JP6610113B2 - 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板と該鋼板用熱延鋼板及びそれらの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、例えば、自動車のボディー構造部品を始めとする機械構造部品等に使用される、鋼板及びその製造方法に関する。具体的には、本発明は、優れた延性と穴広げ性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板と該鋼板用熱延鋼板、及び、それらの製造方法に関する。

自動車を始めとする輸送用機械や各種産業機械の構造用部材等の素材に供される鋼板には、強度、加工性、靱性などに優れた機械的特性が求められる。特に、自動車の軽量化の観点から近年、高強度鋼板の適用が拡大している。

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。特に、自動車の骨格部材であるメンバー（サブフレーム）やリンフォース（補強部材）に適用される高強度鋼板には、良好な延性のみならず、優れた穴広げ性が求められる。

しかし、一般に、引張強度と伸びフランジ性とはトレードオフの関係にあり、引張強度の上昇に伴って、伸びと穴広げ性は著しく低下する。このため、高い引張強度と優れた伸びと穴広げ性の全てを両立させることは容易ではない。

このため、高強度鋼板においては、伸びと穴広げ性を向上させるために種々の対策が講じられており、特に、マルテンサイトを焼戻すことによって穴広げ性を向上させた鋼板が公開されている。

特許文献１には、焼鈍後の急冷とその後の焼戻しにより、金属組織をフェライトと焼戻しマルテンサイトに制御した、強度−伸び−穴広げ性バランスに優れた鋼板が提案されている。

また、特許文献２には、めっき後に焼戻し熱処理を施し、焼戻しマルテンサイトの硬さとフェライトの硬さの比を、適切な範囲に調節することで、穴広げ性に優れる鋼板を製造する方法が公開されている。

しかし、これらの手法では、穴広げ性が向上する一方で、マルテンサイトの焼戻し軟化により強度が低下してしまい、最大でも９２０ＭＰａ程度の強度しか得られていない。また、ＴＳで７８０ＭＰａ以上の強度を確保するためには、マルテンサイト等の硬質第二相を、体積率で３０％以上含有させるため、硬質第二相がバンド状に連なり、応力集中箇所となって、穴広げ性が劣化する。

そこで、バンド組織を解消して、穴広げ性を向上させる方法が報告されている。

特許文献３には、実施例に示すように、マルテンサイト分率が２０％以上の鋼板を用いて、冷延、酸洗後の鋼板を、一旦、７５０℃以上の温度域に加熱し、バンド状組織に濃化しているＭｎを分散させ、バンド状組織の厚みを薄く、細かく分散させることによって、成形性に優れる鋼板が開示されている。

また、特許文献４には、焼鈍を二回とする、具体的には、一回目の焼鈍の際に加熱温度Ａc₃〜１０００℃に３６００秒内の時間保持した後、５０℃／秒で冷却し、鋼組織を均質なマルテンサイト組織とし、さらに、二回目の焼鈍を施すことによって、フェライト粒の長軸方向を等方的に分散させた伸びフランジ性に優れる鋼板が開示されている。

一方、特許文献５には、特許文献４の製造方法に加えて、熱延工程の前に１２００℃以上１３００℃以下の温度域で０．５以上５時間以下保持することで、Ｍｎを拡散させることによって、鋼板の板厚方向断面におけるＭｎ濃度の上限値Ｃ１と下限値Ｃ２の比Ｃ１／Ｃ２を２．０以下とする伸び及び伸びフランジ性に優れる鋼板が開示されている。

しかし、これらの方法は、いずれも長時間の加熱工程、又は、複数回の焼鈍工程を必要とすることから、生産性が低下するので、鋼板のコストを著しく高めてしまう。

また、近年、自動車形状の複雑化に伴い、穴広げ性のますますの向上が求められている。そのため、従来のような機械的打抜き後の穴広げ成形ではなく、非特許文献１記載の、打抜き後、端面をリーマ仕上げにより打抜きダメージ層を除去する方法、又は、非特許文献２記載の、レーザ切断の適用により、打抜き端面のダメージ影響が無くなるように、打抜き加工を行い、穴広げ性を向上させる工法が実用化されつつある。

そのため、このような打抜きダメージがない状況での、材料の穴広げ性を評価する必要がある。

穴広げ成形は、打抜き時のダメージによるボイドの発生、及び、穴広げ時の局所的な変形に起因したボイドの成長−連結による破壊現象として理解されている。一方で、打抜きダメージがない状況下での穴広げ成形性は、局所的な大変形によるボイドの発生−成長−連結であり、そのため、材料の局所的な変形能である極限変形能により評価することが効果的である。即ち、打抜きダメージがない場合の穴広げ性を向上させるためには、極限変形能を向上させることが重要である。

従来知見においても、焼戻し熱処理、及び、バンド組織制御により極限変形能を向上させる方法が報告されている。

特許文献６には、合金偏析を解消し、フェライト−パーライト組織における１ｍｍ以上の長さを持つパーライトバンドの面積率を制御することで、極限変形能の異方性を解消した、加工性に優れた熱延鋼板の製造方法が開示されている。しかし、特許文献６の方法では、バンド組織を解消してしまうため、７８０ＭＰａ以上の強度と極限変形能を両立させることができない。

また、特許文献７には、フェライト相、ベイナイト相、及び、マルテンサイト相と、残留γ相のナノ硬さを制御することで、７８０ＭＰａ以上の高強度を有しながら、優れた伸びフランジ性極限変形能を示す鋼板の製造方法が開示されている。しかし、特許文献７の方法は、焼鈍工程においてバンド組織を解消することで極限変形能を向上させており、そのため、強度は１０５０ＭＰａまでしか得られていない。さらに、特許文献７の方法では、３００℃以下の温度に冷却後、再加熱する工程が含まれていないため、硬質なマルテンサイトが生成してしまい、安定した極限変形能を実現することができない。

特開２００４−０５２０７１号公報 特開２００９−０１９２５８号公報 特開２００２−０８８４４７号公報 特開２００８−０９７４１１号公報 特開２０１０−０６５３０７号公報 国際公開第１１／０９０２０５号 特開２００９−００１９０９号公報

Journal of JSTP vol.51 no.598 (2010-2011) 鉄と鋼,第１６号,１９４９−１９５５,（１９８５）

本発明は、従来技術の現状に鑑み、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、極限変形能を高めることを課題とし、該課題を解決する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意検討した、その結果、バンド状組織を積極的に活用することにより、鋼板の強度を確保するとともに、マルテンサイトを焼戻すことにより軟質化し、かつ、ベイナイト粒及び焼戻しマルテンサイト粒において応力集中箇所となる凹凸部を解消すれば、７８０ＭＰａ以上の高強度を有する鋼板における極限変形能を高めることができることを見いだした。

具体的には、通常の技術と異なり、フェライト−パーライト組織におけるパーライト粒が扁平かつバンド状に分布した熱延鋼板の組織を、溶融亜鉛めっき工程での二相域加熱で、バンド状で、かつ、マルテンサイト粒の凹凸形状が滑らかな組織とし、該組織を焼戻すことで、応力集中が起こり難く、かつ、マルテンサイトによる強化機構を十分に活用できる鋼組織を実現できることを見いだした。

さらに、本発明者らは、鋼板の化学組成について、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎを限られた範囲に制御し、適切なパーライトの形態を有する熱延鋼板を用いた冷延工程及び二相域熱処理と、焼戻し熱処理の活用により、硬質第二相の形態と硬度を適切に制御し、さらに、適量のオーステナイトを残存させることによって、バンド組織による高強度化と、成形性劣化の無害化を達成し、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら、優れた延性及び極限変形能を有する鋼板を得ることができることを見いだした。

本発明は、上記新知見に基づいてなされたものであり、その要旨は、以下のとおりである。

（１）鋼板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、
（ｉ）質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上２．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上４．００％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下、及び、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有し、
（ii）(a)フェライトの面積率が１０％以上７０％以下、平均硬度が３５０ＨＶ以上５５０ＨＶ以下のベイナイト、及び／又は、焼戻しマルテンサイトからなる硬質第二相の面積率が合計で３０％以上９０％以下、及び、残留オーステナイトの面積率が２％以上で、(b)鋼板表面からの深さ３／８ｔから１／２ｔの位置（ｔ:鋼板の板厚）において、板厚方向に沿った各位置で板厚方向と垂直方向へ引いた線上の硬質第二相の線分率の標準偏差が０．０５０以上で、かつ、(c)圧延直角方向の引張試験において極限変形能が０．４以上である鋼組織を有する
ことを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

（２）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．２０％以下、及び、Ｖ：０．２０％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

（３）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、及び、Ｎｉ：１．００％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

（４）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、及び、Ｚｒ：０．０１％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

（５）（ｉ）前記（１）〜（４）のいずれかに記載の化学組成を有し、
（ii）(a)フェライト及びパーライトからなり、(b)鋼板表面からの深さ３／８ｔから１／２ｔの位置（ｔ:鋼板の板厚）において、(1b)板厚方向に沿った各位置で板厚方向と垂直方向へ引いた線上のパーライトの線分率の標準偏差が０．１００以上で、(2b)板厚方向に沿ったパーライトの断面長さの標準偏差がＲｐ／２（Ｒｐ：パーライト粒の板厚方向断面長さの平均値）以下で、かつ、(c)アスペクト比が５以上のパーライト粒の全パーライト粒に対する割合が６０％以上である鋼組織を有する
ことを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。

（６）前記（１）〜（４）のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する製造方法であって、下記（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）、（Ｄ）、（Ｅ）、及び、（Ｆ）の工程を備えることを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（Ａ）前記（５）に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板を酸洗し、その後、該熱延鋼板に圧下率４０％以上の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷延工程
（Ｂ）冷延鋼板を、平均加熱速度０．１℃／秒以上１００℃／秒以下で、Ａ_C1点＋５０℃以上Ａ_C3点未満の最高到達温度まで加熱し、１０秒以上保持する加熱工程
（Ｃ）最高到達温度から５００℃以上７５０℃以下の温度域まで、３℃／秒以上１００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する加熱工程
（Ｄ）冷却後の冷延鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、次いで、所要の温度で合金化処理を施すめっき工程
（Ｅ）合金化処理後の鋼板を、平均冷却速度２℃／秒以上で３００℃以下まで冷却するめっき冷却工程
（Ｆ）めっき鋼板を、２００℃以上６００℃以下の温度域に加熱して、１秒以上１０分以下保持し、該鋼板に焼戻し処理を施す焼戻し工程

（７）前記（５）に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板を製造する製造方法であって、下記（Ｇ）及び（Ｈ）の工程を備えることを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板の製造方法。

（Ｇ）前記（１）〜（４）のいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼を、鋳片表皮から８０ｍｍ内部の凝固速度が５０℃／分以下となるように連続鋳造する連続鋳造工程
（Ｈ）鋳片を１１００℃以上に加熱し、１０分以上２時間未満保持する熱処理工程

本発明によれば、７８０ＭＰａ以上の高い引張強度を有し、かつ、バンド組織解消のための処理を施さずに、優れた延性と穴広げ性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。

鋼組織におけるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの１種又は２種からなる硬質第二相の線分率の求め方を示す図である。

本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下「本発明めっき鋼板」ということがある。）は、鋼板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、
（ｉ）質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上２．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上４．００％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１以上１．００％以下、及び、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有し、
（ii）(a)フェライトの面積率が１０％以上７０％以下、平均硬度が３５０ＨＶ以上５５０ＨＶ以下のベイナイト、及び／又は、焼戻しマルテンサイトからなる硬質第二相の面積率が合計で３０％以上９０％以下、及び、残留オーステナイトの面積率が２％以上で、(b)鋼板表面からの深さ３／８ｔから１／２ｔの位置（ｔ:鋼板の板厚）において、板厚方向に沿った各位置で板厚方向と垂直方向へ引いた線上の硬質第二相の線分率の標準偏差が０．０５０以上で、かつ、(c)圧延直角方向の引張試験において極限変形能が０．４以上である鋼組織を有する
ことを特徴とする。

本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板（以下「本発明熱延鋼板」ということがある。）は、
（ｉ）前記（１）〜（４）のいずれかに記載の化学組成を有し、
（ii）(a)フェライト及びパーライトからなり、(b)鋼板表面からの深さ３／８ｔから１／２ｔの位置（ｔ:鋼板の板厚）において、(1b)板厚方向に沿った各位置で板厚方向と垂直方向へ引いた線上のパーライトの線分率の標準偏差が０．１００以上で、(2b)板厚方向に沿ったパーライトの断面長さの標準偏差がＲｐ／２（Ｒｐ：パーライト粒の板厚方向断面長さの平均値）以下で、かつ、(c)アスペクト比が５以上のパーライト粒の全パーライト粒に対する割合が６０％以上である鋼組織を有する
ことを特徴とする。

本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法（以下「本発明めっき鋼板製造方法」という。）は、本発明めっき鋼板を製造する製造方法であって、下記（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）、（Ｄ）、（Ｅ）、及び、（Ｆ）の工程を備えることを特徴とする。
（Ａ）本発明熱延鋼板を酸洗し、その後、該熱延鋼板に圧下率４０％以上の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷延工程
（Ｂ）冷延鋼板を、平均加熱速度０．１℃／秒以上１００℃／秒以下で、Ａ_C1点＋５０℃以上Ａ_C3点未満の最高到達温度まで加熱し、１０秒以上保持する加熱工程
（Ｃ）最高到達温度から５００℃以上７５０℃以下の温度域まで、３℃／秒以上１００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する冷却工程
（Ｄ）冷却後の冷延鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、次いで、所要の温度で合金化処理を施すめっき工程
（Ｅ）合金化処理後の鋼板を、平均冷却速度２℃／秒以上で３００℃以下まで冷却するめっき冷却工程
（Ｆ）めっき鋼板を、２００℃以上６００℃以下の温度域に加熱して、１秒以上１０分以下保持し、該鋼板に焼戻し処理を施す焼戻し工程

本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板の製造方法（以下「本発明熱延鋼板製造方法」という。）は、本発明熱延鋼板を製造する製造方法であって、下記（Ｇ）及び（Ｈ）の工程を備えることを特徴とする。
（Ｇ）本発明めっき鋼板の化学組成を有する溶鋼を、鋳片表皮から８０ｍｍ内部の凝固速度が５０℃／分以下となるように連続鋳造する連続鋳造工程
（Ｈ）鋳片を１１００℃以上に加熱し、１０分以上２時間未満保持する熱処理工程

以下、本発明について、説明する。

化学組成
まず、本発明めっき鋼板及び本発明熱延鋼板の化学組成の限定理由について説明する。以下、化学組成に係る％は質量％を意味する。

Ｃ：０．０５％以上０．３０％以下
Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、強度を確保する上で、重要な元素である。Ｃが０．０５％未満であると、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となるので、Ｃは０．０５％以上とする。好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｃが０．３０％を超えると、溶接性の劣化が顕著となるので、Ｃは０．３０％以下とする。好ましくは０．２０％以下である。

Ｓｉ：０．０５％以上２．５０％以下
Ｓｉは、固溶強化により、極限変形能を劣化させることなく、引張強度を高めることができる重要な元素である。Ｓｉが０．０５％未満であると、添加効果が十分に発現しないので、Ｓｉは０．０５％以上とする。好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉが２．５０％を超えると、添加効果が飽和するとともに、溶融めっきでの不めっきの発生が問題になるので、Ｓｉは２．５０％以下とする。好ましくは２．００％以下である。

Ｍｎ：１．５０％以上４．００％以下
Ｍｎは、組織をバンド状に形成して、強度を向上させるために必要な元素である。Ｍｎが１．５０％未満であると、バンド状組織の実現が難しく、７８０ＭＰａ以上の強度を達成することが難しいので、Ｍｎは１．５０％以上とする。高価な合金元素を添加せずに、強度を高めることができる点で、２．０％以上が好ましい。

一方、Ｍｎが４．００％を超えると、ＭｎＳの析出量が増加し、低温靭性が低下するので、Ｍｎは４．００％以下とする。熱間圧延時及び冷間圧延時における生産性の観点で、２．５０％以下が好ましい。

Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、一般に、不純物元素であるが、引張強度を高める作用を有する元素でもある。Ｐが０．１０％を超えると、溶接性が著しく低下するので、Ｐは０．１０％以下とする。好ましくは０．０３％以下である。添加効果を確実に得る点で、Ｐは０．０１％以上が好ましい。

Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、不純物元素であり、溶接性の観点からは少ないほど好ましい元素である。Ｓが０．０１％を超えると、溶接性が著しく低下するとともに、ＭｎＳの析出量が増加し、低温靭性が低下するので、Ｓは０．０１％以下とする。好ましくは０．００３％以下、さらに好ましくは０．００１５％以下である。脱硫コストの観点から、Ｓは０．００１％以上が好ましい。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下
Ａｌは、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌが０．０１％未満であると、上記作用が十分に発現しないので、ｓｏｌ．Ａｌは０．０１％以上とする。好ましくは０．０２％以上である。

一方、ｓｏｌ．Ａｌが１．００％を超えると、溶接性が著しく低下するとともに、酸化物系介在物が増加して、表面性状が著しく劣化するので、ｓｏｌ．Ａｌは１．００％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。なお、ｓｏｌ．Ａｌは、Ａｌ₂Ｏ₃等の酸化物になっておらず、酸に可溶な酸可溶Ａｌを意味する。

Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不純物元素であり、溶接性の観点から少ないほど好ましい元素である。Ｎが０．０１％を超えると、溶接性が著しく低下するので、Ｎは０．０１％以下とする。好ましくは０．００６％以下である。

他の不純物元素
他の不純物元素は、意図的に鋼板に添加した元素ではなく、鉄材料から不可避的に混入する元素、及び／又は、製造の過程で不可避的に混入する元素であり、本発明めっき鋼板及び本発明熱延鋼板の特性を阻害しない範囲で許容される。

なお、上記化学組成において、残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。

本発明めっき鋼板及び本発明熱延鋼板の化学組成においては、これら鋼板の特性の向上のため、以下の元素の１種又は２種以上を含有してもよい。

Ｔｉ：０．２０％以下
Ｎｂ：０．２０％以下
Ｖ：０．２０％以下
これらの元素は、いずれも、鋼板強度の向上に寄与する元素である。いずれの元素も、０．２０％を超えると、加工性が低下し、熱間圧延及び冷間圧延が困難になるので、Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖのいずれも、０．２０％以下が好ましい。より好ましくは、いずれの元素も０．１５％以下である。添加効果を確実に得る点で、いずれの元素も０．００３％以上が好ましい。

Ｃｒ：１．００％以下
Ｍｏ：１．００％以下
Ｃｕ：１．００％以下
Ｎｉ：１．００％以下
これらの元素は、いずれも、鋼板強度の向上に寄与する元素である。いずれの元素も、１．００％を超えると、添加効果が飽和し、経済的に不利となるので、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、及び、Ｎｉのいずれも、１．００％以下が好ましい。より好ましくは、いずれの元素も０．０７％以下である。添加効果を確実に得る点で、いずれの元素も０．００５％以上が好ましい。

Ｃａ：０．０１％以下
Ｍｇ：０．０１％以下
ＲＥＭ：０．０１％以下
Ｚｒ：０．０１％以下
これらの元素は、いずれも、介在物の形状を制御し、特に、介在物を微細分散化し、靭性の向上に寄与する元素である。いずれの元素も０．０１％を超えると、表面性状が著しく劣化するので、いずれの元素も０．０１％以下が好ましい。より好ましくは、いずれの元素も０．００７％以下である。添加効果を確実に得る点で、いずれの元素も０．０００３％以上が好ましい。

ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、及び、ランタノイドの合計１７元素を指し、その少なくとも１種である。ＲＥＭの量は、これらの元素の少なくとも１種の合計量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加する。

鋼組織
次に、本発明めっき鋼板の鋼組織と本発明熱延鋼板の鋼組織について説明する。

（本発明めっき鋼板の鋼組織）
本発明めっき鋼板は、(a)フェライトの面積率が１０％以上７０％以下、平均硬度が３５０ＨＶ以上５５０ＨＶ以下のベイナイト、及び／又は、焼戻しマルテンサイトからなる硬質第二相の面積率が合計で３０％以上９０％以下、及び、残留オーステナイトの面積率が２％以上で、(b)鋼板表面からの深さ３／８ｔから１／２ｔの位置（ｔ:鋼板の板厚）において、板厚方向に沿った各位置で板厚方向と垂直方向へ引いた線上の硬質第二相の線分率の標準偏差が０．０５０以上で、かつ、(c)圧延直角方向の引張試験において極限変形能が０．４以上である鋼組織を有する。

鋼板の幅の１／４の位置において、圧延方向に対し平行な方向及び直角の方向の板厚断面を、ナイタールエッチングで腐食し、光学顕微鏡を用いて、５００倍で撮影した画像におけるフェライト面積率、及び、焼戻しマルテンサイト面積率を規定する。組織画像において、結晶粒内のコントラストが一定で等軸状の領域をフェライトとし、結晶粒内に炭化物又は剪断帯を含む領域をベイナイト又は焼戻しマルテンサイトとした。

(1)フェライトの面積率：１０％以上７０％以下
フェライトの面積率が１０％未満であると、１０％以上の全伸びを確保することが難しくなるので、フェライトの面積率は１０％以上とする。好ましくは２０％以上である。一方、フェライトの面積率が７０％を超えると、引張強度が低下するので、フェライトの面積率は７０％以下とする。好ましくは６０％以下である。

(2)ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトの面積率：３０％以上９０％以下
ベイナイト及び／又はマルテンサイトの合計面積率が３０％未満であると、引張強度が低下し、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが難しくなるので、ベイナイト及び／又はマルテンサイトの合計面積率は３０％以上とする。好ましくは４０％以上である。

一方、ベイナイト及び／又はマルテンサイトの合計面積率が９０％を超えると、延性が低下するので、ベイナイト及び／又はマルテンサイトの合計面積率は９０％以下とする。好ましくは８０％以下である。

(3)残留オーステナイトの面積率：２％以上
残留オーステナイトは、変形に伴い、マルテンサイトへ加工誘起変態するので、鋼板の加工硬化能を高め、伸びの向上に寄与する組織である。残留オーステナイトの面積率が２％未満であると、十分な伸び性を確保することが難しいので、残留オーステナイトの面積率は２％以上とする。好ましくは５％以上である。

(3)硬質第二相の平均硬度：３２０ＨＶ以上５５０ＨＶ以下
バンド状に分布する硬質第二相（ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイト）の硬度が高いと、結晶粒内における応力局所化が顕著となるとともに、硬質第二相の延性が低下して、ボイドの生成が容易になり、極限変形能が低下する。硬質第二相の平均硬度が５５０ＨＶを超えると、０．４以上の極限変形能の確保が困難になるので、硬質第二相の平均硬度は５５０ＨＶ以下とする。好ましくは４５０ＨＶ以下である。

一方、硬質第二相の平均硬度が３２０ＨＶ未満であると、７８０ＭＰａ以上の強度を確保することが難しくなるので、硬質第二相の平均硬度は３２０ＨＶ以上とする。好ましくは３５０ＨＶ以上である。

(4)鋼板表面からの深さ３／８ｔから１／２ｔの位置（ｔ:鋼板の板厚）において、板厚方向に沿った各位置で板厚方向と垂直方向へ引いた線上の硬質第二相の線分率の標準偏差：０．０５０以上
極限変形能は、鋼板のネッキング、及び、鋼組織内でのボイドの発生及び連結を経て破断に至るまでの局所的な延性を示す指標である。鋼板がくびれる引張変形では、鋼板中心部が応力集中箇所となるので、ボイドは、通常、鋼板表面から１／２tの位置を中心に発生する。鋼板が破断に至るまでに、ボイドの連結が起きるが、１／８ｔ以上の大きさまでボイドが粗大化すると、粗大ボイドを起点として破壊が起きる。

１／２tの位置で発生したボイドが連結し、破壊の起点となるボイドが生成する組織は、鋼板表面からの深さ１／２t〜３／８tの位置に存在する硬質第二相であるので、極限変形能に支配的な影響を及ぼす位置を、鋼板表面からの深さ３／８t〜１／２tの位置と規定した。

硬質第二相の線分率の標準偏差が高くなると、鋼組織は顕著なバンド状の組織となり、載荷能力が高くなり、強度が上昇する。そのため、７８０ＭＰａ以上の強度を確保するため、硬質第二相の上記線分率の標準偏差は０．０５０以上とする。好ましくは０．０６０以上である。

なお、鋼組織における各相及び面積率と線分率は、後述の実施例において用いた方法によって測定できる。

（本発明熱延鋼板の鋼組織）
本発明熱延鋼板は、(a)フェライト及びパーライトからなり、(b)鋼板表面からの深さ３／８ｔから１／２ｔの位置（ｔ:鋼板の板厚）において、(1b)板厚方向に沿った各位置で板厚方向と垂直方向へ引いた線上のパーライトの線分率の標準偏差が０．１００以上で、(2b)板厚方向に沿ったパーライトの断面長さの標準偏差がＲｐ／２（Ｒｐ：パーライト粒の板厚方向断面長さの平均値）以下で、かつ、(c)アスペクト比が５以上のパーライト粒の全パーライト粒に対する割合が６０％以上である鋼組織を有する。

(1)フェライト及びパーライト
本発明熱延鋼板の鋼組織はフェライトとパーライトからなる。本発明めっき鋼板の化学組成の溶鋼を連続鋳造して、上記鋼組織を形成する。

(2)鋼板表面からの深さ３／８ｔから１／２ｔの位置（ｔ:鋼板の板厚）において、
(1b)板厚方向に沿った各位置で板厚方向と垂直方向へ引いた線上のパーライトの線分
率の標準偏差：０．１００以上
(2b)板厚方向に沿ったパーライトの断面長さの標準偏差：Ｒｐ／２（Ｒｐ：パーライ
ト粒の板厚方向断面長さの平均値）以下
本発明めっき鋼板において、鋼板表面からの深さ３／８ｔから１／２ｔの位置（ｔ:鋼板の板厚）にて、板厚方向に沿った各位置で板厚方向と垂直方向へ引いた線上の硬質第二相の線分率の標準偏差を０．０５０以上確保するため、本発明熱延鋼板において、同じ位置にて、「(1b)板厚方向に沿った各位置で板厚方向と垂直方向へ引いた線上のパーライトの線分率の標準偏差：０．１００以上、(2b)板厚方向に沿ったパーライトの断面長さの標準偏差：Ｒｐ／２（Ｒｐ：パーライト粒の板厚方向断面長さの平均値）以下」と規定する。

上記パーライトの線分率の標準偏差が０．１００未満であると、二相域加熱の際、オーステナイトがバンド状に生成せず、軟質な焼戻しマルテンサイトがバンド状にならず、７８０ＭＰａ以上の強度を得ることができないので、上記パーライトの線分率の標準偏差は０．１００以上とする。好ましくは０．１１０以上である。

高いアスペクト比を有する硬質第二相は、等軸な組織に比べて応力分配量が高くなり、強度を向上させるが、一方で、括れた領域を有する硬質第二相は、硬質第二相粒内での応力集中を引き起こし、ボイドの発生サイトとなる。

パーライトの断面長さの分布において、標準偏差がＲp／２（Ｒｐ：パーライト粒の板厚方向断面長さの平均値）を超えるパーライト粒は、括れた領域を多数有していて、後の溶融亜鉛めっき工程で、括れた形状の硬質第二相へと変態し、極限変形能を低下させる傾向がある。それ故、本発明めっき鋼板において、括れ形状の硬質第二相を低減し、極限変形能を向上させるため、板厚方向に沿ったパーライトの断面長さの標準偏差をＲｐ／２（Ｒｐ：パーライト粒板厚方向断面長さの平均値）以下とする。

(3)アスペクト比が５以上のパーライト粒の全パーライト粒に対する割合：６０％以上
本発明めっき鋼板において、圧延直角方向の引張試験において極限変形能０．４以上を確保するため、パーライト粒のアスペクト比は５以上とし、かつ、アスペクト比５以上のパーライト粒の全パーライト粒に対する割合を６０％以上とする。好ましくは７０％以上である。

機械特性
本発明めっき鋼板の機械特性について説明する。本発明めっき鋼板の引張強度（ＴＳ）は、自動車の軽量化に寄与するのに十分な強度として、７８０ＭＰａ以上が好ましい。延性は、引張方向が圧延方向と直交する方向となるように採取したＪＩＳ５号引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の方法で測定した破断伸びＥｌが１０％以上であることが好ましい。

極限変形能は、通常、試験片における破断部の板幅及び板厚減少率から算出するが、７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の引張試験では、板幅減少率が板厚減少率に比べて小さいので、ここでは、板厚減少率のみを用いて、極限変形能を評価した。極限変形能ε_tは、変形前板厚t₀と破断後の板厚tを用いて以下の式で規定される。
ε_t＝ｌｎ（ｔ／ｔ₀）

圧延直角方向の引張試験における極限変形能：０．４以上
本発明めっき鋼板において、自動車用鋼板の成形性を確保するため、極限変形能は０．４以上とする。好ましくは０．５以上である。極限変形能は、鋼板の位置によるバラつきが小さいほど、材質安定性の点で好ましい。具体的には、板幅長さを６等分した際の各点を平行部中心とした５本の引張試験片を用いた試験において、極限変形能の最小値／平均値の比が、０．９以上であることが好ましい。

次に、本発明めっき鋼板及び本発明熱延鋼板の製造方法について説明する。

本発明熱延鋼板の製造方法
本発明熱延鋼板の製造方法は、下記の工程を備える。
（Ｇ）本発明めっき鋼板の化学組成を有する溶鋼を、鋳片表皮から８０ｍｍ内部の凝固速度が５０℃／分以下となるように連続鋳造する連続鋳造工程
（Ｈ）鋳片を１１００℃以上に加熱し、１０分以上２時間未満保持する熱処理工程

連続鋳造工程（（Ｇ）工程）
鋳片表皮から８０ｍｍ内部の凝固速度：５０℃／分以下
通常、凝固速度が速いとデンドライトの間隔が微細になる。鋳片表皮から８０ｍｍ内部の凝固速度が５０℃／分を超えると、鋳片表皮から８０ｍｍ内部のデンドライトの間隔が微細になり、後の熱間圧延で合金偏析領域が分断されて、形状が良好なパーライト粒が減少するので、鋳片表皮から８０ｍｍ内部の凝固速度は５０℃／分以下とする。好ましくは４５℃／分以下である。

熱処理工程（（Ｈ）工程）
加熱温度：１１００℃以上、保持時間：１０分以上２時間未満
鋳片に、高温で適切な時間熱処理を施すことにより、二次デンドライトアーム間に存在する微小な合金偏析部を解消し、より好ましいバンド組織を形成することができる。加熱温度が１１００℃未満であると、偏析元素が十分に拡散せず、好ましいバンド組織を形成することができないので、加熱温度は１１００℃以上とする。好ましくは１１５０℃以上である。

保持時間が１０分未満であると、微小な合金偏析部が十分に解消せず、パーライトの線分率の標準偏差が低下するので、保持時間は１０分以上とする。好ましくは３０分以上である。一方で、保持時間が２時間以上であると、バンド組織そのものが解消してしまい、パーライトの線分率の標準偏差が低下するので、保持時間は２時間未満とする。好ましくは１．５時間以下である。

本発明めっき鋼板の製造方法
本発明めっき鋼板製造方法は、下記（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）、（Ｄ）、（Ｅ）、及び、（Ｆ）の工程を備える。
（Ａ）本発明熱延鋼板を酸洗し、その後、該熱延鋼板に圧下率４０％以上の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷延工程
（Ｂ）冷延鋼板を、平均加熱速度０．１℃／秒以上１００℃／秒以下で、Ａ_C1点＋５０℃以上Ａ_C3点未満の最高到達温度まで加熱し、１０秒以上保持する加熱工程
（Ｃ）最高到達温度から５００℃以上７５０℃以下の温度域まで、３℃／秒以上１００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する冷却工程
（Ｄ）冷却後の冷延鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、次いで、所要の温度で合金化処理を施すめっき工程
（Ｅ）合金化処理後の鋼板を、平均冷却速度２℃／秒以上で３００℃以下まで冷却するめっき冷却工程
（Ｆ）めっき鋼板を、２００℃以上６００℃以下の温度域に加熱して、１秒以上１０分以下保持し、該鋼板に焼戻し処理を施す焼戻し工程

以下、各工程について説明する。

冷延工程（（Ａ）工程）
圧下率：４０％以上
本発明熱延鋼板を酸洗した後、圧下率４０％以上の冷間圧延に供して、冷延鋼板とする。圧下率が４０％未満であると、鋼組織のパーライト部が十分にバンド状にならず、７８０ＭＰａ以上の強度を確保することが困難になるので、圧下率は４０％以上とする。好ましくは５０％以上である。

加熱工程（（Ｂ）工程）
平均加熱速度：０．１℃／秒以上１００℃／秒以下
最高到達温度：Ａ_C1点＋５０℃以上Ａ_C3点未満
保持時間：１０秒以上
本発明めっき鋼板において、鋼組織をバンド状にするためには、本発明熱延鋼板の鋼組織中にバンド状に分布するパーライト粒を、二相域加熱により、オーステナイトへと変態させることが必要である。

平均加熱速度は、生産性の観点から、０．１℃／秒以上とする。好ましくは５℃／秒以上である。一方、平均加熱速度が１００℃／秒を超えると、温度制御が難しくなって、温度の変動が大きくなるので、平均加熱速度は１００℃／秒以下とする。好ましくは８５℃／秒以下である。

最高到達温度がＡ_C1点＋５０℃未満であると、オーステナイト化が不十分となり、十分な量のマルテンサイトを確保することができないので、最高到達温度はＡ_C1点＋５０℃以上とする。好ましくはＡ_C1点＋６０℃以上である。一方、最高到達温度がＡ_C3点以上であると、マルテンサイトがバンド状に分布しないので、最高到達温度はＡ_C3点未満とする。好ましくはＡ_C1点−１０℃以下である。

ここで、Ａ_C1点、及び、Ａ_C3点は、それぞれ、下記式で定義される温度である。
Ａ_C1（℃）＝７２３−１０．７（％Ｍｎ）−１６．９（％Ｎｉ）
＋２９．１（％Ｓｉ）＋１６．９（％Ｃｒ）
Ａ_C3（℃）＝９１０−２０３√（％Ｃ）−１５．２（％Ｎｉ）
＋４４．７（％Ｓｉ）＋１０４（％Ｖ）＋３１．５（％Ｍｏ）

最高到達温度での保持時間が１０秒未満であると、オーステナイト化が不十分となり、十分な量のマルテンサイトを確保することができないので、最高到達温度での保持時間は１０秒以上とする。好ましくは２０秒以上である。

冷却工程（（Ｃ）工程）
冷却温度域：５００℃以上７５０℃以下
平均冷却速度：３℃／秒以上１００℃／秒以下
最高到達温度で保持した後の冷却温度域が５００℃未満であると、フェライトの生成量が過多となり、７８０ＭＰａ以上の強度を確保することができないので、冷却温度域は５００℃以上とする。好ましくは５３０℃以上である。一方、冷却温度域が７５０℃を超えると、十分な量のフェライトが生成せず、伸びが低下するので、冷却温度域は７５０℃以下とする。好ましくは７２０℃以下である。

最高到達温度から冷却する際の平均冷却速度が３℃／秒未満であると、フェライトが過剰に生成して、７８０ＭＰａ以上の強度を確保することができないので、平均冷却速度は３℃／秒以上とする。好ましくは１０℃／秒以上である。一方、平均冷却速度が１００℃／秒を超えると、設備の点で対応が難しくなるので、冷却速度は１００℃／秒以下とする。

めっき工程（（Ｄ）工程）
冷却後の冷延鋼板に、溶融亜鉛めっきを施し、次いで、所要の温度で合金化処理を施す。めっき及び合金化は、通常の条件で行えばよく、めっき条件や合金化条件は、特定の条件に限定されない。

めっき冷却工程（（Ｅ）工程）
合金化処理後は、合金化温度から、平均冷却速度２℃／秒以上で、３００℃以下まで冷却する。

平均冷却速度：２℃／秒以上
冷却温度域：３００℃以下
合金化処理後の平均冷却速度が２℃／秒未満であると、硬質第二相の平均硬度が低下して、７８０ＭＰａ以上の強度を確保することができないので、合金化処理後の平均冷却速度は２℃／秒以上とする。好ましくは５℃／秒以上である。上限は特に限定しないが、ガス冷却の場合、１００℃／秒を超える冷却速度は達成が困難であるので、設備の点で、１００℃／秒が実質的な上限である。

冷却温度域が３００℃を超えると、次の焼戻しにより、硬質第二相の平均硬度が低くなるので、冷却温度域は３００℃以下とする。好ましくは２００℃以下である。

焼戻し工程（（Ｆ）工程）
２００℃以上６００℃以下の温度域に加熱し、１秒以上１０分以下保持し、合金化処理後冷却した鋼板に、焼戻し処理を施す。この焼戻し処理で、マルテンサイトを焼戻し、軟質化する。

加熱温度：２００℃以上６００℃以下
保持時間：１秒以上１０分以下
加熱温度が２００℃未満であると、マルテンサイトが十分に焼戻されず、所要の極限変形能を確保することができないので、加熱温度は２００℃以上とする。好ましくは２３０℃以上である。一方、加熱温度が６００℃を超えると、残留オーステナイトが消失して伸びが低下するので、加熱温度は６００℃以下とする。好ましくは５７０℃以下である。

保持時間が１秒未満であると、マルテンサイトが十分に軟化せず、極限変形能が低下するので、保持時間は１秒以上とする。好ましくは１０秒以上である。一方、保持時間が１０分を超えると、焼戻し効果が飽和し、生産性が低下するので、保持時間は１０分以下とする。好ましくは７分以下である。

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

（実施例）
表１に示す化学組成の鋼を溶製し、表２及び表３（表２の続き）に示す条件で、表２及び表３に示す「パーライト線分率の標準偏差」及び「形状良好なパーライト粒の面積率」を有する鋼組織の熱延鋼板を製造した。

この熱延鋼板に酸洗を施した後、冷間圧延に供し、表２及び表３に示す「圧下率」で冷間圧延し、冷延鋼板とした。加熱工程では、冷延鋼板を、表２及び表３に示す「加熱速度」で「最高到達温度」まで加熱し、該温度で、表２及び表３に示す「保持時間」で保持した。この保持後、表２及び表３に示す冷却工程の「冷却速度」で「冷却停止温度」まで冷却した。

冷却後の冷延鋼板を、溶融亜鉛めっき浴温度の４６０℃まで加熱した後、表２及び表３に示すめっき冷却工程の「冷却速度」で「冷却停止温度」まで冷却した。次いで、冷却後の鋼板に、表２及び表３に示す「焼戻し温度」と「焼戻し時間」で焼戻し処理を施し、室温まで冷却した。

焼戻し処理を施した鋼板の特性値を、以下のように測定又は算出した。

（１）鋼板断面の観察
鋼板の鋼組織は、鋼板の幅の１／４の位置において、圧延方向に対して平行方向及び直角方向の板厚断面を、ナイタールエッチングで腐食し、光学顕微鏡を用いて、５００倍で観察し、熱延鋼板のパーライト線分率と個々のパーライト粒の断面長さ分布、及び、溶融亜鉛めっき鋼板のフェライトの面積率とベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトの面積率、鋼板表面からの深さ３／８ｔから１／２ｔ位置（ｔ:鋼板の板厚）におけるベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの線分率と断面長さ分布の標準偏差を、画像解析により測定した。

(２)熱延鋼板の凝固速度
鋳片表皮から８０ｍｍ内部の凝固速度Ｒを、連続鋳造後室温まで冷却した鋳片の断面をピクリン酸で腐食し、観察される二次デンドライトアーム間隔Ｓから下記の関係式に基づいて算出した。
Ｓ＝７０９Ｒ^-0.386

（３）熱延鋼板の板厚方向に沿ったパーライトの線分率
鋼板表面からの３／８tから１／２t（ｔ:鋼板の板厚）までの位置における、板厚方向（深さ方向）に沿った硬質第二相の線分率は、下記の手順により算出した。

上述の鋼板断面の観察により得られた、鋼板表面からの深さ３／８ｔから１／２ｔ位置における観察結果を、画像処理により二値化し、フェライト部とパーライト部の２つの領域に分けた。フェライト部は白色の領域であり、パーライトは黒色の領域であるので、明確に区別できる。

さらに、上記領域を板厚方向にｒ／３０(ｒ：フェライト粒の平均粒径)の間隔で１５ｔ／４ｒ点の画素に分割し、分割した板厚方向に幅ｒ／３０と、板厚方向と垂直方向に長さ５０ｒを有する線分領域のベイナイト及びマルテンサイト線分率を１５ｔ／４ｒ点について求め、その標準偏差を算出した。

（４）パーライト粒の板厚方向の断面長さ
鋼板表面からの深さ３／８tから１／２t（ｔ:鋼板の板厚）までの位置における、パーライト粒のアスペクト比及び断面長さを、下記の手順により求めた。

鋼板断面の観察で得られた鋼板表面からの深さ３／８ｔから１／２ｔまでの位置の観察結果を、画像処理により二値化し、２００μｍ×２００μｍの領域内に含まれるパーライト領域（黒色領域）の各粒について、楕円近似によりアスペクト比を求めた。アスペクト比が５以上のパーライト粒について、板厚方向長さ（バンド厚さ）を、板幅方向に対して、Ｒｆ／３（Ｒｆ：フェライト粒の平均粒径）間隔で測定し、その分布から標準偏差を求めた。さらに、アスペクト比が５以上で、標準偏差がＲp／２以下のパーライト粒（形状良好なパーライト粒）の全パーライト粒に対する面積分率を算出した。

（５）引張特性
冷延鋼板から、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、板幅方向における位置が異なる５か所にて一枚採取し、試行回数ｎ＝５［回］として、引張特性（引張強度ＴＳ、全伸びＥｌ、）を、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して測定した。

（６）極限変形能
試行回数５回行った引張試験後の試験片の１／２幅における断面を光学顕微鏡で観察し、破断部の板厚ｔを測定し、元の板厚ｔ0との比から、極限変形能（最小値と平均値）を算出した。

（７）板厚方向に沿った硬質第二相の線分率
鋼板表面からの深さ３／８tから１／２t（ｔ:鋼板の板厚）までの位置における、板厚方向（深さ方向）に沿った硬質第二相（ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイト）の線分率を、下記の手順により求めた。

鋼板断面の観察により得られた鋼板表面からの深さ３／８ｔから１／２ｔまでの位置の観察結果を、画像処理により二値化し、フェライト部と、ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイト部の２つの領域に分けた。フェライト部は、粒内のコントラストが一様な領域であり、ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトは、炭化物及び剪断帯の存在により粒内のコントラストが一様でない領域である。

上記領域を板厚方向にｒ／３０(ｒ：フェライト粒の平均粒径)の間隔で１５ｔ／４ｒ点の画素に分割し、分割した板厚方向に、幅ｒ／３０と板厚方向と垂直方向に長さ５０ｒを有する線分領域におけるベイナイト及び／又はマルテンサイトの線分率を１５ｔ／４ｒ点について求め、その標準偏差を算出した。

（８）残留γ量
板厚１／４位置でＸ線回折パターンを測定し、残留γ量を測定した。

測定・算出結果を表４に纏めて示す。

表１〜４において、下線を付し数値は、本発明の範囲外にあることを示している。

表４において、供試材Ｎｏ．２、Ｎｏ．６、Ｎｏ．７、Ｎｏ．８ 、Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１２、Ｎｏ．１５、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１８ 、Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２６、Ｎｏ．２７、Ｎｏ．２８、Ｎｏ．２９、Ｎｏ．３０、Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３２、Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３４、Ｎｏ．３６、及び、Ｎｏ．３７は、本発明の条件をすべて満足する発明例の鋼板である。

供試材Ｎｏ．１、Ｎｏ．１７、及び、Ｎｏ．２５は、本発明の化学組成の範囲から外れており、７８０ＭＰａ以上の強度が得られていない。

供試材Ｎｏ．３、及び、Ｎｏ．３５、は、製造条件が本発明の範囲を外れていて、硬質第二相の平均硬度が本発明の範囲に達していないので、強度が低い。

供試材Ｎｏ．４、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１９、及び、Ｎｏ．２０は、製造条件が本発明の範囲を外れていて、所要のフェライト面積率、及び／又は、硬質第二相の面積率が得られず、所要の強度及び伸びが得られていない。

供試材Ｎｏ．５、Ｎｏ．９、Ｎｏ．３８、及び、Ｎｏ．３９は、製造条件が本発明の範囲を外れていて、硬質第二相の線分率の標準偏差が低いため、７８０ＭＰａ以上の強度が得られていない。

供試材Ｎｏ．３、及び、Ｎｏ．３５は、製造条件が本発明の範囲から外れていて、硬質第二相の平均硬度が低く、７８０ＭＰａ以上の強度が得られていない。

供試材Ｎｏ．２２、及び、Ｎｏ．２４は、製造条件が本発明の範囲を外れていて、硬質第二相が十分に焼戻されていないため、０．４以上の極限変形能が得られていない。

供試材Ｎｏ．１４は、製造条件が本発明の範囲を外れていて、熱延鋼板において、形状良好なパーライト粒が十分な量得られていないため、０．４以上の極限変形能が得られていない。

前述したように、本発明によれば、７８０ＭＰａ以上の高い引張強度を有し、かつ、バンド組織解消のための処理を施さずに、優れた延性と穴広げ性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車車体のようにプレス成形が施される用途、なかでも、従来適用が困難であった、延性及び伸びフランジ成形が必要不可欠となる用途に適しているので、本発明は、産業上の利用可能性が高いものである。

Claims (7)

1. 鋼板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、
   （ｉ）質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上２．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上４．００％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下、及び、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有し、
   （ii）(a)フェライトの面積率が１０％以上６０％以下、平均硬度が３５０ＨＶ以上５５０ＨＶ以下のベイナイト、及び／又は、焼戻しマルテンサイトからなる硬質第二相の面積率が合計で３０％以上８０．１％以下、及び、残留オーステナイトの面積率が２％以上で、(b)鋼板表面からの深さ３／８ｔから１／２ｔの位置（ｔ:鋼板の板厚）において、板厚方向に沿った各位置で板厚方向と垂直方向へ引いた線上の硬質第二相の線分率の標準偏差が０．０５０以上で、かつ、(c)圧延直角方向の引張試験において極限変形能が０．４以上である鋼組織を有する
   ことを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
2. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．２０％以下、及び、Ｖ：０．２０％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、及び、Ｎｉ：１．００％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、及び、Ｚｒ：０．０１％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
5. （ｉ）請求項１〜４のいずれか１項に記載の化学組成を有し、
   （ii）(a)フェライト及びパーライトからなり、(b)鋼板表面からの深さ３／８ｔから１／２ｔの位置（ｔ:鋼板の板厚）において、(1b)板厚方向に沿った各位置で板厚方向と垂直方向へ引いた線上のパーライトの線分率の標準偏差が０．１００以上で、(2b)板厚方向に沿ったパーライトの断面長さの標準偏差がＲｐ／２（Ｒｐ：パーライト粒の板厚方向断面長さの平均値）以下で、かつ、(c)アスペクト比が５以上のパーライト粒の全パーライト粒に対する割合が６０面積％以上である鋼組織を有する
   ことを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
6. 請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する製造方法であって、下記（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）、（Ｄ）、（Ｅ）、及び、（Ｆ）の工程を備えることを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
   （Ａ）請求項５に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板を酸洗し、その後、該熱延鋼板に圧下率４０％以上の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷延工程
   （Ｂ）冷延鋼板を、平均加熱速度０．１℃／秒以上１００℃／秒以下で、Ａ_C1点＋５０℃以上Ａ_C3点未満の最高到達温度まで加熱し、１０秒以上保持する加熱工程
   （Ｃ）最高到達温度から５００℃以上７５０℃以下の温度域まで、３℃／秒以上１００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する冷却工程
   （Ｄ）冷却後の冷延鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、次いで、所要の温度で合金化処理を施すめっき工程
   （Ｅ）合金化処理後の鋼板を、平均冷却速度２℃／秒以上で３００℃以下まで冷却するめっき冷却工程
   （Ｆ）めっき鋼板を、２００℃以上６００℃以下の温度域に加熱して、１秒以上１０分以下保持し、該鋼板に焼戻し処理を施す焼戻し工程
7. 請求項５に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板を製造する製造方法であって、下記（Ｇ）及び（Ｈ）の工程を備えることを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板の製造方法。
   （Ｇ）請求項１〜４のいずれか１項に記載の化学組成を有する溶鋼を、鋳片表皮から８０ｍｍ内部の凝固速度が５０℃／分以下となるように連続鋳造する連続鋳造工程
   （Ｈ）鋳片を１１００℃以上に加熱し、１０分以上２時間未満保持する熱処理工程