(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板の少なくとも一方の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．３０％、
Ｓｉ：０．２００〜２．０００％、
Ｍｎ：２．００〜４．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００１〜２．０００％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｔｉ：０〜０．１００％、
Ｎｂ：０〜０．１００％、
Ｖ：０〜０．１００％、
Ｃｕ：０〜１．０００％、
Ｎｉ：０〜１．０００％、
Ｍｏ：０〜１．０００％、
Ｃｒ：０〜１．０００％、
Ｗ：０〜０．００５％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
ＲＥＭ：０〜０．０１０％、及び
Ｂ：０〜０．００３０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記鋼板が、面積率で、１０％以上９０％以下のフェライト、並びに１０％以上の焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを含有し、
前記フェライト、前記焼戻しマルテンサイト及び前記焼戻しベイナイトの合計が９０％以上であり、
前記フェライトの粒内に長径５０ｎｍ以上３００ｎｍ以下の炭化物を２０個／μｍ２以上の個数密度で含有し、
下記式（１）で定義される２次元均質分散比Ｓが０．７５以上１．３０以下である、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｓ＝Ｓｙ２／Ｓｘ２        式（１）
ここで、式（１）中のＳｘ２は板幅方向のＭｎ濃度プロファイルデータの分散値であり、Ｓｙ２は板厚方向のＭｎ濃度プロファイルデータの分散値である。
【請求項２】
前記鋼板が、質量％で、
Ｔｉ：０．００３〜０．１００％、
Ｎｂ：０．００３〜０．１００％、
Ｖ：０．００３〜０．１００％
の１種又は２種以上を合計で０．１００％以下含有する、請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、具体的には主としてプレス加工されて使用される自動車等の構造部材に好適な、塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。
本願は、２０１８年１０月４日に、日本に出願された特願２０１８−１８９２２２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】
自動車に用いられる鋼板は年々高強度化している。これは、車体の軽量化を進めていく上で、車体を軽量化することによって劣化する衝突特性を向上させるためである。自動車用部品の多くはプレス成形により製造されるため、高い強度と同時に優れた成形性が要求される。そのため、成形加工時に比較的軟質で成形しやすく成形加工後に高い強度を持つ素材、つまり、塗装焼付時の焼付硬化量が大きい素材が求められている。【０００３】
前記焼付硬化は、プレス成形（以下、「予ひずみ」ともいう）によって入る転位に、１００℃〜２００℃の塗装焼付時に侵入型元素（主に炭素）が拡散して当該転位を固着することで生ずるひずみ時効現象である。非特許文献１に示すように、焼付硬化量は固溶している侵入型元素の量、つまり固溶炭素量に依存する。【０００４】
特許文献１には、ベイナイト及びマルテンサイトからなる組織を主として含み、フェライトの面積率を５％以下に制限することで高い焼付硬化性を確保した冷延鋼板が開示されている。以降、ベイナイト及びマルテンサイトのうち１種類以上を含むものを硬質組織と呼ぶ。このことから固溶できる炭素量が少ないフェライトより固溶できる炭素量が多い硬質組織において焼付硬化量が高いと考えられる。したがって、焼付硬化量を高めるためには硬質組織が多いほうがよい。【０００５】
一方、衝突特性をより向上させるためには、焼付硬化量を高めるだけでなく、焼付硬化後の極限変形能も高めることが重要である。極限変形能は、組織が延性破壊する過程でどれだけひずみを担えるかを表した特性であり、例えば焼付硬化後の局部伸びや板厚減少率によって評価される。特許文献１に記載されるような鋼板では、焼付硬化量が高いが、硬質組織が多いために、焼付硬化後の伸びが低く、それゆえ材料の極限変形能が悪い。また、非特許文献２では、引張強度が９８０ＭＰａ級の複合組織鋼（ＤＰ鋼）における焼付硬化後の局部伸びは、素材の局部伸びより低いことが応力−ひずみ曲線により示唆されている。硬質組織が多いほどその傾向があるので、焼付硬化後の極限変形能を高めるためには硬質組織が低いほうが良いと考えられる。特に、めっきを合金化する過程において硬質組織の変態が避けられないめっき鋼板において、焼付硬化後の極限変形能を担保することは難しい。【０００６】
このように、複合組織において、焼付硬化量と焼付硬化後の極限変形能はトレードオフの関係にあり、両特性の確保が課題であった。【０００７】
焼付硬化後の極限変形能を担保するためには、組織を均一にすることが重要であり、そのための方法として焼戻し処理が挙げられる。特許文献２には、焼戻し処理を活用することで良好な伸びを維持しながら、穴拡げ性を改善した鋼板が開示されている。しかし、特許文献２において具体的に開示される鋼板は、マルテンサイト体積率が約２５％以下であり、硬質組織が比較的少なく、そのため、焼付硬化量を高めるという観点では改善の余地があった。特許文献３には、焼戻しマルテンサイト又は焼戻しベイナイトを含むことで焼付硬化性を向上させた鋼板が開示されている。しかし、特許文献３では、焼付硬化後の極限変形能を改善するという観点からは何ら十分な検討がなされていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】日本国特開２００８−１４４２３３号公報
【特許文献２】日本国特開２０１３−１４４８３０号公報
【特許文献３】日本国特開２００３−２７７８８４号公報
【非特許文献】
【０００９】
【非特許文献１】Ｋ．Ｎａｋａｏｋａ，ｅｔ  ａｌ．，「Ｓｔｒｅｎｇｔｈ，Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ  ａｎｄ  Ａｇｉｎｇ  Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ  ｏｆ  Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｌｙ−Ａｎｎｅａｌｅｄ  Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ  Ｈｉｇｈ−Ｓｔｒｅｎｇｔｈ  Ｓｈｅｅｔ  Ｓｔｅｅｌｓ」，Ｆｏｒｍａｂｌｅ  ＨＳＬＡ  ａｎｄ  Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ  Ｓｔｅｅｌｓ，Ｍｅｔａｌｌ．Ｓｏｃ．ｏｆ  ＡＩＭＥ，（１９７７）１２６−１４１
【非特許文献２】Ｗ．Ａ．Ｐｏｌｉｎｇ，ｅｔ  ａｌ．，「Ｈｉｇｈ  Ｓｔｒａｉｎ  Ｒａｔｅ  Ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｒｅｓｐｏｎｓｅ  ｏｆ  ＤＰ９８０  ａｎｄ  ＱＰ９８０  Ａｕｔｏｍｏｔｉｖｅ  Ｓｈｅｅｔ  Ｓｔｅｅｌｓ」，Ｍａｔｅｒｉａｌｓ  Ｓｃｉｅｎｃｅ  ＆  Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ  Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ  ａｎｄ  Ｅｘｈｉｂｉｔｉｏｎ  ２０１４（ＭＳ＆Ｔ’１４），Ｖｏｌ．３，２０３９−２０４６
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
したがって、本発明は、焼付硬化量が高く、かつ焼付硬化後の極限変形能に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板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】
【００１１】
焼付硬化量と焼付硬化後の極限変形能の両方を改善するためには、一般に、予ひずみによって導入された転位の固着による焼付硬化が各組織において発現する状態、及び焼付硬化後の組織が均一な状態、を両立させる必要がある。【００１２】
そこで、本発明者らは、上記目的を達成するために鋭意検討を行った。その結果、複合組織における焼付硬化量を高めるためには、各組織への予ひずみ分配量の制御が重要であることを知見した。また、全面硬質組織でなくとも、組織によって予ひずみ分配量を制御することで高い焼付硬化量が得られることを知見した。予ひずみ分配量の制御因子は、面積率、形態及び各組織の機械的特性である。フェライトと硬質組織それぞれに適切な量の予ひずみを分配することで各組織において高い焼付硬化が起こり、複合組織として最大の焼付硬化量が得られる。【００１３】
上記のとおり、予ひずみ分配量の制御因子は、面積率、形態及び各組織の機械的特性である。しかし、本発明者らは下記（１）及び（２）により、それらの制御が困難であることを知見した。
（１）硬質組織の硬度が当該硬質組織の中で大きくばらつくこと
（２）硬質組織とフェライトの硬度差が大きく、不均一であること
上記（１）は、焼鈍の一次冷却時に現れるマルテンサイト変態（Ｍｓ）点のばらつき、並びに等温保持中及びめっき合金化処理中に現れるベイナイト変態（Ｂｓ）点のばらつきが原因であり、更にはＭｎ偏析によるものであった。よって、Ｍｎ偏析を低減し、硬質組織の硬度がなるべく揃うように検討すべきであった。上記（２）は、硬質組織が生成した後、フェライト粒界又はＭｎＳを起点とした粗大な炭化物、例えばセメンタイト等の鉄炭化物が生成し、フェライトが軟質になってしまうことが原因であった。よって、このような炭化物をフェライト粒内に微細に析出させて、硬質組織とフェライトの硬度差が小さくなるように検討すべきであった。【００１４】
そこで、本発明者らは、さらに鋭意検討した。その結果、熱延条件を制御してＭｎ偏析を複雑形状にすることで、
（ａ）硬質相の硬度が均一になること
（ｂ）ＭｎＳが均一に存在するため、めっき後室温まで冷却したときにフェライトの粒界に粗大炭化物が生成せず、その後、適正な温度で焼戻すことで、フェライトの粒内に炭化物が析出すること
が明らかになった。それにより、均一な組織が生成し、焼付硬化後の極限変形能も改善することを見出した。【００１５】
このようにして上記目的を達成し得た合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、以下のとおりである。
（Ａ）本発明の一態様に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板の少なくとも一方の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有し、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．２００〜２．０００％、Ｍｎ：２．００〜４．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００１〜２．０００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０〜０．１００％、Ｎｂ：０〜０．１００％、Ｖ：０〜０．１００％、Ｃｕ：０〜１．０００％、Ｎｉ：０〜１．０００％、Ｍｏ：０〜１．０００％、Ｃｒ：０〜１．０００％、Ｗ：０〜０．００５％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｍｇ：０〜０．００５％、ＲＥＭ：０〜０．０１０％、及びＢ：０〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、前記鋼板が、面積率で、１０％以上９０％以下のフェライト、並びに１０％以上の焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを含有し、前記フェライト、前記焼戻しマルテンサイト及び前記焼戻しベイナイトの合計が９０％以上であり、前記フェライトの粒内に長径５０ｎｍ以上３００ｎｍ以下の炭化物を２０個／μｍ２以上の個数密度で含有し、下記式（１）で定義される２次元均質分散比Ｓが０．７５以上１．３０以下である。
Ｓ＝Ｓｙ２／Ｓｘ２      式（１）
ここで、式（１）中のＳｘ２は板幅方向のＭｎ濃度プロファイルデータの分散値であり、Ｓｙ２は板厚方向のＭｎ濃度プロファイルデータの分散値である。
（Ｂ）上記（Ａ）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、前記鋼板が、質量％で、Ｔｉ：０．００３〜０．１００％、Ｎｂ：０．００３〜０．１００％、Ｖ：０．００３〜０．１００％の１種又は２種以上を合計で０．１００％以下含有してもよい。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、Ｍｎ偏析を複雑形状にした焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトからなる硬質相と粒内炭化物で析出強化したフェライト相とを含む複合組織を有する、焼付硬化量と焼付硬化後の極限変形能に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。この合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス成形性に優れ、プレス成形後の塗装時に焼付を受けることでさらに高強度化し、その後の極限変形能にも優れるので、自動車等の分野の構造部材として適している。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本発明の実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板の少なくとも一方の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．２００〜２．０００％、Ｍｎ：２．００〜４．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００１〜２．０００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０〜０．１００％、Ｎｂ：０〜０．１００％、Ｖ：０〜０．１００％、Ｃｕ：０〜１．０００％、Ｎｉ：０〜１．０００％、Ｍｏ：０〜１．０００％、Ｃｒ：０〜１．０００％、Ｗ：０〜０．００５％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｍｇ：０〜０．００５％、ＲＥＭ：０〜０．０１０％、及びＢ：０〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、鋼板が、面積率で、１０％以上９０％以下のフェライト、並びに１０％以上の焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを含有し、フェライト、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計が９０％以上であり、フェライトの粒内に長径５０ｎｍ以上３００ｎｍ以下の炭化物を２０個／μｍ２以上の個数密度で含有し、下記式（１）で定義される２次元均質分散比Ｓが０．７５以上１．３０以下である。
Ｓ＝Ｓｙ２／Ｓｘ２      式（１）
ここで、式（１）中のＳｘ２は板幅方向のＭｎ濃度プロファイルデータの分散値であり、Ｓｙ２は板厚方向のＭｎ濃度プロファイルデータの分散値である。
【００１８】
（Ｉ）化学成分
まず、本発明の実施形態に係る鋼板及びその製造に用いるスラブの化学成分組成について説明する。以下の説明において、鋼板及びスラブに含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。
【００１９】
（Ｃ：０．０３％〜０．３０％）
Ｃは、固溶炭素量を高めて、焼付硬化性を高める作用を有する。また、焼き入れ性を高め、マルテンサイト組織に含有させることにより強度を高める作用を有する。以上のような作用を有効に発揮させるため、Ｃ含有量は０．０５％以上とし、好ましくは０．０７％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．３０％超では、溶接性が劣化する。従って、Ｃ含有量は０．３０％以下とし、好ましくは０．２０％以下とする。Ｃ含有量を０．０６％以上、０．１０％以上、又は０．１２％以上としてもよい。Ｃ含有量を０．２５％以下、０．１８％以下、又は０．１６％以下としてもよい。
【００２０】
（Ｓｉ：０．２００％〜２．０００％）
Ｓｉは粗大炭化物の生成を抑え、フェライト粒内に微細炭化物を生成させかつ焼付硬化に必要な固溶炭素量を確保するのに必要な元素である。Ｓｉ含有量が０．２００％未満では、炭化物が粒内ではなく粒界に生成するため、固溶炭素を減少させてしまい、焼付硬化性が低下する。更に、粒界炭化物によって焼付硬化後の極限変形能も低下する。よって、Ｓｉ含有量は０．２００％以上とする。Ｓｉは焼付硬化に優れる鋼板の高強度化にも有用である。この作用を有効に発揮させるためには、Ｓｉ含有量は０．５００％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が２．０００％超では、表面性状が劣化したり、添加効果が飽和して徒にコストを上昇させたりする。従って、Ｓｉ含有量は２．０００％以下とし、好ましくは１．５００％以下とする。Ｓｉ含有量を０．２５０％以上、０．３００％以上、０．７００％以上、又は１．０００％以上としてもよい。Ｓｉ含有量を１．８００％以下、１．３００％以下、又は１．１００％以下としてもよい。
【００２１】
（Ｍｎ：２．００％〜４．００％）
Ｍｎは焼き入れ性向上元素であり、マルテンサイト組織を出すために必要な元素である。マルテンサイトを生成するための冷却速度を限定しないためにも、Ｍｎ含有量は２．００％以上とし、好ましくは２．３０％以上とする。しかし、Ｍｎ含有量が高いほど、ＭｎＳの析出量が増加する。ＭｎＳは、粗大な炭化物、例えばセメンタイト等の鉄炭化物の核生成サイトとなるため、含まれないほうがよい。そのため、Ｍｎ含有量は４．００％以下とし、好ましくは３．５０％以下とする。一般的には、Ｍｎの添加はＭｎ偏析を助長し、焼付硬化性を低下させる。しかしながら、本発明の実施形態では、このようなＭｎ偏析を複雑形状にすることで、焼付硬化性を改善することができる。Ｍｎ含有量を２．２０％以上、２．５０％以上、又は２．８０％以上としてもよい。Ｍｎ含有量を３．７０％以下、３．２０％以下、又は３．００％以下としてもよい。
【００２２】
（Ａｌ：０．００１％〜２．０００％）
Ａｌは、脱酸及び炭化物形成元素の歩留まり向上に対して効果を有する。以上のような作用を有効に発揮させるため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とし、好ましくは０．０１０％以上とする。一方、Ａｌ含有量が２．０００％超では、溶接性が低下したり、酸化物系介在物が増加して表面性状が劣化したりする。従って、Ａｌ含有量は２．０００％以下とし、好ましくは１．０００％以下とする。Ａｌ含有量を０．０２０％以上、０．０５０以上、又は０．１００％以上としてもよい。Ａｌ含有量を０．８００％以下、０．５００％以下、又は０．３００％以下としてもよい。
【００２３】
（Ｐ：０．１００％以下）
Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｐ含有量が０．１００％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｐ含有量は０．１００％以下とし、好ましくは０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は０％であってもよい。しかし、Ｐ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。また、Ｐは強度の向上に寄与するため、このような観点から、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。Ｐ含有量を０．００２％以上、０．００５％以上、又は０．００９％以上としてもよい。Ｐ含有量を０．０８０％以下、０．０５０％以下、又は０．０４０％以下としてもよい。
【００２４】
（Ｓ：０．０１０％以下）
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。Ｓ含有量が高いほど、ＭｎＳの析出量が増加する。ＭｎＳは、前述した通り、粗大な炭化物の核生成サイトとなるため、含まれないほうがよい。また、ＭｎＳがあることで、低温靱性が劣化する。このような現象は、Ｓ含有量が０．０１％超で、特に顕著である。従って、Ｓ含有量は０．０１％以下とし、好ましくは０．００３％以下とする。Ｓ含有量は０％であってもよい。しかし、Ｓ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。Ｓ含有量を０．０００５％以上、０．００１％以上、又は０．００３％以上としてもよい。Ｓ含有量を０．００８％以下、０．００７％以下、又は０．００５％以下としてもよい。
【００２５】
（Ｎ：０．０１０％以下）
Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｎ含有量が０．０１０％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００６％以下とする。Ｎ含有量は０％であってもよい。しかし、Ｎ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよい。Ｎ含有量を０．００１％以上、０．００２％以上、又は０．００３％以上としてもよい。Ｎ含有量を０．００８％以下、０．００６％以下、又は０．００５％以下としてもよい。
【００２６】
本発明の実施形態に係る鋼板及びその製造に用いるスラブの基本成分組成は上記の通りである。さらに当該鋼板及びスラブは、必要に応じて、以下の任意元素を含有していてもよい。ただし、これら任意元素を含むことなく本発明の実施形態に係る鋼板はその課題を達成することができる。従って、以下に挙げられる任意元素の含有量の下限値は０％である。
【００２７】
（Ｔｉ：０．１００％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｖ：０．１００％以下）
Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは強度の向上に寄与する。従って、Ｔｉ、Ｎｂ若しくはＶ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｔｉ、Ｎｂ若しくはＶの含有量、又はこれらの２種以上の任意の組み合わせの合計含有量は、好ましくは０．００３％以上とする。一方、Ｔｉ、Ｎｂ若しくはＶの含有量、又はこれらの２種以上の任意の組み合わせの合計含有量が０．１００％超では、熱間圧延及び冷間圧延が困難になる。従って、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量若しくはＶ含有量、又はこれらの２種以上の任意の組み合わせの合計含有量は０．１００％以下とする。つまり、各成分単独の場合の制限範囲を、Ｔｉ：０．００３％〜０．１００％、Ｎｂ：０．００３％〜０．１００％、及びＶ：０．００３％〜０．１００％とすると共に、これらを任意に組み合わせた場合の合計含有量においても、０．００３〜０．１００％であることが好ましい。
【００２８】
（Ｃｕ：１．０００％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下）
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒは強度の向上に寄与する。従って、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、若しくはＣｒ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒの含有量は、各成分単独の場合、０．００５〜１．０００％が好ましい範囲であり、これらの２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量においても、０．００５％以上１．０００％以下が満たされることが好ましい。一方、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒの含有量、又はこれらの２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量が１．０００％超では、上記作用による効果が飽和して、徒にコストが高くなる。従って、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒの含有量、又はこれらの２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量の上限は１．０００％とする。つまり、Ｃｕ：０．００５％〜１．０００％、Ｎｉ：０．００５％〜１．０００％、Ｍｏ：０．００５％〜１．０００％、及びＣｒ：０．００５％〜１．０００％とすると共に、これらを任意に組み合わせた場合の合計含有量においても、０．００５〜１．０００％であることが好ましい。
【００２９】
（Ｗ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下）
Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭ（希土類金属）は介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める。従ってＷ、Ｃａ、Ｍｇ若しくはＲＥＭ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭ、又はこれらの２種以上の任意の組み合わせの合計含有量は、好ましくは０．０００３％以上とする。一方、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの合計含有量が０．０１０％超では、表面性状が劣化する。従って、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの合計含有量は０．０１０％以下とする。つまり、Ｗ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下であって、これらの任意の２種以上の合計含有量が０．０００３〜０．０１０％であることが好ましい。
【００３０】
ＲＥＭ（希土類金属）はＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７種類の元素を指し、「ＲＥＭ含有量」はこれら１７種類の元素の合計の含有量を意味する。ランタノイドは、工業的には、例えばミッシュメタルの形で添加される。
【００３１】
（Ｂ：０．００３０％以下）
Ｂは焼き入れ性向上元素であり、焼付硬化用鋼板の高強度化に有用な元素である。Ｂは０．０００１％（１ｐｐｍ）以上含有させるとよい。しかし、Ｂを０．００３０％（３０ｐｐｍ）を超えて添加すると上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるため、Ｂ含有量は０．００３０％（３０ｐｐｍ）以下とし、好ましくは０．００２５％（２５ｐｐｍ）以下である。
【００３２】
本発明の実施形態に係る鋼板において、上記成分以外の残部はＦｅ及び不純物からなる。不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明の実施形態に係る鋼板に対して意図的に添加した成分でないものを意味する。
【００３３】
（ＩＩ）鋼の組織
本発明の実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、少なくとも２つ以上の相を含有する複合組織を含むものであり、その複合組織を制御することで、予ひずみの分配を制御し、焼付硬化性が向上することに大きな特徴をもつものである。各組織についてその面積率を規定した理由について説明する。
【００３４】
（フェライト：１０％以上９０％以下）
フェライトは降伏応力が低く、優れた加工硬化特性を有する組織である。このため、焼付硬化後の極限変形能を高めるためには必須である。フェライト面積率が１０％以上あればこの効果は発揮される。そのため、鋼板中のフェライト面積率は１０％以上とする。焼付硬化後の極限変形能を更に高めるためには２０％以上とすることが好ましく、３０％以上とすることが更に好ましい。面積率を過度に高めると、硬質組織の焼付硬化が起こらず、組織全体の焼付硬化性が大きく劣化することから、鋼板中のフェライト面積率は９０％以下とする。焼付硬化性を更に高めるにはフェライト面積率は７０％以下とすることが好ましく、５０％以下とすることが更に好ましい。従って、フェライト面積率は１０％以上とし、好ましくは２０％以上とする。フェライト面積率を１５％以上、２５％以上、３０％以上、又は４０％としてもよい。フェライト面積率を８０％以下、６０％以下、４５％以下、又は４０％以下としてもよい。
【００３５】
（焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト：１０％以上）
本発明の実施形態では、上記フェライトの他は焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトとする。フェライトよりも硬質組織（焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト）の方において炭素濃度が高いため、焼付硬化量が高い。しかし、複合組織として軟らかいフェライト相と硬質組織があった場合、予ひずみはほとんどフェライト相が担うため、従来は硬質組織の焼付硬化性を活用できていない。焼付硬化性を上昇させるためには硬質組織に変形を担わせることが重要である。しかし、硬質組織が少なすぎるとフェライト相のみが変形を担ってしまうため、１０％以上は必要である。よって、硬質組織の面積率は１０％以上、好ましくは２０％以上とする。一方、硬質組織の面積率が９０％超では、フェライト面積率が少なくなり、焼付硬化後の極限変形能が低下する。よって、硬質組織の面積率は９０％以下とする。硬質組織の面積率を１５％以上、２５％以上、３０％以上、又は４０％としてもよい。硬質組織の面積率を８０％以下、７０％以下、６０％以下、又は５０％以下としてもよい。
【００３６】
さらに、本発明の実施形態では、焼付硬化量を高めるために、硬質組織が焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトであることが必要である。上記で述べた通り、焼付硬化性及び焼付硬化後の曲げ性や極限変形能を向上させるために、複合組織中の焼き入れままマルテンサイト及びベイナイトを焼戻す必要がある。
【００３７】
本発明の実施形態では、硬質組織は少なくとも焼戻しマルテンサイトを含み、好ましくは焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの両方を含む。これは、焼戻しマルテンサイトが焼戻しベイナイトより硬質であるために、焼戻しマルテンサイトに入りにくいひずみがあった場合に、焼戻しベイナイトに担わすことができるためである。
【００３８】
（フェライト、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計：９０％以上）
後で説明する本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の好ましい製造方法では、製造条件によりパーライトや残留オーステナイトが生成する場合がある。これら組織の面積率は、上記によって測定されたフェライトと硬質組織の面積率を１００％から差し引いたものである。本発明の実施形態では、フェライト及び硬質組織への予ひずみ分配制御が重要であるため、その他の組織、すなわちパーライト及び残留オーステナイト等の組織は少量であれば、それらの影響は無視することができる。よって、フェライト、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計は９０％以上、好ましくは９５％以上又は９８％以上とし、１００％であってもよい。
【００３９】
本発明において、フェライトの面積率及び硬質組織の面積率は、次のようにして決定される。まず、鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、当該鋼板の厚さの１／４位置の組織を５０００倍の倍率でＳＥＭ−ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折装置付き走査型電子顕微鏡）で観察し、それを１００μｍ×１００μｍの視野で画像解析してフェライトの面積率を測定し、任意の５視野以上におけるこれらの測定値の平均が本発明におけるフェライトの面積率として決定される。
【００４０】
次いで、鋼板の表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの領域のＳＥＭの２次電子像を撮影する。このとき、例えば倍率は１５００倍とする。得られた画像データの白色部分が硬質組織であり、黒色部分がフェライトであることから、当該画像データに基づいて硬質組織の面積率が決定される。硬質組織の焼戻し状態は、次のようにして判断される。上記ＳＥＭの２次電子画像を観察した際、マルテンサイトやベイナイトに含まれるラスやブロックのコントラストが明瞭であるか又は例えば５０００倍若しくは１００００倍で観察した際、組織内に微細炭化物が析出していれば、焼戻しされていると判断される。
【００４１】
（フェライト粒内に長径５０ｎｍ以上３００ｎｍ以下の炭化物を２０個／μｍ２以上の個数密度）
本発明の実施形態では、焼戻しによって生成した微細炭化物、例えばセメンタイト等の鉄炭化物がフェライト粒内にあることが重要である。それによりフェライトが析出強化され、フェライトと硬質相における予ひずみ分配制御が可能となる。炭化物の析出箇所が粒界であると、組織が不均一になり、焼付硬化後の極限変形能が低下する。粒界への析出は、例えば冷却中又は３５０℃超の焼戻しによって生じる。そのため、微細炭化物の析出箇所はフェライト粒内とする。
【００４２】
フェライト粒内に生成した炭化物は微細な針状炭化物である。微細かつ高密度に分散することでフェライトが析出強化されるので、本実施形態に係る鋼板においては、長径が５０ｎｍ以上３００ｎｍ以下である炭化物の個数密度が２０個／μｍ２以上である必要がある。炭化物の長径が５０ｎｍ未満であると、転位の運動を妨げる効果がなく、析出強化されない。一方、炭化物の長径が３００ｎｍ超であると、炭化物が粗大に成長することで析出物の密度が小さくなり、析出物が存在しないところで転位運動が起こり、十分に析出強化されない。よって、個数密度の測定対象とされる炭化物の長径は５０ｎｍ以上３００ｎｍ以下である。長径が５０ｎｍ未満、又は３００ｎｍ超の炭化物は、それ自体が鋼板の特性に悪影響を及ぼすものではないので、個数密度は特に限定されない。ただし、長径５０ｎｍ以上３００ｎｍ以下の炭化物の個数密度が不足する恐れを考慮すると、長径が５０ｎｍ未満、又は３００ｎｍ超の炭化物の個数密度はなるべく小さいことが好ましいと考えられる。
長径が５０ｎｍ以上３００ｎｍ以下の炭化物の個数密度が２０個／μｍ２未満であれば、析出物の密度が十分でなく、析出物が存在しないところで転位運動が起こり、十分に析出強化されない。よって、長径が５０ｎｍ以上３００ｎｍ以下の炭化物の個数密度は２０個／μｍ２以上とする。長径が５０ｎｍ以上３００ｎｍ以下の炭化物の個数密度を２５個／μｍ２以上、２８個／μｍ２以上、又は３０個／μｍ２以上としてもよい。長径が５０ｎｍ以上３００ｎｍ以下の炭化物の個数密度の上限は特に限定されないが、５０個／μｍ２以下、４５個／μｍ２以下、４３個／μｍ２以下、又は４０個／μｍ２以下としてもよい。
【００４３】
本発明において、上記炭化物の長径と個数密度は、電子顕微鏡による観察によって決定され、例えばＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察によって測定する。具体的には、鋼板の表面から当該鋼板の厚さの３／８位置から１／４位置までの領域から薄膜試料を切り出し明視野で観察する。１万倍から１０万倍の適度な倍率によって、１μｍ２を切り出し、当該視野に入る炭化物のうち長径５０ｎｍ以上３００ｎｍ以下の炭化物を数えて求める。この作業を連続した５視野以上で行い、その平均を個数密度とする。
【００４４】
（２次元均質分散比Ｓが０．７５以上１．３０以下）
２次元均質分散比は、合金元素のミクロ偏析を評価する指標である。Ｓで示される２次元均質分散比は次のようにして測定する。板幅方向をｘ方向、板厚方向をｙ方向とし、鋼板についてその圧延方向が法線方向となる面（すなわち鋼板の厚さ方向断面）を観察できるように調整した後、鏡面研磨し、ＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナライザ）装置により、該鋼板の厚さ方向断面において鋼板の中央部１００μｍ×１００μｍの範囲について、鋼板の厚さ方向（ｙ方向）に沿って一方の側から他方の側に向かって０．５μｍ間隔で２００点のＭｎ濃度を測定する。また、測定した鋼板の厚さ方向に垂直な方向（ｘ方向）に沿って同様に一方の側から他方の側に向かって０．５μｍ間隔で２００点のＭｎ濃度を測定する。ｘ方向とｙ方向における各Ｍｎ濃度プロファイルから、分散値Ｓｘ２とＳｙ２を求める。これらの値を用い次式（１）によりＳを求める。
Ｓ＝Ｓｙ２／Ｓｘ２                                            式（１）
ここで、Ｓｘ２は、板幅方向のＭｎ濃度プロファイルデータの分散値であり、Ｓｘ２＝（１／２００）×Σ（Ａ−Ａｉ）２で表され、式中、Ａはｘ方向における２００点のＭｎ濃度の平均値であり、Ａｉはｘ方向のｉ番目のＭｎ濃度を表す（ｉ＝１〜２００）。同様に、Ｓｙ２は板厚方向のＭｎ濃度プロファイルデータの分散値であり、Ｓｙ２＝（１／２００）×Σ（Ｂ−Ｂｉ）２で表され、式中、Ｂはｙ方向における２００点のＭｎ濃度の平均値であり、Ｂｉはｙ方向のｉ番目のＭｎ濃度を表す（ｉ＝１〜２００）。
【００４５】
本実施形態では、Ｍｎ濃度分布が複雑形状になることによってミクロ偏析が緩和することに特徴を有している。本実施形態では、Ｍｎ濃度をバンド状に分布させないこと、またこれに関連して単に厚さ方向での硬質組織の割合の変動を小さくするというだけでなく、Ｍｎ濃度分布をより複雑な形状にすることにより、高強度で且つ焼付硬化性に優れ、焼付硬化後の極限変形能にも優れる鋼板を得ることができる。これが０．７５未満であれば、十分に複雑形状になっているとは言えず、焼付硬化性が低い。そのため、Ｓは０．７５以上必要である。Ｓは、好ましくは０．８５以上、より好ましく０．９５以上、又は１．００以上である。一方、ミクロ偏析が制御されていない場合、Ｍｎの濃度の高い面と低い面が板厚方向に層状に連なっており、これを板厚方向と板幅方向で均質化することが重要である。逆に、Ｍｎの濃度の高い面と低い面が板厚方向に層状に連なると、均質化されたことにはならない。つまり、Ｓの下限値の逆数が上限値となる。そのため、Ｓは１．３０以下とする。Ｓは、好ましくは１．２０以下、更に好ましくは１．０５以下である。
【００４６】
（合金化溶融亜鉛めっき層）
本発明の実施形態に係る鋼板は、少なくとも一方の表面、好ましくは両方の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する。当該めっき層は、当業者に公知の任意の組成を有する合金化溶融亜鉛めっき層であってよく、Ｚｎ以外にもＡｌ等の添加元素を含んでいてよい。また、当該めっき層の付着量は、特に制限されず一般的な付着量であってよい。
【００４７】
（機械特性）
上記の組成及び組織を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板によれば、高い引張強度、具体的には６００ＭＰａ以上の引張強度を達成することができる。引張強度を６００ＭＰａ以上とするのは、自動車車体の軽量化の要求を満たすためである。引張強度は好ましくは７００ＭＰａ以上であり、より好ましくは８００ＭＰａ以上である。さらに、上記の組成及び組織を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板によれば、優れた焼付硬化量を達成することが可能である。より具体的には、２％予ひずみを付加後、１７０℃で２０分間熱処理した試験片を再引張したときの応力から、２％予ひずみ付加時の応力を差し引いた値が１００ＭＰａ以上、好ましくは１２０ＭＰａ以上となるような焼付硬化量ＢＨを達成することができる。このＢＨの値が１００ＭＰａ未満では、成形しにくく且つ成形後の強度が低いため、優れた焼付硬化性とは言えない。
【００４８】
（ＩＩＩ）製造方法
次に、本発明の実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の好ましい製造方法について説明する。
【００４９】
以下の説明は、本発明の実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該合金化溶融亜鉛めっき鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
【００５０】
上記製造方法は、上で説明した化学成分組成を有する溶鋼を鋳造してスラブを形成する工程、
前記スラブを１０５０℃以上１２５０℃以下の温度域で粗圧延する粗圧延工程であって、前記粗圧延が１パス当たりの圧下率が３５％以下のリバース圧延によって行われ、前記リバース圧延が、下記（ｉ）〜（ｉｉｉ）：
（ｉ）１パス目の圧下率が２パス目の圧下率より１５％以上大きい１往復、
（ｉｉ）４パス目の圧下率が３パス目の圧下率より１５％以上大きい１往復、
（ｉｉｉ）５パス目及び６パス目の圧下率がそれぞれ（ｉ）の２パス目及び（ｉｉ）の３パス目の圧下率と同じである１往復
の合計６パス（３往復）を１回とする圧延を２回（６往復）以上含み、前記粗圧延の後、仕上げ圧延までに５秒以上保持される粗圧延工程、
粗圧延された鋼板を８５０℃以上１０５０℃以下の温度域で仕上げ圧延する仕上げ圧延工程であって、前記仕上げ圧延が４つ以上の連続する圧延スタンドで行われ、第一スタンドの圧下率が１５％以上であり、次いで仕上げ圧延された鋼板を巻き取る仕上げ圧延工程、
得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷間圧延工程、
得られた冷延鋼板をＡｃ１以上１０００℃以下の温度域で１０秒以上１０００秒以下保持し、次いで２℃／秒以上の平均冷却速度で４５０℃以上６００℃以下まで冷却する焼鈍工程、
得られた鋼板に溶融亜鉛めっきを施して合金化処理し、次いで１００℃以下まで冷却するめっき工程、並びに
得られた鋼板を２００℃以上３５０℃以下の温度域で１００秒以上保持する焼戻し工程を含むことを特徴としている。なお、「１パス目の圧下率が２パス目の圧下率より１５％以上大きい」とは、１パス目の圧下率が２パス目の圧下率より大きく、両者の差が１５％以上であること、即ち、以下の数式を満たすことを意味する。
（１パス目の圧下率（％））−（２パス目の圧下率（％））≧１５％
同様に、「４パス目の圧下率が３パス目の圧下率より１５％以上大きい」とは、４パス目の圧下率が３パス目の圧下率より大きく、両者の差が１５％以上であること、即ち、以下の数式を満たすことを意味する。
（４パス目の圧下率（％））−（３パス目の圧下率（％））≧１５％
以下、各工程について説明する。
【００５１】
（スラブの形成工程）
先ず、上で説明した本発明の実施形態に係る鋼板の化学成分組成を有する溶鋼を鋳造し、粗圧延に供するスラブを形成する。鋳造方法は、通常の鋳造方法でよく、連続鋳造法、造塊法などを採用できるが、生産性の点で、連続鋳造法が好ましい。
【００５２】
（粗圧延工程）
該スラブは以下の粗圧延工程を施す前に、１０００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱してもよい。加熱保持時間は特に規定しないが、スラブ中心部まで所定の温度にするために、加熱温度に３０分間以上保持することが好ましい。加熱保持時間は、過度のスケールロスを抑制するため、１０時間以下が好ましく、５時間以下がより好ましい。鋳造後のスラブの温度が１０５０℃以上１２５０℃以下であれば、該温度域に加熱保持せず、そのまま粗圧延に供し、直送圧延又は直接圧延を行ってもよい。
【００５３】
リバース圧延のみを用いた粗圧延を施すことによって、スラブ中のＭｎ偏析部を一方向に引き伸ばされた板状にすることなく、複雑形状に制御することが可能となる。したがって、後の工程において、板状組織の形成を抑制するとともに、Ｍｎが均一に拡散するために、硬度が均一な硬質相を含むＤＰ鋼が得られる。
【００５４】
このようなＭｎ偏析部の複雑形状化についてより詳しく説明すると、まず、粗圧延を開始する前のスラブにおいては、Ｍｎ等の合金元素が濃化した部分が、スラブの両方の表面から内部に向かって櫛状の形態でほぼ垂直に成長して複数並んだ状態になっている。一方、粗圧延では、圧延の１パスごとに、スラブの表面は圧延の進行方向に伸ばされることとなる。圧延の進行方向とは、圧延ロールに対してスラブが進行していく方向である。このようにスラブの表面が圧延の進行方向に伸ばされることにより、スラブの表面から内部に向かって成長しているＭｎ偏析部は、圧延の１パスごとにスラブの進行方向に傾斜した状態にされる。
【００５５】
粗圧延の各パスにおけるスラブの進行方向が常に同じ方向であるいわゆる一方向圧延の場合、Ｍｎ偏析部は、ほぼ真っ直ぐな状態を保ったまま、パスごとに同じ方向に向かって徐々に傾斜が強くなっていく。また、粗圧延の終了時には、Ｍｎ偏析部は、ほぼ真っ直ぐな状態を保ったまま、スラブの表面に対してほぼ平行な姿勢となり、扁平なミクロ偏析が形成されてしまう。
【００５６】
一方、粗圧延の各パスにおけるスラブの進行方向が交互に反対の方向となるリバース圧延の場合は、直前のパスで傾斜させられたＭｎ偏析部が、次のパスでは逆の方向に傾斜させられることとなり、その結果、Ｍｎ偏析部は折れ曲がった形状となる。このため、リバース圧延においては、交互に反対の方向となる各パスが繰り返し行われることにより、Ｍｎ偏析部が複雑に折れ曲がった形状となる。
【００５７】
粗圧延の温度が、１０５０℃未満では、後の仕上げ圧延工程において８５０℃以上の温度で圧延を完了することが難しく、鋼板の形状が不良となる。また、１２５０℃超ではスラブ予加熱時のスケールロスが増大する上、スラブ割れ発生の要因になることから、粗圧延温度は１０５０℃以上１２５０℃以下とする。
【００５８】
粗圧延における１パスの圧下率が３５％超であると、圧延時のせん断応力が大きくなるため、Ｍｎ偏析部の間隔が広くなり、後の熱処理工程、より具体的には仕上げ圧延工程及び焼鈍工程においてＭｎを拡散させることができない。そのため、粗圧延における１パスの圧下率は３５％以下とする。好ましくは、粗圧延における１パスの圧下率は３０％以下、又は２５％以下である。圧下率が小さい程、圧延時のせん断ひずみが小さくなり、Ｍｎ偏析の形成を抑制することから、圧下率の下限は特に定めないが、生産性の観点から、５％以上であることが好ましい。
【００５９】
本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、各パスの圧下率を制御し、せん断応力の大きさを制御することで、Ｍｎ偏析部を複雑形状にし、Ｍｎを拡散させる。具体的には、往復で異なる圧下率のリバース圧延を２回繰り返すことで、Ｍｎ偏析部をより複雑な形状とする。圧延温度が高温である第１パスで進行方向に大圧下して、進行方向と同じ方向にＭｎ偏析を大きく傾斜させ、圧延温度が低くなった第４パスで再度大圧下することで進行方向と反対方向にＭｎ偏析部を大きく傾斜させる。Ｍｎ偏析部の複雑な折れ曲がり形状を形成させるには、リバース圧延の１往復における圧下率差を１５％以上とすることが好ましい。そのため、第２パスの圧下率を第１パスの圧下率より１５％以上低くし、第３パスの圧下率を第４パスの圧下率より１５％以上低くする。
リバース圧延の１往復における圧下率差の上限は特に定めないが、粗圧延率の１パスの圧下率は５％以上３５％以下が好ましいため、実質３０％超となることはない。したがって、リバース圧延の１往復における圧下率差の上限は３０％以下が好ましい。
本願において、リバース圧延は下記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の合計６パス（３往復）を１回とする圧延を２回（６往復）以上行う。
（ｉ）１パス目の圧下率が２パス目の圧下率より１５％以上大きい１往復、
（ｉｉ）４パス目の圧下率が３パス目の圧下率より１５％以上大きい１往復、
（ｉｉｉ）５パス目及び６パス目の圧下率がそれぞれ（ｉ）の２パス目及び（ｉｉ）の３パス目の圧下率と同じである１往復
ただし、上記の圧延を４回以上、すなわち１２往復以上施すと十分な仕上げ圧延温度を確保することが難しくなるので、３回以下、すなわち９往復以下とすることが好ましい。
【００６０】
また、進行方向が互いに反対の方向となる各パスは、同じ回数ずつ行われること、すなわち合計のパス回数を偶数回とすることが望ましい。しかしながら、一般の粗圧延ラインでは、粗圧延の入側と出側はロールを挟んで反対側に位置する。このため、粗圧延の入側から出側に向かう方向のパス（圧延）が一回多くなる。そうすると、最後のパス（圧延）でＭｎ偏析部が扁平な形状となり、複雑形状が形成されにくくなる。このような熱間圧延ラインで粗圧延をする場合には、最後のパスはロール間を開けて圧延を省略することが好ましい。
【００６１】
粗圧延におけるリバース圧延によって生成したＭｎの複雑構造をオーステナイト粒界移動によって均一にするためには、粗圧延から仕上げ圧延までに５秒以上保持することが好ましい。
【００６２】
（仕上げ圧延工程）
粗圧延におけるリバース圧延の後、仕上げ圧延におけるタンデム圧延の圧下率を大きくすることによって、デンドライト二次アームに起因するＭｎ偏析帯の間隔を狭小化するために、仕上げ圧延は４つ以上の連続する圧延スタンドで行われることが好ましい。８５０℃未満で仕上げ圧延を完了すると、再結晶が十分に起きず、圧延方向に延伸した組織となり、後の工程において延伸組織に起因した板状組織が形成する。したがって、仕上げ圧延完了温度は８５０℃以上とする。一方、仕上げ圧延温度が１０５０℃を超えると、オーステナイトの微細な再結晶粒が生成しにくくなり、粒界のＭｎ偏析が困難となり、Ｍｎ偏析帯が扁平となりやすくなる。そのため、仕上げ圧延温度は１０５０℃以下とする。必要に応じて、粗圧延された鋼板を粗圧延工程の後でかつ仕上げ圧延工程の前に再加熱してもよい。さらに、仕上げ圧延の第一スタンドの圧下率を１５％以上にすると、再結晶粒が多量に生成し、その後の粒界移動によって、Ｍｎが均一に分散しやすくなる。このように、粗圧延工程だけでなく、仕上げ圧延工程を限定することによって、扁平なＭｎのミクロ偏析を抑制できる。
【００６３】
仕上げ圧延における、熱延鋼板の巻き取り温度は７００℃以下が好ましい。７００℃を超える温度で熱延鋼板を巻き取ると、熱延鋼板の組織中に粗大な炭化物が析出し、熱延鋼板が室温まで冷却される間にＭｎ濃化が生じるために、Ｍｎ偏析部の複雑形状が損なわれる。また、上述の場合、熱延鋼板の表面に生成する酸化物の厚さが過度に増大して、酸洗性が低下する。そのため、巻き取り温度は７００℃以下とすることが好ましい。
【００６４】
（冷間圧延工程）
冷間圧延の方法は特に限定するものではなく、通常の方法を採用することができる。例えば熱延鋼板の酸洗後に行う。冷延工程としては、組織を均質化及び／又は微細化する観点から、冷間圧延の圧下率は好ましくは５０％以上とする。酸洗は、通常の酸洗でよい。
【００６５】
（焼鈍工程）
上記冷間圧延工程を経て得られた鋼板に、焼鈍処理を施す。焼鈍温度での加熱は、Ａｃ１以上１０００℃以下の温度域で、１０秒以上１０００秒以下加熱保持とする。この温度範囲は、フェライトと硬質組織の面積率を決めるものである。焼鈍温度がＡｃ１未満であるとオーステナイトが生成しないため、硬質組織が生成しない。一方、焼鈍温度が１０００℃超だと、オーステナイト粒径が粗大化するため、靱性が低下する。したがって、焼鈍温度はＡｃ１以上１０００℃以下とする。
【００６６】
Ａｃ１点は次の式により計算する。
Ａｃ１＝７５１−１６×Ｃ＋３５×Ｓｉ―２８×Ｍｎ−１６×Ｎｉ＋１３×Ｃｒ−６×Ｃｕ＋３×Ｍｏ
上記式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ及びＭｏは各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素については０質量％を代入する。
【００６７】
焼鈍時間は、冷間加工されたフェライトを十分に再結晶させること、及びフェライトと硬質組織の面積率を制御するために必要である。焼鈍時間が１０秒未満であると、オーステナイト面積率が十分でなく、硬質組織が生成しない。一方、焼鈍時間が１０００秒を超えると生産性が悪くなる。従って、焼鈍時間は１０秒以上１０００秒以下とする。
【００６８】
焼鈍温度保持後、めっきするまでの一次冷却は２℃／秒以上の平均冷却速度で４５０℃以上６００℃以下まで行う。ここで、平均冷却速度とは、焼鈍において鋼板温度の保持を終了した時点から、鋼板をめっき浴に浸漬する時点までの間の平均速度のことである。即ち、一次冷却における平均冷却速度とは、以下の式で算出される値のことである。
（平均冷却速度）＝｛（焼鈍工程における、温度保持終了時の鋼板温度）−（めっき工程における、浸漬時の鋼板温度）｝／（焼鈍工程における温度保持終了から、めっき工程における浸漬開始までに要した時間）
平均冷却速度は、組織を凍結し、マルテンサイト変態を効率的に引き起こすために、速いほうがよい。ただし、２℃／秒未満ではマルテンサイトが十分に生成せず、所望の組織に制御できない。したがって、焼鈍後の平均冷却速度は、２℃／秒以上とする。冷却停止温度は４５０℃以上６００℃以下とする。４５０℃未満では、その後鋼板をめっき浴に浸漬する際、めっき浴温度が下がり生産性が悪い。一方６００℃超では、硬質組織が十分に生成せず、所望の組織面積率が得られない。したがって、冷却停止温度は４５０℃以上６００℃以下とする。
【００６９】
（めっき工程）
得られた鋼板に溶融亜鉛めっきが施され、さらにめっきを合金化するのに必要な温度に加熱することにより合金化処理が施される。溶融亜鉛めっきの浴組成は、一般的なものでよく、例えばＡｌ量が０．０８〜０．３０ｍａｓｓ％以上となるような溶融亜鉛めっき浴とする。めっき付着量も特に制限しない。例えば、片面あたりの付着量で３０〜９０ｇ／ｍ２の範囲内とする。合金化処理は、めっき層中のＦｅ濃度が７ｍａｓｓ％以上となるような条件で行うことが望ましい。必要な条件は、めっき付着量によっても異なるが、例えば、合金化処理は、４８０℃以上５８０℃以下の温度域で１秒以上５０秒以下の時間にわたって加熱することにより行われる。
【００７０】
その後、１００℃以下まで冷却する。この冷却停止温度が１００℃超だと、粒界に炭化物が生成してしまい、組織が不均一になり、焼付硬化後の極限変形能が低下する。したがって、合金化処理温度からの冷却は１００℃以下まで行う。
【００７１】
（焼戻し工程）
得られた鋼板は、焼戻し工程において、加熱により２００℃以上３５０℃以下の温度域で保持される。保持温度は好ましくは２５０℃以上３００℃以下とする。保持温度が２００℃未満であった場合、硬質組織が焼戻されないため、予ひずみ分配が変化しない。また、焼戻しを完了させるのに時間がかかり、生産性が悪い。３５０℃超であった場合、全体の固溶炭素量が減ってしまうため、焼付硬化性が低下する。また、粒界の炭化物が粗大化し、焼付硬化後の極限変形能も低下する。保持時間が１００秒未満であると、組織の焼戻しを完了させることができない。したがって、保持時間は１００秒以上とする。その後、生産性の観点から、２℃／秒以上の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却する。
【００７２】
（スキンパス圧延工程）
焼戻し工程後に、任意選択でスキンパス圧延（調質圧延）を施してもよい。スキンパス圧延を施すことにより、予ひずみがなくとも、鋼板にひずみが入るので、焼付硬化性を高めることができる。ひずみを鋼板に均一に導入するために、例えば圧下率を０．１％以上０．５％以下とすることが好ましい。
【００７３】
このようにして、本発明の実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
【００７４】
上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
【実施例】
【００７５】
次に、本発明の実施例について説明する。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。【００７６】
表１に示す化学組成を有するスラブを製造し、スラブを１３００℃に１時間加熱した後、表２に示す条件にて粗圧延及び仕上げ圧延を行い、次いで鋼板を巻き取り、表２に示す巻き取り温度で１時間保持し、熱延鋼板を得た。その後、熱延鋼板の酸洗を行い、表２に示す圧下率で冷間圧延を行って厚さが１．２ｍｍの冷延鋼板を得た。続いて、表２に示す条件下で焼鈍、めっき、焼戻し及びスキンパス圧延を行った。なお、一部の例においては粗圧延でのパス数が４パスであった。パス数が４パス（即ち、５パス目及び６パス目の圧下率が０％）の例に関し、表２−１に記載の「２パス目５パス目圧下率」及び「３パス目６パス目圧下率」の列には、「２パス目圧下率」及び「３パス目圧下率」を記載した。【００７７】
【表１】
0006690804.tif 000002
【００７８】
【表２−１】
0006690804.tif 000003
【００７９】
【表２−２】
0006690804.tif 000004
【００８０】
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の鋼組織を観察し、フェライト及び硬質組織（焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト）の面積率、長径５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の炭化物の析出箇所及び個数密度、並びに２次元均質分散比Ｓを測定した。【００８１】
具体的には、フェライトの面積率及び硬質組織の面積率は以下のようにして決定した。まず、鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、当該鋼板の厚さの１／４位置の組織を５０００倍の倍率でＳＥＭ−ＥＢＳＤで観察し、それを１００μｍ×１００μｍの視野で画像解析してフェライトの面積率を測定し、任意の５視野におけるこれらの測定値の平均をフェライトの面積率として決定した。【００８２】
また、鋼板の表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの領域のＳＥＭの２次電子像を撮影し（倍率１５００倍）、得られた画像データの白色部分が硬質組織であり、黒色部分がフェライトであることから、当該画像データに基づいて硬質組織の面積率を決定した。硬質組織は、上記ＳＥＭの２次電子画像を５０００倍又は１００００倍で観察した際に、当該硬質組織内に微細炭化物が析出している場合に焼戻しされていると判断した。【００８３】
炭化物の長径と個数密度はＴＥＭ観察によって測定した。具体的には、鋼板の表面から当該鋼板の厚さの３／８位置から１／４位置までの領域から薄膜試料を切り出し明視野で観察し、１万倍から１０万倍の適度な倍率によって１μｍ２を切り出し、当該視野に入る以下炭化物のうち長径５０ｎｍ以上３００ｎｍ以下の炭化物を数えて求め、この作業を連続した５視野で行い、その平均を個数密度とした。【００８４】
また、Ｓで示される２次元均質分散比はＥＰＭＡ装置によって求めた。これらの結果を表３に示す。【００８５】
更に、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度ＴＳ、破断伸びＥＬ、焼付硬化量ＢＨ、及び焼付硬化後の板厚減少率ＴＤＲを測定した。焼付硬化後の板厚減少率ＴＤＲは極限変形能の指標である。引張強度ＴＳ、破断伸びＥＬ、焼付硬化量ＢＨ、及び焼付硬化後の板厚減少率ＴＤＲ測定では、圧延方向に直角な方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して引張試験を行った。ＢＨは２％予ひずみを付加後、１７０℃で２０分間熱処理した試験片を再引張したときの応力から、２％予ひずみ付加時の応力を差し引いた値である。ＴＤＲは元の板厚と破断後の板厚の差を元の板厚で除した値である。自動車車体の軽量化の要求を満たすためには引張強度は６００ＭＰａ以上、好ましくは７００ＭＰａ以上であり、より好ましくは８００ＭＰａである。また、成形しやすいために、破断伸びは１０％以上であることが好ましい。また、ＢＨについては、１００ＭＰａ未満では成形しにくく且つ成形後の強度が低くなるため、優れた焼付硬化性を有するためには、１００ＭＰａ以上必要である。より好ましくは１２０ＭＰａ以上である。ＴＤＲは２５％未満ではプレス成形時に割れてしまう危険があるため、３０％以上は必要である。より好ましくは４０％である。【００８６】
【表３】
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【００８７】
［評価結果］
表３に示すように、実施例１、３、５、６、９、１４、１６、１８〜２２、２６、及び３４〜３６では、優れたＴＳ、ＢＨ及びＴＤＲを得ることができた。いずれもＴＳが６００ＭＰａ以上、ＢＨが１００ＭＰａ以上、ＴＤＲが３０％以上となり、高強度で且つ焼付硬化性に優れ、焼付硬化後の極限変形能にも優れることが示された。【００８８】
一方、比較例２では、焼戻し保持時間が短すぎたために、硬質組織が焼戻されず、フェライト粒内の炭化物の個数密度が低く、ＢＨとＴＤＲが低かった。
比較例４では、焼戻し温度が低すぎたために、硬質組織が焼戻されず、フェライト粒内の炭化物の個数密度が低く、ＢＨとＴＤＲが低かった。
比較例７では、焼鈍温度が低すぎたために、フェライトと硬質組織が所望の面積率にならず、ＴＳとＢＨが低かった。
比較例８では、焼鈍時間が短すぎたために、硬質組織が所望の面積率にならず、ＴＳとＢＨが低かった。
比較例１０では、焼鈍後の平均冷却速度が遅すぎたために、粒界にセメンタイト等の鉄炭化物が出てしまい、ＴＳとＢＨとＴＤＲが低かった。
比較例１１では、焼戻し温度が高すぎたために、粒界にセメンタイト等の鉄炭化物が出てしまい、ＢＨとＴＤＲが低かった。
比較例１２では、Ｃが少なすぎたために、フェライトと硬質組織が所望の面積率にならず、フェライト粒内の炭化物の個数密度が低く、ＴＳとＢＨが低かった。
比較例１３では、Ｓｉが少なすぎたために、粒界にセメンタイト等の鉄炭化物が出てしまい、ＢＨとＴＤＲが低かった。
比較例１５では、粗圧延の往復回数が少なく粗圧延が不十分であるために、２次元均質分散比Ｓが高く、ＢＨとＴＤＲが低かった。
比較例１７では、Ｍｎが少なすぎたために、硬質組織が所望の面積率にならず、ＴＳとＢＨが低かった。
比較例２３では焼鈍後一次冷却停止温度が高すぎて、硬質組織が所望の面積率にならず、ＢＨが低かった。
比較例２４では、焼戻し工程がなかったために、硬質組織が焼戻されず、ＢＨとＴＤＲが低かった。
比較例２５では、めっき工程の冷却停止温度が高かったために、粒界にセメンタイト等の鉄炭化物が出てしまい、ＢＨとＴＤＲが低かった。
比較例２７では、粗圧延の１往復内に含まれる２パス間の圧下率差が低かったために、２次元均質分散比Ｓが高く、ＢＨとＴＤＲが低かった。
比較例２８では、粗圧延後から仕上げ圧延までの時間が短かったために、２次元均質分散比Ｓが高く、ＢＨとＴＤＲが低かった。
比較例２９では、めっき処理及び合金化処理が行われなかったので、ベイナイト分率が低く、マルテンサイトが焼き戻されないために、ＴＳとＢＨが低かった。
比較例３０では、２パス目の圧下率が１パス目の圧下率よりも大きかったので、２次元均質分散比Ｓが高く、ＢＨとＴＤＲが低かった。
比較例３１では、３パス目の圧下率が４パス目の圧下率よりも大きかったので、２次元均質分散比Ｓが高く、ＢＨとＴＤＲが低かった。
比較例３２では、１パス目及び４パス目の圧下率が高すぎたので、２次元均質分散比Ｓが高く、ＢＨとＴＤＲが低かった。
比較例３３では、巻取温度が高すぎたために、２次元均質分散比Ｓが高く、ＢＨ及びＴＤＲが不足した。
【産業上の利用可能性】
【００８９】
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、特に、自動車産業分野において自動車の構造部材として利用することができる。
【要約】
本発明の一態様に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板の少なくとも一方の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有し、鋼板が所定の化学成分を有し、鋼板が、面積率で、１０％以上９０％以下のフェライト、並びに１０％以上の焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを含有し、フェライト、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計が９０％以上であり、フェライトの粒内に長径５０ｎｍ以上３００ｎｍ以下の炭化物を２０個／μｍ２以上の個数密度で含有し、Ｍｎの２次元均質分散比Ｓが０．７５以上１．３０以下である。