WO2014136851A1 - 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2014136851A1
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エライジャ 柿内
村上　俊夫
梶原　桂
二村　裕一
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet that is excellent in formability and is used for automobile parts and the like and a method for producing the same.
  • “high-strength hot-dip galvanized steel sheet” includes “high-strength galvannealed steel sheet”.
  • Hot-dip galvanized steel sheets (hereinafter also simply referred to as “steel sheets”) used for automotive parts are required to be thinner in order to improve fuel efficiency by reducing the weight of the vehicle body, and reducing the thickness and ensuring the strength of the parts. Therefore, it is required to increase the strength. Steel sheets are also required to have excellent formability in order to process into complicated parts. For this reason, a hot dip galvanized steel sheet having a tensile strength (TS) of 590 MPa or more and a total elongation (EL) of 30% or more is desired.
  • TS tensile strength
  • EL total elongation
  • the Si content is small from the viewpoint of plating properties (specifically, 0.30 mass% or less), and the alloy cost is reduced. Therefore, without adding expensive elements such as Ti, Nb, V, etc., in steel composed of C, a small amount of Si, Mn, and a small amount of P, S, Al, N, the structure of the steel sheet is appropriately controlled. Therefore, it is required to develop the above-mentioned good characteristics.
  • Patent Document 1 discloses a ferrite bainite structure whose structure is mainly ferrite, and Mn microsegregation in the range of 1 / 8t to 3 / 8t of the sheet thickness t is 0.10 ⁇ ⁇ / Mn (
  • Mn is an addition amount
  • ⁇ is a standard deviation in Mn microsegregation measurement).
  • a hot-dip galvanized high-strength steel plate is disclosed in which hot-dip galvanized steel is applied to a high-strength steel plate in a range satisfying the above. Although this steel plate is excellent in TS and ⁇ , it does not have detailed control of the structure, so it is inferior in the TS-EL balance. At TS: 590 MPa or more, EL is only up to 26.6%. The above-mentioned request level is not satisfied (see test No. 15 in Table 3 of the same document).
  • Patent Document 2 has a steel structure containing 2.0 to 15 area% of retained austenite, and Mn concentration that extends in the rolling direction at a (1/20) depth position of the plate thickness from the steel plate surface.
  • a hot dip galvanized steel sheet having an average interval in the direction perpendicular to the rolling direction of 300 ⁇ m or less is disclosed. Although this steel sheet is excellent in TS and EL due to the TRIP effect of retained austenite, it is assumed that ⁇ cannot be secured to 80% because martensite transformed from retained austenite becomes the starting point of fracture.
  • Patent Document 3 as chemical components, C: 0.005% to 0.12%, Si: 0.7% to 1.8%, Mn: 0.5% to 2.
  • a steel sheet having a very good TS-EL- ⁇ balance can be obtained by making high-Si steel with specific equipment, but CGL having a heating zone of DFF type or NOF type. It cannot be manufactured with other equipment. Moreover, there is also a problem that the characteristic balance is greatly deteriorated when low Si steel is used (for example, see No. 19 in Table 4 of the same document).
  • Patent Document 4 discloses an alloyed hot-dip galvanized steel sheet provided with an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet, the steel sheet being in mass%, C: 0.03 to 0.12%, Si : 0.02 to 0.50%, Mn: 2.0 to 4.0%, P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, sol. Al: 0.01 to 1.0% and N: 0.01% or less, Ti: 0.50% or less, and Nb: 0.50% or less, Ti + Nb / 2 ⁇ 0.03 is contained, the balance has a chemical composition consisting of Fe and impurities, the area ratio of ferrite is 60% or more, and the average grain size of ferrite is 1.0 to 6.0 ⁇ m.
  • the alloyed hot-dip galvanized layer has a certain steel structure and contains, by mass%, Fe: 8 to 15% and Al: 0.08 to 0.50%, with the balance being Zn and impurities,
  • As the galvannealed steel sheet an galvannealed steel sheet having a tensile strength of 540 MPa or more is disclosed.
  • This steel plate is, for example, No. 1 in Table 3 of the same document.
  • FIG. 5 although having a good TS-EL- ⁇ -bendability balance, addition of at least one of Ti and Nb is essential.
  • FIG. 9 there is a problem that ⁇ and bendability deteriorate.
  • Patent Document 5 discloses a hot dip galvanized steel sheet composed of a composite structure of ferrite, bainite and tempered martensite with a low Si and microalloy-free component composition, as in the present invention.
  • This steel sheet has a low Si, microalloy-free component composition, and almost satisfies the above-mentioned required levels for TS, EL, and ⁇ (see Steel No. A-1 in Table 3 of the same document).
  • the bendability is unknown because it has not been evaluated, but cementite is actively precipitated in the ferrite during the tempering process, and the form of ferrite (connectivity) is not controlled at all. It is assumed that the above desired level of bendability is not obtained.
  • an object of the present invention is to provide a high-strength hot-dip galvanized steel sheet that can satisfy the above-mentioned required level and has excellent formability, and a method for producing the same.
  • a hot-dip galvanized steel plate The invention described in claim 1 % By mass (hereinafter the same for chemical components) C: more than 0.03% and 0.2% or less, Si: 0.3% or less (including 0%), Mn: 0.5 to 2.5%, P: 0.1% or less (including 0%), S: 0.010% or less (including 0%), Al: 0.001 to 0.1%, N: 0.002% to 0.03% And the remainder has a component composition consisting of iron and inevitable impurities, By area ratio (hereinafter the same for tissue), Ferrite: 30-80%, Bainite + tempered martensite: 20-70% Martensite: 10% or less (including 0%), Residual austenite: 3% or less (including 0%) Average particle diameter of the ferrite: 8 ⁇ m or less in equivalent circle diameter, Number density of cementite with an equivalent circle diameter of 200 nm or more present in the ferrite: 0.3 piece / ⁇ m 2 or less, The average particle diameter of cementite present in the lath in the “bai
  • composition further Cr: 0.01 to 0.3%, Ca: 0.0005 to 0.01%, Mg: 0.0005 to 0.01% REM: 0.0001-0.01% including one or more
  • the invention according to claim 3 Formability characterized in that a steel material having the component composition shown in claim 1 or 2 is hot-rolled under the conditions shown in the following (1) to (3), then cold-rolled, and then annealed: This is a method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet that is superior to the above.
  • Cold rolling rate 60-90%
  • Annealing conditions The temperature range from 600 ° C.
  • Annealing heating temperature [0.8 Ac 1 +0.2 Ac 3 ] to [0.3 Ac 1 +0.7 Ac 3 ]
  • Annealing holding time After holding for 10 to 300 s, After the temperature range from the annealing heating temperature to 600 ° C. is cooled at a first cooling rate of 13 ° C./s or higher, the temperature range from 600 ° C. to the rapid cooling stop temperature is cooled at a second cooling rate of 20 ° C./s or higher.
  • Rapid cooling stop temperature 350 ° C to room temperature
  • rapid cooling stop holding time Hold for 1 s or more
  • Reheating temperature After reheating to 400 to 500 ° C., immersed in a hot dip galvanizing bath, Alloying temperature: 500 to 600 ° C. Alloying time: Hold for 10 to 100 s for alloying treatment, then cool to room temperature.
  • the present invention as a matrix, based on ferrite that is a soft phase, by partially introducing bainite and tempered martensite as a hard phase, while securing TS and EL, martensite that is not tempered, By limiting the amount of retained austenite that transforms to martensite and precipitating sufficient cementite in the hard phase, the amount of solid solution carbon in the hard phase is reduced, thereby reducing the hardness of the ferrite and hard phase. By reducing the difference in thickness and increasing ⁇ , and further reducing the size of ferrite grains, it is possible to disperse cracks due to strain concentration at the interface between the ferrite and hard phase, and to limit the connection between ferrite grains.
  • the present inventors can produce a target high-strength hot-dip galvanized steel sheet even with CGL having no special oxidation / reduction equipment such as a DFF type or NOF type heating zone.
  • CGL having no special oxidation / reduction equipment such as a DFF type or NOF type heating zone.
  • a steel composed of C, a small amount of Si, Mn, and a small amount of P, S, Al, N is used without adding expensive elements such as Ti, Nb, and V.
  • Various studies have been made in order to realize the above desired level of characteristics.
  • TS and EL are secured by making the steel plate matrix into soft ferrite and partially introducing bainite and tempered martensite into the hard phase.
  • martensite Limit the amount of martensite that has not been tempered (hereinafter simply referred to as “martensite” means “untempered martensite”) and the amount of retained austenite that transforms into martensite.
  • ⁇ is increased by reducing the difference in hardness between the ferrite and the hard phase.
  • the difference in hardness is further reduced by reducing the amount of fixed carbon in the hard phase.
  • cracks are generated in certain ferrite grains by dispersing strain concentration and cracking at the interface between the ferrite and hard phase, and by suppressing the connection between ferrite grains. Even in this case, bendability is improved by preventing the propagation of cracks to adjacent ferrite grains. Even if the fracture between the ferrite and the hard phase is suppressed, if coarse cementite is present in the ferrite grains or in the hard phase, it becomes the starting point of the fracture and deteriorates the bendability. Limit the size and number density of cementite present in the phase.
  • the steel sheet of the present invention has an area ratio of ferrite: 30 to 80%, bainite + tempered martensite: 20 to 70%, martensite: 10% or less (including 0%), residual austenite: 3% or less (Including 0%) average particle diameter of the ferrite: 8 ⁇ m or less in equivalent circle diameter, number density of cementite present in the ferrite having an equivalent circle diameter of 200 nm or more: 0.3 piece / ⁇ m 2 or less, The average particle diameter of cementite present in the lath in “bainite + tempered martensite” is 200 nm or less in terms of equivalent circle diameter, the number density is 10 pieces / ⁇ m 2 or more, and the presence of the ferrite It has a structure in which the ferrite-to-ferrite connection ratio defining the form is 0.6 or less.
  • ferrite 30-80% in area ratio> Since ferrite is a soft phase, it is effective for enhancing EL and bendability. In order to ensure EL and bendability, the area ratio of ferrite needs to be 30% or more (preferably 40% or more, more preferably 50% or more). However, since the tensile strength cannot be secured when the ferrite is excessive, the area ratio of the ferrite is 80% or less (preferably 75% or less, more preferably 70% or less).
  • bainite and tempered martensite are hard phases, since carbon is precipitated as cementite, it contributes to high strength while minimizing deterioration of EL, ⁇ , and bendability.
  • the area ratio of bainite + tempered martensite is less than 20%, TS cannot be secured, while when it exceeds 70%, the ferrite fraction is lowered and EL and bendability cannot be secured.
  • it is 25 to 60% or more, more preferably 30 to 50%.
  • Martensite 10% or less (including 0%)> Martensite (which means “untempered martensite” as described above) is a starting point of fracture during hole expansion or bending, and thus significantly reduces ⁇ and bendability. Therefore, the martensite should be as small as possible, and the area ratio is limited to 10% or less, preferably 8% or less, and more preferably 6% or less.
  • Residual austenite 3% or less (including 0%)> Residual austenite is transformed into martensite by processing-induced martensite during molding, and thus becomes a starting point of fracture, which lowers ⁇ and bendability. Accordingly, the retained austenite is preferably as small as possible, and is limited to 3% or less, preferably 2% or less, and more preferably 1% or less.
  • ⁇ Average diameter of the ferrite Equivalent circle diameter of 8 ⁇ m or less>
  • the strength can be increased without substantially reducing the EL.
  • the increase in the interface between the ferrite and the hard phase disperses the strain concentration during molding, which contributes to an improvement in ⁇ and bendability.
  • the average particle diameter of ferrite is limited to a circle equivalent diameter of 8 ⁇ m or less, preferably 7 ⁇ m or less, and more preferably 6 ⁇ m or less.
  • the coarse cementite of 200 nm or more present in the ferrite has a number density of 0.3 / ⁇ m 2 or less, preferably 0.2 / ⁇ m 2 or less, more preferably 0.1 / ⁇ m 2 or less. Restrict.
  • the average particle diameter of cementite present in the lath in the “bainite + tempered martensite” is 200 nm or less in terms of equivalent circle diameter, and the number density thereof is 10 / ⁇ m 2 or more>
  • cementite present in the lath in “bainite + tempered martensite” which is a hard phase
  • solute carbon in the hard phase is precipitated as cementite to soften the hard phase, and ⁇ is improved by reducing the difference in hardness from the soft phase.
  • the cementite present in the lath in the hard phase has an average particle diameter of 200 nm or less, preferably 170 nm or less, more preferably 150 nm or less in terms of the equivalent circle diameter, and its number density is 10 / ⁇ m 2. As described above, preferably 20 pieces / ⁇ m 2 or more, more preferably 30 pieces / ⁇ m 2 or more.
  • ferrite connection rate defining the existence form of the ferrite: 0.6 or less>
  • the bendability is improved by preventing the propagation of cracks to adjacent ferrite grains.
  • the ferrite-to-ferrite connection rate is limited to 0.6 or less, preferably 0.55 or less, and more preferably 0.5 or less.
  • connection ratio between ferrites defined by the following formula 1.
  • Connection ratio between ferrites “number of intersections between interfaces of ferrite particles” / (“number of intersections between interfaces of ferrite particles” + “number of intersections between interfaces of ferrite particles and particles other than ferrite”)
  • the “number of intersections with the interface between ferrite particles” is the number of points where a line segment of a total length of 1000 ⁇ m intersects with the interface between ferrite particles in a region having an area of 10,000 ⁇ m 2 or more.
  • the number of intersections with the particle interface is the number of points where the line segment having the total length of 1000 ⁇ m intersects the interface between the ferrite particles and the particles other than ferrite.
  • each test steel sheet was mirror-polished, corroded with a 3% nital solution to reveal the metal structure, and then a scanning type with a magnification of 2000 times for approximately 5 fields of 40 ⁇ m ⁇ 30 ⁇ m area.
  • An electron microscope (SEM) image was observed and the area of the ferrite was determined by measuring 100 points per field of view by a point calculation method.
  • the area containing cementite was identified as the hard phase (bainite + tempered martensite), and the area was determined.
  • the area not included was identified as martensite + retained austenite, and the total area was determined. Then, after separately grinding to a thickness of 1 ⁇ 4 of the steel plate, chemical abrading and then identifying the retained austenite by X-ray diffraction method, the area was determined (ISIJ Int. Vol. 33, (1993), No. .7, p.776). Then, the area of martensite was determined by subtracting the area of retained austenite from the total area of martensite + retained austenite measured as described above. And the area ratio of each phase was computed from the area ratio of each area
  • the ferrite-to-ferrite connection ratio can be measured in the same manner as the method described in paragraph [0042] of Japanese Patent Application Laid-Open No. 2011-219784. Specifically, each specimen steel sheet was cut perpendicularly to the rolling direction so that the structure could be observed from the rolling direction, and the sample was cut, polished to a mirror surface, and corroded with 3% nital solution to reveal the metal structure. Then, the structure is observed with a scanning electron microscope (SEM) so that the observation region becomes 10000 ⁇ m 2 or more at 2000 times magnification.
  • SEM scanning electron microscope
  • the total in a plurality of observation regions may be set to 10,000 ⁇ m 2 or more.
  • the film thickness direction (ND) was taken up and down, and the direction (TD) perpendicular to the rolling direction was taken to the left and right, and in this structure photograph, the line segments parallel to the TD direction at a distance of 5 ⁇ m became 1000 ⁇ m in total length.
  • the number of intersections between these line segments and the interface between the ferrite particles and the number of intersections between the interface of the structure other than ferrite and ferrite are obtained.
  • “the ferrite-to-ferrite connection ratio” is calculated by the above formula 1.
  • Ferrite-to-ferrite connection ratio means that there are few regions where ferrite particles and ferrite particles are continuous, that is, ferrite particles are not continuous, are surrounded by a hard phase, and are isolated and dispersed. Is shown.
  • Component composition of the steel sheet of the present invention C: more than 0.03% and less than 0.2% C is an essential element for securing a desired hard structure (low temperature bainite + tempered martensite) and obtaining a desired high strength.
  • C needs to be contained in an amount exceeding 0.03%, preferably 0.08% or more, more preferably 0.1% or more.
  • it is 0.2% or less, preferably 0.18% or less, more preferably 0. Limit to 15% or less.
  • Si 0.3% or less (including 0%) Si is a useful element that can increase tensile strength without decreasing elongation and bendability by solid solution strengthening. However, if Si is excessively contained, a large amount of retained austenite is included in the final structure of the steel sheet, and ⁇ and bendability are lowered due to transformation induced martensite transformation during hole expansion and bending. Since special CGL facilities such as DFF type and NOF type are required for securing, it is limited to 0.3% or less, preferably 0.25% or less, and more preferably 0.2% or less.
  • Mn 0.5 to 2.5%
  • Mn contributes to securing the hard phase by suppressing the formation of ferrite and upper bainite in the cooling process after the soaking process.
  • Mn is excessively contained, the hard phase fraction becomes too high, resulting in excessively high strength and low EL, so 2.5% or less, preferably 2.0% or less, more preferably 1 Limit to 8% or less.
  • P 0.1% or less (including 0%) P is unavoidably present in the steel sheet as an impurity element, and deteriorates EL, ⁇ , and bendability, so is limited to 0.1% or less, preferably 0.03% or less.
  • S 0.010% or less (including 0%) S is also unavoidably present in the steel sheet as an impurity element, forms MnS inclusions, becomes a starting point of cracking and degrades bendability, and is therefore 0.010% or less, preferably 0.0080% or less, more preferably Is limited to 0.0060% or less.
  • Al 0.001 to 0.1% Al is used as a deoxidizing material, but in order to effectively exert such action, Al is contained in an amount of 0.001% or more, preferably 0.005% or more, more preferably 0.01% or more. It is necessary to let However, since it is economically wasteful even if Al is contained excessively, it is limited to 0.1% or less, preferably 0.08% or less, and more preferably 0.06% or less.
  • N 0.002% to 0.03% N is an element that is unavoidably present, but is combined with carbonitride-forming elements such as Al to form precipitates, contributing to strength improvement and microstructure refinement.
  • N In order to exhibit such an action effectively, N must be contained in an amount of 0.002% or more, preferably 0.003% or more, and more preferably 0.004% or more.
  • N if N is contained excessively, casting becomes difficult with low carbon steel such as the material of the steel sheet of the present invention, and the production itself cannot be performed. Therefore, 0.03% or less, preferably 0.02% or less, Preferably, it is limited to 0.01% or less.
  • the steel sheet of the present invention basically contains the above components, and the balance is substantially iron and unavoidable impurities, but can contain the following permissible components as long as the effects of the present invention are not impaired.
  • Cr 0.01 to 0.3%
  • Ca 0.0005 to 0.01%
  • Mg 0.0005 to 0.01%
  • REM One or more of 0.0001 to 0.01% Cr is an element useful as a steel strengthening element. In order to effectively exhibit such an action, it is recommended that Cr be contained in an amount of 0.01% or more (more preferably 0.05% or more). However, even if Cr is contained excessively, the above effect is saturated and it is economically wasteful, so it is recommended to limit it to 0.3% or less (more preferably 0.25% or less).
  • Ca, Mg and REM are effective elements for controlling the form of sulfides in steel and improving workability.
  • examples of the REM (rare earth element) used in the present invention include Sc, Y, and lanthanoid.
  • Ca and Mg are each 0.0005% or more (more preferably 0.001% or more), and REM is 0.0001% or more (more preferably 0.0002% or more). It is recommended that However, even if these elements are contained excessively, the above effects are saturated and economically useless. Therefore, 0.01% or less (more preferably, Ca and Mg are 0.003% or less, REM is It is recommended to limit it to 0.006% or less.
  • the steel having the above composition is melted and made into a slab (steel material) by ingot casting or continuous casting, and then each of the following (1) to (3) Conditions are hot-rolled (hereinafter also referred to as “hot rolling”), cold-rolled (hereinafter also referred to as “cold rolling”), and then annealed.
  • hot rolling hot-rolled
  • cold rolling cold-rolled
  • Hot rolling conditions are not particularly limited and may be performed under normal conditions.
  • the heating temperature of the slab (steel material) is set to 1000 to 1300 ° C.
  • the finishing temperature of the finish rolling is set to 3 or more points of Ar. It is recommended that the coil be wound at a temperature in the range of 450 to 600 ° C. after appropriate cooling.
  • cold rolling rate (hereinafter also referred to as “cold rolling rate”) r is 60 to 90%.
  • Cold rolling ratio r 60 to 90%>
  • the cold rolling ratio r is higher than usual. It is recommended that the amount be 60% or more, more preferably 65% or more, and particularly preferably 70% or more. However, a cold rolling rate r exceeding 90% is difficult in actual production.
  • the heating rate HR1 is 30 ° C./s or less, more preferably 25 ° C. / It is recommended to limit it to s or less, more preferably 20 ° C./s or less.
  • annealing holding time t1 10 to 300 s holding> This is because the ferrite-austenite fraction is adjusted while solidifying the cementite in the ferrite. If the annealing heating temperature T1 is too low, the austenite is insufficient and the hard phase fraction in the final structure decreases, so the annealing heating temperature T1 is [0.8Ac 1 + 0.2Ac 3 ] or more, more preferably [0. 75Ac 1 + 0.25Ac 3 ] or more, more preferably [0.7Ac 1 + 0.3Ac 3 ] or more is recommended.
  • the annealing heating temperature T1 is [0.3Ac 1 + 0.7Ac 3 ] or less, more preferably [0.4Ac 1 + 0.6Ac 3 ] or more. More preferably, it is recommended to set it to [0.5Ac 1 + 0.5Ac 3 ] or more.
  • the annealing holding time t1 be 10 s or more, more preferably 20 s or more, and even more preferably 40 s or more.
  • the annealing holding time t1 be 300 s or less, more preferably 250 s or less, and even more preferably 200 s or less.
  • the first cooling rate CR1 is 13 ° C./s or more, more preferably 17 ° C./s or more, and further preferably 20 ° C./s or more.
  • the second cooling rate CR2 is 20 ° C./s or more, more preferably 25 ° C./s or more, and further preferably 30 ° C./s or more.
  • ⁇ Quenching stop temperature T2 Hold time t2: After 1 s at rapid cooling stop at 350 ° C. to room temperature>Hold> This is because austenite is transformed into martensite + lower bainite (low temperature bainite). If the quenching stop temperature T2 is too high, untransformed austenite remains and transforms into martensite in the final cooling after the alloying treatment, so that martensite that has not been tempered is excessively introduced into the final structure. It is recommended that the upper limit of the stop temperature T2 be 350 ° C, more preferably 300 ° C, and even more preferably 250 ° C.
  • the holding time t2 after the quenching stop is too short, the lower bainite is not sufficiently formed and untransformed austenite remains, and excessive martensite is introduced into the final structure. It is recommended that it be 1 s or more, more preferably 10 s or more.
  • reheating temperature T3 After reheating to 400 to 500 ° C., immersion in hot dip galvanizing bath> This is to ensure the plating bath entry temperature. Since non-plating occurs when the reheating temperature T3 is too low or too high, it is recommended that the reheating temperature T3 be 400 to 500 ° C.
  • ⁇ Alloying temperature T4 Alloying treatment in the temperature range of 500 to 600 ° C. by holding the alloying time t4: 10 to 100 s> This is for alloying the plating layer and tempering the hard phase. If the alloying temperature T4 is too low, or if the alloying time t4 is too short, alloying will be insufficient and sufficient cementite precipitation will not occur in the hard phase. On the other hand, the alloying temperature T4 is too high. Alternatively, if the alloying time t4 is too long, cementite in the hard phase becomes coarse. Therefore, it is recommended that the alloying temperature T4 is 500 to 600 ° C. and the alloying time t4 is 10 to 100 s.
  • the steel having the components shown in Table 1 below was melted to produce an ingot having a thickness of 120 mm. This was slab with a thickness of 30 mm by hot rolling, and then heated to 1150 ° C. and finished at a finish rolling temperature of 900 ° C. with a thickness of 5.6 mm (however, heat treatment Nos. 4 and 5 had a thickness of 2. After hot rolling to 3 mm and 4.4 mm), intermediate air cooling was performed at 650 ° C. for 10 s, and the coil was placed in a holding furnace at a winding temperature of 500 ° C. and air-cooled to simulate the winding of the hot rolled material. And this hot-rolled material was cold-rolled at the cold rolling rate shown in the following Table 2 to produce a cold-rolled material having a plate thickness of 1.4 mm, and further subjected to heat treatment under the annealing conditions shown in the same table.
  • the area ratio of each phase, the average particle diameter of ferrite, the size and number density of cementite particles, and the ferrite were measured by the measurement method described in the above section [Mode for Carrying Out the Invention].
  • the interconnection rate was measured.
  • the tensile strength TS, the total elongation EL, and the hole expansion ratio ⁇ were measured, and the bendability was further investigated.
  • the tensile strength TS and elongation EL were measured according to JIS Z 2241 by preparing a No. 5 test piece described in JIS Z 2201 with the major axis in a direction perpendicular to the rolling direction. Further, the hole expansion rate ⁇ was measured by carrying out a hole expansion test in accordance with the iron standard JFST1001.
  • a bending test piece having a width of 40 mm and a length of 100 mm with a major axis in a direction perpendicular to the rolling direction is prepared, a U-bending test with a tip angle of 180 ° is performed, and a bending ridge line is defined as a rolling direction.
  • the surface of the bent part after the U-bending test was visually observed to investigate whether or not cracking occurred.
  • steel No. which is an invention steel (evaluation is ⁇ ) 2, 3, 5, 9, 10, 14, 16, 18, 24, 28, 30 to 33 are all manufactured using recommended steel conditions using steel grades that satisfy the compositional composition of the present invention. It is an inventive steel that satisfies the requirements of the structure regulation of the present invention, and TS, EL, ⁇ , and bendability all meet the acceptance criteria, confirming that a high-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent formability can be obtained did it.
  • steel No. which is a comparative steel (evaluation of x). 1, 4, 6 to 8, 11 to 13, 15, 17, 19 to 23, 25 to 27, 29 are inferior in at least one of TS, EL, ⁇ , and bendability.
  • steel No. 4, 6-8, 11-13, 15, 17, 19-23 meet the requirements of the component composition, but any of the manufacturing conditions are out of the recommended range, thereby defining the organization of the present invention At least one of the requirements to be satisfied is not satisfied, and at least one of TS, EL, ⁇ , and bendability is inferior.
  • steel No. No. 4 has a cold rolling rate too low.
  • the heating rate during annealing was too low, and in all cases, ferrite was coarsened, and EL and bendability were inferior.
  • the annealing heating temperature is too low, the ferrite is excessive, while the hard phase is insufficient, the ferrite-to-ferrite connection ratio is excessive, and TS is inferior.
  • Steel No. No. 20 has an alloying temperature that is too low.
  • No. 22 is too short in alloying time, and in any case, the number density of cementite existing in the lath in the hard phase is insufficient, and EL and ⁇ are inferior.
  • steel No. No. 21 has an alloying temperature that is too high.
  • the alloying time is too long, and in each case, cementite existing in the lath in the hard phase is coarsened, and TS and bendability are inferior.
  • any of the components of the present invention is out of the specified range, and accordingly, the requirement to define the structure of the present invention does not satisfy at least one, TS, EL, ⁇ , bending At least one of sex is inferior.
  • steel No. In No. 1 the C content is too low, the ferrite is excessive, while the hard phase is insufficient and pearlite is generated, and the ferrite-to-ferrite connection ratio is excessive, and TS and bendability are inferior.
  • steel No. No. 25 has too high C content, lack of ferrite, and EL is inferior.
  • steel No. No. 29 has an excessively high Mn content, lack of ferrite, and inferior EL.
  • the hot dip galvanized steel sheet of the present invention has excellent formability, high strength, and is suitable for automotive parts and the like.

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Abstract

　Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎを特定量含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、面積率で、フェライト(α)：３０～８０％、ベイナイト+焼戻しマルテンサイト（Ｂ＋ＴＭ）：２０～７０％、マルテンサイト:１０％以下(０％を含む)、残留オーステナイト：３％以下(０％を含む)からなり、αの平均粒径が円相当直径で８μｍ以下、α中に存在する円相当直径２００ｎｍ以上のセメンタイト(θ)の個数密度０．３個/μｍ２以下、「Ｂ＋ＴＭ」中のラス内に存在するθの平均粒径が円相当直径で２００ｎｍ以下であり、かつ、その個数密度が１０個/μｍ２以上であり、かつ、α同士連結率が０．６以下である組織を有する溶融亜鉛めっき鋼板。

Description

成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車用部品等に用いられる、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。ここで、「高強度溶融亜鉛めっき鋼板」には、「高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板」が含まれる。
　自動車用部品に供される溶融亜鉛めっき鋼板（以下、単に「鋼板」ともいう。）は、車体軽量化による燃費改善を実現するために薄肉化が求められており、薄肉化と部品強度の確保を両立させるため、高強度化することが求められている。また、鋼板には形状の複雑な部品に加工するために優れた成形加工性も要求される。このため、溶融亜鉛めっき鋼板として、引張強度（ＴＳ）５９０ＭＰａ以上の強度において、全伸び（ＥＬ）が３０％以上のものが要望されている。
　さらに、部品の成形プロセスを考慮した場合、ＥＬのみでなく、伸びフランジ性、曲げ成形性にまでも優れた鋼板が求められており、穴広げ率（λ）が８０％以上で、かつ、先端角度が１８０°のＵ曲げ試験において密着曲げが可能な鋼板が切望されている。
　さらに、連続焼鈍めっきライン（ＣＧＬ）における製造性を考慮した場合、めっき性の観点からはＳｉ含有量は少ないことが好ましく（具体的には０．３０質量％以下）、また合金コストを低減させるため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等の高価な元素を添加せずに、成分がＣと少量のＳｉ、Ｍｎおよび微量のＰ、Ｓ、Ａｌ、Ｎからなる鋼において、鋼板の組織制御を適切に行うことで上記の良好な特性を発現させることが求められている。
　上記のようなニーズを受けて、種々の組織制御の考え方に基づき、強度と成形加工性のバランスを改善した高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されているものの、上記要望レベルを全て満足するようなものはいまだ実用化されていないのが現状である。
　例えば、特許文献１には、組織がフェライト主体とするフェライト・ベイナイト組織であって、板厚ｔの１／８ｔ～３／８ｔの範囲でのＭｎミクロ偏析が、０．１０≧σ／Ｍｎ（ここでＭｎは添加量、σはＭｎミクロ偏析測定における標準偏差である。）を満たす範囲にある高強度鋼板に、溶融亜鉛めっきが施された溶融亜鉛めっき高強度鋼板が開示されている。この鋼板は、ＴＳとλには優れるものの、組織の詳細な制御を行っていないため、ＴＳ－ＥＬバランスに劣り、ＴＳ：５９０ＭＰａ以上では、ＥＬは最高で２６．６％までしか得られておらず、上記要望レベルは満足していない（同文献の表３中の試験Ｎｏ．１５参照）。
　また、特許文献２には、残留オーステナイトを２．０～１５面積％含有する鋼組織を有し、鋼板表面から板厚の（１／２０）深さ位置において圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の圧延方向に対して直角方向における平均間隔が３００μｍ以下である溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。この鋼板は、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果によりＴＳとＥＬには優れるものの、残留オーステナイトより変態したマルテンサイトが破壊の起点となることでλは８０％を確保できないと想定される。
　また、特許文献３には、化学成分として、質量％でＣ：０．００５％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．７％以上１．８％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．８％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０７％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板を、ＤＦＦ型またはＮＯＦ型の加熱帯を有するＣＧＬで、加熱帯の雰囲気ガス組成のＣＯ／Ｈ２Ｏ比（容量比）を０．００１以上０．８以下とし、加熱帯出側における鋼板温度が７００℃以上で幅方向温度偏差を２０℃未満とし、さらに加熱帯内における４００℃～加熱帯出側温度までの平均昇温速度が１０℃／ｓ以上となるようにして鋼板を加熱し、次に７００～９４０℃の温度域で１５～６００ｓ焼鈍し、引き続き３℃／ｓ以上の冷却速度で４４０～５５０℃の温度域の温度に冷却した後、２００ｓ以内に４４０～５００℃の溶融亜鉛めっき浴に４４０～５５０℃の鋼板を浸漬させて溶融亜鉛めっきを施すものである高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。この製造方法によれば、高Ｓｉ鋼を用いて特定の設備により作りこむことで非常に良好なＴＳ－ＥＬ－λバランスを有する鋼板が得られるものの、ＤＦＦ型またはＮＯＦ型の加熱帯を有するＣＧＬ以外の設備では製造できない。また、低Ｓｉ鋼を用いると特性バランスが大きく劣化する問題もある（例えば、同文献の表４中のＮｏ．１９参照）。
　また、特許文献４には、鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０．０２～０．５０％、Ｍｎ：２．０～４．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～１．０％およびＮ：０．０１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．５０％以下およびＮｂ：０．５０％以下の１種または２種を、Ｔｉ＋Ｎｂ／２≧０．０３を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、フェライトの面積率が６０％以上であり、フェライトの平均粒径が１．０～６．０μｍである鋼組織を有し、前記合金化溶融亜鉛めっき層は、質量％で、Ｆｅ：８～１５％およびＡｌ：０．０８～０．５０％を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなり、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度が５４０ＭＰａ以上である合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。この鋼板は、例えば同文献の表３中のＮｏ．５に示すように良好なＴＳ－ＥＬ－λ－曲げ性バランスを有するものの、Ｔｉ、Ｎｂの少なくともいずれかの添加が必須であり、Ｔｉ、Ｎｂの添加なしでは同表３中のＮｏ．９に示すようにλと曲げ性が劣化する問題がある。
　また、特許文献５には、本願発明と同様に、低Ｓｉでマイクロアロイフリーの成分組成にてフェライト・ベイナイト・焼戻しマルテンサイトの複合組織からなる溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。この鋼板は、低Ｓｉでマイクロアロイフリーの成分組成にて、ＴＳ、ＥＬ、λについては上記要望レベルをほぼ満足している（同文献の表３の鋼Ｎｏ．Ａ－１参照）。曲げ性については、評価されていないので不明ではあるが、焼戻し工程でフェライト中に積極的にセメンタイトを析出させており、また、フェライトの形態（連結率）についてはなんらの制御も行っていないので、上記要望レベルの曲げ性は得られていないものと想定される。
日本国特開２００７－７０６４９号公報 日本国特開２０１０－１２１１７４号公報 日本国特開２００９－１４９９３８号公報 日本国特開２０１０－６５２６９号公報 日本国特開２００７－３０２９１８号公報
　そこで本発明の目的は、上記要望レベルを満足し得る、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することにある。
　溶融亜鉛めっきが施された鋼板であって、該鋼板が、
　請求項１に記載の発明は、 
　質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
　Ｃ　：０．０３％超０．２％以下、 
　Ｓｉ：０．３％以下（０％を含む）、 
　Ｍｎ：０．５～２．５％、 
　Ｐ　：０．１％以下（０％を含む）、 
　Ｓ　：０．０１０％以下（０％を含む）、 
　Ａｌ：０．００１～０．１％、 
　Ｎ　：０．００２％～０．０３％ 
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、 
　面積率で（以下、組織について同じ。）、 
　フェライト：３０～８０％、 
　ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト：２０～７０％、 
　マルテンサイト：１０％以下（０％を含む）、 
　残留オーステナイト：３％以下（０％を含む）からなり、 
　前記フェライトの平均粒径：円相当直径で８μｍ以下、 
　前記フェライト中に存在する円相当直径２００ｎｍ以上のセメンタイトの個数密度：０．３個／μｍ２以下、
　前記「ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト」中のラス内に存在するセメンタイトの平均粒径が円相当直径で２００ｎｍ以下であり、かつ、その個数密度が１０個／μｍ２以上であり、
　かつ、前記フェライトの存在形態を規定する、下記式１で定義されるフェライト同士連結率が、０．６以下である組織を有する、 
ことを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板である。 
　式１：「フェライト同士連結率」＝「フェライト粒子同士の界面との交点数」／（「フェライト粒子同士の界面との交点数」＋「フェライト粒子とフェライト以外の粒子の界面との交点数」）
　ただし、「フェライト粒子同士の界面との交点数」は、面積１００００μｍ２以上の領域において、総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子同士の界面と交差する点の数であり、「フェライト粒子とフェライト以外の粒子の界面との交点数」は、上記総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子とフェライト以外の粒子の界面と交差する点の数である。
　請求項２に記載の発明は、 
　成分組成が、さらに、 
　Ｃｒ：０．０１～０．３％、 
　Ｃａ：０．０００５～０．０１％、 
　Ｍｇ：０．０００５～０．０１％、 
　ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％の１種または２種以上を含む、 
請求項１に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板である。 
　請求項３に記載の発明は、 
　請求項１または２に示す成分組成を有する鋼材を、下記（１）～（３）に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
（１）熱間圧延条件 
　仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３点以上
　巻取温度：４５０～６００℃
（２）冷間圧延条件 
　冷間圧延率：６０～９０％
（３）焼鈍条件 
　６００℃～後記焼鈍加熱温度の温度域を０．５～３０℃／ｓの加熱速度で加熱し、 
　焼鈍加熱温度：［０．８Ａｃ１＋０．２Ａｃ３］～［０．３Ａｃ１＋０．７Ａｃ３］にて焼鈍保持時間：１０～３００ｓ保持した後、 
　該焼鈍加熱温度～６００℃の温度域を１３℃／ｓ以上の第１冷却速度で冷却した後、 ６００℃～後記急冷停止温度の温度域を２０℃／ｓ以上の第２冷却速度で冷却し、 
　急冷停止温度：３５０℃～室温にて急冷停止保持時間：１ｓ以上保持し、 
　再加熱温度：４００～５００℃に再加熱した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、さらに、
　合金化温度：５００～６００℃の温度域で合金化時間：１０～１００ｓの時間保持して合金化処理したのち常温まで冷却する。
　本発明によれば、マトリックスとして、軟質相であるフェライトをベースとし、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを硬質相として一部導入することで、ＴＳおよびＥＬを確保しつつ、焼戻しされていないマルテンサイトと、マルテンサイトに変態する残留オーステナイトの量を制限するとともに、硬質相中に十分なセメンタイトを析出させておくことで、硬質相中の固溶炭素量を低下させることにより、フェライトと硬質相との硬さの差異を低減してλを高め、さらに、フェライト粒を微細化することで、フェライトと硬質相との界面におけるひずみ集中による亀裂発生を分散させ、また、フェライト粒同士の連結を制限することで、あるフェライト粒に亀裂が発生した場合でも、隣接するフェライト粒への亀裂の伝播を防止するとともに、フェライト粒内に存在する、破壊の起点となる粗大なセメンタイトの個数密度を制限することで、曲げ性を高めることが可能となり、上記要望レベルを満足する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供できるようになった。
焼鈍条件を説明するためのヒートパターンを示す図である。
　本発明者らは、上記課題を解決するために、目標とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板として、ＤＦＦ型やＮＯＦ型の加熱帯などの特別な酸化・還元設備を有しないＣＧＬでも製造できるようにするとともに、合金コストを低減させるため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等の高価な元素を添加せずに、成分がＣと少量のＳｉ，Ｍｎおよび微量のＰ、Ｓ、Ａｌ、Ｎからなる鋼を用いて上記要望レベルの特性を実現すべく、種々検討を重ねてきた。
　その結果、以下の思考研究により、前記所望の鋼板特性を確保しうることに想到した。 
　すなわち、まず、鋼板のマトリックスを、軟質のフェライトとし、これに、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを硬質相として一部導入することで、ＴＳおよびＥＬを確保する。 
　また、焼戻しされていないマルテンサイト（以下、単に「マルテンサイト」と表記したものは、「焼戻しされていないマルテンサイト」を意味する。）と、マルテンサイトに変態する残留オーステナイトの量を制限することで、フェライトと硬質相との硬さの差異を低減することによりλを高める。このとき、硬質相中に十分な量のセメンタイトを析出させておくことで、硬質相中の固定炭素量を低減させておくことにより前記硬さの差異をより低減させる。
　さらに、フェライトを微細化することで、フェライトと硬質相との界面におけるひずみの集中や亀裂発生を分散させることにより、また、フェライト粒同士の連結を抑制することで、あるフェライト粒に亀裂が発生した場合でも、隣接するフェライト粒への亀裂の伝播を防止することにより、曲げ性を高める。なお、フェライトと硬質相との間における破壊を抑制しても、フェライト粒内や硬質相中に粗大なセメンタイトが存在する場合には、そこが破壊の起点となり曲げ性を劣化させるので、これらの相中に存在するセメンタイトのサイズや数密度を制限する。
　本発明者らは、上記鋼板の組織制御に関する知見、ならびに、それを実現するための成分設計および製造条件に関する知見に基づいてさらに検討を進めた結果、本発明を完成するに至った。
　以下、まず本発明鋼板を特徴づける組織について説明する。
〔本発明鋼板の組織〕
　上述したとおり、本発明鋼板は、面積率で、フェライト：３０～８０％、ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト：２０～７０％、マルテンサイト：１０％以下（０％を含む）、残留オーステナイト：３％以下（０％を含む）からなり、前記フェライトの平均粒径：円相当直径で８μｍ以下、前記フェライト中に存在する円相当直径２００ｎｍ以上のセメンタイトの個数密度：０．３個／μｍ２以下、前記「ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト」中のラス内に存在するセメンタイトの平均粒径が円相当直径で２００ｎｍ以下であり、かつ、その個数密度が１０個／μｍ２以上であり、かつ、前記フェライトの存在形態を規定するフェライト同士連結率が、０．６以下である組織を有することを特徴とする。
＜フェライト：面積率で３０～８０％＞
　フェライトは軟質相であるため、ＥＬおよび曲げ性を高めるのに有効である。ＥＬおよび曲げ性を確保するためには、フェライトの面積率は３０％以上（好ましくは４０％以上、さらに好ましくは５０％以上）が必要である。ただし、フェライトが過剰になると引張強度が確保できなくなるので、フェライトの面積率は８０％以下（好ましくは７５％以下、さらに好ましくは７０％以下）とする。
＜ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト：面積率で２０～７０％＞ 
　ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは硬質相であるが、炭素がセメンタイトとして析出しているため、ＥＬ、λ、曲げ性の低下を最小限に抑えつつ高強度化に寄与する。ベイナイト＋焼戻しマルテンサイトの面積率は、２０％未満になるとＴＳが確保できなくなる一方、７０％を超えるとフェライト分率が低下してＥＬや曲げ性を確保できなくなる。好ましくは２５～６０％以上、さらに好ましくは３０～５０％である。
＜マルテンサイト：１０％以下（０％を含む）＞
　マルテンサイト（上述したように、「焼き戻しされていないマルテンサイト」を意味する。）は穴拡げや曲げ成形の際に破壊の起点となるためλおよび曲げ性を大幅に低下させる。したがって、マルテンサイトはできるだけ少ない方がよく、面積率で１０％以下、好ましくは８％以下、さらに好ましくは６％以下に制限する。
＜残留オーステナイト：３％以下（０％を含む）＞
　残留オーステナイトは成形時に加工誘起マルテンサイト変態してマルテンサイトとなるため、破壊の起点となりλおよび曲げ性を低下させる。したがって、残留オーステナイトはできるだけ少ない方がよく、３％以下、好ましくは２％以下、さらに好ましくは１％以下に制限する。
＜前記フェライトの平均粒径：円相当直径で８μｍ以下＞
　フェライトの微細化強化によりＥＬをほとんど低下させずに高強度化することができる。また、フェライトと硬質相との界面が増加することにより成形時におけるひずみの集中が分散され、λや曲げ性の向上にも寄与する。このような作用効果を発揮させるため、フェライトの平均粒径は円相当直径で８μｍ以下、好ましくは７μｍ以下、さらに好ましくは６μｍ以下に制限する。
＜前記フェライト中に存在する円相当直径２００ｎｍ以上のセメンタイトの個数密度：０．３個／μｍ２以下＞
　フェライト中に粗大なセメンタイトが多数存在すると、それらが成形時において破壊の起点となり曲げ性を低下させる。したがって、フェライト中に存在する２００ｎｍ以上の粗大なセメンタイトは、個数密度で０．３個／μｍ２以下、好ましくは０．２個／μｍ２以下、さらに好ましくは０．１個／μｍ２以下に制限する。
＜前記「ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト」中のラス内に存在するセメンタイトの平均粒径が円相当直径で２００ｎｍ以下であり、かつ、その個数密度が１０個／μｍ２以上＞
　硬質相である「ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト」中のラス内に存在するセメンタイトが粗大化すると、それらが成形時において破壊の起点となり曲げ性を低下させる。一方、硬質相中の固溶炭素をセメンタイトとして析出させることで硬質相を軟化させ、軟質相との硬さの差異を低減することによりλを向上させる。したがって、硬質相中のラス内に存在するセメンタイトは、その平均粒径を円相当直径で２００ｎｍ以下、好ましくは１７０ｎｍ以下、さらに好ましくは１５０ｎｍ以下に制限するとともに、その個数密度を１０個／μｍ２以上、好ましくは２０個／μｍ２以上、さらに好ましくは３０個／μｍ２以上確保する。
＜前記フェライトの存在形態を規定するフェライト同士連結率：０．６以下＞
　フェライト粒を硬質相で取り囲んで孤立分散させることで、あるフェライト粒に亀裂が発生した場合でも、隣接するフェライト粒への亀裂の伝播を防ぐことにより曲げ性を高める。曲げ性を確保するためには、フェライト同士連結率は、０．６以下、好ましくは０．５５以下、さらに好ましくは０．５以下に制限する。
　上記フェライトの存在形態は、下記式１で定義される「フェライト同士連結率」で評価することができる。
　式１：「フェライト同士連結率」＝「フェライト粒子同士の界面との交点数」／（「フェライト粒子同士の界面との交点数」＋「フェライト粒子とフェライト以外の粒子の界面との交点数」）
　ただし、「フェライト粒子同士の界面との交点数」は、面積１００００μｍ２以上の領域において、総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子同士の界面と交差する点の数であり、「フェライト粒子とフェライト以外の粒子の界面との交点数」は、上記総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子とフェライト以外の粒子との界面と交差する点の数である。
　以下、各相の面積率、フェライトの平均粒径、セメンタイト粒子のサイズおよびその個数密度、ならびに、フェライト同士連結率の各測定方法について説明する。
〔各相の面積率の測定方法〕
　まず、各相の面積率については、各供試鋼板を鏡面研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、概略４０μｍ×３０μｍ領域５視野について倍率２０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、点算法で１視野につき１００点の測定を行ってフェライトの面積を求めた。次に、フェライト以外の組織について、上記ＳＥＭ写真中おけるラス組織中のセメンタイトの有無を確認し、セメンタイトを含む領域を硬質相（ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト）と同定してその面積を求め、セメンタイトを含まない領域をマルテンサイト＋残留オーステナイトと同定してその合計面積を求めた。ついで、別途、鋼板の１／４の厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法により残留オーステナイトを同定してその面積を求めた（ＩＳＩＪ　Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３，（１９９３），Ｎｏ．７，ｐ．７７６）。そして、マルテンサイトの面積を、上記のようにして測定した、マルテンサイト＋残留オーステナイトの合計面積から残留オーステナイトの面積を差し引くことにより求めた。そして、各領域の面積比率より各相の面積率を算出した。 
〔フェライトの平均粒径の測定方法〕
　上記面積率の測定に利用したＳＥＭ写真に対して、画像解析ソフトにて、各フェライト粒子の面積Ａから円相当直径Ｄ（Ｄ＝２×（Ａ／π）１／２）を算出して求めた。
〔セメンタイト粒子のサイズおよびその個数密度の測定方法〕
　セメンタイト粒子のサイズおよびその個数密度については、各供試鋼板の抽出レプリカサンプルを作成し、１２μｍ×８μｍの領域３視野について倍率１００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を観察し、画像のコントラストから白い部分をセメンタイト粒子と判別してマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各セメンタイト粒子の面積Ａから円相当直径Ｄ（Ｄ＝２×（Ａ／π）１／２）を算出するとともに、単位面積あたりに存在する所定のサイズのセメンタイト粒子の個数を求めた。なお、複数個のセメンタイト粒子が重なり合う部分は観察対象から除外した。
〔フェライト同士連結率の測定方法〕
　フェライト同士連結率は、日本国特開２０１１－２１９７８４号公報の段落［００４２］に記載された方法と同様にして測定することができる。具体的には、圧延方向から組織観察できるように各供試鋼板を圧延方向に垂直に切断して試料を切り出し、これを鏡面に研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて２０００倍で観察領域が１００００μｍ２以上となるように組織観察を行う。このとき、単視野で１００００μｍ２以上とするのが難しい場合は、複数の観察領域での合計で１００００μｍ２以上になるようにすればよい。そして、板厚方向（ＮＤ）が上下、圧延方向に直角な方向（ＴＤ）が左右になるように撮影し、この組織写真中に５μｍ間隔でＴＤ方向に平行な線分を総長で１０００μｍになるように引き、これらの線分と、フェライト粒子同士の界面との交点およびフェライトとフェライト以外の組織の界面との交点の数をそれぞれ求める。そして、上記式１にて「フェライト同士連結率」を算出する。「フェライト同士連結率」の値が小さいということは、フェライト粒子とフェライト粒子が連続している領域が少ないこと、つまり、フェライト粒子が連続せず、硬質相に囲まれ、孤立分散していることを示している。
　次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。 
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．０３％超０．２％以下 
　Ｃは、所望の硬質組織（低温ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト）を確保して所望の高強度を得るために必須の元素である。このような作用を有効に発揮させるためにはＣは０．０３％超、好ましくは０．０８％以上、さらに好ましくは０．１％以上含有させる必要がある。ただし、Ｃを過剰に含有させると、高強度になりすぎて成形性が低下したり、溶接性が劣化したりするので、０．２％以下、好ましくは０．１８％以下、さらに好ましくは０．１５％以下に制限する。
Ｓｉ：０．３％以下（０％を含む） 
　Ｓｉは、固溶強化により伸びと曲げ性を低下させずに引張強度を高められる有用な元素である。ただし、Ｓｉを過剰に含有させると、鋼板の最終組織中に残留オーステナイトが多く含まれるようになり、穴拡げや曲げ成形時に加工誘起マルテンサイト変態してλおよび曲げ性を低下させたり、めっき性確保のためにＤＦＦ型やＮＯＦ型等の特殊なＣＧＬ設備が必要になったりするので、０．３％以下、好ましくは０．２５％以下、さらに好ましくは０．２％以下に制限する。
Ｍｎ：０．５～２．５％
　Ｍｎは、固溶強化によって鋼板の引張強度を高くする他、均熱工程後の冷却過程においてフェライトおよび上部ベイナイトの生成を抑制することで硬質相の確保に寄与する。このような作用を有効に発揮させるためにはＭｎは０．５％以上、好ましくは０．７％以上、さらに好ましくは０．９％以上含有させる必要がある。ただし、Ｍｎを過剰に含有させると、硬質相分率が高くなりすぎる結果、強度が高くなりすぎてＥＬが低下するので、２．５％以下、好ましくは２．０％以下、さらに好ましくは１．８％以下に制限する。
Ｐ：０．１％以下（０％を含む） 
　Ｐは不純物元素として鋼板中に不可避的に存在し、ＥＬ、λ、曲げ性を劣化させるので、０．１％以下、好ましくは０．０３％以下に制限する。 
Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む） 
　Ｓも不純物元素として鋼板中に不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、割れの起点となって曲げ性を劣化させるので、０．０１０％以下、好ましくは０．００８０％以下、さらに好ましくは０．００６０％以下に制限する。
Ａｌ：０．００１～０．１％
　Ａｌは脱酸材として用いられるものであるが、このような作用を有効に発揮させるためにはＡｌは０．００１％以上、好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１％以上含有させる必要がある。ただし、Ａｌを過剰に含有させても経済的に無駄であるので、０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下に制限する。
Ｎ：０．００２％～０．０３％ 
　Ｎは不可避的に存在する元素であるが、Ａｌなどの炭窒化物形成元素と結びついて析出物を形成し、強度向上や組織の微細化に寄与する。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｎは０．００２％以上、好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００４％以上含有させる必要がある。ただし、Ｎを過剰に含有させると、本発明鋼板の材料のような低炭素鋼では鋳造が困難になり、製造自体ができなくなるので、０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下、さらに好ましくは０．０１％以下に制限する。
　本発明鋼板は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄及び不可避的不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を含有させることができる。
Ｃｒ：０．０１～０．３％、
Ｃａ：０．０００５～０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％の１種または２種以上
　Ｃｒは、鋼の強化元素として有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃｒは０．０１％以上（より好ましくは０．０５％以上）含有させることが推奨される。ただし、Ｃｒは過剰に含有させても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるので、０．３％以下（より好ましくは０．２５％以下）に制限することが推奨される。
　また、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられるＲＥＭ（希土類元素）としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させるためには、ＣａおよびＭｇはそれぞれ０．０００５％以上（より好ましくは０．００１％以上）、ＲＥＭは０．０００１％以上（より好ましくは０．０００２％以上）含有させることが推奨される。ただし、これらの元素は過剰に含有させても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるので、それぞれ０．０１％以下（より好ましくはＣａおよびＭｇは０．００３％以下、ＲＥＭは０．００６％以下）に制限することが推奨される。
　次に、本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
　上記のような冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブ（鋼材）としてから、下記（１）～（３）に示す各条件で、熱間圧延（以下、「熱延」ともいう。）した後、冷間圧延（以下、「冷延」ともいう。）し、その後、焼鈍する。
（１）熱間圧延条件 
　熱間圧延条件は、特に限定されるものではなく通常の条件で行えばよいが、例えば、スラブ（鋼材）の加熱温度を１０００～１３００℃として、仕上げ圧延の終了温度をＡｒ３点以上に設定し、適宜冷却を行った後、４５０～６００℃の範囲で巻き取るのが推奨される。
（２）冷間圧延条件 
　上記熱間圧延終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率（以下、「冷延率」ともいう。）ｒは６０～９０％とするのが推奨される。 
＜冷間圧延率ｒ：６０～９０％＞ 
　鋼組織に多量の転位を導入することで続く昇温工程にて高密度に再結晶フェライト粒を生成させ、その結果、微細なフェライト粒を得るため、冷間圧延率ｒは、通常より高めの６０％以上、より好ましくは６５％以上、特に好ましくは７０％以上とすることが推奨される。ただし、９０％超の冷間圧延率ｒは実製造上困難である。
（３）焼鈍条件 
　上記冷間圧延後、以下の条件で焼鈍を施すことが推奨される。すなわち、６００℃～後記焼鈍加熱温度Ｔ１の温度域を０．５～３０℃／ｓの加熱速度ＨＲ１で加熱し、焼鈍加熱温度Ｔ１：［０．８Ａｃ１＋０．２Ａｃ３］～［０．３Ａｃ１＋０．７Ａｃ３］にて焼鈍保持時間ｔ１：１０～３００ｓ保持した後、該焼鈍加熱温度Ｔ１～６００℃の温度域を１３℃／ｓ以上の第１冷却速度ＣＲ１で冷却した後、６００℃～後記急冷停止温度Ｔ２の温度域を２０℃／ｓ以上の第２冷却速度ＣＲ２で冷却し、急冷停止温度Ｔ２：３５０℃～室温にて急冷停止後保持時間ｔ２：１ｓ以上保持し、再加熱温度Ｔ３：４００～５００℃に再加熱した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、さらに、合金化温度Ｔ４：５００～６００℃の温度域で合金化時間ｔ４：１０～１００ｓの時間保持して合金化処理したのち常温まで冷却する（図１に示すヒートパターンを参照）。
＜６００℃～後記焼鈍加熱温度Ｔ１の温度域を０．５～３０℃／ｓの加熱速度ＨＲ１で加熱＞
　微細な再結晶フェライトを生成させ、さらに、その再結晶フェライト粒界にオーステナイトを生成させることでフェライト粒を孤立分散させることによりフェライト粒同士連結率の低い組織を得るためである。加熱速度ＨＲ１が低すぎると再結晶フェライトが粗大化してしまうので、加熱速度ＨＲ１は０．５℃／ｓ以上、より好ましくは１℃／ｓ以上、さらに好ましくは１．５℃／ｓ以上とすることが推奨される。一方、加熱速度ＨＲ１が過大になるとフェライトの再結晶が不十分となり、微細でフェライト粒同士連結率の低い組織が得られなくなるので、加熱速度ＨＲ１は３０℃／ｓ以下、より好ましくは２５℃／ｓ以下、さらに好ましくは２０℃／ｓ以下に制限することが推奨される。
＜焼鈍加熱温度Ｔ１：［０．８Ａｃ１＋０．２Ａｃ３］～［０．３Ａｃ１＋０．７Ａｃ３］にて焼鈍保持時間ｔ１：１０～３００ｓ保持＞
　フェライト中のセメンタイトを固溶させながらフェライト－オーステナイト分率を調整するためである。焼鈍加熱温度Ｔ１が低すぎると、オーステナイトが不足して最終組織中の硬質相分率が低下するので、焼鈍加熱温度Ｔ１は［０．８Ａｃ１＋０．２Ａｃ３］以上、より好ましくは［０．７５Ａｃ１＋０．２５Ａｃ３］以上、さらに好ましくは［０．７Ａｃ１＋０．３Ａｃ３］以上とすることが推奨される。一方、焼鈍加熱温度Ｔ１が高すぎると、フェライト分率が低下するので、焼鈍加熱温度Ｔ１は［０．３Ａｃ１＋０．７Ａｃ３］以下、より好ましくは［０．４Ａｃ１＋０．６Ａｃ３］以上、さらに好ましくは［０．５Ａｃ１＋０．５Ａｃ３］以上とすることが推奨される。 
　また、焼鈍保持時間ｔ１が短すぎると、フェライト中に未固溶セメンタイトが残存するので、焼鈍保持時間ｔ１は１０ｓ以上、より好ましくは２０ｓ以上、さらに好ましくは４０ｓ以上とすることが推奨される。ただし、焼鈍保持時間ｔ１が長すぎると、生産性が阻害されるので、焼鈍保持時間ｔ１は３００ｓ以下、より好ましくは２５０ｓ以下、さらに好ましくは２００ｓ以下とすることが推奨される。
＜該焼鈍加熱温度Ｔ１～６００℃の温度域を１３℃／ｓ以上の第１冷却速度ＣＲ１で冷却＞
　オーステナイトからのフェライトの生成を抑制して、フェライト連結率の低い組織を維持するためである。このような作用を有効に発揮させるためには、第１冷却速度ＣＲ１は１３℃／ｓ以上、より好ましくは１７℃／ｓ以上、さらに好ましくは２０℃／ｓ以上とすることが推奨される。
＜６００℃～後記急冷停止温度Ｔ２の温度域を２０℃／ｓ以上の第２冷却速度ＣＲ２で冷却＞
　オーステナイトからの低強度な上部ベイナイトの生成を抑制するためである。このような作用を有効に発揮させるためには、第２冷却速度ＣＲ２は２０℃／ｓ以上、より好ましくは２５℃／ｓ以上、さらに好ましくは３０℃／ｓ以上とすることが推奨される。
＜急冷停止温度Ｔ２：３５０℃～室温にて急冷停止後保持時間ｔ２：１ｓ以上保持＞
　オーステナイトをマルテンサイト＋下部ベイナイト（低温ベイナイト）に変態させるためである。急冷停止温度Ｔ２が高すぎると、未変態オーステナイトが残存し、合金化処理後の最終冷却でマルテンサイトに変態するため、最終組織中に焼戻しされていないマルテンサイトが過剰に導入されるので、急冷停止温度Ｔ２の上限は３５０℃、より好ましくは３００℃、さらに好ましくは２５０℃とすることが推奨される。また、急冷停止後の保持時間ｔ２が短すぎると、下部ベイナイトが十分に生成せず未変態オーステナイトが残存し、最終組織中にマルテンサイトが過剰に導入されるので、急冷停止後保持時間ｔ２は１ｓ以上、より好ましくは１０ｓ以上とすることが推奨される。
＜再加熱温度Ｔ３：４００～５００℃に再加熱した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬＞ 
　めっき浴進入温度を確保するためである。再加熱温度Ｔ３が低すぎても高すぎても不めっきが発生するので、再加熱温度Ｔ３は４００～５００℃とすることが推奨される。 
＜合金化温度Ｔ４：５００～６００℃の温度域で合金化時間ｔ４：１０～１００ｓの時間保持して合金化処理＞
　めっき層を合金化処理するとともに硬質相を焼戻しするためである。合金化温度Ｔ４が低すぎる、あるいは、合金化時間ｔ４が短すぎると、合金化が不十分となるとともに、硬質相中で十分にセメンタイトの析出が起らなくなる。一方、合金化温度Ｔ４が高すぎる、
　あるいは、合金化時間ｔ４が長すぎると、硬質相中のセメンタイトが粗大化する。したがって、合金化温度Ｔ４は５００～６００℃、合金化時間ｔ４は１０～１００ｓとすることが推奨される。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することももちろん可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　下記表１に示す成分の鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作成した。これを熱間圧延で板厚３０ｍｍのスラブにした後、これを１１５０℃に加熱し、仕上げ圧延終了温度９００℃で板厚５．６ｍｍ（ただし、熱処理Ｎｏ．４および５はそれぞれ板厚２．３ｍｍおよび４．４ｍｍとした。）に熱間圧延した後、６５０℃で１０ｓ中間空冷を行い、巻取り温度５００℃で保持炉に入れて空冷することで熱延材の巻取りを模擬した。そして、この熱延材を、下記表２に示す冷延率で冷間圧延して板厚１．４ｍｍの冷延材を作製し、さらに同表に示す焼鈍条件にて熱処理を施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　熱処理後の各鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、各相の面積率、フェライトの平均粒径、セメンタイト粒子のサイズおよびその個数密度、ならびに、フェライト同士連結率を測定した。
　また、上記各鋼板について、引張強度ＴＳ、全伸びＥＬ、および、穴広げ率λを測定し、さらに、曲げ性を調査した。なお、引張強度ＴＳと伸びＥＬは、圧延方向と直角な方向に長軸をとってＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に従って測定を行った。また、穴広げ率λは、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１に則り、穴拡げ試験を実施して測定を行った。また、曲げ性については、圧延方向と直角な方向に長軸をとって幅４０ｍｍ×長さ１００ｍｍの曲げ試験片を作製し、先端角度が１８０°のＵ曲げ試験を、曲げ稜線が圧延方向となるようにして実施し、Ｕ曲げ試験後の曲げ部の表面を目視で観察して割れの発生の有無を調査した。
　測定結果を表３および表４に示す。 
　これらの表に示すように、発明鋼（評価が○のもの）である鋼Ｎｏ．２、３、５、９、１０、１４、１６、１８、２４、２８、３０～３３は、いずれも、本発明の成分組成の規定を満足する鋼種を用い、推奨の製造条件で製造した結果、本発明の組織規定の要件を充足する発明鋼であり、ＴＳ、ＥＬ、λ、曲げ性は全て合格基準を満たしており、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを確認できた。
　これに対して、比較鋼（評価が×のもの）である鋼Ｎｏ．１、４、６～８、１１～１３、１５、１７、１９～２３、２５～２７、２９は、ＴＳ、ＥＬ、λ、曲げ性の少なくともいずれかが劣っている。
　例えば、鋼Ｎｏ．４、６～８、１１～１３、１５、１７、１９～２３は、成分組成の要件は満たしているものの、製造条件のいずれかが推奨範囲を外れていることにより、本発明の組織を規定する要件のうち少なくとも一つを満たさず、ＴＳ、ＥＬ、λ、曲げ性の少なくともいずれかが劣っている。
　例えば、鋼Ｎｏ．４は冷延率が低すぎ、鋼Ｎｏ．６は焼鈍時の加熱速度が低すぎ、いずれも、フェライトが粗大化し、ＥＬ、曲げ性が劣っている。 
　一方、鋼Ｎｏ．７は、焼鈍時の加熱速度が高すぎ、フェライト同士連結率が過大になり、曲げ性が劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．８は、焼鈍加熱温度が低すぎ、フェライトが過剰な一方で硬質相が不足するとともに、フェライト同士連結率が過大になり、ＴＳが劣っている。 
　一方、鋼Ｎｏ．１１は、焼鈍加熱温度が高すぎ、フェライトが不足する一方で硬質相が過剰になり、ＥＬが劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．１２は、焼鈍保持時間が短すぎ、フェライト中に存在する粗大なセメンタイトが増加し、曲げ性が劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．１３は、焼鈍後の第１冷却速度が低すぎ、フェライト同士連結率が過大になり、曲げ性が劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．１５は、焼鈍後の第２冷却速度が低すぎ、パーライトが生成するとともに、硬質相中のラス内に存在するセメンタイトが粗大化し、ＴＳ、曲げ性が劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．１７は、焼鈍後の急冷停止温度が高すぎ、硬質相が不足する一方でマルテンサイトが過剰になるとともに、硬質相中のラス内に存在するセメンタイトが粗大化し、ＴＳ、λ、曲げ性が劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．１９は、急冷停止後の保持時間が短すぎ、硬質相が不足する一方でマルテンサイトが過剰になり、ＥＬ、λ、曲げ性が劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．２０は合金化温度が低すぎ、鋼Ｎｏ．２２は合金化時間が短すぎ、いずれも、硬質相中のラス内に存在するセメンタイトの個数密度が不足し、ＥＬ、λが劣っている。
　一方、鋼Ｎｏ．２１は合金化温度が高すぎ、鋼Ｎｏ．２３は合金化時間が長すぎ、いずれも、硬質相中のラス内に存在するセメンタイトが粗大化し、ＴＳ、曲げ性が劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．１、２５～２７、２９は、本発明の成分のいずれかが規定範囲を外れており、それに伴って本発明の組織を規定する要件も少なくとも一つを満たさず、ＴＳ、ＥＬ、λ、曲げ性の少なくともいずれかが劣っている。
　例えば、鋼Ｎｏ．１は、Ｃ含有量が低すぎ、フェライトが過剰になる一方で硬質相が不足するとともにパーライトが生成し、さらにフェライト同士連結率も過大になり、ＴＳ、曲げ性が劣っている。
　一方、鋼Ｎｏ．２５は、Ｃ含有量が高すぎ、フェライトが不足し、ＥＬが劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．２６は、Ｓｉ含有量が高すぎ、残留オーステナイトが過剰になり、λ、曲げ性が劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．２７は、Ｍｎ含有量が低すぎ、硬質相が不足する一方でパーライトが生成するとともに、フェライト同士連結率が過大になり、ＴＳ、曲げ性が劣っている。 
　一方、鋼Ｎｏ．２９は、Ｍｎ含有量が高すぎ、フェライトが不足し、ＥＬが劣っている。 
　以上の結果、本発明の適用性が確認できた。 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１３年３月７日出願の日本特許出願（特願２０１３－０４５１９９）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は成形性に優れ、高強度であり、自動車用部品等に好適である。

Claims (3)

  1. 　溶融亜鉛めっきが施された鋼板であって、該鋼板が、
    　質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
    　Ｃ　：０．０３％超０．２％以下、 
    　Ｓｉ：０．３％以下（０％を含む）、 
    　Ｍｎ：０．５～２．５％、 
    　Ｐ　：０．１％以下（０％を含む）、 
    　Ｓ　：０．０１０％以下（０％を含む）、 
    　Ａｌ：０．００１～０．１％、 
    　Ｎ　：０．００２％～０．０３％ 
    を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、 
    　面積率で（以下、組織について同じ。）、 
    　フェライト：３０～８０％、 
    　ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト：２０～７０％、 
    　マルテンサイト：１０％以下（０％を含む）、 
    　残留オーステナイト：３％以下（０％を含む）からなり、 
    　前記フェライトの平均粒径：円相当直径で８μｍ以下、 
    　前記フェライト中に存在する円相当直径２００ｎｍ以上のセメンタイトの個数密度：０．３個／μｍ２以下、
    　前記「ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト」中のラス内に存在するセメンタイトの平均粒径が円相当直径で２００ｎｍ以下であり、かつ、その個数密度が１０個／μｍ２以上であり、
    　かつ、前記フェライトの存在形態を規定する、下記式１で定義されるフェライト同士連結率が、０．６以下である組織を有する、 
    ことを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 
    　式１：「フェライト同士連結率」＝「フェライト粒子同士の界面との交点数」／（「フェライト粒子同士の界面との交点数」＋「フェライト粒子とフェライト以外の粒子の界面との交点数」）
    　ただし、「フェライト粒子同士の界面との交点数」は、面積１００００μｍ２以上の領域において、総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子同士の界面と交差する点の数であり、「フェライト粒子とフェライト以外の粒子の界面との交点数」は、上記総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子とフェライト以外の粒子の界面と交差する点の数である。
  2. 　成分組成が、さらに、 
    　Ｃｒ：０．０１～０．３％、 
    　Ｃａ：０．０００５～０．０１％、 
    　Ｍｇ：０．０００５～０．０１％、 
    　ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％の１種または２種以上を含む、
    請求項１に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　請求項１または２に示す成分組成を有する鋼材を、下記（１）～（３）に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    （１）熱間圧延条件 
    　仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３点以上
    　巻取温度：４５０～６００℃
    （２）冷間圧延条件 
    　冷間圧延率：６０～９０％
    （３）焼鈍条件
    　６００℃～後記焼鈍加熱温度の温度域を０．５～３０℃／ｓの加熱速度で加熱し、 
    　焼鈍加熱温度：［０．８Ａｃ１＋０．２Ａｃ３］～［０．３Ａｃ１＋０．７Ａｃ３］にて焼鈍保持時間：１０～３００ｓ保持した後、 
    　該焼鈍加熱温度～６００℃の温度域を１３℃／ｓ以上の第１冷却速度で冷却した後、６００℃～後記急冷停止温度の温度域を２０℃／ｓ以上の第２冷却速度で冷却し、 
    　急冷停止温度：３５０℃～室温にて急冷停止保持時間：１ｓ以上保持し、 
    　再加熱温度：４００～５００℃に再加熱した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、さらに、
    　合金化温度：５００～６００℃の温度域で合金化時間：１０～１００ｓの時間保持して合金化処理したのち常温まで冷却する。
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