(57)【要約】  所定の含有量で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｏを含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる母材鋼板の表面に合金化亜鉛めっき層が形成されてなる引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板であり、母材鋼板の組織において、残留オーステナイトが体積分率で８％以下に制限され、２％硬度と前記９８％硬度の間における硬度分布の尖度Ｋ＊が−０．３０以下であり、母材鋼板の表層のビッカース硬さと、母材鋼板の１／４厚のビッカース硬さの比が０．３５〜０．７０であり、合金化亜鉛めっき層の鉄の含有量が、質量％で８〜１２％である。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０７５〜０．３００％、
Ｓｉ：０．３０〜２．５０％、
Ｍｎ：１．３０〜３．５０％、
Ｐ：０．００１〜０．０５０％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ：０．００５〜１．５００％、
Ｎ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｏ：０．０００１〜０．０１００％、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる母材鋼板の表面に、合金化亜鉛めっき層が形成されてなる引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板であり、
前記母材鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、残留オーステナイトが体積分率で８％以下に制限され、
前記母材鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、直径１μｍ以下の測定領域を複数設定して、前記複数の測定領域における硬度の測定値を小さい順に並べて硬度分布を得るとともに、硬度の測定値の全数に０．０２を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り上げて得た整数Ｎ０．０２を求め、最小硬度の測定値からＮ０．０２番目に大きな測定値の硬度を２％硬度とし、また、硬度の測定値の全数に０．９８を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り下げて得た整数Ｎ０．９８を求め、最小硬度の測定値からＮ０．９８番目に大きな測定値の硬度を９８％硬度としたとき、前記２％硬度と前記９８％硬度の間における前記硬度分布の尖度Ｋ＊が−０．３０以下であり、
前記母材鋼板の表層のビッカース硬さと、前記母材鋼板の１／４厚のビッカース硬さの比が０．３５〜０．７０であり、
前記合金化亜鉛めっき層の鉄の含有量が、質量％で８〜１２％である、曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
前記母材鋼板の組織が、前記母材鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、体積分率で１０〜７５％のフェライトと、合計で１０〜５０％のベイニティックフェライトとベイナイトのいずれか一方もしくは両方と、１０〜５０％の焼戻しマルテンサイトとを含み、フレッシュマルテンサイトが体積分率で１５％以下に制限され、パーライトが体積分率で５％以下に制限された、請求項１に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記母材鋼板がさらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％の１種または２種を含有する、請求項１に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
前記母材鋼板がさらに、質量％で、
Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｃｒ：０．０１〜２．００％、
Ｎｉ：０．０１〜２．００％、
Ｃｕ：０．０１〜２．００％、
Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
Ｗ：０．０１〜１．００％の１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
前記母材鋼板がさらに、質量％で、
Ｖ：０．００５〜０．１５０％含有する、請求項１に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
前記母材鋼板がさらに、
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５０００質量％含有する、請求項１に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
【請求項７】
前記合金化亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物からなる皮膜とリンを含む複合酸化物からなる皮膜のいずれか一方もしくは両方が形成されている、請求項１に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
【請求項８】
質量％で、
Ｃ：０．０７５〜０．３００％、
Ｓｉ：０．３０〜２．５０％、
Ｍｎ：１．３０〜３．５０％、
Ｐ：０．００１〜０．０５０％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ：０．００５〜１．５００％、
Ｎ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｏ：０．０００１〜０．０１００％、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるスラブを１０５０℃以上に加熱し、８８０℃以上の仕上げ熱延温度で熱間圧延を完了し、７５０℃以下の温度域にて巻き取る熱間圧延工程と、
鋼板を、６００℃〜Ａｃ１変態点間の温度範囲を１℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、（Ａｃ１変態点＋４０）℃〜Ａｃ３変態点間の焼鈍温度で、かつｌｏｇ（水分圧／水素分圧）が−３．０〜０．０の雰囲気で２０秒〜６００秒滞留するとともに、半径８００ｍｍ以下のロールを用いて２回以上の曲げ−曲げ戻し変形加工を行い、表裏面の累積歪量の差を０．００５０以下とした後、７４０℃〜６５０℃の温度範囲を１．０〜５．０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、６５０℃〜５００℃の温度範囲を５〜２００℃／秒の平均冷却速度で冷却する連続焼鈍工程と、
連続焼鈍工程後の鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬してから４７０〜６５０℃の温度で１０〜１２０秒滞留する合金化処理を行うめっき合金化工程と、
を備える、曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記熱間圧延工程後、前記連続焼鈍工程の前に、３０〜７５％の圧下率で冷延する冷間圧延工程を行う、請求項８に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記合金化処理工程後に、２００〜３５０℃の温度で３０〜１０００秒滞留する、請求項８に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１１】
前記合金化処理工程後に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜を付与する工程を行う、請求項８に記載の耐衝撃特性に優れた高強度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、高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関し、特に、優れた曲げ性を有する高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。本願は、２０１１年７月２９日に日本に出願された特願２０１１−１６７４３６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車などに用いられるめっき鋼板の高強度化に対する要求が高まってきており、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高強度めっき鋼板も用いられるようになってきている。このような高強度めっき鋼板を用いて自動車の車両や部材を形成する方法としては、プレス加工などの曲げ加工が挙げられる。通常、曲げ性は、鋼板の強度を高くするほど悪くなる。このため、高強度めっき鋼板に曲げ加工を行うと、変形部の鋼板内部に亀裂（クラック）が発生したり、鋼板表面とめっき層との界面でネッキングが発生したり、めっき層の破壊・剥離が発生したりしやすいという問題があった。【０００３】
鋼板の曲げ性を向上させる技術として、特許文献１には、鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２％を超え０．２０％以下、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．００３〜０．１０％、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００１〜１．０％、Ｎ：０．０００４〜０．０１５％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含有し、残部がＦｅおよび不純物であるとともに、前記鋼板の金属組織がフェライトを面積率で３０〜９５％含有し、残部の第２相がマルテンサイト、ベイナイト、パーライト、セメンタイトおよび残留オーステナイトのうちの１種または２種以上からなり、かつマルテンサイトを含有するときのマルテンサイトの面積率は０〜５０％であり、前記鋼板が粒径２〜３０ｎｍのＴｉ系炭窒化析出物を平均粒子間距離３０〜３００ｎｍで含有し、かつ粒径３μｍ以上の晶出系ＴｉＮを平均粒子間距離５０〜５００μｍで含有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。【０００４】
また、特許文献２には、曲げ性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板として、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１１％、Ｓｉ：０．００５〜０．５％、Ｍｎ：２．０〜４．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．５０％以下およびＮｂ：０．５０％以下の１種または２種をＴｉ＋Ｎｂ／２≧０．０３（式中のＴｉおよびＮｂは各元素の含有量（単位：質量％）を示す）を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、表面から１／２０ｔ深さ位置（ｔ：鋼板の板厚）における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の板幅方向の平均間隔が３００μｍ以下であり、フェライトの面積率が６０％以上であり、フェライトの平均粒径が１．０〜６．０μｍであり、フェライト中に粒径１〜１０ｎｍ
の析出物を１００個／μｍ２以上含有する鋼組織を有し、引張強度が５４０ＭＰａ以上である溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。【０００５】
また、特許文献３には、延性と曲げ性を両立させた溶融めっき鋼板として、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２５％、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：１．０〜２．６％、Ａｌ：１．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下およびＮ：０．０１％以下を含有し、かつ、ＳｉとＡｌとの関係が１．０％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦１．８％を満足し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、ＴＳ≧５９０（ＴＳ:引張強度（ＭＰａ））、ＴＳ×Ｅｌ≧１７５００（Ｅｌ：全伸び（％））、およびρ≦１．５×ｔ（ρ：限界曲げ半径（ｍｍ）、ｔ：板厚（ｍｍ））を満たす機械特性を有する冷延鋼板の表面に亜鉛を含むめっき層を備えるものが記載されている。【０００６】
特許文献４には、良好な延性と曲げ性とを具備する冷延鋼板として、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．８〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．５％、Ｎ：０．０１％以下およびＴｉ：０．０２〜０．２％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、体積％で、フェライト：１０％以上、ベイナイト：２０〜７０％、残留オーステナイト：３〜２０％およびマルテンサイト：０〜２０％からなるとともに、前記フェライトの平均粒径が１０μｍ以下、前記ベイナイトの平均粒径が１０μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均粒径が３μｍ以下および前記マルテンサイトの平均粒径が３μｍ以下である鋼組織を有し、引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）が１４０００ＭＰａ・％以上、かつ曲げ試験における最小曲げ半径が１．５ｔ以下（ｔ：板厚）である機械特性を有し、板厚が２．０ｍｍ以上である冷延鋼板が記載され、冷延鋼板の表面にめっきを施すことが記載されている。【０００７】
特許文献５には、曲げ性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板として、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：２．０〜４．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．０％およびＮ：０．０１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．５０％以下およびＮｂ：０．５０％以下の１種または２種をＴｉ＋Ｎｂ／２≧０．０３を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、フェライトの面積率が６０％以上であり、フェライトの平均粒径が１．０〜６．０μｍである鋼組織を有し、合金化溶融亜鉛めっき層は、質量％で、Ｆｅ：８〜１５％およびＡｌ：０．０８〜０．５０％を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなり、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度が５４０ＭＰａ以上であり、曲げ性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。【０００８】
特許文献６には、加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板として、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１７％、Ｓｉ：０．０１〜０．７５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：０．０８０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．２０％、Ｃｒ：０．３〜１．３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、鋼組織が、体積率で３０〜７０％のフェライト、３％未満の残留オーステナイト、および残部のマルテンサイトからなり、マルテンサイトのうちの２０％以上が焼戻しマルテンサイトである下地鋼板上に溶融亜鉛めっき層を有するものが記載されている。【０００９】
特許文献７には、曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板として、ｗｔ％で、Ｃ：０．１２〜０．３０％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：１〜３％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物よりなる鋼であって、表層部にＣ：０．１ｗｔ％以下の軟質層を片面で３〜１５ｖｏｌ％両面に有し、残部が１０ｖｏｌ％未満の残留オーステナイトと低温変態相あるいはさらにフェライトとの複合組織からなるものが記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開２００７−１６３１９号公報
【特許文献２】特開２００９−２１５６１６号公報
【特許文献３】特開２００９−２７０１２６号公報
【特許文献４】特開２０１０−５９４５２号公報
【特許文献５】特開２０１０−６５２６９号公報
【特許文献６】特開２０１０−７０８４３号公報
【特許文献７】特開平５−１９５１４９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかしながら、従来の技術では、高強度亜鉛めっき鋼板に曲げ加工を行った場合に、十分な曲げ性が得られないため、より一層曲げ性を向上させることが要求されていた。
以上のような現状に鑑み、本発明は、優れた曲げ性を有する高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、曲げ加工を行うことにより変形部に発生する母材である鋼板内部の亀裂、鋼板表面とめっき層との界面でのネッキング、めっき層の破壊・剥離の全てを防止できることにより、優れた曲げ性の得られる引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板を得るために鋭意検討を重ねた。その結果、本発明者らは、所定の化学成分を有し、母材鋼板組織において、残留オーステナイトが体積分率で８％以下に制限され、後述する硬度分布の尖度Ｋ＊が−０．３０以下であり、表層のビッカース硬さと１／４厚のビッカース硬さの比「（表層のビッカース硬さ）／（１／４厚のビッカース硬さ）」が０．３５〜０．７０である母材鋼板の表面に、鉄の含有量が８〜１２％である合金化亜鉛めっき層が形成された高強度亜鉛めっき鋼板とすればよいことを見出した。【００１３】
すなわち、このような高強度亜鉛めっき鋼板は、引張最大強度９００ＭＰａ以上のものであるが、母材鋼板の表層のビッカース硬さが１／４厚のビッカース硬さと比較して低く、曲げ加工を行った場合に母材鋼板の表層が容易に変形するものであり、しかも、母材鋼板組織において、破壊の起点となる残留オーステナイトが体積分率で８％以下に制限されているので、母材鋼板内部に亀裂（クラック）が発生しにくい。【００１４】
さらに、このような高強度亜鉛めっき鋼板は、硬度分布の尖度Ｋ＊が−０．３０以下のものであり、母材鋼板中における硬度の分布のばらつきが小さいものであるため、硬度差の大きい領域同士が接する境界が少なく、曲げ加工を行った場合に母材鋼板内部に亀裂（クラック）が発生しにくい。
また、このような高強度亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板の表層のビッカース硬さが１／４厚のビッカース硬さと比較して低く、母材鋼板の表層の延性が優れているものであるので、曲げ加工を行った場合における母材鋼板の表面と合金化亜鉛めっき層との界面における母材鋼板側のネッキングが防止され、母材鋼板の表面と合金化亜鉛めっき層との界面でのネッキングが生じにくい。【００１５】
また、このような高強度亜鉛めっき鋼板は、合金化亜鉛めっき層の鉄の含有量が８〜１２％であり、母材鋼板の表面と合金化亜鉛めっき層との界面における密着性が優れたものであるため、曲げ加工を行った場合に合金化亜鉛めっき層の破壊・剥離が生じにくい。
本発明は、かかる知見に基づいて完成させたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。【００１６】
（１）
質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．３００％、Ｓｉ：０．３０〜２．５０％、Ｍｎ：１．３０〜３．５０％、Ｐ：０．００１〜０．０５０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．００５〜１．５００％、Ｎ：０．０００１〜０．０１００％、Ｏ：０．０００１〜０．０１００％、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる母材鋼板の表面に、合金化亜鉛めっき層が形成されてなる引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板であり、前記母材鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、残留オーステナイトが体積分率で８％以下に制限され、前記母材鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、直径１μｍ以下の測定領域を複数設定して、前記複数の測定領域における硬度の測定値を小さい順に並べて硬度分布を得るとともに、硬度の測定値の全数に０．０２を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り上げて得た整数Ｎ０．０２を求め、最小硬度の測定値からＮ０．０２番目に大きな測定値の硬度を２％硬度とし、また、硬度の測定値の全数に０．９８を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り下げて得た整数Ｎ０．９８を求め、最小硬度の測定値からＮ０．９８番目に大きな測定値の硬度を９８％硬度としたとき、前記２％硬度と前記９８％硬度の間における前記硬度分布の尖度Ｋ＊が−０．３０以下であり、前記母材鋼板の表層のビッカース硬さと、前記母材鋼板の１／４厚のビッカース硬さの比が０．３５〜０．７０であり、前記合金化亜鉛めっき層の鉄の含有量が、質量％で８〜１２％である、曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。【００１７】
（２）
前記母材鋼板の組織が、前記母材鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、体積分率で１０〜７５％のフェライトと、合計で１０〜５０％のベイニティックフェライトとベイナイトのいずれか一方もしくは両方と、１０〜５０％の焼戻しマルテンサイトとを含み、フレッシュマルテンサイトが体積分率で１５％以下に制限され、パーライトが体積分率で５％以下に制限された、（１）に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。【００１８】
（３）
前記母材鋼板がさらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％の１種または２種を含有する、（１）に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。【００１９】
（４）
前記母材鋼板がさらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｗ：０．０１〜１．００％の１種または２種以上を含有する、（１）に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。【００２０】
（５）
前記母材鋼板がさらに、質量％で、Ｖ：０．００５〜０．１５０％含有する、（１）に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。【００２１】
（６）
前記母材鋼板がさらに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５０００質量％含有する、（１）に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。【００２２】
前記合金化亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物からなる皮膜とリンを含む複合酸化物からなる皮膜のいずれか一方もしくは両方が形成されている、（１）に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。【００２３】
質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．３００％、Ｓｉ：０．３０〜２．５０％、Ｍｎ：１．３０〜３．５０％、Ｐ：０．００１〜０．０５０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．００５〜１．５００％、Ｎ：０．０００１〜０．０１００％、Ｏ：０．０００１〜０．０１００％、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるスラブを１０５０℃以上に加熱し、８８０℃以上の仕上げ熱延温度で熱間圧延を完了し、７５０℃以下の温度域にて巻き取る熱間圧延工程と、鋼板を、６００℃〜Ａｃ１変態点間の温度範囲を１℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、（Ａｃ１変態点＋４０）℃〜Ａｃ３変態点間の焼鈍温度で、かつｌｏｇ（水分圧／水素分圧）が−３．０〜０．０の雰囲気で２０秒〜６００秒滞留するとともに、半径８００ｍｍ以下のロールを用いて２回以上の曲げ−曲げ戻し変形加工を行い、表裏面の累積歪量の差を０．００５０以下とした後、７４０℃〜６５０℃の温度範囲を１．０〜５．０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、６５０℃〜５００℃の温度範囲を５〜２００℃／秒の平均冷却速度で冷却する連続焼鈍工程と、連続焼鈍工程後の鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬してから４７０〜６５０℃の温度で１０〜１２０秒滞留する合金化処理を行うめっき合金化工程と、を備える、曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。【００２４】
（９）
前記熱間圧延工程後、前記連続焼鈍工程の前に、３０〜７５％の圧下率で冷延する冷間圧延工程を行う、（８）に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。【００２５】
（１０）
前記合金化処理工程後に、２００〜３５０℃の温度で３０〜１０００秒滞留する、（８）に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。【００２６】
（１１）
前記合金化処理工程後に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜を付与する工程を行う、（８）に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２７】
本発明によれば、優れた曲げ性を有する引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供できる。
【発明を実施するための形態】
【００２８】
本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．３００％、Ｓｉ：０．３０〜２．５０％、Ｍｎ：１．３０〜３．５０％、Ｐ：０．００１〜０．０５０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．００５〜１．５００％、Ｎ：０〜０．０１００％、Ｏ：０〜０．０１００％、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる母材鋼板の表面に、合金化亜鉛めっき層が形成されてなる引張強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板である。
【００２９】
（母材鋼板の化学成分）
まず、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を構成する母材鋼板の化学成分（組成）について説明する。なお、以下の説明における［％］は［質量％］である。
【００３０】
「Ｃ：０．０７５〜０．３００％」
Ｃは、母材鋼板の強度を高めるために含有される。しかし、Ｃの含有量が０．３００％を超えると溶接性が不十分となる。溶接性の観点から、Ｃの含有量は０．２５０％以下であることが好ましく、０．２２０％以下であることがより好ましい。一方、Ｃの含有量が０．０７５％未満であると強度が低下し、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが出来ない。強度を高めるため、Ｃの含有量は０．０９０％以上であることが好ましく、０．１００％以上であることがより好ましい。
【００３１】
「Ｓｉ：０．３０〜２．５０％」
Ｓｉは、母材鋼板における鉄系炭化物の生成を抑制し、強度と成形性を高めるために必要な元素である。また、固溶強化元素として、母材鋼板の表層の硬さを高めるため、伸びフランジ性を向上させる元素である。しかし、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると母材鋼板が脆化し、延性が劣化する。延性の観点から、Ｓｉの含有量は２．２０％以下であることが好ましく、２．００％以下であることがより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が０．３０％未満では合金化亜鉛めっき層の合金化処理中に粗大な鉄系炭化物が多量に生成し、強度および成形性が劣化する。この観点から、Ｓｉの下限値は０．５０％以上であることが好ましく、０．７０％以上がより好ましい。
【００３２】
「Ｍｎ：１．３０〜３．５０％」
Ｍｎは、母材鋼板の強度を高めるために含有される。しかし、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると母材鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じ、脆化が起こりやすくなり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすい。また、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると溶接性も劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は、３．５０％以下とする必要がある。溶接性の観点から、Ｍｎの含有量は３．２０％以下であることが好ましく、３．００％以下であることがより好ましい。一方、Ｍｎの含有量が１．３０％未満であると、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されるため、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが難しくなる。このことから、Ｍｎの含有量を１．３０％以上とする必要がある。Ｍｎの含有量は、さらに強度を高めるために、１．５０％以上であることが好ましく、１．７０％以上であることがより好ましい。
【００３３】
「Ｐ：０．００１〜０．０５０％」
Ｐは母材鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。Ｐの含有量が０．０５０％を超えると溶接部が大幅に脆化するため、Ｐの含有量を０．０５０％以下に限定した。Ｐの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｐの含有量を０．００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うことから、０．００１％を下限値とする。
【００３４】
「Ｓ：０．０００１〜０．０１００％」
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、Ｓの含有量の上限値を０．０１００％以下とした。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成して延性や伸びフランジ性を低下させるため、０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００２５％以下とすることがより好ましい。Ｓの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｓの含有量を０．０００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限値とする。
【００３５】
「Ａｌ：０．００５〜１．５００％」
Ａｌは鉄系炭化物の生成を抑えて母材鋼板の強度および成形性を高める。しかし、Ａｌの含有量が１．５００％を超えると溶接性が悪化するため、Ａｌの含有量の上限を１．５００％とする。この観点から、Ａｌの含有量は１．２００％以下とすることが好ましく、０．９００％以下とすることがより好ましい。また、Ａｌは脱酸材としても有効な元素であるが、Ａｌの含有量が０．００５％未満では脱酸材としての効果が十分に得られないことから、Ａｌの含有量の下限を０．００５％以上とする。脱酸の効果を十分に得るにはＡｌ量は０．０１０％以上とすることが好ましい。
【００３６】
「Ｎ：０．０００１〜０．０１００％」
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、延性および伸びフランジ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１００％以下とした。また、Ｎは、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。Ｎの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００１％未満にすると、製造コストの大幅な増加を招くことから、０．０００１％を下限値とする。
【００３７】
「Ｏ：０．０００１〜０．０１００％」
Ｏは、酸化物を形成し、延性および伸びフランジ性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。Ｏの含有量が０．０１００％を超えると、伸びフランジ性の劣化が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．０１００％以下とした。Ｏの含有量は０．００８０％以下であることが好ましく０．００６０％以下であることがさらに好ましい。Ｏの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｏの含有量を０．０００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限とした。
【００３８】
本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を構成する母材鋼板は、更に、必要に応じて、以下に示す元素を含んでいてもよい。
「Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％」
Ｔｉは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、母材鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｔｉの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、Ｔｉの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。成形性の観点から、Ｔｉの含有量は０．１００％以下であることがより好ましく、０．０７０％以下であることがさらに好ましい。Ｔｉの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｔｉによる強度上昇効果を十分に得るにはＴｉの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。母材鋼板の高強度化には、Ｔｉの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。
【００３９】
「Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％」
Ｎｂは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、母材鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｎｂの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、Ｎｂの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。成形性の観点から、Ｎｂの含有量は０．１００％以下であることがより好ましく、０．０６０％以下であることがさらに好ましい。Ｎｂの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎｂによる強度上昇効果を十分に得るにはＮｂの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。母材鋼板の高強度化には、Ｎｂの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。
【００４０】
「Ｂ：０．０００１〜０．０１００％」
Ｂは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ、生産性が低下する。このことから、Ｂの含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。生産性の観点から、Ｂの含有量は０．００５０％以下であることがより好ましく、０．００３０％以下であることがさらに好ましい。Ｂの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｂによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。高強度化には、Ｂの含有量が０．０００３％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。
【００４１】
「Ｃｒ：０．０１〜２．００％」
Ｃｒは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｃｒの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ、生産性が低下することから、Ｃｒの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｃｒの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｃｒによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｃｒの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
【００４２】
「Ｎｉ：０．０１〜２．００％」
Ｎｉは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｎｉの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｎｉの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｎｉの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎｉによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｎｉの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
【００４３】
「Ｃｕ：０．０１〜２．００％」
Ｃｕは微細な粒子として鋼中に存在することで強度を高める元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に替えて添加することができる。Ｃｕの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｃｕの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｃｕの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｃｕによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
【００４４】
「Ｍｏ：０．０１〜１．００％」
Ｍｏは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｍｏの含有量が１．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ、生産性が低下する。このことから、Ｍｏの含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｍｏの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｍｏによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
【００４５】
「Ｗ：０．０１〜１．００％」
Ｗは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｗの含有量が１．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ、生産性が低下することから、Ｗの含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｗの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｗによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｗの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
【００４６】
「Ｖ：０．００５〜０．１５０％」
Ｖは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、母材鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｖの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、Ｖの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。Ｖの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｖによる強度上昇効果を十分に得るにはＶの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。
【００４７】
「Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５０００％」
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭは、成形性の改善に有効な元素であり、１種又は２種以上を添加することができる。しかし、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が０．５０００％を超えると、却って延性を損なう恐れがある。このため、各元素の含有量の合計は０．５０００％以下であることが好ましい。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上の含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、母材鋼板の成形性を改善する効果を十分に得るには、各元素の含有量の合計が０．０００１％以上であることが好ましい。成形性の観点から、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が０．０００５％以上であることがより好ましく、０．００１０％以上であることがさら
に好ましい。
【００４８】
なお、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ  Ｅａｒｔｈ  Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明において、ＲＥＭやＣｅはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。また、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
【００４９】
（母材鋼板の組織）
本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の組織を規定した理由は以下のとおりである。
「残留オーステナイト：８％以下」
母材鋼板の組織は、母材鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、残留オーステナイトが体積分率で８％以下に制限されている。
残留オーステナイトは、強度および延性を大きく向上させるが、一方で破壊の起点となって曲げ性を大きく劣化させる。このため、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板では、母材鋼板の組織に含まれる残留オーステナイトが、体積分率で８％以下に制限される。高強度亜鉛めっき母材鋼板の曲げ性をさらに高めるには、残留オーステナイトの体積分率を５％以下とすることが好ましい。
なお、母材鋼板の組織全体において、残留オーステナイトが体積分率で８％以下に制限されていることが望ましい。しかしながら、母材鋼板の板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における金属組織は、母材鋼板全体の組織を代表する。従って、母材鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、残留オーステナイトが体積分率で８％以下に制限されていれば、実質的に、母材鋼板の組織全体において、残留オーステナイトが体積分率で８％以下に制限されているとみなすことができる。このため、本発明では、母材鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における残留オーステナイトが体積分率の範囲について規定した。
【００５０】
本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の組織は、上述の残留オーステナイトが体積分率で８％以下に制限されていることの他に、板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、体積分率で１０〜７５％のフェライトと、合計で１０〜５０％のベイニティックフェライトとベイナイトのいずれか一方もしくは両方と、１０〜５０％の焼戻しマルテンサイトとを含むことが好ましい。また、フレッシュマルテンサイトが体積分率で１５％以下に制限され、パーライトが体積分率で５％以下に制限されることが好ましい。本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の組織がこのような組織を有するものである場合、後述する硬度分布の尖度Ｋ＊が−０．３０以下となり、より優れた曲げ性を有する高強度亜鉛めっき鋼板となる。
なお同様に、これらフェライト等の金属組織が、母材鋼板の組織全体において所定の範囲であることが望ましい。しかしながら、母材鋼板の板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における金属組織は、母材鋼板全体の組織を代表する。従って、母材鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、体積分率で１０〜７５％のフェライトと、合計で１０〜５０％のベイニティックフェライトとベイナイトのいずれか一方もしくは両方と、１０〜５０％の焼戻しマルテンサイトとを含み、フレッシュマルテンサイトが体積分率で１５％以下に制限され、パーライトが体積分率で５％以下に制限されていれば、実質的に、母材鋼板の組織全体において、これらフェライト等の金属組織が所定の範囲内であるとみなすことができる。このため、本発明では、母材鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、これらフェライト等の金属組織の体積分率の範囲を規定した。
【００５１】
「フェライト：１０〜７５％」
フェライトは、延性の向上に有効な組織であり、母材鋼板の組織に体積分率で１０〜７５％含まれていることが好ましい。フェライトの体積分率が１０％未満である場合、十分な延性が得られない恐れがある。母材鋼板の組織に含まれるフェライトの体積分率は、延性の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。また、フェライトは軟質な組織であるため、体積分率が７５％を超えると十分な強度が得られない場合がある。母材鋼板の引張強度を十分高めるには、母材鋼板の組織に含まれるフェライトの体積分率を６５％以下とすることが好ましく、５０％以下とすることがさらに好ましい。
【００５２】
「パーライト：５％以下」
パーライトが多くなると、延性が劣化する。このことから、母材鋼板の組織に含まれるパーライトの体積分率は、５％以下に制限されることが好ましい。２％以下であることがより好ましい。
【００５３】
「合計で１０〜５０％のベイニティックフェライトとベイナイトのいずれか一方もしくは両方」
ベイニティックフェライトおよびベイナイトは、強度と延性のバランスに優れた組織であり、母材鋼板の組織に体積分率で合計で１０〜５０％のベイニティックフェライトとベイナイトが含まれていることが好ましい。また、ベイニティックフェライトおよびベイナイトは、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの中間の強度を有するミクロ組織であり、曲げ性の観点から合計で１５％以上含まれることがより好ましく、合計で２０％以上含まれることがさらに好ましい。一方、ベイニティックフェライトおよびベイナイトの体積分率が合計で５０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化するため好ましくない。なお、ベイニティックフェライトおよびベイナイトは、どちらか一方のみ含有しても良いし、両方を含有しても良い。
【００５４】
「フレッシュマルテンサイト：１５％以下」
フレッシュマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させるが、一方で破壊の起点となって曲げ性を大きく劣化させるため、母材鋼板の組織において、体積分率で１５％以下に制限されることが好ましい。曲げ性を高めるにはフレッシュマルテンサイトの体積分率を１０％以下とすることがより好ましく、５％以下とすることが更に好ましい。
【００５５】
「焼戻しマルテンサイト：１０〜５０％」
焼戻しマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させる組織であり、母材鋼板の組織に体積分率で５０％以下含まれていてもよい。引張強度の観点から、焼戻しマルテンサイトの体積分率は１０％以上とすることが好ましい。一方、母材鋼板の組織に含まれる焼戻しマルテンサイトの体積分率が５０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化することが懸念されるため好ましくない。
【００５６】
「その他」
本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の組織には、粗大なセメンタイトなど上記以外の組織が含まれていてもよい。しかし、母材鋼板の組織中に粗大なセメンタイトが多くなると、曲げ性が劣化する。このことから、母材鋼板の組織に含まれる粗大なセメンタイトの体積分率は、１０％以下であることが好ましく、５％以下であることがより好ましい。
【００５７】
本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板に含まれる各組織の体積分率は、例えば、以下に示す方法により測定できる。
残留オーステナイトの体積分率は、母材鋼板の板面に平行かつ１／４厚の面を観察面としてＸ線回折を行い、面積分率を算出し、それを持って体積分率と見なすことができる。
【００５８】
本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の組織に含まれるフェライト、パーライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトの体積分率は、母材鋼板の板面に垂直で、かつ、圧延方向（圧下方向）に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチングし、板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ  Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察して、各組織の面積分率を測定し、それを持って各組織の体積分率と見なすことができる。
上述したように、母材鋼板の板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における金属組織は、母材鋼板全体の組織を代表するので、母材鋼板の１／４厚における残留オーステナイトの体積分率、および、母材鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲におけるフェライト等の金属組織等の金属組織の体積分率を用いて、母材鋼板の組織全体の金属組織を認定することができる。
【００５９】
フェライトは塊状の結晶粒であって、内部に長径１００ｎｍ以上の鉄系炭化物が無い領域である。なお、フェライトの体積分率は、最高加熱温度において残存するフェライトと、フェライト変態温度域で新たに生成したフェライトの体積分率の和である。
ベイニティックフェライトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないものである。
ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、さらにそれらの炭化物が単一のバリアント、すなわち同一の方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一の方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものを意味している。
焼戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、さらにそれらの炭化物が複数のバリアント、すなわち異なる方向に伸長した複数の鉄系炭化物群に属するものである。
なお、ＦＥ−ＳＥＭを用いてラス状結晶粒内部の鉄系炭化物を観察し、その伸長方向を調べることによって、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは容易に区別しうる。
【００６０】
また、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトは、ナイタールエッチングでは十分に腐食されない。したがって、ＦＥ−ＳＥＭによる観察において上述の組織（フェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト）とは明瞭に区別される。
したがって、フレッシュマルテンサイトの体積分率は、ＦＥ−ＳＥＭにて観察された腐食されていない領域の面積分率と、Ｘ線によって測定した残留オーステナイトの面積分率との差分として求められる。
【００６１】
（硬度分布の尖度Ｋ＊）
本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板の所定範囲の硬度分布における尖度Ｋ＊が−０．３０以下である。ここで、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板における硬度分布は、次のように定められる。すなわち、母材鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、直径１μｍ以下の測定領域を複数設定して、前記複数の測定領域における硬度を測定する。そして、各測定領域の測定値を小さい順に並べて硬度分布を得る。そして、硬度の測定値の全数に０．０２を乗じた数であって、該数が小数を含む場合はこれを切り上げて得た整数Ｎ０．０２を求める。そして、最小硬度の測定値からＮ０．０２番目に大きな測定値の硬度を２％硬度とする。また、硬度の測定値の全数に０．９８を乗じた数であって、該数が小数を含む場合はこれを切り下げて得た整数Ｎ０．９８を求める。そして、最小硬度の測定値からＮ０．９８番目に大きな測定値の硬度を９８％硬度とする。そして、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、前記２％硬度と前記９８％硬度の間における硬度分布における尖度Ｋ＊が、−０．３０以下の範囲に定められる。
具体的には、例えば、母材鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、直径１μｍ以下の測定領域を１０００箇所設定し、それら１０００箇所に測定領域における硬度を測定した場合、「硬度の測定値の全数」は、１０００である。そして、それら１０００箇所の各測定領域で測定された硬度の測定値を小さい順に並べることにより、硬度分布が得られる。
この場合、硬度の測定値の全数（すなわち１０００）に０．０２を乗じた数（＝２０）が、「整数Ｎ０．０２」となる。そして、上記求めた硬度分布において、最小硬度の測定値からＮ０．０２番目（すなわち２０番目）に大きな測定値の硬度が２％硬度となる。
また同様に、硬度の測定値の全数（すなわち１０００）に０．９８を乗じた数（＝９８０）が、「整数Ｎ０．９８」となる。そして、上記求めた硬度分布において、最小硬度の測定値からＮ０．９８番目（すなわち９８０番目）に大きな測定値の硬度が９８％硬度となる。
なお、硬度の測定値の全数が１０００である場合について説明したが、硬度の測定値の全数が２０００（すなわち、２０００箇所で硬度を測定した場合)であれば、「整数Ｎ０．０２」は４０となり、「整数Ｎ０．９８」は１９６０となる。そして、最小硬度の測定値から４０番目に大きな測定値の硬度が２％硬度となり、１９６０番目に大きな測定値の硬度が９８％硬度となる。
また、上述の手順によって「整数Ｎ０．０２」を求める場合、０．０２を乗じた数が小数を含む場合は、小数点以下を切り上げて得た整数が、「整数Ｎ０．０２」となる。同様に、「整数Ｎ０．９８」を求める場合、０．９８を乗じた数が小数を含む場合は、小数点以下を切り上げて得た整数が、「整数Ｎ０．９８」となる。
【００６２】
ここで、本発明における硬度分布に用いられる「硬度」は、以下に示す方法により測定した測定値を意味する。すなわち、ベルコビッチタイプの三角すい圧子を備えたダイナミック微小硬度計を用いて、押込み深さ測定法にて、押込み荷重１ｇ重で硬度を測定する。なお、硬度の測定位置は、母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面における板厚の１／４を中心として母材鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲とする。また、硬度の測定値の全数は１００〜１００００の範囲とし、好ましくは１０００以上とする。
【００６３】
本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、上述した２％硬度と９８％硬度の間における硬度分布の尖度Ｋ＊が−０．３０以下のものであり、母材鋼板中における硬度の分布のばらつきが小さい。したがって、硬度差の大きい領域同士が接する境界が少なくなり、優れた曲げ性が得られる。より一層優れた曲げ性を得るためには、尖度Ｋ＊は−０．４０以下であることが好ましく、−０．５０以下であることがより好ましい。尖度Ｋ＊の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｋ＊を−１．２０以下とすることは経験上困難であることから、これを下限とする。但し、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板にあっては、この尖度Ｋ＊が、−０．４０超であっても良く、例えば−０．３５〜−０．３８程度でも構わない。
【００６４】
なお、尖度Ｋ＊とは、複数の測定領域における硬度の測定値のデータから下記式によって求められる数字であり、データの度数分布を正規分布と比較して評価した数値である。尖度が負の数になる場合は、データの度数分布曲線が相対的に平坦であることを表し、絶対値が大きいほど正規分布から外れることを意味する。
【００６５】
【数１】
2013018739.tif 000002
【００６６】
なお、上記式において、Ｈiは、最小硬度の測定値からｉ番目に大きな測定点の硬度を示し、Ｈ＊は、最小硬度からＮ０．０２番目に大きな測定点からＮ０．９８番目に大きな測定点までの平均硬度を示し、ｓ＊は、最小硬度からＮ０．０２番目に大きな測定点からＮ０．９８番目に大きな測定点までの標準偏差を示す。
【００６７】
（母材鋼板の表層と１／４厚のビッカース硬さの比）
また、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板の表層のビッカース硬さと、母材鋼板の１／４厚のビッカース硬さの比「（表層のビッカース硬さ）／（１／４厚のビッカース硬さ）」が０．３５〜０．７０である。なお、本発明において「母材鋼板の表層のビッカース硬さ」とは、母材鋼板の表面と合金化亜鉛めっき層との界面から母材鋼板側へ１０μｍ入った箇所のビッカース硬さを意味する。
【００６８】
母材鋼板の表層のビッカース硬さおよび母材鋼板の１／４厚のビッカース硬さは、以下に示す方法により測定できる。すなわち、母材鋼板の表面と合金化亜鉛めっき層との界面から母材鋼板側へ１０μｍ入った箇所と、母材鋼板の１／４厚の箇所で、母材鋼板の圧延方向に互いに１ｍｍ以上離れた５ヶ所においてビッカース硬さをそれぞれ測定し、最大値と最小値を破棄し、残り３点の平均値とする。ビッカース硬さの測定では、荷重を１００ｇｆとする。
【００６９】
本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板の表層のビッカース硬さと母材鋼板の１／４厚のビッカース硬さの比が上記範囲内であるので、母材鋼板の表層のビッカース硬さが１／４厚のビッカース硬さと比較して充分に低く、母材鋼板の表層が延性の優れるミクロ組織を有している。このため、高強度亜鉛めっき鋼板に曲げ加工を行った場合における母材鋼板の表面と合金化亜鉛めっき層との界面における母材鋼板側のネッキングが防止され、母材鋼板の表面と合金化亜鉛めっき層との界面でのネッキングが生じにくいものとなる。
【００７０】
母材鋼板の表層のビッカース硬さと母材鋼板の１／４厚のビッカース硬さの比が０．７０を超えると、母材鋼板の表層が硬く、母材鋼板の表面のネッキングを充分に防止できないため、曲げ性が不十分となる。より優れた曲げ性を得るために、母材鋼板の表層のビッカース硬さと母材鋼板の１／４厚のビッカース硬さの比を０．６０以下とすることが好ましい。また、母材鋼板の表層のビッカース硬さと母材鋼板の１／４厚のビッカース硬さの比が０．３５未満であると、伸びフランジ性が劣化する。良好な伸びフランジ性を得るために、母材鋼板の表層のビッカース硬さと母材鋼板の１／４厚のビッカース硬さの比は、０．３８以上とすることが好ましい。
【００７１】
（合金化亜鉛めっき層）
本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板の表面に合金化亜鉛めっき層が形成されている。合金化亜鉛めっき層は、合金化反応によって亜鉛めっき中に鋼中のＦｅが拡散してできたＦｅ−Ｚｎ合金を主体としており、合金化亜鉛めっき層中の鉄の含有量が質量％で８〜１２％である。本発明においては、合金化亜鉛めっき層中の鉄の含有量が８〜１２％であるので、高強度亜鉛めっき鋼板に曲げ加工を行った場合における合金化亜鉛めっき層の破壊・剥離を充分に防止できる。合金化亜鉛めっき層の鉄の含有量は、良好な耐フレーキング性を確保するために８．０％以上とされており、９．０％以上であることが好ましい。また、合金化亜鉛めっき層中の鉄の含有量は、良好な耐パウダリング性を確保するために１２．０％以下とされており、１１．０％以下であることが好ましい。また、合金化亜鉛めっき層には、不純物としてＡｌが含まれても良い。
【００７２】
合金化亜鉛めっき層は、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｓｒ、Ｉ、Ｃｓ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有しても良く、あるいは、それらが混入されてもよい。合金化亜鉛めっき層が、上記の元素の１種または２種以上を含有、あるいは混入されたものであっても、本発明の効果は損なわれず、その含有量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。
【００７３】
合金化亜鉛めっき層の付着量については特に制約は設けないが、耐食性の観点から２０ｇ／ｍ２以上、経済性の観点から１５０ｇ／ｍ２以下であることが望ましい。また、合金化亜鉛めっき層のの平均厚さは、１．０μｍ以上、５０μｍ以下とする。１．０μｍ未満では十分な耐食性が得られない。好ましくは２．０μｍ以上とする。一方、５０．０μｍ超では鋼板の強度を損なうため好ましくない。原料コストの観点からは、合金化亜鉛めっき層の厚さは薄いほど好ましく、３０．０μｍ以下であることが好ましい。
【００７４】
更に、前記合金化亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物からなる皮膜とリンを含む複合酸化物からなる皮膜のいずれか一方もしくは両方が形成されていても良い。
【００７５】
（製造方法）
次に、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を製造するには、最初に母材鋼板となる鋼板を製造する。鋼板を製造するには、まず、上述した化学成分（組成）を有するスラブを鋳造する。そして、１０５０℃以上に加熱し、８８０℃以上の仕上げ熱延温度で熱間圧延を完了し、７５０℃以下の温度域にて巻き取る熱間圧延工程を行う。
【００７６】
（熱間圧延工程）
熱間圧延工程に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものを用いることができる。本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法は、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスに適合する。
【００７７】
熱間圧延工程において、スラブ加熱温度は、１０５０℃以上にする必要がある。スラブ加熱温度が過度に低いと、仕上げ圧延温度がＡｒ３変態点を下回ってしまいフェライト及びオーステナイトの二相域での圧延が行われる。これにより、熱延板組織が不均質な混粒組織が生じ、冷間圧延工程及び連続焼鈍工程を経たとしても不均質な組織は解消されず、延性や曲げ性に劣る母材鋼板となる。また、スラブ加熱温度の低下は、過度の圧延荷重の増加を招き、圧延が困難となったり、圧延後の母材鋼板の形状不良を招いたりする懸念がある。スラブ加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、スラブ加熱温度の上限は１３５０℃以下とすることが望ましい。
【００７８】
なお、Ａｒ３変態点は次の式により計算する。
Ａｒ３＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）＋５２×Ａｌ
上記式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ａｌは各元素の含有量［質量％］である。元素を含有していない場合は、０として計算する。
【００７９】
また、仕上げ熱延温度は、８８０℃以上とする必要がある。仕上げ熱延温度が、８８０℃未満であると、仕上げ圧延時の圧延荷重が高くなって、熱間圧延が困難となったり、熱間圧延後に得られる熱延鋼板の形状不良を招いたりする懸念がある。また、熱間圧延の仕上げ熱延温度は、Ａｒ３変態点以上であることが好ましい。仕上げ熱延温度が、Ａｒ３点温度未満であると、熱間圧延がフェライト及びオーステナイトの二相域圧延となって、熱延鋼板の組織が不均質な混粒組織になる場合がある。
一方、仕上げ熱延温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、仕上げ熱延温度を過度に高温とした場合、その温度を確保するためにスラブ加熱温度を過度に高温にしなければならない。このことから、仕上げ熱延温度の上限温度は、１０００℃以下とすることが望ましい。
【００８０】
熱延鋼板の表面に形成される酸化物の厚さが過度に増大して、酸洗性が劣化することを防止するため、巻き取り温度は７５０℃以下とする。酸洗性をより一層高めるために、巻き取り温度は７２０℃以下であることが好ましく、７００℃以下であることがさらに好ましい。
一方、巻き取り温度が５００℃未満となると熱延鋼板の強度が過度に高まり、冷間圧延が困難となるため、巻き取り温度は５００℃以上とする。冷間圧延の負荷を軽減するため、巻き取り温度は５５０℃以上とすることが好ましく、６００℃以上とすることがより好ましい。
【００８１】
次に、このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行うことが好ましい。酸洗は、熱延鋼板の表面の酸化物を除去するものであることから、母材鋼板のめっき性向上のために重要である。また、酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けて行っても良い。
【００８２】
（冷間圧延工程）
酸洗後の熱延鋼板は、そのまま連続焼鈍工程に供しても構わないが、酸洗した熱延鋼板に対して板厚の調整や形状矯正を目的として冷間圧延工程を行ってもよい。冷間圧延工程を行う場合、板厚精度が高く優れた形状を有する母材鋼板を得るために、圧下率を３０〜７５％の範囲とすることが好ましい。圧下率が３０％未満であると、形状を平坦に保つことが困難であり、最終製品の延性が劣悪となる恐れがある。冷間圧延工程における圧下率は４０％以上であることが好ましく、４５％以上であることがより好ましい。一方、圧下率が７５％を超える冷延では、冷延荷重が大きくなりすぎて冷延が困難となる。このことから、圧下率は７５％以下であることが好ましい。冷延荷重の観点から、圧下率は７０％以下であることがより好ましい。
【００８３】
なお、冷間圧延工程において、圧延パスの回数、各圧延パス毎の圧下率については特に規定することなく本発明の効果は発揮される。
【００８４】
（連続焼鈍工程）
次に、熱間圧延工程後に得られた熱延鋼板、もしくは、冷間圧延工程後に得られた冷延鋼板を、連続焼鈍ラインに通板させる、連続焼鈍工程が行われる。本発明の連続焼鈍工程では、６００℃〜Ａｃ１変態点間の温度範囲を１℃／秒以上の平均加熱速度で鋼板が加熱される。そして、（Ａｃ１変態点＋４０）〜Ａｃ３変態点間の焼鈍温度で、かつ、ｌｏｇ（水分圧／水素分圧）が−３．０〜０．０の雰囲気で、２０秒〜６００秒、鋼板が滞留されるとともに、半径８００ｍｍ以下のロールを用いて２回以上の曲げ−曲げ戻し変形加工が鋼板に加えられ、表裏面の累積歪量の差を０．００５０以下とする処理が行われる。その後、７４０℃〜６５０℃の温度範囲を１．０〜５．０℃／秒の平均冷却速度で鋼板が冷却される。
【００８５】
本発明では、連続焼鈍工程が行われることにより、熱延鋼板、もしくは、冷延鋼板の内部のＣ量の分布が制御されて、冷延鋼板の内側の硬度が確保されつつ、表層の硬度が適度に低くされる。
連続焼鈍工程においては、まず、熱間圧延工程後に得られた熱延鋼板、もしくは、冷間圧延工程後に得られた冷延鋼板が、６００℃〜Ａｃ１変態点間の温度範囲を１℃／秒以上の平均加熱速度で加熱される。鋼板の温度が６００℃以上になると、鋼板からの脱炭が開始される。６００℃〜Ａｃ１変態点間の温度範囲では、鋼板に含まれる鉄は、内部も表面も同じｂｃｃ鉄である。本発明において、ｂｃｃ鉄とは、体心立方格子を持ったフェライト、ベイナイト、ベイニティックフェライト、マルテンサイトの総称である。
【００８６】
６００℃〜Ａｃ１変態点間の温度範囲では、鋼板に含まれる鉄は全てｂｃｃ鉄であるため、鋼板の表層の炭素だけでなく、鋼板の中心部の炭素も容易に最表層から抜け出しうる。６００℃〜Ａｃ１変態点間の温度範囲の加平均熱速度が１℃／秒未満であると、鋼板が６００℃からＡｃ１変態点に達するまでに長時間要するため、６００℃〜Ａｃ１変態点間の温度範囲において鋼板から抜け出すＣ量が多くなりすぎて、亜鉛めっき鋼板の強度が不十分となる恐れがある。亜鉛めっき鋼板の強度を確保するためには、６００℃〜Ａｃ１変態点間の温度範囲の平均加熱速度が２℃／秒以上であることが好ましい。６００℃〜Ａｃ１変態点間の平均加熱速度の上限は特に規定せずとも問題無いが、コストの観点から１００℃／秒以下とすることが好ましい。
【００８７】
その後、Ａｃ１変態点に達した鋼板をさらに加熱し、鋼板を、（Ａｃ１変態点＋４０）℃〜Ａｃ３変態点間の焼鈍温度で、かつｌｏｇ（水分圧／水素分圧）が−３．０〜０．０の雰囲気に２０秒〜６００秒滞留させるとともに、半径８００ｍｍ以下のロールを用いて、鋼板に２回以上の曲げ−曲げ戻し変形加工を行うことにより、表裏面の累積歪量の差を０．００５０以下とする焼鈍が行われる。
【００８８】
（Ａｃ１変態点＋４０）℃〜Ａｃ３変態点間の温度域（焼鈍温度）では、鋼板の表層のミクロ組織がｂｃｃ鉄であり、鋼板の中心部のミクロ組織がオーステナイトである状態となる。オーステナイトはｂｃｃ鉄と比較して、炭素を多く固溶できる。このため、炭素は、オーステナイトからｂｃｃ鉄へは拡散しにくく、ｂｃｃ鉄から外界あるいはオーステナイトへは容易に拡散する。したがって、焼鈍温度において、鋼板の中心部の炭素は中心部に留まり、鋼板の表層の炭素の一部は中心部に拡散し、残りが最表層から抜け出す。このことにより、鋼板は、中心部の炭素量が表層よりも多い分布を有するものとなる。
【００８９】
焼鈍温度が（Ａｃ１変態点＋４０）℃未満であると、炭素がｂｃｃ鉄から外界あるいはオーステナイトへ拡散しにくくなり、鋼板のＣ量の分布が表層よりも中心部が多くならない。このため、焼鈍温度は、（Ａｃ１変態点＋５０）℃以上であることが好ましく、（Ａｃ１変態点＋４０）℃以上であることがより好ましい。また、焼鈍温度がＡｃ３変態点を超えると、ｂｃｃ鉄が存在できず、表層の硬度を制御することが困難となり、かつ、残留オーステナイトの体積分率が高まるため、曲げ性が劣化する。したがって、焼鈍温度は、（Ａｃ３−１０）℃以下であることが好ましく、（Ａｃ３−１５）℃以下であることがより好ましい。
【００９０】
本発明においては、焼鈍を行う際の雰囲気をｌｏｇ（水分圧／水素分圧）が−３．０〜０．０であるものとする。水分圧と水素分圧の比の対数を−３．０〜０．０とすることで、焼鈍を行うことによる鋼板表層からの脱炭が適度に促進される。水分圧と水素分圧の比の対数が−３．０未満であると、焼鈍を行うことによる鋼板表層からの脱炭が不十分となる。脱炭を促進するために、水分圧と水素分圧の比の対数は、−２．５以上であることが好ましい。水分圧と水素分圧の比の対数が０．０超であると、焼鈍を行うことによる鋼板表層からの脱炭が過度に促進されて、亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の強度が不十分となる恐れがある。母材鋼板の強度を確保するために、水分圧と水素分圧の比の対数は、−０．５以下であることが好ましい。また、焼鈍を行う際の雰囲気は、窒素と水蒸気と水素とを含み、窒素を主体とするものであることが好ましく、窒素と水蒸気と水素の他に、酸素が含まれていてもよい。
【００９１】
本発明において、上記の焼鈍温度および雰囲気での滞留時間は、２０秒〜６００秒とされる。上記の滞留時間が２０秒未満であると、ｂｃｃ鉄から外界あるいはオーステナイトへと拡散する炭素の量が不十分となる。ｂｃｃ鉄から拡散する炭素の量を確保するために、滞留時間は、３５秒以上であることが好ましく、５０秒以上であることがより好ましい。また、上記の滞留時間が６００秒を超えると、最表層から抜け出す炭素の量が多くなり、表層の硬さが過度に低下する。表層の硬さを確保するために、滞留時間は、４５０秒以下であることが好ましく、３００秒以下であることがより好ましい。
【００９２】
焼鈍を行う際に、焼鈍温度かつ上記の雰囲気で半径８００ｍｍ以下のロールを用いて２回以上の曲げ−曲げ戻し変形加工を行い、表裏面の累積歪量の差を０．００５０以下とする。この曲げ−曲げ戻し変形加工により、母材鋼板となる鋼板の表層に歪が導入されて、最表層が効率的にｂｃｃ鉄に変態される。本発明においては、表裏面の累積歪量の差を０．００５０以下とするので、最終的に得られる亜鉛めっき鋼板の母材鋼板における表裏面での曲げ性の偏りが充分に少ないものとなる。これに対し、鋼板の表層に導入された歪量が表裏のいずれか一方の面に偏って、表裏面の累積歪量の差が０．００５０を超えると、表裏面の硬さ分布がアンバランスとなり、最終的に得られる亜鉛めっき鋼板の母材鋼板においても表裏面で曲げ性が異なるものとなり、好ましくない。鋼板の表裏面の累積歪量の差は小さいほど好ましく、０．００３０以下とすることが好ましい。
【００９３】
また、曲げ−曲げ戻し変形加工の回数は、特に上限は無いが、鋼板の表裏面の累積歪量が０．１００を超えると鋼板の形状を保てなくなるため、表裏面の累積歪量が０．１００以下である範囲であることが好ましい。
曲げ−曲げ戻し変形加工において用いるロールは、半径８００ｍｍ以下である。ロールの半径を８００ｍｍ以下とすることで、鋼板の表層に容易に歪を導入できる。ロールの半径が８００ｍｍを超えると、鋼板の表面に充分に歪を導入できず、表層がｂｃｃ鉄に変態されないために、表層の硬度が充分に低くならない。
【００９４】
曲げ−曲げ戻し変形加工では、曲げ外側において１度の曲げ加工で入るひずみ量が、引張ひずみで０．０００７以上〜０．０９１以下の範囲に制限された曲げ加工を複数回行う。十分な相変態をさせるため、１度の曲げ加工で入るひずみ量は、曲げ外側において０．００１０以上であることが好ましい。１度の加工で曲げ外側に入るひずみ量が０．０９１を超えると、鋼板の形状が保てない。この観点から、１度の加工で曲げ外側に入るひずみ量は０．０５０以下が好ましく、０．０２５以下が更に好ましい。
【００９５】
また、焼鈍の最高温度付近での曲げ−曲げ戻し変形加工により、鋼板の表層ではフェライト変態が進むが、歪の小さい鋼板の内部はフェライト変態が遅れてオーステナイトの比率が増え、表層と内部（１／４厚）の硬さに差が生じる。表層と内部（１／４厚）の硬さに有効な差を生じさせるためには、鋼板の板厚は、０．６ｍｍ以上、５．０ｍｍ以下であることが望ましい。０．６ｍｍ未満では、鋼板の形状を保つことが困難である。５．０ｍｍ超では、鋼板の温度を制御することが困難で、狙いの特性が得られない。また、ロール径が８００ｍｍ超では、鋼板の表層に十分なひずみを導入できない。ロール径の下限は特に定めないが、５０ｍｍ未満のロールを用いると設備の保守コストが増大するため、５０ｍｍ以上が好ましい。
【００９６】
次に、曲げ−曲げ戻し変形加工を行った後の鋼板を、７４０℃〜６５０℃の温度範囲において、１．０〜５．０℃／秒の平均冷却速度で冷却する。このことにより、鋼板の中心部のミクロ組織にｂｃｃ鉄であるフェライトが生成され、それに伴って鋼板中心部から表層部へＣの一部が拡散される。このことにより、鋼板の中心部と表層とのＣ量の濃度差が小さくなり、鋼板中のＣ量の分布が、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板における表層のビッカース硬さと１／４厚のビッカース硬さの比「（表層のビッカース硬さ）／（１／４厚のビッカース硬さ）」の範囲に対応するものとなる。
【００９７】
７４０℃〜６５０℃の温度範囲での平均冷却速度が１．０℃／秒未満であると、７４０℃〜６５０℃の温度範囲の滞在時間が長時間となってフェライトが多量に生成される。このため、鋼板の中心部から表層部へのＣの拡散が促進されて、鋼板の中心部の硬度と表層の硬度との差が不十分となる。また、７４０℃〜６５０℃の温度範囲での平均冷却速度が５．０℃／秒を超えると、鋼板の中心部のミクロ組織に生成されるフェライトの量が不足して、鋼板の中心部と表層とのＣ量の濃度差が大きすぎてしまう。
【００９８】
なお、曲げ−曲げ戻し変形加工を行った後、７４０℃〜６５０℃の温度範囲において鋼板を１．０〜５．０℃／秒の平均冷却速度で冷却する際には、ｌｏｇ（水分圧／水素分圧）が−３．０以下である雰囲気にされることが好ましい。このことによって、７４０℃〜６５０℃の温度範囲における鋼板の表層部から外界へのＣの放散を止めることができ、より効率的に表層部のＣを増加させることができるとともに、高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の強度を確保できる。
【００９９】
次に、本実施形態においては、６５０℃〜５００℃の温度範囲において、鋼板を５〜２００℃／秒の平均冷却速度で冷却する。鋼板が５００℃以下の温度範囲に冷却されることにより、鋼板の中心部のミクロ組織におけるフェライトの成長が停止され、鋼板の中心部と表層部との間の長距離のＣの拡散が停止される。
６５０℃〜５００℃の温度範囲での平均冷却速度が５℃／秒未満であると、パーライトおよび／または鉄系炭化物が多量に生成するため、残留オーステナイトが不十分となる。この観点から、平均冷却速度は７．０℃／秒以上であることが好ましく、８．０℃／秒以上であることがより好ましい。一方、６５０℃〜５００℃の温度範囲での平均冷却速度の上限は特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、平均冷却速度が２００℃／秒を超えるには特殊な設備が必要となり、コストの観点から冷却速度の上限を２００℃／秒とする。
【０１００】
次に、本実施形態においては、鋼板を、５００℃〜４００℃の温度範囲で１５〜１０００秒停留させることが好ましい。このことにより、母材鋼板となる鋼板は、好ましい量の残留オーステナイト、ベイナイトおよび／またはベイニティックフェライトを得る。４００℃以下では、ベイナイト変態が過度に進行し、残留オーステナイトへのＣ濃化が進むため、多くの残留オーステナイトが残ることから、残留オーステナイトの体積分率を８％以下とすることが難しくなる。また、５００℃〜４００℃の温度範囲での停留時間が１０００秒を超えると、破壊の起点として働く粗大な鉄系炭化物が生成し成長するため、曲げ性が大きく劣化する。
【０１０１】
（めっき合金化工程）
次に、連続焼鈍工程後の鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬してから４７０〜６５０℃の温度で１０〜１２０秒滞留する合金化処理を行う。これにより、母材鋼板の表面にＺｎ−Ｆｅ合金を含み、鉄の含有量が８〜１２％である合金化亜鉛めっき層が形成された本発明の高強度亜鉛めっき鋼板が形成される。
なお、通常、母材鋼板の炭素含有量が多いほど、合金化亜鉛めっき層に含まれる鉄の含有量が低いものになるとともに、母材鋼板と合金化亜鉛めっき層との密着性が低いものとなる。また、本発明においては、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板とするために、強度を向上させる元素である炭素を多く含有させている。しかし、本発明においては、連続焼鈍工程後に得られた母材鋼板となる冷延鋼板の表層の炭素濃度が低いため、めっき合金化工程において、鉄の含有量が８〜１２％である密着性に優れた合金化亜鉛めっき層が形成される。
【０１０２】
亜鉛めっき浴としては、特に限定されるものではなく、亜鉛めっき浴中にＰｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｓｒ、Ｉ、Ｃｓ、ＲＥＭの１種または２種以上が混入されていても本発明の効果を損なわず、その量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。また、亜鉛めっき浴中にＡｌが含まれていても良い。この場合、浴中のＡｌ濃度が０．０５％以上、０．１５％以下とすることが好ましい。
また、合金化処理の温度は、４８０〜５６０℃であることが好ましく、合金化処理の滞留時間は、１５〜６０秒であることが好ましい。
【０１０３】
本実施形態においては、合金化処理後に、２００〜３５０℃の温度で３０〜１０００秒滞留させることが好ましい。このことにより、高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板組織が、焼戻しマルテンサイトを含むものとなる。その結果、高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板組織が、残留オーステナイト、フェライト、ベイナイトおよび／またはベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトを有するものになり、このような母材鋼板組織を有することにより、上述した硬度分布の尖度Ｋ＊が−０．３０以下であるものとなる。
【０１０４】
なお、合金化処理後に、２００〜３５０℃の温度で３０〜１０００秒滞留させることに代えて、合金化処理後の鋼板を３５０℃以下まで冷却してマルテンサイトを生成させた後、３５０℃以上、５５０℃以下の温度範囲まで再加熱し、２秒以上滞留させることにより、焼戻しマルテンサイトを生成させても良い。また、連続焼鈍工程で５００℃以下の温度域まで冷却された鋼板を、さらに３５０℃以下まで冷却してマルテンサイトを生成させてから再加熱し、４００〜５００℃で滞留させることによっても、母材鋼板組織中に焼戻しマルテンサイトが生成される。
【０１０５】
さらに、本実施形態においては、室温まで冷却した高強度亜鉛めっき鋼板に対して、形状矯正のために圧下率０．０５〜３．００％で冷間圧延を施しても構わない。
【０１０６】
なお、本発明は、上記の例に限定されるものではない。
例えば、本発明においては、上述した方法により得られた亜鉛めっき鋼板の合金化亜鉛めっき層の表面に、Ｐ酸化物および／またはＰを含む複合酸化物からなる皮膜を付与しても構わない。
リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜は、鋼板を加工する際に潤滑剤として機能させることができ、母材鋼板の表面に形成した合金化亜鉛めっき層を保護することができる。
【実施例】
【０１０７】
本発明を、実施例を用いてさらに詳しく説明する。
表１および表２に示すＡ〜Ｚ、ＡＡ〜ＡＣ、表３に示すＢＡ〜ＢＦの化学成分（組成）を有するスラブを鋳造し、鋳造後直ちに表４〜表７に示す条件（スラブ加熱温度、仕上げ熱延温度）で熱間圧延し、冷却し、表４〜表７に示す温度で巻き取り、酸洗を施した。実験例４、１０、１６、２２、４９、５４、１０２、１０６は熱間圧延そのまま（冷間圧延なし）、他の実験例は表３〜表５に示す条件（圧下率）の冷間圧延を施した。そして、各実験例１〜１０９、２０１〜２１８の鋼板について、表８〜表１１に示す条件で連続焼鈍工程とめっき合金化工程を施した。【０１０８】
【表１】
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【０１０９】
【表２】
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【０１１０】
【表３】
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【０１１１】
【表４】
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【０１１２】
【表５】
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【０１１３】
【表６】
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【０１１４】
【表７】
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【０１１５】
【表８】
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【０１１６】
【表９】
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【０１１７】
【表１０】
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【０１１８】
【表１１】
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【０１１９】
表８〜表１１におけるＡｃ１変態点温度およびＡｃ３変態点温度は、焼鈍処理を行う前に、表４〜７の条件で処理した鋼板から小片を切り出し、１０℃／秒で加熱した際の体積膨張曲線を測定し求めた。
焼鈍においては、６００℃〜Ａｃ１変態点間の温度範囲を表８〜表１１に記載の平均加熱速度で通過し、表８〜表１１８に記載の最高加熱温度（焼鈍温度）まで加熱し、水分圧と水素分圧（ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を表８〜表１１に記載の条件で制御した窒素を主体とする雰囲気で、表８〜表１１に記載の滞留時間（連続焼鈍工程の滞留時間）で滞留させる脱炭処理を行った。【０１２０】
脱炭処理中（連続焼鈍工程中）に、実験例１〜１２および実験例１６〜２９では、半径４５０ｍｍのロールを用い、合計６回の曲げ−曲げ戻し変形加工を施した。実験例１３〜１５では、半径４５０ｍｍのロールを用い、合計７回の曲げ−曲げ戻し変形加工を施した。実験例３０〜４４では、半径７３０ｍｍのロールを用い、合計４回の曲げ−曲げ戻し変形加工を施した。実験例４５〜４８、実験例５５〜６９、実験例７３〜１０９では、半径６００ｍｍのロールを用い、合計６回の曲げ−曲げ戻し変形加工を施した。実験例４９〜５４、実験例７０〜７２では、半径７８０ｍｍのロールを用い、合計６回の曲げ−曲げ戻し変形加工を施した。
一方、実験例２０１〜２１８では、表１１に示す曲げ曲げ戻し変形加工回数で複数回（２〜１２回）の曲げ−曲げ戻し変形加工を行った。また、実験例２０１〜２１８では、曲げ−曲げ戻し変形加工を行うロールの半径を変化させた。実験例２０１〜２１８について行った各曲げ−曲げ戻し変形加工に用いたロールの最小ロール半径（ｍｍ）、平均ロール半径（ｍｍ）を表１１に示す。また、曲げ−曲げ戻し変形加工において、鋼板の表面および裏面のそれぞれに導入された総ひずみ量のうち、大きい方のひずみ量を最大合計ひずみとして示した。また、実験例２０１〜２１８では、鋼板の板厚を０．７０〜８．００ｍｍに変化させた。
表８〜表１１に記載の△εは、曲げ−曲げ戻し変形加工を行ったことにより導入される歪量を、鋼板の表裏面それぞれについて計算し、その差の絶対値を示したものである。【０１２１】
その後、７４０℃〜６５０℃の温度範囲を表８〜表１１に示す平均冷却速度で冷却し、６５０℃〜５００℃の温度範囲を表８〜表１１に示す平均冷却速度で冷却した。なお、実験例４７および５２では、７４０℃〜６５０℃の温度範囲にて鋼板を冷却する際に、冷却槽内の雰囲気をｌｏｇ（水分圧／水素分圧）＝−４．０とした。【０１２２】
次に、冷却後の鋼板を、５００〜４００℃の温度範囲で表８〜表１１に記載の停留時間（連続焼鈍工程と合金化処理の間の滞留時間）で停留させた。その後、鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、表８〜表１１に記載の温度で表８〜表１１に記載の滞留時間で滞留する合金化処理を行った。
合金化処理後、２００〜３５０℃の温度範囲で表８〜表１１に記載の滞留時間（合金化処理の滞留時間）で滞留させた。【０１２３】
室温まで冷却後、実験例７〜３４では圧下率０．１５％の冷間圧延を施し、実験例５３では圧下率１．５０％の冷間圧延を施し、実験例５４では圧下率１．００％の冷間圧延を施し、条件６１〜１００では圧下率０．２５％の冷間圧延を施した。
その後、実験例９および４９では亜鉛めっき鋼板の表層にＰを含む複合酸化物からなる皮膜を付与した。【０１２４】
実験例９および４９は合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面にＰを含む複合酸化物からなる皮膜を付与した例であり、成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。【０１２５】
実験例１〜１０９、２０１〜２１８の鋼板における１／８厚から３／８厚の範囲におけるミクロ組織を観察し体積分率を測定した。その結果を、表１２〜表１５に示す。表１２〜表１５において、「Ｆ」はフェライトを意味し、「Ｂ」はベイナイトを意味し、「ＢＦ」はベイニティックフェライトを意味し、「ＴＭ」は焼戻しマルテンサイトを意味し、「Ｍ」はフレッシュマルテンサイトを意味し、「残留γ」残留オーステナイトを意味する。【０１２６】
ミクロ組織分率のうち、残留オーステナイト量はＸ線回折によって測定し、他は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を切り出し、鏡面に研磨した断面をナイタールエッチングし、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ  Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて観察して求めた。
また、ＥＤＸを用いて、合金化亜鉛めっき層の１／２厚さにおける鉄の含有量を測定した。その結果を、表１２〜表１５に示す。【０１２７】
【表１２】
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【０１２８】
【表１３】
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【０１２９】
【表１４】
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【０１３０】
【表１５】
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【０１３１】
以下に示す方法により、実験例１〜１０９、２０１〜２１８の硬度を測定した。その結果を表１６〜表１９に示す。
母材鋼板の表層および１／４厚における硬さは、圧延方向に互いに１ｍｍ以上離れた５ヶ所においてビッカース硬さを測定し、最大値と最小値を破棄し、残り３点の平均値とした。ビッカース硬さの測定では、荷重を１００ｇｆとした。なお、表層のビッカース硬さは、合金化亜鉛めっき層と母材鋼板との界面から母材鋼板側へ４０μｍ入った線上において測定した。
硬度分布の尖度Ｋ＊は、ベルコビッチタイプの三角すい圧子を備えたダイナミック微小硬度計を用いて、押込み深さ測定法にて、押込み荷重１ｇ重で硬度を測定した結果を用いて算出した。なお、硬度の測定位置は、鋼板の板面に垂直で、かつ、圧延方向（圧下方向）に平行な板厚断面における板厚の１／４を中心として１／８厚〜３／８厚の範囲とした。また、硬度の測定値の全数は１０００とした。【０１３２】
【表１６】
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【０１３３】
【表１７】
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【０１３４】
【表１８】
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【０１３５】
【表１９】
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【０１３６】
表２０〜表２３に実験例１〜１０９、２０１〜２１８の鋼板の特性を以下に示す方法により評価した結果を示す。
実験例１〜１０９、２０１〜２１８の鋼板からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行い、降伏応力「ＹＳ」、引張強度「ＴＳ」、全伸び「ＥＬ」を測定した。
また、フランジ性を評価する穴広げ試験（ＪＦＳＴ１００１）を行い、伸びフランジ性の指標である穴広げ限界値「λ」を算出した。
また、９０度Ｖ曲げ試験を行った。実験例１〜１０９の鋼板から３５ｍｍ×１００ｍｍの試験片を切り出し、シャー切断面を機械研削し、曲げ半径を板厚の２倍として評価した。そして所定の形状となったものを合格（○）、所定の形状にならなかったものを不合格（×）とした。また、曲げ試験時には割れ、ネッキングおよびめっき剥離の有無を目視にて個別に評価し、それらが完全に無いものを合格（○）、あるものを不合格（×）とした。【０１３７】
【表２０】
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【０１３８】
【表２１】
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【０１３９】
【表２２】
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【０１４０】
【表２３】
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【０１４１】
表２０〜表２３に示すように、実験例１〜１０９、２０１〜２１８のうち本発明の実施例である実験例は全て、引張強度が９００ＭＰａ以上であり、かつ曲げ試験の結果が全て○であった。
これに対し、実験例１〜１０９、２０１〜２１８のうち比較例である実験例は、引張強度が９００ＭＰａ未満であるか、曲げ試験の結果に×が含まれており、高強度と曲げ性の両方に優れることを満足しなかった。【０１４２】
実験例１０７はＣの添加量が少なく、硬質組織が得られないため、強度が劣位である。
実験例１０８はＳｉの添加量が少なく、軟質組織の固溶強化が不十分であり、鋼板の表層硬さが内部と比べて大きく軟化するため、伸びフランジ性および強度が劣位である。
実験例１０９はＭｎの添加量が少なく、破壊の起点となる残留オーステナイトの体積分率が大きいため、伸びフランジ性および曲げ性が劣位である。【０１４３】
実験例９４は熱間圧延の完了温度が低い例であり、ミクロ組織が一方向に伸長した不均質なものとなるため、延性、伸びフランジ性および曲げ性が劣位である。
実験例９８は熱間圧延後にコイルへ巻取る温度が高い例であり、ミクロ組織が非常に粗大なものとなるため、延性、伸びフランジ性および曲げ性が劣位である。
実験例６は焼鈍工程における加熱速度が遅い例であり、鋼板の脱炭が進み、表層の硬さが大きく低下したため、伸びフランジ性および曲げ性が劣位である。【０１４４】
実験例１１は焼鈍工程における最高加熱温度が低い例であり、破壊の起点となる粗大な鉄系炭化物を多数含むため、延性、伸びフランジ性および曲げ性が劣位である。
一方、実験例１２は焼鈍工程における最高加熱温度が高い例であり、破壊の起点となる残留オーステナイトの体積分率が大きいため、伸びフランジ性および曲げ性が劣位である。【０１４５】
実験例１７は脱炭処理温度域における滞留時間が短い例であり、表層の硬さが過度に高いため、曲げ性が劣位である。
一方、実験例１８は脱炭処理温度域における滞留時間が長い例であり、表層の硬さが過度に低下したため、伸びフランジ性および曲げ性が劣位である。【０１４６】
実験例２３は脱炭処理温度域における雰囲気中の水蒸気分圧が高い例であり、表層の硬さが過度に低下したため、曲げ性が劣位である。
一方、実験例２４は脱炭処理温度域における雰囲気中の水蒸気分圧が低い例であり、表層の硬さが過度に高いため、曲げ性が劣位である。【０１４７】
実験例２８、２９は脱炭処理温度域において表面および裏面のそれぞれに導入された総ひずみ量の差、△εが大きい例であり、曲げ性が劣位である。
実験例３３は７４０℃〜６５０℃の平均冷却速度が低い例であり、鋼板内部の硬さ分布における尖度が大きいため、伸びフランジ性および曲げ性が劣位である。
一方、実験例３４は７４０℃〜６５０℃の平均冷却速度が高い例であり、鋼板内部の硬さ分布における尖度が大きいため、延性および曲げ性が劣位である。【０１４８】
実験例５は６５０℃〜５００℃の平均冷却速度が低い例であり、鋼板表層と内部との硬度差が小さく、また、鉄系炭化物が多量に生成しており、曲げ性が劣位である。
実験例３８はめっき層の合金化処理温度が高い例であり、めっき層中のＦｅ％が過剰であり、また、鋼板内部に破壊の起点となる粗大な鉄系炭化物が生成したため、延性、伸びフランジ性および曲げ性が劣位である。
一方、実験例３９はめっき層の合金化処理温度が低い例であり、めっき層中のＦｅ％が不足し、曲げ性が劣位である。【０１４９】
実験例４３はめっき層の合金化処理時間が短い例であり、めっき層中のＦｅ％が不足し、曲げ性が劣位である。
一方、実験例４４はめっき層の合金化処理時間が長い例であり、鋼板内部に破壊の起点となる粗大な鉄系炭化物が生成したため、延性、伸びフランジ性および曲げ性が劣位である。
実験例２０３は鋼板の板厚が著しく薄く、鋼板の平坦度が保てず、所定の特性評価試験を行えなかった。
実験例２０６は表面および裏面のそれぞれに導入された総ひずみ量の差、Δεが大きい例であり、曲げ性が劣位である。
実験例２０９および２１８は１回の曲げ加工によって導入されるひずみ量が小さく、表層の硬さが過度に硬いため、曲げ性が劣位である。
実験例２１２および２１５は１回の曲げ加工によって導入されるひずみ量が大きく、鋼板の形状が損なわれ、十分な平坦度が得られず、所定の特性評価試験を行えなかった。
【国際調査報告】
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