(57)【要約】引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら高い延性が得られ、機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板等を提供する。適正範囲の成分組成とされた鋼板の表面にめっき層を有する板厚０．６〜５．０ｍｍの高強度溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板組織が、体積分率で４０〜９０％のフェライト相および３％以上の残留オーステナイト相を含み、残留オーステナイト相は、固溶炭素量が０．７０〜１．００％、平均粒子径が２．０μｍ以下、粒子間の平均距離が０．１〜５．０μｍであり、鋼板表層部における脱炭層の厚さが０．０１〜１０．０μｍ、前記鋼板表層部に含まれる酸化物の平均粒子径が３０〜１２０ｎｍで平均密度が１．０×１０１２個／ｍ２以上であり、さらに、３〜７％の塑性変形時における加工硬化係数（ｎ値）が平均で０．０８０以上である。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０７５〜０．４００％、
Ｓｉ：０．０１〜２．００％、
Ｍｎ：０．８０〜３．５０％、
Ｐ  ：０．０００１〜０．１００％、
Ｓ  ：０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ：０．００１〜２．００％、
Ｎ  ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｏ  ：０．０００１〜０．０１００％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板の表面にめっき層を有する板厚０．６〜５．０ｍｍの高強度溶融亜鉛めっき鋼板であって、
鋼板の表面から板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、鋼板組織が、少なくとも体積分率で４０〜９０％のフェライト相、および、３％以上の残留オーステナイト相を含み、
前記残留オーステナイト相は、相中における固溶炭素量が０．７０〜１．００％であり、平均粒子径が２．０μｍ以下であるとともに、粒子間の平均距離が０．１〜５．０μｍであり、
鋼板表層部における脱炭層の厚さが０．０１〜１０．０μｍであり、前記鋼板表層部に含まれる酸化物の平均粒子径が３０〜１２０ｎｍであるとともに、その平均密度が１．０×１０１２個／ｍ２以上であり、
さらに、３〜７％の塑性変形時における加工硬化係数（ｎ値）が平均で０．０８０以上であることを特徴とする機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００１〜０．１５０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１００％、
Ｖ  ：０．００１〜０．３００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜２．００％、
Ｎｉ：０．０１〜２．００％、
Ｃｕ：０．０１〜２．００％、
Ｍｏ：０．０１〜２．００％、
Ｂ  ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｗ  ：０．０１〜２．００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
さらに、質量％で、
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．０１００％含有することを特徴とする請求項１に記載の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層が合金化されてなることを特徴とする機械切断特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
質量％で、
Ｃ  ：０．０７５〜０．４００％、
Ｓｉ：０．０１〜２．００％、
Ｍｎ：０．８０〜３．５０％、
Ｐ  ：０．０００１〜０．１００％、
Ｓ  ：０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ：０．００１〜２．００％、
Ｎ  ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｏ  ：０．０００１〜０．０１００％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物の化学成分を有するスラブを、直接または一旦冷却した後に１１８０℃以上に加熱し、８５０〜９５０℃を圧延完了温度とする熱間圧延を施した後に、５００〜６５０℃まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で急冷した後、コイルに巻き取り、４００℃まで１．０時間以上かけて徐冷する熱延工程と、
前記熱延工程に次いで酸洗した後、合計の圧下率を３０〜７５％とする冷間圧延を行う冷延工程と、
前記冷延工程後の鋼板を、６００〜７５０℃間の平均加熱速度を２０℃／ｓ以下として、７５０℃以上まで加熱し、次いで、７５０〜６５０℃間の平均冷却速度を１．０〜１５．０℃／ｓとして冷却し、６５０℃からの平均冷却速度を３．０℃／ｓ以上として冷却し、３００〜４７０℃の温度域において２０〜１０００秒停留させながら、該温度域において５〜１００ＭＰａの張力をかけつつ、曲げ半径を８００ｍｍ以下とする曲げ加工を１回以上施す焼鈍工程と、
前記焼鈍工程の後、めっき浴温度：４５０〜４７０℃、めっき浴進入時の鋼板温度：４３０〜４９０℃、めっき浴中における有効Ａｌ量：０．０１〜０．１８質量％の条件で鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬することにより、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施してめっき層を形成するめっき工程と、
前記めっき工程後に、１５０℃以下まで平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却する冷却工程と、を備え、
前記焼鈍工程は、予熱バーナーに用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積と、単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積との比である空気比：０．７〜１．２とされた条件の予熱帯において、４００〜８００℃の鋼板温度に加熱しながら通板させることで鋼板表層部に酸化物を生成させ、次いで、水蒸気（Ｈ２Ｏ）と水素（Ｈ２）との分圧比Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）：０．０００１〜２．０とされた還元帯において７５０℃以上まで加熱することにより、前記予熱帯において生成させた前記酸化物を還元した後に冷却を行うことを特徴とする機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項６に記載の方法で熱延工程、冷延工程、焼鈍工程、めっき工程までを行った後であって前記冷却工程の前、前記めっき工程で形成されためっき層に４７０〜６２０℃の温度で合金化処理を施すことを特徴とする機械切断特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車等に用いられる鋼板に対する高強度化の要求が高まってきており、特に、衝突安全性等の向上を目的として、引張最大応力が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板も用いられるようになってきている。【０００３】
一般に、鋼板の成形性は、高強度化に伴って劣化することから、高強度化しても成形性が劣化しない、即ち、成形性の良好な高強度鋼板の開発が進められている。例えば、特許文献１に記載の鋼板においては、鋼板組織をフェライトおよびマルテンサイトより成る組織とし、高強度でありながら高い伸びを確保している。さらに、特許文献２に記載された、フェライト、残留オーステナイトおよびベイナイト組織から成る鋼板は、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用することで、さらなる高延性が得られている。また、これら特許文献１、２に記載されたような鋼板は、衝突エネルギー吸収能にも優れていることから、自動車用構造部材として多くの部材に使用されている。【０００４】
一方で、従来の高強度鋼板においては、上述の成形上の課題に加えて、鋼板の高強度化に伴い、これら鋼板を加工する装置の劣化が問題となっている。例えば、シャー切断や打ち抜き加工においては、高強度鋼板に加工を施すことから、シャー刃や打ち抜き工具の磨耗や刃こぼれといった問題が顕在化し、工具寿命の低下が問題となっている。また、これらの加工を行う際は、切断や打ち抜き荷重も大きいことから、装置の能力向上も必須となる。【０００５】
機械切断や打ち抜き時の切断過程は、鋼板の塑性変形の過程、シャーやポンチと鋼板との接触位置、ダイと鋼板との接触位置での亀裂形成過程、さらには、これら亀裂が伝播−連結する過程の、３つの過程に分けることが出来る。上述のような塑性変形の過程や亀裂伝播過程は、室温や通常の加工（歪）速度での延性破壊に分類されることから、鋼板強度の増加とともに、亀裂伝播に要するエネルギーも増大する。この結果、高強度化に伴う切断荷重の増加は避けられないものとなっている。【０００６】
上述のような、機械加工の際の切断性や被削性を改善した鋼板として、例えば、特許文献３、４に記載の鋼板が知られている。特許文献３、４に記載の鋼板は、鋼中に、Ｐｂ、Ｓ、Ａｌを所定量添加して、ＭｎＳ系の硫化物やＡｌ２Ｏ３を分散させることで、切削加工時の被削性を向上させたものである。特許文献３、４によれば、鋼中にＭｎＳやＡｌ２Ｏ３といった変形能の乏しい介在物を分散させ、切削加工時にこれら介在物を破壊させることで、被削性を向上させている。しかしながら、特許文献３、４の鋼板は、鋼中の全体にわたって多量の介在物（ＭｎＳ系の硫化物、Ａｌ２Ｏ３）を含むことから、プレス成形や穴拡げ加工に代表される自動車用鋼板として必要不可欠な成形性に劣るため、プレス成形を行う部材への適用が難しいという問題があった。加えて、Ｐｂの添加は、環境問題の観点からも好ましくないという問題があった。【０００７】
これに対し、特許文献５においては、鋼板の表層のみに酸化物を分散させた鋼板が開示されている。特許文献５に記載の技術によれば、鋼板中にＳｉやＡｌを添加するとともに、熱間圧延時に高温巻き取りを行うか、あるいは、熱延鋼板に付加的な処理を施すことで、鋼板表層にＳｉやＭｎの酸化物を形成させ、機械切断や打ち抜き加工等の加工性を向上させるというものである。【０００８】
しかしながら、特許文献５に記載されたような一連の反応においては、熱延段階で付加的な熱処理を行うことで、亀裂形成を促進する酸化物を分散させることから、冷間圧延のような大きな塑性変形を行う工程においても亀裂形成を促進し、板破断を誘発しやすくなる虞がある。加えて、機械加工性の向上が可能となる多量の酸化物を形成させると、より強加工を伴う冷延加工の際に、酸化物を起点に亀裂が形成されるか、あるいは、圧延時に酸化物が剥離して鋼板とロール間に噛み込まれることで、鋼板表面の疵の原因になるという問題がある。また、特許文献５においては、切断時の機械切断特性向上を意図した構成とはされていない。【０００９】
また、特許文献６では、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．２５％、Ｓｉ：０．３〜２．５０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０７％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．６０％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．０００５〜０．００７％を含有する鋼成分を有し、鋼板組織が主としてフェライトおよびマルテンサイトからなる鋼板の表層において、鋼板の表層４μｍ以下の結晶粒界、もしくは、結晶粒内のいずれか一方、あるいは両方に、Ｓｉを含有する酸化物を２×１０６（個／ｍｍ２）以上の分布で含有する高強度冷延鋼板が提案されている。特許文献６に記載の高強度冷延鋼板によれば、引張最大強度９００ＭＰａ以上を確保するとともに、機械切断特性に優れているとされている。しかしながら、特許文献６に記載の高強度冷延鋼板では、延性が不十分であり、複雑な形状の部材を成形することは困難であるという問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開昭５７−１４３４３５号公報
【特許文献２】特開平０１−２３０７１５号公報
【特許文献３】特開昭５９−２０５４５３号公報
【特許文献４】特開昭６２−２３９７０号公報
【特許文献５】特許第３８７０８９１号公報
【特許文献６】特開２０１１−１１１６７３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明は上記問題に鑑みてなされたものであり、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら高い延性が得られ、機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者等は、上記問題を解決するために鋭意検討を行った。その結果、鋼成分、圧延条件、および、圧延後の焼鈍条件等を適正化することにより、鋼板組織における残留オーステナイト相の割合を所定以上に制御しながら、該残留オーステナイト相に含まれる固溶炭素量や平均粒子径、粒子間平均距離を所定範囲に制限し、さらに、鋼板表層部における脱炭層の厚さ、酸化物の平均粒径および平均密度を所定範囲に制限できることを知見した。このように、高強度溶融亜鉛めっき鋼板において、鋼板組織中の残留オーステナイト相を適正化することにより、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保しながら優れた延性と機械切断特性が得られることを見出すとともに、さらに、鋼板表層部における脱炭層の厚さや酸化物のサイズ等を適正化することにより、めっき層の密着性が高められることを見出し、本発明を完成させた。
即ち、本発明の要旨は以下のとおりである。【００１３】
［１］  質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．４００％、Ｓｉ：０．０１〜２．００％、Ｍｎ：０．８０〜３．５０％、Ｐ：０．０００１〜０．１００％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．００１〜２．００％、Ｎ：０．０００１〜０．０１００％、Ｏ：０．０００１〜０．０１００％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板の表面にめっき層を有する板厚０．６〜５．０ｍｍの高強度溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板の表面から板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、鋼板組織が、少なくとも体積分率で４０〜９０％のフェライト相、および、３％以上の残留オーステナイト相を含み、前記残留オーステナイト相は、相中における固溶炭素量が０．７０〜１．００％であり、平均粒子径が２．０μｍ以下であるとともに、粒子間の平均距離が０．１〜５．０μｍであり、鋼板表層部における脱炭層の厚さが０．０１〜１０．０μｍであり、前記鋼板表層部に含まれる酸化物の平均粒子径が３０〜１２０ｎｍであるとともに、その平均密度が１．０×１０１２個／ｍ２以上であり、さらに、３〜７％の塑性変形時における加工硬化係数（ｎ値）が平均で０．０８０以上であることを特徴とする機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［２］  さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．１５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．１００％、Ｖ：０．００１〜０．３００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］  さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜２．００％、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、Ｗ：０．０１〜２．００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記［１］または［２］に記載の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［４］  さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．０１００％含有することを特徴とする上記［１］〜［３］の何れかに記載の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［５］  上記［１］〜［４］の何れかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層が合金化されてなることを特徴とする機械切断特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。【００１４】
［６］  質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．４００％、Ｓｉ：０．０１〜２．００％、Ｍｎ：０．８０〜３．５０％、Ｐ：０．０００１〜０．１００％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．００１〜２．００％、Ｎ：０．０００１〜０．０１００％、Ｏ：０．０００１〜０．０１００％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物の化学成分を有するスラブを、直接または一旦冷却した後に１１８０℃以上に加熱し、８５０〜９５０℃を圧延完了温度とする熱間圧延を施した後に、５００〜６５０℃まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で急冷した後、コイルに巻き取り、４００℃まで１．０時間以上かけて徐冷する熱延工程と、前記熱延工程に次いで酸洗した後、合計の圧下率を３０〜７５％とする冷間圧延を行う冷延工程と、前記冷延工程後の鋼板を、６００〜７５０℃間の平均加熱速度を２０℃／ｓ以下として、７５０℃以上まで加熱し、次いで、７５０〜６５０℃間の平均冷却速度を１．０〜１５．０℃／ｓとして冷却し、６５０℃からの平均冷却速度を３．０℃／ｓ以上として冷却し、３００〜４７０℃の温度域において２０〜１０００秒停留させながら、該温度域において５〜１００ＭＰａの張力をかけつつ、曲げ半径を８００ｍｍ以下とする曲げ加工を１回以上施す焼鈍工程と、前記焼鈍工程の後、めっき浴温度：４５０〜４７０℃、めっき浴進入時の鋼板温度：４３０〜４９０℃、めっき浴中における有効Ａｌ量：０．０１〜０．１８質量％の条件で鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬することにより、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施してめっき層を形成するめっき工程と、前記めっき工程後に、１５０℃以下まで平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却する冷却工程と、を備え、前記焼鈍工程は、予熱バーナーに用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積と、単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積との比である空気比：０．７〜１．２とされた条件の予熱帯において、４００〜８００℃の鋼板温度に加熱しながら通板させることで鋼板表層部に酸化物を生成させ、次いで、水蒸気（Ｈ２Ｏ）と水素（Ｈ２）との分圧比Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）：０．０００１〜２．０とされた還元帯において７５０℃以上まで加熱することにより、前記予熱帯において生成させた前記酸化物を還元した後に冷却を行うことを特徴とする機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［７］  上記［６］に記載の方法で熱延工程、冷延工程、焼鈍工程、めっき工程までを行った後、さらに、前記めっき工程で形成されためっき層に４７０〜６２０℃の温度で合金化処理を施すことを特徴とする機械切断特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。【００１５】
なお、本発明において規定する加工硬化係数（ｎ値）とは、絞り加工性（延性）の目安となる特性値であり、降伏点以上の塑性域における応力σとひずみεとの関係を近似させた時の指数ｎのことを言う。この際の近似式としては、材料にもよるが、例えば、最も単純なσ＝Ｃεｎのｎ乗硬化則の他、鉄鋼材料に最適なＳｗｉｆｔの式等を用いることができる。このｎ値が大きいほど、局部収縮発生までの延びが大きいことから延性が向上する一方、ｎ値が小さい方が機械切断特性は向上するという特性がある。
【発明の効果】
【００１６】
本発明の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板によれば、上記の如く、鋼成分、鋼板組織、鋼板表層部における脱炭層の厚さ並びに酸化物のサイズ等を適正範囲に規定した構成を採用している。即ち、鋼板組織中に残留オーステナイト相が所定以上含まれることで加工硬化能が高められ、鋼板の強度および延性を向上できる一方、残留オーステナイト相中の固溶炭素量を制限するとともに平均粒子径を抑えて密度を高めることにより、鋼板を加工する際の機械切断特性（打ち抜き加工性）が向上する。さらに、鋼板表層部における脱炭層の厚さ、並びに、酸化物の平均粒子径および平均密度を制限することにより、めっき層の密着性が向上する。従って、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保しながら、優れた延性と機械切断特性が得られる高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が実現できる。【００１７】
また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法によれば、鋼成分を適正範囲とし、熱間圧延および冷間圧延、並びに、圧延後の焼鈍条件を所定範囲に制限する方法を採用している。これにより、鋼板組織における残留オーステナイト相の割合を所定以上に制御するとともに、該残留オーステナイト相に含まれる固溶炭素量を制限しながら、平均粒子径や粒子間平均距離を所定範囲に制限することができるので、鋼板の強度および延性、並びに機械切断特性を向上させることが可能となる。さらに、鋼板表層部における脱炭層の厚さ、酸化物の平均粒子径および平均密度を所定範囲に制限することができることから、めっき層の密着性を向上させることが可能となる。従って、上述のような、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保しながら、優れた延性と機械切断特性が得られる高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが可能となる。【００１８】
従って、本発明の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法を、特に自動車分野に適用することにより、車体の強度増強に伴う安全性の向上や、部材加工時の加工性の向上等のメリットを十分に享受することができ、その社会的貢献は計り知れない。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
以下、本発明の実施形態である機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法について説明する。なお、本実施形態は、本発明の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り本発明を限定するものではない。なお、以下の説明においては、特に指定の無い限り、「％」は「質量％」を表す。
【００２０】
［高強度溶融亜鉛めっき鋼板］
本実施形態の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板（以下、単に高強度溶融亜鉛めっき鋼板と略称することがある）は、質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．４００％、Ｓｉ：０．０１〜２．００％、Ｍｎ：０．８０〜３．５０％、Ｐ：０．０００１〜０．１００％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．００１〜２．００％、Ｎ：０．０００１〜０．０１００％、Ｏ：０．０００１〜０．０１００％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板の表面にめっき層を有してなる。また、本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、板厚０．６〜５．０ｍｍである。また、本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板の表面から板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、鋼板組織が、少なくとも体積分率で４０〜９０％のフェライト相、および、３％以上の残留オーステナイト相を含み、この残留オーステナイト相は、相中における固溶炭素量が０．７０〜１．００％であり、平均粒子径が２．０μｍ以下であるとともに、粒子間の平均距離が０．１〜５．０μｍとされている。さらに、本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板表層部における脱炭層の厚さが０．０１〜１０．０μｍであり、鋼板表層部に含まれる酸化物の平均粒子径が３０〜１２０ｎｍであるとともに、その平均密度が１．０×１０１２個／ｍ２以上とされている。そして、本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、３〜７％の塑性変形時における加工硬化係数（ｎ値）が平均で０．０８０以上とされている。
ここで、鋼板の表面から板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲とは、鋼板の表面から板厚の１／４を中心とした１／８厚〜鋼板の表面から板厚の１／４を中心とした３／８厚の範囲をいう。また、この範囲の組織に注目しているのは、この範囲の組織は鋼板表層部の脱炭層を除いた鋼板全体の組織を代表するものであると考えてよいからである。すなわち、１／８厚〜３／８厚の範囲で上記のような鋼板組織であれば、鋼板表層部の脱炭層を除いた鋼板全体が上記のような組織であると判断できるからである。
【００２１】
本発明者等は、引張最大強度が９００ＭＰａ以上である高強度溶融亜鉛めっき鋼板において、優れた延性を確保しながら、高い機械切断特性を実現するために鋭意研究を重ねた。この結果、まず、鋼成分を適正範囲に制限するとともに、圧延条件、および、圧延後の焼鈍条件を後述の適正範囲とすることで、鋼板組織における残留オーステナイト相の割合を所定以上に制御し、かつ、残留オーステナイト相に含まれる固溶炭素量を制限しながら、平均粒子径や粒子間平均距離を所定範囲に制限することが出来ることを見出した。これにより、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の延性と機械切断特性の両方を向上させることが可能となることを突き止めた。
【００２２】
『鋼鈑板厚』
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の板厚は０．６〜５．０ｍｍである。板厚が０．６ｍｍ未満では鋼板の形状を平坦に保つことが困難であり、適当ではない。したがって、板厚は０．６ｍｍ以上であることが好ましい。また、５．０ｍｍを超えると曲げ加工に伴うひずみが入らず、ベイナイトの微細分散化が困難となり、所定の鋼板組織を生成することが困難になる。したがって、板厚は５．００ｍｍ以下であることが好ましい。
【００２３】
『鋼板組織』
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の鋼板組織は、鋼板の表面から板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、鋼板組織が、少なくとも体積分率で４０〜９０％のフェライト相、および、３％以上の残留オーステナイト相を含む。また、残留オーステナイト相は、相中における固溶炭素量が０．７０〜１．００％であり、平均粒子径が２．０μｍ以下であるとともに、粒子間の平均距離が０．１〜５．０μｍである。
【００２４】
「残留オーステナイト相」
残留オーステナイト相は加工硬化能を高め、強度および延性を向上させる組織であり、本発明においては、残留オーステナイト相の体積分率は３％以上とする。また、延性をさらに高めるためには、残留オーステナイト相の体積分率を５％以上とすることがより好ましく、７％以上とすることがさらに好ましい。一方、３０％を超える残留オーステナイト相を得るには、ＣやＭｎ等のオーステナイト安定化元素を多量に添加する必要があり、溶接性が著しく劣化してしまう。したがって、本発明では、残留オーステナイト相の体積分率を３０％以下とすることが好ましい。また、溶接性の観点から、残留オーステナイト相の体積分率は２５％以下であることが好ましく、２０％以下であることがさらに好ましい。
なお、残留オーステナイトの体積分率は、鋼板の板面に平行かつ鋼板の表面から板厚の１／４の面を観察面としてＸ線解析を行い、面積分率を算出し、それを持って１／８厚〜３／８厚における残留オーステナイトの体積分率とみなすことができる。なお、観察面は鋼板の板面に平行であれば、鋼板の表面から板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲の任意の位置に設定しても構わない。
【００２５】
残留オーステナイト相による機械切断特性の劣化を抑えるには、加工によって変態した後のマルテンサイトの強度を抑制するとともに、残留オーステナイト相の固溶炭素量を制限して軽度の加工によって容易に変態するようにし、かつ、残留オーステナイト相の平均粒子径を抑えて密度を高めることにより、機械切断に対して容易に破断する鋼板となる。
【００２６】
また、残留オーステナイト相に固溶する元素量は、残留オーステナイト相の安定性を決定し、残留オーステナイト相が硬質なマルテンサイトへ変態するために必要なひずみ量を変化させる。このため、残留オーステナイト相の固溶元素量を制御することで加工硬化挙動を制御し、形状凍結性、延性および引張強度を大きく向上させることが可能である。
【００２７】
残留オーステナイト相中における固溶炭素量は１．００％以下とする。残留オーステナイト相中の固溶炭素量が１．００％を超えると、残留オーステナイト相が過度に安定となる。このような鋼板を切断すると、周辺のフェライト組織の延性が著しく劣化した後にマルテンサイトへ変態し、フェライトとマルテンサイトの界面が容易に剥離するため好ましくない。また、残留オーステナイト相をマルテンサイトに効率的に変態させるには、残留オーステナイト相中の固溶炭素量は０．９６％以下であることが好ましい。一方、残留オーステナイト相中の固溶炭素量が０．７０％を下回ると、焼鈍工程後に室温まで冷却する過程でマルテンサイト変態が始まり、残留オーステナイト相の体積分率が確保できないため、固溶炭素量は０．７０％以上とする。また、十分な量の残留オーステナイト相を得るには、固溶炭素量は０．７５％以上であることが好ましく、０．８０％以上であることがより好ましい。
【００２８】
なお、残留オーステナイト相中の固溶炭素量（Ｃγ）は、残留オーステナイト相の面積分率の測定と同じ条件でＸ線回折試験を行い、残留オーステナイト相の格子状数ａを求め、下記式（１）を用いて求めることができる。式（１）は、文献「Scripta Metallurgica et Materialia,vol.24,1990,p509-514」に開示されたものである。
【００２９】
【数１】
2013047739.tif 000002
【００３０】
また、固溶炭素量の測定方法は上記の手法に限らない。例えばＥＭＡ法や三次元アトムプローブ（３Ｄ−ＡＰ）を用いた直接観察を行って、各種元素の濃度を測定しても良い。
【００３１】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の鋼板組織に含まれる残留オーステナイト相は、相中における固溶炭素量が０．７０〜１．００％であり、平均粒子径が２．０μｍ以下であるとともに、粒子間の平均距離が０．１〜５．０μｍである。
【００３２】
残留オーステナイト相の結晶粒径が粗大であると、オーステナイトを起点とした割れが発生する。このため、本発明では、残留オーステナイト相の平均粒子径を２．０μｍ以下に規定する。また、残留オーステナイト相の平均粒子径は、１．５μｍ以下とすることがより好ましく、１．２μｍ以下とすることがさらに好ましい。なお、残留オーステナイト相の平均粒子径の下限は特に定めないが、巨大ひずみを加える圧延機や急速加熱装置などの特殊な設備が必要となり、コストが大幅に上昇することから、０．１μｍ以上とすることが好ましい。
【００３３】
また、残留オーステナイト相の結晶粒間の距離が過度に離れていると、オーステナイト粒間に粗大な割れが発生し、切断性が劣化することから、切断性の向上には、オーステナイト粒間距離を小さくして、微小な割れを多数発生させる必要がある。このため、本発明では、残留オーステナイト相の粒子間の平均距離を５．０μｍ以下に規定する。また、残留オーステナイト相の粒子間の平均距離は、３．５μｍ以下とすることがより好ましく、２．５μｍ以下とすることがさらに好ましい。一方、残留オーステナイト相の結晶粒間の距離が過度に狭まると、一つのオーステナイト粒またオーステナイト粒が変態して生成したマルテンサイトにより生じた亀裂が、隣接するオーステナイト粒またはオーステナイト粒が変態して生成したマルテンサイトに容易に伝播するため、複数のオーステナイト粒が集まって事実上一つのオーステナイト粒として働くことになる。個々のオーステナイトが個別に活動するためには、残留オーステナイト相の粒子間の平均距離を０．１μｍ以上とする必要がある。また、残留オーステナイト相の粒子間の平均距離は、０．３μｍ以上とすることがより好ましく、０．５μｍ以上とすることがさらに好ましい。
【００３４】
なお、残留オーステナイト相の結晶粒は、圧延方向に平行でかつ板面に垂直な断面であって、鋼板の表面から板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ  Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用い、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｈ−Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法による高分解能結晶方位解析を行うことで評価することができる。例えば、測定ステップを０．１μｍとし、鉄ＦＣＣの回折パターンを示す点が１０点以上集合し、かつ互いの結晶方位差が１０°未満である領域を残留オーステナイトの結晶粒とする。そして、粒子間の平均距離については、｛粒子間の平均距離Ｌ＝（［観察面積］／［結晶粒の個数］）１／２｝とし、１００００μｍ２以上の範囲において測定するか、あるいは１５０個以上の残留オーステナイト結晶粒を含む範囲において測定することができる。また、平均粒子径については、ランダムに選んだ３０〜３００個の残留オーステナイト結晶粒において各結晶粒の面積を求め、円相当径として粒径を得ることで測定することができる。
【００３５】
「ミクロ組織」
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の鋼板組織は、上述の残留オーステナイト相の他に、体積分率で、フェライト相：４０〜９０％、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相：５０％以下、焼戻しマルテンサイト相：５０％以下、フレッシュマルテンサイト相：１５％以下を有することが好ましい。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、このような鋼板組織を有することにより、より優れた成形性を有する鋼板となる。
【００３６】
（フェライト相）
フェライト相は、延性の向上に有効な組織であり、鋼板組織中において体積分率で４０〜９０％含まれていることが好ましい。鋼板組織中のフェライト相の体積分率が４０％未満である場合、十分な延性が得られないおそれがある。また、鋼板組織中に含まれるフェライト相の体積分率は、延性の観点から４５％以上含まれることがより好ましく、５０％以上含まれることがさらに好ましい。一方、フェライト相は軟質な組織であるため、体積分率が９０％を超えると十分な強度が得られない場合がある。また、鋼板の引張強度を十分に高めるには、鋼板組織中に含まれるフェライト相の体積分率を８５％以下とすることがより好ましく、７５％以下とすることがさらに好ましい。
【００３７】
（ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相）
ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相は、強度と延性のバランスに優れた組織であり、鋼板組織中に体積分率で１０〜５０％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相および／またはベイナイト相は、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相、焼戻しマルテンサイト相および残留オーステナイト相の中間の強度を有するミクロ組織であり、伸びフランジ性の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。一方、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の体積分率が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ため好ましくない。
【００３８】
（焼戻しマルテンサイト相）
焼戻しマルテンサイト相は、引張強度を大きく向上させる組織であり、鋼板組織に体積分率で５０％以下含まれていてもよい。引張強度の観点から、焼戻しマルテンサイトの体積分率は１０％以上とすることが好ましい。一方、鋼板組織に含まれる焼戻しマルテンサイトの体積分率が５０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化するため好ましくない。
【００３９】
（フレッシュマルテンサイト相）
フレッシュマルテンサイト相は、引張強度を大きく向上させる効果があるが、一方で、破壊の起点となって伸びフランジ性を大きく劣化させるため、鋼板組織中における体積分率で１５％以下に制限することが好ましい。また、伸びフランジ性を高めるには、鋼板組織中におけるフレッシュマルテンサイト相の体積分率を１０％以下とすることがより好ましく、５％以下とすることがさらに好ましい。
【００４０】
（その他のミクロ組織）
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の鋼板組織には、さらに、パーライト相および／または粗大なセメンタイト相等、上記以外の組織が含まれていてもよい。しかしながら、高強度鋼板の鋼板組織中にパーライト相および／または粗大なセメンタイト相が多くなると、延性が劣化するという問題が生じる。このことから、鋼板組織中に含まれるパーライト相および／または粗大なセメンタイト相の体積分率は、合計で１０％以下であることが好ましく、５％以下であることがより好ましい。
【００４１】
「鋼板組織の測定方法」
本発明の高強度鋼板の鋼板組織に含まれる各組織の体積分率は、例えば、以下に示す方法によって測定できる。
【００４２】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の鋼板組織に含まれるフェライト相、ベイニティックフェライト相、ベイナイト相、焼戻しマルテンサイト相およびフレッシュマルテンサイト相の体積分率の測定にあたっては、まず、鋼板の圧延方向に平行でかつ板面に垂直な断面を観察面として試料を採取する。そして、この試料の観察面を研磨、ナイタールエッチングし、鋼板の表面から板厚の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で観察して面積分率を測定し、それをもって体積分率と見なすことができる。
【００４３】
『化学成分組成』
次に、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の化学成分（組成）について説明する。なお、以下の説明においては、特に指定の無い限り、「％」は「質量％」を表す。
【００４４】
「Ｃ：０．０７５〜０．４００％」
Ｃは、高強度鋼板の強度を高めるために含有される。しかしながら、Ｃの含有量が０．４００％を超えると溶接性が不十分となるので、０．４００％以下であることが好ましい。また、溶接性の観点からは、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％未満だと、強度が低下し、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが困難となる。この観点から、鋼板の強度をより一層高めるためには、Ｃの含有量は０．０８５％以上であることがより好ましく、０．１００％以上であることがさらに好ましい。
【００４５】
「Ｓｉ：０．０１〜２．００％」
Ｓｉは、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元素である。しかしながら、Ｓｉの含有量が２．００％を超えると、鋼板が脆化して延性が劣化し、冷間圧延が困難となる。延性の観点から、Ｓｉの含有量は１．８０％以下であることが好ましく、１．５０％以下であることがより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、脱炭層中に十分に酸化物を分散させることが困難となる。その観点からは、Ｓｉの下限値は０．２０％以上であることがより好ましく、０．５０％以上がさらに好ましい。
【００４６】
「Ｍｎ：０．８０〜３．５０％」
Ｍｎは、鋼板の強度を高めるために添加される。しかしながら、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると、鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じて、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％を超えれば、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。また、溶接性の観点からは、Ｍｎの含有量は３．００％以下であることがより好ましく、２．７０％以下であることがさらに好ましい。一方、Ｍｎの含有量が０．８０％未満だと、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とから、Ｍｎの含有量は０．８０％以上とする必要がある。また、強度をより高めるためには、Ｍｎの含有量は１．００％以上であることがより好ましく、１．３０％以上であることがさらに好ましい。
【００４７】
「Ｐ：０．０００１〜０．１００％」
Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。Ｐの含有量が０．１００％を超えると、溶接部が大幅に脆化するため、Ｐの含有量の上限は０．１００％とする。また、溶接部の脆化を避ける観点では、Ｐの含有量の上限は０．０３０％とすることがより好ましい。一方、Ｐの含有量を０．０００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うことから、０．０００１％を下限とする。また、製造コストをより低減する観点でのＰの含有量は０．００１０％以上であることが好ましい。
【００４８】
「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％以下とする。またＳは、Ｍｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成し、延性や伸びフランジ性を低下させるため、０．００５０％以下とすることがより好ましく、０．００３０％以下とすることがさらに好ましい。一方、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。また、製造コストをより低減する観点でのＳの含有量は、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。
【００４９】
「Ａｌ：０．００１％〜２．００％」
Ａｌは、鉄系炭化物の生成を抑えて鋼板の強度および成形性を高める。しかしながら、Ａｌの含有量が２．００％を超えると、溶接性が悪化するため、Ａｌの含有量の上限を２．００％とする。また、この観点から、Ａｌの含有量は１．５０％以下とすることがより好ましく、１．２０％以下とすることがさらに好ましい。一方、Ａｌ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、Ａｌは原料中に微量に存在する不可避不純物であり、その含有量を０．００１％未満とするには製造コストの大幅な増加が伴うためにＡｌの含有量は０．００１％とする。またＡｌは、脱酸材としても有効な元素であるが、脱酸の効果を、より十分に得るためには、Ａｌ量は０．０１０％以上とすることがより好ましい。
【００５０】
「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、その添加量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．０１００％を超えれば、その傾向が顕著となることから、Ｎの含有量の上限を０．０１００％とする。また、この観点から、Ｎの含有量は、０．００７０％以下とすることがより好ましく、０．００５０％以下とすることがさらに好ましい。また、Ｎは、溶接時のブローホール発生の原因になることから、その含有量が少ない方が良い。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％未満にすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、０．０００１％以上とする。また、製造コストをより低減する観点でのＮの含有量は、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。
【００５１】
「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の含有量の上限を０．０１００％とする。さらに、Ｏの含有量は０．００７０％以下であることがより好ましく、０．００５０％以下であることがさらに好ましい。また、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％を下限とする。また、製造コストをより低減する観点でのＯの含有量は、０．０００３％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがさらに好ましい。
【００５２】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板においては、さらに、必要に応じて以下に示す元素を含む構成を採用しても良い。
【００５３】
「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て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。なお、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による高強度化を十分に得るためには、その含有量が０．０１％以上であることが好ましい。
【００５４】
「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。なお、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による高強度化を十分に得るためには、その含有量が０．０１％以上であることが好ましい。
【００５５】
「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の一部に代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、その含有量は２．００％以下であることが好ましい。なお、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による高強度化を十分に得るには、その含有量が０．０１％以上であることが好ましい。
【００５６】
「Ｔｉ：０．００１〜０．１５０％」
Ｔｉは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Ｔｉの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。また、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。なお、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０．００１％以上であることが好ましく、０．００５％以上であることがさらに好ましい。また、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。
【００５７】
「Ｎｂ：０．００１〜０．１００％」
Ｎｂは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Ｎｂの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。また、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。なお、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０．００１％以上であることが好ましく、０．００５％以上であることがさらに好ましい。また、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。
【００５８】
「Ｖ：０．００１〜０．３００％」
Ｖは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかしながら、Ｖの含有量が０．３００％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、その含有量が０．３００％以下であることが好ましい。なお、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、その含有量が０．００１％以上であることが好ましい。
【００５９】
「Ｍｏ：０．０１〜２．００％」
Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃ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２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｍｏの含有量は２．００％以下であることが好ましく、１．００％以下であることがさらに好ましい。なお、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、その含有量が０．０１％以上であることが好ましい。
【００６０】
「Ｗ：０．０１〜２．００％」
Ｗは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃ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２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｗの含有量は２．００％以下であることが好ましく、１．００％以下であることがさらに好ましい。なお、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による高強度化を十分に得るには、その含有量が０．０１％以上であることが好ましい。
【００６１】
「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とから、Ｂの含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。また、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。なお、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による高強度化を十分に得るには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。また、鋼板をさらに高強度化するためには、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。
【００６２】
「Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．０１００％」
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板においては、その他の元素として、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５０００％、より好ましくは０．０００１〜０．０１００％添加されていてもよい。これらの元素の添加理由は以下の通りである。
【００６３】
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭは、成形性の改善に有効な元素であり、１種または２種以上を添加することができる。しかし、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、およびＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が０．５０００％を超えれば、かえって延性を損なうおそれがあるため、各元素の含有量の合計が０．５０００％以下であることが好ましく、０．０１００％以下であることがより好ましい。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、およびＲＥＭの１種または２種以上の含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、鋼板の成形性を改善する効果を十分に得るためには、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。成形性の観点からは、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、および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。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。
【００６４】
以上の各元素の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物とすればよい。なお、前述のＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂについては、いずれも前記下限値未満の微量を不純物として含有していることは許容される。また、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭについても、その合計量の下限値未満の極微量を不純物として含有していることは許容される。
【００６５】
『鋼板表層部』
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、鋼板表層部における脱炭層の厚さが０．０１〜１０．０μｍであり、鋼板表層部に含まれる酸化物の平均粒子径が３０〜１２０ｎｍであるとともに、その平均密度が１．０×１０１２個／ｍ２以上とされている。
【００６６】
「脱炭層」
本発明では、鋼板表面に設けられるめっき層の密着性を高めるため、鋼板表層部を硬質組織の少ない脱炭層とする。この脱炭層の厚さが０．０１μｍ未満では、めっき層の密着性を十分に得られないことから、脱炭層の厚さを０．０１μｍ以上とする。また、めっき層の密着性をさらに向上させるには、脱炭層の厚さは０．０８μｍ以上とすることがより好ましく、０．１５μｍ以上であることがさらに好ましい。一方、過度に厚い脱炭層は、鋼板の引張強度や疲労強度を低下させる。この観点から、鋼板表層部における脱炭層の厚さは１０．０μｍ以下とする。また、疲労強度の観点から、脱炭層の厚さは９．０μｍ以下であることがより好ましく、８．０μｍ以下であることがさらに好ましい。
【００６７】
なお、本発明で説明する脱炭層とは、地鉄の最表面から連続する領域であり、同領域では硬質組織の分率が、１／４厚における硬質組織の分率の半分以下である領域を指すものとする。また、脱炭層の厚さは、鋼板の圧延方向に平行でかつ板面に垂直な断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察し、１つの鋼板において３箇所以上の脱炭層厚さを測定し、その平均値をもって脱炭層の厚さとする。なお、本発明で説明する硬質組織とは、フェライトよりも硬質な相からなる組織、すなわち、主としてベイナイト、ベイニティックフェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトなどの相からなる組織を指称するものとする。またその分率とは、体積分率によるものとする。
【００６８】
「酸化物」
脱炭層には、Ｓｉおよび／またはＭｎを含む酸化物を、結晶粒内および／または結晶粒界に分散させ、機械切断が容易に行えるよう切断性を高める。酸化物の密度が高いほど、切断性は改善されることから、本発明では、酸化物の密度を１．０×１０１２個／ｍ２以上とする。また、酸化物の密度は、上記観点から、３．０×１０１２個／ｍ２以上とすることがより好ましく、５．０×１０１２個／ｍ２以上とすることがさらに好ましい。一方、酸化物の密度が１．０×１０１６個／ｍ２を超えると酸化物間の距離が過度に近くなり、軽度の加工で鋼鈑表層部が破壊し、その上のめっき層を損なうことから、酸化物の密度は１．０×１０１６個／ｍ２以下に制限することが好ましい。また、鋼板表層部における十分な成形性を確保するためには、酸化物の密度は５．０×１０１５個／ｍ２以下とすることがより好ましく、１．０×１０１５個／ｍ２以下とすることがさらに好ましい。
【００６９】
また、鋼板表層部に分散する酸化物は、過度に微細であると切断性の向上に寄与しないことから、本発明では、酸化物の平均粒子径を３０ｎｍ以上に規定する。一方、酸化物が過度に粗大であると、延性などの破壊特性を損なうため、酸化物の平均粒子径は５００ｎｍ以下とする。また、酸化物の平均粒子径は、上記観点から、３００ｎｍ以下とすることがより好ましく、１２０ｎｍ以下とすることがさらに好ましく、１００ｎｍ以下とすることがさらに好ましい。また、酸化物の平均粒子径を、３０ｎｍ未満とするには処理雰囲気および温度を厳格に制御する必要があり、実用上困難であるから、３０ｎｍ以上とすることが好ましい。
【００７０】
上述のような鋼板表層部の酸化物は、鋼板の圧延方向に平行でかつ板面に垂直な断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察する。酸化物の密度は、脱炭層を７μｍ２分観察して酸化物の個数を数えるか、あるいは酸化物を１０００個数えるまでに要した観察面積を用いて求める。また、酸化物のサイズは、ランダムに選んだ１００〜１０００個の円相当径を平均し、平均粒子径とする。
【００７１】
『めっき層』
本発明においては、上記構成の鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層や、合金化した溶融亜鉛めっき層が形成されることにより、高強度溶融亜鉛めっき鋼板あるいは高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板として構成される。このように、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されることにより、優れた耐食性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。また、鋼板の表面に合金化した溶融亜鉛めっき層が形成されることにより、優れた耐食性を有し、塗料の密着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。
【００７２】
『機械切断特性』
本発明で説明する機械切断特性とは、例えば、以下に説明するような方法で測定し、評価することができる。
一般に、高強度鋼板に対し、シャー切断やポンチによる打ち抜き加工を多数行うと、シャー刃やポンチ先端が磨耗し、クリアランスが増加する。このため、鋼板の打ち抜き回数が増加すると、シャー切断端面や打ち抜き端面のバリが大きくなる。そこで、本発明に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板の機械切断特性を評価する方法としては、厚さ１．２ｍｍの鋼板を、穴径１０．３ｍｍφのダイ、ポンチ材質ＳＫＤ１１、ポンチ径１０ｍｍφ（クリアランス１２．５％）の条件にて、連続して打ち抜き加工を行い、５０回毎にバリ高さを測定する方法を採用することができる。
【００７３】
上記方法による評価においては、鋼板の打ち抜き回数が増大するとポンチ先端が磨耗し、クリアランスが大きくなることから、バリ高さが増加することが明らかとなっている。但し、測定を重ねた結果、ケースによっては、鋼板の特定端面にのみ、顕著にバリ高さが変化する場合が見受けられた。そこで、打ち抜き穴を、０°、９０°、１８０°、２７０°の各位置で４分割し、何れか一方向のバリ高さが初期値の３．０倍を越えた時点で試験を終了し、この際の打ち抜き回数を限界の打ち抜き回数と定義した。具体的に説明すると、打ち抜き穴のバリ高さを測定するにあたり、０°〜９０°の範囲の最大バリ高さをｈ１、９０°〜１８０°の範囲の最大バリ高さをｈ２、１８０°〜２７０°の範囲の最大バリ高さをｈ３、２７０°〜３６０°の範囲の最大バリ高さをｈ４とする。１回目に打ち抜いたときのバリ高さを、ｈ１＊、ｈ２＊、ｈ３＊、ｈ４＊とし、ｈ１／ｈ１＊、ｈ２／ｈ２＊、ｈ３／ｈ３＊、ｈ４／ｈ４＊のうち何れか１つ以上が３．０を超えた時点の打ち抜き回数が限界の打ち抜き回数である。なお、打ち抜き試験においては、打ち抜きポンチ、ダイおよび鋼板の冷間圧延方向の相対方向が変わらないように試験を行い、鋼板の圧延方向のうち冷間圧延の進行方向を０°とした。本発明においては、打ち抜き回数が６００回を超えるものを機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板と定義することができる。より好ましくは、限界打ち抜き回数が８００回であり、さらに好ましくは１０００回である。
【００７４】
『加工硬化係数（ｎ値）』
本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、３〜７％の塑性変形時における加工硬化係数（ｎ値）が平均で０．０８０以上とされている。
【００７５】
上述したように、本発明で規定する加工硬化係数（ｎ値）は、絞り加工性（延性）の目安となる特性値であり、ｎ値が大きいほど局部収縮発生までの延びが大きいことから延性が向上する。しかし、その一方で、ｎ値が小さい方が機械切断特性は向上するという、相反する特性がある。本発明では、延性が向上されるｎ値を０．０８０以上に規定する。一方、ｎ値の上限は特に定めないが、３〜７％の塑性変形時におけるｎ値を平均で０．２５０超とするためには引張最大強度を９００ＭＰａ未満とするか、あるいは０．４０％超のＣ量を添加する必要があるため、好ましくない。この観点から、ｎ値は０．２００以下とすることが好ましく、特に引張強度の観点からは０．１８０以下とすることがさらに好ましい。なお、３〜７％の塑性変形は、通常頻繁に用いられる鋼板の塑性加工の範囲である。
【００７６】
本発明では、上記の如く、鋼板組織中に残留オーステナイト相が３％以上含まれることで加工硬化能が高められ、ｎ値が平均０．０８０以上で高い延性を有している。一方、本発明では、残留オーステナイト相中の固溶炭素量を０．７０〜１．００％に制限するとともに、平均粒子径を２．０μｍ以下、粒子間の平均距離を５．０μｍに抑えることで密度を高めることにより、機械切断特性を向上させている。これにより、高い引張強度を確保しながら、優れた延性と機械切断特性の両方を得ることが可能となる。
【００７７】
『引張最大強度』
本発明においては、鋼板強度として引張最大強度が９００ＭＰａ以上であることが好ましい。これは、９００ＭＰａ以上の高強度鋼板において、シャー切断や打ち抜き加工の際の工具劣化が顕著になる強度だからである。また、９００ＭＰａ未満の鋼板であっても、本発明の効果である機械切断特性改善の効果は享受できるものの、引張強度の低い鋼板では、その効果が小さい。このため、本発明では、上記効果と併せ、母材強度の確保の観点からも、９００ＭＰa以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板に適用することが好ましい。
【００７８】
［高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法］
次に、本発明の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、まず、上記した化学成分を有するスラブを、直接または一旦冷却した後に１１８０℃以上に加熱し、８５０〜９５０℃を圧延完了温度とする熱間圧延を施した後に、５００〜６５０℃まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で急冷した後、コイルに巻き取り、４００℃まで１．０時間以上かけて徐冷する熱延工程と、この熱延工程に次いで酸洗した後、合計の圧下率を３０〜７５％とする冷間圧延を行う冷延工程とを備える。また、本実施形態では、冷延工程後の鋼板を、６００〜７５０℃間の平均加熱速度を２０℃／ｓ以下として、７５０℃以上まで加熱し、次いで、７５０〜６５０℃間の平均冷却速度を１．０〜１５．０℃／ｓとして冷却し、６５０℃からの平均冷却速度を３．０℃／ｓ以上として冷却し、３００〜４７０℃の温度域において２０〜１０００秒停留させながら、該温度域において５〜１００ＭＰａの張力をかけつつ、曲げ半径を８００ｍｍ以下とする曲げ加工を１回以上施す焼鈍工程を備える。さらに、本実施形態では、焼鈍工程の後、めっき浴温度：４５０〜４７０℃、めっき浴進入時の鋼板温度：４３０〜４９０℃、めっき浴中における有効Ａｌ量：０．０１〜０．１８質量％の条件で鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬することにより、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施してめっき層を形成するめっき工程を備える。さらに、本実施形態では、めっき工程の後、１５０℃以下まで平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却する冷却工程を備える。そして、本実施形態では、前記焼鈍工程として、予熱バーナーに用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積と、単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積との比である空気比：０．７〜１．２とされた条件の予熱帯において、４００〜８００℃の鋼板温度に加熱しながら通板させることで鋼板表層部に酸化物を生成させ、次いで、水蒸気（Ｈ２Ｏ）と水素（Ｈ２）との分圧比Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）：０．０００１〜２．０とされた還元帯において７５０℃以上まで加熱することにより、前記予熱帯において生成させた前記酸化物を還元した後に冷却を行う方法を採用している。
【００７９】
上述した本発明の高強度鋼板を製造するには、まず、上記化学成分（組成）を有するスラブを鋳造する。
熱間圧延に供するスラブとしては、例えば、連続鋳造スラブや、薄スラブキャスター等で製造したものを用いることができる。また、本発明の高強度鋼板の製造方法は、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスに適合する。
【００８０】
本実施形態の熱延工程においては、鋳造に起因する結晶方位の異方性を緩和するため、スラブの加熱温度を１１８０℃以上とする。また、スラブの加熱温度は１２００℃以上であることがより好ましい。このスラブの加熱温度の上限は特に定めないが、１３００℃を超えて加熱するには多量のエネルギーを投入する必要があることから、加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。
【００８１】
上記温度にスラブを加熱した後、熱間圧延を行う。本発明においては、熱間圧延の圧延完了温度を８５０〜９５０℃とする。この圧延完了温度が８５０℃未満では、圧延反力が過度に高まって工程負荷が大きくなることから、本発明ではこの温度を８５０℃以上とし、８７０℃以上がより好ましい。一方、圧延完了温度が９５０℃を超えると、熱延鋼板中のミクロ組織が粗大化し、その後の冷間圧延および焼鈍工程後のミクロ組織まで粗大となることから、本発明では、圧延完了温度を９５０℃以下とし、９３０℃以下とすることがより好ましい。
【００８２】
熱間圧延した後、急速に冷却（急冷）する。本発明においては、５００〜６００℃まで急冷するときの平均冷却速度を、１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。これは、より低温で変態を進めることで、熱延鋼板の粒径を微細にし、冷延および焼鈍後の有効結晶粒径を微細にするためである。一方、平均冷却速度の上限は特に定めないが、２００℃／ｓを超えると、特殊な冷媒を用いる必要があり、コスト上好ましくないことから２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
【００８３】
鋼板を急冷した後、熱延コイルとして巻き取る。この工程において、熱間圧延後の鋼板内に「パーライト」および／または「長径が１μｍを超える粗大なセメンタイト」を生成させることにより、後述する冷間圧延後の焼鈍工程において、各種変態組織の集合組織および形態をランダムにすることができる。このように、パーライトおよび／または粗大なセメンタイトを生成させるため、本発明では、熱間圧延後の急冷の冷却停止温度を５００℃以上とする。また、異方性を低減するには、冷却停止温度は５３０℃以上がより好ましく、５５０℃以上がさらに好ましい。一方、冷却停止温度が高過ぎると、鋼板表層部のスケール層が過度に厚くなり、表面品位を損なうことから、本発明では、冷却停止温度を６５０℃以下とする必要がある。また、上記観点からは、冷却停止温度を６３０℃以下とすることが好ましい。そして、本発明では、上記の冷却停止温度５００〜６５０℃とされた鋼板を熱延コイルとして巻き取る。
【００８４】
また、パーライトおよび／または粗大なセメンタイトを十分に生成させ、耐遅れ破壊特性の異方性を減じるには、急速冷却の停止後、セメンタイトの生成する温度域において十分な時間で停留する必要がある。このため、本発明では、急冷停止から４００℃まで徐冷する経過時間を１．０時間以上とする。また、当該経過時間は２．０時間以上とすることがより好ましく、３．０時間以上とすることがさらに好ましい。また、上記経過時間の上限は特に定めないが、２４．０時間を超えて停留させるには特殊な設備が必要となり、コスト上好ましくないことから、２４．０時間以下とすることが好ましい。
【００８５】
次に、本実施形態においては、上記条件によって製造した熱延鋼板に対し、酸洗処理を行う。酸洗は、鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の高強度溶融亜鉛めっき鋼板あるいは高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の溶融めっき性を向上させる点から重要である。また、酸洗は、一回のみの処理でも良いし、複数回に分けて処理を行っても良い。
【００８６】
次に、酸洗後の鋼板に対し、冷間にて合計の圧下率が３０％以上７５％以下となるように圧延を行う。この際、圧延は複数のパスで行うことが好ましく、圧延のパス数や各パスへの圧下率の配分は問わない。冷間圧延の圧下率が３０％を下回ると、鋼板に十分なひずみが蓄積されず、その後の焼鈍工程において再結晶が十分に進まずに加工のままの組織が残り、組織が粗大となるため、残留オーステナイト相の粒子間の平均距離が大きくなり、切断性が劣化する。また、十分にひずみを蓄積するには、圧下率の合計を３３％以上とすることがより好ましく、３６％以上とすることがさらに好ましい。一方、圧下率の合計が７５％を超えると、圧延中に鋼板が破断する場合があるため、本発明では、冷間圧延における圧下率の合計を７５％以下とする。また、上記観点から、圧下率の合計は７０％以下とすることがより好ましく、６５％以下とすることがさらに好ましい。
【００８７】
次に、本発明においては、上記条件で圧延された鋼板に対し、以下の条件とされた焼鈍工程で焼鈍処理を施した後、めっき工程において溶融亜鉛めっき処理を行う。本発明においては、焼鈍工程及びめっき工程に、予熱帯、還元帯、めっき帯をそれぞれ有する連続焼鈍めっきラインを用いることが好ましい。また、上記の予熱帯の雰囲気は、酸化雰囲気、無酸化雰囲気、直下還元雰囲気のいずれあっても構わない。
【００８８】
上述のように、焼鈍工程及びめっき工程に連続焼鈍めっきラインを用いた場合には、上記条件とされた焼鈍工程は、予熱バーナーに用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積と、単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積との比である空気比：０．７〜１．２とされた条件の予熱帯において、４００〜８００℃の鋼板温度に加熱しながら通板させることで鋼板表層部に酸化物を生成させ、次いで、Ｈ２ＯとＨ２との分圧比Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）：０．０００１〜２．０とされた還元帯において７５０℃以上まで加熱することにより、予熱帯において生成させた酸化物を還元した後に冷却を行う方法とすることができる。そして、焼鈍工程の後のめっき工程は、めっき浴温度：４５０〜４７０℃、めっき浴進入時の鋼板温度：４３０〜４９０℃、めっき浴中における有効Ａｌ量：０．０１〜０．１８質量％の条件で鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬する条件で、溶融亜鉛めっきを施す方法とすることができる。
【００８９】
焼鈍工程における加熱速度は、鋼板内での再結晶挙動に影響する。特に、６００〜７５０℃における加熱速度は重要であり、この間の平均加熱速度を２０℃／ｓ以下とすることで十分に再結晶を進め、等方的かつ微細なミクロ組織とし、逆変態で生成するオーステナイトの結晶粒を等方的かつ微細にすることができる。また、さらに再結晶を進めるためには、平均加熱速度は１５℃／ｓ以下とすることがより好ましく、１２℃／ｓ以下とすることがさらに好ましい。なお、平均加熱速度の下限は特に定めないが、平均加熱速度が０．５℃／ｓを下回ると生産性が著しく低下するため、０．５℃／ｓ以上とすることが好ましい。
【００９０】
予熱帯においては、鋼板表層部に適当な厚さのＦｅ酸化被膜を形成するための酸化処理を行う。この際、予熱帯を通過する際の鋼板温度は４００〜８００℃とし、空気比｛［予熱バーナーに用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積と、単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積との比］＝［単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積（ｍ３）］／［単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積（ｍ３）］｝を０．７〜１．２とした条件で予熱を行うことで、鋼板の表層に０．０１〜２０μｍのＦｅ酸化被膜を形成する。上記の空気比が１．２を超えて大きすぎる場合には、鋼板表層部に十分なＦｅ酸化被膜が生成されない。また、酸化被膜は、還元帯において、Ｓｉおよび／またはＭｎの酸化物を生成するための酸素供給源として働くことから、上記空気比が０．７未満と小さすぎる場合には、所定の酸化物が得られない。また、予熱帯を通過する際の鋼板温度は４００℃未満だと、十分な酸化被膜を形成することができず、一方、８００℃を超える高温では、過度に酸化被膜が成長するため、脱炭層の厚さを所定の範囲に収めることが困難となる。
【００９１】
また、焼鈍工程における最高加熱温度が低いと、粗大なセメンタイトが溶け残り、延性が著しく劣化する。本発明では、セメンタイトを十分に固溶させ、延性を確保するため、最高加熱温度は７５０℃以上とし、７６０℃以上とすることがより好ましい。なお、加熱温度の上限は特に定めないが、１０００℃を超えて加熱することは、表面の品位を著しく損ない、めっきの濡れ性を劣化させることから、最高加熱温度は１０００℃以下とすることが好ましく、９５０℃以下とすることがより好ましい。
【００９２】
焼鈍工程における最高加熱温度（７５０℃以上）は、還元帯において到達することが好ましい。この還元帯では、酸化帯で生成したＦｅ酸化被膜を還元して脱炭層を形成するとともに、適度にＳｉおよび／またはＭｎ酸化物を分散させる。このため、還元帯の雰囲気において、水蒸気分圧Ｐ（Ｈ２Ｏ）と水素分圧Ｐ（Ｈ２）の比、Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）は０．０００１〜２．００とすることが好ましい。Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）は０．０００１未満では、Ｓｉおよび／またはＭｎ酸化物が最表面層のみに形成され、脱炭層の内部にＳｉおよび／またはＭｎ酸化物を適度に分散させることが困難となる。一方、Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）が２．００を超えると、脱炭が過度に進行して、脱炭層の厚さを所定の範囲内に制御できなくなるおそれがある。また、Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）は０．００１〜１．５０の範囲とすることがより好ましく、０．００２〜１．２０の範囲とすることがさらに好ましい。
【００９３】
上記した最高加熱温度からの平均冷却速度は、十分にフェライトを生成させるために重要である。このため、本発明では、フェライトの生成する温度域である７５０〜６５０℃までの平均冷却速度を１．０〜１５．０℃／ｓとする。最高加熱温度からの平均冷却速度が１５．０℃／ｓを超えると、十分な量のフェライトが得られないことがあり、延性が劣化する。一方、平均冷却速度が１．０℃／ｓを下回ると、フェライトが過度に生成したり、パーライトが生成するなどして十分な量の硬質組織が得られず、強度が劣化する。
【００９４】
鋼板温度６５０℃からめっき浴進入のために冷却を停止するまでの平均冷却速度は、３．０℃／ｓ以上とすることが好ましい。これは、硬質組織への変態温度をより低下させることにより、結晶方位がよりランダムな硬質組織を得るためである。この観点から、平均冷却速度は５．０℃／ｓ以上とすることがより好ましい。また、特に平均冷却速度の上限は定めないが、２００℃／ｓを超える平均冷却速度とするには特殊な冷却設備が必要となるため、２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
【００９５】
次に、焼鈍工程後の鋼板をめっき浴に浸漬するめっき工程を行う。めっき浴の組成は、亜鉛を主体とし、浴中の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた値である有効Ａｌ量を０．０１〜０．２０質量％とすることが好ましく、０．０１〜０．１８質量％とすることがより好ましい。特に、合金化処理を施す場合には、めっき層の合金化の進行を制御するため、浴中の有効Ａｌ量を０．０７〜０．１２質量％とすることがより好ましい。また、めっき層を合金化しない場合は、浴中の有効Ａｌ量は０．１８〜０．２０質量％の範囲であってもよい。
【００９６】
また、亜鉛めっき浴中にＰｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｓｒ、Ｉ、Ｃｓ、Ｓｒ、ＲＥＭの１種または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。
めっき浴温度は４５０℃〜４７０℃とすることが好ましい。めっき浴温度が４５０℃未満では、めっき浴の粘度が過度に高まり、めっき層の厚さを制御することが困難となり、鋼板の外観を損なう。一方、めっき浴温度が４７０℃を超えると多量のヒュームが発生し、安全に製造することが困難となるため、めっき浴温度は４７０℃以下であることが好ましい。
また、めっき浴温度を安定させるため、めっき浴への鋼板の進入温度は４３０℃〜４９０℃とすることが好ましい。鋼板がめっき浴に侵入する際の鋼板温度が４３０℃を下回ると、めっき浴温度を４５０℃以上に安定させるためにめっき浴に多量の熱量を与える必要が生じるため、実用上不適である。一方、鋼板がめっき浴に侵入する際の鋼板温度が４９０℃を上回ると、めっき浴温度を４７０℃以下に安定させるためにめっき浴から多量の熱量を抜熱する設備を導入する必要があり、製造コストの点で不適である。
【００９７】
本発明では、残留オーステナイトを十分に得るため、めっき浴へ浸漬する前および／または浸漬した後に、３００〜４７０℃の範囲で鋼板を停留させ、ベイナイト変態を進める。この３００〜４７０℃の範囲における停留時間は、めっき浴に浸漬する時間も合わせ、２０〜１０００秒とする。この停留時間が２０秒未満では、十分にベイナイト変態が進まず、残留オーステナイトへの炭素の濃化が不十分となる。また、焼付硬化性をさらに高めるには、停留時間は３５秒以上であることがより好ましく、５０秒以上であることがさらに好ましい。一方、上記の停留時間が１０００秒を超えると、残留オーステナイトへ過度に炭素が濃化したり、あるいはセメンタイトの生成が始まり所定の特性が得られなかったりする。また、残留オーステナイト中の炭素濃化を制限し、高い焼付硬化性を得るには、停留時間は６００秒以下であることが好ましく、４５０秒以下であることがより好ましい。
【００９８】
さらに、残留オーステナイトの結晶粒径を微細にするためには、ベイナイトおよび／またはベイニティックフェライトの核生成を促進し、鋼板の各所から核生成させることで母相のオーステナイトを細かく分断することが有効である。このため、３００〜４７０℃までの間に、鋼板に引張応力を付加した状態で曲げ変形を施し、多数のベイナイトおよび／またはベイニティックフェライトの核生成を促進する。この際の応力は、圧延方向を引張軸とし、３〜１００ＭＰａの応力を付加する。負荷応力が３ＭＰａ未満では、核生成の促進効果が認められないため、これを下限とする。また、核生成をさらに促進し、有効結晶粒径を微細にするためには、負荷応力は５ＭＰａ以上とすることがより好ましく、７ＭＰａ以上とすることがさらに好ましい。一方、負荷応力が１００ＭＰａを超えると、鋼板が大きく変形する場合があることから、負荷応力は１００ＭＰａ以下とする。また、鋼板の変形をさらに小さくするため、負荷応力は７０ＭＰａ以下とすることがより好ましく、５０ＭＰａ以下とすることがさらに好ましい。
これら、熱延工程から焼鈍工程にかけての歪付与と熱履歴および上記のベイナイト変態時の歪付与により、残留オーステナイト相中の固溶炭素量を０．７０〜１．００％にすることができ、加えて平均粒子径を２．０μｍ以下、粒子間の平均距離を０．１〜５．０μｍにすることができる。さらに、３〜７％の塑性変形時に加工硬化係数を平均で０．０８０以上にすることができる。
【００９９】
上記条件の引張応力をかけた状態で、さらに曲げ変形を施すことで、核生成は大幅に促進されることから、本発明では、曲げ半径を８００ｍｍ以下とする１回以上の曲げ加工を施す。また、加工度が大きいほど核生成は促進されることから、曲げ半径は６５０ｍｍ以下とすることが好ましい。一方、曲げ半径の下限は特に設定しないが、過度に小さい半径で鋼板全域を均質に曲げることは困難であることから、曲げ半径を５０ｍｍ以上とすることが好ましく、１００ｍｍ以上とすることがより好ましい。
【０１００】
また、曲げ加工の回数は１回以上とし、さらに、加工度が大きいほど核生成は促進されることから、２回以上とすることがより好ましい。なお、加工回数の上限は特に定めないが、当該温度域での停留時間内に２０回以上の曲げ加工を施すことは困難であり、加工回数を２０回以下とすることが好ましい。
【０１０１】
本発明においては、上記の溶融亜鉛めっき処理を施した後、さらに、４７０〜６２０℃の温度で、鋼板表面のめっき層の合金化処理を施しても良い。このような合金化処理を行うことで、溶融亜鉛めっき層が合金化されてなるＺｎ−Ｆｅ合金が表面に形成され、防錆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。
【０１０２】
めっき層を合金化するにあたり、合金化処理温度は、４７０℃未満では合金化が十分に進まないため、４７０℃以上とする。また、合金化処理温度が６２０℃を超えると粗大なセメンタイトが生成し、強度が著しく低下することから、本発明では６２０℃以下とする。また、合金化処理温度は４８０〜６００℃とすることがより好ましく、４９０〜５８０℃とすることがさらに好ましい。
【０１０３】
また、合金化処理時間は、特に限定されないが、十分に合金化を進めるためには２秒以上とる必要があり、５秒以上とすることが好ましい。一方、合金化処理時間が２００秒を超えると、めっき層が過合金を起こし、特性が劣化する懸念があることから、処理時間は２００秒以下とし、１００秒以下とすることが好ましい。
なお、合金化処理はめっき浴への浸漬後、直ちに行うことが好ましいが、浸漬後に鋼板温度を１５０℃以下まで放冷してから、合金化処理温度まで再加熱しても構わない。
【０１０４】
また、めっき処理後に１５０℃以下まで冷却する際の平均冷却速度が０．５℃／ｓを下回ると、粗大なセメンタイトが生成し、強度および／または延性が劣化する懸念がある。このため、当該平均冷却速度は０．５℃／ｓ以上とし、１．０℃／ｓ以上とすることがより好ましい。なお、特に平均冷却速度の上限は定めないが、２００℃／ｓを超える平均冷却速度とするには特殊な冷却設備が必要となるため、２００℃／ｓ以下とすることが好ましく、５０℃／ｓ以下とすることがより好ましい。
【０１０５】
また、めっき層の合金化処理を行う場合には、上述したベイナイト変態処理を行うタイミングは、合金化処理の前でも後でも構わない。
【０１０６】
また、本発明においては、冷却途中あるいは冷却後に、マルテンサイトを焼戻すことを目的として再加熱処理を行っても構わない。再加熱する際の加熱温度としては、２００℃未満では十分に焼戻しが進まないため、２００℃以上とすることが好ましい。また、加熱温度が６２０℃を超えると強度が著しく劣化するため、６２０℃以下とすることが好ましく、５５０℃以下とすることがより好ましい。
【０１０７】
さらに、本実施形態においては、室温まで冷却した高強度溶融亜鉛めっき鋼板あるいは高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対して、形状矯正のために圧下率３．００％以下の冷間圧延を施しても構わない。
【０１０８】
なお、本発明の製造方法は、上述した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高強度溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層の表面に、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被膜を付与しても構わない。このような、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被膜は、鋼板を加工する際に潤滑剤として機能させることができ、母材鋼板の表面に形成しためっき層を保護することができる。
【０１０９】
以上説明したような、本発明に係る機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板によれば、上述したように、鋼成分、鋼板組織、鋼板表層部における脱炭層の厚さ並びに酸化物のサイズ等を適正範囲に規定した構成を採用している。即ち、鋼板組織中に残留オーステナイト相が所定以上含まれることで加工硬化能が高められ、鋼板の強度および延性を向上できる一方、残留オーステナイト相中の固溶炭素量を制限するとともに平均粒子径を抑えて密度を高めることにより、鋼板を加工する際の機械切断特性（打ち抜き加工性）が向上する。さらに、鋼板表層部における脱炭層の厚さ、並びに、酸化物の平均粒子径および粒子間平均距離を制限することにより、めっき層の密着性が向上する。従って、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保しながら、優れた延性と機械切断特性が得られる高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が実現できる。
【０１１０】
また、本発明に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法によれば、鋼成分を適正範囲とし、熱間圧延および冷間圧延、並びに、圧延後の焼鈍条件を所定範囲に制限する方法を採用している。これにより、鋼板組織における残留オーステナイト相の割合を所定以上に制御するとともに、該残留オーステナイト相に含まれる固溶炭素量を制限しながら、平均粒子径や粒子間平均距離を所定範囲に制限することができるので、鋼板の強度および延性、並びに機械切断特性を向上させることが可能となる。さらに、鋼板表層部における脱炭層の厚さ、酸化物の平均粒径および平均密度を所定範囲に制限することができることから、めっき層の密着性を向上させることが可能となる。従って、上述のような、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保しながら、優れた延性と機械切断特性が得られる高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが可能となる。
【０１１１】
従って、本発明の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法を、特に自動車分野に適用することにより、車体の強度増強に伴う安全性の向上や、部材加工時の加工性の向上等のメリットを十分に享受することができ、その社会的貢献は計り知れない。
【実施例】
【０１１２】
以下、本発明に係る機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。【０１１３】
［鋼板の製造］
まず、製鋼工程において溶鋼の脱酸・脱硫と化学成分を制御することにより、下記表１に示す化学成分組成のスラブを得た。そして、鋳造後、直ちに下記表２〜４に示す条件で、熱間圧延、冷却、巻取り、酸洗を施し、さらに、冷間圧延を施した。その後、得られた冷延鋼板を、下記表５〜８に示す条件の連続焼鈍溶融亜鉛めっきラインを通板させて、実験例１〜１２８の溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。また、これら実験例１〜１２８の内の一部においては、下記表５〜８に示す条件で、めっき層の合金化処理を行うことにより、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした。それ以外の鋼板は合金化処理を行わないか、処理温度を４７０℃未満として、めっき層が合金化していない溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とした。【０１１４】
【表１】
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【０１１５】
【表２】
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【０１１６】
【表３】
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【０１１７】
【表４】
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【０１１８】
【表５】
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【０１１９】
【表６】
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【０１２０】
【表７】
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【０１２１】
【表８】
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【０１２２】
［評価試験］
上記方法によって製造した各実験例の鋼板について、以下のような評価試験を行い、結果を下記表９〜１３に示した。【０１２３】
「鋼板組織」
まず、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて各実験例の鋼板の組織観察を行い、鋼板の組織分率、並びに、残留オーステナイト相の粒子間の平均距離および平均粒子径を測定し、下記表９〜１３に記載した。ここで、フェライト、マルテンサイト、パーライト、セメンタイト、ベイナイト、オーステナイト及び残部組織の同定や、存在位置の観察及び面積率の測定は、ナイタール試薬及び特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により、鋼板圧延方向断面又は圧延方向直角方向断面を腐食して、板厚の１／４厚み位置を１０００〜１００００倍にて観察した。【０１２４】
次いで、残留オーステナイト相の結晶粒の個数を、上記組織観察の結果から、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｈ−Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法による高分解能結晶方位解析を用いて測定した。そして、残留オーステナイト相の粒子間の平均距離については、｛粒子間の平均距離Ｌ＝（［観察面積］／［結晶粒の個数］）１／２｝とし、１００００μｍ２以上の範囲において測定した。また、残留オーステナイト相の平均粒子径については、ランダムに選んだ３０〜３００個の残留オーステナイト結晶粒において各結晶粒の面積を求め、円相当径として粒径を得ることで測定した。【０１２５】
また、残留オーステナイト相中の固溶炭素量は、上述した残留オーステナイト相の面積分率の測定と同じ条件でＸ線回折試験を行い、残留オーステナイト相の格子状数ａを求め、上述した（１）式を用いて求めた。【０１２６】
「鋼板表層部における脱炭層の厚さ、酸化物の平均密度及び平均粒子径」
鋼板表層部における脱炭層の厚さは、各鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察し、１つの鋼板において３箇所以上の脱炭層厚さを測定し、その平均値をもって脱炭層の厚さとした。【０１２７】
また、鋼板表層部における酸化物については、まず、上記同様、圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察した後、脱炭層を７μｍ２分観察して酸化物の個数を数えることにより、酸化物の密度を測定し、結果を下記表９〜１３に示した。また、この酸化物のサイズについては、ランダムに選んだ１００〜１０００個の酸化物粒子の円相当径を平均して平均粒子径とした。【０１２８】
「外観検査」
上記手順で製造した鋼板について、その外観の検査を行った。この際、鋼板表面の外観について、目視で不めっきの発生状況を目視判断し、結果を下記表９〜１３中に「○」、「×」で示した。なお、下記表９〜１３中に示す「×」は、直径０．５ｍｍ以上の不めっきが観察され、外観上の許容範囲を逸脱した鋼板であり、「○」は、それ以外の、実用上許容しうる外観を有する鋼板である。【０１２９】
「めっき剥離試験」
上記手順で作製した鋼板について、鋼板に圧縮応力が加わる加工時におけるめっき密着性を評価する、ＪＩＳ
Ｚ ２２４８に記載の「金属材料曲げ試験方法」に従い、めっき剥離試験を行った。具体的には、文献「溶融亜鉛めっき鋼鈑マニュアル，ｐ５３−５５」に開示されているように、各鋼板を用いて６０°Ｖ字曲げ試験を行った後、曲げ部の内側にテープを貼り、そのテープを引き剥がした。そして、テープとともに剥離しためっき層の剥離状況からめっき密着性を評価し、結果を下記表９〜１３中に示した。なお、下記表９〜１３中に示す「有」は、剥離幅が７．０ｍｍ以上で実用上許容しえない鋼板であり、「−」は、それ以外の、実用上許容しうるめっき密着性を有する鋼板である。ここでは、テープにはニチバン製「セロテープ」（登録商標）を用いた。【０１３０】
「機械切断特性（限界打ち抜き回数）」
各実験例の鋼板を、厚さが１．２ｍｍとなるように、冷間圧延、焼鈍、めっきを行い、板厚１．２ｍｍの鋼板を加工した後、穴径１０．３ｍｍφのダイ、ポンチ材質ＳＫＤ１１、ポンチ径１０ｍｍφ（クリアランス１２．５％）の条件にて、連続して打ち抜き加工を行い、５０回毎にバリ高さを測定した。この際、打ち抜き穴を、０°、９０°、１８０°、２７０°の各位置で４分割し、何れか一方向のバリ高さが初期値の３．０倍を越えた時点で試験を終了し、この際の打ち抜き回数を限界の打ち抜き回数とした。なお、本実施例においては、製品鋼板の板厚を変えることなく種々の冷延率を得るために、熱延鋼板の厚みを種々変化させて製品鋼板を作製した。【０１３１】
「引張特性」
各実験例の鋼板から、ＪＩＳ
Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を加工して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の試験方法に沿って、引張強度（ＭＰａ）及び全伸び（％）を測定し、また、ＪＩＳ  Ｇ  ０２０２に記載の試験方法に沿って降伏強度（ＭＰａ）を測定した。【０１３２】
また、ｎ値（加工硬化係数）については、引張強度の試験結果から、公称ひずみ３％が７％の点における公称応力を読み取り、公称応力と公称ひずみをそれぞれ真応力と真ひずみへ換算し、次式｛ｎ＝ｌｏｇ（σ７％／σ４％）／ｌｏｇ（ε７％／ε４％）｝に従って求めた。但し、均一伸びが７％未満の鋼板については、公称ひずみ３％の点と引張応力最大となる点の２点から上記式に従って求めた。【０１３３】
下記表９〜１３に、上記各評価試験における結果を示す。【０１３４】
【表９】
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【０１３５】
【表１０】
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【０１３６】
【表１１】
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【０１３７】
【表１２】
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【０１３８】
【表１３】
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【０１３９】
［評価結果］
表９〜１３に示すように、本発明で規定する鋼成分を有するとともに本発明で規定する各製造条件によって製造された実施例（本発明例：表１〜１３の備考欄を参照）の高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板組織におけるフェライト相及び残留オーステナイト相の体積分率、残留オーステナイト相中の固溶炭素量と平均粒子径および粒子間の平均距離、鋼板表層部における脱炭層の厚さ、酸化物の平均粒子径及び平均密度、さらには加工硬化係数（ｎ値）の何れもが、本発明の請求項１で規定する範囲であった。そして、これら本発明例の鋼板は、めっき表面の外観特性および剥離特性に優れ、また、降伏応力、引張強度、全伸び、ｎ値の各引張特性に優れ、さらに、限界打ち抜き回数が全て６５０回以上であり、機械切断特性に優れていることがわかる。従って、これらの評価結果より、本発明例の高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保しながら、優れた延性と機械切断特性とを同時に兼ね備えることが明らかとなった。【０１４０】
これに対し、比較例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、本発明で規定する鋼成分や各製造条件の何れかが満たされておらず、また、本発明で規定する鋼板特性の何れか満たされていない。このため、比較例では、以下に説明するように、各引張特性の何れかの項目、あるいは、鋼板外観、めっき剥離特性の何れかの項目が、目標となる特性を満足することができない結果となった。【０１４１】
実験例４の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における７５０〜６５０℃での平均冷却速度が本発明の規定範囲を超えており、鋼板組織中のフェライト相の体積分率が本発明の規定範囲を下回っているため、ｎ値が０．０５９と低い結果となり、延性に劣っていることがわかる。【０１４２】
実験例８の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における３００〜４７０℃での停留時間が本発明の規定範囲を大きく超えており、残留オーステナイト相中の固溶炭素量が本発明の規定範囲を大きく超えているため、限界打ち抜き回数が４００回と低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。【０１４３】
実験例１２の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における還元帯の水蒸気と水素との分圧比｛Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）｝がゼロで水蒸気がほぼ含まれない雰囲気であり、鋼板表層部において脱炭層が生成されていない。また、酸化物の平均粒子径が大きいことから酸化物の密度が低くなっている。脱炭層の厚み、酸化物の平均粒子径および酸化物の密度の何れも本発明の規定範囲から逸脱しているため、限界打ち抜き回数が３００回と著しく低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。【０１４４】
実験例１６の溶融亜鉛めっき鋼板は、熱延工程におけるスラブの最高加熱温度が本発明の規定範囲を下回っており、この結果、ｎ値が０．０７６と、本発明の規定範囲を下回っていることから、延性に劣っていることがわかる。【０１４５】
実験例２０の溶融亜鉛めっき鋼板は、熱延工程における平均冷却速度が本発明の規定範囲を下回っており、残留オーステナイト相の平均粒子径および粒子間の平均距離の何れもが、本発明の規定範囲を超えている。このため、限界打ち抜き回数が６００回と低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。【０１４６】
実験例２４の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における６００〜７５０℃での平均加熱速度が本発明の規定範囲を大きく超えており、残留オーステナイト相の平均粒子径および粒子間平均距離の何れもが、本発明の規定範囲を超えている。このため、限界打ち抜き回数が６００回と低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。【０１４７】
実験例２８の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における予熱帯の空気比が０．４と本発明の規定範囲を下回っているために空気の量が少ないことから、鋼板表層部における酸化物の生成が適正とならない。すなわち、酸化物の平均粒子径が大きいことから酸化物の密度が低くなっており、何れも本発明の規定範囲から逸脱している。このため、限界打ち抜き回数が３５０回と著しく低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。【０１４８】
実験例３６の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における最高加熱温度が本発明の規定範囲を下回っていることから、鋼板組織におけるフェライト相の体積分率が９１％と本発明の規定範囲を超えており、一方で、その他の組織の体積分率が非常に小さくなっている。このため、引張特性の内、降伏応力と引張強度が非常に低い結果となり、強度特性に劣っていることがわかる。【０１４９】
実験例４０の溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき工程におけるめっき浴中の有効Ａｌ量が、本発明の規定範囲を超えていることから、不めっきとなった箇所が多く発生し、外観検査の結果が「×」となった。【０１５０】
実験例４４の溶融亜鉛めっき鋼板は、熱延工程における冷却停止温度が本発明の規定範囲を下回っており、残留オーステナイト相の平均粒子径および粒子間の平均距離の何れもが、本発明の規定範囲を超えている。このため、限界打ち抜き回数が３５０回と著しく低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。【０１５１】
実験例４８の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき工程後のめっき層に合金化処理を施す際の処理時間が極端に長すぎることから、めっき剥離試験において、めっきの剥離が発生した例である。【０１５２】
実験例５２の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における７５０〜６５０℃での平均冷却速度が本発明の規定範囲を下回っており、鋼板組織中のベイナイト相およびベイニティックフェライト相の体積分率が大きくなっている一方、マルテンサイト相、焼戻しマルテンサイト相、残留オーステナイト相およびその他の相が生成していない。このため、降伏応力と引張強度が低く、強度特性に劣っていることがわかる。【０１５３】
実験例５６の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき工程後のめっき層に合金化処理を施す際の処理時間が短すぎるため、不めっきとなった箇所が多く発生し、外観検査の結果が「×」となった例である。【０１５４】
実験例６０の溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき工程後の平均冷却速度が本発明の規定範囲を下回っていることから、鋼板組織における残留オーステナイト相の体積分率が本発明の規定範囲を下回っている一方、その他の組織の体積分率が高くなっている。また、残留オーステナイト相の粒子間の平均距離が本発明の規定範囲を超えている。このため、降伏応力、引張強度、全伸びが低くなる結果となり、強度特性に劣っていることがわかる。【０１５５】
実験例６４の溶融亜鉛めっき鋼板は、熱延工程における圧延完了温度が本発明の規定範囲を超えていることから、残留オーステナイト相の平均粒子径および粒子間平均距離の何れもが、本発明の規定範囲を超えている。このため、限界打ち抜き回数が２５０回と著しく低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。【０１５６】
実験例６８の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における還元帯の水蒸気と水素との分圧比｛Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）｝が、本発明で規定する範囲を逸脱しており、鋼板表層部における脱炭層の厚さが本発明の規定範囲を超えている。このため、実験例６８の鋼板は、疲労強度が極めて低く、実用に堪えないものとなった。【０１５７】
実験例７２の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき工程後のめっき層に合金化処理を施す際の処理温度が本発明の規定範囲を超えているため、鋼板組織における残留オーステナイト相の体積分率が本発明の規定範囲を下回っている一方、その他の組織の体積分率が高くなっている。また、残留オーステナイト相中の固溶炭素量が本発明の規定範囲を下回っているとともに、粒子間の平均距離が本発明の規定範囲を超えている。このため、外観検査の結果が「×」となり、また、めっき剥離試験においてめっきの剥離が生じた。さらに、降伏応力、引張強度が低くなる結果となり、強度、延性および機械切断特性の何れもが劣っていることがわかる。【０１５８】
実験例７６の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における曲げ加工を行わなかったことから、残留オーステナイト相の平均粒子径および粒子間の平均距離の何れもが、本発明の規定範囲を超えている。このため、限界打ち抜き回数が５００回と低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。【０１５９】
実験例８０の溶融亜鉛めっき鋼板は、熱延工程における冷却停止温度が本発明の規定範囲を超えていることから、残留オーステナイト相の平均粒子径および粒子間の平均距離の何れもが、本発明の規定範囲を超えている。このため、限界打ち抜き回数が３５０回と著しく低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。【０１６０】
実験例８４の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における予熱帯の空気比が本発明の規定範囲を超えているため空気の量が多すぎることから、鋼板表層部における脱炭層の厚さが本発明の規定範囲を超えている。このため、めっき性に劣ることから外観検査の結果が「×」の評価となり、また、限界打ち抜き回数が４００回と低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。【０１６１】
実験例８８の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における曲げ加工の曲げ半径が本発明の規定範囲を超えているため、残留オーステナイト相の平均粒子径および粒子間平均距離の何れもが、本発明の規定範囲を超えている。このため、限界打ち抜き回数が５５０回と低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。【０１６２】
実験例９２の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における３００〜４７０℃での停留時間が本発明の規定範囲を超えており、残留オーステナイト相中の固溶炭素量が本発明の規定範囲を大きく超えているため、限界打ち抜き回数が３５０回と著しく低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。【０１６３】
実験例９６の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における３００〜４７０℃での停留時間が本発明の規定範囲を下回っており、残留オーステナイト相の体積分率が本発明の規定範囲を下回っている一方、マルテンサイト相の体積分率が高くなっていることから、残留オーステナイト相中の固溶炭素量が本発明の規定範囲を下回っているとともに、粒子間平均距離が本発明の規定範囲を超えている。このため、ｎ値が０．０６０と低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。【０１６４】
実験例１００の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程において、３００〜４７０℃の温度域での張力を付加しなかったことから、残留オーステナイト相の平均粒子径および粒子間の平均距離の何れもが、本発明の規定範囲を超えている。このため、限界打ち抜き回数が５００回と低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。【０１６５】
実験例１０４の溶融亜鉛めっき鋼板は、冷延工程における圧下率が本発明の規定範囲を下回っていることから、残留オーステナイト相の平均粒子径および粒子間平均距離の何れもが、本発明の規定範囲を超えている。このため、限界打ち抜き回数が４５０回と低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。【０１６６】
実験例１０８の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍工程における６５０℃からの平均冷却速度が本発明の規定範囲を下回っていることから、残留オーステナイト相がほとんど生成されず、一方で、その他の組織が多く生成される結果となった。このため、引張強度が低く、また、ｎ値が本発明の規定範囲を下回っており、強度および延性に劣っていることがわかる。【０１６７】
実験例１１２の溶融亜鉛めっき鋼板は、熱延工程における４００℃まで徐冷する時間が本発明の規定範囲を下回っており、残留オーステナイト相の平均粒子径および粒子間の平均距離の何れもが、本発明の規定範囲を超えている。このため、限界打ち抜き回数が３５０回と著しく低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。【０１６８】
実験例１１６では、冷延工程における圧下率が大きすぎるために鋼板が破断し、溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができなかった。【０１６９】
実験例１２０の溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき工程におけるめっき浴中の有効Ａｌ量が０％であることから、めっき剥離試験においてめっき層の剥離が生じた。【０１７０】
実験例１２１〜１２３の溶融亜鉛めっき鋼板は、化学成分が所定の範囲を逸脱した例である。これらの内、実験例１２１では、Ｃ量が本発明で規定する下限未満となっていることから、鋼板組織においてフェライト相が大量に生成され、引張強度が低い結果となり、強度特性に劣っていることがわかる。また、実験例１２２では、Ｃ量が本発明で規定する上限超となっていることから、鋼板組織において残留オーステナイト相が大量に生成され、ｎ値が低い結果となり、延性に劣っていることがわかる。また、実験例１２３では、Ｍｎ量が本発明で規定する下限未満となっていることから、鋼板組織においてフェライト相が大量に生成され、引張強度が低い結果となり、強度特性に劣っていることがわかる。【０１７１】
実験例１２４の合金化溶融めっき鋼鈑は、焼鈍工程において、３００〜４７０℃の温度域での張力が本発明の規定範囲を超えた例である。ここでは、焼鈍工程後の鋼板の板厚が焼鈍工程前の鋼板の板厚に比べて減少し、所定の板厚精度を得られずに実験を中止した例である。【０１７２】
実験例１２５では、Ｓｉの含有量が大きく、冷間圧延工程において鋼鈑が破断し、実験を中止した例である。【０１７３】
実験例１２６の合金化溶融めっき鋼鈑は、Ｓｉの含有量が少なく、鋼板表層部における酸化物の生成が適正とならず、酸化物の密度が本発明の規定範囲から逸脱している。このため、限界打ち抜き回数が４００回と著しく低い結果となり、機械切断特性に劣っていることがわかる。【０１７４】
実験例１２７では、Ｍｎの含有量が大きく、鋳造完了後から熱間圧延工程に供するまでの間にスラブが破断し、実験を中止した例である。【０１７５】
実験例１２８では、Ａｌの含有量が大きく、焼鈍工程において前後の鋼鈑と溶接した部位が破断し、実験を中止した例である。【０１７６】
以上説明した実施例の結果より、本発明の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら優れた延性を備えるとともに、加工設備等を劣化させることがなく、高い機械切断特性を備えることが明らかである。
【産業上の利用可能性】
【０１７７】
本発明によれば、例えば、鋼板をプレス加工等によって成形して得られる部材等の用途において、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら、優れた延性と機械切断特性が得られ、優れた強度および加工性が同時に得られる。これにより、例えば、特に、自動車用部材等の分野に本発明を適用することにより、車体の強度増強に伴う安全性の向上や、部材製造時の加工性の向上等のメリットを十分に享受することができ、その社会的貢献は計り知れない。
【手続補正書】
【提出日】平成25年6月27日(2013.6.27)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０７５〜０．４００％、
Ｓｉ：０．０１〜２．００％、
Ｍｎ：０．８０〜３．５０％、
Ｐ  ：０．０００１〜０．１００％、
Ｓ  ：０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ：０．００１〜２．００％、
Ｎ  ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｏ  ：０．０００１〜０．０１００％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板の表面にめっき層を有する板厚０．６〜５．０ｍｍの高強度溶融亜鉛めっき鋼板であって、
鋼板の表面から板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、鋼板組織が、少なくとも体積分率で４０〜９０％のフェライト相、および、３〜２５％の残留オーステナイト相を含み、
前記残留オーステナイト相は、相中における固溶炭素量が０．７０〜１．００％であり、平均粒子径が２．０μｍ以下であるとともに、粒子間の平均距離が０．１〜５．０μｍであり、
鋼板表層部における脱炭層の厚さが０．０１〜１０．０μｍであり、前記鋼板表層部に含まれる酸化物の平均粒子径が３０〜１２０ｎｍであるとともに、その平均密度が１．０×１０12個／ｍ2以上であり、
さらに、３〜７％の塑性変形時における加工硬化係数（ｎ値）が平均で０．０８０以上であることを特徴とする機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００１〜０．１５０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１００％、
Ｖ  ：０．００１〜０．３００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜２．００％、
Ｎｉ：０．０１〜２．００％、
Ｃｕ：０．０１〜２．００％、
Ｍｏ：０．０１〜２．００％、
Ｂ  ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｗ  ：０．０１〜２．００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
さらに、質量％で、
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．０１００％含有することを特徴とする請求項１に記載の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層が合金化されてなることを特徴とする機械切断特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
質量％で、
Ｃ  ：０．０７５〜０．４００％、
Ｓｉ：０．０１〜２．００％、
Ｍｎ：０．８０〜３．５０％、
Ｐ  ：０．０００１〜０．１００％、
Ｓ  ：０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ：０．００１〜２．００％、
Ｎ  ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｏ  ：０．０００１〜０．０１００％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物の化学成分を有するスラブを、直接または一旦冷却した後に１１８０℃以上に加熱し、８５０〜９５０℃を圧延完了温度とする熱間圧延を施した後に、５００〜６５０℃まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で急冷した後、コイルに巻き取り、４００℃まで１．０時間以上かけて徐冷する熱延工程と、
前記熱延工程に次いで酸洗した後、合計の圧下率を３０〜７５％とする冷間圧延を行う冷延工程と、
前記冷延工程後の鋼板を、６００〜７５０℃間の平均加熱速度を２０℃／ｓ以下として、７５０℃以上まで加熱し、次いで、７５０〜６５０℃間の平均冷却速度を１．０〜１５．０℃／ｓとして冷却し、６５０℃からの平均冷却速度を３．０℃／ｓ以上として冷却し、３００〜４７０℃の温度域において２０〜１０００秒停留させながら、該温度域において３〜１００ＭＰａの張力をかけつつ、曲げ半径を８００ｍｍ以下とする曲げ加工を１回以上施す焼鈍工程と、
前記焼鈍工程の後、めっき浴温度：４５０〜４７０℃、めっき浴進入時の鋼板温度：４３０〜４９０℃、めっき浴中における有効Ａｌ量：０．０１〜０．１８質量％の条件で鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬することにより、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施してめっき層を形成するめっき工程と、
前記めっき工程後に、１５０℃以下まで平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却する冷却工程と、を備え、
前記焼鈍工程は、予熱バーナーに用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積と、単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積との比である空気比：０．７〜１．２とされた条件の予熱帯において、４００〜８００℃の鋼板温度に加熱しながら通板させることで鋼板表層部に酸化物を生成させ、次いで、水蒸気（Ｈ2Ｏ）と水素（Ｈ2）との分圧比Ｐ（Ｈ2Ｏ）／Ｐ（Ｈ2）：０．０００１〜２．０とされた還元帯において７５０℃以上まで加熱することにより、前記予熱帯において生成させた前記酸化物を還元した後に冷却を行うことを特徴とする機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項６に記載の方法で熱延工程、冷延工程、焼鈍工程、めっき工程までを行った後であって前記冷却工程の前、前記めっき工程で形成されためっき層に４７０〜６２０℃の温度で２〜２００秒の合金化処理を施すことを特徴とする機械切断特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１３
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１３】
［１］  質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．４００％、Ｓｉ：０．０１〜２．００％、Ｍｎ：０．８０〜３．５０％、Ｐ：０．０００１〜０．１００％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．００１〜２．００％、Ｎ：０．０００１〜０．０１００％、Ｏ：０．０００１〜０．０１００％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板の表面にめっき層を有する板厚０．６〜５．０ｍｍの高強度溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板の表面から板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、鋼板組織が、少なくとも体積分率で４０〜９０％のフェライト相、および、３〜２５％の残留オーステナイト相を含み、前記残留オーステナイト相は、相中における固溶炭素量が０．７０〜１．００％であり、平均粒子径が２．０μｍ以下であるとともに、粒子間の平均距離が０．１〜５．０μｍであり、鋼板表層部における脱炭層の厚さが０．０１〜１０．０μｍであり、前記鋼板表層部に含まれる酸化物の平均粒子径が３０〜１２０ｎｍであるとともに、その平均密度が１．０×１０12個／ｍ2以上であり、さらに、３〜７％の塑性変形時における加工硬化係数（ｎ値）が平均で０．０８０以上であることを特徴とする機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［２］  さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．１５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．１００％、Ｖ：０．００１〜０．３００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］  さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜２．００％、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、Ｗ：０．０１〜２．００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記［１］または［２］に記載の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［４］  さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．０１００％含有することを特徴とする上記［１］〜［３］の何れかに記載の機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［５］  上記［１］〜［４］の何れかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層が合金化されてなることを特徴とする機械切断特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１４
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１４】
［６］  質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．４００％、Ｓｉ：０．０１〜２．００％、Ｍｎ：０．８０〜３．５０％、Ｐ：０．０００１〜０．１００％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．００１〜２．００％、Ｎ：０．０００１〜０．０１００％、Ｏ：０．０００１〜０．０１００％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物の化学成分を有するスラブを、直接または一旦冷却した後に１１８０℃以上に加熱し、８５０〜９５０℃を圧延完了温度とする熱間圧延を施した後に、５００〜６５０℃まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で急冷した後、コイルに巻き取り、４００℃まで１．０時間以上かけて徐冷する熱延工程と、前記熱延工程に次いで酸洗した後、合計の圧下率を３０〜７５％とする冷間圧延を行う冷延工程と、前記冷延工程後の鋼板を、６００〜７５０℃間の平均加熱速度を２０℃／ｓ以下として、７５０℃以上まで加熱し、次いで、７５０〜６５０℃間の平均冷却速度を１．０〜１５．０℃／ｓとして冷却し、６５０℃からの平均冷却速度を３．０℃／ｓ以上として冷却し、３００〜４７０℃の温度域において２０〜１０００秒停留させながら、該温度域において３〜１００ＭＰａの張力をかけつつ、曲げ半径を８００ｍｍ以下とする曲げ加工を１回以上施す焼鈍工程と、前記焼鈍工程の後、めっき浴温度：４５０〜４７０℃、めっき浴進入時の鋼板温度：４３０〜４９０℃、めっき浴中における有効Ａｌ量：０．０１〜０．１８質量％の条件で鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬することにより、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施してめっき層を形成するめっき工程と、前記めっき工程後に、１５０℃以下まで平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却する冷却工程と、を備え、前記焼鈍工程は、予熱バーナーに用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積と、単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積との比である空気比：０．７〜１．２とされた条件の予熱帯において、４００〜８００℃の鋼板温度に加熱しながら通板させることで鋼板表層部に酸化物を生成させ、次いで、水蒸気（Ｈ2Ｏ）と水素（Ｈ2）との分圧比Ｐ（Ｈ2Ｏ）／Ｐ（Ｈ2）：０．０００１〜２．０とされた還元帯において７５０℃以上まで加熱することにより、前記予熱帯において生成させた前記酸化物を還元した後に冷却を行うことを特徴とする機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［７］  上記［６］に記載の方法で熱延工程、冷延工程、焼鈍工程、めっき工程までを行った後であって前記冷却工程の前、前記めっき工程で形成されためっき層に４７０〜６２０℃の温度で２〜２００秒の合金化処理を施すことを特徴とする機械切断特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【国際調査報告】
2013047739.tif 000016
2013047739.tif 000017
2013047739.tif 000018
2013047739.tif 000019