JP6428987B1 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

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    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
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    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
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    • C23C28/02—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material
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    • C23C28/02—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material
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    • C23C28/023—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material only coatings of metal elements only
    • C23C28/025—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material only coatings of metal elements only with at least one zinc-based layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
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    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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    • C21D2211/002—Bainite
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    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
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    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
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Abstract

質量％で、C：0.06%以上0.22%以下、Si：0.50%以上2.00%以下、Mn：1.50%以上2.80%以下、Al：0.02%以上1.00%以下、P：0.001%以上0.100%以下、S：0.0005%以上0.0100%以下、N：0.0005%以上0.0100%以下、残部：Fe及び不純物からなり、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板において、鋼板表面から板厚方向の1/4板厚を中心とする1/8板厚〜3/8板厚のミクロ組織が、面積率で、フェライト：15%以上85%以下、残留オーステナイト：5%未満、マルテンサイト：15%以上75%以下、パーライト：5%以下、及び、残部（0%を含む）：ベイナイトからなり、板厚方向の厚みが20μｍ以下のフェライト塊の数が、フェライト塊の総数の50%以上で、鋼板表層部に、厚さ10μｍ以上150μｍ以下の脱Ｃ層が形成されており、前記脱Ｃ層中のフェライトの粒径が30μｍ以下であり、マルテンサイトのうち、アスペクト比が5以上のマルテンサイトの割合が50%以下である。

Description

本発明は、プレス加工される自動車用鋼板として好適な、５９０ＭＰａ（好ましくは９８０ＭＰａ）以上の強度を有し、かつ、伸び性、穴広げ性、及び、疲労特性に優れた高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
近年では環境問題への意識が高まり、自動車業界では燃費向上のため、車体の軽量化が重要となっている。一方で、衝突時の安全を確保するため、車体強度を高める必要も生じている。この車体軽量化と安全性の向上を両立させるためには、高強度材を使用すればよいが、強度が高くなるほど、プレス成形が困難となる。また、プレス性能を向上させるには、鋼板の幅方向の特性が均質の方が好まれる。
これは、一般に、鋼材強度が高くなるにつれ、降伏強度が増大し、伸び性や穴広げ性が低下するためである。また、高強度になるほど、疲労限度比が低下するので、さらなる高強度化が困難になっている。
高強度溶融亜鉛めっき鋼板においては、従来の焼鈍工程の徐冷中に、ベイナイトが生成する。このため、例えば、特許文献１に開示されているような、マルテンサイトを主体としたフェライトを含む鋼板が、従来から知られているが、十分な成形性を有する溶融亜鉛めっき鋼板は実現されていなかった。
特許文献２には、オーステナイト低温変態相のサイズを適正化して、伸び性とフランジ性を改善する技術が開示されているが、強度と伸び性の両立には至っていない。また、伸び性の改善に関しては、残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した鋼板（以下、ＴＲＩＰ鋼）などが、例えば、特許文献３及び４に開示されている。
しかし、通常のＴＲＩＰ鋼板では、セメンタイトの生成を抑制するため、多量のＳｉが必要であるが、多量のＳｉを添加すると、鋼板表面の溶融亜鉛めっき性が悪化するので、適用可能な鋼材は制限されることになる。さらに、高強度を確保するためには、多量のＣが必要であるが、多量のＣを添加すると、ナゲット割れ等の溶接上の問題が発生する。
鋼板表面の溶融亜鉛めっき性については、特許文献５に、ＴＲＩＰ鋼においてＳｉを低減することが開示されているが、溶融亜鉛めっき性と延性の向上は望めるものの、前述の溶接性に課題が残る。
ＴＲＩＰ鋼よりも少ないＣ量で作りこむことができるＤＰ鋼において、Ｓｉ量が多い場合には、後述するように延性が高くなる。しかし、ＴＲＩＰ鋼の場合と同様に、めっき性に課題が残る。高Ｓｉによるめっき性の低下という課題の解決方法として、例えば、特許文献６には、焼鈍時の雰囲気を制御して、鋼板表層を脱Ｃすることが開示されている。鋼板表層を脱Ｃすることにより、Ｓｉが１質量％を超えていても、めっきが可能であるが、鋼板表層が柔らかくなるため、疲労特性が大幅に劣化するという問題が生じる。加えて、強度が９８０ＭＰａ以上の超ハイテン級の鋼板ではミクロ組織の強度が高いので、製造する際に冷却や圧下等幅方向の変動の影響を受けやすく、幅方向に均一な特性を有する鋼板を作ることも困難であると言う課題が有った。
特許第５３０５１４９号公報 特許第４７３００５６号公報 特開昭６１−１５７６２５号公報 特開２００７−０６３６０４号公報 特開２０００−３４５２８８号公報 特許第５３７０１０４号公報 国際公開第２０１３／０４７７５５号
本発明は、従来技術の現状に鑑み、５９０ＭＰａ以上（好ましくは９８０ＭＰａ以上）の強度を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、伸び性、穴広げ性、及び、疲労特性を高めること、および鋼板の幅方向の特性を均一化することを課題とし、該課題を解決する合金化溶融亜鉛めっき鋼板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手法について鋭意研究し、以下の知見を得るに至った。
(w)冷間圧延の後、２相域又は単相域で熱処理した後、冷却し、又は、ベイナイトの生成温度より高い温度で保持して、ベイナイト変態を抑制し、ベイナイト分率が低く、かつ、フェライトとマルテンサイトの複合組織を形成することで、延性の向上を図ることができる。
(x)Ｓｉの添加で、フェライト分率を安定的に高めて、延性の向上とともに、固溶強化で、強度の向上を図ることができるので、優れた強度−延性バランスを確保することができる。
(y)Ｓｉ添加によるめっき性の低下に対しては、従来の雰囲気制御で対処するが、雰囲気制御で生成し、疲労特性を阻害する脱Ｃ層中のマルテンサイトを、アスペクト比の小さいマルテンサイトとすれば、疲労特性を高めることができる。熱延鋼板の酸洗前後に、熱延鋼板に、レベラーを施すと、脱Ｃ層中のマルテンサイトを、アスペクト比の小さいマルテンサイトとすることができる。
(z)レベラーを施すとともに、冷間圧延後の焼鈍工程において、所要の温度域における加熱速度を所要の範囲に制御して、フェライトの偏在を抑制し、フェライト粒が集積したフェライト塊を、無害となる形態まで均質化すると、穴広げ性が向上し、伸び性と穴広げ性の両立が可能となり、かつ、めっき状態も含めて鋼板の幅方向の特性を均一化できる。
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
（１）鋼板の成分組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０６％以上、０．２２％以下、
Ｓｉ：０．５０％以上、２．００％以下、
Ｍｎ：１．５０％以上、２．８０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上、１．００％以下、
Ｐ ：０．００１％以上、０．１００％以下、
Ｓ ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、
Ｎ ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、
Ｔｉ：０％以上、０．１０％以下、
Ｍｏ：０％以上、０．３０％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｃｒ：０％以上、１．００％以下、
Ｂ ：０％以上、０．００５０％以下、
Ｖ ：０％以上、０．３００％以下、
Ｎｉ：０％以上、２．００％以下、
Ｃｕ：０％以上、２．００％以下、
Ｗ ：０％以上、２．００％以下、
Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｃｅ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｚｒ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｌａ：０％以上、０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｓｎ：０％以上、１．０００％以下、
Ｓｂ：０％以上、０．２００％以下、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、
鋼板表面から板厚方向における１／４板厚を中心とする１／８板厚〜３／８板厚の範囲のミクロ組織が、面積率で、フェライト：１５％以上、８５％以下、残留オーステナイト：５％未満、マルテンサイト：１５％以上、７５％以下、パーライト：５％以下、及び、残部（０％を含む）：ベイナイトからなり、
上記板厚方向の厚みが２０μｍ以下のフェライト塊の数が、フェライト塊の総数の５０％以上であり、
鋼板表層部に、厚さ１０μｍ以上１５０μｍ以下の脱Ｃ層が形成されており、
前記脱Ｃ層中のフェライトの粒径が３０μｍ以下であり、マルテンサイトのうち、アスペクト比が５以上のマルテンサイトの割合が５０％以下であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）前記合金化溶融亜鉛めっき層と前記脱Ｃ層との間に、平均厚さが０．１μｍ〜５．０μｍの微細化層をさらに有することを特徴とする前記（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）前記合金化溶融亜鉛めっき層中の幅方向におけるＦｅ濃度の差が、質量％で１．０％未満であり、かつ、幅方向における前記アスペクト比が５以上のマルテンサイトの割合の差が１０％以下であることを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）前記成分組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．０１％以上、０．１０％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上、０．３０％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上、０．０５０％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上、１．００％以下、
Ｂ ：０．０００２％以上、０．００５０％以下、
Ｖ ：０．００１％以上、０．３００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上、２．００％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上、２．００％以下、
Ｗ ：０．０１％以上、２．００％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
Ｃｅ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
Ｌａ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
Ｓｎ：０．００１％以上、１．０００％以下、
Ｓｂ：０．００１％以上、０．２００％以下
の１種又は２種以上を含む
ことを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
本発明によれば、伸び性、穴広げ性、及び、疲労特性に優れ、鋼板の幅方向の特性を均一化した高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。
本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板の成分組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０６％以上、０．２２％以下、
Ｓｉ：０．５０％以上、２．００％以下、
Ｍｎ：１．５０％以上、２．８０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上、１．００％以下、
Ｐ ：０．００１％以上、０．１００％以下、
Ｓ ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、
Ｎ ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、
Ｔｉ：０％以上、０．１０％以下、
Ｍｏ：０％以上、０．３０％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｃｒ：０％以上、１．００％以下、
Ｂ ：０％以上、０．００５０％以下、
Ｖ ：０％以上、０．３００％以下、
Ｎｉ：０％以上、２．００％以下、
Ｃｕ：０％以上、２．００％以下、
Ｗ ：０％以上、２．００％以下、
Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｃｅ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｚｒ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｌａ：０％以上、０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｓｎ：０％以上、１．０００％以下、
Ｓｂ：０％以上、０．２００％以下、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、
鋼板表面から板厚方向における１／４厚を中心とする１／８厚〜３／８厚の範囲のミクロ組織が、面積率で、フェライト：１５％以上、８５％以下、残留オーステナイト：５％未満、マルテンサイト：１５％以上、７５％以下、パーライト：５％以下、及び、残部（０％を含む）：ベイナイトからなり、
上記板厚方向の厚みが２０μｍ以下のフェライト塊の数が、フェライト塊の総数の５０％以上であり、
鋼板表層部に、厚さ１０μｍ以上１５０μｍ以下の脱Ｃ層が形成されており、
前記脱Ｃ層中のフェライトの粒径が３０μｍ以下であり、マルテンサイトのうち、アスペクト比が５以上のマルテンサイトの割合が５０％以下であることを特徴とする。
以下、本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及び本実施形態製造方法について、順次、説明する。
これまでのＤＰ（Dual Phase［二相］）型の超ハイテン鋼（ＤＰ鋼）では、フェライトやマルテンサイトなどの組織分率を適宜調整することで、鋼の材質を制御することが一般的である。フェライト分率を高くすれば、延性は向上するが、フェライトが増加すると、(a)軟質組織の分率の増加による強度の低下、さらに、(b)フェライト粒の塊状化による延性の低下が原因で、所要の強度−延性バランスが得られないことが解った。
本発明者らは、本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、伸び性、穴広げ性、及び、疲労特性を高めるため、フェライトの特性と存在形態、及び、他の組織の特性と存在状態に着眼して鋭意研究を重ねた。その結果、ＤＰ鋼（残留オーステナイト少量含む場合も含む）においては、軟質なフェライトの硬質化と形態制御により、強度を高めても、延性及び穴広げ性が低下しないことを見いだした。以下、説明する。
上記(a)の強度の低下の程度を小さくするため、鋼のＳｉ量を０．５％とすると、強度−延性−穴広げ性バランスが向上することが解った。この理由は明確でないが、(a1)フェライトを固溶強化した分、マルテンサイト分率を低減することができ、割れの起点が減少して、局部延性が向上したことや、(a2)フェライトの固溶強化により、塑性不安定領域が減少して、均一伸び性が向上したことなどが要因として考えられる。
しかし、一方、Ｓｉの増量で表層のスケールが増加し、めっき性が低下して、めっき鋼板の製造が困難となった。そこで、雰囲気制御を行ない、鋼板表層ではなく、鋼板内部に酸化物を形成し、良好なめっき性を確保する手法を用いた。しかし、該手法では、鋼板内部における酸化物の形成と同時に、鋼板表層において脱Ｃが進行するため、鋼板表層が軟質化して、疲労亀裂が伝搬し易くなって、疲労限度比が大幅に減少してしまった。
本発明者らは、本発明の課題を解決する手法を鋭意検討する中で、熱延終了後、レベラーに供した鋼板や、鋼板表層を研削した鋼板においては、疲労特性が良好であることを見いだした。また、焼鈍工程において、鋼板に曲げ加工を施すと、さらに、疲労特性が向上することが判明した。
この理由は明確でないが、鋼板表性に形成された脱Ｃ層に存在するマルテンサイトのアスペクト比が小さくなったことや、表層組織が微細化して、疲労の亀裂伝搬が起き難くなったことが要因として考えられる。
以上のように、Ｓｉ添加により、強度−延性バランスは向上したが、フェライト分率が増加しても、強度−延性バランスの向上程度や、強度−穴広げ性バランスの向上程度は小さかった。
一般に、軟質相であるフェライトは、ＤＰ鋼において変形を担う存在として、低ひずみ域において変形量が大きい。ただし、マルテンサイト近傍に存在するフェライトは、変形時、マルテンサイトによる拘束を受け変形量は小さい。
本発明者らは、この現象に着眼し、フェライトの変形を拘束する最適条件を検討した。そして、伸び性の向上が得られるフェライト分率を維持しつつ、フェライトが隣接する硬質相（マルテンサイト）から受ける変形拘束状態を適正化することで、伸び性と穴広げ性の両立を得るに至った。
これまで、ミクロ組織制御の主流は、結晶粒界と特性の相関を検討することであった。単相鋼であれば、特性の異なる粒界の影響が大きいことは自明であるが、本発明者らは、フェライトとマルテンサイトのような特性が大きく異なる組織が共存する複合組織において、穴広げ性の向上を検討する場合、個々の組織における結晶粒径は大きな意味をなさず、同一相の存在形態が特性に大きく寄与すると発想した。
そして、本発明者らは、上記発想の下、硬質相（ベイナイト、マルテンサイト）と隣接するフェライトの塊（複数のフェライト粒を有する、硬質相によって囲まれたフェライト粒の集合体で、以下「フェライト塊」ということがある。）で評価することの重要性を確認し、フェライトの変形を拘束する最適条件を見いだした。
上記適正条件下で材質が改善されるメカニズムは明確でないが、フェライト塊の板厚方向の厚みが薄いと、硬質相による変形拘束によって、フェライトの変形がより拘束されて、擬似的にフェライトが硬化し、強度の維持に有意に作用し、かつ、局部的な巨大変形による割れの発生を抑制して、穴広げ性の向上に有効に作用したと考えられる。
フェライト塊の厚みは、硬質相で囲まれたフェライト塊の個々において、板面に垂直方向の厚さの最大値とする。
そして、伸び性は、フェライトの変形能に依存し、フェライト分率と線形的に相関するので、フェライト分率及びフェライトの存在形態を制御することで、伸び性と穴広げ性の両立が可能となる。
本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、本発明者らが見いだした以上の知見に基づいてなされたもので、以下、本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の特徴要件について、説明する。
まず、成分組成の限定理由について説明する。以下、成分組成に係る％は質量％を意味する。
成分組成
Ｃ:０．０６％以上、０．２２％以下
Ｃは、マルテンサイトの硬さを高め、強度の向上に寄与する元素である。Ｃが０．０６％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｃは０．０６％以上とする。好ましくは０．０７％以上である。一方、Ｃが０．２２％を超えると、セメンタイトの生成が促進され、穴広げ性や、溶接性が低下するので、Ｃは０．２２％以下とする。好ましくはＣが０．１７％以下である。
Ｓｉ：０．５０％以上、２．００％以下
Ｓｉは、固溶強化で、延性を低下させずに、強度と疲労強度の向上に寄与する元素である。Ｓｉが０．５０％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｓｉは０．５０％以上とする。好ましくは０．８０％以上、より好ましくは１．００％以上である。一方、Ｓｉが２．００％を超えると、延性とスポット溶接性が低下するので、Ｓｉは２．００％以下とする。好ましくはＳｉが１．８０％以下、より好ましくは１．６０％以下である。
Ｍｎ：１．５０％以上、２．８０％以下
Ｍｎは、固溶強化と焼入れ性の向上で、強度の向上に寄与する元素である。Ｍｎが１．５０％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｍｎは１．５０％以上とする。好ましくは１．８０％以上である。一方、Ｍｎが２．８０％を超えると、溶接性が低下するとともに、フェライトの生成が抑制されて延性が低下し、また、偏析が拡大して穴広げ性も低下するので、Ｍｎは２．８０％以下とする。好ましくはＭｎが２．５０％以下である。
Ａｌ：０．０１％以上、１．００％以下
Ａｌは、脱酸に必要な元素であるとともに、有害な炭化物の生成を抑え、伸び性と穴広げ性の向上に寄与する元素である。特に、低Ｓｉ系の成分系において、延性を低下させることなく、化成処理性の向上に寄与する元素である。
Ａｌが０．０１％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ａｌは０．０１％以上とする。一方、Ａｌが１．００％を超えると、添加効果が飽和するとともに、化成処理性と点溶接性が低下するので、Ａｌは１．００％以下とする。化成処理の向上の点で０．８０％以下が好ましい。
Ｐ：０．００１％以上、０．１００％以下
Ｐは、強度の向上に寄与する元素であり、Ｃｕとの共存で耐食性を高める元素である。Ｐが０．００１％未満であると、添加効果が十分に得られず、また、製鋼コストが大幅に上昇するので、Ｐは０．００１％以上とする。製鋼コストの点で、Ｐは０．０１０％以上が好ましい。一方、Ｐが０．１００％を超えると、溶接性や加工性が低下するので、Ｐは０．１００％以下とする。耐食性が問題とならず、加工性を重視する場合、Ｐは０．０５０％以下が好ましい。
Ｓ：０．０００５％以上、０．０１００％以下
Ｓは、割れの起点となる硫化物（ＭｎＳ等）を形成し、穴広げ性と全伸び性を阻害する元素である。Ｓは、少ない方がよいが、Ｓを０．０００５％未満に低減すると、製鋼コストが大幅に上昇するので、Ｓは０．０００５％以上とする。一方、Ｓが０．０１００％を超えると、穴広げ性と全伸び性が著しく低下するので、Ｓは０．０１００％以下とする。好ましくはＳが０．００６０％以下である。
Ｎ：０．０００５％以上、０．０１００％以下
Ｎは、加工性を阻害する元素である。また、Ｎは、Ｔｉ及び／又はＮｂと共存すると、伸び性と穴広げ性を阻害する窒化物（ＴｉＮ及び／又はＮｂＮ）を形成して、Ｔｉ及び／又はＮｂの有効量を低減する元素である。
Ｎは、少ない方がよいが、Ｎを０．０００５％未満に低減すると、製鋼コストが大幅に上昇するので、Ｎは０．０００５％以上とする。一方、Ｎが０．０１００％を超えると、加工性、伸び性、及び、穴広げ性が著しく低下するので、Ｎは０．０１００％以下とする。好ましくはＮが０．００６０％以下である。
本発明めっき鋼板の成分組成は、特性向上を目的とし、適宜、Ｔｉ：０．０１％以上、０．１０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．３０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上、０．０５０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｂ：０．０００２％以上、０．００５０％以下、Ｖ：０．００１％以上、０．３００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上、２．００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上、２．００％以下、Ｗ：０．０１％以上、２．００％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、Ｃｅ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、Ｚｒ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、Ｌａ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、Ｓｎ：０．００１％以上、１．０００％以下、Ｓｂ：０．００１％以上、０．２００％以下の１種又は２種以上を含んでもよい。
Ｔｉ：０．０１％以上、０．１０％以下
Ｔｉは、再結晶を遅らせて、未再結晶フェライトの形成に寄与するとともに、炭化物及び／又は窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素である。
Ｔｉが０．０１％未満であると、含有効果が十分に得られないので、Ｔｉは０．０１％以上が好ましい。一方、０．１０％を超えると、成形性が低下するので、Ｔｉは０．１０％以下とする。好ましくはＴｉが０．０５％以下である。
Ｍｏ：０．０１％以上、０．３０％以下
Ｍｏは、再結晶を遅らせて、未再結晶フェライトの形成に寄与するとともに、焼入れ性を高め、マルテンサイト分率の制御に寄与する元素である。また、Ｍｏは、粒界に偏析して、溶接時、亜鉛が溶接部の組織に侵入するのを抑制して、溶接時の割れの防止に寄与するとともに、焼鈍工程の冷却中におけるパーライトの生成抑制にも寄与する元素である。
Ｍｏが０．０１％未満であると、含有効果が十分に得られないので、Ｍｏは０．０１％以上が好ましい。より好ましくはＭｏが０．０４％以上である。一方、Ｍｏが０．３０％を超えると、成形性が劣化するので、Ｍｏは０．３０％以下とする。好ましくはＭｏが０．２５％以下である。
Ｎｂ：０．００５％以上、０．０５０％以下
Ｎｂは、再結晶を遅らせて、未再結晶フェライトの形成に寄与するとともに、炭化物及び／又は窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素である。Ｎｂが０．００５％未満であると、含有効果が十分に得られないので、Ｎｂは０．００５％以上が好ましい。より好ましくはＮｂが０．０１０％以上である。一方、Ｎｂが０．０５０％を超えると、成形性が低下するので、Ｎｂは０．０５０％以下とする。好ましくはＮｂが０．０３０％以下である。
Ｃｒ：０．０１％以上、１．００％以下
Ｃｒは、再結晶を遅らせて、未再結晶フェライトの形成に寄与するとともに、焼鈍工程の冷却中におけるパーライトの生成抑制に寄与する元素である。Ｃｒが０．０１％未満であると、含有効果が十分に得られないので、Ｃｒは０．０１％以上が好ましい。より好ましくはＣｒが０．０５％以上である。一方、Ｃｒが１．００％を超えると、成形性が低下するので、Ｃｒは、１．００％以下とする。好ましくはＣｒが０．５０％以下である。
Ｂ：０．０００２％以上、０．００５０％以下、
Ｂは、再結晶を遅らせて、未再結晶フェライトの形成に寄与するとともに、焼入れ性を高め、マルテンサイト分率の制御に寄与する元素である。また、Ｂは、粒界に偏析して、溶接時、亜鉛が溶接部の組織に侵入するのを抑制して、溶接時の割れの防止に寄与するとともに、焼鈍工程の冷却中におけるパーライトの生成抑制にも寄与する元素である。
Ｂが０．０００２％未満であると、含有効果が十分に得られないので、Ｂは０．０００２％以上が好ましい。より好ましくはＢが０．００１０％以上である。一方、Ｂが０．００５０％を超えると、成形性が低下するので、Ｂは０．００５０％以下とする。好ましくはＢが０．００２５％以下である。
Ｖ：０．００１％以上、０．３００％以下
Ｖは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び、再結晶の抑制を通じた転位強化により、強度の向上に寄与する元素である。Ｖが０．００１％未満であると、強度向上効果が十分に得られないので、Ｖは０．００１％以上が好ましい。より好ましくはＶが０．０１０％以上である。一方、Ｖが０．３００％を超えると、炭窒化物が過剰に析出して、成形性が低下するので、Ｖは０．３００％以下とする。好ましくはＶが０．１５０％以下である。
Ｎｉ：０．０１％以上、２．００％以下
Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、強度の向上に寄与する元素である。Ｎｉが０．０１％未満であると、含有効果が十分に得られないので、Ｎｉは０．０１％以上が好ましい。より好ましくはＮｉが０．１０％以上である。一方、Ｎｉが２．００％を超えると、溶接性が低下するので、Ｎｉは２．００％以下とする。好ましくはＮｉが１．２０％以下である。
Ｃｕ：０．０１％以上、２．００％以下
Ｃｕは、微細な粒子として存在して、強度の向上に寄与する元素である。Ｃｕが０．０１％未満であると、含有効果が十分に得られないので、Ｃｕは０．０１％以上が好ましい。より好ましくはＣｕが０．１０％以上である。一方、Ｃｕが２．００％を超えると、溶接性が低下するので、Ｃｕは２．００％以下とする。好ましくはＣｕが１．２０％以下である。
Ｗ：０．０１％以上、２．００％以下
Ｗは、高温での相変態を抑制し、強度の向上に寄与する元素である。Ｗが０．０１％未満であると、含有効果が十分に得られないので、Ｗは０．０１％以上が好ましい。より好ましくはＷが０．１０％以上である。一方、Ｗが２．００％を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下するので、Ｗは２．００％以下とする。好ましくはＷが１．２０％以下である。
Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１００％以下
Ｃｅ：０．０００１％以上、０．０１００％以下
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１００％以下
Ｚｒ：０．０００１％以上、０．０１００％以下
Ｌａ：０．０００１％以上、０．０１００％以下
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．０１００％以下
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、及び、ＲＥＭは、成形性の向上に寄与する元素である。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、及び、ＲＥＭが、それぞれ、０．０００１％未満であると、含有効果が十分に得られないので、いずれの元素も０．０００１％以上が好ましい。より好ましくは、いずれの元素も０．００１０％以上である。
一方、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、及び、ＲＥＭが、それぞれ、０．０１００％を超えると、延性が低下する恐れがあるので、いずれの元素も０．０１００％以下とする。好ましくは、いずれの元素も０．００７０％以下である。
なお、ＲＥＭとは、Rare Earth Metalの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。ＲＥＭやＣｅは、ミッシュメタルの形態で含有することが多いが、ＬａやＣｅの他に、ランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不純物として、ＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んでいても、特性は阻害されない。また、金属ＬａやＣｅを含有してもよい。
Ｓｎ：０．００１％以上、１．０００％以下
Ｓｎは、組織の粗大化を抑制し、強度の向上に寄与する元素である。Ｓｎが０．００１％以上であると、含有効果が十分に得られないので、Ｓｎは０．００１％以上が好ましい。より好ましくはＳｎが０．０１０％以上である。一方、Ｓｎが１．０００％を超えると、鋼板が過度に脆化し、圧延時に鋼板が破断することがあるので、Ｓｎは１．０００％以下とする。好ましくはＳｎが０．５００％以下である。
Ｓｂ：０．００１％以上、０．２００％以下
Ｓｂは、組織の粗大化を抑制し、強度の向上に寄与する元素である。Ｓｂが０．００１％未満であると、含有効果が十分に得られないので、Ｓｂは０．００１％以上が好ましい。より好ましくはＳｂが０．００５％以上である。一方、Ｓｂが０．２００％を超えると、鋼板が過度に脆化し、圧延時に鋼板が破断することがあるので、Ｓｂは０．２００％以下とする。好ましくはＳｂが０．１００％以下である。
本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の成分組成において、上記元素を除く残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物は、鋼原料から及び／又は製鋼過程で不可避的に混入する元素であり、本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の特性を阻害しない範囲で存在が許容される元素である。
例えば、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｂ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗ、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭ、Ｓｎ、及び、Ｓｂは、いずれも、本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の成分組成で規定する下限値未満の微量であれば、不可避的不純物として許容される。
また、不純物として、Ｈ、Ｎａ、Ｃｌ、Ｓｃ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｙ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｔｅ、Ｃｓ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、及び、Ｐｂが、合計で０．０１０％以下の範囲で許容される。
次に、本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板のミクロ組織について説明する。
本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、フェライトとマルテンサイトの分率と形態を制御し、かつ、表層組織を制御することによって、強度と、延性、穴広げ性、及び、疲労特性のそれぞれとのバランスを、高次元で得ることができる。
一般に、フェライト分率を高めると、延性が向上するが、フェライトは軟質であるので、強度と穴広げ性が低下する。本実施形態では、硬質相により、軟質相の変形を拘束するので、フェライトの特性及び機能を効果的に活用することが可能となる。
ミクロ組織の限定範囲：鋼板表面から板厚方向における１／４板厚を中心とする１／８板厚〜３／８板厚
鋼板表面から板厚方向における１／４板厚を中心とする１／８板厚〜３／８板厚のミクロ組織が、主として、鋼板全体の機械特性を担う。したがって、本実施形態において、組織分率を規定する板厚方向の範囲は“１／４板厚を中心とする１／８板厚〜３／８板厚”とする。なお、組織分率の％は面積率である。
フェライト：１５％以上、８５％以下
フェライトが１５％未満であると、所要の伸び性の確保が困難となるので、フェライトは１５％以上とする。好ましくはフェライトが２０％以上である。一方、フェライトが８５％を超えると、所要の強度の確保が困難となるので、フェライトは８５％以下とする。好ましくはフェライトが７５％以下である。
パーライト：５％以下
パーライトが５％を超えると、伸び性と穴広げ性が低下するので、パーライトは５％以下とする。下限は０％を含む。
残留オーステナイト：５％未満
伸び性を確保する点で、残留オーステナイトを補助的に利用することが効果的であるが、残留オーステナイトは、使用条件によっては、水素割れの発生原因となるので、残留オーステナイトは５％未満とする。下限は０％を含む。
マルテンサイト：１５％以上、７５％以下
マルテンサイトが１５％未満であると、所要の強度の確保が困難となるので、マルテンサイトは１５％以上とする。好ましくはマルテンサイトが２０％以上である。一方、マルテンサイトが７５％を超えると、所要の伸び性の確保が困難となるので、マルテンサイトは７５％以下とする。好ましくはマルテンサイトが６５％以下である。
ベイナイト：残部
ベイナイトは、マルテンサイトの分率を調整する組織として、残部組織として生成してもよいが、０％でもよい。フェライトとマルテンサイトを、それぞれの下限分率で確保するため、残部は７０％が上限となる。
ここで、面積率の算出方法について説明する。
圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタールエッチングを行い、光学顕微鏡又は走査電子顕微鏡（scanning electron microscopy：ＳＥＭ）で観察する。撮像した画像、又は、機器内の画像解析ソフトを用いて面積率を算出する。面積率は、画像における１つの視野を、縦２００μｍ、横２００μｍ以上とし、異なる視野１０以上について、それぞれ画像解析を行い、各組織の面積率を算出して平均値を求め、平均値を面積率とする。
上記画像を用いて、フェライト塊の厚さを測定する。上記視野において、フェライト塊の板厚方向に一番長い厚さをフェライト塊の厚さとする。
上記画像を用いて、後述する脱Ｃ層中のマルテンサイトのアスペクト比を算出することができる。マルテンサイトの厚さにおいて、長い部分と短い部分を測定し、長い部分の厚みを短い部分の厚みで除したものをアスペクト比とする。さらに、上記縦２００μｍ横２００μｍ以上の面積の視野中のマルテンサイトのうち、アスペクト比が５以上となるマルテンサイトの個数割合を算出する。
なお、マルテンサイトは、ナイタールエッチングでは判別し難いときは、レペラーエッチングを利用することもできる。
次に、残留オーステナイトの測定方法について説明する。
残留オーステナイトの面積率は、電子線後方散乱回折（electron backscatter diffraction：ＥＢＳＤ）法、又は、Ｘ線回折法で測定することができる。Ｘ線回折法で測定する場合は、Ｍｏ−Ｋα線を用いて、フェライトの（１１１）面の回折強度（α（１１１））、残留オーステナイトの（２００）面の回折強度（γ（２００））、フェライトの（２１１）面の回折強度（α（２１１））、及び、残留オーステナイトの（３１１）面の回折強度（γ（３１１））を測定し、次式で、残留オーステナイトの面積率（ｆA）を算出することができる。
ｆA＝（２／３）｛１００／（０．７×α（１１１）／γ（２００）＋１）｝
＋（１／３）｛１００／（０．７８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝
板厚方向のフェライト塊の厚み：２０μｍ以下
上記厚みが２０μｍ以下のフェライト塊の数：フェライト塊の総数の５０％以上
本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、所要の穴広げ性を確保する上で、フェライト塊の厚みと数は重要である。
フェライト塊の板厚方向の厚みが２０μｍを超えると、隣接する硬質相（マルテンサイト、ベイナイト）のフェライト塊に対する拘束が十分に作用せず、フェライト塊の中心部において、過度の変形が生じて、容易に変形限界に達し、鋼板において局部的な変形が発生して、穴広げ性の向上効果が得られないので、フェライト塊の板厚方向の厚みは２０μｍ以下とする。好ましくは１６μｍ以下である。
板厚方向の厚みが２０μｍ以下のフェライト塊の数が、フェライト塊の総数の５０％未満であると、上記穴広げ性の向上効果を優位差のあるレベルで得ることが困難であるので、板厚方向の厚みが２０μｍ以下のフェライト塊の数は、フェライト塊の総数の５０％以上とする。好ましくは７０％以上である。
鋼板表層部の脱Ｃ層の厚さ：１０μｍ以上１５０μｍ以下
脱Ｃ層は、鋼板表層のＣが、雰囲気中の酸素と反応してＣＯやＣＯ２となり、雰囲気中に抜けていくことにより形成される。Ｃが減少した表層部では、硬質組織が得られ難いので、鋼板内部に比べ軟質組織となる。
脱Ｃ層の厚さは、次のように定める。
板厚方向において、１／４板厚を中心とし、１／８板厚〜３／８板厚の範囲で硬さを測定し、平均値を鋼板の硬さの基準硬さとする。鋼板の１／８板厚から鋼板表層に向かって硬さを測定していき、基準硬さの０．９以下となる点を内挿し、０．９以下となる点から鋼板表面までの距離を脱Ｃ層の厚さとする。
本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、所要の穴広げ性と疲労特性を確保する上で、鋼板表層部における厚さ：１０μｍ以上１５０μｍ以下の脱Ｃ層の存在は重要である。脱Ｃ層の形成については後述する。
脱Ｃ層の厚さが１０μｍ未満であると、めっき性と穴広げ性が低下するので、脱Ｃ層の厚さは１０μｍ以上とする。好ましくは２０μｍ以上、より好ましくは３０μｍ以上である。一方、脱Ｃ層の厚さが１５０μｍを超えると、脱Ｃ層中のマルテンサイトの形態を制御しても、疲労特性が向上せず、また、疲労特性と強度が低下するので、脱Ｃ層の厚さは１５０μｍ以下とする。好ましくは１２０μｍ以下、より好ましくは１００μｍ以下である。
上記脱Ｃ層においては、所要の疲労特性を確保する点で、フェライトの粒径は３０μｍ以下とし、マルテンサイトのうち、アスペクト比が５以上のマルテンサイトの割合は５０％以下とする。以下、説明する。
脱Ｃ層中のフェライトの粒径：３０μｍ以下
脱Ｃ層において、フェライトの粒径が３０μｍを超えると、疲労特性が低下するので、フェライトの粒径は３０μｍ以下とする。疲労特性が低下する理由は明確でないが、フェライトの粒径が大きいと、隣接するマルテンサイトの分率が小さくなり、疲労亀裂が容易に伝搬し易くなるためであると考えられる。フェライトの粒径は小さいほど好ましくは、２５μｍ以下が好ましく、２０μｍ以下がより好ましい。ここで、フェライトの粒径は、平均粒径を表す。例えば、面積が４００００μｍ2以上の領域を観察し、圧延方向に平行な線分を書きこみ、線分の長さの合計を線分と粒界の交点の数で除した平均値をフェライト粒径とする。
アスペクト比が５以上のマルテンサイトの割合：５０％以下
アスペクト比が５以上のマルテンサイトにおいては、マルテンサイトに沿って疲労亀裂が発生し、伝搬し易いと考えられるので、本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、脱Ｃ層中のマルテンサイトのうち、アスペクト比が５以上の割合を低減して、疲労特性のより向上を図る。
脱Ｃ層中のマルテンサイトのうち、アスペクト比が５以上の割合が５０％を超えると、疲労特性が著しく低下するので、上記割合は５０％以下とする。好ましくは４０％以下、より好ましくは３０％以下である。また、幅方向の特性をより均一化するため、幅方向におけるアスペクト比が５以上のマルテンサイトの割合の差は１０％以下であることが好ましい。より好ましくは６％以下である。
次に、脱Ｃ層と合金化溶融亜鉛めっき層との間に存在する微細化層について説明する。微細化層は、後述するように焼鈍する際に特定の雰囲気に制御した条件下で酸化や脱炭反応が進行することによって生成する層である。そのため、微細化層を構成する組織は、酸化物や介在物粒子を除くと、実質的にフェライト相が主体である。微細化層と脱Ｃ層との境界は、微細化層におけるフェライトの平均粒径が、脱Ｃ層フェライト平均粒径の１／２未満となる境界とする。
微細化層の平均厚さは、０．１μｍ〜５．０μｍとすることが好ましい。微細化層の平均厚さが０．１μｍ未満であるとクラックの発生および伸展の抑制効果が得られずめっき密着性の改善効果が得られない。５．０μｍ超であると、めっき層の合金化（Ｚｎ−Ｆｅ合金生成）が進み、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が大きくなり、めっき密着性が低下する。より好ましい微細化層の平均厚さは０．２μｍ〜４．０μｍであり、更に好ましくは０．３μｍ〜３．０μｍである。
微細化層の平均厚さは、以下に示す方法により測定する。合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、母材鋼板の圧延方向に平行な断面を観察面とした試料を採取する。試料の観察面をＣＰ（Ｃｒｏｓｓ ｓｅｃｔｉｏｎ ｐｏｌｉｓｈｅｒ）装置により加工し、ＦＥ−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）での反射電子像を５０００倍で観察し、測定する。
微細化層中には、Ｓｉ及びＭｎのうち１種以上の酸化物が含有される。酸化物として、例えば、ＳｉＯ２、Ｍｎ２ＳｉＯ４、ＭｎＳｉＯ３、Ｆｅ２ＳｉＯ４、ＦｅＳｉＯ３、ＭｎＯからなる群から選ばれた１種以上が挙げられる。この酸化物は、後述するように、焼鈍時に特定の温度域で母材鋼板内に形成される。酸化物粒子によって母材鋼板の表層におけるフェライト相結晶の成長が抑制されるため、微細化層が形成される。
次に、合金化溶融亜鉛めっき層について説明する。
合金化溶融亜鉛めっき層は、通常のめっき条件で形成した溶融亜鉛めっき層（亜鉛合金を溶融めっきで形成しためっき層も含む）を、通常の合金化処理条件で合金化しためっき層である。
合金化溶融亜鉛めっき層のめっき付着量は、特に、特定の量に限定されないが、所要の耐食性を確保する点で、片面付着量で５ｇ／ｍ2以上が好ましい。
また、外観のむらを小さくするために、合金化溶融亜鉛めっき層における幅方向のＦｅ濃度の差を、質量％で１．０％未満とすることが好ましい。より好ましくは０．７以下である。
本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、塗装性や溶接性を改善する目的で、合金化溶融亜鉛めっき層の上に、上層めっき（例えば、Ｎｉめっき）を施してもよい。また、合金化溶融亜鉛めっき層の表面性状を改善する目的で、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施してもよい。
本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度は５９０ＭＰａ以上が好ましい。引張強度が５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板は、自動車用部材の素材鋼板として好適である。
本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板厚は、特に、特定の板厚範囲に限定されないが、０．１〜１１．０ｍｍが好ましい。板厚０．１〜１１．０ｍｍの高強度薄鋼板は、プレス加工で製造する自動車用部材の素材鋼板として好適である。また、上記板厚の高強度薄鋼板は、薄板製造ラインで容易に製造することができる。
次に、本実施形態製造方法について説明する。
本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する製造方法は、例えば、
(a)本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の成分組成の鋳造スラブを１１００℃以上に加熱して熱間圧延に供し、Ａｒ３点以上の仕上げ温度で熱間圧延を終了し、熱延終了後の熱延鋼板を６８０℃以下の温度域で巻き取り、
(b)巻き取った熱延鋼板を、酸洗の前及び／又は後に、熱延鋼板に、レベラーを施し、その後、圧延率３０％以上、７０％以下の冷間圧延に供して冷延鋼板とし、
(c)冷延鋼板に、
(c-1)１〜１０体積％のＨ2、及び、Ｎ2、Ｈ2Ｏ、及び、Ｏ2の１種又は２種以上の残部からなり、予熱帯及び均熱帯における水分圧と水素分圧の比が、ｌｏｇ（ＰH2O／ＰH2）で、−１．７以上、−０．２以下の雰囲気にて、
(c-2)５００℃以上、最高到達温度−５０℃の温度域の平均加熱速度を１℃／秒以上として、７２０℃以上、９００℃以下の最高到達温度まで加熱して、３０秒以上、３０分以下保持し、保持後、
(c-3)最高到達温度−５０℃の温度から、下記式（Ａ）を満たすＸ（℃／秒）以上の平均冷却速度で、下記式（Ｂ）を満たす冷却停止温度Ｔ（℃）まで冷却しつつ、曲げ半径８００ｍｍ以下の曲げ加工を１回以上行なう焼鈍を施し、
(d)焼鈍後の鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、次いで、溶融亜鉛めっきに合金化処理を施す
ことを特徴とする。
Ｘ≧（Ａｒ３−３５０）／１０a ・・・（Ａ）
ａ＝０．６[Ｃ]＋１．４[Ｍｎ]＋１．３[Ｃｒ]＋３．７[Ｍｏ]−１００[Ｂ]−０．８７
Ｔ≧７３０−３５０[Ｃ]−９０[Ｍｎ]−７０[Ｃｒ]−８３[Ｍｏ] ・・・（Ｂ）
[元素]：元素の質量％
以下、本実施形態製造方法の工程条件について説明する。
(a)工程
鋳造スラブの加熱温度：１１００℃以上
仕上げ熱延温度：Ａｒ３点以上
巻取温度：６８０℃以下
本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の成分組成の鋳造スラブを、常法に従って用意する。鋳造スラブを、一旦冷却した場合は、１１００℃以上に加熱し、熱間圧延に供する。鋳造スラブの加熱温度が１１００℃未満であると、鋳造スラブの均質化及び炭窒化物の溶解が不十分となり、強度の低下や加工性の低下を招くので、鋳造スラブの加熱温度は１１００℃以上とする。好ましくは１１５０℃以上である。
一方、鋳造スラブの加熱温度が１３００℃を超えると、製造コストが上昇するとともに、生産性が低下するとともに、初期のオーステナイトの粒径が局部的に大きくなって混粒組織になり、延性が低下する恐れがある。したがって、鋳造スラブの加熱温度は１３００℃以下が好ましい。より好ましくは１２５０℃以下である。
鋳造スラブは、鋳造スラブを鋳造した直後の高温（１１００℃以上、好ましくは１３００℃以下）のまま、直接、熱間圧延に供してもよい。
熱間圧延は、Ａｒ３点以上の温度で終了する。仕上げ熱延温度がＡｒ３点未満であると、次の冷間圧延において、鋼板に割れが発生し、材質が低下する懸念があるので、仕上げ熱延温度はＡｒ３点以上とする。好ましくは（Ａｒ３＋１５）℃以上である。
仕上げ熱延温度は、Ａｒ３点以上の温度範囲で、熱延鋼板の成分組成、材質等に応じて、適宜設定すればよいので、仕上げ熱延温度の上限は、特に設定しない。
なお、Ａｒ３点は、下記式で算出すればよい。
Ａｒ３＝９０１−３２５×[Ｃ]＋３３×[Ｓｉ]＋２８７×[Ｐ]
＋４０×[Ａｌ]−９２（[Ｍｎ]＋[Ｍｏ]）
[元素]：元素の質量％
熱間圧延を終了した熱延鋼板を、６８０℃以下の温度で巻き取る。巻取温度が６８０℃を超えると、セメンタイトが粗大化し、焼鈍時間が長くなり、また、表層脱Ｃ層中のフェライトの粒径が３０μｍを超えるので、巻取温度は６８０℃以下とする。好ましくは６３０℃以下、より好ましくは５８０℃以下である。
巻取温度の下限は、特に定めないが、４００℃未満であると、熱延鋼板の強度が上昇しすぎて、冷間圧延における圧延負荷が上昇するので、巻取温度は４００℃以上が好ましい。
(b)工程
圧延率：３０％以上、７０％以下
熱延鋼板を酸洗し、スケール層を除去した後、熱延鋼板を冷間圧延に供する。圧延率が３０％未満であると、再結晶核の形成が起こり難く、回復粒の粗大化によって粒成長が始まり、再結晶が不十分となり、延性が低下し、また、板厚方向の厚みが２０μｍ以下のフェライト塊の数割合が減少するので、圧延率は３０％以上とする。
圧延率は、未再結晶フェライトの面積率を小さくし、鋼板の伸び性をより一層向上させるために、高いほど好ましいが、圧延率の上昇に伴い圧延荷重も上昇するので、圧延率は７０％以下とする。圧延荷重が高いと、鋼板の形状精度が低下する懸念があるので、圧延率は６５％以下が好ましい。
また、幅方向において組織の均一性を向上させるために、熱延鋼板を酸洗する前及び／又は後に、熱延鋼板に、レベラーを施す。この処理により、脱Ｃ層中のマルテンサイトにおいて、アスペクト比が５以上のマルテンサイトの数割合を低減することができる。
レベラーを施すことにより、冷間圧延後もレベラーの歪が冷間圧延の歪に加算されて残る。鋼板表層に蓄積した歪によって、フェライトが、焼鈍中に回復再結晶し、等軸状に近づき、その後、逆変態で、アスペクト比の小さいオーステナイトとなり、冷却によって、アスペクト比の小さいマルテンサイトになり、その分布も幅方向で均一になると推定される。したがって、レベラーを施さない場合には、アスペクト比が５以上のマルテンサイトの割合が高くなり、さらには、幅方向におけるその割合の差が大きくなる（例えば、幅方向におけるアスペクト比が５以上のマルテンサイトの割合の差が１０％超となる）ことによって疲労限度比の差も大きくなり、疲労特性が低下する。
さらに、上記のように幅方向に均一になった表層組織に、めっき処理および合金化処理を施すと、均一に合金化しやすくなり、合金化溶融亜鉛めっき層中の幅方向におけるＦｅ濃度の差が小さくなる。
また、レベラーを施すことにより、幅方向の１／４板厚付近の範囲では、表層ほどでは無いがレベラーの歪が加算されているので、レベラーを施さない場合よりも昇温時にフェライトが微細再結晶する。そして、保定時に、微細なフェライトの粒界からオーステナイトが析出し、これにより大きなフェライト粒の塊が分散する。結果として、板厚方向の厚みが２０μｍ以下のフェライト塊の数が、フェライト塊の総数の５０％以上となり、所要の穴広げ性を確保することができる。また、レベラーを施すと、引き続く冷間圧延で幅方向の圧延が均一になり、かつ、レベラーの歪も幅方向に均一に残るので、幅方向の１／４厚付近の範囲ではフェライト組織も分散され、組織の均一性が向上する。例えば、ロールレベラーで鋼板表層に導入される歪の量として最大で０．２％以上であれば表層の組織変化に影響を与えることが出来ると考えられる。
(c)工程
焼鈍工程は、本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板のミクロ組織を作り込むうえで、最も重要な工程である。以下、工程条件毎に説明する。
(c-1)焼鈍雰囲気
雰囲気組成：１〜１０体積％のＨ2、及び、
Ｎ2、Ｈ2Ｏ、及び、Ｏ2の１種又は２種以上の残部
均熱帯における水分圧と水素分圧の比：ｌｏｇ（ＰH2O／ＰH2）で、−１．７以上、−０．２以下
焼鈍工程においては、焼鈍雰囲気を、１〜１０体積％のＨ2、及び、Ｎ2、Ｈ2Ｏ、及び、Ｏ2の１種又は２種以上の残部で形成し、均熱帯における水分圧と水素分圧の比を、ｌｏｇ（ＰH2O／ＰH2）で、−１．７以上、−０．２以下に制御する。
上記焼鈍雰囲気中で、鋼板を焼鈍すると、鋼板表層のスケールが消失し、鋼板内部に酸化物が生成する。その結果、鋼板のめっき性を確保でき、後述のめっき工程において、鋼板表面に、溶融亜鉛めっき層を密着性よく形成することができる。
Ｈ2が１体積％未満であると、均熱帯においてｌｏｇ（ＰH2O／ＰH2）を−１．７〜−０．２の範囲内にすることが困難となり、鋼板のめっき性が低下するので、Ｈ2は１体積％以上とする。好ましくは３体積％以上である。Ｈ2が１０体積％を超えると、雰囲気コストが上昇するので、Ｈ2は１０体積％以下とする。好ましくは７体積％以下である。
均熱帯におけるｌｏｇ（ＰH2O／ＰH2）が−１．７未満であると、脱Ｃ層の厚さが１０μｍ未満となり、めっき性が低下するので、均熱帯におけるｌｏｇ（ＰH2O／ＰH2）は−１．７以上とする。好ましくは−１．３以上、より好ましくは−１以上である。均熱帯におけるｌｏｇ（ＰH2O／ＰH2）が−０．２を超えると、脱Ｃ層の厚さが１５０μｍを超え、疲労特性が低下するので、均熱帯におけるｌｏｇ（ＰH2O／ＰH2）は−０．２以下とする。好ましくは−０．５以下、より好ましくは−０．７である。
なお、脱Ｃ層の厚さを制御することが可能であれば、水分圧と水素分圧の比に替えて、例えば、二酸化炭素の分圧と一酸化炭素の分圧の比を制御してもよい。
上記焼鈍雰囲気の条件は均熱帯における条件であるが、予熱帯においてもｌｏｇ（ＰH2O／ＰH2）で、−１．７以上、−０．２以下に制御する。予熱帯において、水蒸気分圧ＰH2Oと水素分圧ＰH2との比を調整することは、脱Ｃ層の厚み、微細化層厚み、マルテンサイトのアスペクト比、幅方向のＦｅ濃度の均一性及びめっき前の鋼板の表面性状に影響を及ぼす。
前述したように冷間圧延後もレベラーの歪が幅方向に冷間圧延の歪に加算されて残っている。さらに予熱帯において水蒸気分圧ＰH2Oと水素分圧ＰH2との比を調整することにより、表層のＣ濃度の低下が抑えられて再結晶が過度に進むことを抑制するので、昇温時に再結晶するフェライトが微細化する。その結果、その後の均熱帯における焼鈍時に表層はオーステナイトが微細に析出して、冷却後に生成したマルテンサイトのアスペクト比が小さくなり、フェライトも微細になる。このようにレベラーを施し、さらに予熱帯においてｌｏｇ（ＰH2O／ＰH2）で、−１．７以上、−０．２以下に制御することによって、脱Ｃ層中のマルテンサイトのアスペクト比が改善される。
また、予熱帯においてｌｏｇ（ＰH2O／ＰH2）で、−１．７以上、−０．２以下に制御することによって、鋼板表面での過剰な脱炭素を抑制し、後続のめっき工程及び合金化工程において、鋼板表面の粒界における過剰なＦｅ−Ｚｎ合金反応を抑制する。これにより、合金化溶融亜鉛めっき層において、均一なＦｅ−Ａｌ合金層の形成を促して幅方向のＦｅ濃度が均一化し、優れためっき密着性、外観均一化を得ることができる。
予熱帯においてｌｏｇ（ＰH2O／ＰH2）が−０．２を超えると、鋼板表面での脱炭が過剰になり、脱Ｃ層の厚さが１５０μｍを超え、疲労特性が低下する。したがって、予熱帯におけるｌｏｇ（ＰH2O／ＰH2）は−０．２以下とする。好ましくは−０．５以下、より好ましくは−０．７である。一方、予熱帯においてｌｏｇ（ＰH2O／ＰH2）が−１．７未満であると、鋼板表面に炭素濃度が高い部分が出来、表面に微細化層が形成しないため、幅方向のＦｅ濃度が不均一になりやすく、さらにめっき密着性が低下する。したがって、予熱帯におけるｌｏｇ（ＰH2O／ＰH2）は−１．７以上とする。好ましくは−１．３以上、より好ましくは−１以上である。
(c-2)加熱・保持
５００℃以上、最高到達温度−５０℃の温度域の平均加熱速度：１℃／秒以上
最高到達温度：７２０℃以上、９００℃以下
最高到達温度での保持：３０秒以上、３０分以下
焼鈍工程において、５００℃以上、最高到達温度−５０℃の温度域の平均加熱速度は、所要形態のフェライトを形成する点で重要である。
鋼板を加熱していくと、５００℃以上で、フェライトが生成し始めるので、平均加熱速度を規定する温度域の下限は５００℃とする。最終的には、鋼板を、７２０℃以上、９００℃以下の最高到達温度まで加熱して、３０秒以上、３０分以下、保持するが、１℃／秒以上の平均加熱速度で加熱する温度域は、最高到達温度−５０℃までとする。
フェライトの形態を制御する点で、上記温度域の平均加熱速度は速い方がよい。平均加熱速度が１℃／秒未満であると、優先的核生成位置から核生成が始まってフェライト塊が大きくなり、板厚方向の厚さが２０μｍ以上のフェライト塊の数割合が５０％を超えて、穴広げ性が低下するので、上記温度域の平均加熱速度は１℃／秒以上とする。好ましくは５℃／秒以上である。
鋼板が、炭化物を形成するＴｉ、Ｎｂ、Ｖなどを含む場合、鋼板を加熱する際、５５０〜７６０℃の温度域に３０秒停留させ、その後、最高到達温度−５０℃まで加熱し、最高到達温度７２０〜９００℃で焼鈍を行うと、ＴｉＶ，ＮｂＣ，ＶＣなどの炭化物を、鋼板組織中に、微細に析出させることができる。
焼鈍工程における最高到達温度は、７２０以上、９００℃以下とする。最高到達温度が７２０℃未満であると、オーステナイトを十分に形成できず、マルテンサイトを十分に確保できず、また、セメンタイトが溶け残り、引張強度（ＴＳ）と穴広げ性（λ）が低下するので、最高到達温度は７２０℃以上とする。オーステナイトを十分に形成し、かつ、セメンタイトを十分に溶解し、所要の引張強度（ＴＳ）と穴広げ性（λ）を確保する点で、最高到達温度は７７０℃以上が好ましい。
最高到達温度が９００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、その後のフェライトの形成が遅延して、延性が低下するので、最高到達温度は９００℃以下とする。所要の延性を確保し、強度−延性バランスをより高める点で、最高到達温度は８５０℃以下が好ましい。
最高到達温度での保持時間は、３０秒以上、３０分以下、とする。保持時間が３０秒未満であると、オーステナイトを十分に形成できず、マルテンサイトを十分に確保できず、また、セメンタイトが溶け残る。マルテンサイトの低下により引張強度（ＴＳ）が低下し、かつ溶け残ったセメンタイトの存在により延性や穴広げ性（λ）は強度が低下したにも関わらず上昇しないので、ＴＳ×λが低下する。保持時間は３０秒以上とする。好ましくは６０秒以上である。
保持時間が３０分を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、フェライト塊厚みが規定の範囲よりも大きくなるため、穴広げ性が低下し、強度×λの値が低くなる。よって保持時間は３０分以下とする。好ましくは２０分以下である。
なお、保持時間は、最高到達温度〜最高到達温度−５０℃の温度域に保持した時間である。
(c-3)冷却・曲げ加工
冷却温度域：最高到達温度−５０℃〜下記式（Ｂ）を満たす冷却停止温度Ｔ（℃）
平均冷却速度：下記式（Ａ）を満たすＸ（℃／秒）以上
冷却中の半径８００ｍｍ以下の曲げ加工：１回以上
上記保持に続いて、鋼板を、最高到達温度−５０℃の温度から、下記式（Ａ）を満たすＸ（℃／秒）以上の平均冷却速度で、下記式（Ｂ）を満たす冷却停止温度Ｔ（℃）まで冷却しつつ、鋼板に、曲げ半径８００ｍｍ以下の曲げ加工を１回以上施す。
下記式（Ａ）は、パーライトの生成を抑制し得る平均冷却速度（℃／秒）を、成分組成と関連付けて規定する経験式である。下記式（Ｂ）は、ベイナイトの生成を抑制し、十分な量のマルテンサイトを確保し得る温度域の下限を、成分組成と関連付けて規定する経験式である。
冷却停止温度Ｔ（℃）が下記式（Ｂ）式を満たさないと、多量のベイナイトが生成して、十分な量のマルテンサイトが得られず、所要の強度を確保できないので、冷却停止温度Ｔ（℃）は、下記式（Ｂ）を満たす温度とする。
冷却停止温度Ｔ（℃）までの平均冷却速度が遅いと、冷却中に、伸び性と穴広げ性を阻害するパーライトが生成するので、パーライトの分率を５％以下に抑制するため、冷却停止温度Ｔ（℃）までの平均冷却速度Ｘ（℃／秒）は下記式（Ａ）を満たす平均冷却速度とする。
Ｘ≧（Ａｒ３−３５０）／１０a ・・・（Ａ）
ａ＝０．６[Ｃ]＋１．４[Ｍｎ]＋１．３[Ｃｒ]＋３．７[Ｍｏ]−１００[Ｂ]−０．８７
Ｔ≧７３０−３５０[Ｃ]−９０[Ｍｎ]−７０[Ｃｒ]−８３[Ｍｏ] ・・・（Ｂ）
[元素]：元素の質量％
鋼板を冷却中、鋼板に、曲げ半径８００ｍｍ以下の曲げ加工を１回以上施す。この曲げ加工により、鋼板表層の粒径を微細にすることができ、脱Ｃ層中のフェライトの粒径を３０μｍ以下にすることができる。この理由は明確でないが、結晶方位の異なる結晶粒の核生成が促進され、焼鈍後に得られる鋼板表層の結晶粒径が小さくなると考えられる。
曲げ半径が８００ｍｍを超えると、鋼板表層への導入歪量が少なく、結晶粒の核生成が起きず、結晶粒微細化効果は得られないので、曲げ半径は８００ｍｍ以下とする。曲げ量（加工量）が多いほど、核生成が促進され、結晶粒微細化効果がより得られるので、曲げ半径は７３０ｍｍ以下が好ましい。より好ましくは６５０ｍｍ以下である。
曲げ半径は、鋼板の板厚や、設備の荷重スペックに基づいて、適宜設定すればよいので、曲げ半径の下限は、特に、設定しない。
(d)工程
溶融亜鉛めっき
めっき浴温度：４４０〜４８０℃
鋼板温度：４３０〜４９０℃
焼鈍工程を終了した鋼板をめっき浴に浸漬して、鋼板表面に、亜鉛合金の溶融めっきを含む溶融亜鉛めっきを施す。
めっき浴は、溶融亜鉛を主体とするめっき浴で、Ａｌ、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｓｃ、Ｉ、Ｃｓ、ＲＥＭの１種又は２種以上を含んでいてもよい。Ａｌ量は、合金化のし易さによって、適宜調整すればよい。
めっき浴温度は４４０〜４８０℃が好ましい。めっき浴温度が４４０℃未満であると、めっき浴の粘度が過大に上昇し、めっき層の厚さを適正に制御することが困難となり、鋼板の外観や、めっき密着性が低下するので、めっき浴温度は４４０℃以上が好ましい。より好ましくは４５０℃以上である。
一方、めっき浴温度が４８０℃を超えると、大量のヒュームが発生し、作業環境が悪化し、安全操業が阻害されるので、めっき浴温度は４８０℃以下が好ましい。より好ましくは４７０℃以下である。
めっき浴に浸入する鋼板の温度が４３０℃未満であると、めっき浴温度を４５０℃以上に安定的に維持することが困難になるので、めっき浴に進入する鋼板の温度は４３０℃以上が好ましい。より好ましくは４５０℃以上である。
一方、めっき浴に浸入する鋼板の温度が４９０℃を超えると、めっき浴温度を４７０℃以下に安定的に維持することが困難になるので、めっき浴に浸入する鋼板の温度は４９０℃以下が好ましい。より好ましくは４７０℃以下である。
めっき後、室温まで冷却した溶融亜鉛めっき鋼板に、圧下率３％以下の冷間圧延を施してもよい。この冷間圧延で、溶融亜鉛めっき鋼板の形状を矯正することができ、また、該鋼板の耐力や延性を調整することができる。なお、圧下率が３％を超えると、延性が低下するので、圧下率は３％以下が好ましい。
溶融亜鉛めっきの合金化
加熱温度：４７０〜６２０℃
加熱時間：２〜２００秒
鋼板をめっき浴に浸漬して形成した溶融亜鉛めっき層に、合金化処理を施して、合金化溶融亜鉛めっき層を鋼板表面に形成する。
合金化処理温度が４７０℃未満であると、合金化が十分に進行しないので、合金化処理温度は４７０℃以上が好ましい。より好ましくは４９０℃以上である。一方、合金化処理温度が６２０℃を超えると、粗大なセメンタイトが生成するとともにパーライトが生成し、強度が低下するので、合金化処理温度は６２０℃以下が好ましい。より好ましくは６００℃以下である。
合金化処理時間が２秒未満であると、溶融亜鉛めっき層の合金化が十分に進行しないので、合金化処理時間は２秒以上が好ましい。より好ましくは５秒以上である。一方、合金化処理時間が２００秒を超えると、パーライトが生成されるとともに、めっき層が過合金化するので、合金化処理時間は２００秒以下が好ましい。より好ましくは１５０秒以下である。
なお、合金化処理は、鋼板をめっき浴から引き上げた直後に行ってもよいし、一旦、めっき鋼板を室温まで冷却した後、再加熱して行ってもよい。
合金化処理後、室温まで冷却した合金化溶融亜鉛めっき鋼板に、圧下率３％以下の冷間圧延を施してもよい。この冷間圧延で、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の形状を矯正することができ、また、該鋼板の耐力や延性を調整することができる。なお、圧下率が３％を超えると、延性が低下するので、圧下率は３％以下が好ましい。
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
（実施例１）
表１に示す成分組成の溶鋼を、常法に従い連続鋳造して鋳造スラブとした。表１において、符号Ａ〜Ｔの成分組成は、本発明の成分組成を満たしている。
符号ａの成分組成は、ＣとＭｏが本発明の成分組成を満たさず、符号ｂの成分組成は、ＭｎとＰが本発明の成分組成を満たさず、符号ｃの成分組成は、ＡｌとＮｂが本発明の成分組成を満たさず、符号ｄの成分組成は、ＣとＭｎが本発明の成分組成を満たさない。
符号ｅの成分組成は、ＳｉとＳが本発明の成分組成を満たさず、符号ｆの成分組成は、ＮとＴｉが本発明の成分組成を満たさず、符号ｇの成分組成は、Ｓｉ、Ｎ、及び、Ｔｉが本発明の成分組成を満たさず、符号ｈの成分組成は、Ｃｒが本発明の成分組成を満たさず、符号ｉの成分組成は、Ｂが本発明の成分組成を満たさない。
Figure 0006428987
表１に示す成分組成の鋳造スラブを、加熱し、熱間圧延に供し、酸洗、レベラー後、冷間圧延に供して、板厚１．６ｍｍの鋼板を製造した、この鋼板を、表２〜６に示す条件で、焼鈍し、冷却し、冷却後、めっきを施した。
Figure 0006428987
Figure 0006428987
Figure 0006428987
表２〜表４と、後出の表５〜表７に示す処理番号（アルファベット＋数字）は、アルファベットが表１に示す成分組成の鋼を示し、数字が実施例の番号を示す。例えば、処理番号「Ａ１」は、表１に成分組成を示す鋼Ａを用いて実施した１番目の実施例であることを示す。
表２〜表４に、鋳造スラブ加熱温度、Ａｒ３、熱間圧延の仕上げ温度、巻取温度、酸洗前の熱延鋼板の処理、冷間圧延の圧延率、焼鈍の炉内雰囲気、焼鈍工程の加熱速度、到達温度（最高温度）、保持時間、冷却工程での平均冷却速度、冷却停止温度を示す。また、式（Ａ）、式（Ｂ）の右辺の値も併せて示す。発明例および一部の比較例においてはレベラーで最大０．２％以上の歪を表面に付加した。
さらに、焼鈍中の曲げ加工の曲げ半径及び曲げた回数、亜鉛めっき浴温度、めっき浴中への進入板温を示す。また、合金化処理したものは、その合金化処理温度と合金化処理時間を示す。
鋼板に、表２〜表４に示す条件の処理を施した後、ミクロ組織の態様と機械特性を測定し評価した。
ミクロ組織における各組織の分率、フェライト塊の厚み、脱Ｃ層の厚みは、前述の方法により求めた。脱Ｃ層中のフェライト粒径と、脱Ｃ層中のマルテンサイトのアスペクト比が５以上の数密度は、走査電子顕微鏡で、以下のように観察して算出した。
脱Ｃ層における脱Ｃ層の半分の厚さより外側の領域において、面積が４００００μｍ2以上の領域を観察し、圧延方向に平行な線分を書きこみ、線分の長さの合計を線分と粒界の交点の数で除した平均値をフェライト粒径とした。
マルテンサイトの個数と、それぞれのマルテンサイトの短軸と長軸の長さを求め、長軸の長さを短軸の長さで除した値をアスペクト比とし、アスペクト比が５以上のマルテンサイトの数を、全体のマルテンサイトの数で除して数密度を算出した。また、幅方向組織の差として、脱Ｃ層におけるマルテンサイトのアスペクト比が５以上のマルテンサイトの数を、全体のマルテンサイトの数で除した数密度の差も併せて算出した。
めっき外観の評価は、めっき層における幅方向でのＦｅ濃度の差と、不めっきの発生状況の目視による判断で評価した。「×」は、直径０．５ｍｍ以上の不めっきが観察され、外観上の許容範囲を逸脱した場合である。「○」は、直径０．５ｍｍ以上の不めっきが観察されなかったが、幅方向におけるＦｅ濃度の差が１．０％以上でムラが生じていた場合である。また、「◎」は、それ以外の場合である。
圧縮応力が加わる加工時におけるめっき密着性を、６０°Ｖ曲げ試験後の剥離状況で評価した。「×」は、剥離幅が７．０ｍｍ以上で、実用上許容し得ない場合であり、「○」は、それ以外の場合である。
ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して試験を行い、機械特性（降伏応力、引張強度、伸び性、降伏点伸び性）を評価した。穴広げ性については、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に準拠して試験を行った。平面曲げ疲労試験で疲労特性を測定した。試験片は、ＪＩＳ１号試験片を用い、応力比は−１とした。繰返し周波数は２５Ｈｚとし、最大繰返し数は２×１０6回とした。疲労限度の強度を引張最大強度で除した値を、疲労限度比とした。また、鋼板の幅方向の特性が均一化しているか否かの指標として、幅方向における疲労限度比の差も算出した。
表５〜表７に、測定結果及び評価結果を示す。
Figure 0006428987
Figure 0006428987
Figure 0006428987
実施例では、鋼種の良否を明確にするため、ＴＳ×ＥＬ≧１６０００ＭＰ％、ＴＳ×ＥＬ×λ≧４８００００ＭＰ％％、疲労限度比≧０．４０、疲労限度比の差≦０．１０の場合を発明鋼と表示した。
処理番号Ａ１とＦ７の鋼板においては、圧延率が低く、“フェライト塊の厚み２０μｍ以下率”が低く、ＴＳ×ＥＬ×λが低くなった。処理番号Ａ６の鋼板においては、巻取温度が高く、脱Ｃ層中のフェライト粒径が大きく、疲労限度比が低くなった。処理番号Ａ９の鋼板においては、曲げ加工の曲げ半径が大きく、脱Ｃ層中のフェライト粒径が大きく、疲労限度比が低くなった。
処理番号Ａ１１とＢ６の鋼板においては、曲げ加工を行っていないため、脱Ｃ層中のフェライト粒径が大きく、疲労限度比が低くなった。処理番号Ａ１２は、予熱帯での炉内雰囲気のｌｏｇ（ＰH2O／ＰH2）が高く、脱Ｃ層の厚みが厚くなり、疲労限度比が低くなった。処理番号Ａ１３は、予熱帯での炉内雰囲気のｌｏｇ（ＰH2O／ＰH2）が低く、表面にムラが生じるとともに、めっき密着性が低下した。また、脱Ｃ層中においてアスペクト比が５以上のマルテンサイトの割合が５０％を超えたため、疲労限度比が低下した。
処理番号Ｂ１の鋼板においては、冷却速度が遅いため、パーライト分率が高く、ＴＳ×ＥＬとＴＳ×ＥＬ×λが低くなった。処理番号Ｃ１の鋼板においては、加熱時の保持時間が短いため、組織分率が本発明の範囲に入らず、ＴＳ×ＥＬとＴＳ×ＥＬ×λが低くなった。
処理番号Ｃ３の鋼板においては、加熱時の保持時間が長いため、ＴＳ×ＥＬ×λが低くなった。処理番号Ｃ５の鋼板においては、均熱帯での炉内雰囲気のｌｏｇ（ＰH2O／ＰH2）が低く、脱Ｃ層の厚さが１０μｍ未満となったため、めっきの外観とめっき密着性が低下した。処理番号Ｃ６の鋼板においては、均熱帯での炉内雰囲気のｌｏｇ（ＰH2O／ＰH2）が高く、脱Ｃ層の厚みが厚くなり、ＴＳ×ＥＬ×λおよび疲労限度比が低くなった。
処理番号Ｄ１の鋼板においては、最高到達温度が低く、組織分率が本発明の範囲に入らず、ＴＳ×ＥＬとＴＳ×ＥＬ×λが低くなった。処理番号Ｄ４の鋼板においては、合金化処理温度が高く、めっきの外観が低下し、また、パーライトが多量であるため、ＴＳ×ＥＬとＴＳ×ＥＬ×λが低くなった。処理番号Ｄ５の鋼板においては、合金化処理時間が短く、めっきの外観が低下した。
処理番号Ｄ８の鋼板においては、合金化処理時間が長く、めっきの外観が低下した。また、パーライトが多量であるため、ＴＳ×ＥＬとＴＳ×ＥＬ×λが低くなった。処理番号Ｇ１とＥ１の鋼板においては、加熱速度が遅く、“フェライト塊の厚み２０μｍ以下率”が低く、ＴＳ×ＥＬ×λが低くなった。
処理番号Ｅ５の鋼板においては、冷却停止温度が低く、ベイナイト変態が進みすぎ、マルテンサイト分率が低くなって、ＴＳ×ＥＬとＴＳ×ＥＬ×λが低くなった。処理番号Ｆ１の鋼板においては、最高到達温度が高く、フェライト分率が少なくなり、ＴＳ×ＥＬとＴＳ×ＥＬ×λが低くなった。処理番号Ｆ５の鋼板においては、巻取温度が高く、脱Ｃ層中のフェライト粒径が大きくなり、疲労限度比が低くなった。
処理番号Ｆ６の鋼板においては、曲げ加工の曲げ半径が大きく、脱Ｃ層中のフェライト粒径が大きくなり、疲労限度比が低くなった。処理番号Ｇ５及びＨ２の鋼板においては、亜鉛めっき浴温度が低く、めっきの外観が低下したものの、伸び性、穴広げ性、及び、疲労特性に優れ、さらに鋼板の幅方向の特性も均一化していた。処理番号Ｌ２の鋼板においては、加熱温度が低く、マルテンサイト分率が本発明の範囲から外れて、ＴＳ×ＥＬとＴＳ×ＥＬ×λが低くなった。
処理番号Ｂ４、Ｃ９、Ｇ３、Ｇ９の鋼板においては、いずれも酸洗の前及び／又は後に、レベラーを施さなかった。そのため、いずれも板厚方向の厚みが２０μｍ以下のフェライト塊の数が、フェライト塊の総数の５０％未満で、かつ脱Ｃ層中においてアスペクト比が５以上のマルテンサイトの割合が５０％を超えていた。その結果、いずれも幅方向におけるアスペクト比が５以上のマルテンサイトの割合の差が１０％を超え、脱Ｃ層中の幅方向での組織の差が大きくなったため、疲労限度比の差も大きくなった。また、ＴＳ×ＥＬ×λが低く、疲労限度比が小さかった。
処理番号ａ１、ｂ１、ｃ１、ｄ１、ｅ１、ｆ１、ｇ１、ｈ１、及び、ｉ１の鋼板においては、成分組成が本発明の範囲から外れるため、ＴＳ×ＥＬ、ＴＳ×ＥＬ×λなどが低くなっている。他の条件については、本発明の範囲内の組織となり、表面品位（外観、めっき密着性）、ＴＳ×ＥＬ、ＴＳ×ＥＬ×λ、疲労限度比、疲労限度比の差が良好となっている。
前述したように、本発明によれば、伸び性、穴広げ性、及び、疲労特性に優れ、さらに鋼板の幅方向の特性を均一化した高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。よって、本発明は、鋼板製造産業、自動車製造産業、及び、その他の機械製造産業において利用可能性が高いものである。

Claims (4)

  1. 鋼板の成分組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．０６％以上、０．２２％以下、
    Ｓｉ：０．５０％以上、２．００％以下、
    Ｍｎ：１．５０％以上、２．８０％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上、１．００％以下、
    Ｐ ：０．００１％以上、０．１００％以下、
    Ｓ ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、
    Ｎ ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、
    Ｔｉ：０％以上、０．１０％以下、
    Ｍｏ：０％以上、０．３０％以下、
    Ｎｂ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ｃｒ：０％以上、１．００％以下、
    Ｂ ：０％以上、０．００５０％以下、
    Ｖ ：０％以上、０．３００％以下、
    Ｎｉ：０％以上、２．００％以下、
    Ｃｕ：０％以上、２．００％以下、
    Ｗ ：０％以上、２．００％以下、
    Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下、
    Ｃｅ：０％以上、０．０１００％以下、
    Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、
    Ｚｒ：０％以上、０．０１００％以下、
    Ｌａ：０％以上、０．０１００％以下、
    ＲＥＭ：０％以上、０．０１００％以下、
    Ｓｎ：０％以上、１．０００％以下、
    Ｓｂ：０％以上、０．２００％以下、
    残部：Ｆｅ及び不純物からなり、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、
    鋼板表面から板厚方向における１／４板厚を中心とする１／８板厚〜３／８板厚の範囲のミクロ組織が、面積率で、フェライト：１５％以上、８５％以下、残留オーステナイト：５％未満、マルテンサイト：１５％以上、７５％以下、パーライト：５％以下、及び、残部（０％を含む）：ベイナイトからなり、
    上記板厚方向の厚みが２０μｍ以下のフェライト塊の数が、フェライト塊の総数の５０％以上であり、
    鋼板表層部に、厚さ１０μｍ以上１５０μｍ以下の脱Ｃ層が形成されており、
    前記脱Ｃ層中のフェライトの粒径が３０μｍ以下であり、マルテンサイトのうち、アスペクト比が５以上のマルテンサイトの割合が５０％以下であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 前記合金化溶融亜鉛めっき層と前記脱Ｃ層との間に、平均厚さが０．１μｍ〜５．０μｍの微細化層をさらに有することを特徴とする請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 前記合金化溶融亜鉛めっき層中の幅方向におけるＦｅ濃度の差が、質量％で１．０％未満であり、かつ、幅方向における前記アスペクト比が５以上のマルテンサイトの割合の差が１０％以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 前記成分組成が、質量％で、
    Ｔｉ：０．０１％以上、０．１０％以下、
    Ｍｏ：０．０１％以上、０．３０％以下、
    Ｎｂ：０．００５％以上、０．０５０％以下、
    Ｃｒ：０．０１％以上、１．００％以下、
    Ｂ ：０．０００２％以上、０．００５０％以下、
    Ｖ ：０．００１％以上、０．３００％以下、
    Ｎｉ：０．０１％以上、２．００％以下、
    Ｃｕ：０．０１％以上、２．００％以下、
    Ｗ ：０．０１％以上、２．００％以下、
    Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
    Ｃｅ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
    Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
    Ｚｒ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
    Ｌａ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
    ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
    Ｓｎ：０．００１％以上、１．０００％以下、
    Ｓｂ：０．００１％以上、０．２００％以下
    の１種又は２種以上を含む
    ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
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