましく、１４０℃以上とするのがより好ましい。また、焼戻温度は４３０℃以下とするのが好ましい。
また、焼戻時間（保持時間）が１ｓ未満であると、焼戻効果が得られない。一方、焼戻時間が４８ｈを超えると、焼戻温度を１００〜４５０℃としても、炭化物が析出し、残留オーステナイトが大きく減少するおそれがある。そのため、焼戻時間は１ｓ以上４８ｈ以下とする。焼戻時間は１０ｓ以上とするのが好ましく、３０ｓ以上とするのがより好ましい。また、焼戻時間は４５ｈ以下とするのが好ましく、４０ｈ以下とするのがより好ましい。
（ｍ）その他
焼戻工程の後、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の平坦性を改善するため、鋼板にスキンパス圧延またはレベラー処理を施してもよい。さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に、塗油または潤滑作用のある皮膜を形成してもよい。
以上説明したように、上記の製造方法を用いることによって、鋼板が０．２５質量％以上のＣを含有していても、１４７０ＭＰａ級以上でかつ高延性の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す化学組成を有する鋼を溶製し、厚さ４０ｍｍのスラブを作製した。このスラブを、表２〜４に示す条件で熱間圧延し、熱延鋼板を製造した。
次に、上記の熱延鋼板を表２〜４に示す速度（第１冷却速度）で巻取温度まで水スプレーで冷却した。その後、炉に装入し、巻取温度で６０ｍｉｎ保持し、２０℃／ｈの平均冷却速度で１００℃以下の温度まで炉冷することにより巻取を模擬した。得られた熱延鋼板について、酸洗してスケールを除去した後、表２〜４に示す条件で冷間圧延した。
Figure 0006187710
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得られた冷延鋼板から試験材を採取した。試験材を、所定の温度まで加熱して保持する焼鈍を行い、次に、所定の速度（第２冷却速度）で冷却した。焼鈍工程における最高焼鈍温度、焼鈍時間および露点、ならびに第２冷却工程における第２冷却速度および第２冷却停止温度を表２〜４に併せて示す。
その後、一部の試験材については、等温保持を行ってから、５℃／ｓで溶融めっき浴温の４６０℃まで加熱または冷却して、溶融亜鉛めっきを行った。その後、表２〜４に示すＧＡ条件で合金化処理を行い、次いで、１０℃／ｓの速度（第３冷却速度）で、第３冷却停止温度まで冷却した。冷却後、１０℃／ｓの速度で加熱し、表２〜４に示す条件で焼戻処理を行った後、１０℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却した。
比較のため、表５に示す従来の製造条件でも合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。冷延工程までは、上述と同じ工程である。冷延工程の後に焼鈍し、その後、第２冷却を行った。その後、１０℃／ｓの速度で焼戻温度まで加熱して焼戻処理を行った。その後、そのまま昇温して、表５に示すＧＡ条件にて合金化処理を行い、次いで、１０℃／ｓの速度（第３冷却速度）で、第３冷却停止温度まで冷却した。
Figure 0006187710
続いて、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の金属組織観察を行い、各組織の体積率および残留オーステナイト中のＣ量の測定を行った。
残留オーステナイトの体積率（Ｖγ）は、Ｍｏ−Ｋα線を用いて得たデータから、次式により算出した。
Ｖγ＝（２／３）｛１００／（０．７×α（１１１）／γ（２００）＋１）｝
＋（１／３）｛１００／（０．７８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝
ただし、α（２１１）、γ（２００）、α（２１１）、およびγ（３１１）は面強度を表す。
また、残留オーステナイトのＣ量（Ｃγ）は、Ｃｕ−Ｋα線によるＸ線解析で、オーステナイトの（２００）面、（２２０）面、および（３１１）面の反射角から格子定数（単位はオングストローム）を求め、次式に従って算出した。
Ｃγ＝（格子定数−３．５７２）／０．０３３
次に、F.S.Lepera: Journal of Metals ３２，Ｎｏ．３，（１９８０）３８−３９に記載の方法で、圧延方向の断面を腐食して、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトを現出させた。その後、板厚１／４位置において、光学顕微鏡を用いて倍率１０００倍で観察し、組織写真を画像処理して、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率（％）を測定し、それを合計体積率とした。
そして、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計体積率の値から、上述の方法によって測定した残留オーステナイトの体積率を差し引くことによって、フレッシュマルテンサイトの体積率を求めた。
さらに、圧延方向に垂直な断面を切り出し、鏡面研磨した後、電解研磨したサンプルを、ＳＥＭ−ＥＢＳＤで１００μｍ×１００μｍ以上の領域を０．１ｓｔｅｐ間隔で測定した。その後、株式会社ＴＳＬソリューションズの解析ソフトを用い、各々の結晶粒における粒内のＩｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙの平均値（Grain Average Image Quality：ＧＡＩＱ値）を算出した。
そして、ＧＡＩＱ値が５０００以下である結晶粒の分率を低温焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとの合計体積率とした。この値から、フレッシュマルテンサイトの体積率を差し引くことによって、低温焼戻しマルテンサイトの体積率を求めた。
また、圧延方向に垂直な断面を切り出し、鏡面研磨した後、ナイタールにて腐食を行った。当該サンプルについてＳＥＭ観察を行い、ラス状の組織で、かつ、セメンタイトを含むものの分率を高温焼戻しマルテンサイトと低温焼戻しマルテンサイトとの合計面積率として求め、それを合計体積率とした。ＳＥＭ観察は倍率５０００倍で行い、測定領域は、２５μｍ×２０μｍの領域を４視野以上とした。この値から、低温焼戻しマルテンサイトの体積率を差し引くことによって、高温焼戻しマルテンサイトの体積率を求めた。
ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとの合計もＳＥＭ観察により求めた。ベイナイトまたはマルテンサイトのブロックが観察されるものを、ベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトとした。そして、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとの合計面積率を測定し、それを合計体積率とした。
フェライトおよびパーライトについても同様に、ナイタール腐食を行った後、ＳＥＭで観察し、下部組織がなく、抉れている領域をフェライトとし、ラメラー組織が見えるものをパーライトとした。そして、フェライトおよびパーライトのそれぞれの面積率を求め、それを体積率とした。
また、各合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層に含まれるＦｅ量の測定を行った。具体的には、溶融亜鉛めっき層と母材との界面を起点として、（１／８×めっき層厚さ）〜（７／８×めっき層厚さ）の領域におけるＦｅ濃度（質量％）を、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）を用いて測定した。そして、その平均値を算出し、めっき層に含まれるＦｅ量とした。
さらに、各合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、表層軟質層の厚さの測定を以下の手順により行った。
まず、圧延方向に垂直な断面を切り出し、鏡面研磨した。そして、当該サンプルのめっき層と鋼板との界面から１０μｍの位置から板厚の中心（板厚１／２位置）まで、マイクロビッカース硬さを１０μｍピッチで順次測定した。試験力は、組織の硬さに応じて、２〜２５ｇｆの範囲で調整した。また、圧痕が重なる場合は、板厚に垂直な方向にずらして測定を行った。
上記の測定結果から、板厚１／４位置から板厚１／２位置までの領域における平均硬さを求め、その硬さの０．９倍となる位置を特定した。そして、めっき層と鋼板との界面から、上記の平均硬さの０．９倍となる位置までの距離を、表層軟質層の厚さとして求めた。
ただし、めっき層と鋼板との界面から１０μｍの位置での硬さが、板厚１／４位置から板厚１／２位置までの領域における平均硬さの０．９倍を超える場合には、ＳＥＭ観察により組織分率の変化を調査し、表層軟質層の厚さを求めた。
具体的には、表層の組織を５００〜１０００倍の倍率で測定し、板厚方向に垂直な方向に１００〜２００μｍの範囲にわたって金属組織を観察した。そして、めっき層と鋼板との界面から２、４、６、８、１０μｍの位置での硬質組織の分率をそれぞれ求めた。また、板厚１／４位置から板厚１／２位置までの領域における硬質組織の平均分率を求めておき、上記平均分率の０．９倍となる位置を特定し、その位置とめっき層および鋼板の界面との距離を表層軟質層の厚さとした。
上記の観察結果および測定結果を表６〜９にまとめて示す。
Figure 0006187710
Figure 0006187710
Figure 0006187710
Figure 0006187710
次に、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の機械特性の測定を行った。熱処理を施した試験材から、圧延方向および幅方向に対して垂直方向が引張方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を採取し、降伏強さ（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、均一伸び（ｕＥＬ）、全伸び（ｔＥＬ）を測定した。また、全伸びと均一伸びとの差を、局部伸び（ｌＥＬ）とした。
また、各合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、疲労特性についての評価を行った。疲労限は、ＪＩＳ１号試験片を用い、平面曲げ疲労試験により測定した。そして、応力比を−１、繰返し周波数を２５Ｈｚとした。まず、各鋼板に対して、引張強度の０．６倍の応力をかけた疲労試験を行った。その結果、全ての鋼板が２×１０６回未満の繰返し数で破断したため、その応力から２０ＭＰａずつ下げ、同じ疲労試験を繰り返し行った。そして、２×１０６回で破断が生じない応力になった場合、応力を１０ＭＰａ上げて試験を行った。それでも破断しない場合は、応力を５ＭＰａ上げて試験を行い、破断した場合は、応力を５ＭＰａ下げて試験を行った。上記の要領で行った疲労試験の中で、最大繰返し数を２×１０６回としたときに破断が生じなかった最大応力を疲労限とした。
さらに、各合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、耐液体金属脆性割れ性についての評価を以下の手順により行った。
２枚の同じ鋼板を重ねてスポット溶接で接合し、接合部の断面をＳＥＭで観察し、液体金属脆性割れの態様を調査した。スポット溶接は、Ｃｒ−Ｃｕ電極を用い、２枚重ねた鋼板に対し５°の打角で行った。通電パターンは、５０Ｈｚの電源を用い、加圧力を２５０〜７５０ｋｇｆとし、ナゲット径が５．５〜６．０ｍｍとなる電流を４０サイクルで通電する通電パターンとした。
液体金属脆性割れの態様は、ナゲットの中心を含む鋼板断面を研磨し、ＳＥＭで観察し、割れの度合いを、以下の割れ評点で評価した。
１：板組の内側に割れが生じていて、割れの長さが１０μｍを超える。
２：板組の内側に割れが生じているが、割れの長さが１０μｍ以下である。
３：ナゲットにまで割れが進展している、または、ナゲットから３００μｍ離れた位置の板組の外側に割れが生じている。
４：電極が接触した鋼板の表面部分とナゲットの間にだけ割れが生じている。
５：割れがない。
機械特性の測定結果ならびに疲労特性および耐液体金属脆性割れ性の評価結果を表１０〜１３に示す。
Figure 0006187710
Figure 0006187710
Figure 0006187710
Figure 0006187710
本発明例である試験Ｎｏ．１〜４、９〜１６、２３、２４、２８〜３０、３３〜７１および８０〜８５においては、ＴＳが１４７０ＭＰａを超え、引張強度と均一伸びとの積が１３０００ＭＰａ％以上、引張強度と局部伸びとの積が５０００ＭＰ％以上であり、優れた成形性を有し、かつ、めっき層において十分な合金化がなされていることがわかる。
これに対して、試験Ｎｏ．５、１８、１９および２５は、第２冷却停止温度が高いため、高温焼戻しマルテンサイトが得られず、引張強度と均一伸びとの積が低くなった。試験Ｎｏ．６は、最高焼鈍温度が低いため、フェライト−パーライト変態が多量に生じ、引張強度が低くなった。試験Ｎｏ．７は、第２冷却速度が遅いため、冷却途中で、パーライト変態したため、残留オーステナイト分率が低くなり、引張強度と均一伸びとの積が低くなった。
試験Ｎｏ．８は、焼戻し処理の時間が長く、残留オーステナイトが炭化物を含むベイナイトへ分解するため、残留オーステナイト量が少なくなり、引張強度と均一伸びとの積が低くなった。試験Ｎｏ．１７は、第２冷却停止温度が低く、この温度でマルテンサイト変態が多量に進んでしまったため、オーステナイトがほとんど残らず、引張強度と均一伸びとの積が低くなった。
試験Ｎｏ．２０は、焼戻処理温度が高く、オーステナイトが炭化物を含むベイナイトに分解してしまうため、残留オーステナイトが少なく、引張強度と均一伸びとの積が低くなった。試験Ｎｏ．２１は、焼戻処理温度が低く、また、試験Ｎｏ．２２は、焼戻処理を施さなかったため、いずれもオーステナイト中へＣが濃化せず、フレッシュマルテンサイトが多くなり、引張強度と局部伸びとの積が低くなった。
試験Ｎｏ．２６は、機械特性には優れるものの、合金化温度が低かったことに起因して、めっき層の合金化が不十分となった。試験Ｎｏ．２７は、合金化温度が高く、パーライトが多量に生じたため、残留オーステナイト分率が低くなり、引張強度と均一伸びとの積が低くなった。
試験Ｎｏ．３１は、第３冷却停止温度が高く、焼戻しマルテンサイト量が少なく、さらに、その後、ベイナイト変態も進まず、その結果、オーステナイト中にＣが濃化せずに最終的にフレッシュマルテンサイトが生じたため、引張強度と均一伸びとの積および引張強度と局部伸びとの積がともに低くなった。また、試験Ｎｏ．３２は、第３冷却停止温度が低く、この時点でマルテンサイトが多量に生じ、オーステナイトが少なくなるため、引張強度と均一伸びとの積および引張強度と局部伸びとの積がともに低くなった。
試験Ｎｏ．７２は、Ｃ含有量が規定範囲よりも低く、引張強度が低くなった。試験Ｎｏ．７３は、Ｃ含有量が規定範囲よりも高く、残留オーステナイトが過剰となり、引張試験開始直後に破断した。試験Ｎｏ．７４は、Ｓｉ含有量が規定範囲よりも低くて、残留オーステナイトを確保できず、引張強度と均一伸びとの積が低くなった。
試験Ｎｏ．７５は、Ｓｉ含有量が規定範囲よりも高く、冷延時に破断した。試験Ｎｏ．７６は、Ｍｎ含有量が規定範囲よりも低く、第２の冷却中にパーライト変態が進み、残留オーステナイトを確保できず、引張強度が低くなった。試験Ｎｏ．７７〜７９は、それぞれ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの含有量が規定範囲よりも高いため、ベイナイト変態が進行せず、オーステナイト中へＣが濃化せず、マルテンサイトが多量に残り、引張強度と局部伸びとの積が低くなった。
試験Ｎｏ．８６〜８９は、従来の手法に従って焼戻し処理後に合金化処理を行った例である。試験Ｎｏ．８６および８７では、合金化温度が十分であるため合金化は進行しているものの、残留オーステナイトおよび低温焼戻しマルテンサイトの体積率が低くなり、引張強度および引張強度と均一伸びとの積が低くなった。試験Ｎｏ．８８でも、合金化はある程度進行しているものの、低温焼戻しマルテンサイトの体積率が低くなり、引張強度および引張強度と均一伸びとの積が低くなった。試験Ｎｏ．８９では、合金化温度が低いため、合金化が不十分となったことに加えて、低温焼戻しマルテンサイトの体積率が低いため、引張強度が低くなった。以上より、従来の手法では、強度−延性バランスと十分な合金化との両立が困難である。
さらに、本発明例において、焼鈍工程において露点を−２５℃以下とした試験Ｎｏ．２、１２、２４、２９、６６〜６８、８４および８５は、表層軟質層の厚さが１０μｍ以下となり、引張強度に対する疲労限の比が高くなり、疲労特性に優れる結果となった。
一方、焼鈍工程において露点を−１０℃以上とした試験Ｎｏ．１、３、４、９〜１１、１３〜１６、２３、２８、３０、３３〜６５、６９〜７１および８０〜８３は、表層軟質層の厚さが１０μｍ超となり、割れ評点が４以上となり、耐液体金属脆性割れ性に優れる結果となった。
本発明によれば、１４７０ＭＰａ以上という高い引張強度を有しながら、均一変形性（均一伸び）および局部変形性（局部伸び）に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることが可能となる。

Claims (9)

  1. 鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
    前記鋼板の化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．２５〜０．７０％、
    Ｓｉ：０．２５〜２．５０％、
    Ｍｎ：１．００〜５．００％、
    Ａｌ：０．００５〜０．５００％、
    Ｐ：０．１５％以下、
    Ｓ：０．０３％以下、
    Ｎ：０．０２％以下、
    Ｏ：０．０１％以下、
    Ｔｉ：０〜０．５０％、
    Ｎｂ：０〜０．５０％、
    Ｖ：０〜０．５０％、
    Ｃｒ：０〜１．５０％、
    Ｍｏ：０〜１．５０％、
    Ｃｕ：０〜５．００％、
    Ｎｉ：０〜５．００％、
    Ｂ：０〜０．００３％、
    Ｃａ：０〜０．０５％、
    ＲＥＭ：０〜０．０５％、
    Ｍｇ：０〜０．０５％、
    Ｗ：０〜０．５０％、
    Ｚｒ：０〜０．０５％、
    Ｓｂ：０〜０．５０％、
    Ｓｎ：０〜０．５０％、
    Ａｓ：０〜０．０５％、
    Ｔｅ：０〜０．０５％、
    Ｙ：０〜０．２０％、
    Ｈｆ：０〜０．２０％、
    Ｃｏ：０〜１．００％、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    前記鋼板の板厚１／４位置における金属組織が、体積％で、
    残留オーステナイト：１０．０〜３０．０％、
    高温焼戻しマルテンサイト：５．０％以上、
    低温焼戻しマルテンサイト：５．０％以上、
    フレッシュマルテンサイト：０〜１０．０％、
    フェライト：０〜１５．０％、
    パーライト：０〜１０．０％、
    残部：ベイナイトであり、
    高温焼戻しマルテンサイトと低温焼戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計体積率が３０．０％以上であり、
    前記合金化溶融亜鉛めっき層に含まれるＦｅ量が、３．０〜２０．０質量％であり、
    引張強度が１４７０ＭＰａ以上、
    引張強度と均一伸びとの積が１３０００ＭＰａ％以上、
    引張強度と局部伸びとの積が５０００ＭＰａ％以上である、
    合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｓｉ＋Ａｌ：０．８０％以上である、
    請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｔｉ：０．００５〜０．５０％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．５０％、
    Ｖ：０．００５〜０．５０％、
    Ｃｒ：０．０１〜１．５０％、
    Ｍｏ：０．０１〜１．５０％、
    Ｃｕ：０．０１〜５．００％、
    Ｎｉ：０．０１〜５．００％、
    Ｂ：０．０００１〜０．００３％、
    Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、
    ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５％、
    Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、
    Ｗ：０．００５〜０．５０％、
    Ｚｒ：０．００５〜０．０５％、
    Ｓｂ：０．００５〜０．５０％、
    Ｓｎ：０．００５〜０．５０％、
    Ａｓ：０．００５〜０．０５％、
    Ｔｅ：０．００１〜０．０５％、
    Ｙ：０．００１〜０．２０％、
    Ｈｆ：０．００１〜０．２０％、および、
    Ｃｏ：０．００１〜１．００％、
    から選択される１種以上を含有する、
    請求項１または請求項２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 前記残留オーステナイトに含まれるＣ量が、０．８５質量％以上である、
    請求項１から請求項３までのいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 前記鋼板が表層に、板厚１／４位置から板厚１／２位置までの領域における平均硬さの０．９倍以下の硬さを有する表層軟質層を備え、
    前記表層軟質層の、前記合金化溶融亜鉛めっき層と前記鋼板との界面からの厚さが、１０μｍ超である、
    請求項１から請求項４までのいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. 前記鋼板が表層に、板厚１／４位置から板厚１／２位置までの領域における平均硬さの０．９倍以下の硬さを有する表層軟質層を備え、
    前記表層軟質層の、前記合金化溶融亜鉛めっき層と前記鋼板との界面からの厚さが、１０μｍ以下であり、
    前記鋼板の引張強度に対する疲労限の比が０．３０以上である、
    請求項１から請求項４までのいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  7. 請求項１から請求項４までのいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、
    （ａ）請求項１から請求項３までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊またはスラブを溶製する溶製工程、
    （ｂ）前記鋼塊またはスラブを加熱して熱間圧延を施し、熱延鋼板とする熱延工程、
    （ｃ）前記熱延鋼板を冷却する第１冷却工程、
    （ｄ）前記熱延鋼板を巻き取る巻取工程、
    （ｅ）前記熱延鋼板を巻き戻して、酸洗した後、冷間圧延を施し、冷延鋼板とする冷延工程、
    （ｆ）前記冷延鋼板をＡｃ１点〜９２０℃の温度域で５ｓ以上保持する焼鈍工程、
    （ｇ）前記冷延鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で、１００〜３５０℃の温度域まで冷却する第２冷却工程、
    （ｈ）前記冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴温度まで冷却または加熱する前処理工程、
    （ｉ）前記冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、溶融亜鉛めっき鋼板とするめっき工程、
    （ｊ）前記溶融亜鉛めっき鋼板を４８０〜６００℃に加熱し、溶融亜鉛めっきを合金化し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする合金化工程、
    （ｋ）前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で、８０〜３００℃の温度域まで冷却する第３冷却工程、および、
    （ｌ）前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を１００〜４５０℃の温度域で１ｓ以上４８ｈ以下保持する焼戻工程、
    を含み、上記（ａ）から（ｌ）までの工程を順に行う、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  8. 請求項５に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、
    （ａ）請求項１から請求項３までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊またはスラブを溶製する溶製工程、
    （ｂ）前記鋼塊またはスラブを加熱して熱間圧延を施し、熱延鋼板とする熱延工程、
    （ｃ）前記熱延鋼板を冷却する第１冷却工程、
    （ｄ）前記熱延鋼板を巻き取る巻取工程、
    （ｅ）前記熱延鋼板を巻き戻して、酸洗した後、冷間圧延を施し、冷延鋼板とする冷延工程、
    （ｆ）前記冷延鋼板を、露点が−２５℃以上の雰囲気において、Ａｃ１点〜９２０℃の温度域で５ｓ以上保持する焼鈍工程、
    （ｇ）前記冷延鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で、１００〜３５０℃の温度域まで冷却する第２冷却工程、
    （ｈ）前記冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴温度まで冷却または加熱する前処理工程、
    （ｉ）前記冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、溶融亜鉛めっき鋼板とするめっき工程、
    （ｊ）前記溶融亜鉛めっき鋼板を４８０〜６００℃に加熱し、溶融亜鉛めっきを合金化し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする合金化工程、
    （ｋ）前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で、８０〜３００℃の温度域まで冷却する第３冷却工程、および、
    （ｌ）前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を１００〜４５０℃の温度域で１ｓ以上４８ｈ以下保持する焼戻工程、
    を含み、上記（ａ）から（ｌ）までの工程を順に行う、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  9. 請求項６に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、
    （ａ）請求項１から請求項３までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊またはスラブを溶製する溶製工程、
    （ｂ）前記鋼塊またはスラブを加熱して熱間圧延を施し、熱延鋼板とする熱延工程、
    （ｃ）前記熱延鋼板を冷却する第１冷却工程、
    （ｄ）前記熱延鋼板を巻き取る巻取工程、
    （ｅ）前記熱延鋼板を巻き戻して、酸洗した後、冷間圧延を施し、冷延鋼板とする冷延工程、
    （ｆ）前記冷延鋼板を、露点が−１５℃以下の雰囲気において、Ａｃ１点〜９２０℃の温度域で５ｓ以上保持する焼鈍工程、
    （ｇ）前記冷延鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で、１００〜３５０℃の温度域まで冷却する第２冷却工程、
    （ｈ）前記冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴温度まで冷却または加熱する前処理工程、
    （ｉ）前記冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、溶融亜鉛めっき鋼板とするめっき工程、
    （ｊ）前記溶融亜鉛めっき鋼板を４８０〜６００℃に加熱し、溶融亜鉛めっきを合金化し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする合金化工程、
    （ｋ）前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で、８０〜３００℃の温度域まで冷却する第３冷却工程、および、
    （ｌ）前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を１００〜４５０℃の温度域で１ｓ以上４８ｈ以下保持する焼戻工程、
    を含み、上記（ａ）から（ｌ）までの工程を順に行う、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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