WO2013047739A1 - 機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 - Google Patents

機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 Download PDF

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裕之 川田
丸山　直紀
映信 村里
昭暢 南
健志 安井
卓也 桑山
博之 伴
薫 平松
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新日鐵住金株式会社
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    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet, a high-strength galvannealed steel sheet excellent in mechanical cutting characteristics, and a method for producing them.
  • the steel sheet described in Patent Document 1 the steel sheet structure is made of ferrite and martensite, and high elongation is ensured while having high strength. Furthermore, the steel sheet which consists of a ferrite, a retained austenite, and a bainite structure described in patent document 2 has obtained the further high ductility by utilizing the transformation induction plasticity of a retained austenite. Moreover, since the steel plates as described in Patent Documents 1 and 2 are excellent in collision energy absorption capability, they are used in many members as structural members for automobiles.
  • the cutting process at the time of mechanical cutting and punching is the process of plastic deformation of the steel sheet, the contact position between the shear and punch and the steel sheet, the crack formation process at the contact position between the die and the steel sheet, and these cracks propagate and connect. It can be divided into three processes.
  • the plastic deformation process and the crack propagation process as described above are classified as ductile fracture at room temperature or normal processing (strain) speed, so that the energy required for crack propagation increases as the steel sheet strength increases. As a result, an increase in the cutting load accompanying an increase in strength is inevitable.
  • steel sheets described in Patent Documents 3 and 4 are known as steel sheets that have improved cutability and machinability during machining as described above.
  • the steel sheets described in Patent Documents 3 and 4 add a predetermined amount of Pb, S, and Al to the steel, and disperse MnS-based sulfides and Al 2 O 3 , so that machinability at the time of cutting is achieved. Is an improvement.
  • machinability is improved by dispersing inclusions having poor deformability such as MnS and Al 2 O 3 in steel and destroying these inclusions during cutting.
  • Patent Documents 3 and 4 contain a large amount of inclusions (MnS-based sulfide, Al 2 O 3 ) throughout the steel, the steel sheet for automobiles represented by press molding and hole expansion processing. Therefore, there is a problem that it is difficult to apply to a member that performs press molding. In addition, there is a problem that the addition of Pb is not preferable from the viewpoint of environmental problems.
  • Patent Document 5 discloses a steel sheet in which an oxide is dispersed only in the surface layer of the steel sheet. According to the technique described in Patent Document 5, while adding Si and Al to the steel sheet, high-temperature winding is performed during hot rolling, or additional processing is performed on the hot-rolled steel sheet, thereby the steel sheet surface layer. In other words, an oxide of Si or Mn is formed to improve workability such as mechanical cutting or punching.
  • Patent Document 6 by mass, C: 0.07 to 0.25%, Si: 0.3 to 2.50%, Mn: 1.5 to 3.0%, Ti: 0.005 to 0.07%, B: 0.0001 to 0.01%, P: 0.001 to 0.03%, S: 0.0001 to 0.01%, Al: 0.60% or less, N: 0.00.
  • the grain boundary of the steel sheet surface layer of 4 ⁇ m or less a high-strength cold-rolled steel sheet containing a Si-containing oxide with a distribution of 2 ⁇ 10 6 (pieces / mm 2 ) or more in either one or both of the crystal grains has been proposed.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet described in Patent Document 6 it is said that the maximum tensile strength of 900 MPa or more is ensured and the mechanical cutting characteristics are excellent.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet described in Patent Document 6 has a problem that the ductility is insufficient and it is difficult to form a member having a complicated shape.
  • JP-A-57-143435 Japanese Patent Laid-Open No. 01-230715 JP 59-205453
  • Japanese Patent Laid-Open No. 62-23970 Japanese Patent No. 3870891 JP 2011-111673 A
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned problems.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having high mechanical strength and high ductility can be obtained while ensuring high strength of a tensile maximum strength of 900 MPa or more, and high-strength alloying and melting.
  • An object of the present invention is to provide a galvanized steel sheet and a production method thereof.
  • the present inventors have intensively studied to solve the above problems. As a result, by optimizing the steel components, rolling conditions, annealing conditions after rolling, etc., while controlling the ratio of the retained austenite phase in the steel sheet structure to a predetermined level or more, the solute carbon contained in the retained austenite phase It has been found that the amount, average particle diameter, and average distance between particles can be limited to a predetermined range, and further, the thickness of the decarburized layer, the average particle diameter of the oxide, and the average density can be limited to a predetermined range.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the steel sheet structure contains at least a ferrite phase of 40 to 90% in volume fraction and a residual austenite phase of 3% or more, and the residual austenite phase is in the phase.
  • the amount of solid solution carbon is 0.70 to 1.00%, and the average particle size is 2.0 ⁇ m or less, the average distance between particles is 0.1 to 5.0 ⁇ m, the thickness of the decarburized layer in the steel sheet surface layer part is 0.01 to 10.0 ⁇ m, and is included in the steel sheet surface layer part
  • the oxide has an average particle size of 30 to 120 nm, an average density of 1.0 ⁇ 10 12 particles / m 2 or more, and a work hardening coefficient (n value) at the time of plastic deformation of 3 to 7%.
  • Ti 0.001 to 0.150%
  • Nb 0.001 to 0.100%
  • V 0.001 to 0.300%
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent mechanical cutting characteristics as described in [1] above.
  • Cr 0.01 to 2.00%
  • Ni 0.01 to 2.00%
  • Cu 0.01 to 2.00%
  • Mo 0.01 to 2.
  • One or more of 00%, B: 0.0001 to 0.0100%, W: 0.01 to 2.00% are contained, as described in [1] or [2] above High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent mechanical cutting characteristics.
  • the product After rapid cooling at a cooling rate of 10 ° C./s or more, the product is wound on a coil and slowly cooled to 400 ° C. over 1.0 hour, and after pickling following the hot rolling step, the total rolling reduction
  • a cold rolling process in which cold rolling is performed to a content of 30 to 75%;
  • the steel sheet after the process is heated to 750 ° C. or higher with an average heating rate between 600 and 750 ° C. being 20 ° C./s or less, and then an average cooling rate between 750 and 650 ° C. is 1.0 to 15.0 ° C. / S, and an average cooling rate from 650 ° C. is set to 3.0 ° C./s or more, and is kept at a temperature range of 300 to 470 ° C.
  • An annealing process in which a bending process is performed at least once with a bending radius of 800 mm or less, and after the annealing process, a plating bath temperature: 450 to 470 ° C., a steel sheet temperature when entering the plating bath: 430 to 490 ° C., Effective amount of Al in the plating bath: A plating process in which a steel sheet is immersed in a galvanizing bath under conditions of 0.01 to 0.18% by mass to form a plating layer by hot dip galvanizing on the steel plate surface And a cooling step of cooling at an average cooling rate of 0.5 ° C./s or more to 150 ° C.
  • the annealing step is performed in a unit volume in a mixed gas of air and fuel gas used for a preheating burner.
  • Air ratio 0.7 to 1.2, which is a ratio of the volume of air contained in the mixed gas and the volume of air theoretically required to completely burn the fuel gas contained in the unit volume of mixed gas
  • the oxide is generated on the surface layer of the steel sheet by passing the steel sheet while heating to a steel sheet temperature of 400 to 800 ° C., and then water vapor (H 2 O) and hydrogen (H 2 ) The oxide generated in the pre-tropics is reduced by heating to 750 ° C.
  • the work hardening coefficient (n value) defined in the present invention is a characteristic value that serves as a guide for drawing workability (ductility), and approximates the relationship between stress ⁇ and strain ⁇ in the plastic region above the yield point. It means the index n at the time.
  • the larger the n value the greater the elongation until the occurrence of local contraction, so that the ductility is improved.
  • the smaller the n value the better the mechanical cutting characteristics.
  • the steel composition, the steel sheet structure, the thickness of the decarburized layer in the steel sheet surface layer part, and the oxide The configuration that regulates the size and the like within the proper range is adopted. That is, when the retained austenite phase is contained in the steel sheet structure in a predetermined amount or more, the work hardening ability is enhanced, and the strength and ductility of the steel sheet can be improved, while the amount of solute carbon in the retained austenite phase is limited and the average particle size is increased.
  • the mechanical cutting characteristics (punching workability) at the time of processing the steel sheet are improved. Furthermore, the adhesiveness of a plating layer improves by restrict
  • the steel components are within an appropriate range, hot rolling and cold rolling, and annealing conditions after rolling are set.
  • a method of limiting to a predetermined range is adopted.
  • the thickness of the decarburized layer, the average particle diameter of the oxide, and the average density in the steel sheet surface layer portion can be limited to a predetermined range, the adhesion of the plating layer can be improved. Therefore, it is possible to produce a high-strength hot-dip galvanized steel sheet and a high-strength galvannealed steel sheet that can obtain excellent ductility and mechanical cutting characteristics while ensuring a maximum tensile strength of 900 MPa or more as described above. Become.
  • the high strength hot dip galvanized steel sheet, the high strength alloyed hot dip galvanized steel sheet and the manufacturing method thereof, which are excellent in mechanical cutting characteristics of the present invention, and the production method thereof, particularly in the automobile field, are associated with safety associated with the enhancement of the strength of the vehicle body. It is possible to fully enjoy merits such as improvement of workability and workability at the time of member processing, and its social contribution is immeasurable.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet, the high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet, and their manufacturing methods that are excellent in mechanical cutting characteristics according to embodiments of the present invention will be described.
  • the present embodiment will be described in detail in order to better understand the purpose of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet, the high-strength galvannealed steel sheet, and the manufacturing method thereof excellent in mechanical cutting characteristics of the present invention. Therefore, the present invention is not limited unless otherwise specified.
  • “%” represents “mass%” unless otherwise specified.
  • High-strength hot-dip galvanized steel sheet The high-strength hot-dip galvanized steel sheet (hereinafter sometimes simply referred to as high-strength hot-dip galvanized steel sheet) having excellent mechanical cutting characteristics according to this embodiment is mass%, and C: 0.075 to 0.400%. Si: 0.01 to 2.00%, Mn: 0.80 to 3.50%, P: 0.0001 to 0.100%, S: 0.0001 to 0.0100%, Al: 0.001 to 2.00%, N: 0.0001 to 0.0100%, O: 0.0001 to 0.0100%, with the remainder having a plating layer on the surface of the steel plate made of iron and inevitable impurities .
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to this embodiment has a thickness of 0.6 to 5.0 mm. Further, the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of this embodiment has a steel sheet structure having at least a volume fraction in the range from 1/8 thickness to 3/8 thickness centering on 1/4 of the sheet thickness from the surface of the steel sheet. 40% to 90% of ferrite phase and 3% or more of retained austenite phase. This retained austenite phase has a solid solution carbon content of 0.70 to 1.00% and an average particle size of 2 The average distance between particles is 0.1 to 5.0 ⁇ m.
  • the thickness of the decarburized layer in the steel sheet surface layer part is 0.01 to 10.0 ⁇ m, and the average particle diameter of the oxide contained in the steel sheet surface layer part is 30 to 120 nm. And an average density of 1.0 ⁇ 10 12 pieces / m 2 or more.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to this embodiment has an average work hardening coefficient (n value) of 0.080 or more at the time of plastic deformation of 3 to 7%.
  • n value average work hardening coefficient
  • the range from 1/8 thickness to 3/8 thickness centered on 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate means 1/8 thickness centered on 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate.
  • the reason why the structure in this range is focused is that the structure in this range may be considered to represent the entire structure of the steel sheet excluding the decarburized layer in the steel sheet surface layer portion. That is, if the steel sheet structure is in the range of 1/8 thickness to 3/8 thickness, the entire steel sheet excluding the decarburized layer on the steel sheet surface layer portion can be determined to have the above structure.
  • the inventors of the present invention have made extensive studies to achieve high mechanical cutting characteristics while ensuring excellent ductility in a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a maximum tensile strength of 900 MPa or more.
  • the steel component is limited to an appropriate range, and the rolling condition and the annealing condition after rolling are set to an appropriate range described later, thereby controlling the ratio of the retained austenite phase in the steel sheet structure to a predetermined value or more.
  • grains could be restrict
  • the thickness of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is 0.6 to 5.0 mm. If the plate thickness is less than 0.6 mm, it is difficult to keep the shape of the steel plate flat, which is not appropriate. Therefore, the plate thickness is preferably 0.6 mm or more. Moreover, when it exceeds 5.0 mm, the distortion accompanying bending will not enter, it will become difficult to make fine dispersion of bainite, and it will become difficult to produce
  • the steel structure of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention has a steel sheet structure of at least a volume fraction in the range of 1/8 thickness to 3/8 thickness centering on 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel sheet. It contains 40 to 90% of ferrite phase and 3% or more of retained austenite phase.
  • the residual austenite phase has a solid solution carbon content of 0.70 to 1.00%, an average particle size of 2.0 ⁇ m or less, and an average distance between particles of 0.1 to 5. 0 ⁇ m.
  • the retained austenite phase is a structure that increases work hardening ability and improves strength and ductility.
  • the volume fraction of the retained austenite phase is 3% or more.
  • the volume fraction of the retained austenite phase is more preferably 5% or more, and further preferably 7% or more.
  • the volume fraction of the retained austenite phase is preferably 30% or less.
  • the volume fraction of the retained austenite phase is preferably 25% or less, and more preferably 20% or less.
  • the volume fraction of retained austenite is calculated by performing an X-ray analysis with the plane parallel to the plate surface of the steel plate and 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate as the observation surface, and calculating the area fraction. It can be regarded as the volume fraction of retained austenite at 1/8 to 3/8 thickness. As long as the observation surface is parallel to the plate surface of the steel plate, it may be set at an arbitrary position in the range of 1/8 thickness to 3/8 thickness centering on 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate. Absent.
  • the strength of martensite after transformation by processing is suppressed, and the amount of solute carbon in the residual austenite phase is limited so that it is easily transformed by mild processing.
  • the steel sheet is easily broken against mechanical cutting.
  • the amount of element dissolved in the retained austenite phase determines the stability of the retained austenite phase and changes the amount of strain necessary for the retained austenite phase to transform into hard martensite. For this reason, it is possible to control the work hardening behavior by controlling the amount of the solid solution element of the retained austenite phase, and to greatly improve the shape freezing property, ductility and tensile strength.
  • the amount of dissolved carbon in the retained austenite phase is 1.00% or less.
  • the amount of dissolved carbon in the retained austenite phase exceeds 1.00%, the retained austenite phase becomes excessively stable. Cutting such a steel plate is not preferable because the ductility of the surrounding ferrite structure is significantly deteriorated and then transformed into martensite, and the interface between ferrite and martensite is easily peeled off.
  • the amount of solid solution carbon in the retained austenite phase is preferably 0.96% or less.
  • the amount of dissolved carbon in the retained austenite phase is less than 0.70%, martensitic transformation starts in the process of cooling to room temperature after the annealing process, and the volume fraction of the retained austenite phase cannot be secured.
  • the amount is 0.70% or more.
  • the amount of solid solution carbon is preferably 0.75% or more, and more preferably 0.80% or more.
  • the amount of solid solution carbon (C ⁇ ) in the retained austenite phase is determined by performing an X-ray diffraction test under the same conditions as the measurement of the area fraction of the retained austenite phase to obtain the lattice number a of the retained austenite phase. 1).
  • Expression (1) is disclosed in the document “Scripta Metallurgica et Materialia, vol. 24, 1990, p509-514”.
  • the method for measuring the amount of dissolved carbon is not limited to the above method.
  • the concentration of various elements may be measured by performing direct observation using an EMA method or a three-dimensional atom probe (3D-AP).
  • the retained austenite phase contained in the steel structure of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention has a solid solution carbon content of 0.70 to 1.00% and an average particle diameter of 2.0 ⁇ m or less.
  • the average distance between the particles is 0.1 to 5.0 ⁇ m.
  • the average particle diameter of a retained austenite phase is prescribed
  • the average particle size of the retained austenite phase is more preferably 1.5 ⁇ m or less, and further preferably 1.2 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average particle diameter of the retained austenite phase is not particularly defined, special equipment such as a rolling mill or a rapid heating device that applies a huge strain is required, and the cost increases significantly. It is preferable to do.
  • the average distance between the particles of a retained austenite phase is prescribed
  • the distance between the grains of the retained austenite phase is excessively narrow, cracks caused by martensite formed by transformation of one austenite grain or austenite grain are formed by transformation of adjacent austenite grains or austenite grains.
  • the average distance between particles of the retained austenite phase needs to be 0.1 ⁇ m or more. Further, the average distance between particles of the retained austenite phase is more preferably 0.3 ⁇ m or more, and further preferably 0.5 ⁇ m or more.
  • the crystal grains of the residual austenite phase are parallel to the rolling direction and perpendicular to the plate surface, and have a thickness of 1/8 to 3/8 from the surface of the steel plate, centering on 1/4 of the plate thickness.
  • the range can be evaluated by performing a high-resolution crystal orientation analysis by an EBSD (Electron Bach-Scattering Diffraction) method using a Field Emission Scanning Electron Microscope (FE-SEM).
  • the measurement step is set to 0.1 ⁇ m, and 10 or more points indicating the diffraction pattern of iron FCC are gathered, and a region where the difference in crystal orientation between each other is less than 10 ° is defined as residual austenite crystal grains.
  • the average particle diameter can be measured by obtaining the area of each crystal grain in 30 to 300 randomly selected retained austenite crystal grains and obtaining the grain diameter as the equivalent circle diameter.
  • the steel structure of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention has a volume fraction other than the above-mentioned residual austenite phase, ferrite phase: 40 to 90%, bainitic ferrite phase and / or bainite phase: 50% or less
  • the tempered martensite phase is preferably 50% or less and the fresh martensite phase is preferably 15% or less.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention has such a steel sheet structure, and thus has a more excellent formability.
  • the ferrite phase is a structure effective for improving ductility, and is preferably contained in the steel sheet structure in a volume fraction of 40 to 90%. If the volume fraction of the ferrite phase in the steel sheet structure is less than 40%, sufficient ductility may not be obtained.
  • the volume fraction of the ferrite phase contained in the steel sheet structure is more preferably 45% or more, and further preferably 50% or more, from the viewpoint of ductility. On the other hand, since the ferrite phase is a soft structure, if the volume fraction exceeds 90%, sufficient strength may not be obtained.
  • the volume fraction of the ferrite phase contained in the steel sheet structure is more preferably 85% or less, and further preferably 75% or less.
  • the bainitic ferrite phase and / or bainite phase has a structure with an excellent balance between strength and ductility, and is preferably contained in the steel sheet structure in a volume fraction of 10 to 50%.
  • the bainitic ferrite phase and / or bainite phase is a microstructure having an intermediate strength between the soft ferrite phase and the hard martensite phase, the tempered martensite phase and the retained austenite phase, and from the viewpoint of stretch flangeability More preferably, it is contained at 15% or more, and more preferably at least 20%.
  • the volume fraction of the bainitic ferrite phase and / or the bainite phase exceeds 50%, the yield stress is excessively increased and the shape freezing property is deteriorated.
  • the tempered martensite phase is a structure that greatly improves the tensile strength, and may be contained in the steel sheet structure in a volume fraction of 50% or less. From the viewpoint of tensile strength, the volume fraction of tempered martensite is preferably 10% or more. On the other hand, when the volume fraction of the tempered martensite contained in the steel sheet structure exceeds 50%, the yield stress is excessively increased and the shape freezing property is deteriorated, which is not preferable.
  • the fresh martensite phase has the effect of greatly improving the tensile strength, but on the other hand, it becomes a starting point of fracture and greatly deteriorates the stretch flangeability. Therefore, the volume fraction in the steel sheet structure is limited to 15% or less. Is preferred. In order to enhance stretch flangeability, the volume fraction of the fresh martensite phase in the steel sheet structure is preferably 10% or less, and more preferably 5% or less.
  • the steel sheet structure of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention may further include a structure other than the above, such as a pearlite phase and / or a coarse cementite phase.
  • a structure other than the above such as a pearlite phase and / or a coarse cementite phase.
  • the total volume fraction of the pearlite phase and / or coarse cementite phase contained in the steel sheet structure is preferably 10% or less, and more preferably 5% or less.
  • volume fraction of each structure included in the steel sheet structure of the high-strength steel sheet of the present invention can be measured by, for example, the following method.
  • the volume fraction of the ferrite phase, bainitic ferrite phase, bainite phase, tempered martensite phase and fresh martensite phase contained in the steel sheet structure of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention first, rolling the steel sheet A sample is taken with the cross section parallel to the direction and perpendicular to the plate surface as the observation surface. Then, the observation surface of this sample was polished and nital etched, and the range from 1/8 thickness to 3/8 thickness centered on 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate was observed with a field emission scanning electron microscope. Then, the area fraction is measured and can be regarded as the volume fraction.
  • composition the chemical component (composition) of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention will be described.
  • % represents “mass%” unless otherwise specified.
  • C: 0.075-0.400% C is contained to increase the strength of the high-strength steel plate.
  • the C content is preferably 0.250% or less, and more preferably 0.220% or less.
  • the C content is more preferably 0.085% or more, and further preferably 0.100% or more.
  • Si: 0.01-2.00% Si is an element that suppresses the formation of iron-based carbides in the steel sheet and increases strength and formability. However, if the Si content exceeds 2.00%, the steel plate becomes brittle and ductility deteriorates, making cold rolling difficult. From the viewpoint of ductility, the Si content is preferably 1.80% or less, and more preferably 1.50% or less. On the other hand, when the Si content is less than 0.01%, it is difficult to sufficiently disperse the oxide in the decarburized layer. From this viewpoint, the lower limit value of Si is more preferably 0.20% or more, and further preferably 0.50% or more.
  • Mn: 0.80 to 3.50% Mn is added to increase the strength of the steel sheet.
  • Mn content exceeds 3.50%, a coarse Mn-concentrated portion is generated at the center of the steel plate thickness, and embrittlement is likely to occur, and troubles such as cracking of the cast slab are likely to occur.
  • the Mn content needs to be 3.50% or less.
  • the Mn content is more preferably 3.00% or less, and even more preferably 2.70% or less.
  • the content of Mn is less than 0.80%, since a large amount of soft structure is formed during cooling after annealing, it becomes difficult to ensure a maximum tensile strength of 900 MPa or more.
  • the content needs to be 0.80% or more.
  • the Mn content is more preferably 1.00% or more, and further preferably 1.30% or more.
  • P 0.0001 to 0.100%
  • P tends to segregate in the central part of the plate thickness of the steel sheet, causing the weld to become brittle. If the P content exceeds 0.100%, the welded portion becomes significantly brittle, so the upper limit of the P content is 0.100%. Further, from the viewpoint of avoiding embrittlement of the welded portion, the upper limit of the P content is more preferably 0.030%. On the other hand, making the P content less than 0.0001% is accompanied by a significant increase in production cost, so 0.0001% is made the lower limit. Moreover, it is preferable that content of P from a viewpoint of reducing manufacturing cost more is 0.0010% or more.
  • S 0.0001 to 0.0100% S adversely affects weldability and manufacturability during casting and hot rolling. For this reason, the upper limit of the S content is set to 0.0100% or less. Further, S is combined with Mn to form coarse MnS and lowers the ductility and stretch flangeability. Therefore, S is more preferably 0.0050% or less, and further preferably 0.0030% or less. On the other hand, making the S content less than 0.0001% is accompanied by a significant increase in manufacturing cost, so 0.0001% is made the lower limit. Further, the content of S from the viewpoint of further reducing the manufacturing cost is more preferably 0.0005% or more, and further preferably 0.0010% or more.
  • Al: 0.001% to 2.00% Al suppresses the production of iron-based carbides and increases the strength and formability of the steel sheet. However, if the Al content exceeds 2.00%, the weldability deteriorates, so the upper limit of the Al content is 2.00%. From this point of view, the Al content is more preferably 1.50% or less, and further preferably 1.20% or less. On the other hand, the lower limit of the Al content is not particularly defined, but the effect of the present invention is exhibited. However, Al is an inevitable impurity present in a very small amount in the raw material, and its content is less than 0.001%. Is accompanied by a significant increase in manufacturing cost, so the Al content is 0.001%. Al is an element that is also effective as a deoxidizer, but in order to obtain a sufficient deoxidation effect, the Al content is more preferably 0.010% or more.
  • N 0.0001 to 0.0100% N forms coarse nitrides and deteriorates ductility and stretch flangeability, so it is necessary to suppress the amount of addition. If the N content exceeds 0.0100%, the tendency becomes remarkable, so the upper limit of the N content is set to 0.0100%. From this point of view, the N content is more preferably 0.0070% or less, and further preferably 0.0050% or less. Moreover, since N causes the generation
  • O forms an oxide and deteriorates ductility and stretch flangeability, so the content needs to be suppressed. If the O content exceeds 0.0100%, the stretch flangeability deteriorates significantly, so the upper limit of the O content is 0.0100%. Further, the O content is more preferably 0.0070% or less, and further preferably 0.0050% or less. Further, the lower limit of the O content is not particularly defined, and the effects of the present invention are exhibited. However, if the O content is less than 0.0001%, a significant increase in manufacturing cost is caused. 0.001% is the lower limit. Further, the content of O from the viewpoint of further reducing the manufacturing cost is more preferably 0.0003% or more, and further preferably 0.0005% or more.
  • Cr: 0.01-2.00% Cr is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and is effective for increasing the strength, and may be added instead of a part of C and / or Mn. If the Cr content exceeds 2.00%, the hot workability is impaired and the productivity is lowered. Therefore, the Cr content is preferably 2.00% or less. The lower limit of the Cr content is not particularly defined, and the effects of the present invention are exhibited. However, in order to sufficiently obtain a high strength by Cr, the content may be 0.01% or more. preferable.
  • Ni 0.01-2.00%
  • Ni is an element that suppresses phase transformation at high temperature and is effective for increasing the strength, and may be added instead of a part of C and / or Mn. If the Ni content exceeds 2.00%, weldability is impaired, so the Ni content is preferably 2.00% or less.
  • the lower limit of the content of Ni is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, in order to sufficiently obtain a high strength by Ni, the content may be 0.01% or more. preferable.
  • Cu: 0.01-2.00% is an element that increases the strength by being present in the steel as fine particles, and can be added instead of a part of C and / or Mn. If the Cu content exceeds 2.00%, weldability is impaired, so the content is preferably 2.00% or less. The lower limit of the Cu content is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, in order to sufficiently obtain the high strength by Cu, the content is preferably 0.01% or more. .
  • Ti 0.001 to 0.150%
  • Ti is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization.
  • the Ti content is preferably 0.150% or less.
  • the Ti content is more preferably 0.100% or less, and further preferably 0.070% or less.
  • the lower limit of the Ti content is not particularly defined, and the effects of the present invention are exhibited.
  • the Ti content should be 0.001% or more. Preferably, it is 0.005% or more.
  • the Ti content is more preferably 0.010% or more, and further preferably 0.015% or more.
  • Nb 0.001 to 0.100%
  • Nb is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization.
  • the Nb content is preferably 0.150% or less.
  • the content of Nb is more preferably 0.100% or less, and further preferably 0.060% or less.
  • the lower limit of the Nb content is not particularly defined, and the effects of the present invention are exhibited.
  • the Nb content should be 0.001% or more. Preferably, it is 0.005% or more.
  • the Nb content is more preferably 0.010% or more, and further preferably 0.015% or more.
  • V 0.001 to 0.300%
  • V is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization.
  • the content is preferably 0.300% or less.
  • the lower limit of the content of V is not particularly defined, and the effects of the present invention are exhibited.
  • the content is preferably 0.001% or more. .
  • Mo 0.01-2.00%
  • Mo is an element that suppresses phase transformation at high temperature and is effective for increasing the strength, and may be added instead of a part of C and / or Mn. If the Mo content exceeds 2.00%, the hot workability is impaired and the productivity is lowered, so the Mo content is preferably 2.00% or less, and 1.00 More preferably, it is% or less. The lower limit of the Mo content is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, in order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength by Mo, the content is 0.01% or more. Is preferred.
  • W: 0.01-2.00% W is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and is effective for increasing the strength, and may be added in place of a part of C and / or Mn. If the W content exceeds 2.00%, hot workability is impaired and productivity is lowered, so the W content is preferably 2.00% or less, and 1.00 More preferably, it is% or less. The lower limit of the content of W is not particularly defined, and the effects of the present invention can be exhibited. However, in order to sufficiently obtain a high strength by W, the content is preferably 0.01% or more. .
  • B 0.0001 to 0.0100%
  • B is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and is effective for increasing the strength, and may be added instead of a part of C and / or Mn. If the B content exceeds 0.0100%, the hot workability is impaired and the productivity is lowered. Therefore, the B content is preferably 0.0100% or less. Further, from the viewpoint of productivity, the content of B is more preferably 0.0050% or less, and further preferably 0.0030% or less. The lower limit of the B content is not particularly defined, and the effects of the present invention are exhibited. However, in order to sufficiently obtain a high strength by B, the B content should be 0.0001% or more. preferable. In order to further increase the strength of the steel sheet, the B content is more preferably 0.0003% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • Ca, Ce, Mg, Zr, La, and REM are effective elements for improving moldability, and one or more of them can be added. However, if the total content of one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, La, and REM exceeds 0.5000%, the ductility may be adversely affected. The total is preferably 0.5000% or less, and more preferably 0.0100% or less. Even if the lower limit of the content of one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, La, and REM is not particularly defined, the effect of the present invention is exhibited, but the effect of improving the formability of the steel sheet is exhibited. In order to obtain it sufficiently, the total content of each element is preferably 0.0001% or more.
  • the total content of one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, La, and REM is more preferably 0.0005% or more, and 0.0010% or more. More preferably it is.
  • REM is an abbreviation for Rare Earth Metal and refers to an element belonging to the lanthanoid series.
  • REM and Ce are often added by misch metal and may contain a lanthanoid series element in combination with La and Ce. Even if these lanthanoid series elements other than La and Ce are included as inevitable impurities, the effect of the present invention is exhibited. Even if the metal La or Ce is added, the effect of the present invention is exhibited.
  • the balance of the above elements may be Fe and inevitable impurities. It should be noted that any of the aforementioned Cr, Ni, Cu, Ti, Nb, V, Mo, W, and B may contain a trace amount less than the lower limit as an impurity. Also, Ca, Ce, Mg, Zr, La, and REM are allowed to contain a trace amount less than the lower limit of the total amount as impurities.
  • the thickness of the decarburized layer in the steel sheet surface layer part is 0.01 to 10.0 ⁇ m, and the average particle diameter of the oxide contained in the steel sheet surface layer part is 30 to 120 nm.
  • the average density is 1.0 ⁇ 10 12 pieces / m 2 or more.
  • Decarburized layer In this invention, in order to improve the adhesiveness of the plating layer provided in the steel plate surface, a steel plate surface layer part is made into a decarburized layer with few hard structures. If the thickness of the decarburized layer is less than 0.01 ⁇ m, sufficient adhesion of the plating layer cannot be obtained, so the thickness of the decarburized layer is set to 0.01 ⁇ m or more. In order to further improve the adhesion of the plating layer, the thickness of the decarburized layer is more preferably 0.08 ⁇ m or more, and further preferably 0.15 ⁇ m or more. On the other hand, an excessively thick decarburized layer reduces the tensile strength and fatigue strength of the steel sheet.
  • the thickness of the decarburized layer in the steel sheet surface layer portion is set to 10.0 ⁇ m or less. Further, from the viewpoint of fatigue strength, the thickness of the decarburized layer is more preferably 9.0 ⁇ m or less, and further preferably 8.0 ⁇ m or less.
  • the decarburized layer described in the present invention is a region that is continuous from the outermost surface of the ground iron, and in this region, the region where the hard tissue fraction is less than or equal to half of the hard tissue fraction at 1 ⁇ 4 thickness. Shall be pointed to.
  • the thickness of the decarburized layer is determined by finishing the cross section parallel to the rolling direction of the steel plate and perpendicular to the plate surface to a mirror surface and observing with FE-SEM. Measure and use the average value as the thickness of the decarburized layer.
  • the hard structure described in the present invention refers to a structure composed of a phase harder than ferrite, that is, a structure composed mainly of phases such as bainite, bainitic ferrite, martensite and tempered martensite, and retained austenite. Shall. The fraction is based on the volume fraction.
  • the oxide density is 1.0 ⁇ 10 12 pieces / m 2 or more. From the above viewpoint, the oxide density is more preferably 3.0 ⁇ 10 12 pieces / m 2 or more, and further preferably 5.0 ⁇ 10 12 pieces / m 2 or more.
  • the oxide density is preferably limited to 1.0 ⁇ 10 16 pieces / m 2 or less.
  • the oxide density is more preferably 5.0 ⁇ 10 15 pieces / m 2 or less, and 1.0 ⁇ 10 15 pieces / m 2. More preferably, it is as follows.
  • the average particle diameter of the oxide is specified to be 30 nm or more in the present invention.
  • the average particle diameter of the oxide is set to 500 nm or less.
  • the average particle diameter of the oxide is more preferably 300 nm or less, further preferably 120 nm or less, and further preferably 100 nm or less. Further, in order to make the average particle size of the oxide less than 30 nm, it is necessary to strictly control the treatment atmosphere and temperature, and it is difficult in practical use.
  • the oxide on the surface layer of the steel sheet as described above is observed with a FE-SEM by finishing a cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet and having a mirror surface.
  • the density of the oxide is obtained by observing the decarburized layer at 7 ⁇ m for 2 minutes and counting the number of oxides, or using the observation area required to count 1000 oxides.
  • the oxide size is the average particle diameter obtained by averaging 100 to 1000 randomly selected equivalent circle diameters.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet or a high-strength galvannealed steel sheet is formed by forming a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet having the above structure. Is done.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent corrosion resistance is obtained by forming a hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet.
  • an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface of the steel plate a high-strength galvannealed steel plate having excellent corrosion resistance and excellent paint adhesion can be obtained.
  • Machine cutting characteristics described in the present invention can be measured and evaluated by, for example, the method described below.
  • the shear blades and the leading ends of the punches are worn and clearance is increased. For this reason, when the number of times of punching the steel sheet increases, the burrs on the shear cutting end face and the punching end face increase.
  • a steel sheet having a thickness of 1.2 mm is formed by using a die having a hole diameter of 10.3 mm ⁇ , a punch material SKD11, a punch diameter of 10 mm ⁇ (clearance 12). .5%), a method of continuously punching and measuring the burr height every 50 times can be employed.
  • the burr height increases because the punch tip wears and the clearance increases as the number of punches of the steel sheet increases.
  • the punched hole is divided into four at 0 °, 90 °, 180 °, and 270 ° positions, and the test is completed when the burr height in any one direction exceeds 3.0 times the initial value.
  • the number of punches at this time was defined as the limit number of punches.
  • the maximum burr height in the range of 0 ° to 90 ° is h1
  • the maximum burr height in the range of 90 ° to 180 ° is h2
  • 180 ° to The maximum burr height in the range of 270 ° is h3
  • the maximum burr height in the range of 270 ° to 360 ° is h4.
  • the burr height when punched for the first time is h1 *, h2 *, h3 *, h4 *, and any one of h1 / h1 *, h2 / h2 *, h3 / h3 *, h4 / h4 *
  • the number of punches when the above exceeds 3.0 is the limit number of punches.
  • the test was performed so that the relative direction in the cold rolling direction of the punching punch, the die, and the steel plate was not changed, and the progress direction of the cold rolling was set to 0 ° in the rolling direction of the steel plate.
  • a steel sheet having a number of punches exceeding 600 can be defined as a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent mechanical cutting characteristics. More preferably, the limit number of punching is 800 times, and more preferably 1000 times.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of this embodiment has an average work hardening coefficient (n value) of 0.080 or more at the time of plastic deformation of 3 to 7%.
  • the work hardening coefficient (n value) defined in the present invention is a characteristic value that serves as a guide for drawing workability (ductility).
  • the n value for improving ductility is specified to be 0.080 or more.
  • the upper limit of the n value is not particularly defined, but in order to make the n value on average over 3-50% plastic deformation more than 0.250, the maximum tensile strength should be less than 900 MPa, or 0.40% Since it is necessary to add an excessive amount of C, it is not preferable.
  • the n value is preferably 0.200 or less, and more preferably 0.180 or less from the viewpoint of tensile strength.
  • the plastic deformation of 3 to 7% is a range of plastic working of a steel plate that is usually frequently used.
  • the retained austenite phase when the retained austenite phase is contained by 3% or more in the steel sheet structure, the work hardening ability is enhanced, and the n value is 0.080 or more on average and has high ductility.
  • the amount of dissolved carbon in the retained austenite phase is limited to 0.70 to 1.00%, the average particle diameter is 2.0 ⁇ m or less, and the average distance between particles is suppressed to 5.0 ⁇ m.
  • mechanical cutting characteristics are improved. Thereby, it is possible to obtain both excellent ductility and mechanical cutting characteristics while ensuring high tensile strength.
  • the maximum tensile strength is preferably 900 MPa or more as the steel plate strength. This is because, in a high-strength steel plate of 900 MPa or more, the strength at which tool deterioration during shear cutting or punching becomes significant. Moreover, even if it is a steel plate less than 900 MPa, although the effect of the mechanical cutting characteristic improvement which is the effect of this invention can be enjoyed, the effect is small in the steel plate with low tensile strength. For this reason, in this invention, it is preferable to apply to the high intensity
  • the manufacturing method of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment is such that the slab having the above-described chemical components is first or directly cooled and then heated to 1180 ° C. or higher, and a heat at a rolling completion temperature of 850 to 950 ° C. After the hot rolling, the steel sheet is rapidly cooled to 500 to 650 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./s or more, wound around a coil, and gradually cooled to 400 ° C.
  • the pickling step is followed by a cold rolling step in which cold rolling is performed with a total rolling reduction of 30 to 75%.
  • the steel sheet after the cold rolling process is heated to 750 ° C. or higher with an average heating rate between 600 and 750 ° C. being 20 ° C./s or less, and then an average cooling rate between 750 and 650 ° C. Is cooled to 1.0 to 15.0 ° C./s, the average cooling rate from 650 ° C. is set to 3.0 ° C./s or more, and is kept in the temperature range of 300 to 470 ° C. for 20 to 1000 seconds.
  • An annealing process is provided in which a bending process is performed at least once with a bending radius of 800 mm or less while applying a tension of 5 to 100 MPa in the temperature range.
  • the plating bath temperature 450 to 470 ° C.
  • the steel plate temperature when entering the plating bath 430 to 490 ° C.
  • the effective Al amount in the plating bath 0.01 to 0.18 mass
  • the steel plate is dipped in a galvanizing bath under the condition of% to provide a plating step of forming a plating layer by performing hot dip galvanizing on the steel plate surface.
  • the cooling process of cooling at an average cooling rate of 0.5 degrees C / s or more to 150 degrees C or less is provided after a plating process.
  • the annealing step in the mixed gas of air and fuel gas used for the preheating burner, the volume of air contained in the unit volume of mixed gas and the fuel gas contained in the unit volume of mixed gas are completely changed.
  • the air ratio is 0.7 to 1.2, which is the ratio of the theoretically required air volume for burning, the steel plate is passed while heating to a steel plate temperature of 400 to 800 ° C.
  • a slab having the above chemical component (composition) is cast.
  • a slab to be used for hot rolling for example, a continuous cast slab, a thin slab caster or the like can be used.
  • the method for producing a high-strength steel sheet according to the present invention is compatible with a process such as continuous casting-direct rolling (CC-DR) in which hot rolling is performed immediately after casting.
  • CC-DR continuous casting-direct rolling
  • the heating temperature of the slab is set to 1180 ° C. or higher in order to relax the crystal orientation anisotropy caused by casting.
  • the heating temperature of the slab is more preferably 1200 ° C. or higher.
  • the upper limit of the heating temperature of this slab is not particularly defined, it is preferable to set the heating temperature to 1300 ° C. or lower because a large amount of energy needs to be input to heat the slab beyond 1300 ° C.
  • the rolling completion temperature of hot rolling is set to 850 to 950 ° C. If the rolling completion temperature is less than 850 ° C., the rolling reaction force is excessively increased and the process load is increased. Therefore, in the present invention, this temperature is set to 850 ° C. or higher, and more preferably 870 ° C. or higher. On the other hand, when the rolling completion temperature exceeds 950 ° C., the microstructure in the hot-rolled steel sheet becomes coarse, and the microstructure after the cold rolling and annealing steps becomes coarse. It is 950 degrees C or less, and it is more preferable to set it as 930 degrees C or less.
  • the average cooling rate when rapidly cooling to 500 to 600 ° C. is preferably 10 ° C./s or more. This is because the grain size of the hot-rolled steel sheet is made fine by proceeding transformation at a lower temperature, and the effective crystal grain size after cold rolling and annealing is made fine.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly defined, but if it exceeds 200 ° C./s, it is necessary to use a special refrigerant, which is not preferable in terms of cost.
  • the steel sheet After the steel sheet is cooled rapidly, it is wound up as a hot rolled coil.
  • this step by forming “pearlite” and / or “coarse cementite having a major axis exceeding 1 ⁇ m” in the steel sheet after hot rolling, a set of various transformation structures is formed in the annealing step after cold rolling described later. Tissue and morphology can be random.
  • the cooling stop temperature of the rapid cooling after hot rolling is set to 500 ° C. or higher in the present invention.
  • the cooling stop temperature is more preferably 530 ° C. or higher, and further preferably 550 ° C. or higher.
  • the cooling stop temperature needs to be 650 ° C. or lower. From the above viewpoint, the cooling stop temperature is preferably 630 ° C. or lower. In the present invention, the steel sheet having the cooling stop temperature of 500 to 650 ° C. is wound as a hot rolled coil.
  • the elapsed time which cools slowly from a rapid cooling stop to 400 degreeC shall be 1.0 hour or more.
  • the elapsed time is more preferably 2.0 hours or more, and further preferably 3.0 hours or more.
  • special equipment is required to stop the vehicle for more than 24.0 hours, which is not preferable in terms of cost, and is preferably set to 24.0 hours or less.
  • pickling treatment is performed on the hot-rolled steel sheet manufactured under the above conditions.
  • Pickling is important because it can remove oxides on the surface of the steel sheet, and thus improves the hot dip galvanizing property of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet or high-strength galvannealed steel sheet.
  • the pickling may be performed only once or may be performed in multiple steps.
  • the steel plate after pickling is rolled so that the total rolling reduction is not less than 30% and not more than 75%.
  • the rolling is preferably performed in a plurality of passes, and the number of rolling passes and the distribution of the rolling reduction to each pass are not questioned. If the rolling reduction of cold rolling is less than 30%, sufficient strain is not accumulated in the steel sheet, and in the subsequent annealing process, the recrystallized structure does not proceed sufficiently and the processed structure remains and the structure becomes coarse. In addition, the average distance between the particles of the retained austenite phase is increased, and the cutting property is deteriorated. In order to accumulate strain sufficiently, the total rolling reduction is more preferably 33% or more, and further preferably 36% or more.
  • the total rolling reduction in cold rolling is set to 75% or less.
  • the total rolling reduction is preferably 70% or less, and more preferably 65% or less.
  • the steel sheet rolled under the above conditions is subjected to an annealing process in an annealing process under the following conditions, followed by a hot dip galvanizing process in the plating process.
  • an annealing process in an annealing process under the following conditions, followed by a hot dip galvanizing process in the plating process.
  • the pre-tropical atmosphere may be any of an oxidizing atmosphere, a non-oxidizing atmosphere, and a direct reducing atmosphere.
  • the annealing process set as the above condition is performed in the mixed gas of air and fuel gas used for the preheating burner in a unit volume mixed gas.
  • Condition of air ratio 0.7 to 1.2, which is the ratio of the volume of air contained and the volume of air theoretically required to completely burn the fuel gas contained in the unit volume of mixed gas
  • P (H 2 O) / H 2 O and H 2 P (H 2 ) By heating to 750 ° C.
  • the plating step after the annealing step is as follows: plating bath temperature: 450 to 470 ° C., steel plate temperature when entering the plating bath: 430 to 490 ° C., effective amount of Al in the plating bath: 0.01 to 0.18 mass%
  • the hot dip galvanizing can be performed under the condition that the steel sheet is immersed in the galvanizing bath.
  • the heating rate in the annealing process affects the recrystallization behavior in the steel sheet.
  • the heating rate at 600 to 750 ° C. is important.
  • the average heating rate is more preferably 15 ° C./s or less, and further preferably 12 ° C./s or less.
  • the minimum in particular of an average heating rate is not defined, since productivity will fall remarkably when an average heating rate is less than 0.5 degree-C / s, it is preferable to set it as 0.5 degree-C / s or more.
  • the temperature of the steel sheet when passing through the pre-tropical zone is 400 to 800 ° C.
  • the air ratio ⁇ [the mixed gas of air and fuel gas used in the preheating burner, The ratio of the volume of air theoretically required to completely burn the fuel gas contained in the mixed gas of the volume] [volume of air contained in the unit volume of mixed gas (m 3 )] / [unit volume of By preheating under the condition that the volume of air (m 3 )] ⁇ theoretically necessary for complete combustion of the fuel gas contained in the mixed gas is 0.7 to 1.2, the surface layer of the steel sheet is reduced to 0.
  • An Fe oxide film of 0.01 to 20 ⁇ m is formed.
  • the oxide film serves as an oxygen supply source for generating an oxide of Si and / or Mn in the reduction zone, when the air ratio is too small as less than 0.7, a predetermined oxide is used. Cannot be obtained.
  • the steel sheet temperature when passing through the pre-tropical zone is less than 400 ° C., a sufficient oxide film cannot be formed.
  • the oxide film grows excessively. It becomes difficult to keep the thickness within a predetermined range.
  • the maximum heating temperature in the annealing process is low, coarse cementite remains undissolved and ductility deteriorates remarkably.
  • the maximum heating temperature is 750 ° C. or higher, and more preferably 760 ° C. or higher.
  • the upper limit of the heating temperature is not particularly defined, but heating exceeding 1000 ° C significantly deteriorates the surface quality and deteriorates the wettability of the plating, so the maximum heating temperature may be 1000 ° C or less. Preferably, it is 950 degrees C or less.
  • the maximum heating temperature (750 ° C. or higher) in the annealing process is preferably reached in the reduction zone.
  • the Fe oxide film formed in the oxidation zone is reduced to form a decarburized layer, and Si and / or Mn oxide is appropriately dispersed. Therefore, in the reduction zone atmosphere, the ratio of the water vapor partial pressure P (H 2 O) to the hydrogen partial pressure P (H 2 ), P (H 2 O) / P (H 2 ), is 0.0001 to 2.00.
  • P (H 2 O) / P (H 2 ) is less than 0.0001, Si and / or Mn oxide is formed only on the outermost surface layer, and Si and / or Mn oxide is moderately contained inside the decarburized layer. It becomes difficult to disperse.
  • P (H 2 O) / P (H 2 ) exceeds 2.00, decarburization proceeds excessively, and the thickness of the decarburized layer may not be controlled within a predetermined range.
  • P (H 2 O) / P (H 2 ) is more preferably in the range of 0.001 to 1.50, and further preferably in the range of 0.002 to 1.20.
  • the average cooling rate from the maximum heating temperature described above is important for sufficiently generating ferrite. Therefore, in the present invention, the average cooling rate up to 750 to 650 ° C., which is the temperature range where ferrite is generated, is set to 1.0 to 15.0 ° C./s. When the average cooling rate from the maximum heating temperature exceeds 15.0 ° C./s, a sufficient amount of ferrite may not be obtained, and ductility deteriorates. On the other hand, if the average cooling rate is less than 1.0 ° C./s, a sufficient amount of hard structure cannot be obtained due to excessive generation of ferrite or generation of pearlite, and the strength deteriorates.
  • the average cooling rate from the steel plate temperature of 650 ° C. until the cooling is stopped to enter the plating bath is preferably 3.0 ° C./s or more. This is to obtain a hard structure having a more random crystal orientation by further lowering the transformation temperature to the hard structure.
  • the average cooling rate is more preferably 5.0 ° C./s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly defined, a special cooling facility is required to obtain an average cooling rate exceeding 200 ° C./s.
  • the composition of the plating bath is mainly composed of zinc, and the effective Al amount, which is a value obtained by subtracting the total Fe amount from the total Al amount in the bath, is preferably 0.01 to 0.20% by mass, More preferably, the content is 0.18% by mass.
  • the amount of effective Al in the bath is more preferably 0.07 to 0.12% by mass in order to control the progress of alloying of the plating layer.
  • the effective amount of Al in the bath may be in the range of 0.18 to 0.20 mass%.
  • the plating bath temperature is preferably 450 ° C. to 470 ° C. When the plating bath temperature is less than 450 ° C., the viscosity of the plating bath is excessively increased, and it becomes difficult to control the thickness of the plating layer, and the appearance of the steel sheet is impaired.
  • the plating bath temperature is preferably 470 ° C. or less.
  • the temperature of the steel sheet entering the plating bath is preferably 430 ° C. to 490 ° C. If the steel sheet temperature when the steel sheet enters the plating bath is lower than 430 ° C., it is necessary to apply a large amount of heat to the plating bath in order to stabilize the plating bath temperature to 450 ° C. or higher, which is not practical.
  • the steel sheet in order to sufficiently obtain retained austenite, the steel sheet is retained in the range of 300 to 470 ° C. before and / or after being immersed in the plating bath, and the bainite transformation is advanced.
  • the dwell time in the range of 300 to 470 ° C. is 20 to 1000 seconds, including the time for dipping in the plating bath. If the retention time is less than 20 seconds, the bainite transformation does not proceed sufficiently, and the concentration of carbon to the retained austenite becomes insufficient.
  • the retention time is more preferably 35 seconds or more, and further preferably 50 seconds or more.
  • the retention time exceeds 1000 seconds, carbon is excessively concentrated in the retained austenite, or generation of cementite starts and predetermined characteristics cannot be obtained.
  • the retention time is preferably 600 seconds or less, and more preferably 450 seconds or less.
  • nucleation of bainite and / or bainitic ferrite is promoted and austenite of the parent phase is finely divided by nucleation from various parts of the steel sheet. It is valid. For this reason, bending deformation is performed between 300 and 470 ° C. with tensile stress applied to the steel sheet, and nucleation of a large number of bainite and / or bainitic ferrite is promoted.
  • the stress at this time is 3 to 100 MPa with the rolling direction as the tensile axis. If the applied stress is less than 3 MPa, the effect of promoting nucleation is not recognized, so this is the lower limit.
  • the load stress is more preferably 5 MPa or more, and further preferably 7 MPa or more.
  • the load stress is set to 100 MPa or less.
  • the load stress is more preferably 70 MPa or less, and further preferably 50 MPa or less.
  • the bending radius is preferably set to 650 mm or less.
  • the lower limit of the bending radius is not particularly set.
  • the bending radius is preferably 50 mm or more, and more preferably 100 mm or more. .
  • the number of bending processes is set to 1 or more, and more preferably, 2 or more times since nucleation is promoted as the degree of processing increases.
  • the upper limit of the number of times of processing is not particularly defined, it is difficult to perform bending processing of 20 times or more within the retention time in the temperature range, and the number of processing times is preferably 20 times or less.
  • an alloying treatment of the plated layer on the steel sheet surface may be further performed at a temperature of 470 to 620 ° C.
  • a Zn—Fe alloy formed by alloying the hot dip galvanized layer is formed on the surface, and a high-strength galvannealed steel sheet excellent in rust prevention is obtained.
  • the alloying treatment temperature is set to 470 ° C. or higher because alloying does not proceed sufficiently if it is less than 470 ° C. Further, when the alloying treatment temperature exceeds 620 ° C., coarse cementite is generated and the strength is remarkably lowered. Therefore, in the present invention, the temperature is set to 620 ° C. or less.
  • the alloying treatment temperature is more preferably 480 to 600 ° C., and further preferably 490 to 580 ° C.
  • the alloying treatment time is not particularly limited, but it is necessary to take 2 seconds or more in order to sufficiently advance alloying, and it is preferably 5 seconds or more. On the other hand, if the alloying treatment time exceeds 200 seconds, the plating layer may be over-alloyed and the characteristics may be deteriorated. Therefore, the treatment time is 200 seconds or less, preferably 100 seconds or less.
  • the alloying treatment is preferably performed immediately after immersion in the plating bath. However, after the immersion, the steel plate temperature may be allowed to cool to 150 ° C. or lower and then reheated to the alloying treatment temperature.
  • the average cooling rate when cooling to 150 ° C. or lower after the plating treatment is less than 0.5 ° C./s, coarse cementite is produced, and there is a concern that strength and / or ductility deteriorates.
  • the said average cooling rate shall be 0.5 degree-C / s or more, and it is more preferable to set it as 1.0 degree-C / s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly defined, but a special cooling facility is required to obtain an average cooling rate exceeding 200 ° C./s. More preferably, it is s or less.
  • the timing of performing the above-described bainite transformation treatment may be before or after the alloying treatment.
  • reheating treatment may be performed for the purpose of tempering martensite during or after cooling.
  • the heating temperature at the time of reheating is preferably 200 ° C. or higher because tempering does not proceed sufficiently if it is lower than 200 ° C.
  • strength will deteriorate remarkably when heating temperature exceeds 620 degreeC, it is preferable to set it as 620 degrees C or less, and it is more preferable to set it as 550 degrees C or less.
  • the high strength hot dip galvanized steel sheet or the high strength alloyed hot dip galvanized steel sheet cooled to room temperature is subjected to cold rolling with a rolling reduction of 3.00% or less for shape correction. It doesn't matter.
  • the manufacturing method of this invention is not limited to the example mentioned above.
  • Such a film made of phosphorus oxide and / or composite oxide containing phosphorus can function as a lubricant when processing the steel sheet, and protects the plating layer formed on the surface of the base steel sheet. Can do.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength galvannealed steel sheet with excellent mechanical cutting characteristics according to the present invention, as described above, in the steel component, steel sheet structure, steel sheet surface layer portion A configuration in which the thickness of the decarburized layer and the size of the oxide are defined within an appropriate range is adopted. That is, when the retained austenite phase is contained in the steel sheet structure in a predetermined amount or more, the work hardening ability is enhanced, and the strength and ductility of the steel sheet can be improved, while the amount of solute carbon in the retained austenite phase is limited and the average particle size is increased.
  • the mechanical cutting characteristics (punching workability) at the time of processing the steel sheet are improved. Furthermore, the adhesiveness of a plating layer improves by restrict
  • the steel components are within an appropriate range, hot rolling and cold rolling, and annealing conditions after rolling.
  • the method of restricting to a predetermined range is adopted.
  • the thickness of the decarburized layer, the average particle diameter of the oxide, and the average density in the steel sheet surface layer portion can be limited to a predetermined range, the adhesion of the plating layer can be improved. Therefore, it is possible to produce a high-strength hot-dip galvanized steel sheet and a high-strength galvannealed steel sheet that can obtain excellent ductility and mechanical cutting characteristics while ensuring a maximum tensile strength of 900 MPa or more as described above. Become.
  • the high strength hot dip galvanized steel sheet, the high strength alloyed hot dip galvanized steel sheet and the manufacturing method thereof, which are excellent in mechanical cutting characteristics of the present invention, and the production method thereof, particularly in the automobile field, are associated with safety associated with the enhancement of the strength of the vehicle body. It is possible to fully enjoy merits such as improvement of workability and workability at the time of member processing, and its social contribution is immeasurable.
  • Step structure First, the structure of the steel sheet of each experimental example was observed using a scanning electron microscope (SEM), and the structure fraction of the steel sheet and the average distance and average particle diameter of the residual austenite phase were measured. 9-13.
  • SEM scanning electron microscope
  • the identification of ferrite, martensite, pearlite, cementite, bainite, austenite and the remaining structure, the observation of the existing position and the measurement of the area ratio are carried out using the Nital reagent and the reagent disclosed in JP-A-59-219473.
  • the steel sheet in the rolling direction cross section or the cross section in the rolling direction perpendicular direction was corroded, and the 1/4 thickness position of the plate thickness was observed at 1000 to 10,000 times.
  • the amount of solid solution carbon in the retained austenite phase was determined by performing an X-ray diffraction test under the same conditions as the measurement of the area fraction of the retained austenite phase described above to obtain the lattice number a of the retained austenite phase. ).
  • Decarburized layer thickness, average oxide density and average particle size in steel sheet surface layer The thickness of the decarburized layer in the surface layer of the steel sheet is measured by measuring the thickness of the decarburized layer at three or more locations in one steel sheet by finishing the section of the plate thickness parallel to the rolling direction of each steel sheet to a mirror surface and observing it using FE-SEM The average value was taken as the thickness of the decarburized layer.
  • the oxide in the surface layer portion of the steel plate first, as in the above, the plate thickness cross section parallel to the rolling direction is finished to a mirror surface and observed using FE-SEM, and then the decarburized layer is observed for 7 ⁇ m for 2 minutes. By counting the number of oxides, the oxide density was measured, and the results are shown in Tables 9 to 13 below. Regarding the size of this oxide, the average equivalent particle diameter was obtained by averaging the equivalent circle diameters of 100 to 1000 randomly selected oxide particles.
  • plating peeling test JIS, which evaluates plating adhesion at the time of processing where compressive stress is applied to the steel sheet for the steel sheet produced by the above procedure.
  • Metal material bending test method described in Z2248, a plating peeling test was performed. Specifically, as disclosed in the document “Hot-dip galvanized steel sheet manual, p53-55”, after performing a 60 ° V-shaped bending test using each steel plate, a tape was applied to the inside of the bent portion. Then, the tape was peeled off. Then, the plating adhesion was evaluated from the peeling state of the plating layer peeled off with the tape, and the results are shown in Tables 9 to 13 below.
  • the nominal stress at the point where the nominal strain 3% is 7% is read from the test result of the tensile strength, and the nominal stress and the nominal strain are converted into the true stress and the true strain, respectively. It calculated
  • required according to following Formula ⁇ n log ((sigma) 7% / (sigma) 4% ) / log ((epsilon) 7% / (epsilon) 4% )].
  • the steel sheet having a uniform elongation of less than 7% was determined according to the above formula from the two points of the nominal strain of 3% and the point of maximum tensile stress.
  • High-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet are the volume fraction of the ferrite phase and residual austenite phase in the steel sheet structure, the amount of solute carbon in the residual austenite phase, the average particle diameter, and the average distance between particles, All of the thickness of the decarburized layer in the surface layer portion of the steel sheet, the average particle diameter and average density of the oxide, and the work hardening coefficient (n value) were within the range specified in claim 1 of the present invention.
  • These steel sheets of the present invention are excellent in appearance characteristics and peeling characteristics of the plating surface, are excellent in yield stress, tensile strength, total elongation, and n-value tensile characteristics, and all have a limit punching number of 650 times. As described above, it can be seen that the machine cutting characteristics are excellent. Therefore, from these evaluation results, the high-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength galvannealed steel sheet according to the present invention have excellent ductility and mechanical cutting characteristics at the same time while ensuring a maximum tensile strength of 900 MPa or more. It became clear that they would have both.
  • the hot-dip galvanized steel sheet and the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of the comparative example do not satisfy any of the steel components and production conditions specified in the present invention, and the steel sheet characteristics specified in the present invention Either is not satisfied.
  • the comparative example as described below, any item of each tensile property, or any item of the steel sheet appearance and plating peeling property cannot satisfy the target property. became.
  • the retention time at 300 to 470 ° C. in the annealing process greatly exceeded the specified range of the present invention, and the amount of solute carbon in the retained austenite phase greatly exceeded the specified range of the present invention. Since it exceeds the limit, the limit punching number is as low as 400 times, which indicates that the mechanical cutting characteristics are inferior.
  • the hot dip galvanized steel sheet of Experimental Example 12 is an atmosphere in which the partial pressure ratio ⁇ P (H 2 O) / P (H 2 ) ⁇ of water vapor and hydrogen in the reduction zone in the annealing process is zero and almost no water vapor is contained.
  • a decarburized layer is not generated in the steel plate surface layer portion.
  • the average particle diameter of the oxide is large, the density of the oxide is low. Since the thickness of the decarburized layer, the average particle diameter of the oxide, and the density of the oxide all deviate from the specified range of the present invention, the limit punching number is extremely low, 300 times, and the mechanical cutting characteristics are inferior. I understand that.
  • the maximum heating temperature of the slab in the hot rolling process is lower than the specified range of the present invention, and as a result, the n value is 0.076, which is lower than the specified range of the present invention. This shows that the ductility is inferior.
  • the average cooling rate in the hot rolling process is lower than the specified range of the present invention, and both the average particle diameter of the retained austenite phase and the average distance between the particles are specified by the present invention. It is out of range. For this reason, the limit punching frequency is as low as 600 times, which indicates that the mechanical cutting characteristics are inferior.
  • the cooling stop temperature in the hot rolling process is below the specified range of the present invention, and both the average particle diameter of the retained austenite phase and the average distance between the particles are defined by the present invention. It is out of range. For this reason, the limit number of times of punching is as low as 350 times, which indicates that the mechanical cutting characteristics are inferior.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example 48 is an example in which the peeling of the plating occurred in the plating peeling test because the treatment time when applying the alloying treatment to the plated layer after the plating process was extremely long. .
  • the average cooling rate at 750 to 650 ° C. in the annealing process is lower than the specified range of the present invention, and the volume fraction of the bainite phase and bainitic ferrite phase in the steel sheet structure is On the other hand, the martensite phase, the tempered martensite phase, the retained austenite phase and other phases are not formed. For this reason, it turns out that the yield stress and the tensile strength are low and the strength characteristics are inferior.
  • the average cooling rate after the plating step is lower than the specified range of the present invention, so the volume fraction of the retained austenite phase in the steel sheet structure is lower than the specified range of the present invention.
  • the volume fraction of other tissues is high.
  • the average distance between the grains of the retained austenite phase exceeds the specified range of the present invention. For this reason, it turns out that a yield stress, tensile strength, and total elongation become low, and it turns out that it is inferior to an intensity
  • the rolling completion temperature in the hot rolling process exceeds the specified range of the present invention, so that both the average particle diameter and the average inter-particle distance of the retained austenite phase are The specified range is exceeded.
  • the limit punching frequency is as low as 250 times, which indicates that the mechanical cutting characteristics are inferior.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example 72 has a volume fraction of retained austenite phase in the steel sheet structure because the processing temperature when the alloying process is performed on the plated layer after the plating process exceeds the specified range of the present invention. Is below the specified range of the present invention, while the volume fraction of other tissues is high. Moreover, while the amount of solid solution carbon in a residual austenite phase is less than the prescription
  • the retention time at 300 to 470 ° C. in the annealing process exceeds the specified range of the present invention, and the amount of solute carbon in the retained austenite phase falls within the specified range of the present invention. Since it is greatly exceeded, it can be seen that the limit punching number is as low as 350 times, and the mechanical cutting characteristics are inferior.
  • the retention time at 300 to 470 ° C. in the annealing process is below the specified range of the present invention, and the volume fraction of the retained austenite phase is below the specified range of the present invention. Since the volume fraction of the martensite phase is high, the amount of dissolved carbon in the retained austenite phase is below the specified range of the present invention, and the average distance between particles exceeds the specified range of the present invention. Yes. For this reason, it turns out that an n value is as low as 0.060 and it is inferior to a machine cutting characteristic.
  • the hot-dip galvanized steel sheets of Experimental Examples 121 to 123 are examples in which chemical components deviate from a predetermined range.
  • Experimental Example 121 since the C amount is less than the lower limit specified in the present invention, a large amount of ferrite phase is generated in the steel sheet structure, resulting in low tensile strength and inferior strength characteristics. I understand that.
  • Experimental Example 122 since the amount of C exceeds the upper limit defined in the present invention, a large amount of retained austenite phase is generated in the steel sheet structure, resulting in a low n value and poor ductility. Recognize.
  • Experimental Example 123 since the amount of Mn is less than the lower limit specified in the present invention, a large amount of ferrite phase is generated in the steel sheet structure, resulting in low tensile strength and poor strength characteristics. Recognize.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example 124 is an example in which the tension in the temperature range of 300 to 470 ° C. exceeded the specified range of the present invention in the annealing process.
  • the thickness of the steel sheet after the annealing process is reduced compared to the thickness of the steel sheet before the annealing process, and the experiment is stopped without obtaining a predetermined thickness accuracy.
  • Experimental example 125 is an example in which the content of Si was large and the steel plate was broken in the cold rolling process, and the experiment was stopped.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel plate of Experimental Example 126 has a low Si content, and oxide generation at the surface layer portion of the steel sheet is not appropriate, and the oxide density deviates from the specified range of the present invention. For this reason, the limit punching number is as extremely low as 400 times, which indicates that the mechanical cutting characteristics are inferior.
  • Experimental example 127 is an example in which the content of Mn is large and the slab breaks between the completion of casting and the hot rolling process, and the experiment is stopped.
  • Experimental example 128 is an example in which the content of Al is large and the portions welded to the front and rear steel plates in the annealing process are broken and the experiment is stopped.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet and the high-strength galvannealed steel sheet excellent in mechanical cutting characteristics of the present invention have excellent ductility while ensuring high strength of a tensile maximum strength of 900 MPa or more. It is clear that it has high machine cutting characteristics without deteriorating processing equipment and the like.
  • the present invention for example, in the use of a member obtained by forming a steel sheet by press working or the like, excellent ductility and mechanical cutting characteristics can be obtained while ensuring a high tensile strength of 900 MPa or more. Strength and workability can be obtained simultaneously.
  • the present invention for example, by applying the present invention to the field of automobile members, etc., it is possible to fully enjoy merits such as improved safety associated with increased strength of the vehicle body and improved workability during the manufacture of members. And its social contribution is immeasurable.

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Abstract

引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら高い延性が得られ、機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板等を提供する。適正範囲の成分組成とされた鋼板の表面にめっき層を有する板厚０．６～５．０ｍｍの高強度溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板組織が、体積分率で４０～９０％のフェライト相および３％以上の残留オーステナイト相を含み、残留オーステナイト相は、固溶炭素量が０．７０～１．００％、平均粒子径が２．０μｍ以下、粒子間の平均距離が０．１～５．０μｍであり、鋼板表層部における脱炭層の厚さが０．０１～１０．０μｍ、前記鋼板表層部に含まれる酸化物の平均粒子径が３０～１２０ｎｍで平均密度が１．０×１０１２個／ｍ２以上であり、さらに、３～７％の塑性変形時における加工硬化係数（ｎ値）が平均で０．０８０以上である。

Description

機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
　本発明は、機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法に関するものである。
　近年、自動車等に用いられる鋼板に対する高強度化の要求が高まってきており、特に、衝突安全性等の向上を目的として、引張最大応力が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板も用いられるようになってきている。
　一般に、鋼板の成形性は、高強度化に伴って劣化することから、高強度化しても成形性が劣化しない、即ち、成形性の良好な高強度鋼板の開発が進められている。例えば、特許文献１に記載の鋼板においては、鋼板組織をフェライトおよびマルテンサイトより成る組織とし、高強度でありながら高い伸びを確保している。さらに、特許文献２に記載された、フェライト、残留オーステナイトおよびベイナイト組織から成る鋼板は、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用することで、さらなる高延性が得られている。また、これら特許文献１、２に記載されたような鋼板は、衝突エネルギー吸収能にも優れていることから、自動車用構造部材として多くの部材に使用されている。
　一方で、従来の高強度鋼板においては、上述の成形上の課題に加えて、鋼板の高強度化に伴い、これら鋼板を加工する装置の劣化が問題となっている。例えば、シャー切断や打ち抜き加工においては、高強度鋼板に加工を施すことから、シャー刃や打ち抜き工具の磨耗や刃こぼれといった問題が顕在化し、工具寿命の低下が問題となっている。また、これらの加工を行う際は、切断や打ち抜き荷重も大きいことから、装置の能力向上も必須となる。
　機械切断や打ち抜き時の切断過程は、鋼板の塑性変形の過程、シャーやポンチと鋼板との接触位置、ダイと鋼板との接触位置での亀裂形成過程、さらには、これら亀裂が伝播－連結する過程の、３つの過程に分けることが出来る。上述のような塑性変形の過程や亀裂伝播過程は、室温や通常の加工（歪）速度での延性破壊に分類されることから、鋼板強度の増加とともに、亀裂伝播に要するエネルギーも増大する。この結果、高強度化に伴う切断荷重の増加は避けられないものとなっている。
　上述のような、機械加工の際の切断性や被削性を改善した鋼板として、例えば、特許文献３、４に記載の鋼板が知られている。特許文献３、４に記載の鋼板は、鋼中に、Ｐｂ、Ｓ、Ａｌを所定量添加して、ＭｎＳ系の硫化物やＡｌ２Ｏ３を分散させることで、切削加工時の被削性を向上させたものである。特許文献３、４によれば、鋼中にＭｎＳやＡｌ２Ｏ３といった変形能の乏しい介在物を分散させ、切削加工時にこれら介在物を破壊させることで、被削性を向上させている。しかしながら、特許文献３、４の鋼板は、鋼中の全体にわたって多量の介在物（ＭｎＳ系の硫化物、Ａｌ２Ｏ３）を含むことから、プレス成形や穴拡げ加工に代表される自動車用鋼板として必要不可欠な成形性に劣るため、プレス成形を行う部材への適用が難しいという問題があった。加えて、Ｐｂの添加は、環境問題の観点からも好ましくないという問題があった。
　これに対し、特許文献５においては、鋼板の表層のみに酸化物を分散させた鋼板が開示されている。特許文献５に記載の技術によれば、鋼板中にＳｉやＡｌを添加するとともに、熱間圧延時に高温巻き取りを行うか、あるいは、熱延鋼板に付加的な処理を施すことで、鋼板表層にＳｉやＭｎの酸化物を形成させ、機械切断や打ち抜き加工等の加工性を向上させるというものである。
　しかしながら、特許文献５に記載されたような一連の反応においては、熱延段階で付加的な熱処理を行うことで、亀裂形成を促進する酸化物を分散させることから、冷間圧延のような大きな塑性変形を行う工程においても亀裂形成を促進し、板破断を誘発しやすくなる虞がある。加えて、機械加工性の向上が可能となる多量の酸化物を形成させると、より強加工を伴う冷延加工の際に、酸化物を起点に亀裂が形成されるか、あるいは、圧延時に酸化物が剥離して鋼板とロール間に噛み込まれることで、鋼板表面の疵の原因になるという問題がある。また、特許文献５においては、切断時の機械切断特性向上を意図した構成とはされていない。
　また、特許文献６では、質量％で、Ｃ：０．０７～０．２５％、Ｓｉ：０．３～２．５０％、Ｍｎ：１．５～３．０％、Ｔｉ：０．００５～０．０７％、Ｂ：０．０００１～０．０１％、Ｐ：０．００１～０．０３％、Ｓ：０．０００１～０．０１％、Ａｌ：０．６０％以下、Ｎ：０．０００５～０．０１００％、Ｏ：０．０００５～０．００７％を含有する鋼成分を有し、鋼板組織が主としてフェライトおよびマルテンサイトからなる鋼板の表層において、鋼板の表層４μｍ以下の結晶粒界、もしくは、結晶粒内のいずれか一方、あるいは両方に、Ｓｉを含有する酸化物を２×１０６（個／ｍｍ２）以上の分布で含有する高強度冷延鋼板が提案されている。特許文献６に記載の高強度冷延鋼板によれば、引張最大強度９００ＭＰａ以上を確保するとともに、機械切断特性に優れているとされている。しかしながら、特許文献６に記載の高強度冷延鋼板では、延性が不十分であり、複雑な形状の部材を成形することは困難であるという問題がある。
特開昭５７－１４３４３５号公報 特開平０１－２３０７１５号公報 特開昭５９－２０５４５３号公報 特開昭６２－２３９７０号公報 特許第３８７０８９１号公報 特開２０１１－１１１６７３号公報
　本発明は上記問題に鑑みてなされたものであり、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら高い延性が得られ、機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者等は、上記問題を解決するために鋭意検討を行った。その結果、鋼成分、圧延条件、および、圧延後の焼鈍条件等を適正化することにより、鋼板組織における残留オーステナイト相の割合を所定以上に制御しながら、該残留オーステナイト相に含まれる固溶炭素量や平均粒子径、粒子間平均距離を所定範囲に制限し、さらに、鋼板表層部における脱炭層の厚さ、酸化物の平均粒径および平均密度を所定範囲に制限できることを知見した。このように、高強度溶融亜鉛めっき鋼板において、鋼板組織中の残留オーステナイト相を適正化することにより、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保しながら優れた延性と機械切断特性が得られることを見出すとともに、さらに、鋼板表層部における脱炭層の厚さや酸化物のサイズ等を適正化することにより、めっき層の密着性が高められることを見出し、本発明を完成させた。
　即ち、本発明の要旨は以下のとおりである。
　［１］　質量％で、Ｃ：０．０７５～０．４００％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：０．８０～３．５０％、Ｐ：０．０００１～０．１００％、Ｓ：０．０００１～０．０１００％、Ａｌ：０．００１～２．００％、Ｎ：０．０００１～０．０１００％、Ｏ：０．０００１～０．０１００％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板の表面にめっき層を有する板厚０．６～５．０ｍｍの高強度溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板の表面から板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、鋼板組織が、少なくとも体積分率で４０～９０％のフェライト相、および、３％以上の残留オーステナイト相を含み、前記残留オーステナイト相は、相中における固溶炭素量が０．７０～１．００％であり、平均粒子径が２．０μｍ以下であるとともに、粒子間の平均距離が０．１～５．０μｍであり、鋼板表層部における脱炭層の厚さが０．０１～１０．０μｍであり、前記鋼板表層部に含まれる酸化物の平均粒子径が３０～１２０ｎｍであるとともに、その平均密度が１．０×１０１２個／ｍ２以上であり、さらに、３～７％の塑性変形時における加工硬化係数（ｎ値）が平均で０．０８０以上であることを特徴とする機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［２］　さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１～０．１５０％、Ｎｂ：０．００１～０．１００％、Ｖ：０．００１～０．３００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［３］　さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～２．００％、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、Ｗ：０．０１～２．００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記［１］または［２］に記載の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［４］　さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１～０．０１００％含有することを特徴とする上記［１］～［３］の何れかに記載の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［５］　上記［１］～［４］の何れかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層が合金化されてなることを特徴とする機械切断特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
　［６］　質量％で、Ｃ：０．０７５～０．４００％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：０．８０～３．５０％、Ｐ：０．０００１～０．１００％、Ｓ：０．０００１～０．０１００％、Ａｌ：０．００１～２．００％、Ｎ：０．０００１～０．０１００％、Ｏ：０．０００１～０．０１００％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物の化学成分を有するスラブを、直接または一旦冷却した後に１１８０℃以上に加熱し、８５０～９５０℃を圧延完了温度とする熱間圧延を施した後に、５００～６５０℃まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で急冷した後、コイルに巻き取り、４００℃まで１．０時間以上かけて徐冷する熱延工程と、前記熱延工程に次いで酸洗した後、合計の圧下率を３０～７５％とする冷間圧延を行う冷延工程と、前記冷延工程後の鋼板を、６００～７５０℃間の平均加熱速度を２０℃／ｓ以下として、７５０℃以上まで加熱し、次いで、７５０～６５０℃間の平均冷却速度を１．０～１５．０℃／ｓとして冷却し、６５０℃からの平均冷却速度を３．０℃／ｓ以上として冷却し、３００～４７０℃の温度域において２０～１０００秒停留させながら、該温度域において５～１００ＭＰａの張力をかけつつ、曲げ半径を８００ｍｍ以下とする曲げ加工を１回以上施す焼鈍工程と、前記焼鈍工程の後、めっき浴温度：４５０～４７０℃、めっき浴進入時の鋼板温度：４３０～４９０℃、めっき浴中における有効Ａｌ量：０．０１～０．１８質量％の条件で鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬することにより、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施してめっき層を形成するめっき工程と、前記めっき工程後に、１５０℃以下まで平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却する冷却工程と、を備え、前記焼鈍工程は、予熱バーナーに用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積と、単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積との比である空気比：０．７～１．２とされた条件の予熱帯において、４００～８００℃の鋼板温度に加熱しながら通板させることで鋼板表層部に酸化物を生成させ、次いで、水蒸気（Ｈ２Ｏ）と水素（Ｈ２）との分圧比Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）：０．０００１～２．０とされた還元帯において７５０℃以上まで加熱することにより、前記予熱帯において生成させた前記酸化物を還元した後に冷却を行うことを特徴とする機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　［７］　上記［６］に記載の方法で熱延工程、冷延工程、焼鈍工程、めっき工程までを行った後、さらに、前記めっき工程で形成されためっき層に４７０～６２０℃の温度で合金化処理を施すことを特徴とする機械切断特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　なお、本発明において規定する加工硬化係数（ｎ値）とは、絞り加工性（延性）の目安となる特性値であり、降伏点以上の塑性域における応力σとひずみεとの関係を近似させた時の指数ｎのことを言う。この際の近似式としては、材料にもよるが、例えば、最も単純なσ＝Ｃεｎのｎ乗硬化則の他、鉄鋼材料に最適なＳｗｉｆｔの式等を用いることができる。このｎ値が大きいほど、局部収縮発生までの延びが大きいことから延性が向上する一方、ｎ値が小さい方が機械切断特性は向上するという特性がある。
　本発明の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板によれば、上記の如く、鋼成分、鋼板組織、鋼板表層部における脱炭層の厚さ並びに酸化物のサイズ等を適正範囲に規定した構成を採用している。即ち、鋼板組織中に残留オーステナイト相が所定以上含まれることで加工硬化能が高められ、鋼板の強度および延性を向上できる一方、残留オーステナイト相中の固溶炭素量を制限するとともに平均粒子径を抑えて密度を高めることにより、鋼板を加工する際の機械切断特性（打ち抜き加工性）が向上する。さらに、鋼板表層部における脱炭層の厚さ、並びに、酸化物の平均粒子径および平均密度を制限することにより、めっき層の密着性が向上する。従って、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保しながら、優れた延性と機械切断特性が得られる高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が実現できる。
　また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法によれば、鋼成分を適正範囲とし、熱間圧延および冷間圧延、並びに、圧延後の焼鈍条件を所定範囲に制限する方法を採用している。これにより、鋼板組織における残留オーステナイト相の割合を所定以上に制御するとともに、該残留オーステナイト相に含まれる固溶炭素量を制限しながら、平均粒子径や粒子間平均距離を所定範囲に制限することができるので、鋼板の強度および延性、並びに機械切断特性を向上させることが可能となる。さらに、鋼板表層部における脱炭層の厚さ、酸化物の平均粒子径および平均密度を所定範囲に制限することができることから、めっき層の密着性を向上させることが可能となる。従って、上述のような、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保しながら、優れた延性と機械切断特性が得られる高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが可能となる。
　従って、本発明の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法を、特に自動車分野に適用することにより、車体の強度増強に伴う安全性の向上や、部材加工時の加工性の向上等のメリットを十分に享受することができ、その社会的貢献は計り知れない。
　以下、本発明の実施形態である機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法について説明する。なお、本実施形態は、本発明の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り本発明を限定するものではない。なお、以下の説明においては、特に指定の無い限り、「％」は「質量％」を表す。
［高強度溶融亜鉛めっき鋼板］
　本実施形態の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板（以下、単に高強度溶融亜鉛めっき鋼板と略称することがある）は、質量％で、Ｃ：０．０７５～０．４００％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：０．８０～３．５０％、Ｐ：０．０００１～０．１００％、Ｓ：０．０００１～０．０１００％、Ａｌ：０．００１～２．００％、Ｎ：０．０００１～０．０１００％、Ｏ：０．０００１～０．０１００％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板の表面にめっき層を有してなる。また、本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、板厚０．６～５．０ｍｍである。また、本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板の表面から板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、鋼板組織が、少なくとも体積分率で４０～９０％のフェライト相、および、３％以上の残留オーステナイト相を含み、この残留オーステナイト相は、相中における固溶炭素量が０．７０～１．００％であり、平均粒子径が２．０μｍ以下であるとともに、粒子間の平均距離が０．１～５．０μｍとされている。さらに、本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板表層部における脱炭層の厚さが０．０１～１０．０μｍであり、鋼板表層部に含まれる酸化物の平均粒子径が３０～１２０ｎｍであるとともに、その平均密度が１．０×１０１２個／ｍ２以上とされている。そして、本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、３～７％の塑性変形時における加工硬化係数（ｎ値）が平均で０．０８０以上とされている。
　ここで、鋼板の表面から板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲とは、鋼板の表面から板厚の１／４を中心とした１／８厚～鋼板の表面から板厚の１／４を中心とした３／８厚の範囲をいう。また、この範囲の組織に注目しているのは、この範囲の組織は鋼板表層部の脱炭層を除いた鋼板全体の組織を代表するものであると考えてよいからである。すなわち、１／８厚～３／８厚の範囲で上記のような鋼板組織であれば、鋼板表層部の脱炭層を除いた鋼板全体が上記のような組織であると判断できるからである。
　本発明者等は、引張最大強度が９００ＭＰａ以上である高強度溶融亜鉛めっき鋼板において、優れた延性を確保しながら、高い機械切断特性を実現するために鋭意研究を重ねた。この結果、まず、鋼成分を適正範囲に制限するとともに、圧延条件、および、圧延後の焼鈍条件を後述の適正範囲とすることで、鋼板組織における残留オーステナイト相の割合を所定以上に制御し、かつ、残留オーステナイト相に含まれる固溶炭素量を制限しながら、平均粒子径や粒子間平均距離を所定範囲に制限することが出来ることを見出した。これにより、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の延性と機械切断特性の両方を向上させることが可能となることを突き止めた。
『鋼鈑板厚』
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の板厚は０．６～５．０ｍｍである。板厚が０．６ｍｍ未満では鋼板の形状を平坦に保つことが困難であり、適当ではない。したがって、板厚は０．６ｍｍ以上であることが好ましい。また、５．０ｍｍを超えると曲げ加工に伴うひずみが入らず、ベイナイトの微細分散化が困難となり、所定の鋼板組織を生成することが困難になる。したがって、板厚は５．００ｍｍ以下であることが好ましい。
『鋼板組織』
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の鋼板組織は、鋼板の表面から板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、鋼板組織が、少なくとも体積分率で４０～９０％のフェライト相、および、３％以上の残留オーステナイト相を含む。また、残留オーステナイト相は、相中における固溶炭素量が０．７０～１．００％であり、平均粒子径が２．０μｍ以下であるとともに、粒子間の平均距離が０．１～５．０μｍである。
「残留オーステナイト相」
　残留オーステナイト相は加工硬化能を高め、強度および延性を向上させる組織であり、本発明においては、残留オーステナイト相の体積分率は３％以上とする。また、延性をさらに高めるためには、残留オーステナイト相の体積分率を５％以上とすることがより好ましく、７％以上とすることがさらに好ましい。一方、３０％を超える残留オーステナイト相を得るには、ＣやＭｎ等のオーステナイト安定化元素を多量に添加する必要があり、溶接性が著しく劣化してしまう。したがって、本発明では、残留オーステナイト相の体積分率を３０％以下とすることが好ましい。また、溶接性の観点から、残留オーステナイト相の体積分率は２５％以下であることが好ましく、２０％以下であることがさらに好ましい。
　なお、残留オーステナイトの体積分率は、鋼板の板面に平行かつ鋼板の表面から板厚の１／４の面を観察面としてＸ線解析を行い、面積分率を算出し、それを持って１／８厚～３／８厚における残留オーステナイトの体積分率とみなすことができる。なお、観察面は鋼板の板面に平行であれば、鋼板の表面から板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲の任意の位置に設定しても構わない。
　残留オーステナイト相による機械切断特性の劣化を抑えるには、加工によって変態した後のマルテンサイトの強度を抑制するとともに、残留オーステナイト相の固溶炭素量を制限して軽度の加工によって容易に変態するようにし、かつ、残留オーステナイト相の平均粒子径を抑えて密度を高めることにより、機械切断に対して容易に破断する鋼板となる。
　また、残留オーステナイト相に固溶する元素量は、残留オーステナイト相の安定性を決定し、残留オーステナイト相が硬質なマルテンサイトへ変態するために必要なひずみ量を変化させる。このため、残留オーステナイト相の固溶元素量を制御することで加工硬化挙動を制御し、形状凍結性、延性および引張強度を大きく向上させることが可能である。
　残留オーステナイト相中における固溶炭素量は１．００％以下とする。残留オーステナイト相中の固溶炭素量が１．００％を超えると、残留オーステナイト相が過度に安定となる。このような鋼板を切断すると、周辺のフェライト組織の延性が著しく劣化した後にマルテンサイトへ変態し、フェライトとマルテンサイトの界面が容易に剥離するため好ましくない。また、残留オーステナイト相をマルテンサイトに効率的に変態させるには、残留オーステナイト相中の固溶炭素量は０．９６％以下であることが好ましい。一方、残留オーステナイト相中の固溶炭素量が０．７０％を下回ると、焼鈍工程後に室温まで冷却する過程でマルテンサイト変態が始まり、残留オーステナイト相の体積分率が確保できないため、固溶炭素量は０．７０％以上とする。また、十分な量の残留オーステナイト相を得るには、固溶炭素量は０．７５％以上であることが好ましく、０．８０％以上であることがより好ましい。
　なお、残留オーステナイト相中の固溶炭素量（Ｃγ）は、残留オーステナイト相の面積分率の測定と同じ条件でＸ線回折試験を行い、残留オーステナイト相の格子状数ａを求め、下記式（１）を用いて求めることができる。式（１）は、文献「Scripta Metallurgica et Materialia,vol.24,1990,p509-514」に開示されたものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　また、固溶炭素量の測定方法は上記の手法に限らない。例えばＥＭＡ法や三次元アトムプローブ（３Ｄ－ＡＰ）を用いた直接観察を行って、各種元素の濃度を測定しても良い。
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の鋼板組織に含まれる残留オーステナイト相は、相中における固溶炭素量が０．７０～１．００％であり、平均粒子径が２．０μｍ以下であるとともに、粒子間の平均距離が０．１～５．０μｍである。
　残留オーステナイト相の結晶粒径が粗大であると、オーステナイトを起点とした割れが発生する。このため、本発明では、残留オーステナイト相の平均粒子径を２．０μｍ以下に規定する。また、残留オーステナイト相の平均粒子径は、１．５μｍ以下とすることがより好ましく、１．２μｍ以下とすることがさらに好ましい。なお、残留オーステナイト相の平均粒子径の下限は特に定めないが、巨大ひずみを加える圧延機や急速加熱装置などの特殊な設備が必要となり、コストが大幅に上昇することから、０．１μｍ以上とすることが好ましい。
　また、残留オーステナイト相の結晶粒間の距離が過度に離れていると、オーステナイト粒間に粗大な割れが発生し、切断性が劣化することから、切断性の向上には、オーステナイト粒間距離を小さくして、微小な割れを多数発生させる必要がある。このため、本発明では、残留オーステナイト相の粒子間の平均距離を５．０μｍ以下に規定する。また、残留オーステナイト相の粒子間の平均距離は、３．５μｍ以下とすることがより好ましく、２．５μｍ以下とすることがさらに好ましい。一方、残留オーステナイト相の結晶粒間の距離が過度に狭まると、一つのオーステナイト粒またオーステナイト粒が変態して生成したマルテンサイトにより生じた亀裂が、隣接するオーステナイト粒またはオーステナイト粒が変態して生成したマルテンサイトに容易に伝播するため、複数のオーステナイト粒が集まって事実上一つのオーステナイト粒として働くことになる。個々のオーステナイトが個別に活動するためには、残留オーステナイト相の粒子間の平均距離を０．１μｍ以上とする必要がある。また、残留オーステナイト相の粒子間の平均距離は、０．３μｍ以上とすることがより好ましく、０．５μｍ以上とすることがさらに好ましい。
　なお、残留オーステナイト相の結晶粒は、圧延方向に平行でかつ板面に垂直な断面であって、鋼板の表面から板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用い、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｈ－Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法による高分解能結晶方位解析を行うことで評価することができる。例えば、測定ステップを０．１μｍとし、鉄ＦＣＣの回折パターンを示す点が１０点以上集合し、かつ互いの結晶方位差が１０°未満である領域を残留オーステナイトの結晶粒とする。そして、粒子間の平均距離については、｛粒子間の平均距離Ｌ＝（［観察面積］／［結晶粒の個数］）１／２｝とし、１００００μｍ２以上の範囲において測定するか、あるいは１５０個以上の残留オーステナイト結晶粒を含む範囲において測定することができる。また、平均粒子径については、ランダムに選んだ３０～３００個の残留オーステナイト結晶粒において各結晶粒の面積を求め、円相当径として粒径を得ることで測定することができる。
「ミクロ組織」
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の鋼板組織は、上述の残留オーステナイト相の他に、体積分率で、フェライト相：４０～９０％、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相：５０％以下、焼戻しマルテンサイト相：５０％以下、フレッシュマルテンサイト相：１５％以下を有することが好ましい。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、このような鋼板組織を有することにより、より優れた成形性を有する鋼板となる。
（フェライト相）
　フェライト相は、延性の向上に有効な組織であり、鋼板組織中において体積分率で４０～９０％含まれていることが好ましい。鋼板組織中のフェライト相の体積分率が４０％未満である場合、十分な延性が得られないおそれがある。また、鋼板組織中に含まれるフェライト相の体積分率は、延性の観点から４５％以上含まれることがより好ましく、５０％以上含まれることがさらに好ましい。一方、フェライト相は軟質な組織であるため、体積分率が９０％を超えると十分な強度が得られない場合がある。また、鋼板の引張強度を十分に高めるには、鋼板組織中に含まれるフェライト相の体積分率を８５％以下とすることがより好ましく、７５％以下とすることがさらに好ましい。
（ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相）
　ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相は、強度と延性のバランスに優れた組織であり、鋼板組織中に体積分率で１０～５０％含まれていることが好ましい。また、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相は、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相、焼戻しマルテンサイト相および残留オーステナイト相の中間の強度を有するミクロ組織であり、伸びフランジ性の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。一方、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の体積分率が５０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化するため好ましくない。
（焼戻しマルテンサイト相）
　焼戻しマルテンサイト相は、引張強度を大きく向上させる組織であり、鋼板組織に体積分率で５０％以下含まれていてもよい。引張強度の観点から、焼戻しマルテンサイトの体積分率は１０％以上とすることが好ましい。一方、鋼板組織に含まれる焼戻しマルテンサイトの体積分率が５０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化するため好ましくない。
（フレッシュマルテンサイト相）
　フレッシュマルテンサイト相は、引張強度を大きく向上させる効果があるが、一方で、破壊の起点となって伸びフランジ性を大きく劣化させるため、鋼板組織中における体積分率で１５％以下に制限することが好ましい。また、伸びフランジ性を高めるには、鋼板組織中におけるフレッシュマルテンサイト相の体積分率を１０％以下とすることがより好ましく、５％以下とすることがさらに好ましい。
（その他のミクロ組織）
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の鋼板組織には、さらに、パーライト相および／または粗大なセメンタイト相等、上記以外の組織が含まれていてもよい。しかしながら、高強度鋼板の鋼板組織中にパーライト相および／または粗大なセメンタイト相が多くなると、延性が劣化するという問題が生じる。このことから、鋼板組織中に含まれるパーライト相および／または粗大なセメンタイト相の体積分率は、合計で１０％以下であることが好ましく、５％以下であることがより好ましい。
「鋼板組織の測定方法」
　本発明の高強度鋼板の鋼板組織に含まれる各組織の体積分率は、例えば、以下に示す方法によって測定できる。
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の鋼板組織に含まれるフェライト相、ベイニティックフェライト相、ベイナイト相、焼戻しマルテンサイト相およびフレッシュマルテンサイト相の体積分率の測定にあたっては、まず、鋼板の圧延方向に平行でかつ板面に垂直な断面を観察面として試料を採取する。そして、この試料の観察面を研磨、ナイタールエッチングし、鋼板の表面から板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡で観察して面積分率を測定し、それをもって体積分率と見なすことができる。
『化学成分組成』
　次に、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の化学成分（組成）について説明する。なお、以下の説明においては、特に指定の無い限り、「％」は「質量％」を表す。
「Ｃ：０．０７５～０．４００％」
　Ｃは、高強度鋼板の強度を高めるために含有される。しかしながら、Ｃの含有量が０．４００％を超えると溶接性が不十分となるので、０．４００％以下であることが好ましい。また、溶接性の観点からは、Ｃの含有量は０．２５０％以下であることが好ましく、０．２２０％以下であることがより好ましい。一方、Ｃの含有量が０．０７５％未満だと、強度が低下し、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが困難となる。この観点から、鋼板の強度をより一層高めるためには、Ｃの含有量は０．０８５％以上であることがより好ましく、０．１００％以上であることがさらに好ましい。
「Ｓｉ：０．０１～２．００％」
　Ｓｉは、鋼板における鉄系炭化物の生成を抑制し、強度と成形性を高める元素である。しかしながら、Ｓｉの含有量が２．００％を超えると、鋼板が脆化して延性が劣化し、冷間圧延が困難となる。延性の観点から、Ｓｉの含有量は１．８０％以下であることが好ましく、１．５０％以下であることがより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、脱炭層中に十分に酸化物を分散させることが困難となる。その観点からは、Ｓｉの下限値は０．２０％以上であることがより好ましく、０．５０％以上がさらに好ましい。
「Ｍｎ：０．８０～３．５０％」
　Ｍｎは、鋼板の強度を高めるために添加される。しかしながら、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると、鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じて、脆化が起こりやすくなり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすい。また、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えれば、溶接性も劣化する。したがってＭｎの含有量は、３．５０％以下とする必要がある。また、溶接性の観点からは、Ｍｎの含有量は３．００％以下であることがより好ましく、２．７０％以下であることがさらに好ましい。一方、Ｍｎの含有量が０．８０％未満だと、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されるため、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが難しくなることから、Ｍｎの含有量は０．８０％以上とする必要がある。また、強度をより高めるためには、Ｍｎの含有量は１．００％以上であることがより好ましく、１．３０％以上であることがさらに好ましい。
「Ｐ：０．０００１～０．１００％」
　Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。Ｐの含有量が０．１００％を超えると、溶接部が大幅に脆化するため、Ｐの含有量の上限は０．１００％とする。また、溶接部の脆化を避ける観点では、Ｐの含有量の上限は０．０３０％とすることがより好ましい。一方、Ｐの含有量を０．０００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うことから、０．０００１％を下限とする。また、製造コストをより低減する観点でのＰの含有量は０．００１０％以上であることが好ましい。
「Ｓ：０．０００１～０．０１００％」
　Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、Ｓの含有量の上限値を０．０１００％以下とする。またＳは、Ｍｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成し、延性や伸びフランジ性を低下させるため、０．００５０％以下とすることがより好ましく、０．００３０％以下とすることがさらに好ましい。一方、Ｓの含有量を０．０００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限値とする。また、製造コストをより低減する観点でのＳの含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．００１０％以上であることがさらに好ましい。
「Ａｌ：０．００１％～２．００％」
　Ａｌは、鉄系炭化物の生成を抑えて鋼板の強度および成形性を高める。しかしながら、Ａｌの含有量が２．００％を超えると、溶接性が悪化するため、Ａｌの含有量の上限を２．００％とする。また、この観点から、Ａｌの含有量は１．５０％以下とすることがより好ましく、１．２０％以下とすることがさらに好ましい。一方、Ａｌの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ａｌは原料中に微量に存在する不可避不純物であり、その含有量を０．００１％未満とするには製造コストの大幅な増加が伴うためにＡｌの含有量は０．００１％とする。またＡｌは、脱酸材としても有効な元素であるが、脱酸の効果を、より十分に得るためには、Ａｌ量は０．０１０％以上とすることがより好ましい。
「Ｎ：０．０００１～０．０１００％」
　Ｎは、粗大な窒化物を形成し、延性および伸びフランジ性を劣化させることから、その添加量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．０１００％を超えれば、その傾向が顕著となることから、Ｎの含有量の上限を０．０１００％とする。また、この観点から、Ｎの含有量は、０．００７０％以下とすることがより好ましく、０．００５０％以下とすることがさらに好ましい。また、Ｎは、溶接時のブローホール発生の原因になることから、その含有量が少ない方が良い。Ｎの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００１％未満にすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、０．０００１％以上とする。また、製造コストをより低減する観点でのＮの含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．００１０％以上であることがさらに好ましい。
「Ｏ：０．０００１～０．０１００％」
　Ｏは、酸化物を形成し、延性および伸びフランジ性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。Ｏの含有量が０．０１００％を超えると、伸びフランジ性の劣化が顕著となることから、Ｏの含有量の上限を０．０１００％とする。さらに、Ｏの含有量は０．００７０％以下であることがより好ましく、０．００５０％以下であることがさらに好ましい。また、Ｏの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｏの含有量を０．０００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限とする。また、製造コストをより低減する観点でのＯの含有量は、０．０００３％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがさらに好ましい。
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板においては、さらに、必要に応じて以下に示す元素を含む構成を採用しても良い。
「Ｃｒ：０．０１～２．００％」
　Ｃｒは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｃｒの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｃｒの含有量は２．００％以下であることが好ましい。なお、Ｃｒの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｃｒによる高強度化を十分に得るためには、その含有量が０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｎｉ：０．０１～２．００％」
　Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｎｉの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｎｉの含有量は２．００％以下であることが好ましい。なお、Ｎｉの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎｉによる高強度化を十分に得るためには、その含有量が０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｃｕ：０．０１～２．００％」
　Ｃｕは、微細な粒子として鋼中に存在することで強度を高める元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加することができる。Ｃｕの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、その含有量は２．００％以下であることが好ましい。なお、Ｃｕの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｃｕによる高強度化を十分に得るには、その含有量が０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｔｉ：０．００１～０．１５０％」
　Ｔｉ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および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Ｔｉの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。また、成形性の観点から、Ｔｉの含有量は０．１００％以下であることがより好ましく、０．０７０％以下であることがさらに好ましい。なお、Ｔｉの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｔｉによる強度上昇効果を十分に得るには、Ｔｉの含有量は０．００１％以上であることが好ましく、０．００５％以上であることがさらに好ましい。また、鋼板の高強度化には、Ｔｉの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。
「Ｎｂ：０．００１～０．１００％」
　Ｎｂ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および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Ｎｂの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。また、成形性の観点から、Ｎｂの含有量は０．１００％以下であることがより好ましく、０．０６０％以下であることがさらに好ましい。なお、Ｎｂの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎｂによる強度上昇効果を十分に得るには、Ｎｂの含有量は０．００１％以上であることが好ましく、０．００５％以上であることがさらに好ましい。また、鋼板の高強度化には、Ｎｂの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。
「Ｖ：０．００１～０．３００％」
　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および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかしながら、Ｖの含有量が０．３００％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、その含有量が０．３００％以下であることが好ましい。なお、Ｖの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｖによる強度上昇効果を十分に得るには、その含有量が０．００１％以上であることが好ましい。
「Ｍｏ：０．０１～２．００％」
　Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｍｏの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｍｏの含有量は２．００％以下であることが好ましく、１．００％以下であることがさらに好ましい。なお、Ｍｏの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｍｏによる高強度化の効果を十分に得るには、その含有量が０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｗ：０．０１～２．００％」
　Ｗは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｗの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｗの含有量は２．００％以下であることが好ましく、１．００％以下であることがさらに好ましい。なお、Ｗの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｗによる高強度化を十分に得るには、その含有量が０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｂ：０．０００１～０．０１００％」
　Ｂは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下することから、Ｂの含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。また、生産性の観点から、Ｂの含有量は０．００５０％以下であることがより好ましく、０．００３０％以下であることがさらに好ましい。なお、Ｂの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｂによる高強度化を十分に得るには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。また、鋼板をさらに高強度化するためには、Ｂの含有量が０．０００３％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。
「Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１～０．０１００％」
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板においては、その他の元素として、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１～０．５０００％、より好ましくは０．０００１～０．０１００％添加されていてもよい。これらの元素の添加理由は以下の通りである。
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭは、成形性の改善に有効な元素であり、１種または２種以上を添加することができる。しかし、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、およびＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が０．５０００％を超えれば、かえって延性を損なうおそれがあるため、各元素の含有量の合計が０．５０００％以下であることが好ましく、０．０１００％以下であることがより好ましい。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、およびＲＥＭの１種または２種以上の含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、鋼板の成形性を改善する効果を十分に得るためには、各元素の含有量の合計が０．０００１％以上であることが好ましい。成形性の観点からは、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、およびＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が０．０００５％以上であることがより好ましく、０．００１０％以上であることがさらに好ましい。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。本発明において、ＲＥＭやＣｅはミッシュメタルにて添加されることが多く、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。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。また、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
　以上の各元素の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物とすればよい。なお、前述のＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂについては、いずれも前記下限値未満の微量を不純物として含有していることは許容される。また、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭについても、その合計量の下限値未満の極微量を不純物として含有していることは許容される。
『鋼板表層部』
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、鋼板表層部における脱炭層の厚さが０．０１～１０．０μｍであり、鋼板表層部に含まれる酸化物の平均粒子径が３０～１２０ｎｍであるとともに、その平均密度が１．０×１０１２個／ｍ２以上とされている。
「脱炭層」
　本発明では、鋼板表面に設けられるめっき層の密着性を高めるため、鋼板表層部を硬質組織の少ない脱炭層とする。この脱炭層の厚さが０．０１μｍ未満では、めっき層の密着性を十分に得られないことから、脱炭層の厚さを０．０１μｍ以上とする。また、めっき層の密着性をさらに向上させるには、脱炭層の厚さは０．０８μｍ以上とすることがより好ましく、０．１５μｍ以上であることがさらに好ましい。一方、過度に厚い脱炭層は、鋼板の引張強度や疲労強度を低下させる。この観点から、鋼板表層部における脱炭層の厚さは１０．０μｍ以下とする。また、疲労強度の観点から、脱炭層の厚さは９．０μｍ以下であることがより好ましく、８．０μｍ以下であることがさらに好ましい。
　なお、本発明で説明する脱炭層とは、地鉄の最表面から連続する領域であり、同領域では硬質組織の分率が、１／４厚における硬質組織の分率の半分以下である領域を指すものとする。また、脱炭層の厚さは、鋼板の圧延方向に平行でかつ板面に垂直な断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ－ＳＥＭを用いて観察し、１つの鋼板において３箇所以上の脱炭層厚さを測定し、その平均値をもって脱炭層の厚さとする。なお、本発明で説明する硬質組織とは、フェライトよりも硬質な相からなる組織、すなわち、主としてベイナイト、ベイニティックフェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトなどの相からなる組織を指称するものとする。またその分率とは、体積分率によるものとする。
「酸化物」
　脱炭層には、Ｓｉおよび／またはＭｎを含む酸化物を、結晶粒内および／または結晶粒界に分散させ、機械切断が容易に行えるよう切断性を高める。酸化物の密度が高いほど、切断性は改善されることから、本発明では、酸化物の密度を１．０×１０１２個／ｍ２以上とする。また、酸化物の密度は、上記観点から、３．０×１０１２個／ｍ２以上とすることがより好ましく、５．０×１０１２個／ｍ２以上とすることがさらに好ましい。一方、酸化物の密度が１．０×１０１６個／ｍ２を超えると酸化物間の距離が過度に近くなり、軽度の加工で鋼鈑表層部が破壊し、その上のめっき層を損なうことから、酸化物の密度は１．０×１０１６個／ｍ２以下に制限することが好ましい。また、鋼板表層部における十分な成形性を確保するためには、酸化物の密度は５．０×１０１５個／ｍ２以下とすることがより好ましく、１．０×１０１５個／ｍ２以下とすることがさらに好ましい。
　また、鋼板表層部に分散する酸化物は、過度に微細であると切断性の向上に寄与しないことから、本発明では、酸化物の平均粒子径を３０ｎｍ以上に規定する。一方、酸化物が過度に粗大であると、延性などの破壊特性を損なうため、酸化物の平均粒子径は５００ｎｍ以下とする。また、酸化物の平均粒子径は、上記観点から、３００ｎｍ以下とすることがより好ましく、１２０ｎｍ以下とすることがさらに好ましく、１００ｎｍ以下とすることがさらに好ましい。また、酸化物の平均粒子径を、３０ｎｍ未満とするには処理雰囲気および温度を厳格に制御する必要があり、実用上困難であるから、３０ｎｍ以上とすることが好ましい。
　上述のような鋼板表層部の酸化物は、鋼板の圧延方向に平行でかつ板面に垂直な断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ－ＳＥＭを用いて観察する。酸化物の密度は、脱炭層を７μｍ２分観察して酸化物の個数を数えるか、あるいは酸化物を１０００個数えるまでに要した観察面積を用いて求める。また、酸化物のサイズは、ランダムに選んだ１００～１０００個の円相当径を平均し、平均粒子径とする。
『めっき層』
　本発明においては、上記構成の鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層や、合金化した溶融亜鉛めっき層が形成されることにより、高強度溶融亜鉛めっき鋼板あるいは高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板として構成される。このように、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されることにより、優れた耐食性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。また、鋼板の表面に合金化した溶融亜鉛めっき層が形成されることにより、優れた耐食性を有し、塗料の密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
『機械切断特性』
　本発明で説明する機械切断特性とは、例えば、以下に説明するような方法で測定し、評価することができる。
　一般に、高強度鋼板に対し、シャー切断やポンチによる打ち抜き加工を多数行うと、シャー刃やポンチ先端が磨耗し、クリアランスが増加する。このため、鋼板の打ち抜き回数が増加すると、シャー切断端面や打ち抜き端面のバリが大きくなる。そこで、本発明に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板の機械切断特性を評価する方法としては、厚さ１．２ｍｍの鋼板を、穴径１０．３ｍｍφのダイ、ポンチ材質ＳＫＤ１１、ポンチ径１０ｍｍφ（クリアランス１２．５％）の条件にて、連続して打ち抜き加工を行い、５０回毎にバリ高さを測定する方法を採用することができる。
　上記方法による評価においては、鋼板の打ち抜き回数が増大するとポンチ先端が磨耗し、クリアランスが大きくなることから、バリ高さが増加することが明らかとなっている。但し、測定を重ねた結果、ケースによっては、鋼板の特定端面にのみ、顕著にバリ高さが変化する場合が見受けられた。そこで、打ち抜き穴を、０°、９０°、１８０°、２７０°の各位置で４分割し、何れか一方向のバリ高さが初期値の３．０倍を越えた時点で試験を終了し、この際の打ち抜き回数を限界の打ち抜き回数と定義した。具体的に説明すると、打ち抜き穴のバリ高さを測定するにあたり、０°～９０°の範囲の最大バリ高さをｈ１、９０°～１８０°の範囲の最大バリ高さをｈ２、１８０°～２７０°の範囲の最大バリ高さをｈ３、２７０°～３６０°の範囲の最大バリ高さをｈ４とする。１回目に打ち抜いたときのバリ高さを、ｈ１＊、ｈ２＊、ｈ３＊、ｈ４＊とし、ｈ１／ｈ１＊、ｈ２／ｈ２＊、ｈ３／ｈ３＊、ｈ４／ｈ４＊のうち何れか１つ以上が３．０を超えた時点の打ち抜き回数が限界の打ち抜き回数である。なお、打ち抜き試験においては、打ち抜きポンチ、ダイおよび鋼板の冷間圧延方向の相対方向が変わらないように試験を行い、鋼板の圧延方向のうち冷間圧延の進行方向を０°とした。本発明においては、打ち抜き回数が６００回を超えるものを機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板と定義することができる。より好ましくは、限界打ち抜き回数が８００回であり、さらに好ましくは１０００回である。
『加工硬化係数（ｎ値）』
　本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、３～７％の塑性変形時における加工硬化係数（ｎ値）が平均で０．０８０以上とされている。
　上述したように、本発明で規定する加工硬化係数（ｎ値）は、絞り加工性（延性）の目安となる特性値であり、ｎ値が大きいほど局部収縮発生までの延びが大きいことから延性が向上する。しかし、その一方で、ｎ値が小さい方が機械切断特性は向上するという、相反する特性がある。本発明では、延性が向上されるｎ値を０．０８０以上に規定する。一方、ｎ値の上限は特に定めないが、３～７％の塑性変形時におけるｎ値を平均で０．２５０超とするためには引張最大強度を９００ＭＰａ未満とするか、あるいは０．４０％超のＣ量を添加する必要があるため、好ましくない。この観点から、ｎ値は０．２００以下とすることが好ましく、特に引張強度の観点からは０．１８０以下とすることがさらに好ましい。なお、３～７％の塑性変形は、通常頻繁に用いられる鋼板の塑性加工の範囲である。
　本発明では、上記の如く、鋼板組織中に残留オーステナイト相が３％以上含まれることで加工硬化能が高められ、ｎ値が平均０．０８０以上で高い延性を有している。一方、本発明では、残留オーステナイト相中の固溶炭素量を０．７０～１．００％に制限するとともに、平均粒子径を２．０μｍ以下、粒子間の平均距離を５．０μｍに抑えることで密度を高めることにより、機械切断特性を向上させている。これにより、高い引張強度を確保しながら、優れた延性と機械切断特性の両方を得ることが可能となる。
『引張最大強度』
　本発明においては、鋼板強度として引張最大強度が９００ＭＰａ以上であることが好ましい。これは、９００ＭＰａ以上の高強度鋼板において、シャー切断や打ち抜き加工の際の工具劣化が顕著になる強度だからである。また、９００ＭＰａ未満の鋼板であっても、本発明の効果である機械切断特性改善の効果は享受できるものの、引張強度の低い鋼板では、その効果が小さい。このため、本発明では、上記効果と併せ、母材強度の確保の観点からも、９００ＭＰa以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板に適用することが好ましい。
［高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法］
　次に、本発明の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
　本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、まず、上記した化学成分を有するスラブを、直接または一旦冷却した後に１１８０℃以上に加熱し、８５０～９５０℃を圧延完了温度とする熱間圧延を施した後に、５００～６５０℃まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で急冷した後、コイルに巻き取り、４００℃まで１．０時間以上かけて徐冷する熱延工程と、この熱延工程に次いで酸洗した後、合計の圧下率を３０～７５％とする冷間圧延を行う冷延工程とを備える。また、本実施形態では、冷延工程後の鋼板を、６００～７５０℃間の平均加熱速度を２０℃／ｓ以下として、７５０℃以上まで加熱し、次いで、７５０～６５０℃間の平均冷却速度を１．０～１５．０℃／ｓとして冷却し、６５０℃からの平均冷却速度を３．０℃／ｓ以上として冷却し、３００～４７０℃の温度域において２０～１０００秒停留させながら、該温度域において５～１００ＭＰａの張力をかけつつ、曲げ半径を８００ｍｍ以下とする曲げ加工を１回以上施す焼鈍工程を備える。さらに、本実施形態では、焼鈍工程の後、めっき浴温度：４５０～４７０℃、めっき浴進入時の鋼板温度：４３０～４９０℃、めっき浴中における有効Ａｌ量：０．０１～０．１８質量％の条件で鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬することにより、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施してめっき層を形成するめっき工程を備える。さらに、本実施形態では、めっき工程の後、１５０℃以下まで平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却する冷却工程を備える。そして、本実施形態では、前記焼鈍工程として、予熱バーナーに用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積と、単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積との比である空気比：０．７～１．２とされた条件の予熱帯において、４００～８００℃の鋼板温度に加熱しながら通板させることで鋼板表層部に酸化物を生成させ、次いで、水蒸気（Ｈ２Ｏ）と水素（Ｈ２）との分圧比Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）：０．０００１～２．０とされた還元帯において７５０℃以上まで加熱することにより、前記予熱帯において生成させた前記酸化物を還元した後に冷却を行う方法を採用している。
　上述した本発明の高強度鋼板を製造するには、まず、上記化学成分（組成）を有するスラブを鋳造する。
　熱間圧延に供するスラブとしては、例えば、連続鋳造スラブや、薄スラブキャスター等で製造したものを用いることができる。また、本発明の高強度鋼板の製造方法は、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造－直接圧延（ＣＣ－ＤＲ）のようなプロセスに適合する。
　本実施形態の熱延工程においては、鋳造に起因する結晶方位の異方性を緩和するため、スラブの加熱温度を１１８０℃以上とする。また、スラブの加熱温度は１２００℃以上であることがより好ましい。このスラブの加熱温度の上限は特に定めないが、１３００℃を超えて加熱するには多量のエネルギーを投入する必要があることから、加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。
　上記温度にスラブを加熱した後、熱間圧延を行う。本発明においては、熱間圧延の圧延完了温度を８５０～９５０℃とする。この圧延完了温度が８５０℃未満では、圧延反力が過度に高まって工程負荷が大きくなることから、本発明ではこの温度を８５０℃以上とし、８７０℃以上がより好ましい。一方、圧延完了温度が９５０℃を超えると、熱延鋼板中のミクロ組織が粗大化し、その後の冷間圧延および焼鈍工程後のミクロ組織まで粗大となることから、本発明では、圧延完了温度を９５０℃以下とし、９３０℃以下とすることがより好ましい。
　熱間圧延した後、急速に冷却（急冷）する。本発明においては、５００～６００℃まで急冷するときの平均冷却速度を、１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。これは、より低温で変態を進めることで、熱延鋼板の粒径を微細にし、冷延および焼鈍後の有効結晶粒径を微細にするためである。一方、平均冷却速度の上限は特に定めないが、２００℃／ｓを超えると、特殊な冷媒を用いる必要があり、コスト上好ましくないことから２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　鋼板を急冷した後、熱延コイルとして巻き取る。この工程において、熱間圧延後の鋼板内に「パーライト」および／または「長径が１μｍを超える粗大なセメンタイト」を生成させることにより、後述する冷間圧延後の焼鈍工程において、各種変態組織の集合組織および形態をランダムにすることができる。このように、パーライトおよび／または粗大なセメンタイトを生成させるため、本発明では、熱間圧延後の急冷の冷却停止温度を５００℃以上とする。また、異方性を低減するには、冷却停止温度は５３０℃以上がより好ましく、５５０℃以上がさらに好ましい。一方、冷却停止温度が高過ぎると、鋼板表層部のスケール層が過度に厚くなり、表面品位を損なうことから、本発明では、冷却停止温度を６５０℃以下とする必要がある。また、上記観点からは、冷却停止温度を６３０℃以下とすることが好ましい。そして、本発明では、上記の冷却停止温度５００～６５０℃とされた鋼板を熱延コイルとして巻き取る。
　また、パーライトおよび／または粗大なセメンタイトを十分に生成させ、耐遅れ破壊特性の異方性を減じるには、急速冷却の停止後、セメンタイトの生成する温度域において十分な時間で停留する必要がある。このため、本発明では、急冷停止から４００℃まで徐冷する経過時間を１．０時間以上とする。また、当該経過時間は２．０時間以上とすることがより好ましく、３．０時間以上とすることがさらに好ましい。また、上記経過時間の上限は特に定めないが、２４．０時間を超えて停留させるには特殊な設備が必要となり、コスト上好ましくないことから、２４．０時間以下とすることが好ましい。
　次に、本実施形態においては、上記条件によって製造した熱延鋼板に対し、酸洗処理を行う。酸洗は、鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の高強度溶融亜鉛めっき鋼板あるいは高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の溶融めっき性を向上させる点から重要である。また、酸洗は、一回のみの処理でも良いし、複数回に分けて処理を行っても良い。
　次に、酸洗後の鋼板に対し、冷間にて合計の圧下率が３０％以上７５％以下となるように圧延を行う。この際、圧延は複数のパスで行うことが好ましく、圧延のパス数や各パスへの圧下率の配分は問わない。冷間圧延の圧下率が３０％を下回ると、鋼板に十分なひずみが蓄積されず、その後の焼鈍工程において再結晶が十分に進まずに加工のままの組織が残り、組織が粗大となるため、残留オーステナイト相の粒子間の平均距離が大きくなり、切断性が劣化する。また、十分にひずみを蓄積するには、圧下率の合計を３３％以上とすることがより好ましく、３６％以上とすることがさらに好ましい。一方、圧下率の合計が７５％を超えると、圧延中に鋼板が破断する場合があるため、本発明では、冷間圧延における圧下率の合計を７５％以下とする。また、上記観点から、圧下率の合計は７０％以下とすることがより好ましく、６５％以下とすることがさらに好ましい。
　次に、本発明においては、上記条件で圧延された鋼板に対し、以下の条件とされた焼鈍工程で焼鈍処理を施した後、めっき工程において溶融亜鉛めっき処理を行う。本発明においては、焼鈍工程及びめっき工程に、予熱帯、還元帯、めっき帯をそれぞれ有する連続焼鈍めっきラインを用いることが好ましい。また、上記の予熱帯の雰囲気は、酸化雰囲気、無酸化雰囲気、直下還元雰囲気のいずれあっても構わない。
　上述のように、焼鈍工程及びめっき工程に連続焼鈍めっきラインを用いた場合には、上記条件とされた焼鈍工程は、予熱バーナーに用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積と、単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積との比である空気比：０．７～１．２とされた条件の予熱帯において、４００～８００℃の鋼板温度に加熱しながら通板させることで鋼板表層部に酸化物を生成させ、次いで、Ｈ２ＯとＨ２との分圧比Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）：０．０００１～２．０とされた還元帯において７５０℃以上まで加熱することにより、予熱帯において生成させた酸化物を還元した後に冷却を行う方法とすることができる。そして、焼鈍工程の後のめっき工程は、めっき浴温度：４５０～４７０℃、めっき浴進入時の鋼板温度：４３０～４９０℃、めっき浴中における有効Ａｌ量：０．０１～０．１８質量％の条件で鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬する条件で、溶融亜鉛めっきを施す方法とすることができる。
　焼鈍工程における加熱速度は、鋼板内での再結晶挙動に影響する。特に、６００～７５０℃における加熱速度は重要であり、この間の平均加熱速度を２０℃／ｓ以下とすることで十分に再結晶を進め、等方的かつ微細なミクロ組織とし、逆変態で生成するオーステナイトの結晶粒を等方的かつ微細にすることができる。また、さらに再結晶を進めるためには、平均加熱速度は１５℃／ｓ以下とすることがより好ましく、１２℃／ｓ以下とすることがさらに好ましい。なお、平均加熱速度の下限は特に定めないが、平均加熱速度が０．５℃／ｓを下回ると生産性が著しく低下するため、０．５℃／ｓ以上とすることが好ましい。
　予熱帯においては、鋼板表層部に適当な厚さのＦｅ酸化被膜を形成するための酸化処理を行う。この際、予熱帯を通過する際の鋼板温度は４００～８００℃とし、空気比｛［予熱バーナーに用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積と、単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積との比］＝［単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積（ｍ３）］／［単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積（ｍ３）］｝を０．７～１．２とした条件で予熱を行うことで、鋼板の表層に０．０１～２０μｍのＦｅ酸化被膜を形成する。上記の空気比が１．２を超えて大きすぎる場合には、鋼板表層部に十分なＦｅ酸化被膜が生成されない。また、酸化被膜は、還元帯において、Ｓｉおよび／またはＭｎの酸化物を生成するための酸素供給源として働くことから、上記空気比が０．７未満と小さすぎる場合には、所定の酸化物が得られない。また、予熱帯を通過する際の鋼板温度は４００℃未満だと、十分な酸化被膜を形成することができず、一方、８００℃を超える高温では、過度に酸化被膜が成長するため、脱炭層の厚さを所定の範囲に収めることが困難となる。
　また、焼鈍工程における最高加熱温度が低いと、粗大なセメンタイトが溶け残り、延性が著しく劣化する。本発明では、セメンタイトを十分に固溶させ、延性を確保するため、最高加熱温度は７５０℃以上とし、７６０℃以上とすることがより好ましい。なお、加熱温度の上限は特に定めないが、１０００℃を超えて加熱することは、表面の品位を著しく損ない、めっきの濡れ性を劣化させることから、最高加熱温度は１０００℃以下とすることが好ましく、９５０℃以下とすることがより好ましい。
　焼鈍工程における最高加熱温度（７５０℃以上）は、還元帯において到達することが好ましい。この還元帯では、酸化帯で生成したＦｅ酸化被膜を還元して脱炭層を形成するとともに、適度にＳｉおよび／またはＭｎ酸化物を分散させる。このため、還元帯の雰囲気において、水蒸気分圧Ｐ（Ｈ２Ｏ）と水素分圧Ｐ（Ｈ２）の比、Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）は０．０００１～２．００とすることが好ましい。Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）は０．０００１未満では、Ｓｉおよび／またはＭｎ酸化物が最表面層のみに形成され、脱炭層の内部にＳｉおよび／またはＭｎ酸化物を適度に分散させることが困難となる。一方、Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）が２．００を超えると、脱炭が過度に進行して、脱炭層の厚さを所定の範囲内に制御できなくなるおそれがある。また、Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）は０．００１～１．５０の範囲とすることがより好ましく、０．００２～１．２０の範囲とすることがさらに好ましい。
　上記した最高加熱温度からの平均冷却速度は、十分にフェライトを生成させるために重要である。このため、本発明では、フェライトの生成する温度域である７５０～６５０℃までの平均冷却速度を１．０～１５．０℃／ｓとする。最高加熱温度からの平均冷却速度が１５．０℃／ｓを超えると、十分な量のフェライトが得られないことがあり、延性が劣化する。一方、平均冷却速度が１．０℃／ｓを下回ると、フェライトが過度に生成したり、パーライトが生成するなどして十分な量の硬質組織が得られず、強度が劣化する。
　鋼板温度６５０℃からめっき浴進入のために冷却を停止するまでの平均冷却速度は、３．０℃／ｓ以上とすることが好ましい。これは、硬質組織への変態温度をより低下させることにより、結晶方位がよりランダムな硬質組織を得るためである。この観点から、平均冷却速度は５．０℃／ｓ以上とすることがより好ましい。また、特に平均冷却速度の上限は定めないが、２００℃／ｓを超える平均冷却速度とするには特殊な冷却設備が必要となるため、２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　次に、焼鈍工程後の鋼板をめっき浴に浸漬するめっき工程を行う。めっき浴の組成は、亜鉛を主体とし、浴中の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた値である有効Ａｌ量を０．０１～０．２０質量％とすることが好ましく、０．０１～０．１８質量％とすることがより好ましい。特に、合金化処理を施す場合には、めっき層の合金化の進行を制御するため、浴中の有効Ａｌ量を０．０７～０．１２質量％とすることがより好ましい。また、めっき層を合金化しない場合は、浴中の有効Ａｌ量は０．１８～０．２０質量％の範囲であってもよい。
　また、亜鉛めっき浴中にＰｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｓｒ、Ｉ、Ｃｓ、Ｓｒ、ＲＥＭの１種または２種以上が混入されていても本発明の効果を損なわず、その量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。
　めっき浴温度は４５０℃～４７０℃とすることが好ましい。めっき浴温度が４５０℃未満では、めっき浴の粘度が過度に高まり、めっき層の厚さを制御することが困難となり、鋼板の外観を損なう。一方、めっき浴温度が４７０℃を超えると多量のヒュームが発生し、安全に製造することが困難となるため、めっき浴温度は４７０℃以下であることが好ましい。
　また、めっき浴温度を安定させるため、めっき浴への鋼板の進入温度は４３０℃～４９０℃とすることが好ましい。鋼板がめっき浴に侵入する際の鋼板温度が４３０℃を下回ると、めっき浴温度を４５０℃以上に安定させるためにめっき浴に多量の熱量を与える必要が生じるため、実用上不適である。一方、鋼板がめっき浴に侵入する際の鋼板温度が４９０℃を上回ると、めっき浴温度を４７０℃以下に安定させるためにめっき浴から多量の熱量を抜熱する設備を導入する必要があり、製造コストの点で不適である。
　本発明では、残留オーステナイトを十分に得るため、めっき浴へ浸漬する前および／または浸漬した後に、３００～４７０℃の範囲で鋼板を停留させ、ベイナイト変態を進める。この３００～４７０℃の範囲における停留時間は、めっき浴に浸漬する時間も合わせ、２０～１０００秒とする。この停留時間が２０秒未満では、十分にベイナイト変態が進まず、残留オーステナイトへの炭素の濃化が不十分となる。また、焼付硬化性をさらに高めるには、停留時間は３５秒以上であることがより好ましく、５０秒以上であることがさらに好ましい。一方、上記の停留時間が１０００秒を超えると、残留オーステナイトへ過度に炭素が濃化したり、あるいはセメンタイトの生成が始まり所定の特性が得られなかったりする。また、残留オーステナイト中の炭素濃化を制限し、高い焼付硬化性を得るには、停留時間は６００秒以下であることが好ましく、４５０秒以下であることがより好ましい。
　さらに、残留オーステナイトの結晶粒径を微細にするためには、ベイナイトおよび／またはベイニティックフェライトの核生成を促進し、鋼板の各所から核生成させることで母相のオーステナイトを細かく分断することが有効である。このため、３００～４７０℃までの間に、鋼板に引張応力を付加した状態で曲げ変形を施し、多数のベイナイトおよび／またはベイニティックフェライトの核生成を促進する。この際の応力は、圧延方向を引張軸とし、３～１００ＭＰａの応力を付加する。負荷応力が３ＭＰａ未満では、核生成の促進効果が認められないため、これを下限とする。また、核生成をさらに促進し、有効結晶粒径を微細にするためには、負荷応力は５ＭＰａ以上とすることがより好ましく、７ＭＰａ以上とすることがさらに好ましい。一方、負荷応力が１００ＭＰａを超えると、鋼板が大きく変形する場合があることから、負荷応力は１００ＭＰａ以下とする。また、鋼板の変形をさらに小さくするため、負荷応力は７０ＭＰａ以下とすることがより好ましく、５０ＭＰａ以下とすることがさらに好ましい。
　これら、熱延工程から焼鈍工程にかけての歪付与と熱履歴および上記のベイナイト変態時の歪付与により、残留オーステナイト相中の固溶炭素量を０．７０～１．００％にすることができ、加えて平均粒子径を２．０μｍ以下、粒子間の平均距離を０．１～５．０μｍにすることができる。さらに、３～７％の塑性変形時に加工硬化係数を平均で０．０８０以上にすることができる。
　上記条件の引張応力をかけた状態で、さらに曲げ変形を施すことで、核生成は大幅に促進されることから、本発明では、曲げ半径を８００ｍｍ以下とする１回以上の曲げ加工を施す。また、加工度が大きいほど核生成は促進されることから、曲げ半径は６５０ｍｍ以下とすることが好ましい。一方、曲げ半径の下限は特に設定しないが、過度に小さい半径で鋼板全域を均質に曲げることは困難であることから、曲げ半径を５０ｍｍ以上とすることが好ましく、１００ｍｍ以上とすることがより好ましい。
　また、曲げ加工の回数は１回以上とし、さらに、加工度が大きいほど核生成は促進されることから、２回以上とすることがより好ましい。なお、加工回数の上限は特に定めないが、当該温度域での停留時間内に２０回以上の曲げ加工を施すことは困難であり、加工回数を２０回以下とすることが好ましい。
　本発明においては、上記の溶融亜鉛めっき処理を施した後、さらに、４７０～６２０℃の温度で、鋼板表面のめっき層の合金化処理を施しても良い。このような合金化処理を行うことで、溶融亜鉛めっき層が合金化されてなるＺｎ－Ｆｅ合金が表面に形成され、防錆性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
　めっき層を合金化するにあたり、合金化処理温度は、４７０℃未満では合金化が十分に進まないため、４７０℃以上とする。また、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し、強度が著しく低下することから、本発明では６２０℃以下とする。また、合金化処理温度は４８０～６００℃とすることがより好ましく、４９０～５８０℃とすることがさらに好ましい。
　また、合金化処理時間は、特に限定されないが、十分に合金化を進めるためには２秒以上とる必要があり、５秒以上とすることが好ましい。一方、合金化処理時間が２００秒を超えると、めっき層が過合金を起こし、特性が劣化する懸念があることから、処理時間は２００秒以下とし、１００秒以下とすることが好ましい。
　なお、合金化処理はめっき浴への浸漬後、直ちに行うことが好ましいが、浸漬後に鋼板温度を１５０℃以下まで放冷してから、合金化処理温度まで再加熱しても構わない。
　また、めっき処理後に１５０℃以下まで冷却する際の平均冷却速度が０．５℃／ｓを下回ると、粗大なセメンタイトが生成し、強度および／または延性が劣化する懸念がある。このため、当該平均冷却速度は０．５℃／ｓ以上とし、１．０℃／ｓ以上とすることがより好ましい。なお、特に平均冷却速度の上限は定めないが、２００℃／ｓを超える平均冷却速度とするには特殊な冷却設備が必要となるため、２００℃／ｓ以下とすることが好ましく、５０℃／ｓ以下とすることがより好ましい。
　また、めっき層の合金化処理を行う場合には、上述したベイナイト変態処理を行うタイミングは、合金化処理の前でも後でも構わない。
　また、本発明においては、冷却途中あるいは冷却後に、マルテンサイトを焼戻すことを目的として再加熱処理を行っても構わない。再加熱する際の加熱温度としては、２００℃未満では十分に焼戻しが進まないため、２００℃以上とすることが好ましい。また、加熱温度が６２０℃を超えると強度が著しく劣化するため、６２０℃以下とすることが好ましく、５５０℃以下とすることがより好ましい。
　さらに、本実施形態においては、室温まで冷却した高強度溶融亜鉛めっき鋼板あるいは高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対して、形状矯正のために圧下率３．００％以下の冷間圧延を施しても構わない。
　なお、本発明の製造方法は、上述した例に限定されるものではない。
　例えば、本発明においては、上述した方法により得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる被膜を付与しても構わない。このような、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる被膜は、鋼板を加工する際に潤滑剤として機能させることができ、母材鋼板の表面に形成しためっき層を保護することができる。
　以上説明したような、本発明に係る機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板によれば、上述したように、鋼成分、鋼板組織、鋼板表層部における脱炭層の厚さ並びに酸化物のサイズ等を適正範囲に規定した構成を採用している。即ち、鋼板組織中に残留オーステナイト相が所定以上含まれることで加工硬化能が高められ、鋼板の強度および延性を向上できる一方、残留オーステナイト相中の固溶炭素量を制限するとともに平均粒子径を抑えて密度を高めることにより、鋼板を加工する際の機械切断特性（打ち抜き加工性）が向上する。さらに、鋼板表層部における脱炭層の厚さ、並びに、酸化物の平均粒子径および粒子間平均距離を制限することにより、めっき層の密着性が向上する。従って、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保しながら、優れた延性と機械切断特性が得られる高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が実現できる。
　また、本発明に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法によれば、鋼成分を適正範囲とし、熱間圧延および冷間圧延、並びに、圧延後の焼鈍条件を所定範囲に制限する方法を採用している。これにより、鋼板組織における残留オーステナイト相の割合を所定以上に制御するとともに、該残留オーステナイト相に含まれる固溶炭素量を制限しながら、平均粒子径や粒子間平均距離を所定範囲に制限することができるので、鋼板の強度および延性、並びに機械切断特性を向上させることが可能となる。さらに、鋼板表層部における脱炭層の厚さ、酸化物の平均粒径および平均密度を所定範囲に制限することができることから、めっき層の密着性を向上させることが可能となる。従って、上述のような、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保しながら、優れた延性と機械切断特性が得られる高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが可能となる。
　従って、本発明の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法を、特に自動車分野に適用することにより、車体の強度増強に伴う安全性の向上や、部材加工時の加工性の向上等のメリットを十分に享受することができ、その社会的貢献は計り知れない。
　以下、本発明に係る機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
［鋼板の製造］
　まず、製鋼工程において溶鋼の脱酸・脱硫と化学成分を制御することにより、下記表１に示す化学成分組成のスラブを得た。そして、鋳造後、直ちに下記表２～４に示す条件で、熱間圧延、冷却、巻取り、酸洗を施し、さらに、冷間圧延を施した。その後、得られた冷延鋼板を、下記表５～８に示す条件の連続焼鈍溶融亜鉛めっきラインを通板させて、実験例１～１２８の溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。また、これら実験例１～１２８の内の一部においては、下記表５～８に示す条件で、めっき層の合金化処理を行うことにより、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした。それ以外の鋼板は合金化処理を行わないか、処理温度を４７０℃未満として、めっき層が合金化していない溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とした。
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［評価試験］
　上記方法によって製造した各実験例の鋼板について、以下のような評価試験を行い、結果を下記表９～１３に示した。
「鋼板組織」
　まず、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて各実験例の鋼板の組織観察を行い、鋼板の組織分率、並びに、残留オーステナイト相の粒子間の平均距離および平均粒子径を測定し、下記表９～１３に記載した。ここで、フェライト、マルテンサイト、パーライト、セメンタイト、ベイナイト、オーステナイト及び残部組織の同定や、存在位置の観察及び面積率の測定は、ナイタール試薬及び特開昭５９－２１９４７３号公報に開示された試薬により、鋼板圧延方向断面又は圧延方向直角方向断面を腐食して、板厚の１／４厚み位置を１０００～１００００倍にて観察した。
　次いで、残留オーステナイト相の結晶粒の個数を、上記組織観察の結果から、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｈ－Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法による高分解能結晶方位解析を用いて測定した。そして、残留オーステナイト相の粒子間の平均距離については、｛粒子間の平均距離Ｌ＝（［観察面積］／［結晶粒の個数］）１／２｝とし、１００００μｍ２以上の範囲において測定した。また、残留オーステナイト相の平均粒子径については、ランダムに選んだ３０～３００個の残留オーステナイト結晶粒において各結晶粒の面積を求め、円相当径として粒径を得ることで測定した。
　また、残留オーステナイト相中の固溶炭素量は、上述した残留オーステナイト相の面積分率の測定と同じ条件でＸ線回折試験を行い、残留オーステナイト相の格子状数ａを求め、上述した（１）式を用いて求めた。
「鋼板表層部における脱炭層の厚さ、酸化物の平均密度及び平均粒子径」
　鋼板表層部における脱炭層の厚さは、各鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ－ＳＥＭを用いて観察し、１つの鋼板において３箇所以上の脱炭層厚さを測定し、その平均値をもって脱炭層の厚さとした。
　また、鋼板表層部における酸化物については、まず、上記同様、圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ－ＳＥＭを用いて観察した後、脱炭層を７μｍ２分観察して酸化物の個数を数えることにより、酸化物の密度を測定し、結果を下記表９～１３に示した。また、この酸化物のサイズについては、ランダムに選んだ１００～１０００個の酸化物粒子の円相当径を平均して平均粒子径とした。
「外観検査」
　上記手順で製造した鋼板について、その外観の検査を行った。この際、鋼板表面の外観について、目視で不めっきの発生状況を目視判断し、結果を下記表９～１３中に「○」、「×」で示した。なお、下記表９～１３中に示す「×」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鋼板であり、「○」は、それ以外の、実用上許容しうる外観を有する鋼板である。
「めっき剥離試験」
　上記手順で作製した鋼板について、鋼板に圧縮応力が加わる加工時におけるめっき密着性を評価する、ＪＩＳ
Ｚ ２２４８に記載の「金属材料曲げ試験方法」に従い、めっき剥離試験を行った。具体的には、文献「溶融亜鉛めっき鋼鈑マニュアル，ｐ５３－５５」に開示されているように、各鋼板を用いて６０°Ｖ字曲げ試験を行った後、曲げ部の内側にテープを貼り、そのテープを引き剥がした。そして、テープとともに剥離しためっき層の剥離状況からめっき密着性を評価し、結果を下記表９～１３中に示した。なお、下記表９～１３中に示す「有」は、剥離幅が７．０ｍｍ以上で実用上許容しえない鋼板であり、「－」は、それ以外の、実用上許容しうるめっき密着性を有する鋼板である。ここでは、テープにはニチバン製「セロテープ」（登録商標）を用いた。
「機械切断特性（限界打ち抜き回数）」
　各実験例の鋼板を、厚さが１．２ｍｍとなるように、冷間圧延、焼鈍、めっきを行い、板厚１．２ｍｍの鋼板を加工した後、穴径１０．３ｍｍφのダイ、ポンチ材質ＳＫＤ１１、ポンチ径１０ｍｍφ（クリアランス１２．５％）の条件にて、連続して打ち抜き加工を行い、５０回毎にバリ高さを測定した。この際、打ち抜き穴を、０°、９０°、１８０°、２７０°の各位置で４分割し、何れか一方向のバリ高さが初期値の３．０倍を越えた時点で試験を終了し、この際の打ち抜き回数を限界の打ち抜き回数とした。なお、本実施例においては、製品鋼板の板厚を変えることなく種々の冷延率を得るために、熱延鋼板の厚みを種々変化させて製品鋼板を作製した。
「引張特性」
　各実験例の鋼板から、ＪＩＳ
Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を加工して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の試験方法に沿って、引張強度（ＭＰａ）及び全伸び（％）を測定し、また、ＪＩＳ　Ｇ　０２０２に記載の試験方法に沿って降伏強度（ＭＰａ）を測定した。
　また、ｎ値（加工硬化係数）については、引張強度の試験結果から、公称ひずみ３％が７％の点における公称応力を読み取り、公称応力と公称ひずみをそれぞれ真応力と真ひずみへ換算し、次式｛ｎ＝ｌｏｇ（σ７％／σ４％）／ｌｏｇ（ε７％／ε４％）｝に従って求めた。但し、均一伸びが７％未満の鋼板については、公称ひずみ３％の点と引張応力最大となる点の２点から上記式に従って求めた。
　下記表９～１３に、上記各評価試験における結果を示す。
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［評価結果］
　表９～１３に示すように、本発明で規定する鋼成分を有するとともに本発明で規定する各製造条件によって製造された実施例（本発明例：表１～１３の備考欄を参照）の高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板組織におけるフェライト相及び残留オーステナイト相の体積分率、残留オーステナイト相中の固溶炭素量と平均粒子径および粒子間の平均距離、鋼板表層部における脱炭層の厚さ、酸化物の平均粒子径及び平均密度、さらには加工硬化係数（ｎ値）の何れもが、本発明の請求項１で規定する範囲であった。そして、これら本発明例の鋼板は、めっき表面の外観特性および剥離特性に優れ、また、降伏応力、引張強度、全伸び、ｎ値の各引張特性に優れ、さらに、限界打ち抜き回数が全て６５０回以上であり、機械切断特性に優れていることがわかる。従って、これらの評価結果より、本発明例の高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保しながら、優れた延性と機械切断特性とを同時に兼ね備えることが明らかとなった。
　これに対し、比較例の溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、本発明で規定する鋼成分や各製造条件の何れかが満たされておらず、また、本発明で規定する鋼板特性の何れか満たされていない。このため、比較例では、以下に説明するように、各引張特性の何れかの項目、あるいは、鋼板外観、めっき剥離特性の何れかの項目が、目標となる特性を満足することができない結果となった。
　実験例４の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における７５０～６５０℃での平均冷却速度が本発明の規定範囲を超えており、鋼板組織中のフェライト相の体積分率が本発明の規定範囲を下回っているため、ｎ値が０．０５９と低い結果となり、延性に劣っていることがわかる。
　実験例８の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における３００～４７０℃での停留時間が本発明の規定範囲を大きく超えており、残留オーステナイト相中の固溶炭素量が本発明の規定範囲を大きく超えているため、限界打ち抜き回数が４００回と低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。
　実験例１２の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における還元帯の水蒸気と水素との分圧比｛Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）｝がゼロで水蒸気がほぼ含まれない雰囲気であり、鋼板表層部において脱炭層が生成されていない。また、酸化物の平均粒子径が大きいことから酸化物の密度が低くなっている。脱炭層の厚み、酸化物の平均粒子径および酸化物の密度の何れも本発明の規定範囲から逸脱しているため、限界打ち抜き回数が３００回と著しく低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。
　実験例１６の溶融亜鉛めっき鋼板は、熱延工程におけるスラブの最高加熱温度が本発明の規定範囲を下回っており、この結果、ｎ値が０．０７６と、本発明の規定範囲を下回っていることから、延性に劣っていることがわかる。
　実験例２０の溶融亜鉛めっき鋼板は、熱延工程における平均冷却速度が本発明の規定範囲を下回っており、残留オーステナイト相の平均粒子径および粒子間の平均距離の何れもが、本発明の規定範囲を超えている。このため、限界打ち抜き回数が６００回と低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。
　実験例２４の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における６００～７５０℃での平均加熱速度が本発明の規定範囲を大きく超えており、残留オーステナイト相の平均粒子径および粒子間平均距離の何れもが、本発明の規定範囲を超えている。このため、限界打ち抜き回数が６００回と低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。
　実験例２８の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における予熱帯の空気比が０．４と本発明の規定範囲を下回っているために空気の量が少ないことから、鋼板表層部における酸化物の生成が適正とならない。すなわち、酸化物の平均粒子径が大きいことから酸化物の密度が低くなっており、何れも本発明の規定範囲から逸脱している。このため、限界打ち抜き回数が３５０回と著しく低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。
　実験例３６の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における最高加熱温度が本発明の規定範囲を下回っていることから、鋼板組織におけるフェライト相の体積分率が９１％と本発明の規定範囲を超えており、一方で、その他の組織の体積分率が非常に小さくなっている。このため、引張特性の内、降伏応力と引張強度が非常に低い結果となり、強度特性に劣っていることがわかる。
　実験例４０の溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき工程におけるめっき浴中の有効Ａｌ量が、本発明の規定範囲を超えていることから、不めっきとなった箇所が多く発生し、外観検査の結果が「×」となった。
　実験例４４の溶融亜鉛めっき鋼板は、熱延工程における冷却停止温度が本発明の規定範囲を下回っており、残留オーステナイト相の平均粒子径および粒子間の平均距離の何れもが、本発明の規定範囲を超えている。このため、限界打ち抜き回数が３５０回と著しく低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。
　実験例４８の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき工程後のめっき層に合金化処理を施す際の処理時間が極端に長すぎることから、めっき剥離試験において、めっきの剥離が発生した例である。
　実験例５２の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における７５０～６５０℃での平均冷却速度が本発明の規定範囲を下回っており、鋼板組織中のベイナイト相およびベイニティックフェライト相の体積分率が大きくなっている一方、マルテンサイト相、焼戻しマルテンサイト相、残留オーステナイト相およびその他の相が生成していない。このため、降伏応力と引張強度が低く、強度特性に劣っていることがわかる。
　実験例５６の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき工程後のめっき層に合金化処理を施す際の処理時間が短すぎるため、不めっきとなった箇所が多く発生し、外観検査の結果が「×」となった例である。
　実験例６０の溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき工程後の平均冷却速度が本発明の規定範囲を下回っていることから、鋼板組織における残留オーステナイト相の体積分率が本発明の規定範囲を下回っている一方、その他の組織の体積分率が高くなっている。また、残留オーステナイト相の粒子間の平均距離が本発明の規定範囲を超えている。このため、降伏応力、引張強度、全伸びが低くなる結果となり、強度特性に劣っていることがわかる。
　実験例６４の溶融亜鉛めっき鋼板は、熱延工程における圧延完了温度が本発明の規定範囲を超えていることから、残留オーステナイト相の平均粒子径および粒子間平均距離の何れもが、本発明の規定範囲を超えている。このため、限界打ち抜き回数が２５０回と著しく低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。
　実験例６８の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における還元帯の水蒸気と水素との分圧比｛Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）｝が、本発明で規定する範囲を逸脱しており、鋼板表層部における脱炭層の厚さが本発明の規定範囲を超えている。このため、実験例６８の鋼板は、疲労強度が極めて低く、実用に堪えないものとなった。
　実験例７２の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき工程後のめっき層に合金化処理を施す際の処理温度が本発明の規定範囲を超えているため、鋼板組織における残留オーステナイト相の体積分率が本発明の規定範囲を下回っている一方、その他の組織の体積分率が高くなっている。また、残留オーステナイト相中の固溶炭素量が本発明の規定範囲を下回っているとともに、粒子間の平均距離が本発明の規定範囲を超えている。このため、外観検査の結果が「×」となり、また、めっき剥離試験においてめっきの剥離が生じた。さらに、降伏応力、引張強度が低くなる結果となり、強度、延性および機械切断特性の何れもが劣っていることがわかる。
　実験例７６の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における曲げ加工を行わなかったことから、残留オーステナイト相の平均粒子径および粒子間の平均距離の何れもが、本発明の規定範囲を超えている。このため、限界打ち抜き回数が５００回と低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。
　実験例８０の溶融亜鉛めっき鋼板は、熱延工程における冷却停止温度が本発明の規定範囲を超えていることから、残留オーステナイト相の平均粒子径および粒子間の平均距離の何れもが、本発明の規定範囲を超えている。このため、限界打ち抜き回数が３５０回と著しく低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。
　実験例８４の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における予熱帯の空気比が本発明の規定範囲を超えているため空気の量が多すぎることから、鋼板表層部における脱炭層の厚さが本発明の規定範囲を超えている。このため、めっき性に劣ることから外観検査の結果が「×」の評価となり、また、限界打ち抜き回数が４００回と低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。
　実験例８８の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における曲げ加工の曲げ半径が本発明の規定範囲を超えているため、残留オーステナイト相の平均粒子径および粒子間平均距離の何れもが、本発明の規定範囲を超えている。このため、限界打ち抜き回数が５５０回と低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。
　実験例９２の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における３００～４７０℃での停留時間が本発明の規定範囲を超えており、残留オーステナイト相中の固溶炭素量が本発明の規定範囲を大きく超えているため、限界打ち抜き回数が３５０回と著しく低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。
　実験例９６の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における３００～４７０℃での停留時間が本発明の規定範囲を下回っており、残留オーステナイト相の体積分率が本発明の規定範囲を下回っている一方、マルテンサイト相の体積分率が高くなっていることから、残留オーステナイト相中の固溶炭素量が本発明の規定範囲を下回っているとともに、粒子間平均距離が本発明の規定範囲を超えている。このため、ｎ値が０．０６０と低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。
　実験例１００の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程において、３００～４７０℃の温度域での張力を付加しなかったことから、残留オーステナイト相の平均粒子径および粒子間の平均距離の何れもが、本発明の規定範囲を超えている。このため、限界打ち抜き回数が５００回と低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。
　実験例１０４の溶融亜鉛めっき鋼板は、冷延工程における圧下率が本発明の規定範囲を下回っていることから、残留オーステナイト相の平均粒子径および粒子間平均距離の何れもが、本発明の規定範囲を超えている。このため、限界打ち抜き回数が４５０回と低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。
　実験例１０８の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における６５０℃からの平均冷却速度が本発明の規定範囲を下回っていることから、残留オーステナイト相がほとんど生成されず、一方で、その他の組織が多く生成される結果となった。このため、引張強度が低く、また、ｎ値が本発明の規定範囲を下回っており、強度および延性に劣っていることがわかる。
　実験例１１２の溶融亜鉛めっき鋼板は、熱延工程における４００℃まで徐冷する時間が本発明の規定範囲を下回っており、残留オーステナイト相の平均粒子径および粒子間の平均距離の何れもが、本発明の規定範囲を超えている。このため、限界打ち抜き回数が３５０回と著しく低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。
　実験例１１６では、冷延工程における圧下率が大きすぎるために鋼板が破断し、溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができなかった。
　実験例１２０の溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき工程におけるめっき浴中の有効Ａｌ量が０％であることから、めっき剥離試験においてめっき層の剥離が生じた。
　実験例１２１～１２３の溶融亜鉛めっき鋼板は、化学成分が所定の範囲を逸脱した例である。これらの内、実験例１２１では、Ｃ量が本発明で規定する下限未満となっていることから、鋼板組織においてフェライト相が大量に生成され、引張強度が低い結果となり、強度特性に劣っていることがわかる。また、実験例１２２では、Ｃ量が本発明で規定する上限超となっていることから、鋼板組織において残留オーステナイト相が大量に生成され、ｎ値が低い結果となり、延性に劣っていることがわかる。また、実験例１２３では、Ｍｎ量が本発明で規定する下限未満となっていることから、鋼板組織においてフェライト相が大量に生成され、引張強度が低い結果となり、強度特性に劣っていることがわかる。
　実験例１２４の合金化溶融めっき鋼鈑は、焼鈍工程において、３００～４７０℃の温度域での張力が本発明の規定範囲を超えた例である。ここでは、焼鈍工程後の鋼板の板厚が焼鈍工程前の鋼板の板厚に比べて減少し、所定の板厚精度を得られずに実験を中止した例である。
　実験例１２５では、Ｓｉの含有量が大きく、冷間圧延工程において鋼鈑が破断し、実験を中止した例である。
　実験例１２６の合金化溶融めっき鋼鈑は、Ｓｉの含有量が少なく、鋼板表層部における酸化物の生成が適正とならず、酸化物の密度が本発明の規定範囲から逸脱している。このため、限界打ち抜き回数が４００回と著しく低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。
　実験例１２７では、Ｍｎの含有量が大きく、鋳造完了後から熱間圧延工程に供するまでの間にスラブが破断し、実験を中止した例である。
　実験例１２８では、Ａｌの含有量が大きく、焼鈍工程において前後の鋼鈑と溶接した部位が破断し、実験を中止した例である。
　以上説明した実施例の結果より、本発明の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら優れた延性を備えるとともに、加工設備等を劣化させることがなく、高い機械切断特性を備えることが明らかである。
　本発明によれば、例えば、鋼板をプレス加工等によって成形して得られる部材等の用途において、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら、優れた延性と機械切断特性が得られ、優れた強度および加工性が同時に得られる。これにより、例えば、特に、自動車用部材等の分野に本発明を適用することにより、車体の強度増強に伴う安全性の向上や、部材製造時の加工性の向上等のメリットを十分に享受することができ、その社会的貢献は計り知れない。

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    Ｃ　：０．０７５～０．４００％、
    Ｓｉ：０．０１～２．００％、
    Ｍｎ：０．８０～３．５０％、
    Ｐ　：０．０００１～０．１００％、
    Ｓ　：０．０００１～０．０１００％、
    Ａｌ：０．００１～２．００％、
    Ｎ　：０．０００１～０．０１００％、
    Ｏ　：０．０００１～０．０１００％
    を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板の表面にめっき層を有する板厚０．６～５．０ｍｍの高強度溶融亜鉛めっき鋼板であって、
    　鋼板の表面から板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、鋼板組織が、少なくとも体積分率で４０～９０％のフェライト相、および、３％以上の残留オーステナイト相を含み、
    　前記残留オーステナイト相は、相中における固溶炭素量が０．７０～１．００％であり、平均粒子径が２．０μｍ以下であるとともに、粒子間の平均距離が０．１～５．０μｍであり、
    　鋼板表層部における脱炭層の厚さが０．０１～１０．０μｍであり、前記鋼板表層部に含まれる酸化物の平均粒子径が３０～１２０ｎｍであるとともに、その平均密度が１．０×１０１２個／ｍ２以上であり、
    　さらに、３～７％の塑性変形時における加工硬化係数（ｎ値）が平均で０．０８０以上であることを特徴とする機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 　さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．００１～０．１５０％、
    Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
    Ｖ　：０．００１～０．３００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１～２．００％、
    Ｎｉ：０．０１～２．００％、
    Ｃｕ：０．０１～２．００％、
    Ｍｏ：０．０１～２．００％、
    Ｂ　：０．０００１～０．０１００％、
    Ｗ　：０．０１～２．００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　さらに、質量％で、
    Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１～０．０１００％含有することを特徴とする請求項１に記載の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 　請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層が合金化されてなることを特徴とする機械切断特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. 　質量％で、
    Ｃ　：０．０７５～０．４００％、
    Ｓｉ：０．０１～２．００％、
    Ｍｎ：０．８０～３．５０％、
    Ｐ　：０．０００１～０．１００％、
    Ｓ　：０．０００１～０．０１００％、
    Ａｌ：０．００１～２．００％、
    Ｎ　：０．０００１～０．０１００％、
    Ｏ　：０．０００１～０．０１００％
    を含有し、残部が鉄および不可避的不純物の化学成分を有するスラブを、直接または一旦冷却した後に１１８０℃以上に加熱し、８５０～９５０℃を圧延完了温度とする熱間圧延を施した後に、５００～６５０℃まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で急冷した後、コイルに巻き取り、４００℃まで１．０時間以上かけて徐冷する熱延工程と、
    　前記熱延工程に次いで酸洗した後、合計の圧下率を３０～７５％とする冷間圧延を行う冷延工程と、
    　前記冷延工程後の鋼板を、６００～７５０℃間の平均加熱速度を２０℃／ｓ以下として、７５０℃以上まで加熱し、次いで、７５０～６５０℃間の平均冷却速度を１．０～１５．０℃／ｓとして冷却し、６５０℃からの平均冷却速度を３．０℃／ｓ以上として冷却し、３００～４７０℃の温度域において２０～１０００秒停留させながら、該温度域において５～１００ＭＰａの張力をかけつつ、曲げ半径を８００ｍｍ以下とする曲げ加工を１回以上施す焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程の後、めっき浴温度：４５０～４７０℃、めっき浴進入時の鋼板温度：４３０～４９０℃、めっき浴中における有効Ａｌ量：０．０１～０．１８質量％の条件で鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬することにより、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施してめっき層を形成するめっき工程と、
    　前記めっき工程後に、１５０℃以下まで平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却する冷却工程と、を備え、
    　前記焼鈍工程は、予熱バーナーに用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積と、単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積との比である空気比：０．７～１．２とされた条件の予熱帯において、４００～８００℃の鋼板温度に加熱しながら通板させることで鋼板表層部に酸化物を生成させ、次いで、水蒸気（Ｈ２Ｏ）と水素（Ｈ２）との分圧比Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）：０．０００１～２．０とされた還元帯において７５０℃以上まで加熱することにより、前記予熱帯において生成させた前記酸化物を還元した後に冷却を行うことを特徴とする機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  7. 　請求項６に記載の方法で熱延工程、冷延工程、焼鈍工程、めっき工程までを行った後であって前記冷却工程の前、前記めっき工程で形成されためっき層に４７０～６２０℃の温度で合金化処理を施すことを特徴とする機械切断特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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