WO2013047821A1 - 焼付硬化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

焼付硬化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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    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/26—Web or sheet containing structurally defined element or component, the element or component having a specified physical dimension
    • Y10T428/263—Coating layer not in excess of 5 mils thick or equivalent
    • Y10T428/264—Up to 3 mils
    • Y10T428/265—1 mil or less

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in bake hardenability, a high-strength galvannealed steel sheet, and methods for producing them.
  • bake hardening means that C (solid solution C) and N (solid solution N) remaining in a solid solution state in the steel sheet are baked after coating (usually heated to around 170 ° C. and held for several tens of minutes. This is a phenomenon in which the yield strength increases by diffusing into dislocations and fixing these dislocations. It is known that the increase in yield strength is the coating bake hardening amount (BH amount), and the BH amount is generally increased by increasing the solute C amount or the solute N amount.
  • BH amount coating bake hardening amount
  • Patent Document 1 discloses a cold-rolled steel sheet in which a hard structure composed of bainite and martensite is a main structure and a high bake hardening amount is secured by limiting the ferrite fraction to 5% or less.
  • Patent Document 2 discloses that seizure curability, ductility, and hole expandability are improved by using bainite as a main structure, reducing the hardness ratio of bainite and ferrite, and reducing the dispersion of hardness in each structure.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet that aims to achieve this is disclosed.
  • patent document 3 it is set as the steel plate containing the tempered martensite and / or tempered bainite obtained by annealing as it is, without performing cold rolling to a hot-rolled steel plate, or by performing annealing twice after cold rolling.
  • a method for improving workability and bake hardenability is disclosed.
  • Patent Documents 4, 5 and 6 disclose techniques for improving the bake hardenability by adding a large amount of N.
  • Patent Documents 1 and 2 although there is a reference to the bake-curing amount, there is no mention of bake-curing anisotropy, and it is extremely unstable whether a desired bake-curing amount can be secured stably. It was something. Moreover, since the method of patent document 3 does not perform cold rolling, there existed a problem which the plate
  • An object of the present invention is to provide a high-strength galvannealed steel sheet and a method for producing the same.
  • the present inventors have intensively studied to solve the above problems. As a result, while increasing the average dislocation density in the steel sheet, weakening the anisotropy of the austenite texture, and making it an isotropic structure, while ensuring high strength over 900 MPa tensile strength and excellent ductility. It has been found that a steel sheet having a large amount of bake hardening and isotropic bake hardenability can be obtained.
  • the gist of the present invention aimed at solving the above problems is as follows.
  • Base material steel plate is mass%, 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, respectively.
  • the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the structure of the base steel sheet contains 3% or more of retained austenite phase, 50% or less of ferrite phase, and 40% or more of hard phase in volume fraction.
  • the average dislocation density is 5 ⁇ 10 13 / in the range of 1/8 thickness centered on the thickness 1/4 from the surface to 3/8 thickness centered on the thickness 1/4 from the surface of the base steel plate.
  • the amount of solid solution C contained in the retained austenite phase is 0.00% by mass. 70 to 1.00%, the X-ray random strength ratio of FCC iron in the texture of the residual austenite phase is 3.0 or less, and the grain size in the rolling direction and the grain size in the sheet width direction of the residual austenite phase
  • the bake hardenability is characterized in that the ratio of 0.75 to 1.33, and further, a hot dip galvanized layer is formed on the surface of the base steel sheet, resulting in a plate thickness of 0.6 to 5.0 mm. High strength hot-dip galvanized steel sheet.
  • a decarburized layer in which an oxide is finely dispersed and has a thickness of 0.01 to 10.0 ⁇ m is formed on a surface layer portion of the base steel plate, and an average particle diameter of the oxide is The high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent bake hardenability according to [1] above, having an average density of 500 nm or less and an average density of 1.0 ⁇ 10 12 pieces / m 2 or more.
  • Hot rolling is performed such that the relationship between the temperature T of the hot-rolled steel sheet in the range, the sheet thickness h, and the elapsed time t between the passes satisfies the following formula (1), and rolling is performed at a temperature range of 880 ° C. or higher.
  • a hot rolling step to be completed a first cooling step in which cooling is started after the elapsed time from the completion of hot rolling to the start of cooling being set to 1.0 second or more, and the cooling is stopped at 450 ° C. or higher, 1 elapsed time after cooling to 400 ° C.
  • a cold rolling step of cold rolling at a reduction rate of the total as a 30 to 75%, the maximum heating temperature (Ac 3 -50) A continuous annealing step of annealing at a temperature of °C or higher, and the continuous A dipping step, and a plating step of forming a hot dip galvanized layer on the surface of the steel plate by immersing the steel plate in a galvanizing bath, and a high strength hot dip galvanized steel plate having excellent bake hardenability Production method.
  • N is the total number of passes from the start to completion of hot rolling
  • i is the order of passes
  • T i is the rolling temperature (° C.) in the i-th pass
  • h i is the i-th pass.
  • the elapsed time from the final pass to the next pass is the elapsed time from the final pass to the start of cooling after completion of hot rolling.
  • the volume of air contained in a unit volume of the mixed gas in the mixed gas of air and fuel gas used for heating and the fuel gas contained in the unit volume of the mixed gas are completely burned. Therefore, oxides are generated on the surface layer of the steel plate in the pretropical zone where the air ratio, which is the ratio of the theoretically required air volume to 0.7 to 1.2, is generated, and then H 2 O and H After reducing the oxide in a reduction zone in which the partial pressure ratio with respect to 2 (P (H 2 O) / P (H 2 )) was 0.0001 to 2.0, the plating bath temperature was 450 to 470 ° C., The surface of the steel sheet is immersed by immersing the steel sheet in a galvanizing bath under the conditions that the steel sheet temperature when entering the plating bath is 430 to 490 ° C.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet and the high-strength galvannealed steel sheet of the present invention are provided with a sufficient average dislocation density by prescribing the microstructure of the steel sheet to a predetermined fraction.
  • C can be fixed to the steel plate, and the amount of C in the steel sheet can be increased.
  • the bake hardening amount can be increased.
  • the retained austenite can be made unstable and can be easily transformed into martensite by molding or the like.
  • the bake hardening amount can be increased.
  • the residual austenite is transformed into a very hard martensite, movable dislocations are introduced around the martensite structure, so that a further bake hardening amount can be secured.
  • an isotropic retained austenite structure can be obtained. Therefore, since it can be transformed into isotropic martensite by subsequent processing such as molding, the bake hardenability can also be made isotropic. Also, by defining the morphology of residual austenite crystal grains, the transformation rate to martensite depending on the processing direction can be made stable and constant, and the bake hardenability obtained by martensite transformation is isotropic. It can be a typical one.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet and the high-strength galvannealed steel sheet according to the present invention can secure a sufficient bake hardening amount and can obtain isotropic bake hardenability. Therefore, in addition to the improvement in strength and ductility, the bake hardenability can be greatly improved. Moreover, since the steel plate of this invention can provide isotropic bake hardenability, when employ
  • the manufacturing method of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention it is desired to have a sufficient dislocation density by defining the conditions of the hot rolling process and the subsequent cooling process.
  • the microstructure of the austenite structure can be suppressed, the development of the austenite texture can be suppressed, and the anisotropy of the austenite structure can be weakened. Therefore, the martensite structure transformed by the subsequent processing can be made isotropic, and the bake hardenability can be improved.
  • the bainite transformation is promoted by stopping at a temperature range of 300 to 470 ° C. for a predetermined time. Therefore, the amount of dissolved C in the retained austenite obtained in the annealing step can be controlled, and the retained austenite can be destabilized. As a result, since it becomes easy to transform into martensite during the subsequent process, the bake hardening amount can be increased.
  • the base material steel sheet is C: 0.075-0.400%, Si: 0.10-2.00%, Mn: 0.80-3. 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: 0.00. 0001 to 0.0100, and the balance is made of Fe and inevitable impurities, and the base steel sheet has a volume fraction of 3% or more of retained austenite phase, 50% or less of ferrite phase, and 40%.
  • the average dislocation containing the hard phase as described above density is not less 5 ⁇ 10 13 / m 2 or more, contained in the residual austenite phase
  • the amount of solute C is 0.70 to 1.00% by mass
  • the X-ray random strength ratio of FCC iron in the texture of the retained austenite phase is 3.0 or less
  • the residual austenite phase is in the rolling direction.
  • the ratio of the particle size to the plate thickness direction is 0.75 to 1.33
  • a hot dip galvanized layer is formed on the surface of the base steel plate, resulting in a plate thickness of 0.6 to 5.0 mm. It is characterized by.
  • the reason for limiting the steel sheet structure and chemical composition (composition) of the present invention will be described.
  • the description of% means the mass% unless there is particular notice.
  • the plate thickness of the applied steel sheet is 0.6 to 5.0 mm. If it is less than 0.6 mm, it is difficult to keep the shape of the steel plate flat, and if it exceeds 5.0 mm, it is difficult to cool the inside of the steel plate uniformly and a predetermined microstructure cannot be obtained. .
  • the microstructure of the base steel sheet of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention has a predetermined chemical component and has a thickness from the surface of the steel sheet centered at a thickness of 1/4 to a thickness from the surface to a thickness of 1 / In the range of 3/8 thickness centering on 4, the volume fraction is 3% or more of retained austenite phase (hereinafter referred to as retained austenite), 50% or less of ferrite phase (hereinafter referred to as ferrite), and 40% or more. Containing a hard phase.
  • “Ferrite” Ferrite has a low yield stress and is a structure having excellent work hardening characteristics. For this reason, if the ferrite fraction is excessively increased, the strength before bake-hardening treatment is increased, and the yield stress after bake-hardening treatment is reduced, so the bake hardenability is greatly deteriorated. 50% or less.
  • the ferrite fraction is preferably 45% or less, and more preferably 40% or less.
  • the lower limit of the ferrite fraction is not particularly defined and may be 0%. From the viewpoint of ductility, the ferrite fraction is preferably 5% or more, and more preferably 10% or more.
  • Residual austenite Residual austenite has an FCC (face-centered cubic lattice) crystal structure, transforms into hard martensite during processing such as molding, and exhibits large work hardening. Further, since martensite generated during processing is tempered at a low temperature by a bake hardening process, the yield stress is remarkably increased, so that a large bake hardening amount can be obtained by increasing the volume fraction of retained austenite. Furthermore, since the residual austenite is transformed into martensite, movable dislocations are introduced around the martensite structure, so that a more bake hardening amount can be obtained. From these viewpoints, the volume fraction of retained austenite is 3% or more.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 5% or more, and more preferably 7% or more.
  • the volume fraction of retained austenite is 30% or less.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 25% or less, and more preferably 20% or less.
  • the amount of the austenite stabilizing element that dissolves in the retained austenite determines the stability of the retained austenite and changes the amount of strain required for the retained austenite to transform into hard martensite. For this reason, it is possible to control the work hardening behavior by controlling the amount of solid solution element of retained austenite, and to greatly improve the bake hardenability, ductility and tensile strength.
  • retained austenite is unstable, and the solid solution amount of C, which is an austenite stabilizing element, is controlled so that it can be easily transformed into martensite even with a small amount of strain.
  • the amount of solid solution carbon in retained austenite is set to 1.00% or less.
  • the amount of dissolved carbon in the retained austenite exceeds 1.00%, the retained austenite becomes excessively stable, the amount of martensite generated by processing such as molding before bake-hardening treatment is small, and sufficient bake hardenability. Cannot be obtained.
  • the amount of solid solution carbon in the retained austenite is preferably 0.96% or less.
  • the amount of dissolved carbon in the retained austenite is less than 0.70%, martensitic transformation starts in the process of cooling to room temperature after the annealing process, and the fraction of retained austenite cannot be secured. 70% or more.
  • the amount of solid solution carbon is preferably 0.75% or more, and more preferably 0.80% or more.
  • the adjustment of the solid solution carbon is as follows: 1] The amount of reduction and the temperature from 1050 ° C. to the completion of finish rolling are in the range of the formula (1) described later, and 2] 300 to 470 ° C. after annealing as described later. Both hold for 20-1000 seconds. That is, unless both 1] and 2] are made compatible, it is substantially impossible to adjust the solute carbon.
  • the microstructure of the hot-rolled sheet is uniform and fine, and island-like pearlite is uniformly and finely dispersed. Since Mn is segregated in this pearlite, it is preferentially replaced by residual ⁇ through phase transformation in the annealing process. And in the homogeneous and fine austenite, solid solution carbon concentrates efficiently with the phase transformation in an annealing process, and it becomes an appropriate amount of solid solution carbon.
  • the formula (1) is less than the specified range, recrystallization does not proceed, so that coarse pearlite elongated in the rolling direction is generated. And the retained austenite produced
  • Equation (2) The amount of dissolved C in the retained austenite (C ⁇ ) was determined by performing an X-ray diffraction test under the same conditions as the measurement of the area fraction of retained austenite to obtain the lattice number a of the retained austenite. It can be obtained using. Equation (2) is disclosed in the document Scripta Metallurgica et Materialia, vol.24.1990.p509-514.
  • the transformation from retained austenite to martensite during processing is affected by the crystal orientation of retained austenite. For this reason, if the crystal orientation of retained austenite is strongly deflected, the transformation rate to martensite with respect to the degree of processing changes depending on the processing direction, and the bake hardening amount changes. Therefore, in order to obtain an isotropic bake hardening amount, it is necessary to make the crystal orientation of the retained austenite random so that the transformation rate to martensite with respect to the degree of processing is constant regardless of which direction it is processed.
  • the degree of the crystal orientation of retained austenite can be evaluated by measuring the texture of iron FCC crystals by X-ray diffraction. Specifically, the X-ray random intensity ratio of FCC iron is calculated by a series expansion method based on a plurality of pole figures among ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 311 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ pole figures measured by X-ray diffraction. What is necessary is just to obtain
  • ODF Orientation Distribution Function
  • the X-ray random intensity ratio of FCC iron in the texture of retained austenite is 3.0 or less. It is necessary to.
  • the lower the random intensity ratio is, the more preferable it is, and it is preferably 2.5 or less, and more preferably 2.0 or less.
  • the lower limit of the random intensity ratio is not particularly required, it is preferable to set it to 1.2 or more because it is very difficult to make it less than 1.2 industrially.
  • the X-ray random intensity ratio means that the X-ray intensity of each of the standard sample and the test material that does not accumulate in a specific orientation is measured by the X-ray diffraction method or the like under the same conditions. It is a numerical value obtained by dividing the X-ray intensity by the X-ray intensity of the standard sample.
  • the preparation of the X-ray diffraction sample may be performed as follows. First, the steel plate is polished to a predetermined position in the plate thickness direction by mechanical polishing, chemical polishing, etc., and distortion is removed by electrolytic polishing or chemical polishing as necessary, and at the same time, the 1/4 plate thickness portion becomes the measurement surface. Adjust to. Since it is difficult to accurately set the measurement surface to a 1 ⁇ 4 plate thickness portion, the sample should be prepared so that the measurement surface is within 3% of the plate thickness with the target position as the center. That's fine. If measurement by X-ray diffraction is difficult, a statistically sufficient number of measurements may be performed by the EBSD method.
  • the transformation rate to martensite changes depending on the processing direction, and an anisotropy of the bake hardening amount occurs. That is, by defining the morphology of the retained austenite crystal grains, it is possible to weaken the anisotropy of the bake hardening amount.
  • d (RD) / d (TD) when the average grain size in the rolling direction of the retained austenite crystal grains is d (RD) and the average grain size in the sheet width direction is d (TD), a parameter consisting of both, d (RD) / D (TD) is limited to the range of 0.75 to 1.33.
  • d (RD) / d (TD) is preferably 0.80 or more and 1.25 or less, and is 0.85 or more and 1.18 or less. It is more preferable.
  • the crystal grains of retained austenite are mirror-finished with a plane parallel to the plate thickness at 1 ⁇ 4 thickness, and high by the EBSD (Electron Bach-Scattering Diffraction) method using FE-SEM (Field Emission Scanning Electron Microscopy). Resolution crystal orientation analysis was performed and evaluated. The measurement step was set to 0.1 ⁇ m, 10 or more points indicating the diffraction pattern of FCC iron were gathered, and the region where the difference in crystal orientation between each other was less than 10 ° was defined as residual austenite crystal grains.
  • the crystal orientation difference from the second adjacent measurement point is obtained at each measurement point, the point where the crystal orientation difference judged to belong to a different crystal grain is 10.0 ° or more is ignored, and the remaining in the same crystal grain
  • the average value of the crystal orientation differences with the second proximity measurement point group having a crystal orientation difference of 10.0 ° or less is determined.
  • the grain size 30 to 300 randomly selected retained austenite crystal grains were measured in the rolling direction and the sheet width direction, respectively.
  • Hard phase In this embodiment, 40% or more of a hard phase is contained in addition to the ferrite and retained austenite.
  • the hard phase preferably contains a composite of bainitic ferrite phase and / or bainite phase, tempered martensite phase, and fresh martensite phase. This hard phase is a generic name for transformation products that are harder than the ferrite phase.
  • Bainitic ferrite and / or bainite is a structure necessary for efficiently obtaining retained austenite, and is preferably contained in the steel sheet structure in a volume fraction of 10 to 80%.
  • Bainitic ferrite and / or bainite is a microstructure having an intermediate strength between soft ferrite and hard martensite, tempered martensite and retained austenite, and should be contained in an amount of 15% or more from the viewpoint of stretch flangeability. Is more preferable, and it is still more preferable that 20% or more is contained.
  • the volume fraction of bainitic ferrite and / or bainite exceeds 80%, it is not preferable because the yield stress increases excessively and the ductility deteriorates.
  • the volume fraction of bainitic ferrite and / or bainite is preferably 70% or less, and more preferably 60% or less.
  • Tempered martensite 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, if the volume fraction of the tempered martensite contained in the steel sheet structure exceeds 50%, it is not preferable because the yield stress is excessively increased and the bake hardenability is deteriorated.
  • the steel sheet structure preferably contains 25% or less in volume fraction.
  • the volume fraction of fresh martensite is more preferably 20% or less, and further preferably 15% or less.
  • the microstructure of the steel sheet of the present invention may contain other structures such as pearlite and / or coarse cementite.
  • other structures such as pearlite and / or coarse cementite.
  • the total volume fraction of pearlite and / or coarse cementite contained in the steel sheet structure is preferably 10% or less, and more preferably 5% or less.
  • tissue as demonstrated above can be measured by the method shown below, for example.
  • the volume fraction of ferrite, retained austenite, bainitic ferrite, bainite, tempered martensite and fresh martensite contained in the steel sheet structure of the steel sheet of the present invention is a cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet and perpendicular to the plate surface.
  • a sample is taken as an observation surface, the observation surface is polished, nital etched, and the range from 1/8 thickness centering on the plate thickness 1/4 to 3/8 thickness centering on the plate thickness 1/4 from the surface.
  • the area fraction can be measured by observing with a field emission scanning electron microscope (FE-SEM: Field Emission Electron Microscope), and can be regarded as the volume fraction.
  • the average dislocation density (at the time of shipment) in the range of 1/8 thickness centered on the thickness 1/4 from the surface to 3/8 thickness centered on the thickness 1/4 from the surface of the base steel sheet according to the present embodiment. ) Is set to 1.0 ⁇ 10 13 / m 2 or more.
  • the reason for defining the average dislocation density will be described.
  • it is very effective to add a large amount of solute carbon.
  • the transformation temperature is lowered as much as possible to increase the average dislocation density in the steel sheet, and the amount of solid solution carbon can be reduced by fixing carbon to a large amount of dislocations.
  • the average dislocation density in the steel sheet is set to 1.0 ⁇ 10 13 / m 2 or more. Since the larger the dislocation density is, the easier it is to obtain solute carbon, the average dislocation density is preferably 3.0 ⁇ 10 13 / m 2 or more, more preferably 5.0 ⁇ 10 13 / m 2 or more. preferable.
  • the upper limit of the dislocation density is not particularly set, but when the dislocation density exceeds 1.0 ⁇ 10 17 / m 2 , the ductility is significantly deteriorated. Therefore, the dislocation density is preferably 1.0 ⁇ 10 17 / m 2 or less. It is more preferable to set it to 0.0 ⁇ 10 16 / m 2 or less.
  • the dislocation density can be determined by X-ray diffraction or observation with a transmission electron microscope (TEM). Since TEM can observe a minute region, a dislocation density of a ferrite and a hard structure can be measured for a multiphase steel sheet. However, in the TEM observation, it is necessary to process the steel plate into a thin plate or thin needle at the sample preparation stage, and it is difficult to prepare the sample, and because the sample is small, the dislocation reaches the sample surface with a slight movement. In this case, the dislocation density may decrease, and sufficient care must be taken in the preparation of the sample. In addition, TEM observation has a limited field of view. On the other hand, the X-ray diffraction method can measure the average dislocation density over a wide area relatively easily. Therefore, in the present invention, a method for measuring the dislocation density using the X-ray diffraction method is adopted.
  • TEM transmission electron microscope
  • the dislocation density can be obtained by controlling the fraction of the microstructure within a predetermined range and performing appropriate temper rolling. This is because the dislocation density accumulated inside differs depending on the type of microstructure.
  • the surface layer portion is hardened in order to increase the adhesion of the plating layer, increase the yield stress of the surface layer, and prevent it from yielding easily after bake hardening treatment.
  • the bake hardenability is improved by forming a decarburized layer with less texture and dispersing fine oxides.
  • hard structure refers to a structure composed mainly of the hard layer or retained austenite described above.
  • the thickness of the decarburized layer formed on the surface layer portion of the base steel plate is 0.01 to 10.0 ⁇ m
  • the average grain diameter of the oxide finely dispersed in the decarburized layer is 500 nm or less
  • the decarburized The average density of the oxide in the coal bed is set to a range of 1.0 ⁇ 10 12 pieces / m 2 or more.
  • the tensile strength can be secured and the adhesion between the base steel plate and the plating layer can be enhanced.
  • the thickness of the decarburized layer is set to 0.01 ⁇ m or more.
  • the thickness of the decarburized layer is preferably 0.08 ⁇ m or more, and more preferably 0.15 ⁇ m or more.
  • an excessively thick decarburized layer reduces the tensile strength and fatigue strength of the steel sheet.
  • the thickness of the decarburized layer is 10.0 ⁇ m or less. From the viewpoint of fatigue strength, the thickness of the decarburized layer is preferably 9.0 ⁇ m or less, and more preferably 8.0 ⁇ m or less.
  • the decarburized layer is an area that continues from the outermost surface of the ground iron, and in this area, the area where the hard structure fraction is less than or equal to half of the hard structure fraction at 1 ⁇ 4 thickness of the base steel sheet.
  • the thickness of the decarburized layer is a mirror-finished sheet thickness section parallel to the rolling direction, observed using FE-SEM, measured at three or more decarburized layer thicknesses on one steel plate, Decarburized layer thickness.
  • the decarburized layer formed on the surface layer of the base steel plate has low strength, and it is difficult to break from the decarburized layer, but there is a large difference in strength between the inside of the steel plate and the decarburized layer.
  • the interface with can act as a starting point for new destruction. In order to prevent this, it is effective to disperse the oxide in the crystal grains and / or crystal grain boundaries in the decarburized layer to increase the strength of the decarburized layer and reduce the strength difference from the inside of the steel plate.
  • the oxide density is set to 1.0 ⁇ 10 12 pieces / m 2 or more.
  • the oxide density is preferably 3.0 ⁇ 10 12 pieces / m 2 or more, and more preferably 5.0 ⁇ 10 12 pieces / m 2 or more.
  • the density of the oxide exceeds 1.0 ⁇ 10 16 pieces / m 2 , the distance between the oxides becomes excessively close, and the surface layer portion is destroyed by mild processing, and the plating layer thereon is damaged.
  • the oxide density is preferably 5.0 ⁇ 10 15 pieces / m 2 or less, more preferably 1.0 ⁇ 10 15 pieces / m 2 or less. preferable.
  • the oxide here refers to an oxide mainly containing Si and / or Mn.
  • the average particle diameter of an oxide shall be 500 nm or less.
  • the average particle diameter of the oxide is preferably 300 nm or less, and more preferably 100 nm or less.
  • the lower limit of the average particle diameter of the oxide is not particularly provided, but in order to make it less than 30 nm, it is necessary to strictly control the treatment atmosphere and temperature, and it is difficult in practical use.
  • the oxide in the decarburized layer is observed with a FE-SEM after finishing a plate thickness cross section parallel to the rolling direction to a mirror surface.
  • the oxide density is obtained by observing the decarburized layer at 7 ⁇ m for 2 minutes to count the number of oxides, or using the observation area required to count 1000 oxides.
  • the average particle size of the oxide is the average of the particle sizes corresponding to 100 to 1000 randomly selected circles.
  • the hot-dip galvanized layer formed on the surface of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment may be alloyed and used as a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the high-strength galvannealed steel sheet thus obtained can also exhibit the same effects as the above-described high-strength galvanized steel sheet.
  • a film made of a phosphorus oxide and / or a composite oxide containing phosphorus may be formed on the surface of the hot dip galvanized layer or the alloyed hot dip galvanized layer.
  • C: 0.075-0.400% C is contained in order to increase the strength and bake hardenability of the high-strength steel plate. However, if the C content exceeds 0.400%, the weldability becomes insufficient. From the viewpoint of weldability, the C content is preferably 0.300% or less, and more preferably 0.250% or less. On the other hand, if the C content is less than 0.075%, the strength is lowered, and it becomes difficult to ensure a maximum tensile strength of 900 MPa or more. In order to further improve the strength and bake hardenability, the C content is preferably 0.085% or more, and more preferably 0.100% or more.
  • Si 0.01-2.00%
  • Si is an element necessary for suppressing the formation of iron-based carbides to increase strength and formability and to obtain a predetermined amount of retained austenite.
  • the Si content is preferably 1.80% or less, and more preferably 1.50% or less.
  • the Si content is less than 0.01%, a large amount of iron-based carbides are formed in the annealing process, and a sufficient amount of retained austenite cannot be obtained. Further, coarse iron is produced during the alloying treatment of the plating layer. A large amount of the system carbide may be generated, and the strength and formability may be deteriorated. Therefore, the Si content is preferably 0.20% or more, and more preferably 0.50% or more.
  • Mn: 0.80 to 3.50% Mn is added to the steel sheet of the present invention to increase the strength of the steel sheet.
  • Mn content exceeds 3.50%, a coarse Mn-concentrated portion is generated at the central portion of the plate thickness of the steel sheet, 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 preferably 3.00% or less, and 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 Mn content needs to be 0.80% or more.
  • the Mn content is preferably 1.00% or more, and more 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 is significantly embrittled, so the P content is limited to 0.100% or less. From the viewpoint of embrittlement, the P content is preferably 0.030% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly defined, the effect of the present invention is exhibited. However, if the P content is less than 0.0001%, the manufacturing cost is significantly increased. The lower limit is set to 0.0001%. Moreover, Preferably it 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, since S is combined with Mn to form coarse MnS to lower the ductility and stretch flangeability, it is preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0025% or less. The lower limit of the content of S is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, if the content of S is less than 0.0001%, a significant increase in production cost is caused, so 0.0001% Is the lower limit. In addition, Preferably it is 0.0005% or more, More preferably, it is 0.0010% or more.
  • Al 0.001% to 2.00%
  • Al is an element that suppresses the formation of iron-based carbides and makes it easy to obtain retained austenite and enhances strength and formability.
  • the Al content is preferably 1.50% or less, and more preferably 1.20% or less.
  • the effect of the present invention is exhibited even if the lower limit of the content of Al is not particularly defined, but Al is an inevitable impurity present in a minute amount in the raw material, and in order to make the content less than 0.001% Due to a significant increase in manufacturing cost, it was set to 0.001% or more.
  • Al is an element effective as a deoxidizing material, but in order to obtain a sufficient deoxidizing effect, the Al content is preferably 0.010% or more.
  • N 0.0001 to 0.0100% Since N forms coarse nitrides and deteriorates ductility and stretch flangeability, it is necessary to suppress the addition amount thereof. When the N content exceeds 0.0100%, the tendency becomes remarkable, so the upper limit of the N content is set to 0.0100%. From the viewpoint of ductility and stretch flangeability, the upper limit of the N content is preferably 0.0070%, and more preferably 0.0050%. Moreover, since N causes the generation
  • O forms an oxide and degrades ductility and stretch flangeability, so the amount added must be suppressed.
  • the upper limit of the O content is set to 0.0100% or less.
  • the O content is preferably 0.0070% or less, and more preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit of the content of O is not particularly defined, the effect of the present invention is exhibited. However, when the content of O is less than 0.0001% is accompanied by a significant increase in production cost, 0.0001 % Was the lower limit.
  • the lower limit of the O content is preferably 0.0003%, and more preferably 0.0005%.
  • Ti 0.001 to 0.150%
  • Nb 0.001 to 0.100%
  • V 0.001 to 0.300%
  • 1 type (s) or 2 or more types it is preferable to add 1 type (s) or 2 or more types.
  • 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 effect of the present invention is exhibited even if the lower limit of the Ti content is not particularly defined, but in order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength by adding Ti, the Ti content should be 0.001% or more. Is preferred.
  • 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 strengthening dislocations by suppressing recrystallization.
  • the Nb content is preferably 0.150% or less.
  • the lower limit of the Nb content is not particularly defined, the effect of the present invention is exhibited.
  • the Nb content is preferably 0.001% 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 V content is preferably 0.300% or less.
  • the effect of the present invention is exhibited even if the lower limit of the V content is not particularly defined, but the V content is preferably 0.001% or more in order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength due to the addition of V. .
  • Mo 0.01 to 2.00%
  • W 0.01 to 2.00%
  • Cr 0.01 to 2.00%
  • Ni 0.01 to 2.00%
  • Cu 0.01 to 2.00%
  • B 0.0001 to 0.0100%
  • 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. Although the lower limit of the content of Mo is not particularly defined, the effect of the present invention is exhibited. However, in order to sufficiently obtain a high strength by addition of Mo, the content of Mo is 0.01% or more. preferable.
  • 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 instead of a part of C and / or Mn. If the W content exceeds 2.00%, hot workability is impaired and productivity is lowered. Therefore, the W content is preferably 2.00% or less. The lower limit of the content of W is not particularly defined, and the effects of the present invention are exhibited. However, in order to sufficiently obtain a high strength by addition of W, the content of W is preferably 0.01% 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%, hot workability is impaired and productivity is lowered. Therefore, the Cr content is preferably 2.00% or less. Although the lower limit of the Cr content is not particularly defined, the effect of the present invention is exhibited. However, in order to sufficiently obtain a high strength by addition of Cr, the Cr 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. Even if the lower limit of the Ni content is not particularly defined, the effect of the present invention is exhibited. However, in order to sufficiently obtain a high strength by adding Ni, the Ni content may be 0.01% or more. preferable.
  • Cu: 0.01-2.00% is an element that increases strength by being present in steel as fine particles, and can be added in place of a part of C and / or Mn. If the Cu content exceeds 2.00%, weldability is impaired, so the Cu content is preferably 2.00% or less. Although the lower limit of the Cu content is not particularly defined, the effect of the present invention is exhibited. However, in order to sufficiently obtain a high strength by addition of Cu, the Cu content may be 0.01% or more. preferable.
  • 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.
  • the lower limit of the content of B is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, in order to sufficiently obtain a high strength by addition of B, the content of B is preferably 0.0001% or more. .
  • 0.001 to 0.0100% in total of one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, La, and REM is added to the base material steel plate of the present invention. It is preferable.
  • “One or more of Ca, Ce, Mg, Zr, La, and REM in total 0.0001 to 0.0100%” 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 0.0100%, the ductility may be adversely affected, so the total content of each element Is preferably 0.0100% or less.
  • the lower limit of the content of one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, La, and REM is not particularly defined, but the effect of the present invention is exhibited, but the effect of improving the formability of the steel sheet is sufficient.
  • 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.
  • the manufacturing method of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to this embodiment starts the hot rolling performed in a plurality of passes by heating the slab having the above-described chemical components to 1180 ° C. or higher and completes the rolling from 1050 ° C. Perform hot rolling so that the relationship between the temperature T of the hot-rolled steel sheet in the range up to the temperature, the sheet thickness h, and the elapsed time t between the passes satisfies the following formula (1), and the temperature range is 880 ° C. or higher.
  • Continuous annealing process that anneals at °C or higher, and continuous annealing After degree comprising a plating step of forming a galvanized layer on the surface of the steel sheet by dipping the steel sheet in a zinc plating bath, a.
  • N is the total number of passes from the start to completion of hot rolling
  • i is the order of passes
  • T i is the rolling temperature (° C.) in the i-th pass
  • h i is the i-th pass.
  • the elapsed time from the final pass to the next pass is the elapsed time from the final pass to the start of cooling after completion of hot rolling.
  • Formula (1) is an empirical formula that takes into account the progress of recrystallization of austenite and the growth of recrystallized austenite in the hot rolling process, and is an index indicating the size of the austenite crystal grains after rolling.
  • the product of the rolling temperature T polynomial and the rolling reduction represents the driving force for recrystallization.
  • the exponential term represents the ease of atom diffusion and is related to the growth rate of recrystallized austenite.
  • a slab having the above-described chemical component (composition) is cast.
  • a slab produced by a continuous cast slab, a thin slab caster or the like can be used.
  • the method for producing a high-strength steel sheet of 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.
  • the slab heating temperature is set to 1180 ° C. or higher. If the slab heating temperature is excessively low, the crystal orientation anisotropy of the slab structure may occur due to casting. Also, if the slab heating temperature is low, the finish rolling temperature is lower than the Ar 3 transformation point, resulting in two-phase rolling of ferrite and austenite, the hot rolled sheet structure becomes a heterogeneous mixed grain structure, and cold rolling and annealing processes. Even if it passes through, a heterogeneous structure
  • slab heating temperature is 1200 degreeC or more. Preferably there is.
  • the upper limit of the slab heating temperature is not particularly defined, it is preferable to set the slab heating temperature to 1300 ° C. or lower because a large amount of energy needs to be input in order to heat the slab heating temperature exceeding 1300 ° C.
  • the Ar 3 transformation point temperature is calculated by the following formula.
  • Ar 3 901-325 ⁇ C + 33 ⁇ Si-92 ⁇ (Mn + Ni / 2 + Cr / 2 + Cu / 2 + Mo / 2) + 52 ⁇ Al
  • C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, and Al are content [mass%] of each element.
  • hot rolling is performed to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the texture of austenite is strengthened and the anisotropy is also increased.
  • hot rolling is performed from 1100 ° C. to the completion of hot rolling under conditions that satisfy the above formula (1) consisting of the temperature of the hot-rolled steel sheet, the sheet thickness, and the elapsed time between each pass.
  • the above formula (1) is also a formula for evaluating the degree of development of the austenite texture. When the value of the above formula (1) is less than 0.10, the austenite texture in the hot-rolled steel sheet is strengthened. The value of formula (1) is 0.10 or more.
  • the value of the above formula (1) is preferably 0.20 or more, and more preferably 0.30 or more.
  • the value of the above formula (1) may be 1.00 or less. Preferably, it is 0.90 or less.
  • the hot rolling finish rolling temperature that is, the hot rolling completion temperature is set to 880 ° C. or higher. If the completion temperature of hot rolling is less than 880 ° C., the development of austenite texture is promoted, the crystal orientation is strongly deflected, and the crystal orientation of residual austenite after cold rolling and annealing may also be deflected. Therefore, in hot rolling, it is important to perform rolling at as high a temperature as possible and not to develop a texture of retained austenite. On the other hand, although there is no particular upper limit for the completion temperature of hot rolling, when the completion temperature is set to an excessively high temperature range exceeding 1000 ° C., the slab is kept at a very high temperature in order to secure the temperature. Since it is necessary to extract and it is not preferable in terms of cost, the completion temperature is preferably set to 1000 ° C. or less.
  • the obtained hot-rolled steel sheet is rapidly cooled to form a hot-rolled coil as a coil.
  • the elapsed time until the start of the rapid cooling and the conditions for the rapid cooling are different from those of the hot-rolled steel sheet. Because it affects sex, it is necessary to control these appropriately.
  • the elapsed time from the completion of hot rolling to the start of rapid cooling is set to 1.0 second or more, and then rapid cooling is started, and this cooling is stopped at 450 ° C. or more.
  • the austenite texture in the hot-rolled steel sheet has strong anisotropy due to processing by rolling.
  • the elapsed time from the completion of hot rolling to the start of rapid cooling is set to 1.0 second or more.
  • it is preferably 1.5 seconds or more, and more preferably 2.0 seconds or more.
  • the time is preferably 20 seconds or less because it is not preferable in terms of cost. From the viewpoint of cost, it is more preferable to set it to 15 seconds or less.
  • the average cooling rate of rapid cooling until it is wound as a coil after hot rolling is 10 ° C./second or more and 60 ° C./second or less.
  • the average cooling rate is 10 ° C./second or less, ferrite and pearlite form a microstructure extending in a strip shape in the rolling direction, and Mn concentrates in the pearlite to form a strip-shaped Mn enriched region.
  • Residual austenite obtained in the annealing step is unfavorable because it is affected by this Mn-concentrated region and tends to remain in a form elongated in the rolling direction, and anisotropy of bake hardenability may occur.
  • the average cooling rate exceeds 60 ° C./second, transformation from austenite does not proceed during cooling, and a low temperature transformation structure is formed after cooling. This low temperature transformation structure is not preferable because it strongly reflects the austenite texture.
  • the cooling stop temperature in the rapid cooling affects the structure transformation during the process of winding the hot-rolled steel sheet around the coil. That is, in the step of winding the hot-rolled steel sheet as a coil, by generating pearlite and / or coarse cementite having a major axis exceeding 1 ⁇ m in the hot-rolled steel sheet, the strain introduced with cold rolling becomes non-uniform. Due to the dispersion, austenite with various crystal orientations is generated by reverse transformation in the annealing process, and the texture of retained austenite becomes random. That is, the anisotropy of retained austenite is weakened, and the isotropicization of martensite obtained by transformation of the retained austenite can be improved.
  • the rapid cooling stop temperature after hot rolling is set to 500 ° C. or higher.
  • the cooling stop temperature is preferably 530 ° C. or higher, more preferably 550 ° C. or higher.
  • the cooling stop temperature is preferably set to 630 ° C. or lower.
  • the elapsed time from the stop of the rapid cooling to 400 ° C. is set to 1.0 hour or more. That is, in order to sufficiently generate pearlite and / or coarse cementite during this elapsed time and reduce the anisotropy of bake hardenability, it is sufficient in the temperature range where cementite is generated after the rapid cooling is stopped. Since it is necessary to stop for a long time, the cooling is performed so that the elapsed time from the stop of the rapid cooling to 400 ° C. becomes 1 hour or more.
  • the elapsed time is preferably 2.0 hours or more, and more preferably 3.0 hours or more.
  • the elapsed time Although there is no particular upper limit for the elapsed time, a special facility 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.
  • the process of retaining the hot-rolled steel sheet is usually overlapped with the winding process, but the elapsed period may include the coil leaving period after winding.
  • the gradual cooling in the secondary cooling step includes, of course, a case where the secondary cooling process is held at a constant temperature during a part of the elapsed time period.
  • Cold rolling process The steel sheet wound up as a hot-rolled coil as described above is then cold-rolled. Cold rolling is performed so that the total rolling reduction is 30% or more and 75% or less. Cold 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 limited.
  • the total rolling reduction of the cold rolling is less than 30%, sufficient strain is not accumulated in the steel sheet, and the subsequent annealing process causes anisotropy without sufficiently randomizing the austenite crystal orientation caused by reverse transformation. And bake-curing anisotropy occurs.
  • the total rolling reduction of cold rolling is preferably 33% or more, and more preferably 36% or more.
  • the total rolling reduction is set to 75% or less.
  • the total rolling reduction is preferably 70% or less, and more preferably 65% or less.
  • the cold-rolled steel sheet obtained as described above is subjected to annealing treatment.
  • a hot dip galvanizing process in some cases, an alloying process of the plating layer
  • the pre-tropical atmosphere may be any of an oxidizing atmosphere, a non-oxidizing atmosphere, and a direct reducing atmosphere. Therefore, in the following, description will be made as a continuous process in which a plating-related process is incorporated in the cooling process after annealing using such a continuous annealing plating line.
  • Annealing step so that the average heating rate in the range of 600 ⁇ 750 ° C., the preferred increasing the temperature so that the 20 ° C. / sec or less, the maximum heating temperature (Ac 3 -50) °C or higher It is heated and cooled so that the average cooling rate within the range of 740 to 500 ° C. is 1.0 ° C./second or more.
  • the heating process including the temperature increase of 20 ° C./sec or less within the range of 600 to 750 ° C. is performed in the pretropical zone, and the maximum heating temperature for annealing is subsequently reached in the reduction zone.
  • cooling is performed at 1.0 ° C./second or more within the above range of 740 to 500 ° C.
  • the heating rate in the annealing process affects the recrystallization behavior in the steel sheet.
  • the heating rate at 600 to 750 ° C. greatly affects the isotropic structure. Therefore, within this temperature range, the austenite generated by reverse transformation from the retransformation is sufficiently advanced and uniform and isotropic, so that the austenite generated from the reverse transformation takes a fine and isotropic form. Therefore, the average heating rate at 600 to 750 ° C. is preferably 20 ° C./second or less.
  • the heating process in the annealing process is performed in the pre-tropical zone in the continuous annealing plating line, and at least a part of the pre-tropical zone is an oxidation treatment zone in an oxidizing atmosphere, and in the oxidation treatment zone, a steel plate It is desirable to perform an oxidation treatment for forming an Fe oxide film having an appropriate thickness on the surface layer.
  • a pre-treatment in the step of forming a decarburized layer on the steel sheet surface layer by heating in the subsequent reduction zone it is possible to form an Fe oxide film with an appropriate thickness in at least some oxidation treatment zones in the pretropical zone. desirable.
  • the temperature of the steel sheet when passing through the oxidation treatment zone is set to 400 to 800 ° C.
  • “mixing of unit volume” The air ratio, which is the ratio between the volume of air contained in the gas and the volume of air theoretically required for complete combustion of the fuel gas contained in the unit volume of mixed gas, is 0.7 to 1.2. By doing so, it is desirable to form a 0.01 to 20 ⁇ m Fe oxide film on the surface layer of the steel sheet.
  • the oxide film grows excessively, and the decarburized layer formed on the steel sheet surface layer portion may grow excessively in the subsequent reduction zone. There is a possibility that an oxide film remains on the surface layer of the steel sheet and the plateability is lowered. On the other hand, when the volume ratio is less than 0.7, an oxide film is not sufficiently generated. Further, here, the oxide film generated in the pre-tropical oxidation treatment zone functions as an oxygen supply source of oxide containing Si and / or Mn in the decarburized layer formed in the subsequent reduction zone. If not sufficiently formed, there is a possibility that a decarburized layer in which fine oxides with high density are dispersed as described above cannot be obtained.
  • the steel sheet temperature when passing through the pre-tropical oxidation treatment zone is less than 400 ° C., a sufficient oxide film cannot be formed, whereas if it exceeds 800 ° C., the oxide film grows excessively. Therefore, it becomes difficult to keep the thickness of the decarburized layer within a predetermined range.
  • the maximum heating temperature in the annealing process is low, the reverse transformation to austenite does not proceed sufficiently, and the ferrite fraction becomes excessively large.
  • the maximum heating temperature is (Ac 3 ⁇ 50) ° C. or higher, preferably (Ac 3 ⁇ 35) ° C. or higher.
  • the upper limit of the maximum heating temperature is not particularly set, but if the heating exceeds 1000 ° C., the quality of the steel sheet surface is remarkably impaired and the wettability of the plating is deteriorated. Therefore, the maximum heating temperature is preferably 1000 ° C. or less. 950 ° C. or lower is more preferable.
  • the maximum heating temperature in the annealing process is reached in the reduction zone in the continuous annealing plating line.
  • the Fe oxide film generated in the pre-tropical oxidation treatment zone can be reduced to form a decarburized layer, and an oxide containing Si and / or Mn can be appropriately dispersed in the decarburized layer.
  • the reduction zone atmosphere has a ratio of water vapor partial pressure P (H 2 O) to hydrogen partial pressure P (H 2 ) (P (H 2 O) / P (H 2 )) of 0.0001 to 2.00. An atmosphere within the range is desirable.
  • the cooling process from the highest heating temperature in the annealing process is to suppress the ferrite transformation and to make the effective crystal grain size as fine as possible by making the transformation temperature as low as possible. Cooling is performed so that the cooling rate is 1.0 ° C./second or more. That is, 740 ° C. to 500 ° C. is a temperature range in which ferrite is generated, and ferrite transformation can be suppressed by setting the average cooling rate in the temperature range to 1.0 ° C./second or more. From such a viewpoint, the average cooling rate in the cooling process from the maximum heating temperature is preferably 2.5 ° C./second or more, and more preferably 4.0 ° C./second or more.
  • the average cooling rate is preferably 150 ° C./second or less, and more preferably 100 ° C./second or less.
  • the composition of the plating bath is preferably composed mainly 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 in the range of 0.01 to 0.18 wt%.
  • the effective amount of Al in the bath is preferably in the range of 0.07 to 0.12 wt% in order to control the progress of alloying of the plating layer.
  • the plating layer when the plating layer is not alloyed, there is no problem even if the effective Al amount in the bath is in the range of 0.18 to 0.30 wt%. If there is a large amount of Al, prior to alloying, an Al alloy is first formed between the base metal / plating layers, and this acts as a barrier, so that alloying does not proceed. Therefore, when alloying is performed, the amount of Al is suppressed. On the other hand, if the amount of Al is suppressed too much, alloying proceeds excessively, so from that point of view, it is necessary to add Al, and the amount of Al is determined based on a balance between the two. On the other hand, in the case of not alloying, even if a barrier layer is formed, it does not cause a big problem.
  • the temperature of the plating bath is preferably 450 ° C. to 470 ° C. If 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, thereby deteriorating the appearance of the steel sheet.
  • the plating bath temperature is preferably 70 ° C. or less. Further, if the steel plate temperature when the steel plate enters the plating bath is lower than 430 ° C., it is practically unsuitable because a large amount of heat needs to be applied to the plating bath in order to stabilize the plating bath temperature to 450 ° C. or higher.
  • the temperature of the steel sheet entering the plating bath is preferably 430 ° C. to 490 ° C.
  • the bainite transformation is advanced to ensure sufficient retained austenite, and the time for dipping in the plating bath at a temperature in the range of 300 to 470 ° C. is also set. It is allowed to stay for 20 to 1000 seconds, whereby the volume fraction of retained austenite can be controlled. In this case, 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. In order to further enhance the bake hardenability, the retention time is preferably 35 seconds or more, and more 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.
  • the bainite transformation treatment may be performed before or after the alloying treatment.
  • the plating layer may be alloyed.
  • the alloying treatment temperature is less than 470 ° C., alloying does not proceed sufficiently, so it is preferable to set it at 470 ° C. or higher.
  • the temperature is preferably 620 ° C or less.
  • the alloying temperature is more preferably 480 to 600 ° C., further preferably 490 to 580 ° C.
  • the alloying treatment time is preferably 2 seconds or longer and more preferably 5 seconds or longer in order to sufficiently proceed with alloying.
  • the alloying treatment time is preferably 200 seconds or less, and 100 seconds or less. More preferably.
  • the alloying treatment is preferably performed immediately after immersion in the plating bath. However, after the immersion, the steel plate temperature may be once lowered to 150 ° C. or lower and then reheated to the alloying treatment temperature.
  • the average cooling rate when cooling to a temperature range of 150 ° C. or lower is 0.5 ° C./second. If it falls below, coarse cementite is produced and the strength and / or ductility may be deteriorated. Therefore, the average cooling rate is preferably 0.5 ° C./second or more, and 1.0 ° C./second or more. More preferably.
  • reheating treatment may be performed for the purpose of tempering martensite. Absent. When the reheating temperature is less than 200 ° C., tempering does not proceed sufficiently. Moreover, since intensity
  • the rolling reduction is preferably 5.00% or less.
  • the lower limit of the rolling reduction is not particularly defined, but is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • the rolling reduction of the temper rolling that does not actually generate work-induced martensite and generates a transition in ferrite is preferably 1% or less, more preferably 0.50%.
  • a hot-dip galvanized steel sheet obtained by the above-described method may be subjected to a phosphoric acid-based film forming treatment to form a film made of phosphorus oxide and / or a complex oxide containing phosphorus.
  • a film made of a composite oxide containing phosphorus oxide and / or phosphorus can function as a lubricant when processing a steel sheet, and can protect a plating layer formed on the surface of the base steel sheet.
  • the slabs having chemical components (compositions) A to AG shown in Tables 1 to 3 were cast, and immediately after casting, the hot rolling process conditions shown in Tables 4 to 7 (slab heating temperature, the above formula (1), hot The conditions of rapid cooling (first cooling process) from the completion of hot rolling to winding up as a coil after the hot rolling is completed at the rolling completion temperature) (elapsed time until the start of rapid cooling, average cooling rate of rapid cooling, rapid cooling) In the process shown in Tables 4-7, and subsequently winding as a coil, the elapsed time required for cooling from the rapid cooling stop to 400 ° C. (second cooling) is shown in Tables 4-7. It carried out as conditions shown in. Then, after winding the steel plate as a coil, a cold rolling process (cold rolling process) was performed at the rolling reduction shown in Tables 4-7.
  • Tables 4-7 slab heating temperature, the above formula (1), hot The conditions of rapid cooling (first cooling process) from the completion of hot rolling to winding up as a coil after the hot rolling is
  • the bainite transformation treatment was performed after the first cooling step and before the steel sheet was immersed in the plating bath.
  • the third cooling step shown in the table is a cooling step in the range of 740 to 500 ° C., and the bainite transformation treatment is performed at a temperature in the range of 300 to 470 ° C. after being immersed in the plating bath.
  • the fourth cooling step is a step of cooling to a temperature range of 150 ° C. or lower in the cooling process after the stop. After the plating process, some steel plates are reheated (tempering process) for the purpose of tempering martensite, and some steel plates are adjusted at the rolling reduction shown in Tables 8-14. Quality rolling was performed.
  • the steel types GI shown in Tables 8 to 14 are hot-dip galvanized steel sheets that have been hot-dip galvanized on the steel sheet surface, and GA is alloyed hot-dip galvanized steel sheets that have been alloyed after being hot-dip galvanized.
  • the amount of retained austenite is measured by X-ray diffraction, and the others are obtained by cutting out a plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet, etching the mirror-polished section with nital, and field emission scanning type. This was determined by observation using an electron microscope (FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope). Moreover, the iron content in 1/2 thickness of an alloying zinc plating layer was measured using EDX. The results are shown in Tables 15 to 18.
  • the amount of dissolved carbon in the retained austenite is obtained by performing an X-ray diffraction test under the same conditions as the measurement of the area fraction of retained austenite, obtaining the lattice number a of retained austenite, and using the above formula (2). It was. Further, the X-ray random intensity ratio of the retained austenite FCC iron was measured by X-ray diffraction.
  • the average grain size of the retained austenite grains in the rolling direction is d (RD), and the average grain size in the sheet width direction is d (TD). A parameter consisting of both, d (RD) / d (TD) is obtained. Calculated.
  • the crystal grains of retained austenite are mirror-finished with a plane parallel to the plate surface at a thickness of 1/4, and high by EBSD (Electron Bach-Scattering Diffraction) method using FE-SEM (Field Emission Scanning Electron Microscopy). Resolution crystal orientation analysis was performed and evaluated. The measurement step was set to 0.1 ⁇ m, 10 or more points indicating the diffraction pattern of FCC iron were gathered, and the region where the difference in crystal orientation between each other was less than 10 ° was defined as residual austenite crystal grains. Regarding the grain size, 30 to 300 randomly selected retained austenite crystal grains were measured in the rolling direction and the sheet width direction, respectively.
  • the thickness of the decarburized layer was measured by finishing a section of the plate thickness parallel to the rolling direction to a mirror surface and observing it with an FE-SEM.
  • the decarburization layer thickness was measured three or more places, and the average value was made into the decarburization layer thickness.
  • the plate thickness cross section parallel to the rolling direction is finished to a mirror surface, and observed with FE-SEM for 7 ⁇ m 2 minutes to count the number of oxides, or using the observation area required to count 1000 oxides.
  • the oxide density was calculated.
  • the average particle diameter of the oxide was calculated by averaging the equivalent circle diameters of 100 to 1000 randomly selected oxides.
  • the bake hardenability evaluation test was performed by measuring the amount of BH.
  • a JIS No. 5 test piece was prepared from each steel plate obtained by the above manufacturing method, and after applying a 2% tensile pre-strain, a heat treatment equivalent to paint baking was performed under the conditions of 170 ° C. ⁇ 20 min.
  • the amount of (BH) was measured.
  • the BH amount in the rolling direction was ⁇ BH (RD)
  • the BH amount in the sheet width direction was ⁇ BH (TD)
  • NG the case where each BH amount was less than 65 MPa was judged as NG.
  • a case where ⁇ BH (RD) / ⁇ BH (TD) was in the range of 0.8 to 1.2 was regarded as acceptable.
  • a tensile specimen according to JIS Z 2201 was taken from the hot dip galvanized steel sheets (or galvannealed steel sheets) of Experimental Examples 1 to 109, and the tensile test was conducted according to JIS Z 2241 to obtain the yield stress. The tensile strength and total elongation were measured.
  • the appearance of the steel sheet surface was determined by visually judging the occurrence of non-plating.
  • “X” is a steel plate in which non-plating with a diameter of 0.5 mm or more was observed and deviated from the allowable range in appearance
  • “ ⁇ ” is a steel plate having a practically acceptable appearance.
  • a tape was applied to the inside of the bent portion after the 60 ° V bending test, and the tape was peeled off. The plating adhesion was evaluated from the peeling state of the plating layer peeled off with the tape.
  • “X” indicates a steel sheet having a peel width of 7.0 mm or more, which is practically unacceptable
  • “ ⁇ ” indicates a steel sheet having other practically acceptable plating adhesion.
  • Experimental Example 124 is an example in which the content of Si is large with respect to chemical components, and the test was interrupted because the steel sheet was broken in the cold rolling process.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example 125 has a small Si content, a sufficient amount of retained austenite cannot be obtained, and a large amount of iron-based carbide is generated during the alloying treatment of the plating layer. This is an example of deterioration.
  • Experimental example 126 is an example in which the content of Mn is large with respect to chemical components, and the slab broke between the completion of casting and before the hot rolling process, and the test was interrupted.
  • Experimental example 127 is an example in which the content of Al is large with respect to chemical components, and the site welded to the preceding steel plate in the continuous annealing process broke and the test was interrupted.
  • Experimental Example 129 is an example in which the alloyed hot-dip galvanized steel sheet has a high cooling rate after hot rolling, the texture of retained austenite after annealing is strengthened, and the anisotropy of bake hardenability is increased.
  • the heating rate in the annealing process at 650 to 750 ° C. is 20 ° C./sec or less (see [0082]), and the galvannealed steel sheet is heated in the annealing process in the heating step 650 to 750 ° C.
  • This is an example in which the anisotropy of retained austenite after annealing is increased and the anisotropy of bake hardenability is increased.
  • the cooling rate at the first cooling step 740 to 500 ° C. in the annealing step is 1.0 ° C./second or more (see [0087]), and the alloyed hot-dip galvanized steel sheet is in the first cooling step 740 to This is an example in which the cooling rate at 500 ° C. is small, the ferrite fraction is excessively increased, and the bake hardenability is deteriorated.
  • the cooling rate in the second cooling step in the annealing step is 0.5 ° C./second or more (see [0091]), and the galvannealed steel sheet has a low cooling rate in the second cooling step in the annealing step.
  • Experimental example 134 is an example in which the alloyed hot-dip galvanized steel sheet has a large air ratio in the pre-tropical zone of the plating process, the thickness of the surface decarburized layer is excessively large, and the fatigue strength is extremely inferior and cannot be put into practical use. It became.
  • the partial pressure ratio of the reducing zone atmosphere in the plating process is 0.0001 to 2.00 (see [0086]), and the alloyed hot-dip galvanized steel sheet has a reducing zone atmosphere in the plating process that departs from the scope of the present invention.
  • Experimental Example 136 is an example of an alloyed hot-dip galvanized steel sheet in which the atmosphere of the reduction zone in the plating process deviates from the scope of the present invention, and the surface decarburized layer grows excessively, and the fatigue strength is extremely inferior and practical. It became unbearable.
  • Experimental example 137 is an example in which the effective Al content in the plating process is 0.01 to 0.18 wt% (see [0088]), and the galvannealed steel sheet has a high effective Al concentration in the plating bath. Since the appearance quality was extremely inferior, the subsequent microstructure observation and characteristic evaluation tests were stopped.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength galvannealed steel sheet according to the present invention can secure a sufficient amount of bake-hardening and can obtain isotropic bake hardenability, so that the strength and ductility can be improved. In addition, the bake hardenability can be greatly improved.

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Abstract

　Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｏをそれぞれ含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であり、母材鋼板における表面から板厚１／４を中心とする１／８厚～表面から板厚１／４を中心とする３／８厚の範囲において、母材鋼板の組織が、体積分率で３％以上の残留オーステナイト相、５０％以下のフェライト相、及び４０％以上の硬質相を含有し、平均転位密度が５×１０１３／ｍ２以上であり、残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｃ量が、質量％で０．７０～１．００％であり、残留オーステナイト相の集合組織のＦＣＣ鉄のＸ線ランダム強度比が３．０以下であり、残留オーステナイト相の圧延方向に対する粒径と板幅方向に対する粒径の比が０．７５～１．３３であり、母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されて、板厚０．６～５．０ｍｍとなることを特徴とする。

Description

焼付硬化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、焼付硬化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。
　近年、自動車等に用いられる鋼板の高強度化に対する要求が高まってきており、引張最大応力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。一方で、プレス加工等の成形加工時には、優れた成形加工性を発揮することが求められている。しかしながら、強度の向上は成形加工性の劣化を引き起こし易く、両者を満足させることは困難であった。
　そこで、近年では延性や穴拡げ性等の加工性と高強度化とを両立させるべく、成形加工後の塗装焼付け処理（焼付硬化処理）による焼付硬化性（ＢＨ性）を利用した鋼板が開発されている。
　ここで、焼付硬化とは、鋼板中に固溶状態で残存するＣ(固溶Ｃ)やＮ（固溶Ｎ）が、塗装後の焼付け処理（通常１７０℃前後に加熱し、数十分保持）中に転位に拡散し、この転位を固着することで降伏強度が上昇する現象である。この降伏強度の上昇分が、塗装焼付硬化量（ＢＨ量）であり、ＢＨ量は一般に、固溶Ｃ量又は固溶Ｎ量を増やすことによって増加することが知られている。
　特許文献１には、ベイナイト及びマルテンサイトからなる硬質組織を主な組織とし、フェライトの分率を５％以下に制限することで高い焼付硬化量を確保した冷延鋼板が開示されている。
　また、特許文献２には、ベイナイトを主な組織とし、ベイナイトとフェライトの硬度比を小さくし、且つそれぞれの組織における硬度の分散を小さくすることで焼付き硬化性、延性、穴拡げ性の向上を図った高強度冷延鋼板が開示されている。
　また、特許文献３には、熱延鋼板に冷延を施さずにそのまま焼鈍を行うか、あるいは冷延後に焼鈍を２回行うことで得られる焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイトを含む鋼板とすることで加工性および焼付硬化性を向上させる方法が開示されている。
　また、特許文献４、５及び６には、多量のＮを添加することにより、焼付硬化性を向上させる技術が開示されている。
特開２００８－１４４２３３号公報 特開２００４－２６３２７０号公報 特開２００３－２７７８８４号公報 特開２００５－０２３３４８号公報 特開２００３－０４９２４２号公報 特開２００１－２４７９４６号公報
　しかしながら、特許文献１及び２では焼付硬化量についての言及はあるものの、焼付硬化性の異方性については言及されておらず、安定して所望の焼付硬化量を確保できるかどうかは極めて不安定なものであった。
　また、特許文献３の方法では冷間圧延を行わないため、鋼板の板厚精度が劣化する問題があった。また、冷間圧延を行うにしても、その後の焼鈍工程を２回行うとしており、製造コストを増大させる問題があった。
　また、特許文献４、５及び６では、焼付硬化量を確保するために、多量のＮを添加する必要があり、溶接性を劣化させるおそれがあった。
　そこで、本発明はこのような事情に鑑みてなされたものであって、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度、優れた延性を確保すると共に、焼付硬化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。
　本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行った。その結果、鋼板中の平均転位密度を高めるとともに、オーステナイトの集合組織の異方性を弱め、等方性な組織とすることにより、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度及び優れた延性を確保しながら、焼付硬化量が大きく、等方的な焼付硬化性を有する鋼板が得られることを見出した。
　上記課題を解決することを目的とした本発明の要旨は、以下の通りである。
[１]母材鋼板が、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、をそれぞれ含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記母材鋼板の組織が、体積分率で３％以上の残留オーステナイト相、５０％以下のフェライト相、及び４０％以上の硬質相を含有し、前記母材鋼板における表面から板厚１／４を中心とする１／８厚～表面から板厚１／４を中心とする３／８厚の範囲において、平均転位密度が５×１０１３／ｍ２以上であり、前記残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｃ量が、質量％で０．７０～１．００％であり、前記残留オーステナイト相の集合組織のＦＣＣ鉄のＸ線ランダム強度比が３．０以下であり、前記残留オーステナイト相の圧延方向に対する粒径と板幅方向に対する粒径の比が０．７５～１．３３であり、更に、前記母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されて、板厚０．６～５．０ｍｍとなることを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[２]前記硬質相が、ベイニティックフェライト相及び／又はベイナイト相、焼戻しマルテンサイト相、及びフレッシュマルテンサイト相からなることを特徴とする上記[１]に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[３]前記母材鋼板の表層部には、酸化物が微細に分散され、且つ厚さが０．０１～１０．０μｍである脱炭層が形成されており、前記酸化物の平均粒子径が５００ｎｍ以下、平均密度が１．０×１０１２個／ｍ２以上であることを特徴とする上記[１]に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[４]更に、質量％で、Ｔｉ：０．００１～０．１５０％、Ｎｂ：０．００１～０．１００％、Ｖ：０．００１～０．３００％、の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記[１]に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[５]更に、質量％で、Ｍｏ：０．０１～２．００％、Ｗ：０．０１～２．００％、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、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]に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[６]更に、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種又は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]に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[７]上記[１]に記載の高強度鋼板の表面に形成された前記溶融亜鉛めっき層が合金化処理されていることを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
[８]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、
をそれぞれ含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学成分を有するスラブを、１１８０℃以上に加熱して、複数のパスにて行う熱間圧延を開始し、１０５０℃～圧延完了温度までの範囲における熱延鋼板の温度Ｔ、板厚ｈ、及び各パス間の経過時間ｔの関係が下記式（１）を満足するような熱間圧延を行い、８８０℃以上の温度域にて圧延を完了させる熱間圧延工程と、熱間圧延完了後から冷却開始までの経過時間を１．０秒以上とした後に冷却を開始し、４５０℃以上でこの冷却を停止する第１冷却工程と、第１冷却後から４００℃までの経過時間を１．０時間以上とし、その後に、合計の圧下率を３０～７５％として冷間圧延する冷間圧延工程と、最高加熱温度（Ａｃ３－５０）℃以上で焼鈍する連続焼鈍工程と、前記連続焼鈍工程後、前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成するめっき工程と、を備えることを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
 なお、上記式（１）において、Ｎは熱間圧延開始から完了までの全パス数、iはパスの順番、Ｔｉはｉ回目のパスでの圧延温度（℃）、ｈｉはｉ回目のパスでの加工後板厚（ｍｍ）、ｔｉはｉ回目のパスから次のパスまでの経過時間を示す。なお、ｉ＝１のときｈ０＝スラブ厚さである。また、最終パスから次のパスまでの経過時間は、最終パスから熱間圧延完了後の冷却開始時点までの経過時間とする。
[９]前記めっき工程は、加熱する際に用いる空気と燃料ガスとによる混合ガスにおける単位体積の当該混合ガスに含まれる空気の体積と単位体積の当該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が０．７～１．２とされた予熱帯において前記鋼板の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））が０．０００１～２．０とされた還元帯において前記酸化物を還元した後、めっき浴温度を４５０～４７０℃、めっき浴進入時の鋼板温度を４３０～４９０℃、めっき浴中における有効Ａｌ量を０．０１～０．１８質量％とした条件で前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬することにより、前記鋼板の表面に前記溶融亜鉛めっき層を形成することを特徴とする上記[８]に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
[１０]前記めっき工程の後に、前記鋼板を５．００％以下の圧下率で圧延を施す調質圧延工程を備えることを特徴とする上記[８]に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
[１１]上記[８]に記載の製造方法により高強度溶融亜鉛めっき鋼板とした後に、前記溶融亜鉛めっき層を合金化させることを特徴とする焼付硬化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。
[１２]前記溶融亜鉛めっき層を合金化させた後に、前記鋼板を１０％未満の圧下率で圧延を施す調質圧延工程を備えることを特徴とする上記[１０]に記載の焼付硬化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。
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板のミクロ組織を所定の分率に規定することにより、十分な平均転位密度が付与されるため、この多量の転位にＣを固着させることができ、鋼板中のＣ量を増大させることができる。その結果、焼付硬化量を大きくすることができる。また、残留オーステナイト中の固溶Ｃ量を低減することにより、この残留オーステナイトを不安定なものとすることができ、成形加工等により容易にマルテンサイトへ変態させることができる。その結果、焼付硬化量を大きくすることができる。更に、このように残留オーステナイトが非常に硬いマルテンサイトに変態することにより、マルテンサイト組織の周辺に可動転位が導入されるため、更なる焼付硬化量を確保することができる。
　また、残留オーステナイトの集合組織のＦＣＣ鉄のＸ線ランダム強度比を低減することにより、等方的な残留オーステナイト組織とすることができる。そのため、その後の成形加工等の加工により等方的なマルテンサイトに変態させることができるため、焼付硬化性も等方的なものとすることができる。また、残留オーステナイトの結晶粒の形態を規定することにより、加工方向によるマルテンサイトへの変態率を、安定して一定なものとすることができ、マルテンサイト変態によって得られる焼付硬化性を等方的なものとすることができる。
　このように本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、焼付硬化量を十分に確保できると共に、等方的な焼付硬化性を得ることができる。そのため強度、延性の向上に加えて、焼付硬化性を大きく向上させることができる。
また、本発明の鋼板は等方的な焼付硬化性を付与できるため、本発明の鋼板を部材等に採用する際、その利用方向を限定することなく設計することが可能となる。
　また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、熱間圧延工程と、その後の冷却工程の条件を規定することにより、十分な転位密度を有する所望のミクロ組織とすることができると共に、オーステナイトの集合組織の発達を抑制でき、オーステナイト組織の異方性を弱めることができる。そのため、その後の加工により変態させるマルテンサイト組織を等方的なものとすることができ、焼付硬化性を向上させることができる。また、めっき工程において、鋼板をめっき浴に浸漬する前後において、３００～４７０℃の温度範囲で所定時間停留させてベイナイト変態を促進させる。そのため焼鈍工程にて得られた残留オーステナイト中の固溶Ｃ量を制御することができ、残留オーステナイトを不安定化させることができる。その結果、後工程である加工の際にマルテンサイトへ変態し易くなるため、焼付硬化量を増大させることができる。
　以下、本発明の焼付硬化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詳細に説明する。
＜高強度溶融亜鉛めっき鋼板＞
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０７５～０．４００％、Ｓｉ：０．１０～２．００％、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、をそれぞれ含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、母材鋼板の組織が、体積分率で３％以上の残留オーステナイト相、５０％以下のフェライト相、及び４０％以上の硬質相を含有し、前記母材鋼板における表面から板厚１／４を中心とする１／８厚～表面から板厚１／４を中心とする３／８厚の範囲において、平均転位密度が５×１０１３／ｍ２以上であり、残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｃ量が、質量％で０．７０～１．００％であり、残留オーステナイト相の集合組織のＦＣＣ鉄のＸ線ランダム強度比が３．０以下であり、残留オーステナイト相の圧延方向に対する粒径と板厚方向に対する粒径の比が０．７５～１．３３であり、更に母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されて、板厚０．６～５．０ｍｍとなることを特徴とする。
　以下、本発明の鋼板組織及び化学成分（組成）を限定した理由について説明する。なお、％の表記は特に断りがない場合は質量％を意味する。
（板厚）
　適用する鋼板の板厚としては０．６～５．０ｍｍとする。０．６ｍｍ未満では鋼板の形状を平坦に保つことが困難となり適当でなく、５．０ｍｍを超えると鋼板内部を均等に冷却することが困難となり所定のミクロ組織を得ることができなくなるためである。
（ミクロ組織）
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板のミクロ組織は、所定の化学成分を有し、鋼板における表面から板厚１／４を中心とする１／８厚～表面から板厚１／４を中心とする３／８厚の範囲において、体積分率で、３％以上の残留オーステナイト相（以下、残留オーステナイトという）、５０％以下のフェライト相（以下、フェライトという）、及び４０％以上の硬質相を含有する。
「フェライト」
　フェライトは降伏応力が低く、優れた加工硬化特性を有する組織である。このためフェライト分率を過度に高めると、焼付硬化処理前の強度が高まり、且つ焼付硬化処理後の降伏応力が低下するため、焼付硬化性が大きく劣化することから、鋼板中のフェライト分率は５０％以下とする。焼付硬化性を更に高めるにはフェライト分率は４５％以下とすることが好ましく、４０％以下とすることが更に好ましい。フェライト分率の下限は特に定めず、０％でも構わないが、延性の観点からはフェライト分率を５％以上とすることが好ましく、１０％以上とすることが更に好ましい。
「残留オーステナイト」
　残留オーステナイトはＦＣＣ（面心立方格子）結晶構造を持ち、成形加工等の加工中に硬質なマルテンサイトに変態し、大きな加工硬化を示す組織である。また、加工中に生成したマルテンサイトは、焼付硬化処理によって低温で焼戻されることにより降伏応力を飛躍的に高めることから、残留オーステナイトの体積分率を高めることによって大きな焼付硬化量が得られる。更に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することにより、マルテンサイト組織の周辺に可動転位が導入されるため、より焼付硬化量を得ることができる。これらの観点から、残留オーステナイトの体積分率は３％以上とする。更に焼付硬化量とともに延性を高めるには残留オーステナイトの体積分率を５％以上とすることが好ましく、７％以上とすることが更に好ましい。
　一方、３０％を超える残留オーステナイトを得るには、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することから、残留オーステナイトの体積分率を３０％以下とする。溶接性の観点から、残留オーステナイトの体積分率は２５％以下であることが好ましく、２０％以下であることが更に好ましい。
　残留オーステナイトに固溶するオーステナイト安定化元素量は、残留オーステナイトの安定性を決め、残留オーステナイト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の固溶元素量を制御することで加工硬化挙動を制御し、焼付硬化性、延性及び引張強度を大きく向上させることが可能である。
　本実施形態では、残留オーステナイトを不安定なものとし、僅かなひずみ量でも容易にマルテンサイトへ変態させることができるよう、オーステナイト安定化元素であるＣの固溶量を制御した。
　本実施形態では、加工に対して過度に安定な残留オーステナイトでは十分な焼付硬化性が得られないことから、残留オーステナイト中の固溶炭素量を１．００％以下とする。残留オーステナイト中の固溶炭素量が１．００％を超えると、残留オーステナイトが過度に安定となり、焼付硬化処理前の成形加工等の加工により生成するマルテンサイトの量が少なく、十分な焼付硬化性が得られない。残留オーステナイト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の分率が確保できないため、固溶炭素量は０．７０％以上とする。十分な量の残留オーステナイトを得るには、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。
　ここで、固溶炭素の調整は、１］１０５０℃から仕上げ圧延完了までの圧下量と温度を後述する式（１）の範囲にすること、及び２］後述するように焼鈍後に３００～４７０℃で２０～１０００秒保持することの両方が影響する。即ち、１］及び２］を両立させないと実質的に固溶炭素の調整ができなくなる。
　つまり、後述する式（１）を満たす場合、熱延板のミクロ組織は均質で微細なものとなり、島状のパーライトが均質且つ微細に分散する。このパーライトにはＭｎが偏析するため、焼鈍工程での相変態を経て優先的に残留γへと置き換わる。そして均質且つ微細なオーステナイトには焼鈍工程での相変態に伴い効率的に固溶炭素が濃化し、適正な固溶炭素量になる。
　一方、式（１）が指定範囲を下回る場合、再結晶が進まないため圧延方向に伸長した粗大なパーライトが生成する。そして、焼鈍工程を経て生成する残留オーステナイトは、伸長した粗大なオーステナイトとなる。このため相変態による炭素の濃化が進みづらく、固溶炭素が適正な範囲とならない。また、残留オーステナイトの形状も問題となる。
　また、後述する式（１）が指定範囲を上回る場合、再結晶が過度に進んで塊状で粗大なパーライトが生成する。そして、焼鈍工程を経て生成する残留オーステナイトは塊状で粗大なオーステナイトとなる。このため相変態による炭素の濃化が進みづらく、固溶炭素が適正な範囲とならない。また、残留オーステナイトの形状も問題となる。
　なお、残留オーステナイト中の固溶Ｃ量（Ｃγ）は、残留オーステナイト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の格子状数ａを求め、下記式（２）を用いて求めることができる。なお、式（２）は、文献Scripta Metallurgica et Materialia, vol.24.1990.p509-514に開示される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
　また、加工に伴う残留オーステナイトからマルテンサイトへの変態は、残留オーステナイトの結晶方位による影響を受ける。このため残留オーステナイトの結晶方位が強く偏向していると、加工する方向によってその加工度に対するマルテンサイトへの変態率が変化し、焼付硬化量が変化する。よって、等方的に焼付硬化量を得るには、いずれの方向に加工しても加工度に対するマルテンサイトへの変態率が一定であるよう、残留オーステナイトの結晶方位をランダムにする必要がある。
　残留オーステナイトの結晶方位の偏向については、Ｘ線回折法によって鉄のＦＣＣ結晶の集合組織を測定することによってその度合いを評価できる。具体的には、ＦＣＣ鉄のＸ線ランダム強度比は、Ｘ線回折によって測定される｛２００｝，｛３１１｝，｛２２０｝極点図のうち複数の極点図を基に、級数展開法で計算した３次元集合組織を表す結晶方位分布関数（Orientation Distribution Function,ＯＤＦという。）から求めればよい。
　本実施形態においては、焼付硬化性の異方性を十分に低減し、等方的に焼付硬化量を得るために、残留オーステナイトの集合組織のＦＣＣ鉄のＸ線ランダム強度比を３．０以下とする必要がある。異方性の低減には当該ランダム強度比が低いほど好ましく、２．５以下とすることが好ましく、２．０以下とすることが更に好ましい。当該ランダム強度比の下限は特に求めないが、１．２未満とすることは工業上非常に困難であることから、１．２以上とすることが好ましい。
　なお、Ｘ線ランダム強度比とは、特定の方位への集積を持たない標準試料と供試材それぞれのＸ線強度を同条件でＸ線回折法等により測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。
　Ｘ線回折用試料の作製は次のようにして行うとよい。
　先ず、鋼板を機械研磨や化学研磨等によって板厚方向に所定の位置まで研磨し，必要に応じて電解研磨や化学研磨によって歪みを除去すると同時に，１／４板厚部が測定面となるように調整する。なお，測定面を正確に１／４板厚部とすることは困難であるので、目標とする位置を中心として板厚に対して３％の範囲内が測定面となるように試料を作製すればよい。また、Ｘ線回折による測定が困難な場合には、ＥＢＳＤ法により統計的に十分な数の測定を行ってもよい。
　更に板面に平行な面において残留オーステナイトの結晶粒が特定の方向に伸長すると、加工する方向によってマルテンサイトへの変態率が変化するため、焼付硬化量の異方性が生じる。つまり、残留オーステナイトの結晶粒の形態を規定することにより、焼付硬化量の異方性を弱めることが可能となる。
　本実施形態では、残留オーステナイトの結晶粒の圧延方向に対する平均粒径をｄ（ＲＤ）、及び板幅方向に対する平均粒径をｄ（ＴＤ）としたとき、この両者からなるパラメータ、ｄ（ＲＤ）／ｄ（ＴＤ）を０．７５以上、１．３３以下の範囲に限定する。焼付硬化量の異方性を更に低減するには、ｄ（ＲＤ）／ｄ（ＴＤ）は０．８０以上、１．２５以下であることが好ましく、０．８５以上、１．１８以下であることがより好ましい。
　なお、残留オーステナイトの結晶粒は、１／４厚さにおける板面に平行な面を鏡面に仕上げ、ＦＥ－ＳＥＭ（Field Emission Scanning Electron Microscopy）を用い、ＥＢＳＤ（Electron Bach‐Scattering Diffraction）法による高分解能結晶方位解析を行い、評価した。測定ステップを０．１μｍとし、ＦＣＣ鉄の回折パターンを示す点が１０点以上集合し、且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した。この場合、各測定点において第２近接測定点との結晶方位差を求め、異なる結晶粒に属すると判断される結晶方位差が１０．０°以上の点を無視し、残りの同一結晶粒内にあると判断される結晶方位差が１０．０°以下の第２近接測定点群との結晶方位差の平均値を求める。粒径は、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圧延方向と板幅方向における粒径をそれぞれ測定した。
「硬質相」
　本実施形態では上記フェライト及び残留オーステナイトの他に、硬質相を４０％以上含有させることとする。なお、硬質相としては、ベイニティックフェライト相及び／又はベイナイト相、焼戻しマルテンサイト相、及びフレッシュマルテンサイト相を複合で含有していることが望ましい。この硬質相は、フェライト相よりも硬質な変態生成物の総称である。
「ベイニティックフェライト及び／又はベイナイト」
　ベイニティックフェライト及び／又はベイナイトは、残留オーステナイトを効率的に得るために必要な組織であり、鋼板組織に体積分率で１０～８０％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及び／又はベイナイトは、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイト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更に好ましい。一方、ベイニティックフェライト及び／又はベイナイトの体積分率が８０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、延性が劣化することが懸念されるため好ましくない。延性の観点からは、ベイニティックフェライト及び／又はベイナイトの体積分率は７０％以下とすることが好ましく、６０％以下とすることがより好ましい。
「焼戻しマルテンサイト」
　焼戻しマルテンサイトは、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、焼付硬化性が劣化することが懸念されるため好ましくない。
「フレッシュマルテンサイト」
　フレッシュマルテンサイトは引張強度を大きく向上させるが、一方で破壊の起点となって伸びフランジ性を劣化させるため、鋼板組織に体積分率で２５％以下含まれていることが好ましい。伸びフランジ性を高めるにはフレッシュマルテンサイトの体積分率を２０％以下とすることがより好ましく、１５％以下とすることが更に好ましい。
「その他のミクロ組織」
　本発明の鋼板のミクロ組織には、パーライト及び／又は粗大なセメンタイト等上記以外の組織が含まれていてもよい。しかし、高強度鋼板の鋼板組織中にパーライト及び／又は粗大なセメンタイトが多くなると、延性が劣化する。このことから鋼板組織に含まれるパーライト及び／又は粗大なセメンタイトの体積分率は、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。
　なお、以上説明したような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り測定できる。
　本発明の鋼板の鋼板組織に含まれるフェライト、残留オーステナイト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行で且つ板面に垂直な断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチングし、板厚１／４を中心とする１／８厚～表面から板厚１／４を中心とする３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Field Emission Scanning Electron Microscope）で観察して面積分率を測定し、それを持って体積分率と見なすことができる。
（平均転位密度）
　本実施形態に係る母材鋼板における表面から板厚１／４を中心とする１／８厚～表面から板厚１／４を中心とする３／８厚の範囲において、平均転位密度（出荷時）を１．０×１０１３／ｍ２以上とする。
　以下、平均転位密度の規定理由について説明する。
　焼付硬化性を高めるには多量の固溶炭素を添加することが非常に有効である。しかしながら、鉄のＢＣＣ結晶中に固溶する炭素量は微量であることから、変態温度をなるべく下げて鋼板中の平均転位密度を高め、多量の転位に炭素を固着させることで固溶炭素量を増やすことが有効である。この観点から、鋼板中の平均転位密度を１．０×１０１３／ｍ２以上とする。転位密度が大きいほど固溶炭素を得易くなることから、平均転位密度は３．０×１０１３／ｍ２以上とすることが好ましく、５．０×１０１３／ｍ２以上とすることがより好ましい。転位密度の上限は特に設けないが、転位密度が１．０×１０１７／ｍ２を超えると延性が著しく劣化することから、１．０×１０１７／ｍ２以下とすることが好ましく、３．０×１０１６／ｍ２以下とすることがより好ましい。
　転位密度は、Ｘ線回折法や透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察により求めることができる。ＴＥＭは、微小領域を観察可能であることから、複相組織鋼板であれば、フェライト及び硬質組織の転位密度をそれぞれ測定可能である。但し、ＴＥＭ観察は、サンプル作製段階で、鋼板を薄い板状、あるいは細い針状に加工する必要があり、試料作成が難しいと共に、試料が小さいために僅かな運動で転位が試料表面へと到達して消滅してしまうことから、転位密度が低下する場合があり、サンプル作製にあたっては十分な注意を払う必要がある。また、ＴＥＭ観察は、測定可能な視野も限られる。一方、Ｘ線回折法は、比較的簡単に広い領域の平均的な転位密度測定が可能である。このことから本発明では、Ｘ線回折法を用いて転位密度を測定する方法を採用している。
　なお、転位密度はミクロ組織の分率を所定の範囲に制御し、且つ適当な調質圧延を施すことで得られる。ミクロ組織の種類によって内部に蓄積される転位密度が異なるためである。
（脱炭層）
　また、本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板において、めっき層の密着性を高めるためると共に、地鉄表層の降伏応力を高め、焼付硬化処理後に容易に降伏することを防ぐため、表層部を硬質組織の少ない脱炭層とし、微細な酸化物を分散させることにより、焼付硬化性を向上させている。なお、ここでいう硬質組織とは、主として上述した硬質層や残留オーステナイトからなるもの指称するものとする。
　本実施形態では、母材鋼板の表層部に形成された脱炭層の厚みを０．０１～１０．０μｍ、脱炭層中に微細に分散された酸化物の平均粒視径を５００ｎｍ以下、そして脱炭層中における酸化物の平均密度を１．０×１０１２個／ｍ２以上の範囲とする。
　以下、これらの限定理由を説明する。
　母材鋼板の表層部に、適度な厚みを有する脱炭層が形成されることにより、引張強度を確保できると共に、母材鋼板とめっき層との密着性を高めることができる。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。めっき層の密着性を更に向上させるには、脱炭層の厚さは０．０８μｍ以上とすることが好ましく、０．１５μｍ以上であることがより好ましい。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、脱炭層の厚さは１０．０μｍ以下とする。疲労強度の観点から、脱炭層の厚さは９．０μｍ以下であることが好ましく、８．０μｍ以下であることがより好ましい。
　なお、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母材鋼板の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。
　脱炭層の厚さは、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厚さとする。
　母材鋼板の表層部に形成された脱炭層は低強度であり、脱炭層を起点とした破壊は起こりづらいが、鋼板の内部と脱炭層とは大きな強度差を持つため、地鉄と脱炭層との界面は新たな破壊の起点として働き得る。これを防ぐためには酸化物を、脱炭層中の結晶粒内及び／又は結晶粒界に分散させ、脱炭層の強度を高めて鋼板内部との強度差を小さくすることが有効である。十分な強化を得るため、酸化物の密度を１．０×１０１２個／ｍ２以上とする。低温靭性をより向上させるには、酸化物の密度は３．０×１０１２個／ｍ２以上とすることが好ましく、５．０×１０１２個／ｍ２以上とすることがより好ましい。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、軽度の加工で表層部が破壊し、その上のめっき層を損なうことから、１．０×１０１６個／ｍ２以下とする。鋼板表層が十分な成形性を持つには、酸化物の密度は５．０×１０１５個／ｍ２以下とすることが好ましく、１．０×１０１５個／ｍ２以下とすることがより好ましい。
　なお、ここでいう酸化物とは、主としてＳｉ及び／又はＭｎを含む酸化物を指称するものとする。
　また、脱炭層に分散する酸化物のサイズが大きいと、その酸化物自体が破壊の起点として働くことから、延性等の耐破壊特性が劣化する。このため酸化物の平均粒子径を５００ｎｍ以下とする。延性等の耐破壊特性をより向上させるには、酸化物の平均粒子径を３００ｎｍ以下とすることが好ましく、１００ｎｍ以下とすることがより好ましい。酸化物の平均粒子径の下限は特に設けないが、３０ｎｍ未満とするには処理雰囲気及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。
　脱炭層中の酸化物は、圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ－ＳＥＭを用いて観察する。酸化物密度は、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、酸化物の平均粒子径は、ランダムに選んだ１００～１０００個の円相当の粒子径を平均したものとする。
＜高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板＞
　なお、本実施形態にかかる高強度溶融亜鉛めっき鋼板の表面に形成された溶融亜鉛めっき層が合金化処理され、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板としても構わない。これにより得られた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板も、上述したような高強度溶融亜鉛めっき鋼板と同等の効果を発揮することができる。
　また、本発明の高強度鋼板は、上記溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物及び／又はリンを含む複合酸化物からなる皮膜が形成されていてもよい。これにより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、鋼板表面に形成した亜鉛めっきを保護することができる。
　次に、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化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、以下の説明における［％］は［質量％］である。
「Ｃ：０．０７５～０．４００％」
　Ｃは、高強度鋼板の強度及び焼付硬化性を高めるために含有される。しかし、Ｃの含有量が０．４００％を超えると溶接性が不十分となる。溶接性の観点から、Ｃの含有量は０．３００％以下であることが好ましく、０．２５０％以下であることがより好ましい。一方、Ｃの含有量が０．０７５％未満であると強度が低下し、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが困難となる。強度及び焼付硬化性をより高めるためには、Ｃの含有量は０．０８５％以上であることが好ましく、０．１００％以上であることがより好ましい。
「Ｓｉ：０．０１～２．００％」
　Ｓｉは、焼鈍工程において、鉄系炭化物の生成を抑制して強度と成形性を高めると共に、所定の量の残留オーステナイトを得るために必要な元素である。しかし、Ｓｉの含有量が２．００％を超えると鋼板が脆化し、冷間圧延が困難となる場合がある。このため冷間圧延の観点から、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、鉄系炭化物が焼鈍工程において多量に生成し、十分な量の残留オーステナイトが得られず、更にはめっき層の合金化処理中に粗大な鉄系炭化物が多量に生成されて、強度及び成形性が劣化するおそれがある。そのためＳｉの含有量は０．２０％以上であることが好ましく、０．５０％以上がより好ましい。
「Ｍｎ：０．８０～３．５０％」
　Ｍｎは鋼板の強度を高めるために本発明の鋼板に添加される。しかし、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、脆化が起こり易くなり、鋳造したスラブが割れる等のトラブルが起こり易い。また、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると溶接性も劣化する。従って、Ｍｎの含有量は、３．５０％以下とする必要がある。溶接性の観点から、Ｍｎの含有量は３．００％以下であることが好ましく、２．７０％以下であることがより好ましい。一方、Ｍｎの含有量が０．８０％未満であると、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されてしまうため、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の含有量を０．８０％以上とする必要がある。強度をより高めるため、Ｍｎの含有量は１．００％以上であることが好ましく、１．３０％以上であることがより好ましい。
「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の含有量を０．１００％以下に限定する。脆化の観点から、Ｐの含有量は０．０３０％以下とすることが好ましい。なお、Ｐ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、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％を下限値とする。また、好ましくは０．００１０％以上である。
「Ｓ：０．０００１～０．０１００％」
　Ｓは、溶接性並びに鋳造時及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を形成して延性や伸びフランジ性を低下させるため、０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００２５％以下とすることがより好ましい。Ｓ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、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。なお、好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。
「Ａｌ：０．００１％～２．００％」
　Ａｌは、鉄系炭化物の生成を抑えて残留オーステナイトを得易くすると共に、強度及び成形性を高める元素である。しかし、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。この観点から、Ａｌの含有量は１．５０％以下とすることが好ましく、１．２０％以下とすることがより好ましい。一方、Ａｌの含有量の下限は特に定めずとも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、０．００１％以上とした。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％以上とすることが好ましい。
「Ｎ：０．０００１～０．０１００％」
　Ｎは粗大な窒化物を形成し、延性及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％を超えると、その傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の上限を０．０１００％とした。延性及び伸びフランジ性の観点から、Ｎ含有量の上限を０．００７０％とすることが好ましく、０．００５０％とすることがより好ましい。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よい。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％未満にすると、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、好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。
「Ｏ：０．０００１～０．０１００％」
　Ｏは、酸化物を形成し、延性及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。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含有量の上限を０．０１００％以下とした。更にＯの含有量は０．００７０％以下であることが好ましく０．００５０％以下であることがより好ましい。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％を下限とした。更にＯの含有量の下限は、０．０００３％とすることが好ましく、０．０００５％とすることがより好ましい。
　また、本発明の母材鋼板には、上記元素に加えて、Ｔｉ：０．００１～０．１５０％、Ｎｂ：０．００１～０．１００％、Ｖ：０．００１～０．３００％、の１種又は２種以上を添加することが好ましい。
「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及び再結晶の抑制を通じた転位強化によって、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｔｉの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり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。Ｔｉ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、Ｔｉ添加による強度上昇効果を十分に得るためには、Ｔｉの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
「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及び再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、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。Ｎｂ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、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及び再結晶の抑制を通じた転位強化によって、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｖの含有量が０．３００％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、Ｖの含有量は０．３００％以下であることが好ましい。Ｖ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、Ｖ添加による強度上昇効果を十分に得るにはＶの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
　更に、本発明の母材鋼板には、上記元素に加えて、Ｍｏ：０．０１～２．００％、Ｗ：０．０１～２．００％、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、の１種又は２種以上を添加することが好ましい。
「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及び／又は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い。Ｍｏ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、Ｍｏ添加による高強度化を十分に得るには、Ｍｏの含有量は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及び／又は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い。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添加による高強度化を十分に得るには、Ｗの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
「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及び／又は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。Ｃｒ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、Ｃｒ添加による高強度化を十分に得るには、Ｃｒの含有量は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及び／又は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。Ｎｉ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、Ｎｉ添加による高強度化を十分に得るには、Ｎｉの含有量は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により強度を高める元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替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Ｃｕの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｃｕ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、Ｃｕ添加による高強度化を十分に得るには、Ｃｕの含有量は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及び／又は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。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添加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。
　また更に、本発明の母材鋼板には、上記元素に加えて、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計で０．０００１～０．０１００％を添加することが好ましい。
「Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計で０．０００１～０．０１００％」
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭは、成形性の改善に有効な元素であり、１種又は２種以上を添加することができる。しかし、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種又は２種以上の含有量が合計が０．０１００％を超えると、却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０．０１００％以下であることが好ましい。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種又は２種以上の含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、鋼板の成形性を改善する効果を十分に得るには、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。
　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指す。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。
＜高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法＞
　次に、本実施形態の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、上述した化学成分を有するスラブを、１１８０℃以上に加熱して、複数のパスにて行う熱間圧延を開始し、１０５０℃～圧延完了温度までの範囲における熱延鋼板の温度Ｔ、板厚ｈ、及び各パス間の経過時間ｔの関係が下記式（１）を満足するような熱間圧延を行い、８８０℃以上の温度域にて圧延を完了させる熱間圧延工程と、熱間圧延完了後から冷却開始までの経過時間を１．０秒以上とした後に冷却を開始し、４５０℃以上でこの冷却を停止する第１冷却工程と、第１冷却後から４００℃までの経過時間を１時間以上とし、その後に、合計の圧下率を３０～７５％として冷間圧延する冷間圧延工程と、最高加熱温度（Ａｃ３－５０）℃以上で焼鈍する連続焼鈍工程と、連続焼鈍工程後、鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成するめっき工程と、を備える。
　なお、下記式（１）において、Ｎは熱間圧延開始から完了までの全パス数、iはパスの順番、Ｔｉはｉ回目のパスでの圧延温度（℃）、ｈｉはｉ回目のパスでの加工後板厚（ｍｍ）、ｔｉはｉ回目のパスから次のパスまでの経過時間を示す。なお、ｉ＝１のときｈ０＝スラブ厚さである。また、最終パスから次のパスまでの経過時間は、最終パスから熱間圧延完了後の冷却開始時点までの経過時間とする。
　ここに、式（１）は熱間圧延工程におけるオーステナイトの再結晶の進行及び再結晶オーステナイトの成長を考慮した経験式であり、圧延後のオーステナイト結晶粒の大きさを示す指標である。圧延温度Ｔの多項式と圧下率の積は再結晶の駆動力を表す。指数項は原子の拡散し易さを表し、再結晶粒オーステナイトの成長速度と関連がある。両者の積に時間ｔを加えることで、１パスごとのオーステナイトの成長度合いが評価でき、２乗平均を求めてその平方根を持って多パス熱延によるオーステナイト粒系の評価ができる。
　以下に、上記製造条件の限定理由について説明する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
　本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造するには、先ず、上述した化学成分（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は、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。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。
（熱間圧延工程）
　熱間圧延工程においては、スラブ加熱温度を１１８０℃以上とする。スラブ加熱温度が過度に低いと、鋳造に起因して、スラブ組織の結晶方位の異方性が生じるおそれがある。また、スラブ加熱温度が低ければ、仕上げ圧延温度がＡｒ３変態点を下回ってしまってフェライト及びオーステナイトの二相域圧延となり、熱延板組織が不均質な混粒組織となり、冷延及び焼鈍工程を経たとしても不均質な組織は解消されず、延性や曲げ性に劣る。また、仕上げ圧延温度の低下は、過度の圧延荷重の増加を招き、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良を招いたりする懸念があることから、スラブ加熱温度は１２００℃以上であることが好ましい。一方、スラブ加熱温度の上限は特に定めないが、１３００℃を超えて加熱するためには、多量のエネルギーを投入する必要があることから、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。
　なお、Ａｒ３変態点温度は次の式により計算する。
　Ａｒ３＝９０１－３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ－９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）＋５２×Ａｌ
　上記式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ａｌは各元素の含有量［質量％］である。
　上記スラブ加熱温度までスラブを加熱後、熱間圧延を行い熱延鋼板とする。熱間にて圧延する際、高温で過度の圧下量を施せば、オーステナイトの集合組織が強まり、その異方性も大きくなる。これを避けるため、１１００℃から熱間圧延完了までの間、熱延鋼板の温度、板厚、及び各パス間の経過時間からなる上記式（１）を満たす条件で熱間圧延を行う。
　上記式（１）は、オーステナイトの集合組織の発達度合いを評価する式でもあり、上記式（１）の値が０．１０を下回ると、熱延鋼板でのオーステナイトの集合組織が強まるため、上記式（１）の値は０．１０以上とする。集合組織をさらに弱め、オーステナイトの結晶方位をランダム化するため、上記式（１）の値は０．２０以上とすることが好ましく、０．３０以上とすることがより好ましい。
　一方、上記式（１）の値が１．００を上回ると、オーステナイトの再結晶が過度に進み、組織が粗大となることから、上記式（１）の値は１．００以下とすることが好ましく、０．９０以下とすることがより好ましい。
　また、熱間圧延工程において、熱間圧延の仕上げ圧延温度、つまり熱間圧延の完了温度は、８８０℃以上とする。
　熱間圧延の完了温度が８８０℃未満であれば、オーステナイトの集合組織の発達が促進され、結晶方位が強く偏向し、冷間圧延及び焼鈍後の残留オーステナイトの結晶方位も偏向するおそれがある。そのため熱間圧延においてはなるべく高温で圧延し、残留オーステナイトの集合組織を発達させないことが重要である。
　一方、熱間圧延の完了温度の上限は特に設けないが、完了温度を、１０００℃を超えるような過度な高温域とした場合には、その温度を確保するためにスラブを非常に高い温度で抽出する必要があり、コスト面で好ましくないため、完了温度は１０００℃以下とすることが好ましい。
（第１冷却工程）
　熱間圧延終了後は、得られた熱延鋼板を急速冷却してコイルとして熱延コイルとするが、この急速冷却の開始までの経過時間、及び急速冷却の条件は、熱延鋼板の異方性に影響を与えるから、これらを適切に制御する必要がある。本実施形態では、熱間圧延完了後から急速冷却開始までの経過時間を１．０秒以上とし、その後に急速冷却を開始し、４５０℃以上でこの冷却を停止させる。これらの限定理由は次の通りである。
　熱間圧延後においては、熱延鋼板中のオーステナイトの集合組織は圧延による加工によって強い異方性を有している。この異方性を低減するためには熱間圧延終了後、その後の急速冷却を開始するまでの間に、オーステナイトの再結晶を進める必要がある。この観点から、熱間圧延完了後から急速冷却を開始するまでの経過時間を１．０秒以上とする。オーステナイトの再結晶を更に進めるには１．５秒以上とすることが好ましく、２．０秒以上とすることがより好ましい。当該時間の上限は特に設けないが、２０秒を超える長時間の経過後に急速冷却を開始させるためには、熱間圧延後に鋼板を停留させるための十分なスペースが必要となり、設備の大幅な大型化が必要となり、コスト上好ましくないことから、当該時間を２０秒以下とすることが好ましい。コストの観点からは、１５秒以下とすることが更に好ましい。
　また、熱間圧延後にコイルとして巻き取るまでの急速冷却の平均冷却速度は、１０℃／秒以上６０℃／秒以下とすることが好ましい。平均冷却速度が１０℃／秒以下では、フェライトとパーライトが圧延方向に帯状に伸びたミクロ組織を形成し、更にパーライト中にＭｎが濃化して帯状のＭｎ濃化領域ができる。焼鈍工程で得られる残留オーステナイトはこのＭｎ濃化領域の影響を受け、圧延方向に伸長した形で残り易く、焼付硬化性の異方性が生じる場合があり好ましくない。一方、平均冷却速度が６０℃／秒を超えると、冷却中にオーステナイトからの変態が進まず、冷却後に低温変態組織となる。この低温変態組織はオーステナイトの集合組織を強く反映するため、好ましくない。
　また、急速冷却における冷却停止温度は、熱延鋼板をコイルに巻き取る工程中の組織変態に影響を与える。即ち、熱延鋼板をコイルとして巻き取る工程において、熱延鋼板内に、パーライト及び／又は長径が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、冷間圧延に伴い導入されるひずみが不均一に分散するため、焼鈍工程において逆変態によって様々な結晶方位のオーステナイトが生成し、残留オーステナイトの集合組織がランダムになる。即ち、残留オーステナイトの異方性が弱まり、この残留オーステナイトが変態することにより得られるマルテンサイトの等方化を向上させることができる。この観点からパーライト及び／又は粗大なセメンタイトを生成させ、残留オーステナイトの等方性を得るため、熱間圧延後の急速冷却の停止温度は５００℃以上とする。異方性を低減するには冷却停止温度は５３０℃以上が好ましく、５５０℃以上がより好ましい。一方、冷却停止温度を高め過ぎると、鋼板表層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、冷却停止温度を６５０℃以下とする必要がある。この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。
（第２冷却工程）
　次に、前述のように急速冷却した鋼板を、引き続きコイルとして巻き取る工程では、急速冷却の停止から４００℃までの経過時間を１．０時間以上とする。即ち、この経過時間の間において、パーライト及び／又は粗大なセメンタイトを充分に生成させ、焼付硬化性の異方性を減じるには、前述した急速冷却の停止後、セメンタイトの生成する温度域において充分な時間停留させる必要があるため、急速冷却の停止から４００℃までの経過時間が１時間以上となるよう徐冷する。
　当該経過時間は２．０時間以上とすることが好ましく、３．０時間以上とすることがより好ましい。経過時間の上限は特に設けないが、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。
　なおここで、このような経過時間の間、熱延鋼板を停留させる工程は、巻取り工程と重なるのが通常であるが、経過期間は、巻取り後のコイル放置期間まで含んでもよいことは勿論である。更に二次冷却工程の徐冷とは、上記の経過期間内の一部の期間で、一定温度に滞留させる場合を含むことは勿論である。
（冷間圧延工程）
　前述のようにして熱延コイルとして巻き取られた鋼板に対しては、その後に冷間圧延を施す。
　冷間圧延は、合計の圧下率が３０％以上７５％以下となるように行う。冷間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。冷間圧延の合計圧下率が３０％を下回ると、鋼板に充分なひずみが蓄積されず、その後の焼鈍工程において、逆変態によって生じるオーステナイトの結晶方位が十分にランダムにならずに異方性が生じ、焼付硬化性の異方性が生じる。十分にひずみを蓄積させるためには、冷間圧延の圧下率の合計は３３％以上とすることが好ましく、３６％以上とすることが更に好ましい。一方、圧下率の合計が７５％を超えると、冷間圧延中に鋼板が破断する危険性が高まるため、圧下率の合計を７５％以下とする。この観点から、圧下率の合計は７０％以下とすることが好ましく、６５％以下とすることが更に好ましい。
（連続焼鈍工程）
　次に、上述のようにして得られた冷延鋼板に、焼鈍処理を施す。この焼鈍工程中における最高加熱温度到達後の冷却過程には、鋼板表面に対する溶融亜鉛めっき処理（場合によっては更にめっき層の合金化処理）を組み入れることが望ましい。即ち、焼鈍工程を実施するための設備としては、予熱帯、還元帯、めっき帯を有する連続焼鈍めっきラインを用いることが好ましい。なお、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でも構わない。
　そこで以下では、このような連続焼鈍めっきラインを用いて、焼鈍後の冷却過程にめっき関係の工程を組み入れた連続処理として説明する。
　焼鈍工程は、６００～７５０℃の範囲内での平均加熱速度が、２０℃／ｓｅｃ以下となるように昇温することが好ましく、最高加熱温度が（Ａｃ３－５０）℃以上となるように加熱し、７４０～５００℃の範囲内での平均冷却速度が、１．０℃／秒以上となるように冷却することとする。
　ここで、連続焼鈍めっきラインにおいては、上記の６００～７５０℃の範囲内における２０℃／ｓｅｃ以下での昇温を含む加熱過程を予熱帯で行い、引き続き還元帯で焼鈍の最高加熱温度に到達させ、更にめっき帯に至るまでの間の冷却過程中で、上記の７４０～５００℃の範囲内における１．０℃／秒以上での冷却を行なう。
　これらの焼鈍条件について次に説明する。
　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℃における昇温速度は、組織の等方化に大きく影響を及ぼす。そのため、この温度範囲内において、再結晶を十分に進め、逆変態前の組織を均一かつ等方的にすることにより、そこから逆変態して生じるオーステナイトも微細かつ等方的な形態をとることから、特に６００～７５０℃における平均加熱速度を２０℃／秒以下とすることが好ましい。
　またここで、焼鈍工程での加熱過程は、連続焼鈍めっきライン中の予熱帯で行なわれるが、その予熱帯の少なくとも一部は、酸化性雰囲気の酸化処理ゾーンとし、その酸化処理ゾーンにおいて、鋼板表層に適切な厚さのＦｅ酸化被膜を形成するための酸化処理を行うことが望ましい。即ち、その後の還元帯での加熱により鋼板表層に脱炭層を形成する段階の前処理として、予熱帯の少なくとも一部の酸化処理ゾーンにおいて適切な厚さのＦｅ酸化被膜を形成しておくことが望ましい。その場合、酸化処理ゾーンを通過する際の鋼板温度は４００～８００℃とし、予熱帯内の酸化処理ゾーンにおいて加熱する際の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」の比である空気比を０．７～１．２とすることにより、鋼板の表層に０．０１～２０μｍのＦｅ酸化被膜を形成することが望ましい。
　前記空気比が１．２を超えれば、酸化被膜が過度に成長して、その後の還元帯で、鋼板表層部に形成される脱炭層が過度に成長するおそれがあり、また還元帯で酸化被膜を還元しきれずに、鋼板の表層に酸化被膜が残留して、めっき性が低下するおそれがある。一方、前記体積比が０．７未満では、酸化被膜が充分に生成されない。またここで、予熱帯の酸化処理ゾーンで生成される酸化被膜は、その後の還元帯で形成される脱炭層中のＳｉ及び／又はＭｎを含む酸化物の酸素供給源として機能するが、酸化被膜が充分に生成されなければ、既に述べたような高密度で微細な酸化物が分散する脱炭層が得られなくなるおそれがある。
　またここで、予熱帯の酸化処理ゾーンを通過する際の鋼板温度が４００℃未満では、充分な酸化被膜を形成することができず、一方、８００℃を越える高温では、過度に酸化皮膜が成長するため、脱炭層の厚さを所定の範囲に収めることが困難となる。
　焼鈍工程における最高加熱温度が低いと、オーステナイトへの逆変態が十分に進まず、フェライトの分率が過度に大きくなる。また、十分な硬質組織分率を確保するために、最高加熱温度は（Ａｃ３－５０）℃以上とし、（Ａｃ３－３５）℃以上とすることが好ましい。最高加熱温度の上限は特に設けないが、１０００℃を超えて加熱すれば、鋼板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。
　またここで、焼鈍工程での最高加熱温度には、連続焼鈍めっきライン内の還元帯において到達させることが望ましい。還元帯では、予熱帯の酸化処理ゾーンで生成されたＦｅ酸化被膜を還元して脱炭層を形成すると共に、この脱炭層中に適度にＳｉ及び／又はＭｎを含む酸化物を分散させることができる。ここで、還元帯の雰囲気は、水蒸気分圧Ｐ（Ｈ２Ｏ）と水素分圧Ｐ（Ｈ２）の比（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が０．０００１～２．００の範囲内の雰囲気とすることが望ましい。（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が０．０００１未満では、Ｓｉ及び／又はＭｎを含む酸化物は最表面層にのみに形成され、脱炭層の内部にＳｉ及び／又はＭｎを含む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を超えれば、脱炭が過度に進行し、脱炭層の厚みを所定の範囲に制御できないおそれがある。なお、（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更に好ましい。
　焼鈍工程における最高加熱温度からの冷却過程は、フェライト変態を抑制し、且つ変態温度をなるべく低温として有効結晶粒径を微細にするため、その冷却過程における７４０℃から５００℃の範囲内での平均冷却速度が、１．０℃／秒以上となるように冷却する。即ち、７４０℃から５００℃は、フェライトが生成される温度域であり、その温度域における平均冷却速度を１．０℃／秒以上とすることによって、フェライト変態を抑制することができる。このような観点から、最高加熱温度からの冷却過程における平均冷却速度を、２．５℃／秒以上とすることが好ましく、４．０℃／秒以上とすることがより好ましい。冷却速度の上限は特に設けないが、過度に大きな平均冷却速度を得るには、特殊な冷却設備やめっき工程に干渉する冷媒が必要となるため、好ましくない。この観点から、平均冷却速度は１５０℃／秒以下とすることが好ましく、１００℃／秒以下とすることがより好ましい。
（めっき工程）
　続いて、鋼板をめっき帯の溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、溶融亜鉛めっきを行なう。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０．０１～０．１８ｗｔ％の範囲内とすることが好ましい。特にめっき後に合金化処理を施す場合は、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０．０７～０．１２ｗｔ％の範囲内とすることが好ましい。
　一方、めっき層を合金化しない場合は、浴中の有効Ａｌ量は０．１８～０．３０ｗｔ％の範囲であっても問題ない。Ａｌが多いと合金化に先立って地鉄／めっき層間にＡｌ合金が先に生じ、それがバリアとして働くため合金化が進まない。従って、合金化を行う場合にはＡｌ量を抑制することになる。一方でＡｌ量を抑制し過ぎると合金化が過度に進むので、その観点からはＡｌを添加する必要があり、両者のバランスの関係でＡｌ量が決定される。これに対して合金化しない場合には、バリア層ができても大きな問題とならないためＡｌ量が多くなっても実質的に問題ない。
　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種又は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。
　めっき浴の温度は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７０℃以下であることが好ましい。
　また、鋼板がめっき浴に進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あるので実用上不適である。一方、鋼板がめっき浴に進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抜熱を行う設備が必要となり、製造コストの点で不適である。従って、めっき浴の浴温を安定させるため、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。
　更に、めっき浴へ浸漬する前あるいは浸漬した後に、ベイナイト変態を進め、残留オーステナイトを十分に確保することを目的として、３００～４７０℃の範囲内の温度で、めっき浴に浸漬する時間も合わせて２０～１０００秒滞留させ、これにより残留オーステナイトの体積分率を制御することができる。この場合、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。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好ましく、５０秒以上であることがより好ましい。一方、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い。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。
　また、めっき後に合金化処理を行う場合、ベイナイト変態処理は、合金化処理の前でも後でも構わない。
　めっき浴への浸漬後には、めっき層の合金化処理を行ってもよい。合金化処理温度は、４７０℃未満では合金化が充分に進まないため、４７０℃以上とすることが好ましい。また、合金化処理温度が６２０℃を超えれば、粗大なセメンタイトが生成して、強度が著しく低下することから、６２０℃以下とすることが好ましい。合金化処理温度は４８０～６００℃とすることがより好ましく、４９０～５８０℃とすることが更に好ましい。
　合金化処理時間は、充分に合金化を進めるため、２秒以上とすることが好ましいく、５秒以上がより好ましい。一方、合金化処理時間が２００秒を超えれば、めっき層が過度に合金化され、特性が劣化する懸念があることから、合金化処理時間は２００秒以下とすることが好ましく、１００秒以下とすることがより好ましい。
　なお、合金化処理はめっき浴への浸漬後に直ちに行うことが好ましいが、浸漬後に鋼板温度を一旦１５０℃以下まで下げてから、合金化処理温度まで再加熱してもよい。
　溶融亜鉛めっき後（溶融亜鉛めっき後に直ちに合金化処理を施す場合には合金化処理後）の冷却過程において、１５０℃以下の温度域まで冷却する際の平均冷却速度が０．５℃／秒を下回れば、粗大なセメンタイトが生成されて、強度および／または延性が劣化する懸念があるから、その平均冷却速度は０．５℃／秒以上とすることが好ましく、また１．０℃／秒以上とすることがより好ましい。
　また、溶融亜鉛めっき後（溶融亜鉛めっき後に直ちに合金化処理を施す場合には合金化処理後）の冷却途中もしくは冷却後には、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は、２００℃未満では充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。
　更にめっき工程の後に、室温まで冷却した鋼板に対して、平均転位密度を高めるため、冷間にて圧延を施す調質圧延を行うことが好ましい。この調質圧延でも圧下率は、５．００％以下とすることが好ましい。なお、圧下率の下限は特に定めないが、０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。
　この場合、実際上加工誘起マルテサイトを生成させず、且つフェライト中に転移を生成させる程度の調質圧延の圧下率は好ましくは１％以下、より好ましくは０．５０％とする。この調質圧延により、大部分の残留オーステナイトの加工誘起変態をさせることなく、鋼板全域において１．０×１０１３／ｍ２程度のひずみを導入することができる。
　また、上述した方法により得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対してリン酸系皮膜形成処理を施して、リン酸化物及び／又はリンを含有する複合酸化物からなる皮膜を形成してもよい。リン酸化物及び／又はリンを含む複合酸化物からなる皮膜は、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。
　以下、本発明について実施例によって具体的に説明する。なお以下の実施例は、本発明による具体的な効果を示すためのものであって、実施例に記載された条件が本発明の技術的範囲を限定するものでないことはもちろんである。
　以下、実施例により本発明の効果を説明するが、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。
　表１～３に示すＡ～ＡＧの化学成分（組成）を有するスラブを鋳造し、鋳造後直ちに表４～７に示す熱間圧延工程の条件（スラブ加熱温度、上記式（１）、熱間圧延完了温度）で熱間圧延し、熱間圧延完了後からコイルとして巻き取るまでの急速冷却（第１冷却工程）の条件（急速冷却開始までの経過時間、急速冷却の平均冷却速度、急速冷却の停止温度）を表４～７に示す条件として冷却し、その後、引き続きコイルとして巻き取る工程では、急速冷却の停止から４００℃までの冷却（第２冷却）に要する経過時間を表４～７に示す条件として行った。そして、鋼板をコイルとして巻き取った後、表４～７に示す圧下率にて冷間圧延工程（冷延工程）を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
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　次に予熱帯、還元帯、めっき帯を有する連続焼鈍めっきラインを用い、表８～１４に示す各条件にて焼鈍工程～めっき工程を行った。
　なお、実験例２、２６、３８、９８及び１１４において、鋼板をめっき浴に浸漬した後、室温まで冷却する間にベイナイト変態処理を施した。一方、実験例１０、２２、４２、１０２及び１０７において、鋼板をめっき浴に浸漬し、合金化処理を行った後、室温まで冷却する間にベイナイト変態処理を施した。これら以外の実験例では、第一冷却工程の後、鋼板をめっき浴に浸漬する前にベイナイト変態処理を施した。
　なおまた、表中に記載の第三冷却工程とは、７４０～５００℃の範囲での冷却工程であり、ベイナイト変態処理とは、めっき浴へ浸漬した後に３００～４７０℃の範囲内の温度にて停留させる処理であり、第四冷却工程とは、停留後の冷却過程において、１５０℃以下の温度域まで冷却する工程である。
　めっき工程後において、一部の鋼板には、マルテンサイトを焼戻すことを目的として再加熱処理（焼戻し工程）を行い、更に一部の鋼板には、表８～１４に示す圧下率にて調質圧延を行った。
　なお、表８～１４中に示す鋼種ＧＩは鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施した溶融亜鉛めっき鋼板、ＧＡは溶融亜鉛めっきを施した後に合金化処理した合金化溶融亜鉛めっき鋼板を示す。
　なお、表８～１４におけるＡｃ３は以下の実験式を基に計算した。
　Ａｃ３［℃］＝９１０－２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ－３０Ｍｎ＋２００Ａｌ－２０Ｎｉ－１０Ｃｒ
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
　以上のようにして得られた実験例１～１３７の溶融亜鉛めっき鋼板（又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板）において、表面から板厚１／４を中心とする１／８厚～表面から板厚１／４を中心とする３／８厚の範囲におけるミクロ組織を観察し体積分率を測定した。その結果を、表１５～表１８に示す。
　ミクロ組織分率のうち、残留オーステナイト量はＸ線回折によって測定し、他は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を切り出し、鏡面に研磨した断面をナイタールエッチングし、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Field Emission Scanning Electron Microscope）を用いて観察して求めた。
　また、ＥＤＸを用いて、合金化亜鉛めっき層の１／２厚さにおける鉄の含有量を測定した。その結果を、表１５～表１８に示す。
　また、残留オーステナイト中の固溶炭素量は、残留オーステナイト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の格子状数ａを求め、上記式（２）を用いて求めた。
　また、残留オーステナイトのＦＣＣ鉄のＸ線ランダム強度比を、Ｘ線回折によって測定した。
　残留オーステナイトの結晶粒の圧延方向に対する平均粒径をｄ（ＲＤ）、及び板幅方向に対する平均粒径をｄ（ＴＤ）を求め、この両者からなるパラメーター、ｄ（ＲＤ）／ｄ（ＴＤ）を算出した。なお、残留オーステナイトの結晶粒は、１／４厚さにおける板面に平行な面を鏡面に仕上げ、ＦＥ－ＳＥＭ（Field Emission Scanning Electron Microscopy）を用い、ＥＢＳＤ（Electron Bach‐Scattering Diffraction）法による高分解能結晶方位解析を行い、評価した。測定ステップを０．１μｍとし、ＦＣＣ鉄の回折パターンを示す点が１０点以上集合し、且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した。粒径は、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圧延方向と板幅方向における粒径をそれぞれ測定した。
　また、圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ－ＳＥＭを用いて観察することによって脱炭層厚みを測定した。なお、１つの鋼板について、３箇所以上脱炭層厚み測定し、その平均値を脱炭層厚みとした。
　更に、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、酸化物の密度を算出した。また、ランダムに選んだ１００～１０００個の酸化物の円相当径を平均することにより酸化物の平均粒子径を算出した。
　次に、ＢＨ量を測定することにより焼付硬化性の評価試験を行った。
　先ず、上記の製法により得られた各鋼板よりＪＩＳ５号試験片を作製し、２％の引張予ひずみを付加したのち、１７０℃×２０ｍｉｎ保持の条件で塗装焼付け相当の熱処理を施し、焼付硬化量（ＢＨ）量を測定した。なお、圧延方向に対するＢＨ量を△ＢＨ（ＲＤ）、板幅方向に対するＢＨ量を△ＢＨ（ＴＤ）とし、本評価では、それぞれのＢＨ量が６５ＭＰａに満たないものをＮＧと判断した。更に、△ＢＨ（ＲＤ）／△ＢＨ（ＴＤ）が０．８～１．２の範囲内を合格とした。
　次に、実験例１～１０９の溶融亜鉛めっき鋼板（又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板）からＪＩＳ　Ｚ　２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して行い、降伏応力、引張強度、全伸びを測定した。
　鋼板表面の外観は、不めっきの発生状況を目視判断することにより行った。「×」は直径０．５ｍｍ以上の不めっきが観察され、外観上の許容範囲を逸脱した鋼板であり、「○」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。
　また、圧縮応力が加わる加工時の、めっき密着性を評価するため、６０°Ｖ曲げ試験後、曲げ部内側にテープを貼り、テープを引き剥がした。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た。「×」は剥離幅が７．０ｍｍ以上であり、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。
　以上の試験結果、評価結果を表１５～表１８に示す。
　なお、表１～１８において、下線を付した数値及び記号は本発明範囲外を示す。この場合、実験例１２４は化学成分に関して、Ｓｉの含有量が大きく、冷間圧延工程において鋼板が破断し、試験を中断した例である。
　実験例１２５の合金化溶融亜鉛めっき鋼板はＳｉの含有量が小さく、十分な量の残留オーステナイトが得られず、めっき層の合金化処理中に鉄系炭化物が多量に生成したため、強度及び延性が劣化した例である。
　実験例１２６は化学成分に関して、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、試験を中断した例である。
　実験例１２７は化学成分に関して、Ａｌの含有量が大きく、連続焼鈍工程において先行する鋼板と溶接した部位が破断し、試験を中断した例である。
　実験例１２８は平均冷却速度１０～６０℃／秒（[００７７]参照）に関して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は熱間圧延後の冷却速度が小さく、焼鈍後の残留オーステナイトが伸長し、焼付硬化性の異方性が増大した例である。
　実験例１２９は合金化溶融亜鉛めっき鋼板は熱間圧延後の冷却速度が大きく、焼鈍後の残留オーステナイトの集合組織が強まり、焼付硬化性の異方性が増大した例である。
　実験例１３０は焼鈍工程における加熱工程６５０～７５０℃での加熱速度２０℃／秒以下（[００８２]参照）に関して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は焼鈍工程における加熱工程６５０～７５０℃での加熱速度が大きく、焼鈍後の残留オーステナイトの異方性が強まり、焼付硬化性の異方性が増大した例である。
　実験例１３１は焼鈍工程における第１冷却工程７４０～５００℃での冷却速度１．０℃／秒以上（[００８７]参照）に関して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は焼鈍工程における第１冷却工程７４０～５００℃での冷却速度が小さく、フェライト分率が過度に高まり、焼付硬化性が劣化した例である。
　実験例１３２は焼鈍工程における第２冷却工程での冷却速度０．５℃／秒以上（[００９１]参照）に関して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は焼鈍工程における第２冷却工程での冷却速度が小さく、多量の粗大な炭化物が生じて残留オーステナイト分率が低下し、強度および焼付硬化性が劣化した例である。
　実験例１３３はめっき工程における空気比０．７～１．２（[００８４]参照）に関して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板はめっき工程の予熱帯における空気比が小さく、表層の脱炭層の厚みが不十分となり、めっき密着性が劣化した例である。
　実験例１３４は合金化溶融亜鉛めっき鋼板はめっき工程の予熱帯における空気比が大きく、表層の脱炭層の厚みが過度に大きくなった例であり、疲労強度が著しく劣位であり実用に耐えないものとなった。
　実験例１３５はめっき工程における還元帯雰囲気の分圧比０．０００１～２．００（[００８６]参照）に関して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板はめっき工程の還元帯の雰囲気が本発明の範囲を逸脱しており、表層の脱炭層中の酸化物が少なく、めっき剥離試験において脱炭層と母材の界面を起点とした割れが発生し、外観が悪化したため、めっき密着性が劣位と評価された例である。
　実験例１３６は合金化溶融亜鉛めっき鋼板はめっき工程の還元帯の雰囲気が本発明の範囲を逸脱しており、表層の脱炭層が過剰に成長した例であり、疲労強度が著しく劣位であり実用に耐えないものとなった。
　実験例１３７はめっき工程における有効Al量０．０１～０．１８ｗｔ％（[００８８]参照）に関して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板はめっき浴の有効Ａｌ濃度が高い例であり、焼鈍工程直後の検査で外観品位が著しく劣位であったため、以降のミクロ組織観察及び特性評価試験を中止した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000020
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000021
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000022
　表１～１８に示すように、本実施例においては、優れた焼付硬化性が得られた。これに対し、比較例では、十分な引張強度、焼付硬化性を得ることができなかった。
　本発明による高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、焼付硬化量を十分に確保できると共に、等方的な焼付硬化性を得ることができ、そのため強度、延性の向上に加えて、焼付硬化性を大きく向上させることができる。
 
 
 
 

Claims (12)

  1. 　母材鋼板が、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、
    をそれぞれ含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　前記母材鋼板の組織が、体積分率で３％以上の残留オーステナイト相、５０％以下のフェライト相、及び４０％以上の硬質相を含有し、
    　前記母材鋼板における表面から板厚１／４を中心とする１／８厚～表面から板厚１／４を中心とする３／８厚の範囲において、
    　平均転位密度が５×１０１３／ｍ２以上であり、
    　前記残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｃ量が、質量％で０．７０～１．００％であり、
    　前記残留オーステナイト相の集合組織のＦＣＣ鉄のＸ線ランダム強度比が３．０以下であり、
    　前記残留オーステナイト相の圧延方向に対する粒径と板幅方向に対する粒径の比が０．７５～１．３３であり、
    　更に、前記母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されて、板厚０．６～５．０ｍｍとなることを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記硬質相が、ベイニティックフェライト相及び／又はベイナイト相、焼戻しマルテンサイト相、及びフレッシュマルテンサイト相からなることを特徴とする請求項１に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記母材鋼板の表層部には、酸化物が微細に分散され、且つ厚さが０．０１～１０．０μｍである脱炭層が形成されており、前記酸化物の平均粒子径が５００ｎｍ以下、平均密度が１．０×１０１２個／ｍ２以上であることを特徴とする請求項１に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　更に、質量％で、
    Ｔｉ：０．００１～０．１５０％、
    Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
    Ｖ：０．００１～０．３００％、
    の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 　更に、質量％で、
    Ｍｏ：０．０１～２．００％、
    Ｗ：０．０１～２．００％、
    Ｃｒ：０．０１～２．００％、
    Ｎｉ：０．０１～２．００％、
    Ｃｕ：０．０１～２．００％、
    Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
    の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. 　更に、質量％で、
    　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種又は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に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  7. 　請求項１に記載の高強度鋼板の表面に形成された前記溶融亜鉛めっき層が合金化処理されていることを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  8. 　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、
    をそれぞれ含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学成分を有するスラブを、１１８０℃以上に加熱して、複数のパスにて行う熱間圧延を開始し、１０５０℃～圧延完了温度までの範囲における熱延鋼板の温度Ｔ、板厚ｈ、及び各パス間の経過時間ｔの関係が下記式（１）を満足するような熱間圧延を行い、８８０℃以上の温度域にて圧延を完了させる熱間圧延工程と、
    　熱間圧延完了後から冷却開始までの経過時間を１．０秒以上とした後に冷却を開始し、４５０℃以上でこの冷却を停止する第１冷却工程と、
    　第１冷却後から４００℃までの経過時間を１．０時間以上とし、その後に、合計の圧下率を３０～７５％として冷間圧延する冷間圧延工程と、
    　最高加熱温度（Ａｃ３－５０）℃以上で焼鈍する連続焼鈍工程と、
    　前記連続焼鈍工程後、前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成するめっき工程と、を備え、
    　前記亜鉛めっき浴へ浸漬する前、又は浸漬した後において、３００～４７０℃の範囲内の温度で、２０～１０００秒滞留させるベイナイト変態処理を行うことを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
     　ここで、式（１）において、Ｎは熱間圧延開始から完了までの全パス数、iはパスの順番、Ｔｉはｉ回目のパスでの圧延温度（℃）、ｈｉはｉ回目のパスでの加工後板厚（ｍｍ）、ｔｉはｉ回目のパスから次のパスまでの経過時間を示す。なお、ｉ＝１のときｈ０＝スラブ厚さである。また、最終パスから次のパスまでの経過時間は、最終パスから熱間圧延完了後の冷却開始時点までの経過時間とする。
  9. 　前記めっき工程は、加熱する際に用いる空気と燃料ガスとによる混合ガスにおける単位体積の当該混合ガスに含まれる空気の体積と単位体積の当該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が０．７～１．２とされた予熱帯において前記鋼板の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））が０．０００１～２．０とされた還元帯において前記酸化物を還元した後、めっき浴温度を４５０～４７０℃、めっき浴進入時の鋼板温度を４３０～４９０℃、めっき浴中における有効Ａｌ量を０．０１～０．１８質量％とした条件で前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬することにより、前記鋼板の表面に前記溶融亜鉛めっき層を形成することを特徴とする請求項８に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  10. 　前記めっき工程の後に、前記鋼板を５．００％以下の圧下率で圧延を施す調質圧延工程を備えることを特徴とする請求項８に記載の焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  11. 　請求項８に記載の製造方法により高強度溶融亜鉛めっき鋼板とした後に、前記溶融亜鉛めっき層を合金化させることを特徴とする焼付硬化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。
  12. 　前記溶融亜鉛めっき層を合金化させた後に、前記鋼板を１０％未満の圧下率で圧延を施す調質圧延工程を備えることを特徴とする請求項１０に記載の焼付硬化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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