(57)【要約】  均一延性及び局部延性と、降伏強度及び引張強度と、低温衝撃特性を向上させた溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、所定の成分組成を有し、金属組織が、体積％で、残留オーステナイト：５．０％超、及び、焼戻しマルテンサイト：５．０％超、を含み、残留オーステナイトが、Ｃ：０．８５質量％以上を含み、旧オーステナイト粒界におけるＣ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｃ］γgbと、Ｐ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｐ］γgbの比：［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbが４．０以上であることを特徴とする。【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
上記鋼板の成分組成が、質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．７０％、
Ｓｉ：０．２５〜２．５０％、
Ｍｎ：１．００〜５．００％、
Ｐ  ：０．０００５〜０．１００％、
Ｓ  ：０．０１０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜２．５００％、
Ｎ  ：０．０２０％以下、
Ｂ  ：０〜０．０２００％、
Ｔｉ：０〜０．３０％、
Ｎｂ：０〜０．３０％、
Ｖ  ：０〜０．３０％、
Ｃｒ：０〜２．００％、
Ｍｏ：０〜２．００％、
Ｃｕ：０〜２．００％、
Ｎｉ：０〜２．００％、
Ｃａ：０〜０．０１０％、
Ｍｇ：０〜０．０１０％、
ＲＥＭ：０〜０．１０％、及び
Ｂｉ：０〜０．０５０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
上記鋼板の金属組織が、体積％で、残留オーステナイト：５．０％超、及び焼戻しマルテンサイト：５．０％超を含有し、上記残留オーステナイトが、Ｃ：０．８５質量％以上を含有し、
上記鋼板の金属組織中の旧オーステナイト粒界におけるＣ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｃ］γgbと、Ｐ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｐ］γgbの比：［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbが４．０以上である
ことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
前記鋼板の成分組成が、質量％で、
Ｂ  ：０．０００２〜０．０２００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．３０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．３０％、
Ｖ  ：０．００１〜０．３０％、
Ｃｒ：０．００１〜２．００％、
Ｍｏ：０．００１〜２．００％、
Ｃｕ：０．００１〜２．００％、
Ｎｉ：０．００１〜２．００％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．１０％、及び
Ｂｉ：０．０００１〜０．０５０％
の１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記鋼板の成分組成において、Ｂの含有量が０．０００２％以上であり、
前記鋼板の金属組織中の旧オーステナイト粒界におけるＢ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｂ］γgbと、Ｐ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｐ］γgbの比：［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgbが４．０以上である
ことを特徴とする請求項１又は２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板において、溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板を製造する製造方法であって、
請求項１又は２に記載の成分組成の素材鋼板を、Ａc1点を超える温度域に加熱して焼鈍する焼鈍工程、
焼鈍工程の後、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冷却工程、
第１冷却工程の後、素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施すめっき工程、
めっき工程の後、素材鋼板を、めっき温度〜３００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として、３００℃未満まで冷却する第２冷却工程、
第２冷却工程の後、素材鋼板に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を施す調質圧延工程、及び、
調質圧延工程の後、素材鋼板に、３００℃までの温度域における平均加熱速度を１０℃／秒未満として、３００℃まで加熱し、次いで、３００℃を超える温度域における平均加熱速度を１０℃／秒超として、３００℃超６００℃以下の温度域に加熱し、その加熱温度で１秒以上保持する熱処理を施す２段加熱処理工程
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。
【請求項６】
請求項４に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する製造方法であって、
請求項１又は２に記載の成分組成の素材鋼板を、Ａc1点を超える温度域に加熱して焼鈍する焼鈍工程、
焼鈍工程の後、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冷却工程、
第１冷却工程の後、素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施すめっき工程、
めっき工程の後、素材鋼板に、合金化処理を施す合金化工程、
合金化工程の後、素材鋼板を、合金化処理温度〜３００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として、３００℃未満まで冷却する第２冷却工程、
第２冷却工程の後、素材鋼板に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を施す調質圧延工程、及び、
調質圧延工程の後、素材鋼板に、３００℃までの温度域における平均加熱速度を１０℃／秒未満として、３００℃まで加熱し、次いで、３００℃を超える温度域における平均加熱速度を１０℃／秒超として、３００℃超６００℃以下の温度域に加熱し、その加熱温度で１秒以上保持する熱処理を施す２段加熱処理工程
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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、プレス成形に好適な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に関し、特に、延性及び低温衝撃特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に関する。
【背景技術】
【０００２】
産業技術分野が高度分業化した今日、各技術分野においては、特殊でかつ高性能の材料が求められている。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、降伏強度及び引張強度の両方の高強度化が求められている。【０００３】
高強度鋼板を自動車の車体に適用すると、鋼板の板厚を薄くして車体を軽量化しつつ、車体に所望の強度を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、鋼板が薄いほど、割れや皺が発生しやすいので、自動車用の薄鋼板には、優れた均一延性と局部延性も求められる。【０００４】
また、自動車の衝突安全性能を高めるためには、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。【０００５】
このように、自動車用鋼板には、車体の軽量化及び衝突安全性の向上のための高強度、成形性の向上のための高い均一延性、及び、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。さらに、衝突安全性を低温環境下においても確保するために、自動車用鋼板には優れた低温衝撃特性も求められる。【０００６】
しかし、鋼板において、均一延性及び局部延性の向上と高強度化と、低温衝撃特性の向上と高強度化は、ともに相反する事象であり、これらを同時に達成す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、所要の耐食性を維持することは、延性及び低温衝撃特性を確保しながら高強度化することをさらに困難にする。【０００７】
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方法が提案されている。残留オーステナイトを含む鋼板は、加工中、オーステナイトがマルテンサイトに変態することで発現する変態誘起塑性（Transformation Induced Plasticity：ＴＲＩＰ）により、大きな伸びを示す。【０００８】
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た後冷却し、次いで、鋼板に、３５０〜５００℃で保持するオーステンパー処理を施してオーステナイトを安定化する、高強度冷延鋼板の製造方法が開示されている。これらの製造方法によれば、冷延鋼板において、強度と延性をバランス良く向上させることができる。【０００９】
特許文献３には、Ｃ量に対しＳｉ及びＭｎを一定割合以上含有させることにより、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。【００１０】
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。そして、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な相であり、焼戻しマルテンサイトを細粒化すると、上記特性が一層向上することが開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開昭６１−１５７６２５号公報
【特許文献２】特開昭６１−２１７５２９号公報
【特許文献３】特開平１１−２７９６９１号公報
【特許文献４】特開２００１−１９２７６８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
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は、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ため、特許文献１及び２で開示されたような冷延鋼板の製造方法を適用することは困難である。さらに、めっき工程及び合金化工程で、オーステナイトが分解し易いため、残留オーステナイトを所要量確保することが困難である。【００１３】
特許文献３においては、金属組織に残留オーステナイトが混在する鋼板で問題となる局部延性及び低温衝撃特性の劣化に対しては何ら配慮がなされていない。【００１４】
特許文献４に関して、焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトを含む金属組織を得るためには、マルテンサイトを生成す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、特許文献４の鋼板の製造方法は、生産性が大幅に低い。また、特許文献４の鋼板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ので、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。【００１５】
上述のように、強度（降伏強度及び引張強度）の向上と、延性（均一延性及び局部延性）及び低温衝撃特性の向上は、相反する事象であるので、これらの全てが十分に高い鋼板を製造することは、従来技術では困難である。【００１６】
本発明は、従来技術に鑑み、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、均一延性及び局部延性と、低温衝撃特性と、降伏強度及び引張強度の全てを向上させた溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
本発明者らは、上記課題を解決する方法について鋭意検討した。その結果、次の（Ａ）〜（Ｄ）の知見を得るに至った。【００１８】
（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を含む金属組織が形成されるためと考えられる。【００１９】
（Ｂ）しかし、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、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。【００２０】
これは、再加熱処理中に、Ｃがオーステナイトへ濃化し、オーステナイトの安定性が高まること、及び硬質のマルテンサイトが焼き戻されて、軟質の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。【００２１】
（Ｃ）また、上記再加熱処理を施す前に、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、均一延性及び局部延性が、さらに向上し、降伏強度も、さらに上昇する。【００２２】
これは、調質圧延により、オーステナイトに転位が導入され、続く再加熱処理で、オーステナイトへのＣの濃化が促進されて、オーステナイトの安定性が、さらに向上すること、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、再加熱処理後の冷却中に生じ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、硬質のマルテンサイトが減少することに起因すると推定される。【００２３】
（Ｄ）上記再加熱処理の加熱段階において、低温域を遅い昇温速度で加熱し、高温域を速い昇温速度で加熱すると、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の低温衝撃特性が向上する。【００２４】
これは、旧オーステナイト粒界が強化されると、旧オーステナイト粒界を起点とする脆性破壊が抑制され、低温衝撃特性が向上すること、低温域をゆっくり加熱することにより、旧オーステナイト粒界にＣやＢが偏析して粒界が強化されること、及び、高温域を急速に加熱することにより、旧オーステナイト粒界へのＰの偏析が抑制され粒界が強化されることに起因すると推定される。【００２５】
そして、本発明者らは、（Ａ）〜（Ｄ）の知見に基づいて、溶融亜鉛めっき鋼板、又は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に、調質圧延を施し、次いで、２段加熱による再加熱処理を施せば、Ｃ濃度の高い残留オーステナイト、及び、焼戻しマルテンサイトを含む金属組織を有し、均一延性、局部延性、及び、低温衝撃特性に優れ、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できることを知見した。【００２６】
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨は次のとおりである。なお、本発明において、「鋼板」は、「鋼帯」を含む。【００２７】
（１）鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、上記鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．７０％、Ｓｉ：０．２５〜２．５０％、Ｍｎ：１．００〜５．００％、Ｐ：０．０００５〜０．１００％、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜２．５００％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｂ：０〜０．０２００％、Ｔｉ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．３０％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｃｒ：０〜２．００％、Ｍｏ：０〜２．００％、Ｃｕ：０〜２．００％、Ｎｉ：０〜２．００％、Ｃａ：０〜０．０１０％、Ｍｇ：０〜０．０１０％、ＲＥＭ：０〜０．１０％、及びＢｉ：０〜０．０５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、上記鋼板の金属組織が、体積％で、残留オーステナイト：５．０％超、及び焼戻しマルテンサイト：５．０％超を含有し、上記残留オーステナイトが、Ｃ：０．８５質量％以上を含有し、上記鋼板の金属組織中の旧オーステナイト粒界におけるＣ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｃ］γgbと、Ｐ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｐ］γgbの比：［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbが４．０以上であることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。【００２８】
（２）前記鋼板の成分組成が、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．０２００％、Ｔｉ：０．００１〜０．３０％、Ｎｂ：０．００１〜０．３０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％、Ｃｒ：０．００１〜２．００％、Ｍｏ：０．００１〜２．００％、Ｃｕ：０．００１〜２．００％、Ｎｉ：０．００１〜２．００％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．１０％、及びＢｉ：０．０００１〜０．０５０％の１種以上を含有することを特徴とする前記（１）の溶融亜鉛めっき鋼板。【００２９】
（３）前記鋼板の成分組成において、Ｂの含有量が０．０００２％以上であり、前記鋼板の金属組織中の旧オーステナイト粒界におけるＢ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｂ］γgbと、Ｐ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｐ］γgbの比：［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgbが４．０以上であることを特徴とする前記（１）又は（２）の溶融亜鉛めっき鋼板。【００３０】
（４）前記（１）〜（３）のいずれかの溶融亜鉛めっき鋼板において、溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。【００３１】
（５）前記（１）〜（３）のいずれかの溶融亜鉛めっき鋼板を製造する製造方法であって、前記（１）又は（２）の成分組成の素材鋼板を、Ａc1点を超える温度域に加熱して焼鈍する焼鈍工程、焼鈍工程の後、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冷却工程、第１冷却工程の後、素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施すめっき工程、めっき工程の後、素材鋼板を、めっき温度〜３００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として、３００℃未満まで冷却する第２冷却工程、第２冷却工程の後、素材鋼板に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を施す調質圧延工程、及び、調質圧延工程の後、素材鋼板に、３００℃までの温度域における平均加熱速度を１０℃／秒未満として、３００℃まで加熱し、次いで、３００℃を超える温度域における平均加熱速度を１０℃／秒超として、３００℃超６００℃以下の温度域に加熱し、その加熱温度で１秒以上保持する熱処理を施す２段加熱処理工程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。【００３２】
（６）前記（４）の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する製造方法であって、前記（１）又は（２）の成分組成の素材鋼板を、Ａc1点を超える温度域に加熱して焼鈍する焼鈍工程、焼鈍工程の後、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冷却工程、第１冷却工程の後、素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施すめっき工程、めっき工程の後、素材鋼板に、合金化処理を施す合金化工程、合金化工程の後、素材鋼板を、合金化処理温度〜３００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として、３００℃未満まで冷却する第２冷却工程、第２冷却工程の後、素材鋼板に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を施す調質圧延工程、及び、調質圧延工程の後、素材鋼板に、３００℃までの温度域における平均加熱速度を１０℃／秒未満として、３００℃まで加熱し、次いで、３００℃を超える温度域における平均加熱速度を１０℃／秒超として、３００℃超６００℃以下の温度域に加熱し、その加熱温度で１秒以上保持する熱処理を施す２段加熱処理工程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。
【発明の効果】
【００３３】
本発明によれば、均一延性及び局部延性がともに良好で、プレス成形性に優れ、また、降伏強度及び引張強度が高く、かつ、局部延性が良好で、衝撃吸収性に優れ、さらに、低温衝撃特性にも優れる、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００３４】
以下、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下「本発明の鋼板」と総称する）の成分組成、金属組織、及び、機械特性について、順次、説明する。
【００３５】
最初に、本発明の鋼板の成分組成について説明する。以下、成分組成に係る「％」は「質量％」を意味する。
【００３６】
（Ｃ：０．０３〜０．７０％）
Ｃは、残留オーステナイトを得るのに必要な元素である。さらに、本発明の鋼板では、旧オーステナイト粒界に偏析することにより、粒界を強化する元素である。Ｃが０．０３％未満であると、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を得るのが困難となるので、Ｃは０．０３％以上とする。好ましくは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。
【００３７】
一方、Ｃ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は０．７０％以下とする。好ましくは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。
【００３８】
（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り、また、焼戻しマルテンサイトが過度に軟質化するのを抑制して、強度の確保に寄与する元素である。
【００３９】
Ｓｉが０．２５％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｓｉは０．２５％以上とする、好ましくは０．６０％超、より好ましく１．００％超、さらに好ましくは１．４５％超である。
【００４０】
一方、Ｓｉ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は２．５０％以下とする。好ましくは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。
【００４１】
（Ｍｎ：１．００〜５．００％）
Ｍｎは、鋼の焼入れ性の向上に寄与し、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を得るのに有効な元素である。Ｍｎが１．００％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｍｎは１．００％以上とする。好ましくは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。
【００４２】
一方、Ｍｎが５．００％を超えると、鋼板の溶接性が低下するので、Ｍｎは５．００％以下とする。好ましくは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。
【００４３】
（Ｐ：０．０００５〜０．１００％）
Ｐは、旧オーステナイト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。ただし、本発明は、旧オーステナイト粒界へのＰの偏析を抑制し、ＣやＢを偏析させる技術であり、Ｐが鋼中にある程度残留していることを前提としている。そのため、Ｐを過度に低減する必要はない。特に、Ｐを０．０００５％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、Ｐは０．０００５％以上とすることができる。０．００１０％以上としてもよい。
【００４４】
一方、Ｐが０．１００％を超えると、偏析が著しくなり、鋼板が著しく脆化するので、Ｐは０．１００％以下とする。好ましくは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。
【００４５】
（Ｓ：０．０１０％以下）
Ｓは、鋼中で硫化物系介在物を形成し、鋼板の局部延性を阻害するので、少ないほど好ましい元素である。Ｓが０．０１０％を超えると、鋼板の局部延性が著しく低下するので、Ｓは０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００１２％以下である。
【００４６】
下限は０％を含むが、Ｓ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、０．０００１％が実質的な下限である。
【００４７】
（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜２．５００％）
Ａｌは、Ｓｉと同様に、溶鋼を脱酸する作用をなす元素であり、また、残留オーステナイトの生成を促進し、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の形成に有効な元素である。
【００４８】
ｓｏｌ．Ａｌが０．００１％未満であると、脱酸効果が十分に得られないので、ｓｏｌ．Ａｌは０．００１％以上とする。好ましくは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。残留オーステナイトを促進する点で、好ましくは０．０５５％以上、より好ましくは０．０６５％以上、さらに好ましくは０．０７５％以上である。
【００４９】
一方、ｓｏｌ．Ａｌが２．５００％を超えると、表面疵の発生原因となるアルミナ（Ａｌ２Ｏ３）が多量に生成したり、また、変態点が上昇して焼鈍が困難となるので、ｓｏｌ．Ａｌは２．５００％以下とする。好ましくは０．６００％未満、より好ましくは０．２００％未満、さらに好ましくは０．０８０％未満である。
【００５０】
（Ｎ：０．０２０％以下）
Ｎは、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、少ないほど好ましい元素である。Ｎが０．０２０％を超えると、スラブ割れが頻発するので、Ｎは０．０２０％以下とする。好ましくは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。
【００５１】
下限は０％を含むが、Ｎを０．０００５％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、０．０００５％が実質的な下限である。
【００５２】
（Ｂ：０〜０．０２００％）
Ｂは、Ｃと同様に、旧オーステナイト粒界に偏析して、粒界を強化する元素である。本発明の鋼板の均一延性及び局部延性がともに良好で、プレス成形性に優れ、また、降伏強度及び引張強度が高く、かつ、局部延性が良好で、衝撃吸収性に優れ、さらに、低温衝撃特性にも優れる、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｂを添加しなくても得ることができるが、Ｂを添加することで、粒界を強化する効果がさらに上昇するので、必要に応じて添加することができる。また、Ｂは、鋼の焼入性を向上させ、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の形成に有効な元素である。添加の効果を十分に得るためには、Ｂは０．０００２％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
【００５３】
一方、Ｂが０．０２００％を超えると、添加効果が飽和し、経済性が低下するので、Ｂは０．０２００％以下とする。好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
【００５４】
本発明の鋼板は、上記元素の他、特性向上のため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｂｉの１種又は２種以上を含有してもよい。
【００５５】
（Ｔｉ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．３０％、Ｖ：０〜０．３０％）
Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖは、金属組織を微細化し、鋼板の強度と延性の向上に寄与する元素である。Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖの添加効果を十分に得るためには、Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖは、いずれも、０．００１％以上が好ましい。より好ましくは、Ｔｉ及びＮｂは０．００５％以上、Ｖは０．０１０％以上、さらに好ましくは、Ｔｉ及びＮｂは０．０１０％以上、Ｖは０．０２０％以上である。
【００５６】
一方、Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖが０．３０％を超えると、添加効果が飽和するとともに、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、局部延性が低下するので、Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖは、いずれも、０．３０％以下が好ましい。より好ましくは、Ｔｉは０．０８０％未満、Ｎｂは０．０５０％未満、Ｖは０．２０％以下、さらに好ましくは、Ｔｉは０．０３５％以下、Ｎｂは０．０３０％以下、Ｖは０．１０％未満である。
【００５７】
（Ｃｒ：０〜２．００％、Ｍｏ：０〜２．００％）
Ｃｒ及びＭｏは、鋼の焼入性を向上させ、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の形成に寄与する元素である。Ｃｒ及びＭｏの添加効果を十分に得るためには、Ｃｒ及びＭｏは、いずれも、０．００１％以上が好ましい。より好ましくは、Ｃｒは０．１００％以上であり、Ｍｏは０．０５０％以上である。
【００５８】
一方、Ｃｒ及びＭｏが２．００％を超えると、添加効果が飽和し、経済性が低下するので、Ｃｒ及びＭｏは、いずれも２．００％以下が好ましい。より好ましくは、Ｃｒは１．００％以下であり、Ｍｏは０．５０％以下である。
【００５９】
（Ｃｕ：０〜２．００％、Ｎｉ：０〜２．００％）
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。Ｃｕ及びＮｉの添加効果を十分に得るためには、Ｃｕ及びＮｉは、いずれも、０．００１％以上が好ましい。より好ましくは、いずれの元素も０．０１０％以上である。
【００６０】
一方、Ｃｕ及びＮｉが２．００％を超えると、添加効果が飽和し、経済性が低下するので、Ｃｕ及びＮｉは、いずれも、２．００％以下が好ましい。より好ましくは、いずれの元素も０．８０％以下である。
【００６１】
（Ｃａ：０〜０．０１０％、Ｍｇ：０〜０．０１０％、ＲＥＭ：０〜０．１０％）
Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭは、介在物の形状を制御して、局部延性の向上に寄与する元素である。Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭの添加効果を十分に得るためには、Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭは、いずれも、０．０００１％以上が好ましい。より好ましくは、いずれの元素も０．０００５％以上である。
【００６２】
一方、Ｃａ及びＭｇが０．０１０％を超えると、添加効果が飽和し、経済性が低下するので、Ｃａ及びＭｇは０．０１０％以下が好ましい。より好ましくは、いずれの元素も０．００２％以下である。
【００６３】
ＲＥＭが０．１０％を超えると、添加効果が飽和し、経済性が低下するので、ＲＥＭは０．１０％以下が好ましい。より好ましくは０．０１０％以下である。
【００６４】
ＲＥＭ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態で添加される。なお、ＲＥＭの量は、これらの元素の合計量である。
【００６５】
（Ｂｉ：０〜０．０５０％）
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。Ｂｉの添加効果を十分に得るためには、Ｂｉは０．０００１％以上が好ましい。より好ましくは０．０００３％以上である。
【００６６】
一方、Ｂｉが０．０５０％を超えると、添加効果が飽和して、経済性が低下するので、Ｂｉは０．０５０％以下が好ましい。より好ましくは０．０１０％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。
【００６７】
本発明の鋼板の成分組成の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物は、鋼原料（鉱石、スクラップ等）から、及び／又は、製造工程で不可避的に混入する元素であり、本発明の鋼板の特性を阻害しない範囲で許容される元素である。
【００６８】
次に、本発明の鋼板の金属組織について説明する。以下、組織分率に係る「％」は「体積％」を意味する。
【００６９】
（残留オーステナイト：５．０％超、焼戻しマルテンサイト：５．０％超）
本発明の鋼板の金属組織は、体積％で、残留オーステナイトを５．０％超、及び、焼戻しマルテンサイトを５．０％超含有する金属組織である。この金属組織を形成することにより、降伏強度と引張強度を維持しながら、均一延性と局部延性を向上させることができる。
【００７０】
残留オーステナイトが５．０％以下であると、均一延性が向上しないので、残留オーステナイトは５．０％超とする。好ましくは６．０％超、より好ましくは８．０％超、さらに好ましくは１０．０％超である。
【００７１】
残留オーステナイトの体積％は、他の組織の体積％と関連し一義的に定まらないので、その上限は設定できないが、３０．０％以上であると、局部延性及び低温衝撃特性が劣化するので、残留オーステナイトは３０．０％未満が好ましい。より好ましくは２０．０％未満である。
【００７２】
焼戻しマルテンサイトが５．０％以下であると、降伏強度と引張強度を維持しながら、局部延性を高めることが困難であるので、焼戻しマルテンサイトは５．０％超とする。好ましくは８．０％超、より好ましくは１０．０％超、さらに好ましくは１２．０％超である。
【００７３】
焼戻しマルテンサイトの体積％は、他の組織の体積％と関連し一義的に定まらないので、その上限は設定できないが、７０．０％を超えると、均一延性が低下するので、焼戻しマルテンサイトは７０．０％以下が好ましい。より好ましくは５０．０％以下、さらに好ましくは３０．０％以下である。
【００７４】
金属組織の残部は、ポリゴナルフェライト、マルテンサイト（焼戻されていないマルテンサイトをさし、フレッシュマルテンサイトともいう）、アシキュラーフェライトやベイナイトの低温変態生成組織、及び、パーライト、さらに、セメンタイトなどの析出物を含む組織である。
【００７５】
ポリゴナルフェライトは、均一延性を高めるために有効な組織であるので、２．０％超含有することが好ましい。より好ましくは３．０％以上である。
【００７６】
ポリゴナルフェライトの体積％は、他の組織の体積％と関連し一義的に定まらないので、その上限は設定できないが、ポリゴナルフェライトが５０．０％以上であると、降伏強度と引張強度が低下し、さらに、局部延性も低下するので、ポリゴナルフェライトは５０．０％未満が好ましい。より好ましくは２０．０％未満、さらに好ましくは１０．０％未満である。
【００７７】
マルテンサイトは、降伏強度を維持して局部延性を高めることを阻害する組織であるので、少ない方が好ましく、５．０％未満が好ましい。より好ましくは２．０％未満、さらに好ましくは１．０％未満である。
【００７８】
アシキュラーフェライトやベイナイトの低温変態生成組織、パーライト、及び、セメンタイトなどの析出物は、降伏強度及び引張強度を阻害するので、合計で、４０．０％以下が好ましい。より好ましくは２０．０％以下、さらに好ましくは１０．０％以下である。
【００７９】
パーライトは、降伏強度及び引張強度の他、均一延性も阻害するので、１０．０％未満が好ましい。より好ましくは５．０％未満、さらに好ましくは３．０％未満である。
【００８０】
マルテンサイト、アシキュラーフェライトやベイナイトの低温変態生成組織、パーライト、及び、セメンタイトなどの析出物は、不可避的に生成する場合があるので、下限は、特に設定しないが、金属組織の残部が、これら組織を含有する必要はないので、下限は０％である。
【００８１】
本発明の鋼板の金属組織の体積％は、次のように測定する。
【００８２】
鋼板から試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を研磨し、基材鋼板とめっき層の境界から、基材鋼板の板厚の１／４の深さ位置の金属組織を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し撮像する。画像を画像処理して、各組織の面積率を算出し、算出した面積率を体積率とする。
【００８３】
焼戻しマルテンサイトは、内部に存在する鉄炭化物が複数の方向に伸長しているので、この点で、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、形態が塊状である点、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。
【００８４】
（残留オーステナイトのＣ量：０．８５質量％以上）
本発明の鋼板において、残留オーステナイトを安定化して、均一延性と局部延性を向上させるために、残留オーステナイトのＣ量を０．８５質量％以上とする。好ましくは０．８７質量％以上、より好ましくは０．８９質量％以上である。なお、残留オーステナイトのＣ量とは、オーステナイト相におけるＣ濃度を意味する。
【００８５】
残留オーステナイトのＣ量は、鋼板のＣ量や製造条件で変動するので、その上限は設定できないが、Ｃ量が１．５０質量％以上であると、ＴＲＩＰ効果が得られず、均一延性が低下するので、残留オーステナイトのＣ量は１．５０質量％未満が好ましい。より好ましくは１．２０質量％未満、さらに好ましくは１．１０質量％未満である。
【００８６】
残留オーステナイトの体積％、及び、残留オーステナイトのＣ量は、鋼板から採取した試験片において、基材鋼板とめっき層の境界から、基材鋼板の板厚の１／４の深さ位置まで圧延面を化学研磨し、Ｘ線回折装置（ＸＲＤ）で、研磨面のＸ線回折強度、及び、回折ピーク位置を測定して算出する。
【００８７】
（［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgb：４．０以上）
旧オーステナイト粒界におけるＣ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｃ］γgbと、旧オーステナイト粒界におけるＰ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｐ］γgbの比：［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbを４．０以上とすることにより、低温衝撃特性が顕著に向上する。
【００８８】
［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbが４．０未満であると、低温衝撃特性が向上しないので、［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbは４．０以上とする。好ましくは５．０以上、より好ましくは６．０以上である。上限は、特に限定されないが、生産性の観点から３０．０以下が好ましい。
【００８９】
旧オーステナイト粒界における［Ｃ］γgbと［Ｐ］γgbは、次のように測定して、［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbを算出する。
【００９０】
鋼板から採取した試験片において、基材鋼板とめっき層の境界から基材鋼板の板厚の１／４の深さ位置の金属組織を観察して旧オーステナイト粒界を確認する。Lift-out法によって旧オーステナイト粒界を含むブロックを切り出し、集束イオンビーム装置（ＦＩＢ）を用いて三次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）用の針試料を作製する。
【００９１】
３ＤＡＰで、旧オーステナイト粒界を含む領域におけるＣ及びＰ原子の分布を測定し、濃度分布をラダーダイヤグラム解析して単位粒界面積あたりの偏析原子密度（Interfacial excess）を求め、得られた値を［Ｃ］γgb及び［Ｐ］γgbとする。［Ｃ］γgb及び［Ｐ］γgbの測定は、５箇所以上の異なる旧オーステナイト粒界に対して行い、各旧オーステナイト粒界で得られた［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbの値の平均値を求める。
【００９２】
（［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgb：４．０以上）
本発明の鋼板がＢを含有する場合は、さらに、旧オーステナイト粒界におけるＢ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｂ］γgbと、旧オーステナイト粒界におけるＰ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｐ］γgbの比：［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgbを４．０以上とすることにより、低温衝撃特性が顕著に向上する。
【００９３】
［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgbが４．０未満であると、低温衝撃特性が向上しないので、［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgbは４．０以上とする。好ましくは５．０以上、より好ましくは６．０以上である。上限は、特に限定されないが、生産性の観点から３０．０以下が好ましい。
【００９４】
旧オーステナイト粒界における［Ｂ］γgbと［Ｐ］γgbは、次のように測定して、［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgbを算出する。
【００９５】
鋼板から採取した試験片において、基材鋼板とめっき層の境界から基材鋼板の板厚の１／４の深さ位置の金属組織を観察して旧オーステナイト粒界を確認する。Lift-out法によって旧オーステナイト粒界を含むブロックを切り出し、集束イオンビーム装置（ＦＩＢ）を用いて三次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）用の針試料を作製する。
【００９６】
３ＤＡＰで、旧オーステナイト粒界を含む領域におけるＢ及びＰ原子の分布を測定し、濃度分布をラダーダイヤグラム解析して単位粒界面積あたりの偏析原子密度（Interfacial excess）を求め、得られた値を［Ｂ］γgb及び［Ｐ］γgbとする。［Ｂ］γgb及び［Ｐ］γgbの測定は、５箇所以上の異なる旧オーステナイト粒界に対して行い、各旧オーステナイト粒界で得られた［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgbの値の平均値を求める。
【００９７】
次に、本発明の鋼板の溶融亜鉛めっき層、及び合金化溶融亜鉛めっき層について説明する。
【００９８】
溶融亜鉛めっき層及び合金化溶融亜鉛めっき層は、通常のめっき条件及び合金化条件で形成したものでよい。ただし、合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ量が７質量％未満であると、溶接性及び摺動性を確保できないので、合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ量は７質量％以上が好ましい。Ｆｅ量の上限は、耐パウダリング性の抑制の点から、２０質量％以下が好ましく、１５質量％以下がより好ましい。合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ量は、合金化処理条件を適宜調整して調整する。
【００９９】
次に、本発明の鋼板の機械特性について説明する。
【０１００】
鋼板の伸び特性について、圧延方向に直交する方向の均一伸びをＵＥｌ（Uniform Elongation）と定義し、下記式（１）に基づいて、圧延方向に直交する方向の全伸び（ＴＥｌ0）を板厚１．２ｍｍ相当の全伸びに換算した値をＴＥｌ（Total Elongation）と定義し、下記式（２）に基づいて、板厚１．２ｍｍに相当する、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。
ＴＥｌ＝ＴＥｌ0×（１．２／ｔ0）0.2        ・・・（１）
ＬＥｌ＝ＴＥｌ−ＵＥｌ                     ・・・（２）
【０１０１】
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、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。ＴＥｌ及びＬＥｌは、それぞれ、板厚１．２ｍｍの場合に換算した全伸び及び局部伸びである。
【０１０２】
ＴＳ×ＵＥｌは、引張強度（ＴＳ）と均一伸び（ＵＥｌ）の両方が優れていると大きな値となるので、均一延性を評価する指標として用いられる。
【０１０３】
ＴＳ×ＬＥｌは、引張強度（ＴＳ）と局部伸び（ＬＥｌ）の両方が優れていると大きな値となるので、局部延性を評価する指標として用いられる。
【０１０４】
本発明の鋼板においては、プレス成形性の観点から、ＴＳ×ＵＥｌは１００００ＭＰａ・％以上が好ましく、ＴＳ×ＬＥｌは５０００ＭＰａ・％以上が好ましい。より好ましくは、ＴＳ×ＵＥｌは１１０００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×ＬＥｌは６０００ＭＰａ・％以上である。さらに好ましくは、ＴＳ×ＵＥｌは１２０００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×ＬＥｌは７０００ＭＰａ・％以上である。
【０１０５】
本発明の鋼板の衝撃吸収性を向上させるため、引張強度（ＴＳ）は、７８０ＭＰａ以上が好ましく、９８０ＭＰａ以上がより好ましく、１１８０ＭＰａ以上がさらに好ましい。降伏比（ＹＲ）は、０．５９以上が好ましく、０．６６以上がより好ましく、０．７２以上がさらに好ましい。
【０１０６】
局部延性が優れているほど、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は５５００ＭＰａ・％以上が好ましく、６５００ＭＰａ・％以上がより好ましい。
【０１０７】
鋼板の低温衝撃特性について、圧延方向に直交する方向を長さ方向とし、長さが５５ｍｍ、厚さが１０ｍｍ、幅が鋼板の板厚であるサブサイズシャルピー衝撃試験片を、幅方向に複数枚重ねた状態でシャルピー衝撃試験を行う。試験片のノッチ形状を、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２で規定されるＶノッチとし、試験温度を−６０℃及び４０℃としてシャルピー衝撃試験を行ったときのシャルピー衝撃値を、それぞれＩＶLT及びＩＶHTと定義する。
【０１０８】
ＩＶLT／ＩＶHTは、低温衝撃特性を評価する指標として用いることができ、本発明の鋼板においては、ＩＶLT／ＩＶHTは０．５０超が好ましく、０．６０超がより好ましく、０．７０超がさらに好ましい。
【０１０９】
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
【０１１０】
（素材鋼板）
本発明のめっき前の鋼板（以下「素材鋼板」という）は、本発明の鋼板の成分組成を有する鋼板であればよく、素材鋼板の製造方法は、特定の製造方法に限定されない。素材鋼板としては、熱延鋼板を用いることができる。また、熱延鋼板に、酸洗後、冷間圧延を施した冷延鋼板を用いることもできる。以下、素材鋼板の製造方法の一例を説明する。
【０１１１】
（鋳造）
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。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。
【０１１２】
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、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。
【０１１３】
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。
【０１１４】
（熱間圧延）
熱間圧延の条件は、特定の条件に限定されないが、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生成組織が生じるおそれがある。
【０１１５】
この粗大な低温変態生成組織は、均一延性及び局部延性を阻害するので、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、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、特に限定されないが、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。
【０１１６】
熱間圧延が粗圧延と仕上げ圧延からなる場合は、熱間圧延の完了温度を上記温度範囲に維持するため、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。
【０１１７】
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。
【０１１８】
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。
【０１１９】
熱間圧延終了後から巻取り開始までの条件は通常の条件でよいが、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、巻取温度は６００℃以上が好ましい。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低下するので、巻取温度は７５０℃以下が好ましく、７２０℃未満がより好ましい。
【０１２０】
（冷間圧延）
冷間圧延の条件は、特定の条件に限定されない。冷間圧延の前に、熱延鋼板に、酸洗等により脱スケール処理を施してもよい。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、冷間圧延の圧下率は４０％以上が好ましい。圧下率が高すぎると、圧延荷重が増大し、圧延が困難となるので、圧下率は７０％未満が好ましく、６０％未満がより好ましい。
【０１２１】
（焼鈍）
素材鋼板を、Ａc1点を超える温度に加熱して焼鈍する。Ａc1点は、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。
【０１２２】
加熱温度がＡc1点以下であると、オーステナイトが生成せず、本発明の鋼板の金属組織において、残留オーステナイトが得られず、均一延性が低下するので、加熱温度はＡc1点超が好ましい。より好ましくは（Ａc1＋３０）℃超である。
【０１２３】
鋼板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、加熱温度は（Ａc3点−４０）℃以上が好ましい。より好ましくはＡc3点超である。Ａc3点は、素材鋼板を加熱した際に、金属組織中でフェライトが消失する温度である。
【０１２４】
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。
【０１２５】
加熱温度での保持時間は、特に限定されないが、素材鋼板の金属組織を均一化するため、１０秒以上が好ましい。オーステナイトの粗大化を抑制する点で、２４０秒以下が好ましい。
【０１２６】
焼鈍の後、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、途中で等温保持することなく、５００℃以下の温度域まで冷却する。
【０１２７】
平均冷却速度を規定する冷却温度域を６５０〜５００℃の温度域とする。この温度域では、フェライトとパーライトが析出するので、析出量を調整し、所要の機械特性を確保するためには、冷却速度を制御する必要がある。
【０１２８】
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とパーライトが過剰に生成し、降伏強度と引張強度が低下するので、上記温度域における平均冷却速度は２℃／秒以上が好ましい。より好ましくは４℃／秒以上、さらに好ましくは１０℃／秒以上である。
【０１２９】
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・寸法の精度が低下するので、上記温度域における平均冷却速度は１００℃／秒未満が好ましい。より好ましくは３０℃／秒以下である。
【０１３０】
素材鋼板を、６５０〜５００℃の温度域における平均冷却速度２℃／秒以上１００℃／秒未満で、５００℃以下に冷却する。５００℃以下に冷却した後の冷却条件は、特に限定されないが、めっき後の金属組織において、残留オーステナイトの体積％及び残留オーステナイトのＣ量を調整し、均一延性及び局部延性の向上と、降伏強度の上昇を図る点で、素材鋼板を５００℃以下４６０℃以上の温度域に、４〜４５秒保持することが好ましい。
【０１３１】
（溶融亜鉛めっき）
素材鋼板に、常法に従って溶融亜鉛めっきを施し、素材鋼板の片面又は両面に、溶融亜鉛めっき層を形成する。素材鋼板に溶融亜鉛めっきを施す前に、素材鋼板を、適宜、冷却及び／又は加熱してもよい。
【０１３２】
溶融亜鉛めっき浴の浴温度及び浴組成は、通常の浴温度及び浴組成でよい。めっき付着量も、通常の付着量でよい。例えば、素材鋼板の片面当たり２０〜８０ｇ／ｍ2の範囲が好ましい。
【０１３３】
溶融亜鉛めっき層を有する素材鋼板を、所要の温度に加熱して、溶融亜鉛めっき層に合金化処理を施してもよい。合金化処理は、通常の条件で行えばよい。例えば、４７０〜５６０℃、５〜６０秒で合金化処理を行えばよい。ただし、めっき層中のＦｅ量が７質量％以上となる条件が好ましい。
【０１３４】
（めっき処理後又は合金化処理後の冷却）
めっき処理又は合金化処理後の鋼板を、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℃未満まで冷却する。
【０１３５】
上記平均冷却速度が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、また、残留オーステナイト量が減少して、均一延性が低下するので、上記平均冷却速度は２℃／秒以上が好ましい。より好ましくは１０℃／秒超である。
【０１３６】
平均冷却速度の上限は、特に限定されないが、経済性の点で、５００℃／秒以下が好ましい。冷却停止温度は３００℃未満であるが、後の調質圧延を効果的に行う点で、冷却停止温度は、室温が好ましい。
【０１３７】
（調質圧延）
溶融亜鉛めっき層又は合金化めっき層を有する鋼板に２段加熱処理を施す前に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を施す。この調質圧延により、後の２段加熱処理において、オーステナイトへのＣの濃化が促進されて、均一延性及び局部延性が向上するとともに、降伏強度が向上する。
【０１３８】
伸び率が０．１０％未満であると、後の２段加熱処理において、オーステナイトへのＣの濃化が促進されず、均一延性及び局部延性が向上せず、また、降伏強度が向上しないので、伸び率は０．１０％以上が好ましい。より好ましくは０．３０％以上、さらに好ましくは０．５０％以上である。
【０１３９】
伸び率の上限は特に規定しないが、高すぎると圧延負荷が増大するので、伸び率は２．００％以下が好ましい。より好ましくは１．５０％未満、さらに好ましくは１．００％未満である。
【０１４０】
調質圧延温度は、特に特定されないが、オーステナイトに加工歪を効果的に付与する点で、低温ほど好ましく、室温が特に好ましい。
【０１４１】
（２段加熱処理）
溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板に、伸び率０．１０％以上の調質圧延を施した後、上記鋼板を、３００℃まで、平均加熱速度１０℃／秒未満で加熱し、続いて、３００℃を超え６００℃以下の温度域に、平均加熱速度１０℃／秒以上で加熱し、３００℃を超え６００℃以下の温度域での加熱温度に１秒以上保持する。
【０１４２】
この２段加熱処理により、旧オーステナイト粒界において、Ｃ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｃ］γgbとＰ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｐ］γgbの比：［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbが［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgb≧４．０を満たし、Ｃが残留オーステナイトへ濃化して、０．８５質量％以上に達し、マルテンサイトが焼戻される。その結果、均一延性及び局部延性が向上し、降伏強度が向上し、低温衝撃特性が向上する。
【０１４３】
さらに、鋼板がＢを含有する場合、Ｂ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｂ］γgbとＰ偏析量（原子数／ｎｍ2）：［Ｐ］γgbの比：［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgbが［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgb≧４．０を満たし、均一延性及び局部延性が向上し、降伏強度が向上し、低温衝撃特性が向上する。
【０１４４】
以下、２段加熱処理の各工程条件について説明する。
【０１４５】
（３００℃までの平均加熱速度：１０℃／秒未満）
調質圧延後の鋼板の金属組織において、Ｃをオーステナイトへ濃化させるとともに、マルテンサイトを焼戻すため、金属組織を、３００℃を超え６００℃以下の温度域に加熱する。このとき、３００℃までは、１０℃／秒未満の平均加熱速度で加熱する。この加熱で、旧オーステナイト粒界へのＣやＢの偏析を促進する。
【０１４６】
３００℃までの平均加熱速度が１０℃／秒以上であると、旧オーステナイト粒界へのＣやＢの偏析が促進されないので、３００℃までの平均加熱速度は１０℃／秒未満とする。好ましくは７℃／秒以下、より好ましくは３℃／秒以下である。
【０１４７】
（３００℃を超え６００℃以下の温度域の平均加熱速度：１０℃／秒以上）
３００℃を超え６００℃以下の温度域の加熱温度までの平均加熱速度を１０℃／秒以上とすることで、旧オーステナイト粒界へのＰの偏析を抑制することができる。
【０１４８】
即ち、１０℃／秒未満の平均加熱速度を３００℃を境に、１０℃／秒以上に変えることにより、下記式（３）を実現することができ、鋼板がＢを含有する場合は、下記式（４）を実現することができる。３００℃を超え６００℃以下の温度域の平均加熱速度は２０℃／秒超が好ましい。
【０１４９】
［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgb≧４．０      ・・・（３）
［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgb≧４．０      ・・・（４）
【０１５０】
旧オーステナイト粒界で、上記式が実現すれば、旧オーステナイト粒界において、Ｃ及びＢの強化作用が増すとともにＰの脆化作用が抑制され、低温衝撃特性を向上させることができる。
【０１５１】
（３００℃を超え６００℃以下の温度域での保持時間：１秒以上）
上記２段加熱の後、鋼板を、３００℃を超え６００℃以下の温度域の加熱温度に１秒間以上保持する。加熱温度が３００℃以下であると、オーステナイトへのＣの濃化が不十分となり、均一延性が向上せず、また、硬質の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ので、加熱温度は３００℃超とする。好ましくは３５０℃超、より好ましくは４００℃超である。
【０１５２】
一方、加熱温度が６００℃を超えると、残留オーステナイトの量が不足して、均一延性が低下し、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し、また、硬質のフレッシュマルテンサイトが生成して、局部延性が低下するとともに降伏強度が低下するので、加熱温度は６００℃以下とする。好ましくは５５０℃以下、より好ましくは５００℃以下である。
【０１５３】
加熱保持時間が１秒未満であると、オーステナイトへのＣの濃化が不十分となり、均一延性が向上しないし、また、硬質のマルテンサイトが残存して、局部延性が低下するとともに降伏強度が低下するので、加熱保持時間は１秒以上とする。好ましくは５秒以上、より好ましくは１５秒以上である。
【０１５４】
加熱保持時間が長すぎると、残留オーステナイトの量が減少して、均一延性が低下し、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し、また、硬質のフレッシュマルテンサイトが生成して、局部延性が低下するとともに降伏強度が低下するので、加熱保持時間は９６時間以下が好ましい。より好ましくは４８時間以下、さらに好ましくは２４時間以下である。
【０１５５】
加熱保持時間は、加熱温度に応じて適宜調節する。例えば、加熱温度が４００〜６００℃の場合、加熱保持時間は２０分以下が好ましい。より好ましくは６分以下、さらに好ましくは３分未満である。生産性の点からは、加熱温度４００℃超、加熱保持時間２０分以下が好ましい。
【０１５６】
なお、鋼板に２段加熱処理を施した後に、鋼板の平坦度を矯正するため、鋼板に調質圧延を施してもよく、また、鋼板に、塗油や潤滑作用のある皮膜を施してもよい。
【０１５７】
本発明の鋼板の板厚は、特に、特定の範囲に限定されないが、汎用性のある板厚０．８〜２．３ｍｍの鋼板において、２段加熱処理の効果が顕著に発現する。
【実施例】
【０１５８】
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。【０１５９】
（実施例１）
真空溶解炉を用いて溶鋼を鋳造して、表１に示す成分組成を有する鋼Ａ〜Ｕを製造した。表１中のＡc1点及びＡc3点は、鋼Ａ〜Ｐ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〜Ｕを１２００℃に加熱し６０分間保持した後、表２−１、２−２に示す熱延条件で熱間圧延を行った。【０１６０】
【表１】
2019187124.tif 000002
【０１６１】
具体的には、Ａr3点以上の温度域で、鋼Ａ〜Ｕに１０パスの圧延を施し、厚さ２．５〜３．０ｍｍの熱延鋼板とした。熱間圧延後、水スプレーで、熱延鋼板を５００〜６８０℃まで冷却し、冷却終了温度を巻取温度とし、この巻取温度に保持した電気加熱炉中に熱延鋼板を装入して、６０分間保持し、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。【０１６２】
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％で冷間圧延を施して、厚さ１．２〜１．６ｍｍの冷延鋼板（素材鋼板）とした。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２−１、２−２に示す温度まで加熱し、３０〜９０秒均熱した。【０１６３】
その後、表２−１、２−２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。【０１６４】
めっき温度（めっき浴温度を意味する）、又は、合金化温度から、表２−１、２−２に示す冷却条件で、素材鋼板を二次冷却した。表２−１、２−２において、「ＲＴ」は室温を示す。【０１６５】
【表２−１】
2019187124.tif 000003
【０１６６】
【表２−２】
2019187124.tif 000004
【０１６７】
【表３−１】
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【０１６８】
【表３−２】
2019187124.tif 000006
【０１６９】
二次冷却を施した素材鋼板に、伸び率０．５０％の調質圧延を施した後、表３−１、３−２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。【０１７０】
二次冷却の停止温度を１００℃とした場合は、二次冷却停止後に室温まで冷却することなく調質圧延を行い、その後、室温まで冷却することなく、表３−１、３−２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、調質圧延又は熱処理を省略した。表３−１、３−２の「熱処理条件」の欄における「−」は、熱処理を行わなかったことを示す。【０１７１】
めっき鋼板から、ＸＲＤ測定用試験片を採取し、基材鋼板とめっき層の境界から基材鋼板の板厚の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のＣ量を測定した。【０１７２】
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。【０１７３】
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。【０１７４】
また、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、基材鋼板とめっき層の境界から基材鋼板の板厚の１／４深さ位置における金属組織を観察し、旧オーステナイト粒界を確認した。続いて、ＦＩＢを使用して、旧オーステナイト粒界を含む３ＤＡＰ測定用針試料を作製した。【０１７５】
３ＤＡＰを使用して、Ｃ、Ｂ及びＰ原子の濃度分布を測定し、旧オーステナイト粒界におけるＣ偏析量（[Ｃ]γgb）、Ｂ偏析量（[Ｂ]γgb）及びＰ偏析量（[Ｐ]γgb）を求め、［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgb、及び［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgbを算出した。【０１７６】
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、基材鋼板とめっき層の境界から基材鋼板の板厚の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。【０１７７】
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引算して求めた。【０１７８】
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。【０１７９】
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（１）及び（２）に基づき、板厚１．２ｍｍの場合に相当する換算値を求めた。【０１８０】
また、めっき鋼板から圧延方向と直交する方向に沿ってＶノッチサブサイズシャルピー衝撃試験片を採取し、板厚が１．２ｍｍの場合は８枚を、板厚が１．６ｍｍの場合は６枚を積層してビス留めし、この試験片を用いてシャルピー衝撃試験を行った。試験温度が−６０℃である場合のシャルピー衝撃値をＩＶLT、試験温度が４０℃である場合のシャルピー衝撃値をＩＶHTとし、ＩＶLT／ＩＶHTの値を求めた。【０１８１】
ＹＲが０．５９以上であり、ＴＳ×ＵＥｌが１００００ＭＰａ・％以上であり、かつ、ＴＳ×ＬＥｌが５０００ＭＰａ・％以上であれば、良好な機械特性であると判断した。また、ＩＶLT／ＩＶHTが０．５０超であれば、良好な低温衝撃特性であると判断した。【０１８２】
表４−１、４−２に、めっき鋼板の金属組織を観察した結果を示し、表５−１、５−２に、めっき鋼板の機械特性及び低温衝撃特性を評価した結果を示す。【０１８３】
【表４−１】
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【０１８４】
【表４−２】
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【０１８５】
【表５−１】
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【０１８６】
【表５−２】
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【０１８７】
表４−１、４−２中、「残留オーステナイトのＣ量（質量％）」の列、「［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgb」の列、及び「［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgb」の列において、「−」は、残留オーステナイトのＣ量、［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgb、及び［Ｂ］γgb／［Ｐ］γgbの測定を行っていないことを示す。【０１８８】
なお、表１〜表５において、下線を付した数値又は記号は、本発明の範囲外であることを意味する。【０１８９】
発明例は、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を示した。また、ＹＲは０．５９以上の高い値を示した。また、ＩＶLT／ＩＶHTは０．５１以上の高い値を示した。【０１９０】
成分組成又は工程条件が適切でない比較例についての試験結果は、降伏比、均一延性、局部延性、及び、低温衝撃特性のうちいずれか又は全てが劣っていた。【０１９１】
具体的には、本発明の範囲内の成分組成を有する鋼Ｃ、Ｅ、Ｎを用いたが、調質圧延を行わなかった試験番号９、２２、及び、４０では、残留オーステナイトのＣ量が低く、ＴＳ×ＵＥｌ及びＴＳ×ＬＥｌが低い。熱処理温度が低すぎる試験番号１０、２３、及び、４１では、焼戻しマルテンサイト体積率、残留オーステナイトのＣ量及び［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbが低く、ＹＲ、ＴＳ×ＵＥｌ、ＴＳ×ＬＥｌ、及び、ＩＶLT／ＩＶHTが低い。【０１９２】
鋼Ｃを用いた試験（試験番号１４）では、熱処理を行っていないため、焼戻しマルテンサイト体積率、残留オーステナイトのＣ量及び［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbが低く、ＹＲ、ＴＳ×ＵＥｌ、ＴＳ×ＬＥｌ、及び、ＩＶLT／ＩＶHTが低い。【０１９３】
鋼Ｃ及び鋼Ｆを用いた試験（試験番号１１及び２８）では、熱処理温度が高すぎるため、残留オーステナイト体積率、残留オーステナイトのＣ量及び［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbが低く、ＹＲ、ＴＳ×ＵＥｌ、ＴＳ×ＬＥｌ、及び、ＩＶLT／ＩＶHTが低い。【０１９４】
本発明の範囲内の成分組成を有する鋼Ｃを用いたが、焼鈍工程において均熱温度が低すぎる試験番号１９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が低い。【０１９５】
鋼Ａ及びＣを用いた試験（試験番号４及び１８）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るため、試験番号４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、ＹＲ及びＴＳ×ＬＥｌが低い。試験番号１８では、残留オーステナイト体積率が低く、ＹＲ、ＴＳ×ＵＥｌ、及び、ＴＳ×ＬＥｌが低い。【０１９６】
本発明の範囲内の成分組成を有する鋼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１２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のＣ量が低く、ＴＳ×ＵＥｌ及びＴＳ×ＬＥｌが低い。【０１９７】
鋼Ｃ、Ｅ、及び、Ｎを用いた試験（試験番号１７、２６、及び、３９）では、２段加熱処理工程において３００℃までの温度域における平均加熱速度が高すぎるため、［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbが低く、ＩＶLT／ＩＶHTが低い。【０１９８】
鋼Ａ、Ｃ、Ｅ、及び、Ｇを用いた試験（試験番号２、１６、２４、及び、３１）では、２段加熱処理工程において３００℃を超える温度域における平均加熱速度が低すぎるため、［Ｃ］γgb／［Ｐ］γgbが低く、ＩＶLT／ＩＶHTが低い。【０１９９】
鋼Ｂを用いた試験番号５では、鋼中のＳｉ量が少ないために、残留オーステナイト体積率及び残留オーステナイトのＣ量が低く、ＹＲ、ＴＳ×ＵＥｌ及びＴＳ×ＬＥｌが低い。鋼Ｄを用いた試験番号２０では、鋼中のＭｎ量が少ないために、残留オーステナイト体積率が低く、ＹＲ及びＴＳ×ＬＥｌが低い。
【産業上の利用可能性】
【０２００】
前述したように、本発明によれば、均一延性及び局部延性がともに良好で、プレス成形性に優れ、かつ、降伏強度及び引張強度が高く、かつ、局部延性が良好で、衝撃吸収性に優れ、かつ、低温衝撃特性にも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提供することができる。【０２０１】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、メンバーやピラーなどの自動車車体の構造部品や、他の機械構造部品の素材鋼板として最適な鋼板である。したがって、本発明は、自動車産業や機械部品製造産業で利用可能性が高いものである。
【国際調査報告】
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