WO2018073919A1 - めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 Download PDF

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純 芳賀
幸一 佐野
林　宏太郎
邦夫 林
正春 亀田
上西　朗弘
裕之 川田
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a plated steel sheet, a method for producing a hot dip galvanized steel sheet, and an alloyed hot dip galvanized steel sheet.
  • the present invention particularly relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet and a high-strength galvannealed steel sheet that are excellent in uniform ductility and local ductility, such as automobile bodies, and methods for producing them.
  • the automobile steel sheet needs to have excellent shock absorption.
  • the steel sheet for automobiles needs to be excellent in local ductility in order to suppress cracking when an impact load is applied, in addition to higher strength.
  • the steel sheet for automobiles includes (1) high strength for reducing the weight of the vehicle body and improving collision safety, (2) high uniform ductility for improving formability, and (3) improving formability.
  • high local ductility is required to improve collision safety.
  • a steel sheet containing retained austenite exhibits a large elongation due to transformation-induced plasticity (TRIP) generated by transformation of austenite into martensite during processing.
  • TRIP transformation-induced plasticity
  • Patent Documents 1 and 2 an austempering treatment in which a steel sheet containing Si and Mn is heated to a ferrite-austenite two-phase region or an austenite single-phase region, annealed and cooled, and maintained at 350 to 500 ° C is performed.
  • a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet that is performed to stabilize austenite is disclosed. With these techniques, strength and ductility can be improved in a balanced manner in a cold-rolled steel sheet.
  • Patent Document 3 discloses that a high-strength alloy is formed by containing a certain proportion or more of Si and Mn with respect to C to suppress the transformation of austenite during alloying and form a metal structure in which residual austenite is mixed in ferrite. A method for producing a hot dip galvanized steel sheet is disclosed. However, no consideration is given to the deterioration of local ductility, which is a problem with steel sheets containing retained austenite in the metal structure.
  • Patent Document 4 discloses a high tensile strength excellent in ductility, stretch flangeability, and fatigue resistance, in which retained austenite and a low-temperature transformation phase are dispersed in ferrite and tempered martensite having an average crystal grain size of 10 ⁇ m or less.
  • a hot dip galvanized steel sheet is disclosed. Tempered martensite is effective in improving stretch flangeability and fatigue resistance, and when tempered martensite is refined, these properties are further improved.
  • JP 61-157625 A Japanese Patent Laid-Open No. Sho 61-217529 Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-296991 JP 2001-192768 A
  • the present invention is excellent in uniform ductility and local ductility, and further has high yield strength and tensile strength, and is excellent in formability and impact absorbability, a method for producing a hot dip galvanized steel sheet, and It aims at providing the manufacturing method of a galvannealed steel plate.
  • the inventors diligently studied methods for improving uniform ductility and local ductility while ensuring tensile strength and yield strength in hot-dip galvanized steel sheets and galvannealed steel sheets. As a result, the following findings (A) to (E) were obtained.
  • temper rolling introduces dislocations into austenite, promotes C concentration to austenite during the subsequent reheating treatment, and also concentrates Mn, further improving the stability of austenite.
  • B) temper rolling a part of austenite is transformed into martensite, tempered martensite is increased in the metal structure after reheating treatment, and (c) after reheating treatment. It is presumed that the martensitic transformation that may occur during cooling is suppressed, and that hard martensite is reduced in the metal structure after the reheating treatment.
  • the present inventors applied hot dip galvanizing to a steel plate (material steel plate), or applied hot dip galvanizing, and further subjected to alloying treatment. After temper rolling and reheating treatment, it has a metal structure containing retained austenite, tempered martensite, and polygonal ferrite with high C concentration and Mn concentration, and uniform ductility and local ductility. It was further discovered that hot-dip galvanized steel sheets and alloyed hot-dip galvanized steel sheets that are excellent and have high yield strength and tensile strength can be produced.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the “steel plate” includes “steel strip”.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.03% to 0.70%, Si: 0.25% to 2.50%, Mn: 1.00% to 5.00% P: 0.100% or less, S: 0.010% or less, sol.
  • the balance consists of iron and impurities,
  • the microstructure comprises more than 5.0% by volume retained austenite, more than 5.0% by volume tempered martensite, A plated steel sheet, wherein the amount of C in the retained austenite is 0.85% by mass or more.
  • the metal structure further contains more than 2.0% by volume of polygonal ferrite,
  • the plated steel sheet according to (1) wherein the amount of Mn in the retained austenite satisfies the following formula (1).
  • the chemical composition is further mass%, Ti: 0.001% to 0.300%, Nb: 0.001% to 0.300%, and V: One or more selected from the group consisting of 0.001% to 0.300%, or a plated steel sheet according to (1) or (2) above.
  • the chemical composition is further mass%, Cr: 0.001% to 2.000%, Mo: 0.001% to 2.000%, and B: The plated steel sheet according to any one of (1) to (3) above, which contains one or more selected from the group consisting of 0.0001% to 0.0200%.
  • the chemical composition is further mass%, Cu: 0.001% to 2.000%, and Ni: The plated steel sheet according to any one of (1) to (4) above, which contains one or two selected from the group consisting of 0.001% to 2.000%.
  • the chemical composition is further mass%, Ca: 0.0001% to 0.0100%, Mg: 0.0001% to 0.0100%, and REM: The plated steel sheet according to any one of (1) to (5) above, which contains one or more selected from the group consisting of 0.0001% to 0.1000%.
  • the chemical composition is further mass%, Bi: The plated steel sheet according to any one of (1) to (6) above, which contains 0.0001% to 0.0500%.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.03% to 0.70%, Si: 0.25% to 2.50%, Mn: 1.00% to 5.00% P: 0.100% or less, S: 0.010% or less, sol.
  • N: 0.020% or less Ti: 0% to 0.300%, Nb: 0% to 0.300%, V: 0% to 0.300%, Cr: 0% to 2.000%, Mo: 0% to 2.000%, B: 0% to 0.0200% Cu: 0% to 2.000%, Ni: 0% to 2.000%, Ca: 0% to 0.0100%, Mg: 0% to 0.0100%, REM: 0% to 0.1000% and Bi: 0% to 0.0500%
  • a material steel plate, the balance of which is made of iron and impurities, is heated to more than one point Ac and annealed, After the step of performing the annealing, the average cooling rate in the temperature range of 650 ° C.
  • to 500 ° C. is 2 ° C./second or more and less than 100 ° C./second, and is cooled to 500 ° C. or less, and the first cooling step is performed;
  • a step of hot dip galvanizing the material steel plate cooled in the step of performing the first cooling After the step of performing the hot dip galvanization, the raw steel plate to which the hot dip galvanization has been applied is set to an average cooling rate of 2 ° C./second or more in a temperature range from a plating temperature to 300 ° C. in the step of applying the hot dip galvanizing. Cooling to 300 ° C.
  • a method for producing a hot-dip galvanized steel sheet comprising:
  • the raw steel plate is annealed by heating to more than Ac 3 points, After the annealing step, the annealed raw steel sheet is cooled at an average cooling rate in a temperature range from a heating temperature to (heating temperature ⁇ 50 ° C.) of 7 ° C./second or less (10 ) Hot-dip galvanized steel sheet.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.03% to 0.70%, Si: 0.25% to 2.50%, Mn: 1.00% to 5.00% P: 0.100% or less, S: 0.010% or less, sol.
  • a material steel plate, the balance of which is made of iron and impurities, is heated to more than one point Ac and annealed, After the step of performing the annealing, the average cooling rate in the temperature range of 650 ° C.
  • to 500 ° C. is 2 ° C./second or more and less than 100 ° C./second, and is cooled to 500 ° C. or less, and the first cooling step is performed;
  • a step of hot dip galvanizing the material steel plate cooled in the step of performing the first cooling After the step of performing the hot dip galvanizing, the step of alloying the raw steel plate to which the hot dip galvanization has been applied at the alloying treatment temperature;
  • the raw steel plate subjected to the alloying treatment is up to 300 ° C. or less, with an average cooling rate in the temperature range from the alloying treatment temperature to 300 ° C. being 2 ° C./second or more.
  • Cooling performing a second cooling
  • the step of performing the second cooling the step of subjecting the material steel plate cooled in the step of performing the second cooling to temper rolling with an elongation of 0.10% or more
  • the step of performing the temper rolling heating the raw steel plate subjected to the temper rolling to a temperature range of 200 ° C. to 600 ° C., and performing a heat treatment for holding at that temperature for 1 second or more
  • a method for producing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet is
  • the raw steel plate is annealed by heating to more than Ac 3 points, After the step of performing the annealing, the annealed raw steel sheet is cooled at an average cooling rate in a temperature range from a heating temperature to (heating temperature ⁇ 50 ° C.) of 7 ° C./second or less (12) ).
  • a hot-dip galvanized steel sheet and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet that are excellent in uniform ductility and local ductility, have high yield strength and tensile strength, and are excellent in formability and shock absorption are provided. Can do.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining a method for producing a hot-dip galvanized steel sheet.
  • FIG. 2 is a diagram for explaining a method for producing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the plated steel sheet of the present invention is Chemical composition is mass%, C: 0.03% to 0.70%, Si: 0.25% to 2.50%, Mn: 1.00% to 5.00% P: 0.100% or less, S: 0.010% or less, sol. Al: 0.001% to 2.500% N: 0.020% or less Ti: 0% to 0.300%, Nb: 0% to 0.300%, V: 0% to 0.300%, Cr: 0% to 2.000%, Mo: 0% to 2.000%, B: 0% to 0.0200% Cu: 0% to 2.000%, Ni: 0% to 2.000%, Ca: 0% to 0.0100%, Mg: 0% to 0.0100%, REM: 0% to 0.1000% and Bi: 0% to 0.0500%
  • the balance consists of iron and impurities,
  • the microstructure comprises more than 5.0% by volume retained austenite, more than 5.0% by volume tempered martensite, The amount of C in the retained austenite is 0.85% by mass or more.
  • the plated steel sheet of the present invention is a hot dip galvanized steel sheet including a hot dip galvanized layer.
  • the plated steel sheet of the present invention is an alloyed hot-dip galvanized steel sheet in which a hot-dip galvanized layer is alloyed.
  • the manufacturing method of the hot dip galvanized steel sheet of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.03% to 0.70%, Si: 0.25% to 2.50%, Mn: 1.00% to 5.00% P: 0.100% or less, S: 0.010% or less, sol.
  • N 0.020% or less Ti: 0% to 0.300%, Nb: 0% to 0.300%, V: 0% to 0.300%, Cr: 0% to 2.000%, Mo: 0% to 2.000%, B: 0% to 0.0200% Cu: 0% to 2.000%, Ni: 0% to 2.000%, Ca: 0% to 0.0100%, Mg: 0% to 0.0100%, REM: 0% to 0.1000% and Bi: 0% to 0.0500%
  • a material steel plate, the balance of which is made of iron and impurities, is heated to more than one point Ac and annealed, After the step of performing the annealing, the average cooling rate in the temperature range of 650 ° C.
  • to 500 ° C. is 2 ° C./second or more and less than 100 ° C./second, and is cooled to 500 ° C. or less, and the first cooling step is performed;
  • a step of hot dip galvanizing the material steel plate cooled in the step of performing the first cooling After the step of performing the hot dip galvanization, the raw steel plate to which the hot dip galvanization has been applied is set to an average cooling rate of 2 ° C./second or more in a temperature range from a plating temperature to 300 ° C. in the step of applying the hot dip galvanizing. Cooling to 300 ° C.
  • step of performing the second cooling the step of subjecting the material steel plate cooled in the step of performing the second cooling to temper rolling with an elongation of 0.10% or more;
  • step of performing the temper rolling heating the raw steel plate subjected to the temper rolling to a temperature range of 200 ° C. to 600 ° C., and performing a heat treatment for holding at that temperature for 1 second or more; It is characterized by providing.
  • the manufacturing method of the galvannealed steel sheet of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.03% to 0.70%, Si: 0.25% to 2.50%, Mn: 1.00% to 5.00% P: 0.100% or less, S: 0.010% or less, sol.
  • N 0.020% or less Ti: 0% to 0.300%, Nb: 0% to 0.300%, V: 0% to 0.300%, Cr: 0% to 2.000%, Mo: 0% to 2.000%, B: 0% to 0.0200% Cu: 0% to 2.000%, Ni: 0% to 2.000%, Ca: 0% to 0.0100%, Mg: 0% to 0.0100%, REM: 0% to 0.1000% and Bi: 0% to 0.0500%
  • a material steel plate, the balance of which is made of iron and impurities, is heated to more than one point Ac and annealed, After the step of performing the annealing, the average cooling rate in the temperature range of 650 ° C.
  • to 500 ° C. is 2 ° C./second or more and less than 100 ° C./second, and is cooled to 500 ° C. or less, and the first cooling step is performed;
  • a step of hot dip galvanizing the material steel plate cooled in the step of performing the first cooling After the step of performing the hot dip galvanizing, the step of alloying the raw steel plate to which the hot dip galvanization has been applied at the alloying treatment temperature;
  • the raw steel plate subjected to the alloying treatment is up to 300 ° C. or less, with an average cooling rate in the temperature range from the alloying treatment temperature to 300 ° C. being 2 ° C./second or more.
  • Cooling performing a second cooling
  • the step of performing the second cooling the step of subjecting the material steel plate cooled in the step of performing the second cooling to temper rolling with an elongation of 0.10% or more
  • the step of performing the temper rolling heating the raw steel plate subjected to the temper rolling to a temperature range of 200 ° C. to 600 ° C., and performing a heat treatment for holding at that temperature for 1 second or more; It is characterized by providing.
  • the hot dip galvanized steel sheet, the alloyed hot dip galvanized steel sheet, and the production methods thereof according to the present embodiment will be described.
  • the steel sheet finally obtained by the manufacturing method according to the present embodiment is referred to as “hot dip galvanized steel sheet” or “alloyed hot dip galvanized steel sheet”, or “steel sheet” and manufactured.
  • An intermediate steel plate is referred to as a “material steel plate”.
  • C is an element effective for obtaining retained austenite. If the C content is less than 0.03%, a metal structure containing residual austenite and tempered martensite, which will be described later, cannot be obtained. Therefore, the C content is set to 0.03% or more.
  • the C content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.13% or more, and further preferably 0.16% or more.
  • the C content is preferably 0.30% or less, more preferably 0.26% or less, and still more preferably 0.24% or less.
  • Si 0.25% to 2.50%
  • Si is an element that acts to suppress the precipitation of cementite and promote the formation of retained austenite.
  • Si is also an element that prevents the tempered martensite from excessively softening and maintains the strength. If the Si content is less than 0.25%, the effect is not sufficiently exhibited, so the Si content is 0.25% or more, preferably the Si content is more than 0.60%, more preferably 1.00%. More than 1.45%, more preferably more than 1.45%.
  • the Si content exceeds 2.50%, the plateability of the steel sheet is remarkably lowered and the weldability of the steel sheet is lowered, so the Si content is set to 2.50% or less.
  • the Si content is preferably 2.30% or less, more preferably 2.10% or less, and still more preferably 1.90% or less.
  • Mn has an effect of improving the hardenability of steel, and is an effective element for obtaining a metal structure containing retained austenite and tempered martensite, which will be described later. If the Mn content is less than 1.00%, these effects are not sufficiently exhibited, so the Mn content is set to 1.00% or more.
  • the Mn content is preferably more than 1.50%, more preferably more than 2.00%, still more preferably more than 2.50%. On the other hand, if the Mn content exceeds 5.00%, the weldability of the steel sheet decreases, so the Mn content is set to 5.00% or less.
  • the Mn content is preferably 4.00% or less, more preferably 3.50% or less, and still more preferably 3.00% or less.
  • P is an impurity element, and segregates at the grain boundary and embrittles the steel sheet. If the P content exceeds 0.100%, the steel sheet becomes significantly brittle, so the P content is set to 0.100% or less. Preferably, the P content is less than 0.020%, more preferably less than 0.015%, and even more preferably less than 0.010%.
  • the lower limit of the P content includes 0%, but if the P content is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost increases significantly. Therefore, the P content is practically 0.0001% on the practical steel plate. It is the lower limit.
  • S is an impurity element, and forms sulfide-based inclusions in the steel and degrades the local ductility of the steel sheet. If the S content exceeds 0.010%, the local ductility of the steel sheet deteriorates significantly, so the S content is set to 0.010% or less.
  • the S content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.0012% or less.
  • the lower limit of the S content includes 0%, but if the S content is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost increases significantly. Therefore, on practical steel plates, the S content is substantially 0.0001%. It is the lower limit.
  • Al is an element that deoxidizes molten steel. sol. If the Al content is less than 0.001%, the effect is not sufficiently exhibited.
  • the Al content is 0.001% or more.
  • the Al content is 0.015% or more, more preferably 0.025% or more, and further preferably 0.045% or more.
  • Al like Si, promotes the formation of retained austenite and is an effective element for obtaining a metal structure containing retained austenite and tempered martensite, which will be described later. From this point of view, sol.
  • the Al content is preferably 0.050% or more. More preferably, sol.
  • the Al content is 0.055% or more, more preferably 0.060% or more.
  • the Al content is 2.500% or less.
  • the Al content is preferably less than 0.080%. More preferably, sol.
  • the Al content is 0.075% or less, more preferably 0.070% or less, and particularly preferably less than 0.065%.
  • N 0.020% or less
  • N is an impurity element, and since a nitride that causes cracking of the slab is formed during continuous casting of steel, a smaller amount is preferable. If the N content exceeds 0.020%, the concern about slab cracking increases, so the N content is set to 0.020% or less.
  • the N content is preferably 0.010% or less, more preferably less than 0.008%, and still more preferably 0.005% or less.
  • the lower limit of the N content includes 0%, but if the N content is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost increases significantly. Therefore, the N content is substantially 0.0001% on the practical steel sheet. It is the lower limit.
  • Ti, Nb, and V are elements that contribute to improvement in strength and ductility by refining the metal structure. However, if the content of these elements exceeds 0.300%, these effects are saturated and the manufacturing cost increases. Therefore, the contents of Ti, Nb, and V are all 0.300% or less. To do.
  • the Ti content is preferably less than 0.080%, more preferably 0.035% or less
  • the Nb content is preferably less than 0.050%, more preferably 0.030% or less
  • V content is preferably 0.200% or less, more preferably less than 0.100%.
  • the lower limit of the contents of Ti, Nb, and V includes 0%, but in order to obtain the effect with certainty, the contents of Ti, Nb, and V are all preferably 0.001% or more.
  • the Ti content is more preferably 0.005% or more, still more preferably 0.010% or more, and the Nb content is more preferably 0.005% or more, further preferably 0.010% or more, particularly preferably. Is 0.015% or more, and the V content is more preferably 0.010% or more, and still more preferably 0.020% or more.
  • Cr, Mo, and B are elements that effectively act to increase the hardenability of the steel and obtain a metal structure containing residual austenite and tempered martensite, which will be described later.
  • the Cr content and the Mo content exceed 2.000% and when the B content exceeds 0.0200%, the effect is saturated and the manufacturing cost increases. Accordingly, the Cr content and the Mo content are both 2.000% or less, and the B content is 0.0200% or less.
  • the Cr content is 1.000% or less
  • the Mo content is 0.500% or less
  • the B content is 0.0030% or less.
  • the lower limit of the contents of Cr, Mo, and B includes 0% for all elements, but in order to reliably obtain the effect, the Cr content and the Mo content are preferably 0.001% or more, and B The content is preferably 0.0001% or more. More preferably, the Cr content is 0.100% or more, the Mo content is 0.050% or more, and the B content is 0.0010% or more. As described above, in order to obtain the above-described effects, Cr: 0.001% to 2.000%, Mo: 0.001% to 2.000%, and B: 0.0001% to 0.0200 It is preferable to contain 1 type, or 2 or more types selected from the group consisting of%.
  • Cu and Ni are elements that contribute to improvement in yield strength and tensile strength. However, if the Cu content and the Ni content exceed 2.000%, the effect is saturated and the manufacturing cost increases, so both the Cu content and the Ni content are set to 2.000% or less. Preferably, both Cu content and Ni content are 0.800% or less.
  • the lower limit of Cu content and Ni content includes 0%, but in order to obtain the effect with certainty, both Cu content and Ni content are preferably 0.001% or more. More preferably, the content of any element is 0.010% or more. As described above, in order to obtain the above-described effect, one or two selected from the group consisting of Cu: 0.001% to 2.000% and Ni: 0.001% to 2.000% It is preferable to contain.
  • Ca, Mg, and REM are elements that contribute to the improvement of local ductility by adjusting the shape of inclusions.
  • both the Ca content and the Mg content are set to 0.0100% or less, and the REM content is set to 0.1000% or less.
  • the Ca content and the Mg content are 0.0020% or less, and the REM content is 0.0100% or less.
  • the lower limits of the contents of Ca, Mg, and REM all include 0%. However, in order to obtain the effect with certainty, the contents of Ca, Mg, and REM are all 0.0001% or more. preferable. More preferably, the content of any element is 0.0005% or more. As described above, in order to obtain the above-described effects, Ca: 0.0001% to 0.0100%, Mg: 0.0001% to 0.0100%, and REM: 0.0001% to 0.1000% It is preferable to contain 1 type, or 2 or more types selected from the group consisting of.
  • REM is a general term for a total of 17 elements of Sc, Y, and lanthanoid. Lanthanoids are industrially added in the form of misch metal. In the present invention, the REM content refers to the total amount of these elements.
  • Bi 0% to 0.0500%
  • Bi is an element that contributes to the improvement of local ductility by refining the solidified structure. However, if the Bi content exceeds 0.0500%, the effect is saturated and the manufacturing cost increases, so the Bi content is set to 0.0500% or less.
  • the Bi content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit of the Bi content includes 0%, but the Bi content is preferably 0.0001% or more in order to reliably obtain the effect. More preferably, the Bi content is 0.0003% or more. As described above, in order to obtain the above-described effects, it is preferable to contain Bi: 0.0001% to 0.0500%.
  • the balance of the chemical composition of the hot-dip galvanized steel sheet, the alloyed hot-dip galvanized steel sheet, and the raw steel sheets used in these production methods according to the present embodiment is iron and impurities.
  • Impurities are steel raw materials such as ores or scraps, or elements mixed for various factors in the manufacturing process when industrially producing steel materials. These elements are allowed to be contained as long as the characteristics of the present invention are not impaired.
  • the metal structure of the hot dip galvanized steel sheet and the galvannealed steel sheet of this embodiment is 5% in volume austenite in order to improve uniform ductility and local ductility while maintaining yield strength and tensile strength. It contains more than 0%, contains more than 5.0% tempered martensite, and is characterized in that the amount of C in the retained austenite is 0.85% by mass or more. And preferably, it contains more than 2.0% of polygonal ferrite, and the amount of Mn in the retained austenite satisfies the following formula (1).
  • the amount of C in the retained austenite means the C concentration in the austenite phase
  • the amount of Mn in the retained austenite means the Mn concentration in the austenite phase.
  • the volume ratio of retained austenite is set to more than 5.0%.
  • the volume fraction of retained austenite is more than 6.0%, more preferably more than 8.0%, and still more preferably more than 10.0%.
  • the volume ratio of the retained austenite is preferably less than 30.0%. More preferably, the volume ratio of retained austenite is less than 20.0%, and more preferably less than 15.0%.
  • the volume ratio of tempered martensite is set to more than 5.0%.
  • the volume fraction of tempered martensite is more than 16.0%, more preferably the volume fraction of tempered martensite is more than 30.0%, more preferably more than 40.0%, particularly preferably more than 50.0%. .
  • the volume ratio of the tempered martensite is preferably 70.0% or less. More preferably, the volume ratio of tempered martensite is 60.0% or less.
  • the volume fraction of polygonal ferrite is preferably more than 2.0%. More preferably, the volume fraction of polygonal ferrite is more than 6.0%, more preferably more than 8.0%, and particularly preferably more than 13.0%.
  • the volume fraction of polygonal ferrite is preferably less than 35.0%. More preferably, the volume fraction of polygonal ferrite is less than 30.0%, further preferably less than 25.0%, and particularly preferably less than 20.0%.
  • the amount of C in the retained austenite is 0.85 in order to stabilize the retained austenite and improve uniform ductility and local ductility. Not less than mass%.
  • the amount of C in the retained austenite is preferably 0.87% by mass or more, and more preferably 0.89% by mass or more.
  • the amount of C in the retained austenite is preferably less than 1.50% by mass. More preferably, the amount of C in the retained austenite is less than 1.20% by mass, and more preferably less than 1.10% by mass.
  • the above formula (1) is a formula that defines the relationship between [Mn] ⁇ and [Mn] ave .
  • Mn like C, functions effectively to stabilize retained austenite and improve uniform ductility and local ductility.
  • [Mn] ⁇ / [Mn] ave is preferably 1.10 or more, more preferably 1.15 or more.
  • the upper limit of [Mn] ⁇ / [Mn] ave is not particularly limited, but is substantially 2.00. From the viewpoint of productivity, [Mn] ⁇ / [Mn] ave is preferably 1.35 or less, and more preferably 1.25 or less.
  • martensite In the hot dip galvanized steel sheet and the galvannealed steel sheet of the present embodiment, the amount of martensite is suppressed as much as possible in order to further improve the local ductility while maintaining the yield strength.
  • martensite refers to martensite that has not been tempered, that is, fresh martensite.
  • the volume ratio of martensite is preferably less than 5.0%. More preferably, the volume ratio of martensite is less than 2.0%, more preferably less than 1.0%.
  • the remaining structure of the metal structure is a low-temperature transformation structure such as acicular ferrite and bainite, and may contain pearlite or may contain precipitates such as cementite. Since the remaining structure does not need to contain the low-temperature transformation product, pearlite, and precipitates, the lower limit of the volume ratio of each of the low-temperature transformation product, pearlite, and precipitates is 0% by volume.
  • the upper limit of the volume ratio of each of the low-temperature transformation product, pearlite, and precipitate is not particularly limited. However, if the low-temperature transformation product, pearlite, and precipitates are present in excess, the yield strength and tensile strength decrease, so the total volume ratio of the low-temperature transformation product, pearlite, and precipitates is 40.0%. The following is preferred. More preferably, the total volume ratio of these tissues is 20.0% or less, and more preferably 10.0% or less.
  • the volume fraction of pearlite is preferably less than 10.0%. More preferably, the volume fraction of pearlite is less than 5.0%, more preferably less than 3.0%.
  • the metal structure of the hot dip galvanized steel sheet and the galvannealed steel sheet according to the present embodiment is measured as follows. A specimen is taken from an arbitrary position of the steel plate, the longitudinal section parallel to the rolling direction is polished, and from the boundary between the steel plate as the base material and the plating layer, the thickness of the steel plate as the base material is 1 ⁇ 4 depth. At the position, the metal structure is observed using a scanning electron microscope (SEM), and the area ratio of each structure is measured by image processing. Assuming that the area ratio is equal to the volume ratio, the measured area ratio is defined as the volume ratio.
  • SEM scanning electron microscope
  • Tempered martensite can be distinguished from bainite in that the iron carbide existing in the structure extends in a plurality of directions.
  • Polygonal ferrite can be distinguished from acicular ferrite in that it has a massive shape and a low dislocation density.
  • the volume fraction of retained austenite and the amount of C in retained austenite are obtained by taking a test piece from an arbitrary position of the steel sheet and 1 / th of the thickness of the steel sheet as the base material from the boundary between the steel sheet as the base material and the plating layer.
  • the rolled surface is chemically polished to a depth of 4 and the X-ray diffraction intensity and diffraction peak position are measured using an X-ray diffractometer (XRD).
  • the amount of Mn ([Mn] ⁇ ) in the retained austenite is measured as follows. A specimen is taken from an arbitrary position of the steel plate, and an electron beam backscattering pattern analyzer (EBSP) is used at a depth of 1/4 of the thickness of the steel plate as the base material from the boundary between the steel plate and the plating layer as the base material. The metal structure is observed using a SEM equipped with a) to confirm residual austenite grains.
  • EBSP electron beam backscattering pattern analyzer
  • the Mn concentration of the residual austenite grains is measured using an SEM equipped with an electron beam microanalyzer (EPMA).
  • the measurement by EMPA is performed on 10 or more residual austenite grains, and the average value of the amount of Mn obtained is defined as [Mn] ⁇ .
  • EPMA field emission electron beam microanalyzer
  • the hot dip galvanized layer and the alloyed hot dip galvanized layer may be a plated layer formed under normal plating conditions or an alloyed plated layer. However, if the Fe concentration of the alloyed hot-dip galvanized layer is less than 7% by mass, weldability and slidability may be insufficient. Therefore, the Fe concentration of the alloyed hot-dip galvanized layer is 7% by mass or more. Is preferred.
  • the upper limit of the Fe concentration of the alloyed hot-dip galvanized layer is preferably 20% by mass or less, more preferably 15% by mass or less from the viewpoint of powdering resistance.
  • the amount of Fe in the plating layer can be adjusted by controlling the processing conditions in the alloying process after hot dip galvanizing.
  • uniform elongation in the direction orthogonal to the rolling direction is defined as UEl (Uniform Elongation).
  • UEl Uniform Elongation
  • the local elongation in the direction orthogonal to the rolling direction converted to a plate thickness equivalent to 1.2 mm based on the following formula (3) is defined as LEl (Local Elongation).
  • the value of TS ⁇ UEl is 10,000 MPa ⁇ % or more and the value of TS ⁇ LEl is 5000 MPa ⁇ % or more. It is preferable that
  • TS ⁇ UEl increases when both tensile strength and uniform elongation are excellent, it is used as an index for evaluating uniform ductility.
  • TS ⁇ LE1 increases when both tensile strength and local elongation are excellent, it is used as an index for evaluating local ductility.
  • the value of TS ⁇ UEl is 11000 MPa% or more and the value of TS ⁇ LEl is 6000 MPa% or more. More preferably, the value of TS ⁇ UEl is 12000 MPa% or more and the value of TS ⁇ LEl is 7000 MPa% or more.
  • TEl TEl 0 ⁇ (1.2 / t 0 ) 0.2
  • LEl TEl ⁇ UEl (3)
  • TEL 0 in formula (2) is the measured value of total elongation as measured using a JIS5 No. Tensile test pieces
  • t 0 is the thickness of JIS5 No. Tensile test piece was subjected to measurement.
  • TEl and LEl are respectively converted values of total elongation and local elongation corresponding to the case of a plate thickness of 1.2 mm.
  • UEl is a measured value of uniform elongation measured using a JIS No. 5 tensile test piece.
  • the tensile strength (TS) of the steel plate is preferably 780 MPa or more. More preferably, the steel sheet has a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, and more preferably 1180 MPa or more.
  • the yield ratio (YR) of the steel plate is preferably 0.59 or more. More preferably, the yield ratio (YR) of the steel sheet is 0.66 or more, more preferably 0.72 or more.
  • the value of TS ⁇ LEl is preferably 5500 MPa ⁇ % or more. More preferably, the value of TS ⁇ LE1 is 6500 MPa ⁇ % or more.
  • the raw steel sheet having the above-described chemical composition is heated to Ac more than one point and annealed, and after the annealing process, 650 ° C. to 500 ° C.
  • the average cooling rate in the temperature range of 0 ° C. is set to 2 ° C./second or more and less than 100 ° C./second, and is cooled to 500 ° C. or less.
  • the first cooling step After the first cooling step, the first cooling step, The step of performing hot dip galvanizing on the raw steel plate cooled in the step of cooling 1 and the step of applying hot dip galvanizing to the raw steel plate subjected to hot dip galvanization after the step of applying hot dip galvanizing
  • the average cooling rate in the temperature range from the plating temperature to 300 ° C. is 2 ° C./second or more
  • Second cooling After the step of performing temper rolling with an elongation of 0.10% or more and the step of performing temper rolling on the material steel plate cooled in the step of performing the temper rolling, the material steel plate subjected to the temper rolling is 200 ° C. Heating to a temperature range of ⁇ 600 ° C. and performing a heat treatment for holding at that temperature for 1 second or more.
  • a preferable manufacturing method of the manufacturing method of the hot dip galvanized steel sheet according to the present embodiment is as shown in FIG. 1, and annealing is performed by heating the material steel sheet having the above-described chemical composition to more than Ac 3 points.
  • the annealed raw steel sheet is cooled at an average cooling rate in a temperature range from a heating temperature to (the heating temperature of ⁇ 50 ° C.) of 7 ° C./second or less,
  • a step of performing a first cooling in which an average cooling rate in a temperature range of 650 ° C. to 500 ° C. is set to 2 ° C. or more and less than 100 ° C./second and cooling to 500 ° C.
  • the hot-dip galvanized material steel plate For the plating process
  • the average cooling rate in the temperature range from the plating temperature to 300 ° C is set to 2 ° C / second or more, and the cooling is performed to 300 ° C or less.
  • the material subjected to the temper rolling after the step of temper rolling with an elongation of 0.10% or more and the step of temper rolling on the raw steel sheet cooled in the second cooling step Heating the steel plate to a temperature range of 200 ° C. to 600 ° C., and performing a heat treatment for holding at that temperature for 1 second or more.
  • the manufacturing method of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of this embodiment is the annealing after the process of heating the raw steel sheet having the above-described chemical composition to more than Ac 1 point and the step of performing the annealing.
  • the first steel sheet is cooled to 500 ° C. or less at an average cooling rate in a temperature range of 650 ° C. to 500 ° C.
  • the material steel plate that has been subjected to the alloying is processed in a temperature range from the alloying temperature to 300 ° C. Average cooling rate of 2 °C / second As above, after the step of performing the second cooling, cooling to 300 ° C.
  • the material steel plate cooled in the step of performing the second cooling has an elongation of 0.
  • the temper rolled material steel plate is heated to a temperature range of 200 ° C. to 600 ° C. for 1 second at that temperature. And a step of performing the heat treatment to be held.
  • a preferable manufacturing method of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment is as shown in FIG. 2, in which the material steel sheet having the above-described chemical composition is heated to more than Ac 3 points for annealing.
  • the annealed material steel plate is cooled at an average cooling rate in a temperature range from a heating temperature to (heating temperature ⁇ 50 ° C.) of 7 ° C./second or less,
  • a step of performing a first cooling in which an average cooling rate in a temperature range of 650 ° C. to 500 ° C. is set to 2 ° C. or more and less than 100 ° C./second and cooling to 500 ° C.
  • the raw steel plate subjected to the hot-dip galvanization is alloyed.
  • a process for alloying at temperature is 300 ° C. at an average cooling rate in the temperature range from the alloying treatment temperature to 300 ° C.
  • the material steel plate cooled in the step of performing the second cooling has an elongation of 0.10% or more.
  • the temper rolled material steel plate is heated to a temperature range of 200 ° C. to 600 ° C. and kept at that temperature for 1 second or longer. The process of performing.
  • the manufacturing method of the raw material steel plate used for the manufacturing method of the hot dip galvanized steel plate and the manufacturing method of the galvannealed steel plate of this embodiment is not limited to a specific manufacturing method.
  • a slab having the above-described chemical composition is produced by casting, heated to a temperature range of less than 1250 ° C., and after the heating, the hot rolling is performed at a finish rolling temperature of Ar 3 or higher and higher than 850 ° C.
  • the material is rolled up at a coiling temperature of 500 ° C. or higher and lower than 700 ° C., and cold-rolled at a rolling reduction of 40% or higher and lower than 70% to produce a raw steel plate.
  • the casting method of the slab is not limited to a specific casting method, but a continuous casting method is preferable, but a steel ingot cast by another casting method may be used as a steel slab by partial rolling or the like.
  • a continuous casting method in order to suppress the occurrence of surface defects due to inclusions, it is preferable to flow the molten steel by electromagnetic stirring or the like in the mold.
  • the high-temperature steel ingot after continuous casting or the high-temperature steel slab after partial rolling may be once cooled and then reheated and subjected to hot rolling.
  • the high-temperature steel ingot after continuous casting or the high-temperature steel slab after partial rolling may be subjected to hot rolling as it is without being reheated. You may use for rolling. Note that steel ingots and steel slabs used for hot rolling are collectively referred to as “slabs”.
  • the temperature of the slab used for hot rolling is preferably less than 1250 ° C. More preferably, the temperature of a slab is 1200 degrees C or less.
  • the lower limit of the temperature of the slab subjected to hot rolling is not particularly limited, but is preferably a temperature at which hot rolling can be completed at Ar 3 points or more.
  • the conditions for hot rolling are not particularly limited, but if the completion temperature of hot rolling is too low, a coarse low temperature transformation structure extending in the rolling direction is generated in the metal structure of the hot rolled steel sheet, and uniform ductility and local ductility are achieved. Since there is a possibility of hindering, the completion temperature of the hot rolling is preferably Ar 3 point or more and more than 850 ° C. More preferably, the completion temperature of hot rolling is not less than Ar 3 point and more than 880 ° C., more preferably not less than Ar 3 point and more than 900 ° C. The upper limit of the completion temperature of hot rolling is not particularly limited, but is preferably 1000 ° C. or lower in terms of refining the metal structure of the hot rolled steel sheet.
  • hot rolling consists of rough rolling and finish rolling
  • the rough rolled material is heated so that the rear end of the rough rolled material is at a higher temperature than the leading end of the rough rolled material, and the temperature variation over the entire length of the rough rolled material at the start of finish rolling is 140 ° C. or less. It is preferable to suppress it. Due to this temperature suppression, the uniformity of the characteristics in the coil wound with the hot-rolled steel sheet is improved.
  • the heating of the rough rolled material may be performed using known means.
  • a solenoid induction heating device is provided between the rough rolling mill and the finish rolling mill, and based on the temperature distribution in the longitudinal direction of the rough rolled material on the upstream side of the induction heating device, the solenoid induction heating device is used.
  • the heating temperature rise may be controlled.
  • the coiling temperature (when starting winding) Is preferably 600 ° C. or higher.
  • the winding temperature is more preferably 640 ° C. or higher, and further preferably 680 ° C. or higher. If the coiling temperature is too high, the pickling property of the hot-rolled steel sheet may be impaired. Therefore, the coiling temperature is preferably 750 ° C. or less, and more preferably less than 720 ° C.
  • the temperature range from the winding temperature to (winding temperature ⁇ 50 ° C.) is preferably cooled at an average cooling rate exceeding 15 ° C./hour. Thereby, productivity is enhanced and dissolution of carbides is promoted in an annealing process described later.
  • Hot-rolled steel sheet is cold-rolled according to a conventional method to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • descaling may be performed by pickling or the like.
  • the rolling reduction of cold rolling is 40% or more. If the rolling reduction is too high, the rolling load increases and rolling may become difficult, so the rolling reduction is preferably less than 70%, more preferably less than 60%.
  • Step of annealing (Heating temperature: Ac over 1 point)
  • the heating temperature is set to exceed Ac 1 point in order to generate austenite during heating.
  • Ac 1 point is the temperature at which austenite begins to form in the metal structure when the material steel plate is heated.
  • Ac 3 point is the temperature at which ferrite disappears in the metal structure when the material steel plate is heated.
  • the carbide By heating the material steel plate to the above temperature range, that is, the austenite region, the carbide is dissolved, and the amount of retained austenite and the amount of C in the retained austenite increase in the metal structure of the hot dip galvanized steel plate and the galvannealed steel plate. To do.
  • the upper limit of the heating temperature is not particularly limited, the heating temperature is too high, austenite becomes coarse, so local ductility is impaired, the heating temperature is preferably (Ac 3 point +100) ° C. or less, (Ac 3 point +50) ° C. The following is more preferable.
  • the holding time at the heating temperature is not particularly limited, but the holding time is preferably 10 seconds or more in order to homogenize the metal structure in the coil, and the holding time in terms of suppressing austenite coarsening. Is preferably within 240 seconds.
  • Step of performing first cooling (Average cooling rate in the temperature range from heating temperature to (heating temperature-50 ° C): 7 ° C / second or less)
  • the average cooling rate in the temperature range from the heating temperature to (heating temperature ⁇ 50 ° C.) is 7 ° C./second in the first cooling step.
  • the following is preferable.
  • the average cooling rate in the temperature range is preferably 7 ° C./second or less. More preferably, the average cooling rate in the temperature range is 5 ° C./second or less.
  • the lower limit of the average cooling rate is not particularly defined, but is preferably 1 ° C./second or more from the viewpoint of productivity.
  • the wider the temperature range for cooling at an average cooling rate of 7 ° C./second or less the higher the amount of Mn in the retained austenite and the amount of polygonal ferrite. For this reason, it is preferable to cool the material steel plate at an average cooling rate of 7 ° C./second or less in the temperature range from the heating temperature to (heating temperature ⁇ 100 ° C.), and the temperature range from the heating temperature to (heating temperature ⁇ 150 ° C.). It is more preferable to cool the material steel plate at an average cooling rate of 7 ° C./second or less.
  • the average cooling rate in the temperature range of 650 ° C. to 500 ° C. is 2 ° C./second or more and less than 100 ° C./second, and the steel plate is kept to 500 ° C. or less without being kept isothermal in the middle. Cooling.
  • the average cooling rate in the temperature range of 650 ° C. to 500 ° C. is less than 2 ° C./second, polygonal ferrite and pearlite are excessively generated, and yield strength and tensile strength are lowered. Therefore, the average cooling rate in the temperature range is 2 ° C./second or more.
  • the average cooling rate in the above temperature range is preferably 3 ° C./second or more, more preferably 4 ° C./second or more, and further preferably 5 ° C./second or more.
  • the average cooling rate in the temperature range of 650 ° C. to 500 ° C. is 100 ° C./second or more, the shape of the steel sheet is damaged, so the average cooling rate in the above temperature range is less than 100 ° C./second.
  • the average cooling rate in the above temperature range is preferably 50 ° C./second or less, more preferably 30 ° C./second or less, and further preferably 20 ° C./second.
  • the raw steel plate cooled at the required average cooling rate is subsequently cooled to 500 ° C. or lower.
  • the cooling conditions in the temperature range of 500 ° C. or lower are not particularly limited, but it is preferable to hold the material steel plate in the temperature range of 500 ° C. or lower and 460 ° C. or higher for 4 seconds to 45 seconds. More preferably, it is held for 10 seconds to 35 seconds.
  • the material steel plate is hot dip galvanized. You may make it perform at least any one of cooling and heating with respect to a raw material steel plate between the process of performing 1st cooling, and the process of performing hot dip galvanization as needed.
  • the bath temperature and bath composition of hot dip galvanizing may be general and are not particularly limited.
  • the plating adhesion amount is not particularly limited and may be within a normal range.
  • the adhesion amount of per side 20g / m 2 ⁇ 80g / m 2 of steel sheet is preferable.
  • the plating temperature is not particularly limited, but is usually 460 ° C. to 470 ° C.
  • the alloying treatment is preferably performed under conditions such that the Fe concentration in the plating layer is 7% by mass or more.
  • the alloying treatment is preferably performed under conditions where the alloying treatment temperature is 470 ° C. to 560 ° C. and the alloying treatment time is 5 seconds to 60 seconds.
  • Step of performing second cooling (Average cooling rate in temperature range from plating temperature or alloying temperature to 300 ° C: 2 ° C / second or more) (Cooling stop temperature: 300 ° C or less)
  • the average cooling rate in the temperature range from the plating temperature to 300 ° C. or in the temperature range from the alloying treatment temperature to 300 ° C. Is set to 2 ° C./second or more and cooled to 300 ° C. or less.
  • the average cooling rate in the temperature range is 2 ° C./second or more.
  • the average cooling rate in the above temperature range is preferably 3 ° C./second or more, more preferably more than 5 ° C./second, still more preferably more than 10 ° C./second.
  • the upper limit of the average cooling rate in the step of performing the second cooling is not particularly limited, but is preferably 500 ° C./second or less from the viewpoint of economy.
  • the cooling stop temperature is preferably room temperature.
  • the material steel plate after the second cooling step contains residual austenite in a volume ratio of 5.0% or more and 35.0% or less, and the amount of C in the residual austenite is less than 0.85% by mass. It is preferable to have a tissue. Thereby, in the process of performing the heat treatment described later, C enrichment and Mn enrichment to retained austenite are promoted, uniform ductility and local ductility are improved, and yield strength is also increased.
  • the volume ratio of retained austenite is more preferably 10.0% or more and 30.0% or less, and further preferably 15.0% or more and 25.0% or less.
  • the amount of C in the retained austenite is more preferably less than 0.80% by mass, further preferably less than 0.75% by mass, and particularly preferably less than 0.70% by mass.
  • the lower limit of the amount of C in the retained austenite is not particularly limited, but about 0.50% by mass is a substantial lower limit.
  • Step of temper rolling (Elongation: 0.10% or more) After the second cooling step, the material steel plate is subjected to temper rolling with an elongation of 0.10% or more. From this temper rolling, C concentration and Mn concentration to austenite are promoted in the heat treatment step described later, and in the metal structure of hot dip galvanized steel sheet and alloyed hot dip galvanized steel sheet, the amount of C in the retained austenite and Mn The amount is increased, the uniform ductility and local ductility are improved, and the yield strength is also increased.
  • the elongation is 0.10% or more.
  • the elongation is preferably 0.30% or more, more preferably 0.50% or more.
  • the upper limit of the elongation is not particularly limited, but if the elongation is too high, the rolling load increases, so the elongation is preferably 2.00% or less. More preferably, the elongation is less than 1.50%, more preferably less than 1.00%.
  • the temperature at which temper rolling is performed is not particularly limited, but in order to efficiently impart work strain to austenite, the temperature at which temper rolling is performed is preferably low, and the starting temperature of temper rolling is preferably room temperature.
  • the temper rolling is preferably performed by skin pass rolling.
  • the heat treatment temperature is set to 200 ° C. or higher.
  • the heat treatment temperature is preferably 240 ° C. or higher, more preferably 260 ° C. or higher, and further preferably 280 ° C. or higher.
  • the heat treatment temperature exceeds 600 ° C.
  • the amount of retained austenite is insufficient, the uniform ductility is impaired, and the tempered martensite is excessively softened, resulting in a decrease in yield strength and tensile strength.
  • the heat treatment temperature exceeds 600 ° C.
  • hard fresh martensite is generated, local ductility is impaired, and yield strength is reduced. Therefore, the heat treatment temperature is 600 ° C. or lower.
  • the heat treatment temperature is preferably 550 ° C. or lower, more preferably 500 ° C. or lower, and further preferably 450 ° C. or lower.
  • the heat treatment time (holding time at the maximum heating temperature) is less than 1 second, C concentration and Mn concentration to austenite become insufficient, and uniform ductility is impaired. If the heat treatment time is less than 1 second, hard martensite remains, local ductility is impaired, and yield strength is reduced. Therefore, the heat treatment time is 1 second or longer.
  • the heat treatment time is preferably more than 5 seconds, more preferably more than 10 seconds, and further preferably more than 15 seconds.
  • the upper limit of the heat treatment time is preferably 5760 minutes or less. More preferably, the heat treatment time is 2880 minutes or less, and more preferably 1440 minutes or less.
  • the heat treatment time is preferably more than 3 minutes, more preferably more than 10 minutes, and further preferably more than 20 minutes.
  • the heat treatment time is preferably 20 minutes or less, more preferably 6 minutes or less, and even more preferably less than 3 minutes. From the viewpoint of productivity, the heat treatment temperature is preferably over 400 ° C. and the heat treatment time is preferably 20 minutes or less.
  • the raw steel plate may be subjected to temper rolling, and a coating having oiling or lubricating action may be applied to the raw steel plate.
  • the plate thickness of the hot dip galvanized steel sheet and the galvannealed steel sheet according to the present embodiment is not limited to a specific plate thickness, but in the manufacturing method of the hot dip galvanized steel sheet and the galvannealed steel sheet of the present embodiment, It is suitable for manufacturing a steel sheet having a thickness of 0.8 mm to 2.3 mm.
  • the conditions in the examples are one example of conditions used for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is based on this one example of conditions. It is not limited.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • Example 1 Steels A to S were manufactured by casting molten steel having the chemical composition shown in Table 1 using a vacuum melting furnace. Ac 1 point and Ac 3 point in Table 1 were determined from the change in thermal expansion when the cold rolled steel sheets of steels A to S were heated at 2 ° C./sec. Steels A to S were heated to 1200 ° C. and held for 60 minutes, and then hot rolled under the conditions shown in Table 2.
  • a hot rolled steel sheet having a thickness of 2.5 mm to 3.0 mm was obtained by rolling steel A to S for 10 passes in a temperature range of Ar 3 points or more. After hot rolling, the hot-rolled steel sheet is cooled to 550 ° C to 680 ° C with water spray, and the hot-rolled steel sheet is placed in an electric heating furnace maintained at this coiling temperature with the cooling end temperature as the coiling temperature. And held for 60 minutes. Then, the hot-rolled steel sheet was furnace cooled to room temperature at a cooling rate of 20 ° C./hour to simulate slow cooling after winding.
  • the hot-rolled steel sheet after slow cooling is pickled to form a base material for cold rolling, cold-rolled at a rolling reduction of 47 to 52%, and cold-rolled steel sheet (material steel sheet) with a thickness of 1.2 to 1.6 mm )
  • the material steel plate was heated to 650 ° C. at a heating rate of 10 ° C./second, then heated to the temperature shown in Table 2 at a heating rate of 2 ° C./second, and soaked for 30 to 90 seconds. did.
  • the raw steel plate was cooled to 460 ° C. under the cooling conditions shown in Table 2, and the raw steel plate was immersed in a hot dip galvanizing bath maintained at 460 ° C. to perform hot dip galvanizing on the raw steel plate.
  • Some raw steel sheets were subjected to alloying treatment by heating to 520 ° C. after hot dip galvanization.
  • Secondary cooling was performed on the material steel plate under the cooling conditions shown in Table 2 from the plating temperature (meaning plating bath temperature) or the alloying treatment temperature. After subjecting the secondary steel sheet to skin pass rolling with an elongation of 0.50%, heat treatment is performed under the heat treatment conditions shown in Table 2 to obtain a hot dip galvanized steel sheet or an alloyed hot dip galvanized steel sheet (hereinafter, hot dip galvanized steel).
  • the plated steel sheet and the galvannealed steel sheet are collectively referred to as “plated steel sheet”.
  • the thickness after rolling” of the hot rolling conditions described in Table 2 indicates the thickness of the obtained hot rolled steel sheet.
  • the “residence time in the temperature range of 500 to 460 ° C.” in the annealing conditions described in Table 2 means the residence time in the temperature range of 500 to 460 ° C. in the first cooling step.
  • the symbol “present” indicates that the alloying treatment was performed after hot dip galvanizing, and the symbol “none” indicates that after hot dip galvanizing. Indicates that no alloying treatment was performed.
  • “Secondary cooling rate” in the annealing conditions described in Table 2 means the average cooling rate in the temperature range from the alloying temperature to 300 ° C.
  • a specimen for XRD measurement is taken from the plated steel sheet and the material steel sheet after the secondary cooling is completed, and the rolled surface of the test piece is moved from the boundary between the steel sheet and the plating layer to the 1/4 depth position of the steel sheet thickness. Chemically polished. An X-ray diffraction test was performed on the rolled surface, and the volume fraction of retained austenite and the amount of C in the retained austenite were measured.
  • Mo-K ⁇ rays are incident on the test piece, the integrated intensity of the ⁇ phase (200), (211) diffraction peak, and the ⁇ phase (200), (220), (311) diffraction peak.
  • the integrated intensity was measured to determine the volume fraction of retained austenite.
  • the longitudinal section is subjected to nital corrosion and repeller corrosion, from the boundary between the steel sheet and the plating layer.
  • the metal structure was observed at a 1/4 depth position of the thickness of the steel sheet.
  • the volume ratio of tempered martensite, polygonal ferrite, fresh martensite, and the remaining structure was measured by image processing.
  • the volume ratio of fresh martensite was obtained by subtracting the volume ratio of residual austenite measured by the XRD measurement from the total volume ratio of residual austenite and fresh martensite measured by repeller corrosion.
  • Yield stress (YS), tensile strength (TS), and uniform elongation (UEl) were obtained by taking a JIS No. 5 tensile specimen along the direction perpendicular to the rolling direction from the plated steel sheet, and conducting a tensile test on this specimen. Asked.
  • the tensile speed was 1 mm / min until the yield point was reached, and 10 mm / min thereafter.
  • the yield ratio (YR) was determined by dividing YS by TS.
  • the total elongation (TEl) and local elongation (LEl) were determined by conducting a tensile test on a JIS No. 5 tensile specimen taken along the direction orthogonal to the rolling direction, and measuring the total elongation (TEl 0 ) and the uniform elongation.
  • UEl a conversion value corresponding to the case of a plate thickness of 1.2 mm was obtained based on the above formulas (2) and (3).
  • the value of YR is 0.59 or more
  • the value of TS ⁇ UEl is 10000 MPa ⁇ % or more
  • the value of TS ⁇ LE1 is 5000 MPa ⁇ % or more
  • the value of TS ⁇ UEl was 12000 MPa ⁇ % or more and the value of TS ⁇ LE1 was 6000 MPa ⁇ % or more, it was judged that the characteristics were particularly good.
  • Table 3 shows the result of observing the metal structure after the end of secondary cooling, the result of observing the metal structure of the plated steel sheet, and the result of evaluating the mechanical properties of the plated steel sheet.
  • the symbol “-” indicates that the metal structure is not observed.
  • the symbol “ ⁇ ” indicates that the amount of C in the retained austenite is not measured.
  • the column labeled “TEl” indicates total elongation converted to a plate thickness equivalent to 1.2 mm
  • the column labeled “UEl” indicates uniform elongation
  • TS ⁇ UEl was 10000 or more and TS ⁇ LEl was 5000 or more, which showed good uniform ductility and local ductility.
  • YR showed a high value of 0.59 or more.
  • tempered martensite is contained 16% or more, polygonal ferrite is contained more than 2.0%, TS ⁇ UEl is 12000 or more, and TS ⁇ LE1 was 6000 or more, and particularly good uniform ductility and local ductility were exhibited.
  • test results for steel sheets whose chemical composition or process conditions were outside the scope of the present invention were inferior in any or all of yield ratio, uniform ductility, and local ductility.
  • test numbers A15, A24, and A38 that were not subjected to skin pass rolling
  • TS ⁇ UEl and TS ⁇ LEl Was low.
  • heat treatment was not performed. Therefore, in test number A10, the values of YR and TS ⁇ LEl were low, and in test number A20, YR, TS ⁇ UEl, and The value of TS ⁇ LE1 was low.
  • test numbers A4, A16, A25, and A39 the heat treatment temperature was too low. Therefore, in test number A4, the values of YR and TS ⁇ LEl were low, and test numbers A16, In A25 and A39, the values of YR, TS ⁇ UEl, and TS ⁇ LEl were low. In the tests using steels A, C, and F (test numbers A5, A17, and A27), the heat treatment temperature was too high, so YR, TS ⁇ UEl, and TS ⁇ LEl were low.
  • TS ⁇ UEl was low in test number A6 where the soaking temperature was too low in the annealing process.
  • test number A7 the average cooling rate in the temperature range of 650 to 500 ° C. was too low in the first cooling step, so YR and TS ⁇ LEl were low.
  • the average cooling rate (secondary cooling rate) in the temperature range from the alloying temperature to 300 ° C. was too low in the second cooling step.
  • the values of YR and TS ⁇ LEl were low, and in test number A18, the values of TS ⁇ UEl and TS ⁇ LEl were low.
  • test number A12 using steel B since the amount of Si in the steel was small, YR, TS ⁇ UEl and TS ⁇ LEl were low.
  • test number A22 using steel D since the amount of Mn in the steel was small, YR and TS ⁇ LEl were low.
  • Example 2 Experiments were performed in the same procedure as in Example 1, and steel sheets A to S shown in Table 1 were produced under the conditions shown in Table 4. The results are shown in Table 5. The measurement procedure is the same as in Example 1.
  • the amount of Mn in the retained austenite As for the amount of Mn in the retained austenite, a specimen for EBSP measurement is collected from the plated steel sheet, and the longitudinal section parallel to the rolling direction is electropolished, and then the thickness of the steel sheet is 1 from the boundary between the steel sheet and the plating layer. The metal structure at the / 4 depth position was observed, and the distribution of retained austenite was confirmed by image processing. Subsequently, using a SEM equipped with FE-EPMA, the metal structure of the same visual field was observed, EMPA measurement was performed on 10 or more residual austenite grains, and the amount of Mn in the residual austenite was measured.
  • TS ⁇ UEl was 10000 or more and TS ⁇ LEl was 5000 or more, which showed good uniform ductility and local ductility.
  • YR showed a high value of 0.59 or more.
  • the heating temperature exceeds the Ac 3 point, and the first cooling
  • the volume fraction of polygonal ferrite was 2.0% or more
  • [Mn] ⁇ / [Mn The ave was 1.10 or more.
  • samples of these test numbers had TS ⁇ UEl of 12000 or more and TS ⁇ LE1 of 6000 or more, and showed particularly good uniform ductility and local ductility.
  • test results for steel sheets whose chemical composition or process conditions are outside the scope of the present invention (test numbers B3, B4, B7 to B10, B12, B15 to B17, B19, B20, B24, B36 in the remarks column) And B37 was inferior in any or all of the yield ratio, uniform ductility, and local ductility.
  • steels C, E, and N having chemical compositions within the scope of the present invention were used, but in test numbers B7, B19, and B36 that were not subjected to skin pass rolling, the amount of C in the retained austenite and [Mn] ⁇ / [Mn] ave was low, and TS ⁇ UEl and TS ⁇ LEl were low. Since test number B12 using steel C was not heat-treated, the tempered martensite volume fraction, the amount of C in retained austenite and [Mn] ⁇ / [Mn] ave were low, YR, TS ⁇ UEl, and TS X LEl was low.
  • Steels C, E, and N having chemical compositions within the scope of the present invention were used, but in test numbers B8, B20, and B37 in which the heat treatment temperature was too low, the tempered martensite volume fraction and the amount of C in the retained austenite And [Mn] ⁇ / [Mn] ave were low, and YR, TS ⁇ UEl, and TS ⁇ LEl were low.
  • test numbers B9 and B24 since the heat treatment temperature was too high, the retained austenite volume fraction and the amount of C in the retained austenite were low, and YR, TS ⁇ UEl, and TS ⁇ LEl was low.
  • Steel C having a chemical composition within the scope of the present invention was used, but in test number B16 where the soaking temperature was too low in the annealing process, the retained austenite volume fraction and tempered martensite volume fraction were low, and TS ⁇ UEl was low. It was.
  • test number B3 and B15 the average cooling rate in the temperature range of 650 to 500 ° C. was too low in the first cooling step, so in test number B3, the residual austenite volume fraction, The tempered martensite volume fraction and [Mn] ⁇ / [Mn] ave were low, and YR and TS ⁇ LEl were low.
  • test number B15 the retained austenite volume fraction and [Mn] ⁇ / [Mn] ave were low, and YR, TS ⁇ UEl, and TS ⁇ LEl were low.
  • Steel C having a chemical composition within the scope of the present invention was used, but in test number B10 in which the average cooling rate (secondary cooling rate) in the temperature range of the alloying treatment temperature to 300 ° C. was too low in the second cooling step, The retained austenite volume fraction and the amount of C in the retained austenite were low, and TS ⁇ UEl and TS ⁇ LEl were low.
  • test number B4 using steel B since the amount of Si in the steel was small, the retained austenite volume fraction and the amount of C in the retained austenite were low, and YR, TS ⁇ UEl and TS ⁇ LEl were low.
  • test number B17 using steel D since the amount of Mn in the steel was small, the retained austenite volume fraction and [Mn] ⁇ / [Mn] ave were low, and YR and TS ⁇ LEl were low.
  • a hot-dip galvanized steel sheet and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet that are excellent in uniform ductility and local ductility, have high yield strength and tensile strength, and are excellent in formability and impact absorbability. Can be manufactured and provided. Since the hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet manufactured by the present invention are optimal for structural parts of automobile bodies such as members and pillars, the present invention has high industrial applicability. .

Abstract

めっき鋼板において、化学組成が、質量％で、少なくともＣ：０．０３％～０．７０％、Ｓｉ：０．２５％～２．５０％、Ｍｎ：１．００％～５．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～２．５００、Ｎ：０．０２０％以下を含み、残部が鉄及び不純物からなり、金属組織が、５．０体積％超の残留オーステナイト、５．０体積％超の焼戻しマルテンサイトを含み、残留オーステナイト中のＣ量が０．８５質量％以上であることを満たす。

Description

めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
　本発明は、めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。本発明は、特に、自動車車体のように、プレス成形に好適な、均一延性及び局部延性に優れた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とそれらの製造方法に関する。
　産業技術分野が高度に分業化した今日、各技術分野において用いる材料には、特殊でかつ高度な性能が要求されている。自動車用鋼板に関しては、車体軽量化による燃費の向上のために、高強度化が求められている。強度とは、降伏強度及び引張強度の両方を意味する。
　高強度鋼板を自動車の車体に適用した場合、鋼板の板厚を薄くして車体を軽量化しながら、所望の強度を車体に付与することができる。しかし、自動車の車体を形成するプレス成形においては、使用する鋼板の厚さが薄いほど、割れや皺が発生し易くなる。それ故、自動車用の薄鋼板には、優れた均一延性及び局部延性も必要とされる。
　また、自動車の衝突安全性能を向上させるためには、自動車用鋼板が優れた衝撃吸収性を有している必要がある。衝撃吸収性の観点から、自動車用鋼板は、強度がより高いことに加え、衝撃荷重負荷時の割れを抑制するために局部延性に優れている必要がある。
　このように、自動車用鋼板には、（１）車体の軽量化及び衝突安全性向上のための高強度、（２）成形性向上のための高い均一延性、及び、（３）成形性の向上及び衝突安全性の向上のための高い局部延性が求められる。
　しかし、鋼板の均一延性及び局部延性の向上と、鋼板の高強度化とは、相反する要素であり、これらの特性を同時に満足させることは困難である。また、自動車用鋼板には耐食性が求められるが、耐食性を保つことは、高延性と高強度との両立をさらに困難にする。
　これまで、高張力冷延鋼板の延性を向上させる方法として、金属組織に残留オーステナイトを含有させる技術が提案されている。残留オーステナイトを含む鋼板は、加工中にオーステナイトがマルテンサイトに変態することで生じる変態誘起塑性（Transformation Induced Plasticity：ＴＲＩＰ）により、大きな伸びを示す。
　特許文献１及び２には、Ｓｉ及びＭｎを含有する鋼板を、フェライト－オーステナイトの二相域又はオーステナイト単相域に加熱して焼鈍して冷却し、３５０～５００℃で保持するオーステンパー処理を行ってオーステナイトを安定化させる高強度冷延鋼板の製造方法が開示されている。これらの技術により、冷延鋼板において、強度と延性とをバランス良く向上させることができる。
　しかし、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造において、一般的な連続溶融亜鉛めっき設備では、保持温度及び保持時間の制約により、オーステンパー処理を十分に行うことができない。さらに、めっき工程及び合金化処理工程でオーステナイトが分解し易いため、所要量の残留オーステナイトを確保することが困難である。
　特許文献３には、Ｃに対しＳｉ及びＭｎを一定割合以上含有させることで、合金化処理中のオーステナイトの変態を抑制し、フェライト中に残留オーステナイトが混在する金属組織を形成する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。しかし、金属組織に残留オーステナイトを含有する鋼板で問題となる局部延性の劣化に対しては、なんら配慮がなされていない。
　特許文献４には、平均結晶粒径が１０μｍ以下のフェライト及び焼戻しマルテンサイト中に、残留オーステナイト及び低温変態生成相を分散させた、延性、伸びフランジ性、及び、耐疲労特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。焼戻しマルテンサイトは、伸びフランジ性及び耐疲労特性の向上に有効であり、焼戻しマルテンサイトを細粒化すると、これらの特性が一層向上する。
　しかし、焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとを含む金属組織を得るためには、マルテンサイトを生成させるための一次加熱処理と、マルテンサイトを焼戻し、さらに、残留オーステナイトを得るための二次加熱処理が必要となるので、生産性が大幅に低下する。また、特許文献４に記載の製造方法においては、二次加熱処理をＡc１点以上の高温で行うため、焼戻しマルテンサイトが過度に軟質化し、高強度を得ることが困難である。
　以上のように、強度（降伏強度及び引張強度）と、延性（均一延性及び局部延性）は相反する要素であるので、両方を十分に高めた鋼板を製造することは、従来技術においては困難である。
特開昭６１－１５７６２５号公報 特開昭６１－２１７５２９号公報 特開平１１－２７９６９１号公報 特開２００１－１９２７６８号公報
　本発明は、このような技術背景に鑑み、均一延性及び局部延性に優れ、さらに、降伏強度及び引張強度が高く、成形性及び衝撃吸収性に優れるめっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、引張強度及び降伏強度を確保しながら、均一延性及び局部延性を向上させる方法を鋭意検討した。その結果、次の（Ａ）～（Ｅ）の知見を得るに至った。
　（Ａ）Ｓｉ及びＭｎを含有する低炭素溶融亜鉛めっき鋼板、又は、Ｓｉ及びＭｎを含有する低炭素合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、連続溶融亜鉛めっき設備で製造すると、均一延性及び局部延性が低下し、さらに、降伏強度も低下する場合がある。これは、連続溶融亜鉛めっき設備では、オーステンパー処理が不十分となり、Ｃ濃度が低い残留オーステナイトと硬質のマルテンサイトとを含む金属組織が形成されるためであると考えられる。
　（Ｂ）しかし、このようなＣ濃度が低い残留オーステナイトと硬質なマルテンサイトとを含む金属組織を有する溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板に再加熱処理を施すと、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の均一延性及び局部延性が向上し、さらに、降伏強度も向上する。
　この理由は明らかでないが、（ａ）再加熱処理中にオーステナイトへのＣ濃化が生じ、オーステナイトの安定性が高まること、及び（ｂ）硬質なマルテンサイトが焼き戻され、軟質な焼戻しマルテンサイトに変化すること、に起因すると推定される。
　（Ｃ）前記再加熱処理を行う前に、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板に調質圧延を施すと、溶融亜鉛めっき鋼板又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板の均一延性及び局部延性がさらに向上し、降伏強度もさらに向上する。
　この理由は明らかでないが、（ａ）調質圧延により、オーステナイトに転位が導入され、続く再加熱処理中のオーステナイトへのＣ濃化が促進されるとともにＭｎも濃化し、オーステナイトの安定性がさらに向上すること、（ｂ）調質圧延により、オーステナイトの一部がマルテンサイトに変態し、再加熱処理後の金属組織において、焼戻しマルテンサイトが増加すること、及び、（ｃ）再加熱処理後の冷却中に生じ得るマルテンサイト変態が抑制され、再加熱処理後の金属組織において、硬質なマルテンサイトが少なくなること、に起因すると推定される。
　（Ｄ）調質圧延による特性向上効果は、調質圧延される溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の金属組織において、オーステナイトが少量であるほど大きくなる。
　この理由は明らかでないが、（ａ）オーステナイトに加工歪みが集中し、オーステナイトが少量であるほど、オーステナイトに導入される転位量が増加すること、及び、（ｂ）これにより、再加熱中のオーステナイトへのＣ濃化及びＭｎ濃化が促進され、オーステナイトの安定性が一層高まること、に起因すると推定される。
　（Ｅ）調質圧延し、再加熱処理を行うことにより製造される溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の金属組織において、残留オーステナイト及び焼戻しマルテンサイトに加え、ポリゴナルフェライトを含ませると、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の局部延性が損なわれることなく、均一延性がさらに向上する。
　この理由は明らかでないが、（ａ）残留オーステナイト中のＭｎ濃度が上昇し、オーステナイトの安定性が高まること、（ｂ）通常、オーステナイト中のＭｎはオーステナイトへのＣ濃化を妨げるが、調質圧延し再加熱熱処理を行うことで、オーステナイトへのＣ濃化が促進されて、残留オーステナイト中のＣ濃度が確保される、ことに起因すると推定される。
　本発明者らは、以上の（Ａ）～（Ｅ）の知見に基づいて、鋼板（素材鋼板）に溶融亜鉛めっきを施した後に、又は、溶融亜鉛めっきを施し、さらに、合金化処理を施した後に、調質圧延を行い、再加熱処理を行うことにより、Ｃ濃度及びＭｎ濃度の高い残留オーステナイト、焼戻しマルテンサイト、及び、ポリゴナルフェライトを含む金属組織を有し、均一延性及び局部延性に優れ、さらに、降伏強度及び引張強度の高い溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができることを、さらに知見した。
　本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨は以下のとおりである。なお、本発明において、「鋼板」は「鋼帯」を含むものである。
　（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３％～０．７０％、
Ｓｉ：０．２５％～２．５０％、
Ｍｎ：１．００％～５．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～２．５００％、
Ｎ：０．０２０％以下
Ｔｉ：０％～０．３００％、
Ｎｂ：０％～０．３００％、
Ｖ：０％～０．３００％、
Ｃｒ：０％～２．０００％、
Ｍｏ：０％～２．０００％、
Ｂ ：０％～０．０２００％、
Ｃｕ：０％～２．０００％、
Ｎｉ：０％～２．０００％、
Ｃａ：０％～０．０１００％、
Ｍｇ：０％～０．０１００％、
ＲＥＭ：０％～０．１０００％、及び
Ｂｉ：０％～０．０５００％、
を含み、残部が鉄及び不純物からなり、
　金属組織が、５．０体積％超の残留オーステナイト、５．０体積％超の焼戻しマルテンサイトを含み、
　前記残留オーステナイト中のＣ量が０．８５質量％以上であることを特徴とするめっき鋼板。
　（２）前記金属組織が、さらに２．０体積％超のポリゴナルフェライトを含み、
　前記残留オーステナイト中のＭｎ量が下記式（１）を満たすことを特徴とする前記（１）に記載のめっき鋼板。
［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］ave≧１．１０　　　・・・（１）
［Ｍｎ］γ：残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）
［Ｍｎ］ave：鋼板の化学組成のＭｎ量（質量％）
　（３）前記化学組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００１％～０．３００％、
Ｎｂ：０．００１％～０．３００％、及び、
Ｖ：０．００１％～０．３００％からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）又は（２）に記載のめっき鋼板。
　（４）前記化学組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．００１％～２．０００％、
Ｍｏ：０．００１％～２．０００％、及び、
Ｂ：０．０００１％～０．０２００％からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）～（３）のいずれかに記載のめっき鋼板。
　（５）前記化学組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．００１％～２．０００％、及び、
Ｎｉ：０．００１％～２．０００％からなる群から選ばれる１種又は２種を含有することを特徴とする前記（１）～（４）のいずれかに記載のめっき鋼板。
　（６）前記化学組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００１％～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００１％～０．０１００％、及び、
ＲＥＭ：０．０００１％～０．１０００％からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）～（５）のいずれかに記載のめっき鋼板。
　（７）前記化学組成が、さらに、質量％で、
Ｂｉ：０．０００１％～０．０５００％を含有することを特徴とする前記（１）～（６）のいずれかに記載のめっき鋼板。
　（８）前記めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき層を含む溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする前記（１）～（７）のいずれかに記載のめっき鋼板。
　（９）前記めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき層が合金化された合金化溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする前記（１）～（７）のいずれかに記載のめっき鋼板。
　（１０）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３％～０．７０％、
Ｓｉ：０．２５％～２．５０％、
Ｍｎ：１．００％～５．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～２．５００％、
Ｎ：０．０２０％以下
Ｔｉ：０％～０．３００％、
Ｎｂ：０％～０．３００％、
Ｖ：０％～０．３００％、
Ｃｒ：０％～２．０００％、
Ｍｏ：０％～２．０００％、
Ｂ：０％～０．０２００％、
Ｃｕ：０％～２．０００％、
Ｎｉ：０％～２．０００％、
Ｃａ：０％～０．０１００％、
Ｍｇ：０％～０．０１００％、
ＲＥＭ：０％～０．１０００％、及び
Ｂｉ：０％～０．０５００％、
を含み、残部が鉄及び不純物からなる素材鋼板を、Ａｃ１点超に加熱して焼鈍を行う工程と、
　前記焼鈍を行う工程の後、６５０℃～５００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上１００℃／秒未満として、５００℃以下まで冷却する、第１の冷却を行う工程と、
　前記第１の冷却を行う工程の後、前記第１の冷却を行う工程で冷却された素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施す工程と、
　前記溶融亜鉛めっきを施す工程の後、前記溶融亜鉛めっきが施された素材鋼板を、前記溶融亜鉛めっきを施す工程におけるめっき温度から３００℃までの温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として、３００℃以下まで冷却する、第２の冷却を行う工程と、
　前記第２の冷却を行う工程の後、前記第２の冷却を行う工程で冷却された素材鋼板に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を行う工程と、
　前記調質圧延を行う工程の後、前記調質圧延が行われた素材鋼板を２００℃～６００℃の温度域に加熱し、その温度で１秒以上保持する熱処理を行う工程と、
　を備えることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　（１１）前記焼鈍を行う工程においては、前記素材鋼板をＡｃ３点超に加熱して焼鈍を行い、
　前記焼鈍を行う工程の後、前記焼鈍された素材鋼板を、加熱温度から（加熱温度－５０℃）までの温度域における平均冷却速度を７℃／秒以下として冷却することを特徴とする（１０）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　（１２）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３％～０．７０％、
Ｓｉ：０．２５％～２．５０％、
Ｍｎ：１．００％～５．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～２．５００％、
Ｎ：０．０２０％以下
Ｔｉ：０％～０．３００％、
Ｎｂ：０％～０．３００％、
Ｖ：０％～０．３００％、
Ｃｒ：０％～２．０００％、
Ｍｏ：０％～２．０００％、
Ｂ：０％～０．０２００％、
Ｃｕ：０％～２．０００％、
Ｎｉ：０％～２．０００％、
Ｃａ：０％～０．０１００％、
Ｍｇ：０％～０．０１００％、
ＲＥＭ：０％～０．１０００％、及び
Ｂｉ：０％～０．０５００％、
を含み、残部が鉄及び不純物からなる素材鋼板を、Ａｃ１点超に加熱して焼鈍を行う工程と、
　前記焼鈍を行う工程の後、６５０℃～５００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上１００℃／秒未満として、５００℃以下まで冷却する、第１の冷却を行う工程と、
　前記第１の冷却を行う工程の後、前記第１の冷却を行う工程で冷却された素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施す工程と、
　前記溶融亜鉛めっきを施す工程の後、前記溶融亜鉛めっきが施された素材鋼板に、合金化処理温度で合金化処理を行う工程と、
　前記合金化処理を行う工程の後、前記合金化処理が行われた素材鋼板を、前記合金化処理温度から３００℃までの温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として、３００℃以下まで冷却する、第２の冷却を行う工程と、
　前記第２の冷却を行う工程の後、前記第２の冷却を行う工程で冷却された素材鋼板に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を行う工程と、
　前記調質圧延を行う工程の後、前記調質圧延が行われた素材鋼板を２００℃～６００℃の温度域に加熱し、その温度で１秒以上保持する熱処理を行う工程と、
　を備えることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　（１３）前記焼鈍を行う工程においては、前記素材鋼板をＡｃ３点超に加熱して焼鈍を行い、
　前記焼鈍を行う工程の後、前記焼鈍された素材鋼板を、加熱温度から（加熱温度－５０℃）までの温度域における平均冷却速度を７℃／秒以下として冷却することを特徴とする（１２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　本発明によれば、均一延性及び局部延性に優れ、さらに、降伏強度及び引張強度が高く、成形性及び衝撃吸収性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造して提供することができる。
図１は、溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法を説明するための図である。 図２は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法を説明するための図である。
　本発明のめっき鋼板は、
　化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３％～０．７０％、
Ｓｉ：０．２５％～２．５０％、
Ｍｎ：１．００％～５．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～２．５００％、
Ｎ：０．０２０％以下
Ｔｉ：０％～０．３００％、
Ｎｂ：０％～０．３００％、
Ｖ：０％～０．３００％、
Ｃｒ：０％～２．０００％、
Ｍｏ：０％～２．０００％、
Ｂ：０％～０．０２００％、
Ｃｕ：０％～２．０００％、
Ｎｉ：０％～２．０００％、
Ｃａ：０％～０．０１００％、
Ｍｇ：０％～０．０１００％、
ＲＥＭ：０％～０．１０００％、及び
Ｂｉ：０％～０．０５００％、
を含み、残部が鉄及び不純物からなり、
　金属組織が、５．０体積％超の残留オーステナイト、５．０体積％超の焼戻しマルテンサイトを含み、
　前記残留オーステナイト中のＣ量が０．８５質量％以上であることを特徴とする。 
　本発明のめっき鋼板は、溶融亜鉛めっき層を含む溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする。
　本発明のめっき鋼板は、溶融亜鉛めっき層が合金化された合金化溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする。
　本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３％～０．７０％、
Ｓｉ：０．２５％～２．５０％、
Ｍｎ：１．００％～５．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～２．５００％、
Ｎ：０．０２０％以下
Ｔｉ：０％～０．３００％、
Ｎｂ：０％～０．３００％、
Ｖ：０％～０．３００％、
Ｃｒ：０％～２．０００％、
Ｍｏ：０％～２．０００％、
Ｂ：０％～０．０２００％、
Ｃｕ：０％～２．０００％、
Ｎｉ：０％～２．０００％、
Ｃａ：０％～０．０１００％、
Ｍｇ：０％～０．０１００％、
ＲＥＭ：０％～０．１０００％、及び
Ｂｉ：０％～０．０５００％、
を含み、残部が鉄及び不純物からなる素材鋼板を、Ａｃ１点超に加熱して焼鈍を行う工程と、
　前記焼鈍を行う工程の後、６５０℃～５００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上１００℃／秒未満として、５００℃以下まで冷却する、第１の冷却を行う工程と、
　前記第１の冷却を行う工程の後、前記第１の冷却を行う工程で冷却された素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施す工程と、
　前記溶融亜鉛めっきを施す工程の後、前記溶融亜鉛めっきが施された素材鋼板を、前記溶融亜鉛めっきを施す工程におけるめっき温度から３００℃までの温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として、３００℃以下まで冷却する、第２の冷却を行う工程と、
　前記第２の冷却を行う工程の後、前記第２の冷却を行う工程で冷却された素材鋼板に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を行う工程と、
　前記調質圧延を行う工程の後、前記調質圧延が行われた素材鋼板を２００℃～６００℃の温度域に加熱し、その温度で１秒以上保持する熱処理を行う工程と、
　を備えることを特徴とする。 
　本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３％～０．７０％、
Ｓｉ：０．２５％～２．５０％、
Ｍｎ：１．００％～５．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～２．５００％、
Ｎ：０．０２０％以下
Ｔｉ：０％～０．３００％、
Ｎｂ：０％～０．３００％、
Ｖ：０％～０．３００％、
Ｃｒ：０％～２．０００％、
Ｍｏ：０％～２．０００％、
Ｂ：０％～０．０２００％、
Ｃｕ：０％～２．０００％、
Ｎｉ：０％～２．０００％、
Ｃａ：０％～０．０１００％、
Ｍｇ：０％～０．０１００％、
ＲＥＭ：０％～０．１０００％、及び
Ｂｉ：０％～０．０５００％、
を含み、残部が鉄及び不純物からなる素材鋼板を、Ａｃ１点超に加熱して焼鈍を行う工程と、
　前記焼鈍を行う工程の後、６５０℃～５００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上１００℃／秒未満として、５００℃以下まで冷却する、第１の冷却を行う工程と、
　前記第１の冷却を行う工程の後、前記第１の冷却を行う工程で冷却された素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施す工程と、
　前記溶融亜鉛めっきを施す工程の後、前記溶融亜鉛めっきが施された素材鋼板に、合金化処理温度で合金化処理を行う工程と、
　前記合金化処理を行う工程の後、前記合金化処理が行われた素材鋼板を、前記合金化処理温度から３００℃までの温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として、３００℃以下まで冷却する、第２の冷却を行う工程と、
　前記第２の冷却を行う工程の後、前記第２の冷却を行う工程で冷却された素材鋼板に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を行う工程と、
　前記調質圧延を行う工程の後、前記調質圧延が行われた素材鋼板を２００℃～６００℃の温度域に加熱し、その温度で１秒以上保持する熱処理を行う工程と、
　を備えることを特徴とする。
　以下、本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびこれらの製造方法について説明する。以下の説明において、特に断りが無い限り、本実施形態に係る製造方法によって最終的に得られる鋼板を「溶融亜鉛めっき鋼板」もしくは「合金化溶融亜鉛めっき鋼板」、または「鋼板」と称し、製造途中の鋼板を「素材鋼板」と称する。
　（Ａ）化学組成
　最初に、本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびこれらの製造方法で用いられる素材鋼板の化学組成を限定する理由について説明する。以下、化学組成に係る％は質量％を意味する。
　［Ｃ：０．０３％～０．７０％］
　Ｃは、残留オーステナイトを得るのに有効な元素である。Ｃ含有量が０．０３％未満では、後述する残留オーステナイトと焼戻しマルテンサイトを含む金属組織が得られないので、Ｃ含有量は０．０３％以上とする。好ましくはＣ含有量が０．１０％以上、より好ましくは０．１３％以上、さらに好ましくは０．１６％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．７０％を超えると、鋼板の溶接性が著しく低下するので、Ｃ含有量は０．７０％以下とする。好ましくはＣ含有量が０．３０％以下、より好ましくは０．２６％以下、さらに好ましくは０．２４％以下である。
　［Ｓｉ：０．２５％～２．５０％］
　Ｓｉは、セメンタイトの析出を抑制し、かつ、残留オーステナイトの生成を促進する作用をなす元素である。また、Ｓｉは、焼戻しマルテンサイトが過度に軟質化することを防止して、強度を維持する作用をなす元素でもある。Ｓｉ含有量が０．２５％未満では、効果が十分に発現しないので、Ｓｉ含有量は０．２５％以上とする、好ましくはＳｉ含有量が０．６０％超、より好ましくは１．００％超、さらに好ましくは１．４５％超である。
　一方、Ｓｉ含有量が２．５０％を超えると、鋼板のめっき性が著しく低下するとともに、鋼板の溶接性が低下するので、Ｓｉ含有量は２．５０％以下とする。好ましくはＳｉ含有量が２．３０％以下、より好ましくは２．１０％以下、さらに好ましくは１．９０％以下である。
　［Ｍｎ：１．００％～５．００％］
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる作用を有し、後述する残留オーステナイトと焼戻しマルテンサイトとを含む金属組織を得るために有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、これらの効果が十分に発現しないので、Ｍｎ含有量は１．００％以上とする。好ましくはＭｎ含有量が１．５０％超、より好ましくは２．００％超、さらに好ましくは２．５０％超である。一方、Ｍｎ含有量が５．００％を超えると、鋼板の溶接性が低下するので、Ｍｎ含有量は５．００％以下とする。好ましくはＭｎ含有量が４．００％以下、より好ましくは３．５０％以下、さらに好ましくは３．００％以下である。
　［Ｐ：０．１００％以下］
　Ｐは、不純物元素で、粒界に偏析して鋼板を脆化させるので、少ないほど好ましい元素である。Ｐ含有量が０．１００％を超えると、鋼板の脆化が著しくなるので、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。好ましくはＰ含有量は０．０２０％未満、より好ましくは０．０１５％未満、さらに好ましくは０．０１０％未満である。Ｐ含有量の下限は０％を含むが、Ｐ含有量を０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、Ｐ含有量は０．０００１％が実質的な下限である。
　［Ｓ：０．０１０％以下］
　Ｓは、不純物元素で、鋼中に硫化物系介在物を形成し、鋼板の局部延性を劣化させるので、少ないほど好ましい元素である。Ｓ含有量が０．０１０％を超えると、鋼板の局部延性の劣化が著しくなるので、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくはＳ含有量が０．００５％以下、より好ましくは０．００１２％以下である。Ｓ含有量の下限は０％を含むが、Ｓ含有量を０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、Ｓ含有量は０．０００１％が実質的な下限である。
　［ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～２．５００％］
　Ａｌは、溶鋼を脱酸する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では、その効果が十分に発現しないので、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。好ましくはｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０１５％以上、より好ましくは０．０２５％以上、さらに好ましくは０．０４５％以上である。また、Ａｌは、Ｓｉと同様に、残留オーステナイトの生成を促進する作用をなし、後述する残留オーステナイトと焼戻しマルテンサイトとを含む金属組織を得るのに有効な元素である。この観点からは、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０５０％以上とすることが好ましい。より好ましくはｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０５５％以上、さらに好ましくは０．０６０％以上である。
　一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．５００％超であると、過剰な量のアルミナ（Ａｌ２Ｏ３）が生成して、アルミナ起因の表面疵が発生し易くなるので、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．５００％以下とする。また、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０８０％以上であると、変態点が大きく上昇してＡｃ３点超の温度域での焼鈍が困難となるので、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０８０％未満とすることが好ましい。より好ましくはｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０７５％以下、さらに好ましくは０．０７０％以下、特に好ましくは０．０６５％未満である。
　Ｎ：０．０２０％以下
　Ｎは、不純物元素であり、鋼の連続鋳造中に、スラブの割れの原因となる窒化物を形成するので、少ない方が好ましい元素である。Ｎ含有量が０．０２０％を超えると、スラブ割れの懸念が大きくなるので、Ｎ含有量は０．０２０％以下とする。好ましくはＮ含有量が０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％未満、さらに好ましくは０．００５％以下である。Ｎ含有量の下限は０％を含むが、Ｎ含有量を０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、Ｎ含有量は０．０００１％が実質的な下限である。
　さらに、特性の向上を図るため、上記元素の他に、以下に説明する元素を含有するようにしてもよい。
　［Ｔｉ：０％～０．３００％］
　［Ｎｂ：０％～０．３００％］
　［Ｖ ：０％～０．３００％］
　Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖは、金属組織を微細化して、強度および延性向上に寄与する元素である。しかし、これらの元素の含有量が０．３００％を超えると、これらの効果が飽和し、製造コストが上昇するので、Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖの含有量はいずれも０．３００％以下とする。
　Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖが過剰な場合、焼鈍時の再結晶温度が上昇して、焼鈍後の金属組織が不均一となり、局部延性が損なわれる恐れがある。したがって、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０８０％以下未満、より好ましくは０．０３５％以下であり、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０５０％未満、より好ましくは０．０３０％以下であり、Ｖ含有量は、好ましくは０．２００％以下、より好ましくは０．１００％未満である。
　Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖの含有量の下限は０％を含むが、効果を確実に得るためには、Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖの含有量はいずれも０．００１％以上が好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上であり、Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上、特に好ましくは０．０１５％以上であり、Ｖ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上である。以上のように、前述した効果を得るためには、Ｔｉ：０．００１％～０．３００％、Ｎｂ：０．００１％～０．３００％、及び、Ｖ ：０．００１％～０．３００％からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有することが好ましい。
　［Ｃｒ：０％～２．０００％］
　［Ｍｏ：０％～２．０００％］
　［Ｂ ：０％～０．０２００％］
　Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｂは、鋼の焼入性を高めて、後述する残留オーステナイトと焼戻しマルテンサイトとを含む金属組織を得るために有効に作用する元素である。
　しかし、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量が２．０００％を超えると、また、Ｂ含有量が０．０２００％を超えると、効果が飽和し、製造コストが上昇する。したがって、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量は、いずれも２．０００％以下とし、Ｂ含有量は０．０２００％以下とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は１．０００％以下、Ｍｏ含有量は０．５００％以下、Ｂ含有量は０．００３０％以下である。
　Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｂの含有量の下限は、いずれの元素も０％を含むが、効果を確実に得るためには、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量は０．００１％以上が好ましく、Ｂ含有量は０．０００１％以上が好ましい。より好ましくは、Ｃｒ含有量は０．１００％以上、Ｍｏ含有量は０．０５０％以上、Ｂ含有量は０．００１０％以上である。以上のように、前述した効果を得るためには、Ｃｒ：０．００１％～２．０００％、Ｍｏ：０．００１％～２．０００％、及び、Ｂ：０．０００１％～０．０２００％からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有することが好ましい。
　［Ｃｕ：０％～２．０００％］
　［Ｎｉ：０％～２．０００％］
　Ｃｕ及びＮｉは、降伏強度及び引張強度の向上に寄与する元素である。しかし、Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量が２．０００％を超えると、効果が飽和し、製造コストが上昇するので、Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量は、いずれも２．０００％以下とする。好ましくは、Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量のいずれも０．８００％以下である。
　Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量の下限は０％を含むが、効果を確実に得るためには、Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量のいずれも０．００１％以上が好ましい。より好ましくは、いずれの元素の含有量が０．０１０％以上である。以上のように、前述した効果を得るためには、Ｃｕ：０．００１％～２．０００％、及び、Ｎｉ：０．００１％～２．０００％からなる群から選ばれる１種又は２種を含有することが好ましい。
　［Ｃａ：０％～０．０１００％］
　［Ｍｇ：０％～０．０１００％］
　［ＲＥＭ：０％～０．１０００％］
　Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭは、介在物の形状を調整して、局部延性の向上に寄与する元素である。
　しかし、Ｃａ含有量及びＭｇ含有量が０．０１００％を超え、また、ＲＥＭ含有量が０．１０００％を超えると、効果が飽和し、製造コストが上昇する。したがって、Ｃａ含有量及びＭｇ含有量のいずれも０．０１００％以下とし、ＲＥＭ含有量は０．１０００％以下とする。好ましくは、Ｃａ含有量及びＭｇ含有量は０．００２０％以下であり、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下である。
　Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭの含有量の下限はいずれも０％を含むが、効果を確実に得るためには、Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭの含有量はいずれも、０．０００１％以上が好ましい。より好ましくは、いずれの元素の含有量も０．０００５％以上である。以上のように、前述した効果を得るためには、Ｃａ：０．０００１％～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００１％～０．０１００％、及びＲＥＭ：０．０００１％～０．１０００％からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有することが好ましい。
　ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ、及び、ランタノイドの合計１７元素の総称である。ランタノイドは、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。なお、本発明において、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計量を指す。
　［Ｂｉ：０％～０．０５００％］
　Ｂｉは、凝固組織を微細化して、局部延性の向上に寄与する元素である。しかし、Ｂｉ含有量が０．０５００％を超えると、効果が飽和し、製造コストが上昇するので、Ｂｉ含有量は０．０５００％以下とする。好ましくはＢｉ含有量が０．０１００％以下で、より好ましくは０．００５０％以下である。Ｂｉ含有量の下限は０％を含むが、効果を確実に得るためには、Ｂｉ含有量は０．０００１％以上が好ましい。より好ましくはＢｉ含有量が０．０００３％以上である。以上のように、前述した効果を得るためには、Ｂｉ：０．０００１％～０．０５００％を含有することが好ましい。
　本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびこれらの製造方法で用いられる素材鋼板の化学組成の残部は、鉄及び不純物である。不純物は、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石又はスクラップ等のような鋼原料、又は、製造工程にて種々の要因で混入する元素である。これら元素は、本発明の特性を阻害しない範囲で含有が許容される。
　（Ｂ）金属組織
　次に、本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の金属組織について説明する。本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の金属組織は、降伏強度及び引張強度を維持しつつ、均一延性及び局部延性を向上させるために、体積％で、残留オーステナイトを５．０％超含有し、焼戻しマルテンサイトを５．０％超含有し、さらに、残留オーステナイト中のＣ量が０．８５質量％以上であることを特徴とする。そして、好ましくは、さらにポリゴナルフェライトを２．０％超含有し、残留オーステナイト中のＭｎ量が下記式（１）を満たすことを特徴とする。なお、残留オーステナイト中のＣ量とは、オーステナイト相内におけるＣ濃度を意味し、残留オーステナイト中のＭｎ量とは、オーステナイト相内におけるＭｎ濃度を意味する。
　［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］ave≧１．１０ ・・・（１）
　［Ｍｎ］γ：残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）
　［Ｍｎ］ave：鋼板の化学組成のＭｎ量（質量％）
　以下、組織要件について、順次、説明する。
　［残留オーステナイト：５．０体積％超］
　均一延性を向上させるために、残留オーステナイトの体積率は５．０％超とする。好ましくは残留オーステナイトの体積率が６．０％超であり、より好ましくは８．０％超であり、さらに好ましくは１０．０％超である。
　しかし、残留オーステナイトが過剰に存在すると、局部延性が劣化するので、残留オーステナイトの体積率は３０．０％未満が好ましい。より好ましくは残留オーステナイトの体積率が２０．０％未満であり、さらに好ましくは１５．０％未満である。
　［焼戻しマルテンサイト：５．０体積％超］
　降伏強度及び引張強度を維持しつつ、局部延性を向上させるために、焼戻しマルテンサイトの体積率は５．０％超とする。好ましくは焼戻しマルテンサイトの体積率が１６．０％超、より好ましくは焼戻しマルテンサイトの体積率が３０．０％超、さらに好ましくは４０．０％超、特に好ましくは５０．０％超である。
　しかし、焼戻しマルテンサイトが過剰に存在すると、均一延性が劣化するので、焼戻しマルテンサイトの体積率は７０．０％以下が好ましい。より好ましくは焼戻しマルテンサイトの体積率が６０．０％以下である。
　［ポリゴナルフェライト：２．０体積％超］
　均一延性をさらに向上させるために、ポリゴナルフェライトの体積率は２．０％超とすることが好ましい。より好ましくはポリゴナルフェライトの体積率が６．０％超であり、さらに好ましくは８．０％超であり、特に好ましくは１３．０％超である。
　しかし、ポリゴナルフェライトが過剰に存在すると、降伏強度及び引張強度が低下し、さらに、局部延性も低下するので、ポリゴナルフェライトの体積率は３５．０％未満が好ましい。より好ましくはポリゴナルフェライトの体積率が３０．０％未満であり、さらに好ましくは２５．０％未満であり、特に好ましくは２０．０％未満である。
　［残留オーステナイト中のＣ量：０．８５質量％以上］
　本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の金属組織の残留オーステナイトにおいて、残留オーステナイトを安定化し、均一延性及び局部延性を向上させるために、残留オーステナイト中のＣ量は０．８５質量％以上とする。
　均一延性をさらに向上させるために、残留オーステナイト中のＣ量は０．８７質量％以上が好ましく、より好ましくは０．８９質量％以上である。一方、残留オーステナイト中のＣ量が多すぎると、ＴＲＩＰ効果が得られず均一延性が劣化するので、残留オーステナイト中のＣ量は１．５０質量％未満が好ましい。より好ましくは残留オーステナイト中のＣ量が１．２０質量％未満、さらに好ましくは１．１０質量％未満である。
　［残留オーステナイト中のＭｎ量：下記式（１）］
　［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］ave≧１．１０ ・・・（１）
　［Ｍｎ］γ：残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）
　［Ｍｎ］ave：鋼板の化学組成のＭｎ量（質量％）
　上記式（１）は、［Ｍｎ］γと［Ｍｎ］aveとの関係を規定する式である。本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の残留オーステナイトにおいては、Ｍｎが所要量濃化していることが好ましい。Ｍｎも、Ｃと同じく、残留オーステナイトを安定化し、均一延性及び局部延性を向上させるために有効に機能する。
　その機能を最大限に活用するため、［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］aveを１．１０以上とすることが好ましく、さらに好ましくは１．１５以上である。［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］aveの上限は特に限定しないが、実質的には２．００である。生産性の観点から、［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］aveは１．３５以下が好ましく、１．２５以下がより好ましい。
　［マルテンサイト］
　本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、降伏強度を維持しつつ、局部延性をさらに向上させるために、マルテンサイトの量は極力抑制する。ここで、マルテンサイトとは、焼戻されていないマルテンサイト、すなわちフレッシュマルテンサイトのことを指す。マルテンサイトの体積率は５．０％未満が好ましい。より好ましくはマルテンサイトの体積率が２．０％未満で、さらに好ましくは１．０％未満である。
　［残部組織］
　金属組織の残部組織は、アシキュラーフェライト及びベイナイトなどの低温変態組織であり、パーライトを含んでいてもよく、セメンタイトなどの析出物を含んでいてもよい。残部組織が、低温変態生成物、パーライト、及び、析出物を含有する必要はないので、低温変態生成物、パーライト、及び、析出物のそれぞれの体積率の下限は０体積％である。
　低温変態生成物、パーライト、及び、析出物のそれぞれの体積率の上限は特に限定しない。ただし、低温変態生成物、パーライト、及び、析出物が過剰に存在すると、降伏強度及び引張強度が低下するので、低温変態生成物、パーライト、及び、析出物の体積率の合計は４０．０％以下が好ましい。より好ましくはこれらの組織の体積率の合計が２０．０％以下、さらに好ましくは１０．０％以下である。
　パーライトが過剰に存在すると、降伏強度及び引張強度が低下し、さらに、均一延性も低下するので、パーライトの体積率は１０．０％未満が好ましい。より好ましくはパーライトの体積率が５．０％以下未満で、さらに好ましくは３．０％未満である。
　本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の金属組織は、次のようにして測定する。鋼板の任意の位置から試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を研磨し、基材である鋼板とめっき層との境界から、基材である鋼板の板厚の１／４深さ位置において、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて金属組織を観察し、画像処理により、各組織の面積率を測定する。面積率は体積率と等しいとして、測定した面積率を体積率とする。
　焼戻しマルテンサイトは、組織内部に存在する鉄炭化物が複数の方向に伸長している点で、ベイナイトと区別することができる。ポリゴナルフェライトは、塊状の形態を呈する点、及び、転位密度が低い点で、アシキュラーフェライトと区別することができる。
　残留オーステナイトの体積率、及び、残留オーステナイト中のＣ量は、鋼板の任意の位置から試験片を採取し、基材である鋼板とめっき層の境界から基材である鋼板の板厚の１／４深さ位置まで圧延面を化学研磨し、Ｘ線回折装置（ＸＲＤ）を用いて、Ｘ線回折強度及び回折ピーク位置を測定して求める。
　残留オーステナイト中のＭｎ量（［Ｍｎ］γ）は、次のようにして測定する。鋼板の任意の位置から試験片を採取し、基材である鋼板とめっき層との境界から基材である鋼板の板厚の１／４深さ位置において、電子線後方散乱パターン解析装置（ＥＢＳＰ）を備えたＳＥＭを用いて金属組織を観察し、残留オーステナイト粒を確認する。
　続いて、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を備えたＳＥＭを用いて上記残留オーステナイト粒のＭｎ濃度を測定する。ＥＭＰＡによる測定を１０個以上の残留オーステナイト粒に対して行い、得られたＭｎ量の平均値を［Ｍｎ］γとする。
　ＥＰＭＡによる測定においては、残留オーステナイトの粒径よりも小さなビーム径で電子線を残留オーステナイト粒に照射するため、電界放出型電子線マイクロアナライザ（ＦＥ－ＥＰＭＡ）を備えたＳＥＭを使用することが好ましい。
　溶融亜鉛めっき層、及び合金化溶融亜鉛めっき層は、通常のめっき条件で形成しためっき層、及び、合金化めっき層でよい。ただし、合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ濃度が７質量％未満であると、溶接性及び摺動性が不十分となる場合があるので、合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ濃度は７質量％以上が好ましい。
　合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ濃度の上限は、耐パウダリング性の観点から、２０質量％以下が好ましく、１５質量％以下がより好ましい。めっき層のＦｅ量は、溶融亜鉛めっき後の合金化処理における処理条件を制御することで調整することができる。
　（Ｃ）機械特性
　本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の機械特性は、特に特定の機械特性に限定されない。
　ただし、圧延方向に直交する方向の均一伸びをＵＥｌ（Uniform Elongation）と定義する。そして、圧延方向に直交する方向の全伸び（ＴＥｌ０）を下記式（２）に基づいて板厚１．２ｍｍ相当の全伸びに換算した値をＴＥｌ（Total Elongation）と定義する。さらに、下記式（３）に基づいて板厚１．２ｍｍ相当に換算する圧延方向に直交する方向の局部伸びをＬＥｌ（Local Elongation）と定義する。本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、プレス成形性の観点から、ＴＳ×ＵＥｌの値が１００００ＭＰａ・％以上で、かつ、ＴＳ×ＬＥｌの値が５０００ＭＰａ・％以上であることが好ましい。
　ＴＳ×ＵＥｌの値は、引張強度と均一伸びの両方が優れている場合に大きくなるので、均一延性を評価する指標として用いる。ＴＳ×ＬＥｌの値は、引張強度と局部伸びとの両方が優れている場合に大きくなるので、局部延性を評価する指標として用いる。
　ＴＳ×ＵＥｌの値が１１０００ＭＰａ％以上、ＴＳ×ＬＥｌの値が６０００ＭＰａ％以上であれば、より好ましい。ＴＳ×ＵＥｌの値が１２０００ＭＰａ％以上、ＴＳ×ＬＥｌの値が７０００ＭＰａ％以上であれば、さらに好ましい。
　ＴＥｌ＝ＴＥｌ０×（１．２／ｔ０）０．２ ・・・（２）
　ＬＥｌ＝ＴＥｌ－ＵＥｌ ・・・（３）
　ここで、式（２）中のＴＥｌ０は、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて測定した全伸びの実測値であり、ｔ０は、測定に供したＪＩＳ５号引張試験片の板厚である。また、ＴＥｌ及びＬＥｌは、それぞれ、板厚１．２ｍｍの場合に相当する全伸び、及び、局部伸びの換算値である。ＵＥｌは、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて測定した均一伸びの実測値である。
　鋼板の衝撃吸収性を向上させるために、鋼板の引張強度（ＴＳ）は、７８０ＭＰａ以上が好ましい。より好ましくは鋼板の引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上、さらに好ましくは１１８０ＭＰａ以上である。鋼板の降伏比（ＹＲ）は、０．５９以上が好ましい。より好ましくは鋼板の降伏比（ＹＲ）が０．６６以上、さらに好ましくは０．７２以上である。
　局部延性が高いほど衝撃荷重負荷時の割れが抑制され、吸収エネルギーが上昇するので、割れ抑制の観点から、ＴＳ×ＬＥｌの値は５５００ＭＰａ・％以上が好ましい。より好ましくはＴＳ×ＬＥｌの値が６５００ＭＰａ・％以上である。
　（Ｄ）製造方法 
　次に、本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
　本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、前述した化学組成を有する素材鋼板を、Ａｃ１点超に加熱して焼鈍を行う工程と、前記焼鈍を行う工程の後に、６５０℃～５００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上１００℃／秒未満として、５００℃以下まで冷却する、第１の冷却を行う工程と、前記第１の冷却を行う工程の後、前記第１の冷却を行う工程で冷却された素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施す工程と、前記溶融亜鉛めっきを施す工程の後、前記溶融亜鉛めっきが施された素材鋼板を、前記溶融亜鉛めっきを施す工程におけるめっき温度から３００℃までの温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として、３００℃以下まで冷却する、第２の冷却を行う工程と、前記第２の冷却を行う工程の後、前記第２の冷却を行う工程で冷却された素材鋼板に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を行う工程と、前記調質圧延を行う工程の後、前記調質圧延が行われた素材鋼板を２００℃～６００℃の温度域に加熱し、その温度で１秒以上保持する熱処理を行う工程と、を備える。
　その中で、本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の好ましい製造方法は、図１に示すように、前述した化学組成を有する素材鋼板を、Ａｃ３点超に加熱して焼鈍を行う工程と、前記焼鈍を行う工程の後に、前記焼鈍された素材鋼板を、加熱温度から（前記加熱温度－５０℃）までの温度域における平均冷却速度を７℃／秒以下として冷却し、さらに、６５０℃～５００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上１００℃／秒未満として、５００℃以下まで冷却する、第１の冷却を行う工程と、前記第１の冷却を行う工程の後、前記第１の冷却を行う工程で冷却された素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施す工程と、前記溶融亜鉛めっきを施す工程の後、前記溶融亜鉛めっきが施された素材鋼板を、前記溶融亜鉛めっきを施す工程におけるめっき温度から３００℃までの温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として、３００℃以下まで冷却する、第２の冷却を行う工程と、前記第２の冷却を行う工程の後、前記第２の冷却を行う工程で冷却された素材鋼板に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を行う工程と、前記調質圧延を行う工程の後、前記調質圧延が行われた素材鋼板を２００℃～６００℃の温度域に加熱し、その温度で１秒以上保持する熱処理を行う工程と、を備える。
　本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、前述した化学組成を有する素材鋼板を、Ａｃ１点超に加熱して焼鈍を行う工程と、前記焼鈍を行う工程の後、前記焼鈍された素材鋼板を、６５０℃～５００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上１００℃／秒未満として、５００℃以下まで冷却する、第１の冷却を行う工程と、前記第１の冷却を行う工程の後、前記第１の冷却を行う工程で冷却された素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施す工程と、前記溶融亜鉛めっきを施す工程の後、前記溶融亜鉛めっきが施された素材鋼板に、合金化処理温度で合金化処理を行う工程と、前記合金化処理を行う工程の後、前記合金化処理が行われた素材鋼板を、前記合金化処理温度から３００℃までの温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として、３００℃以下まで冷却する、第２の冷却を行う工程と、前記第２の冷却を行う工程の後、前記第２の冷却を行う工程で冷却された素材鋼板に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を行う工程と、前記調質圧延を行う工程の後、前記調質圧延が行われた素材鋼板を２００℃～６００℃の温度域に加熱し、その温度で１秒以上保持する熱処理を行う工程とを備える。
　その中で、本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の好ましい製造方法は、図２に示すように、前述した化学組成を有する素材鋼板を、Ａｃ３点超に加熱して焼鈍を行う工程と、前記焼鈍を行う工程の後、前記焼鈍された素材鋼板を、加熱温度から（加熱温度－５０℃）までの温度域における平均冷却速度を７℃／秒以下として冷却し、さらに、６５０℃～５００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上１００℃／秒未満として、５００℃以下まで冷却する、第１の冷却を行う工程と、前記第１の冷却を行う工程の後、前記第１の冷却を行う工程で冷却された素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施す工程と、前記溶融亜鉛めっきを施す工程の後、前記溶融亜鉛めっきが施された素材鋼板に、合金化処理温度で合金化処理を行う工程と、前記合金化処理を行う工程の後、前記合金化処理が行われた素材鋼板を、前記合金化処理温度から３００℃までの温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として、３００℃以下まで冷却する、第２の冷却を行う工程と、前記第２の冷却を行う工程の後、前記第２の冷却を行う工程で冷却された素材鋼板に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を行う工程と、前記調質圧延を行う工程の後、前記調質圧延が行われた素材鋼板を２００℃～６００℃の温度域に加熱し、その温度で１秒以上保持する熱処理を行う工程とを備える。
　本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に供する素材鋼板の製造方法は、特定の製造方法に限定されない。例えば、前述した化学組成を有するスラブを鋳造で製造し、１２５０℃未満の温度域に加熱し、加熱後、仕上げ圧延温度がＡｒ３点以上でかつ８５０℃超で熱間圧延を行う。次いで、巻取温度５００℃以上７００℃未満で巻き取り、圧下率４０％以上７０％未満で冷間圧延を施して、素材鋼板を製造する。
　スラブの鋳造法は、特定の鋳造法に限定されないが、連続鋳造法が好ましいが、他の鋳造法で鋳造した鋼塊を分塊圧延等で鋼片としてもよい。連続鋳造工程では、介在物に起因する表面欠陥の発生を抑制するために、鋳型内にて、電磁攪拌等で溶鋼を流動させることが好ましい。連続鋳造後の高温状態の鋼塊又は分塊圧延後の高温状態の鋼片は、一旦冷却された後、再加熱し、熱間圧延に供してもよい。
　また、連続鋳造後の高温状態の鋼塊又は分塊圧延後の高温状態の鋼片は、再加熱されることなくそのまま熱間圧延に供してもよく、補助的な加熱を行ってから熱間圧延に供してもよい。なお、熱間圧延に供する鋼塊及び鋼片を「スラブ」と総称する。
　オーステナイトの粗大化を防止するために、熱間圧延に供するスラブの温度は、１２５０℃未満が好ましい。より好ましくはスラブの温度が１２００℃以下である。熱間圧延に供するスラブの温度の下限は、特に限定しないが、熱間圧延をＡｒ３点以上で完了することが可能な温度であることが好ましい。
　熱間圧延の条件は特に限定しないが、熱間圧延の完了温度が低すぎると、熱延鋼板の金属組織において、圧延方向に展伸した粗大な低温変態組織が生じ、均一延性及び局部延性を阻害する恐れがあるので、熱間圧延の完了温度はＡｒ３点以上でかつ８５０℃超が好ましい。より好ましくは熱間圧延の完了温度がＡｒ３点以上でかつ８８０℃超、さらに好ましくはＡｒ３点以上でかつ９００℃超である。熱間圧延の完了温度の上限は特に限定しないが、熱延鋼板の金属組織を細粒化する点で、１０００℃以下が好ましい。
　なお、熱間圧延が粗圧延と仕上げ圧延とからなる場合は、仕上げ圧延を上記温度範囲内で完了するため、粗圧延と仕上げ圧延との間で、粗圧延材を加熱してもよい。この際、粗圧延材の後端が、粗圧延材の先端よりも高温となるように粗圧延材を加熱して、仕上げ圧延の開始時における粗圧延材の全長にわたる温度のばらつきを１４０℃以下に抑制することが好ましい。この温度抑制により、熱延鋼板を巻き取ったコイル内での特性の均一性が向上する。
　粗圧延材の加熱は公知の手段を用いて行えばよい。例えば、粗圧延機と仕上げ圧延機との間に、ソレノイド式誘導加熱装置を設け、この誘導加熱装置の上流側における粗圧延材の長手方向の温度分布等に基づいて、ソレノイド式誘導加熱装置による加熱昇温量を制御してもよい。
　熱間圧延終了後から巻き取り開始までの条件は特に限定されないが、熱延鋼板を軟質化することにより熱延鋼板の冷間圧延性を高めるために、巻取温度（巻き取りを開始する際の温度）を６００℃以上とすることが好ましい。巻取温度は、６４０℃以上がより好ましく、６８０℃以上がさらに好ましい。巻取温度が高すぎると、熱延鋼板の酸洗性が損なわれる場合があるので、巻取温度は７５０℃以下が好ましく、７２０℃未満がより好ましい。巻き取り後は、巻取温度から（巻取温度－５０℃）までの温度域を平均冷却速度１５℃／時間超で冷却することが好ましい。これにより、生産性が高まるとともに、後述の焼鈍工程において、炭化物の溶解が促進される。
　熱延鋼板を常法に従って冷間圧延し冷延鋼板とする。冷間圧延の前に、酸洗等により脱スケールを行ってもよい。再結晶を促進して、冷間圧延及び焼鈍の後の金属組織を均一化し、局部延性をさらに向上させるために、冷間圧延の圧下率を４０％以上とすることが好ましい。圧下率が高すぎると、圧延荷重が増大し、圧延が困難となる場合があるので、圧下率は７０％未満が好ましく、６０％未満がより好ましい。
　次に、本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法における工程条件について説明する。
　［焼鈍を行う工程］
　（加熱温度：Ａｃ１点超）
　素材鋼板を焼鈍する工程では、素材鋼板が加熱される。加熱温度は、加熱時にオーステナイトを生成させるために、Ａｃ１点超とする。Ａｃ１点とは、素材鋼板を加熱した際に金属組織中にオーステナイトが生成し始める温度である。金属組織を均一化することにより溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の局部延性を向上させるためには、素材鋼板を、Ａｃ３点超に加熱して焼鈍することが好ましい。Ａｃ３点は、素材鋼板を加熱した際、金属組織中でフェライトが消失する温度である。
　素材鋼板を上記温度範囲、即ち、オーステナイト域に加熱することで、炭化物が溶解し、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の金属組織において、残留オーステナイト量及び残留オーステナイト中のＣ量が上昇する。
　加熱温度の上限は特に限定しないが、加熱温度が高すぎると、オーステナイトが粗大化し、局部延性が損なわれるので、加熱温度は（Ａｃ３点＋１００）℃以下が好ましく、（Ａｃ３点＋５０）℃以下がより好ましい。加熱温度によらず、加熱温度での保持時間は特に限定されないが、コイル内での金属組織を均一化するため、保持時間は１０秒以上が好ましく、オーステナイトの粗大化を抑制する点で保持時間は２４０秒以内が好ましい。
　［第１の冷却を行う工程］
　（加熱温度から（加熱温度－５０℃）までの温度域における平均冷却速度：７℃／秒以下）
　素材鋼板を、Ａｃ３点超に加熱して焼鈍した場合は、第１の冷却を行う工程においては、加熱温度から（加熱温度－５０℃）までの温度域における平均冷却速度を７℃／秒以下とすることが好ましい。この冷却により、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の金属組織において、残留オーステナイト中のＭｎ量が上昇するとともに、ポリゴナルフェライトが生成し、均一延性及び局部延性が向上する。
　加熱温度から（加熱温度－５０℃）までの温度域における平均冷却速度が７℃／秒を超えると、残留オーステナイト中のＭｎ量が低下するとともに、ポリゴナルフェライト量が減少し、均一延性及び局部延性が損なわれる。したがって、上記温度域における平均冷却速度は７℃／秒以下とすることが好ましい。より好ましくは上記温度域における平均冷却速度が５℃／秒以下である。平均冷却速度の下限は特に規定しないが、生産性の観点から、１℃／秒以上が好ましい。
　また、平均冷却速度７℃／秒以下で冷却する温度域が広いほど、残留オーステナイト中のＭｎ量が上昇するとともに、ポリゴナルフェライト量が増加する。このため、加熱温度から（加熱温度－１００℃）までの温度域において平均冷却速度７℃／秒以下で素材鋼板を冷却することが好ましく、加熱温度から（加熱温度－１５０℃）までの温度域において平均冷却速度７℃／秒以下で素材鋼板を冷却することがより好ましい。
　（６５０℃～５００℃の温度域における平均冷却速度：２℃／秒以上１００℃／秒未満）
　第１の冷却を行う工程では、６５０℃～５００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上１００℃／秒未満とし、途中で等温保持することなく、素材鋼板を、５００℃以下まで冷却する。
　６５０℃～５００℃の温度域における平均冷却速度が２℃／秒未満であると、ポリゴナルフェライト及びパーライトが過剰に生成して、降伏強度及び引張強度が低下する。したがって、上記温度域における平均冷却速度は２℃／秒以上とする。好ましくは上記温度域における平均冷却速度が３℃／秒以上、より好ましくは４℃／秒以上、さらに好ましくは５℃／秒以上である。
　一方、６５０℃～５００℃の温度域における平均冷却速度が１００℃／秒以上であると、鋼板の形状が損なわれるので、上記温度域における平均冷却速度は１００℃／秒未満とする。好ましくは上記温度域における平均冷却速度が５０℃／秒以下、より好ましくは３０℃／秒以下、さらに好ましくは２０℃／秒である。
　（冷却停止温度：５００℃以下）
　所要の平均冷却速度で冷却した素材鋼板を、引き続き、５００℃以下に冷却する。５００℃以下の温度域における冷却条件は特に限定しないが、５００℃以下４６０℃以上の温度域に、素材鋼板を４秒間～４５秒間保持することが好ましい。より好ましくは１０秒間～３５秒間保持する。この保持により、後述する第２の冷却を行う工程で形成される金属組織において、残留オーステナイトの体積率及び残留オーステナイト中のＣ量が適度に調整されて、均一延性及び局部延性が向上し、さらに、降伏強度も上昇する。
　［溶融亜鉛めっきを施す工程］ 
　第１の冷却を行う工程の後、素材鋼板に、溶融亜鉛めっきを施す。第１の冷却を行う工程と溶融亜鉛めっきを施す工程との間で、素材鋼板に対して、必要に応じて冷却及び加熱の少なくともいずれかを行うようにしてもよい。
　溶融亜鉛めっきの浴温度及び浴組成は、一般的なものでよく、特に制限されない。めっき付着量も、特に制限されず、通常の範囲内でよい。例えば、素材鋼板の片面当り２０ｇ／ｍ２～８０ｇ／ｍ２の付着量が好ましい。めっき温度は特に限定されないが、通常、４６０℃～４７０℃である。
　［合金化処理を行う工程］
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、溶融亜鉛めっきを施す工程の後、溶融亜鉛めっきが施された素材鋼板を、溶融亜鉛めっきが合金化するのに必要な温度（合金化処理温度）に加熱して、合金化処理を行う。
　合金化処理は、めっき層中のＦｅ濃度が７質量％以上となるような条件で行うことが好ましい。例えば、合金化処理温度が４７０℃～５６０℃で、かつ、合金化処理時間が５秒～６０秒の条件で合金化処理を行うことが好ましい。
　［第２の冷却を行う工程］
　（めっき温度又は合金化処理温度から３００℃までの温度域における平均冷却速度：２℃／秒以上）
　（冷却停止温度：３００℃以下）
　溶融亜鉛めっきを施す工程の後、又は、合金化処理を行う工程の後の冷却において、めっき温度から３００℃までの温度域、又は、合金化処理温度から３００℃までの温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として、３００℃以下まで冷却する。
　第２の冷却を行う工程での平均冷却速度が２℃／秒未満であると、パーライトが過剰に生成して、降伏強度及び引張強度が低下し、かつ、残留オーステナイト量が減少して、均一延性が損なわれる。したがって、上記温度域における平均冷却速度は２℃／秒以上とする。好ましくは上記温度域における平均冷却速度が３℃／秒以上、より好ましくは５℃／秒超、さらに好ましくは１０℃／秒超である。
　第２の冷却を行う工程での平均冷却速度の上限は、特に限定しないが、経済性の観点から、５００℃／秒以下が好ましい。また、後述の調質圧延を効率的に行うために、冷却停止温度は室温が好ましい。
　第２の冷却を行う工程の後の素材鋼板は、体積率で５．０％以上３５．０％以下の残留オーステナイトを含み、かつ、残留オーステナイト中のＣ量が０．８５質量％未満の金属組織を有することが好ましい。これにより、後述の熱処理を行う工程で、残留オーステナイトへのＣ濃化およびＭｎ濃化が促進されて、均一延性及び局部延性が向上し、降伏強度も上昇する。
　残留オーステナイトの体積率は、より好ましくは１０．０％以上３０．０％以下であり、さらに好ましくは１５．０％以上２５．０％以下である。残留オーステナイト中のＣ量は、より好ましくは０．８０質量％未満、さらに好ましくは０．７５質量％未満、特に好ましくは０．７０質量％未満である。残留オーステナイト中のＣ量の下限は特に限定しないが、０．５０質量％程度が実質的な下限値となる。
　［調質圧延を行う工程］
　（伸び率：０．１０％以上）
　第２の冷却を行う工程の後、素材鋼板に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を施す。この調質圧延より、後述の熱処理工程において、オーステナイトへのＣ濃化およびＭｎ濃化が促進され、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の金属組織において、残留オーステナイト中のＣ量及びＭｎ量が高まり、均一延性及び局部延性が向上し、降伏強度も上昇する。
　伸び率が０．１０％未満であると、次の熱処理を行う工程での上記効果が得られないので、伸び率は０．１０％以上とする。好ましくは伸び率が０．３０％以上、より好ましくは０．５０％以上である。伸び率の上限は特に限定しないが、伸び率が高すぎると、圧延負荷が増すので、伸び率は２．００％以下が好ましい。より好ましくは伸び率が１．５０％未満、さらに好ましくは１．００％未満である。
　調質圧延を行う温度は特に限定しないが、オーステナイトに加工歪みを効率良く付与するためには、調質圧延を行う温度は低温が好ましく、調質圧延の開始温度は室温が好ましい。また、調質圧延は、スキンパス圧延で行うことが好ましい。
　［熱処理を行う工程］
　（加熱温度：２００℃～６００℃）
　（保持時間：１秒以上）
　調質圧延を行う工程の後、素材鋼板を２００℃～６００℃の温度域に加熱し、その温度で１秒間以上保持する。
　熱処理温度（最高加熱温度）が２００℃未満である場合、オーステナイトへのＣ濃化及びＭｎ濃化が不十分となり、均一延性が損なわれる。また、熱処理温度（最高加熱温度）が２００℃未満である場合、硬質なマルテンサイトが残存し、局部延性が損なわれるとともに降伏強度が低下する。したがって、熱処理温度は２００℃以上とする。好ましくは熱処理温度が２４０℃以上、より好ましくは２６０℃以上、さらに好ましくは２８０℃以上である。
　一方、熱処理温度が６００℃を超えると、残留オーステナイト量が不足して、均一延性が損なわれ、かつ、焼戻しマルテンサイトが過度に軟質化して、降伏強度及び引張強度が低下する。また、熱処理温度が６００℃を超えると、硬質なフレッシュマルテンサイトが生成して、局部延性が損なわれるとともに、降伏強度が低下する。したがって、熱処理温度は６００℃以下とする。好ましくは熱処理温度が５５０℃以下、より好ましくは５００℃以下、さらに好ましくは４５０℃以下である。
　熱処理時間（最高加熱温度での保持時間）が１秒間未満であると、オーステナイトへのＣ濃化及びＭｎ濃化が不十分となり、均一延性が損なわれる。また、熱処理時間が１秒間未満であると、硬質なマルテンサイトが残存して、局部延性が損なわれるとともに、降伏強度が低下する。したがって、熱処理時間は１秒以上とする。好ましくは熱処理時間が５秒超、より好ましくは１０秒超、さらに好ましくは１５秒超である。
　一方、熱処理時間が長すぎると、残留オーステナイト量が減少して、均一延性が損なわれ、また、焼戻しマルテンサイトが過度に軟質化して、降伏強度及び引張強度が低下する。また、熱処理時間が長すぎると、硬質なフレッシュマルテンサイトが生成して、局部延性が損なわれるとともに、降伏強度が低下する。したがって、熱処理時間の上限は５７６０分以下が好ましい。より好ましくは熱処理時間が２８８０分以下、さらに好ましくは１４４０分以下である。
　熱処理時間は、熱処理温度に応じて適宜調節することが好ましい。例えば、熱処理温度が２００℃以上３００℃以下の場合、熱処理時間は３分超が好ましく、１０分超がより好ましく、２０分超がさらに好ましい。
　熱処理温度が４００℃以上６００℃以下の場合、熱処理時間は２０分以下が好ましく、６分以下がより好ましく、３分未満がさらに好ましい。生産性の観点から、熱処理温度は４００℃超、かつ熱処理時間は２０分以下が好ましい。
　熱処理を行う工程の後、素材鋼板を平坦に矯正するため、素材鋼板に調質圧延を施してもよく、また、塗油や潤滑作用のある皮膜を素材鋼板に施してもよい。
　本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板厚は特定の板厚に限定されないが、本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、板厚０．８ｍｍ～２．３ｍｍの鋼板の製造に好適である。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
（実施例１）
　真空溶解炉を用いて、表１に示す化学組成を有する溶鋼を鋳造して、鋼Ａ～Ｓを製造した。表１中のＡｃ１点及びＡｃ３点は、鋼Ａ～Ｓの冷延鋼板を２℃／秒で加熱した際の熱膨張変化から求めた。鋼Ａ～Ｓを１２００℃に加熱し６０分間保持した後、表２に示す条件で熱間圧延を行った。
　具体的には、Ａｒ３点以上の温度域で、鋼Ａ～Ｓに１０パスの圧延を行うことにより、厚さ２．５ｍｍ～３．０ｍｍの熱延鋼板を得た。熱間圧延後、水スプレーで、熱延鋼板を５５０℃～６８０℃まで冷却し、冷却終了温度を巻取温度として、この巻取温度に保持された電気加熱炉中に熱延鋼板を装入して、６０分間保持した。その後、熱延鋼板を２０℃／時間の冷却速度で室温まで炉冷却して、巻取り後の徐冷をシミュレートした。
　徐冷後の熱延鋼板を酸洗して冷間圧延用の母材とし、圧下率４７～５２％で冷間圧延を行い、厚さ１．２ｍｍ～１．６ｍｍの冷延鋼板（素材鋼板）を得た。溶融亜鉛めっきシミュレーターを用いて、素材鋼板を１０℃／秒の加熱速度で６５０℃まで加熱した後、２℃／秒の加熱速度で、表２に示す温度まで加熱し、３０～９０秒均熱した。
　その後、表２に示す冷却条件で素材鋼板を４６０℃まで冷却し、素材鋼板を、４６０℃に保持した溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施した。一部の素材鋼板には、溶融亜鉛めっきの後、５２０℃まで加熱して、合金化処理を施した。
　めっき温度（めっき浴温度を意味する）、又は、合金化処理温度から、表２に示す冷却条件で、素材鋼板に対して二次冷却（第２の冷却）を行った。二次冷却された素材鋼板に、伸び率０．５０％のスキンパス圧延を施した後、表２に示す熱処理条件で熱処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、溶融亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板を「めっき鋼板」と総称する。）を得た。
　二次冷却の停止温度を１００℃とした場合は、二次冷却を停止した後に室温まで冷却することなくスキンパス圧延を行い、その後、室温まで冷却することなく、表２に示す熱処理条件で熱処理を行った。一部の素材鋼板に対しては、スキンパス圧延又は熱処理を省略した。
　表２に記載されている熱延条件の「圧延後板厚」とは、得られた熱延鋼板の板厚を示す。表２に記載されている焼鈍条件の「５００～４６０℃の温度域における滞在時間」とは、第１の冷却を行う工程における、５００～４６０℃の温度域での滞在時間を意味する。表２に記載されている焼鈍条件の「合金化処理の有無」に関し、記号「有」は、溶融亜鉛めっき後に合金化処理が行われたことを示し、記号「無」は、溶融亜鉛めっき後に合金化処理が行われなかったことを示す。表２に記載されている焼鈍条件の「二次冷却速度」は、合金化処理を行った場合は、合金化処理温度から３００℃までの温度域における平均冷却速度を意味し、合金化処理を行わなかった場合は、めっき温度から３００℃までの温度域における平均冷却速度を意味する。表２において、「ＲＴ」との表記は室温を示す。表２の「調質圧延の有無」に関し、記号「有」は調質圧延を行う工程において調質圧延が行われたことを示し、記号「無」は調質圧延が行われなかったことを示す。表２の「熱処理条件」と標記された列において、「－」との表記は、熱処理が行われなかったことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　めっき鋼板及び上記二次冷却終了後の素材鋼板から、ＸＲＤ測定用試験片を採取し、鋼板とめっき層との境界から鋼板の板厚の１／４深さ位置まで、試験片の圧延面を化学研磨した。この圧延面にＸ線回折試験を行い、残留オーステナイトの体積率、及び、残留オーステナイト中のＣ量を測定した。
　具体的には、試験片にＭｏ－Ｋα線を入射して、α相（２００）、（２１１）回折ピークの積分強度、及び、γ相（２００）、（２２０）、（３１１）回折ピークの積分強度を測定して、残留オーステナイトの体積率を求めた。
　また、Ｆｅ－Ｋα線を入射して、γ相（２００）、（２２０）、（３１１）回折ピークの位置から、オーステナイトの格子定数(ａγ)を求め、残留オーステナイト中のＣ量（Ｃγ）を、ａγ（Å）＝３．５７８＋０．０３３×Ｃγ（質量％）の関係式を用いて算出した。
　また、めっき鋼板からＳＥＭ観察用試験片を採取し、この試験片の圧延方向に平行な縦断面を研磨した後、この縦断面にナイタール腐食及びレペラー腐食を行い、鋼板とめっき層との境界から鋼板の板厚の１／４深さ位置における金属組織を観察した。画像処理により、焼戻しマルテンサイト、ポリゴナルフェライト、フレッシュマルテンサイト、及び、残部組織の体積率を測定した。
　フレッシュマルテンサイトの体積率は、レペラー腐食により測定される残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの体積率の合計から、上記ＸＲＤ測定により測定される残留オーステナイトの体積率を減算して求めた。
　降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、及び、均一伸び（ＵＥｌ）は、めっき鋼板から圧延方向に直行する方向に沿ってＪＩＳ５号引張試験片を採取し、この試験片に引張試験を行って求めた。
　引張速度は、降伏点に達するまで１ｍｍ／分とし、それ以降を１０ｍｍ／分とした。降伏比（ＹＲ）は、ＹＳをＴＳで除して求めた。全伸び（ＴＥｌ）及び局部伸び（ＬＥｌ）は、圧延方向に直行する方向に沿って採取したＪＩＳ５号引張試験片に引張試験を行い、全伸びの実測値（ＴＥｌ０）及び均一伸びの実測値（ＵＥｌ）を用いて、上記式（２）及び式（３）に基づき、板厚１．２ｍｍの場合に相当する換算値を求めた。
　ＹＲの値が０．５９以上であり、ＴＳ×ＵＥｌの値が１００００ＭＰａ・％以上であり、かつ、ＴＳ×ＬＥｌの値が５０００ＭＰａ・％以上であれば、良好な特性であると判断した。また、ＴＳ×ＵＥｌの値が１２０００ＭＰａ・％以上であり、かつ、ＴＳ×ＬＥｌの値が６０００ＭＰａ・％以上であれば、特に良好な特性であると判断した。
　表３に、二次冷却終了後の金属組織を観察した結果、めっき鋼板の金属組織を観察した結果、及びめっき鋼板の機械特性を評価した結果を示す。
　表３の「二次冷却終了後の金属組織」と標記された列において、記号「－」は、金属組織の観察を行っていないことを示す。表３の「残留オーステナイト中Ｃ量（質量％）」と標記された列において、記号「－」は、残留オーステナイト中のＣ量の測定を行っていないことを示す。表３において、「ＴＥｌ」と標記された列は、板厚１．２ｍｍ相当に換算した全伸びを示し、「ＵＥｌ」と標記された列は、均一伸びを示し、「ＬＥｌ」と標記された列は、板厚１．２ｍｍ相当に換算した局部伸びを示す。
　表３の備考欄において「○」が付された試料は本発明例であり、「×」が付された試料は比較例である。なお、表１～表３において、下線が付された数値又は記号は、本発明の範囲外であることを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　備考欄で○印を付した発明例（試験番号Ａ１～Ａ３、Ａ９、Ａ１１、Ａ１３、Ａ１４、Ａ１９、Ａ２１、Ａ２３、Ａ２６、Ａ２８～Ａ３７、及び、Ａ４０～Ａ４５）は、いずれも、ＴＳ×ＵＥｌが１００００以上、ＴＳ×ＬＥｌが５０００以上であり、良好な均一延性と局部延性とを示した。また、ＹＲは、０．５９以上の高い値を示した。特に試験番号Ａ１１、Ａ２１、Ａ２６、Ａ２８、Ａ３０、Ａ３１、Ａ３４については、焼戻しマルテンサイトを１６％以上、かつポリゴナルフェライトを２．０％超含有し、ＴＳ×ＵＥｌが１２０００以上、かつＴＳ×ＬＥｌが６０００以上であり、特に良好な均一延性と局部延性とを示した。
　一方、化学組成又は工程条件が本発明の範囲から外れた鋼板についての試験結果（備考欄の×印の試験番号Ａ４～Ａ８、Ａ１０、Ａ１２、Ａ１５～Ａ１８、Ａ２０、Ａ２２、Ａ２４、Ａ２５、Ａ２７、Ａ３８、及び、Ａ３９）は、降伏比、均一延性、及び、局部延性のうちいずれか又は全てが劣っていた。
　具体的には、本発明の範囲内の化学組成を有する鋼Ｃ、Ｅ、Ｎを用いたが、スキンパス圧延を行わなかった試験番号Ａ１５、Ａ２４、及び、Ａ３８では、ＴＳ×ＵＥｌ及びＴＳ×ＬＥｌが低かった。鋼Ａ、Ｃを用いた試験（試験番号Ａ１０、及び、Ａ２０）は、熱処理を行わなかったため、試験番号Ａ１０ではＹＲ及びＴＳ×ＬＥｌの値が低く、試験番号Ａ２０ではＹＲ、ＴＳ×ＵＥｌ、及び、ＴＳ×ＬＥｌの値が低かった。
　鋼Ａ，Ｃ、Ｅ、Ｎを用いた試験（試験番号Ａ４，Ａ１６、Ａ２５、Ａ３９）は、熱処理温度が低すぎたため、試験番号Ａ４ではＹＲ及びＴＳ×ＬＥｌの値が低く、試験番号Ａ１６、Ａ２５、Ａ３９ではＹＲ、ＴＳ×ＵＥｌ、及び、ＴＳ×ＬＥｌの値が低かった。また、鋼Ａ、Ｃ、Ｆを用いた試験（試験番号Ａ５、Ａ１７、及び、Ａ２７）では、熱処理温度が高すぎたため、ＹＲ、ＴＳ×ＵＥｌ、及び、ＴＳ×ＬＥｌが低かった。
　本発明の範囲内の化学成分を有する鋼Ａを用いたが、焼鈍工程において均熱温度が低すぎた試験番号Ａ６では、ＴＳ×ＵＥｌが低かった。
　鋼Ａを用いた試験（試験番号Ａ７）では、第１冷却工程において６５０～５００℃の温度域における平均冷却速度が低すぎたため、ＹＲ及びＴＳ×ＬＥｌが低かった。
　鋼Ａ、Ｃを用いた試験（試験番号Ａ８、及び、Ａ１８）では、第２冷却工程において合金化処理温度～３００℃の温度域における平均冷却速度（二次冷却速度）が低すぎたため、試験番号Ａ８ではＹＲ及びＴＳ×ＬＥｌの値が低く、試験番号Ａ１８ではＴＳ×ＵＥｌ及びＴＳ×ＬＥｌの値が低かった。
　鋼Ｂを用いた試験番号Ａ１２では、鋼中のＳｉ量が少なかったため、ＹＲ、ＴＳ×ＵＥｌ及びＴＳ×ＬＥｌが低かった。鋼Ｄを用いた試験番号Ａ２２では、鋼中のＭｎ量が少なかったため、ＹＲ及びＴＳ×ＬＥｌが低かった。
（実施例２）
　実施例１と同様の手順で実験を行い、表１に示す鋼Ａ～Ｓについて、表４に示す条件でめっき鋼板を製造した。結果を表５に示す。なお、測定手順については実施例１と同様である。
　また、残留オーステナイト中のＭｎ量については、めっき鋼板からＥＢＳＰ測定用試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を電解研磨した後、鋼板とめっき層との境界から鋼板の板厚の１／４深さ位置における金属組織を観察し、画像処理により、残留オーステナイトの分布を確認した。続いて、ＦＥ－ＥＰＭＡを備えたＳＥＭを使用して、同一視野の金属組織を観察し、１０個以上の残留オーステナイト粒に対してＥＭＰＡ測定を行い、残留オーステナイト中のＭｎ量を測定した。得られたＭｎ量の平均値を求め、この平均値を、残留オーステナイト中のＭｎ量（［Ｍｎ］γ）とした。基材の鋼板のＭｎ量を［Ｍｎ］aveとして、［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］aveを算出した。
　ＹＲの値が０．５９以上であり、ＴＳ×ＵＥｌの値が１００００ＭＰａ・％以上であり、かつ、ＴＳ×ＬＥｌの値が５０００ＭＰａ・％以上であれば、良好な特性であると判断した。また、ＴＳ×ＵＥｌの値が１２０００ＭＰａ・％以上、かつ、ＴＳ×ＬＥｌの値が６０００ＭＰａ・％以上であれば、特に良好な特性であると判断した。
　また、表４及び表５の説明は、それぞれ表２及び表３と同様である。また、「［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］ave」と標記された列において、記号「－」は、残留オーステナイト中のＭｎ量の測定を行っていないことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　備考欄で○印を付した発明例（試験番号Ｂ１、Ｂ２、Ｂ５、Ｂ６、Ｂ１１、Ｂ１３、Ｂ１４、Ｂ１８、Ｂ２１～Ｂ２３、Ｂ２５～Ｂ３５、及び、Ｂ３８～Ｂ４２）は、いずれも、ＴＳ×ＵＥｌが１００００以上、ＴＳ×ＬＥｌが５０００以上であり、良好な均一延性と局部延性とを示した。また、ＹＲは、０．５９以上の高い値を示した。
　特に、試験番号Ｂ１、Ｂ５、Ｂ６、Ｂ１１、Ｂ１８、Ｂ２３、Ｂ２６、Ｂ２７、Ｂ２９、Ｂ３０、Ｂ３２～Ｂ３５、Ｂ３８、及び、Ｂ３９は、加熱温度がＡｃ3点超であり、かつ、第１冷却工程において加熱温度から（加熱温度－５０℃）の温度域における平均冷却速度が７℃／秒以下であったため、さらにポリゴナルフェライトの体積率が２．０％以上、［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］aveが１．１０以上であった。その結果、これらの試験番号のサンプルは、ＴＳ×ＵＥｌが１２０００以上、かつＴＳ×ＬＥｌが６０００以上であり、特に良好な均一延性と局部延性とを示した。
　一方、化学組成又は工程条件が本発明の範囲から外れた鋼板についての試験結果（備考欄の×印の試験番号Ｂ３、Ｂ４、Ｂ７～Ｂ１０、Ｂ１２、Ｂ１５～Ｂ１７、Ｂ１９、Ｂ２０、Ｂ２４、Ｂ３６、及び、Ｂ３７は、降伏比、均一延性、及び、局部延性のうちいずれか又は全てが劣っていた。
　具体的には、本発明の範囲内の化学組成を有する鋼Ｃ、Ｅ、Ｎを用いたが、スキンパス圧延を行わなかった試験番号Ｂ７、Ｂ１９、及び、Ｂ３６では、残留オーステナイト中のＣ量及び［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］aveが低く、ＴＳ×ＵＥｌ及びＴＳ×ＬＥｌが低かった。鋼Ｃを用いた試験番号Ｂ１２は、熱処理を行わなかったため、焼戻しマルテンサイト体積率、残留オーステナイト中のＣ量及び［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］aveが低く、ＹＲ、ＴＳ×ＵＥｌ、及び、ＴＳ×ＬＥｌが低かった。
　本発明の範囲内の化学組成を有する鋼Ｃ、Ｅ、Ｎを用いたが、熱処理温度が低すぎた試験番号Ｂ８、Ｂ２０、及び、Ｂ３７では、焼戻しマルテンサイト体積率、残留オーステナイト中のＣ量及び［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］aveが低く、ＹＲ、ＴＳ×ＵＥｌ、及び、ＴＳ×ＬＥｌが低かった。鋼Ｃ、Ｆを用いた試験（試験番号Ｂ９、及び、Ｂ２４）では、熱処理温度が高すぎたため、残留オーステナイト体積率及び残留オーステナイト中のＣ量が低く、ＹＲ、ＴＳ×ＵＥｌ、及び、ＴＳ×ＬＥｌが低かった。
　本発明の範囲内の化学成分を有する鋼Ｃを用いたが、焼鈍工程において均熱温度が低すぎた試験番号Ｂ１６では、残留オーステナイト体積率及び焼戻しマルテンサイト体積率が低く、ＴＳ×ＵＥｌが低かった。
　鋼Ａ、Ｃを用いた試験（試験番号Ｂ３、及び、Ｂ１５）では、第１冷却工程において６５０～５００℃の温度域における平均冷却速度が低すぎたため、試験番号Ｂ３では、残留オーステナイト体積率、焼戻しマルテンサイト体積率及び［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］aveが低く、ＹＲ及びＴＳ×ＬＥｌが低かった。試験番号Ｂ１５では、残留オーステナイト体積率及び［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］aveが低く、ＹＲ、ＴＳ×ＵＥｌ、及び、ＴＳ×ＬＥｌが低かった。
　本発明の範囲内の化学組成を有する鋼Ｃを用いたが、第２冷却工程において合金化処理温度～３００℃の温度域における平均冷却速度（二次冷却速度）が低すぎた試験番号Ｂ１０では、残留オーステナイト体積率及び残留オーステナイト中のＣ量が低く、ＴＳ×ＵＥｌ及びＴＳ×ＬＥｌが低かった。
　鋼Ｂを用いた試験番号Ｂ４では、鋼中のＳｉ量が少なかったため、残留オーステナイト体積率及び残留オーステナイト中Ｃ量が低く、ＹＲ、ＴＳ×ＵＥｌ及びＴＳ×ＬＥｌが低かった。鋼Ｄを用いた試験番号Ｂ１７では、鋼中のＭｎ量が少なかったため、残留オーステナイト体積率及び［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］aveが低く、ＹＲ及びＴＳ×ＬＥｌが低かった。
　前述したように、本発明によれば、均一延性及び局部延性に優れ、さらに、降伏強度及び引張強度が高く、かつ、成形性及び衝撃吸収性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造し提供することができる。本発明により製造される溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、メンバーやピラーなどの自動車車体の構造部品に最適であるので、本発明は、産業上の利用可能性が高いものである。

Claims (13)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０３％～０．７０％、
    Ｓｉ：０．２５％～２．５０％、
    Ｍｎ：１．００％～５．００％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～２．５００％、
    Ｎ：０．０２０％以下
    Ｔｉ：０％～０．３００％、
    Ｎｂ：０％～０．３００％、
    Ｖ：０％～０．３００％、
    Ｃｒ：０％～２．０００％、
    Ｍｏ：０％～２．０００％、
    Ｂ：０％～０．０２００％、
    Ｃｕ：０％～２．０００％、
    Ｎｉ：０％～２．０００％、
    Ｃａ：０％～０．０１００％、
    Ｍｇ：０％～０．０１００％、
    ＲＥＭ：０％～０．１０００％、及び
    Ｂｉ：０％～０．０５００％、
    を含み、残部が鉄及び不純物からなり、
    　金属組織が、５．０体積％超の残留オーステナイト、５．０体積％超の焼戻しマルテンサイトを含み、
    　前記残留オーステナイト中のＣ量が０．８５質量％以上であることを特徴とするめっき鋼板。
  2. 　前記金属組織が、さらに２．０体積％超のポリゴナルフェライトを含み、
    　前記残留オーステナイト中のＭｎ量が下記式（１）を満たすことを特徴とする請求項１に記載のめっき鋼板。
    ［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］ave≧１．１０　　　・・・（１）
    ［Ｍｎ］γ：残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）
    ［Ｍｎ］ave：鋼板の化学組成のＭｎ量（質量％）
  3. 　前記化学組成が、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．００１％～０．３００％、
    Ｎｂ：０．００１％～０．３００％、及び、
    Ｖ：０．００１％～０．３００％からなる群から選ばれる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又は２に記載のめっき鋼板。
  4. 　前記化学組成が、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．００１％～２．０００％、
    Ｍｏ：０．００１％～２．０００％、及び、
    Ｂ：０．０００１％～０．０２００％からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載のめっき鋼板。
  5. 　前記化学組成が、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．００１％～２．０００％、及び、
    Ｎｉ：０．００１％～２．０００％からなる群から選ばれる１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載のめっき鋼板。
  6. 　前記化学組成が、さらに、質量％で、
    Ｃａ：０．０００１％～０．０１００％、
    Ｍｇ：０．０００１％～０．０１００％、及び
    ＲＥＭ：０．０００１％～０．１０００％からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１～５のいずれか１項に記載のめっき鋼板。
  7. 　前記化学組成が、さらに、質量％で、
    Ｂｉ：０．０００１％～０．０５００％を含有することを特徴とする請求項１～６のいずれか１項に記載のめっき鋼板。
  8. 　前記めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき層を含む溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする請求項１～７のいずれか１項に記載のめっき鋼板。
  9. 　前記めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき層が合金化された合金化溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする請求項１～７のいずれか１項に記載のめっき鋼板。
  10. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０３％～０．７０％、
    Ｓｉ：０．２５％～２．５０％、
    Ｍｎ：１．００％～５．００％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～２．５００％、
    Ｎ：０．０２０％以下
    Ｔｉ：０％～０．３００％、
    Ｎｂ：０％～０．３００％、
    Ｖ：０％～０．３００％、
    Ｃｒ：０％～２．０００％、
    Ｍｏ：０％～２．０００％、
    Ｂ：０％～０．０２００％、
    Ｃｕ：０％～２．０００％、
    Ｎｉ：０％～２．０００％、
    Ｃａ：０％～０．０１００％、
    Ｍｇ：０％～０．０１００％、
    ＲＥＭ：０％～０．１０００％、及び
    Ｂｉ：０％～０．０５００％、
    を含み、残部が鉄及び不純物からなる素材鋼板を、Ａｃ１点超に加熱して焼鈍を行う工程と、
    　前記焼鈍を行う工程の後、６５０℃～５００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上１００℃／秒未満として、５００℃以下まで冷却する、第１の冷却を行う工程と、
    　前記第１の冷却を行う工程の後、前記第１の冷却を行う工程で冷却された素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施す工程と、
    　前記溶融亜鉛めっきを施す工程の後、前記溶融亜鉛めっきが施された素材鋼板を、前記溶融亜鉛めっきを施す工程におけるめっき温度から３００℃までの温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として、３００℃以下まで冷却する、第２の冷却を行う工程と、
    　前記第２の冷却を行う工程の後、前記第２の冷却を行う工程で冷却された素材鋼板に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を行う工程と、
    　前記調質圧延を行う工程の後、前記調質圧延が行われた素材鋼板を２００℃～６００℃の温度域に加熱し、その温度で１秒以上保持する熱処理を行う工程と、
    　を備えることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  11. 　前記焼鈍を行う工程においては、前記素材鋼板をＡｃ３点超に加熱して焼鈍を行い、
    　前記焼鈍を行う工程の後、前記焼鈍された素材鋼板を、加熱温度から（加熱温度－５０℃）までの温度域における平均冷却速度を７℃／秒以下として冷却することを特徴とする請求項１０に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  12. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０３％～０．７０％、
    Ｓｉ：０．２５％～２．５０％、
    Ｍｎ：１．００％～５．００％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～２．５００％、
    Ｎ：０．０２０％以下
    Ｔｉ：０％～０．３００％、
    Ｎｂ：０％～０．３００％、
    Ｖ：０％～０．３００％、
    Ｃｒ：０％～２．０００％、
    Ｍｏ：０％～２．０００％、
    Ｂ：０％～０．０２００％、
    Ｃｕ：０％～２．０００％、
    Ｎｉ：０％～２．０００％、
    Ｃａ：０％～０．０１００％、
    Ｍｇ：０％～０．０１００％、
    ＲＥＭ：０％～０．１０００％、及び
    Ｂｉ：０％～０．０５００％、
    を含み、残部が鉄及び不純物からなる素材鋼板を、Ａｃ１点超に加熱して焼鈍を行う工程と、
    　前記焼鈍を行う工程の後、６５０℃～５００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上１００℃／秒未満として、５００℃以下まで冷却する、第１の冷却を行う工程と、
    　前記第１の冷却を行う工程の後、前記第１の冷却を行う工程で冷却された素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施す工程、
    　前記溶融亜鉛めっきを施す工程の後、前記溶融亜鉛めっきが施された素材鋼板に、合金化処理温度で合金化処理を行う工程と、
    　前記合金化処理を行う工程の後、前記合金化処理が行われた素材鋼板を、前記合金化処理温度から３００℃までの温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として、３００℃以下まで冷却する、第２の冷却を行う工程と、
    　前記第２の冷却を行う工程の後、前記第２の冷却を行う工程で冷却された素材鋼板に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を行う工程と、
    　前記調質圧延を行う工程の後、前記調質圧延が行われた素材鋼板を２００℃～６００℃の温度域に加熱し、その温度で１秒以上保持する熱処理を行う工程と、
    　を備えることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  13. 　前記焼鈍を行う工程においては、前記素材鋼板をＡｃ３点超に加熱して焼鈍を行い、
    　前記焼鈍を行う工程の後、前記焼鈍された素材鋼板を、加熱温度から（加熱温度－５０℃）までの温度域における平均冷却速度を７℃／秒以下として冷却することを特徴とする請求項１２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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