JP2012219342A - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】引張強度780MPa以上の高強度と、優れた曲げ性、伸びフランジ性および延性とを有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の提供と製造。
【解決手段】基材鋼板が、質量％で、C: 0.03〜0.35%、Si: 0.005〜2.0%、Mn: 1.0〜4.0%、P: 0.0004〜0.1%、S: 0.02%以下、sol.Al: 0.0002〜2.0%、およびN: 0.01%以下を含有する化学組成を有し、鋼板の表面から50μmの深さの位置における圧延方向に展伸したMnおよびSiが濃化した濃化部の圧延直角方向の平均間隔である濃化部平均間隔が1000μm以下であり、鋼板の表面における深さ3μm以上10μm以下のクラックの数密度が3個/mm以上1000個/mm以下であり、面積%で、ベイナイト:60%以上、残留オーステナイト:1%以上、マルテンサイト:1%以上、およびフェライト:2%以上20%未満を含有するとともに、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が20μm以下である鋼組織を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【選択図】 なし

Description

本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、自動車の足回り部品やメンバー等の補強部材のように、高い強度に加えて、優れた曲げ性、伸びフランジ性および延性が要求される用途に好適な合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造する方法に関する。

近年、地球環境保護のため、自動車の燃費向上が求められており、自動車用鋼板において、車体軽量化および安全性確保を目的として、７８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有する高強度鋼板へのニーズが高まっている。このような鋼板は、高い強度のみならず、多様な特性が求められる。例えば、成形性の観点からは、曲げ性、伸びフランジ性、延性等が求められる。また、防錆性の観点からは、溶融めっきを施した鋼板が求められる。

一般に鋼の強化手法としては、固溶強化、析出強化および変態強化があり、これらを組み合わせることにより、目的とする引張強度を達成することができる。しかし、これらの組合せが異なると、引張強度が同一であっても、曲げ性、伸びフランジ性、延性等が異なる鋼板が得られる。したがって、各種要求性能を高度にバランスさせるには、強化手法を適正にバランスさせることが重要である。

上記強化手法のうち、変態強化を用いると、比較的容易に高強度化を達成することができる。
例えば、特許文献１に記載された合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏを多量に添加し、さらに冷却速度を制御することによって、フェライト・ベイナイト・マルテンサイト混合組織を得て、ＴＳ≧７８０ＭＰａを達成している。

特許文献２には、焼き戻しマルテンサイトを得ることにより、曲げ性と高強度化が達成されることが記載されている。
これらの技術によれば、フェライトと硬質相との混合組織とすることにより、比較的容易に高強度化が図ることができる。

しかし、マルテンサイトを多く含む混合組織を用いると、組織間の硬度差が大きいことに起因して、組織間の界面から亀裂が発生しやすく、伸びフランジ性や曲げ性に劣るという欠点がある。

伸びフランジ性や曲げ性の劣化を抑制しつつ高強度化を図る方法としては、析出強化を用いることが多い。析出強化を用いる場合には、ＴｉやＮｂを添加することが多く行われているが、その中で安価であり、かつ添加量に対する強度上昇量が多いＴｉを多く添加することが一般的である。さらに、Ｔｉの添加によりフェライト粒が微細化される効果があるため、Ｔｉ炭窒化物による析出強化に加え、フェライト粒の微細化による高強度化を図れるメリットもある。

Ｔｉによる析出強化を用いた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の従来技術としては、特許文献３、特許文献４および特許文献５が挙げられる。
しかし、Ｔｉを添加してフェライトの微細化や析出強化を利用すると、フェライト自体が非常に硬くなってしまい、延性が著しく劣化する傾向がある。

このように、従来技術においては、高い引張強度を有するとともに、優れた曲げ性、伸びフランジ性および延性を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板は未だ提供されていない。

特開平４−１７３９４６号公報 特開平６−１０８１５２号公報 特開平６−３２２４７９号公報 特開２００２−１６１３３６号公報 特開２００３−２３１９４１号公報

本発明は、上記従来技術に鑑みてなされたものであり、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車のメンバーや足廻り部品に代表される構造部材の素材として好適な、高い引張強度を有するとともに、優れた曲げ性、伸びフランジ性および延性を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板および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ために鋭意検討を行った。
その結果、めっき基材となる鋼板の表面近傍の成分偏析や表面形状（表面クラックの密度）を適正化するとともに、鋼組織を適正化することによって、必ずしもＴｉまたはＮｂを含有させなくても、７８０ＭＰａ以上の高い引張強度を有しながら、優れた曲げ性、伸びフランジ性および曲げ性をも有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができるという新たな知見を得た。

上記の知見に基づき完成された本発明は次のとおりである。
（１）鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、
質量％で、Ｃ：０.０３％以上０.３５％以下、Ｓｉ：０.００５％以上２.０％以下、Ｍｎ：１.０％以上４.０％以下、Ｐ：０.０００４％以上０.１％以下、Ｓ：０.０２％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０００２％以上２.０％以下、およびＮ：０.０１％以下を含有する化学組成を有し、
鋼板の表面から５０μｍの深さの位置における、圧延方向に展伸したＭｎおよび／またはＳｉが濃化した濃化部の圧延直角方向の平均間隔である濃化部平均間隔が１０００μｍ以下であり、
鋼板の表面における深さ３μｍ以上１０μｍ以下のクラックの数密度が３個／ｍｍ以上１０００個／ｍｍ以下であり、
面積％で、ベイナイト：６０％以上、残留オーステナイト：１％以上、マルテンサイト：１％以上、およびフェライト：２％以上２０％未満を含有するとともに、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２０μｍ以下である鋼組織を有し、
前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上である機械特性を有することを特徴とする、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

（２）前記化学組成がＢｉ：０.５質量％以下をさらに含有し、前記濃化部平均間隔が５００μｍ以下である、前記（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：１.０％以下、Ｎｂ：１.０％以下、Ｖ：１.０％以下、Ｗ：１.０％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｃｕ：１.０％以下、Ｎｉ：１.０％、およびＢ：０.０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有する前記（１）または（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

（４）前記化学組成が、質量％で、ＲＥＭ：０.１％以下、Ｍｇ：０.０５％以下、Ｃａ：０.０５％以下、およびＺｒ：０.０５％以下からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有する前記（１）〜（３）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

（５）前記超硬質相平均間隔が１０μｍ以下である、前記（１）〜（４）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
下記工程（Ａ）〜（Ｅ）を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）前記（１）〜（４）のいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼を、鋳片表面から１０ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度が１０℃／秒以上となる条件で鋳造する鋳造工程；
（Ｂ）前記鋳造工程により得られた鋳片を熱間圧延に供し、８００℃以上の温度域で熱間圧延を完了し、１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して、３００℃以上５８０℃未満の温度域で巻取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｃ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に下記式（１）を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｄ）前記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に２０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｅ）前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を７５０℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、２℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度で３００℃以上５８０℃以下の温度域まで冷却してこの温度域に２秒間以上保持し、次いで溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板とし、７００℃以下の温度域に１２０秒間以下保持する合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする連続溶融亜鉛めっき工程。

５０００≦酸濃度(質量％)×酸温度(℃)×酸浸漬時間(秒)≦２００００００ (１)
下記工程（ａ）〜（ｆ）を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（ａ）前記（１）〜（４）のいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼を、鋳片表面から１０ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度が１０℃／秒以上となる条件で鋳造する鋳造工程；
（ｂ）前記鋳造工程により得られた鋳片を熱間圧延に供し、８００℃以上の温度域で熱間圧延を完了し、１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して、３００℃以上５８０℃未満の温度域で巻取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（ｃ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に上記式（１）を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（ｄ）前記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に２０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；
（ｅ）前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、７５０℃以上の温度域に５秒間以上保持したのち、２℃／秒以上２００℃／秒以下の平均冷却速度で２５０℃以上５８０℃以下の温度域まで冷却する前焼鈍を施す前焼鈍工程；および
（ｆ）前記前焼鈍工程により得られた冷延鋼板を７５０℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、２℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度で３００℃以上５８０℃以下の温度域まで冷却してこの温度域に２秒間以上保持し、次いで溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板とし、７００℃以下の温度域に１２０秒間以下保持する合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする連続溶融亜鉛めっき工程。

ここで、「鋼板の表面」とは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、めっき基材である鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面を意味する。合金化溶融亜鉛めっき鋼板における鋼板の表面は、通常は、走査型電子顕微鏡を用いて合金化溶融亜鉛めっき鋼板の断面を反射電子（ＢＳＥ像）で観察する際のコントラストの差から判別できる。反射電子（ＢＳＥ像）でもその界面が不鮮明な場合には、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の断面をＥＤＸにてＦｅやＡｌ、Ｚｎ等、合金化溶融亜鉛めっき層に含まれる元素を面分析し、Ｆｅ濃度が７０質量％以上である部位を鋼板、Ｆｅ濃度が７０質量％未満である部位を合金化溶融亜鉛めっき層とすることで合金化溶融亜鉛めっき層と鋼板との界面を判別する。

本発明においては、１８０°曲げ試験で割れが発生しない内側半径の最小値が２.０ｔ以下（ｔ：板厚）であることを優れた曲げ性の目標特性とし、引張強さ（ＴＳ）と穴拡げ率（ＨＥＲ）との積（ＴＳ×ＨＥＲ値）が２８０００（ＭＰａ・％）以上であることを優れた伸びフランジ性の目標特性とし、引張強さ（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）が１００００（ＭＰａ・％）以上であることを優れた延性の目標特性とする。

本発明によれば、ＴＳが７８０ＭＰａ以上という高い強度を有しながら、優れた曲げ性、伸びフランジ性および延性をも備えた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車のメンバーや足廻り部品に代表される構造部材の素材として好適である。

１．化学組成
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の化学組成について説明する。化学組成についての「％」は「質量％」を意味する。

（１）Ｃ：０.０３％以上、０.３５％以下
Ｃは、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトなどの硬質相を生成させ、鋼板の強度を向上させる作用を有する。特に本発明では、鋼組織においてベイナイトの面積率を６０％以上とする必要がある。Ｃ含有量が０.０３％未満ではベイナイトの面積率を６０％以上とすることが困難である。したがって、Ｃ含有量は０.０３％以上とする。好ましくは０.０５％以上である。一方、Ｃ含有量が０.３５％超では、溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０.３５％以下とする。好ましくは０.２５％以下である。

（２）Ｓｉ：０.００５％以上、２.０％以下
Ｓｉは、固溶強化によって鋼板の強度を高める作用を有する。Ｓｉ含有量が０.００５％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０.００５％以上とする。好ましくは０.０１％以上である。一方、Ｓｉ含有量が２.０％超では、溶融亜鉛めっきとのぬれ性が悪化して不めっき部が多く存在するようになり耐食性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓｉの含有量は２.０％以下とする。好ましくは１.８％以下である。

（３）Ｍｎ：１.０％以上、４.０％以下
Ｍｎは、鋼の焼入性を高めることにより鋼板の強度を高める作用を有する。Ｍｎ含有量が１.０％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は１.０％以上とする。好ましくは１.２％以上である。一方、Ｍｎ含有量が４.０％超では、焼入性が過剰に高まってマルテンサイトの面積率が過大となり、伸びフランジ加工性や曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は４.０％以下とする。好ましくは３.０％以下である。

（４）Ｐ：０.０００４％以上、０.１％以下
Ｐは、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する。Ｐ含有量が０.０００４％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｐ含有量は０.０００４％以上とする。好ましくは０.００６％以上である。一方、Ｐは偏析し易い元素であるため多量に含有すると溶接性の低下を招く。Ｐ含有量が０.１％超では偏析による溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０.１％以下とする。好ましくは０.０８％以下である。

（５）Ｓ：０.０２％以下
Ｓは、不純物として含有され、鋼中に硫化物を形成して伸びフランジ加工性や曲げ性を低下させる作用を有する。Ｓ含有量が０.０２％超では伸びフランジ加工性や曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０.０２％以下とする。好ましくは０.０１％以下である。Ｓ含有量は低ければ低いほど好ましいので、Ｓ含有量の下限は規定する必要はないが、製鋼コストの観点からは０.０００２％以上とすることが好ましい。

（６）ｓｏｌ.Ａｌ：０.０００２％以上、２.０％以下
Ａｌは、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する。ｓｏｌ.Ａｌ含有量が０.０００２％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ含有量は０.０００２％以上とする。好ましくは０.０００５％以上である。一方、ｓｏｌ.Ａｌ含有量が２.０％超では、粗大なアルミナ系介在物が増加して、伸びフランジ加工性や曲げ性およびの低下が著しくなる。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ含有量は２.０％以下とする。好ましくは１.８％以下である。

（７）Ｎ：０.０１％以下
Ｎは、不純物として含有され、鋼中に窒化物を形成して伸びフランジ加工性や曲げ性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０.０１％超では曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０.０１％以下とする。好ましくは０.００８％以下である。Ｎ含有量は低ければ低いほど好ましいので、Ｎ含有量の下限は規定する必要はないが、製鋼コストの観点からは０.０００２％以上とすることが好ましい。

以下に説明する元素は、場合により鋼中に含有させてもよい任意元素である。
（８）Ｂｉ：０.５％以下
Ｂｉは、凝固の接種核となり、凝固時のデンドライトアーム間隔を小さくし、凝固組織を細かくする作用を有する。その結果、ＭｎやＳｉ等の偏析が生じ易い元素の偏析を抑制し、鋼板の局所的な強度差を低減し、曲げ性を向上させる作用を有する。したがって、Ｂｉを含有させることが好ましい。しかし、Ｂｉは鋼中に曲げ加工時の割れの起点となる酸化物を形成するため、Ｂｉの含有量が０.５％を超えると曲げ性の劣化が著しくなる。したがって、Ｂｉを含有させる場合のＢｉ含有量は０.５％以下とする。好ましくは０.０３％以下である。上記作用による効果をより確実に得るにはＢｉ含有量を０.０００２％以上とすることが好ましく、このようにすることで、溶融亜鉛めっき層と鋼板との界面から５０μｍの深さの位置における圧延方向に展伸したＭｎおよび／またはＳｉが濃化した濃化部の圧延直角方向の平均間隔（詳細は後述する。）を５００μｍ以下とすることをより確実に行うことができる。

（９）Ｔｉ：１.０％以下、Ｎｂ：１.０％以下、Ｖ：１.０％以下、Ｗ：１.０％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｃｕ：１.０％以下、Ｎｉ：１.０％、およびＢ：０.０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢは、Ｍｎと同様に鋼の焼入性を高めることによって鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉについてはそれぞれ含有量が１.０％を超えると、Ｂについては含有量が０.０１％を超えると、焼入性が過剰に高まってマルテンサイトの面積率が過大となり、伸びフランジ加工性や曲げ性の低下が著しくなる。したがって、含有させる場合のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢの含有量はそれぞれ上記のとおりとする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉのいずれかの元素を０.００５％以上とするか、Ｂの含有量を０.０００２％以上とすることが好ましい。Ｂについては含有量を０.０００４％以上とすることがさらに好ましい。

（１０）ＲＥＭ：０.１％以下、Ｍｇ：０.０５％以下、Ｃａ：０.０５％以下、およびＺｒ：０.０５％以下からなる群から選択される１種または２種以上
ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒは、鋼中に形成される酸化物や硫化物を微細に球状化させて、伸びフランジ加工性や曲げ性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、ＲＥＭについては含有量が０.１％超えると、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒについてはそれぞれ含有量が０.０５％を超えると、鋼中に形成される酸化物や硫化物の数が過剰となり、却って伸びフランジ加工性や曲げ性を劣化させる。したがって、含有させる場合のＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒの含有量はそれぞれ上記のとおりとする。上記作用による効果をより確実に得るには、ＲＥＭ、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒのいずれかの含有量を０.０００２％以上とすることが好ましい。

ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。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される。

２．鋼板の濃化部、表面形状および鋼組織
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板の濃化部、表面形状および鋼組織について説明する。

（１）鋼板の表面から５０μｍの深さの位置における、圧延方向に展伸したＭｎおよび／またはＳｉの濃化部の圧延直角方向の平均間隔である濃化部平均間隔：１０００μｍ以下
鋼板の表面から５０μｍの深さの位置（以下、「深さ位置Ａ」ともいう。）における、圧延方向に展伸した、Ｍｎおよび／またはＳｉが濃化した濃化部（以下、「Ｍｎ・Ｓｉ濃化部」ともいう。）の、圧延方向と直交する方向、すなわち鋼板の幅方向（本発明においては「圧延直角方向」という。）の平均間隔（本発明においては「濃化部平均間隔」ともいう。）を１０００μｍ以下とすることで、良好な曲げ性を得ることができる。

ここで、Ｍｎ・Ｓｉ濃化部の定義は、ＭｎおよびＳｉの少なくとも一方の元素の含有量がバルクの含有量（鋼板の平均含有量）に対して１.１倍以上である部位とする。冷延鋼板におけるＭｎ・Ｓｉ濃化部は、鋳片において偏析したＭｎおよびＳｉが熱間圧延時および冷間圧延時に圧延方向に展伸されることで形成される。

濃化部平均間隔の求め方は次のとおりである。まず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面を研削して、深さ位置Ａにおける表面を露出させる。露出させた表面について、圧延直角方向にＥＰＭＡの線分析を行う。一回の線分析による測定距離は、平均間隔１０００μｍが測定できるように、３ｍｍ以上とすることが好ましい。線分析により求めたＳｉ濃度およびＭｎ濃度のラインプロファイルのそれぞれについて、平均濃度を求め、この濃度をバルクの含有量とする。ラインプロファイルにおけるＳｉ濃度および／またはＭｎ濃度が平均濃度の１.１倍となる領域を求め、これらの領域をＭｎ・Ｓｉ濃化部とする。得られた濃化部をなす各領域において最大濃度を示す部分を、その領域の中心点とする。隣接する領域同士の中心点間距離を求め、これらをラインプロファイル内で平均し、得られた平均値を濃化部平均間隔とする。

上記濃化部平均間隔が１０００μｍ超では、ＭｎやＳｉの濃化が不均一に生じているため、鋼板内に成分濃化による局所的な硬度ばらつきが生じる。このような合金化溶融亜鉛めっき鋼板に曲げ加工が施されると、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に加工筋を生じ易い。この加工筋を形成する凹部には応力集中が生じ、曲げ加工による初期亀裂が早期に発生し、曲げ性を劣化させる。したがって、曲げ性を向上させるには、ＭｎやＳｉの偏析を抑制して均一に分散させることで、加工筋の発生を抑制することが必要である。よって、濃化部平均間隔は１０００μｍ以下とする。好ましくは５００μｍ以下である。

５００μｍ以下という好ましい濃化部平均間隔は、上述したようにＢｉを含有させることでより確実に達成することができる。濃化部平均間隔は小さいほど好ましいので、その下限は特に規定しないが、通常スラブ厚みである３０ｍｍ〜３５０ｍｍ程度のスラブを鋳造する場合を考慮すると、液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度の関係から、濃化部平均間隔は３μｍ以上とすることが実用上好ましい。

なお、濃化部平均間隔を測定する位置を深さ位置Ａとしたのは、加工変質の影響を受けている鋼板の最表層部を排除して、曲げ性に影響を及ぼす鋼板表層部におけるＭｎやＳｉの濃化状況を適正に評価するためである。

（２）鋼板の表面における深さ３μｍ以上、１０μｍ以下のクラックの数密度：３個／ｍｍ以上、１０００個／ｍｍ以下
鋼板表面における深さ３μｍ以上１０μｍ以下のクラックの数密度（以下、「表面クラック数密度」と略記する。）を３個／ｍｍ以上１０００個／ｍｍ以下とすることにより、良好な曲げ性を得ることができる。

鋼板表面に適度なクラックを形成することにより、曲げ加工における応力を分散させて応力集中を抑制することができるので、良好な曲げ性が得られる。ここで、鋼板表面におけるクラック（以下、「表面クラック」という。）とは、鋼板表面に開口しているクラックを意味する。

表面クラックの深さが３μｍ未満では上記応力集中を抑制する効果が小さい。一方、表面クラックの深さが１０μｍ超になると、クラック自体が曲げ加工における亀裂の起点となる可能性が高まり、却って曲げ性を劣化させる場合がある。また、この深さ３μｍ以上１０以下の表面クラック数密度が３個／ｍｍ未満では上記応力集中を抑制する効果を十分に得られない場合がある。一方、表面クラック数密度が１０００個／ｍｍ超になると、曲げ加工時にクラック同士の連結が生じ易く、大きなクラックに発展して亀裂の起点となる可能性が高まり、却って曲げ性を劣化させる場合がある。したがって、深さが３μｍ以上１０μｍ以下の表面クラックの数密度は３個／ｍｍ以上１０００個／ｍｍ以下とする。

このようにすることにより、上述した濃化部平均間隔の規定と相俟って、優れた曲げ性を得ることができる。
なお、表面クラック数密度の測定は、次のようにして行えばよい。すなわち、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の断面観察を行い、深さが３μｍ以上１０μｍ以下であるクラックを特定する。観察視野において特定されたこれらのクラックの本数を計数する。観察像で線状に観察される界面を直線近似し、その直線の観察視野における長さで、計数されたクラック本数を除して、クラック数密度とする。

（３）ベイナイト：６０面積％以上、残留オーステナイト：１面積％以上、マルテンサイト：１面積％以上、フェライト：２面積％以上２０面積％未満、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値（超硬質相平均間隔）：２０μｍ以下
ベイナイト：６０面積％以上
ベイナイトは、硬質な組織であり、かつ、硬度分布が均一な組織である。このため、高い強度と良好な強度−伸びフランジ性バランスを確保するのに最も有効な組織である。ベイナイトの面積率が６０％未満では、ＴＳ：７８０ＭＰａ以上かつＴＳ×ＨＥＲ値：２８０００ＭＰａ・％以上という、高い強度と優れた強度−伸びフランジ性バランスとを確保することが困難である。したがって、ベイナイトの面積率は６０％以上とする。好ましくは６５％以上である。

残留オーステナイト：１面積％以上
残留オーステナイトは、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）効果により、鋼板の延性を飛躍的に向上させる相である。上述したように、ベイナイトは高い強度と良好な強度−伸びフランジ性バランスを確保するのに最も有効な組織であるが、延性に劣る組織である。このように延性に劣る組織であるベイナイトを６０面積％以上も含有させるため、優れた強度−延性バランスを確保するには、残留オーステナイトの変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）効果により、鋼板の延性を向上させる必要がある。残留オーステナイトの面積率が１％未満では、十分な変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）効果を得ることができず、ＴＳ×Ｅｌ値で１００００ＭＰａ・％以上という優れた強度−延性バランスを確保することが困難となる。したがって、残留オーステナイトの面積率は１％以上とする。好ましくは２％以上である。

マルテンサイト：１面積％以上
マルテンサイトは、非常に硬質な相であり、鋼板の強度を飛躍的に向上させる相である。上述したように、ベイナイトは硬質な組織であるので高い強度を確保するのに有効な組織ではあるが、マルテンサイトに比べれば軟質である。このため、ベイナイトのみによって非常に高い強度を確保することは困難であり、非常に高い強度を確保するには、マルテンサイトを含有させることによって鋼板の強度を向上させる必要がある。マルテンサイトの面積率が１％未満では、ＴＳ：７８０ＭＰａ以上という高い強度を確保することが困難である。したがって、マルテンサイトの面積率は１％以上とする。好ましくは２％以上である。

フェライト：２面積％以上、２０面積％未満
フェライトは、最も軟質な相であり、鋼板の延性を向上させる相である。上述したように、ベイナイトは高い強度と良好な強度−伸びフランジ性バランスを確保するのに最も有効な組織であるが、延性に劣る組織である。このように延性に劣る組織であるベイナイトを６０面積％以上も含有させるため、優れた強度−延性バランスを確保するには、フェライトを含有させて、鋼板の延性を向上させる必要がある。フェライトの面積率が１％未満では、フェライトによる延性向上作用を十分に得ることができず、ＴＳ×Ｅｌ値で１００００ＭＰａ・％以上という優れた強度−延性バランスを確保することが困難となる。したがって、フェライトの面積率は１％以上とする。好ましくは３％以上である。

一方、フェライトは、最も軟質な相であるため、鋼板の強度を向上させることを困難にする相でもある。フェライト面積率が２０％以上では、ＴＳ：７８０ＭＰａ以上という高い強度を確保することが困難である。したがって、フェライトの面積率は２０％未満とする。好ましくは１８％以下である。

マルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値（超硬質相平均間隔）：２０μｍ以下
上述したように、マルテンサイトは鋼板の強度を向上させる作用を有し、残留オーステナイトは鋼板の延性を向上させる作用を有することから、高い強度と優れた強度−延性バランスとを確保するために、いずれも１面積％以上含有させる。

しかし、これらの相はいずれも伸びフランジ性を低下させる作用を有する。すなわち、鋼板に伸びフランジ成形が施されると、マルテンサイトは非常に硬質であるのに対し、ベイナイトはマルテンサイトに比して軟質であり、フェライトはマルテンサイトの比して著しく軟質である。このため、マルテンサイトとベイナイトとの界面やマルテンサイトとフェライトとの界面には、これらの硬度差に起因して応力集中が生じて早期に亀裂が発生する。また、残留オーステナイトは、鋼板に伸びフランジ成形が施されると、歪誘起変態によりマルテンサイトとなるため、同様にして早期に亀裂が発生する。

したがって、これらの相を単に含有させたのでは、優れた強度−伸びフランジ性バランスを確保することが困難となる。
そこで、マルテンサイトおよび残留オーステナイト（以下、総称して「超硬質相」という場合がある。）を緻密に分散させることにより、伸びフランジ変形時の応力を効果的に分散させ、上記硬度差に起因する応力集中を抑制することで、優れた強度−伸びフランジ性バランスを確保する。

マルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値（超硬質相平均間隔）が２０μｍ超では効果的な応力分散を図ることができず、ＴＳ×ＨＥＲ値：２８０００ＭＰａ・％以上という優れた強度−伸びフランジ性バランスを確保することが困難である。したがって、超硬質相平均間隔は２０μｍ以下とする。好ましくは１０μｍ以下である。

ここで、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値（超硬質相平均間隔）は次のようにして求めればよい。すなわち、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の圧延方向に平行な断面についてナイタルエッチングを施し、断面観察用の試料を得る。得られた試料について、走査型電子顕微鏡を用いて鋼組織を観察する。測定倍率は１０００倍とし、鋼板の両面の表面からそれぞれ板厚の１／４深さの位置（以下、「板厚１／４位置」という。）において各１０視野、都合２０視野を観察する。得られた２０視野の鋼組織画像の全てについて、超硬質相であるマルテンサイトおよび残留オーステナイトを特定する。特定された超硬質相について、最も近接する他の超硬質相との距離（以下、「最近接距離」という。）を計測する。各視野について測定された最近接距離のうち最長のものおよび最短のものを選び出すことにより、２０個の最長の最近接距離および２０個の最短の最近接距離を求める。これらの都合４０個の最近接距離のデータにおける算術平均値をマルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値（超硬質相平均間隔）とする。

なお、ここでいうフェライトは、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト等のフェライトと明記されている相である。また、ベイナイトは、下部ベイナイト、上部ベイナイト等のベイナイトと記載されている組織である。各相について上記の面積割合を満足するものであれば、鋼組織は上記以外の相または組織、例えばパーライト等の組織を含んでいてもよい。

３．合金化溶融亜鉛めっき層
鋼板の表面に形成される合金化溶融亜鉛めっき層については特に規定しないが、以下のようにすることが好ましい。合金化溶融亜鉛めっき層は、一般にめっき基材である鋼板の両面に形成される。しかし、本発明は片面のみに形成される場合を包含する。

すなわち、めっき付着量（片面あたり）は、耐食性の観点から３ｇ／ｍ²以上とすることが好ましく、１０ｇ／ｍ²以上とすることがさらに好ましい。また、溶接時におけるブローホールなどの欠陥を防止する観点からは２００ｇ／ｍ²以下とすることが好ましく、１００ｇ／ｍ²以下とすることがさらに好ましい。

めっき層におけるＦｅ濃度は、めっきの密着性とパウダリング性の観点から３質量％以上２０質量％以下とすることが好ましい。めっき層におけるＦｅ濃度を３質量％以上とすることで合金化によるめっきの密着性をより高めることができる。また、めっき層におけるＦｅ濃度を２０質量％以下とすることにより良好なパウダリング性を確保することができる。めっき層におけるＦｅ濃度は、７質量％以上１６質量％以下とすることがさらに好ましい。

なお、合金化溶融亜鉛めっき層には、合金化処理を行う際に、めっき基材である鋼板からＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ等の合金元素が取り込まれる可能性があるが、通常の条件で溶融めっきおよび合金化処理した際に合金化溶融亜鉛めっき層中にとりこまれる量の範囲内であれば、めっき品質に悪影響を及ぼすことはない。

４．製造方法
次に、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について工程ごとに説明する。
（１）鋳造工程
上記化学組成を有する溶鋼を、鋳片表面から１０ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を１０℃／秒以上となる条件で鋳造する。

上記平均冷却速度はＭｎおよびＳｉの偏析に大きく影響する。
上記平均冷却速度が１０℃／秒未満では、凝固速度が低すぎるため、鋳片におけるデンドライトアーム間隔が拡がり、鋼板の表面から５０μｍの深さの位置（深さ位置Ａ）における圧延方向にＭｎおよび／またはＳｉが展伸したＭｎ・Ｓｉ濃化部の圧延直角方向の平均間隔（濃化部平均間隔）を１０００μｍ以下とすることが困難となる。したがって、上記平均冷却速度は１０℃／秒以上とする。好ましくは１２℃／秒以上である。

上述したように、Ｂｉを含有させた場合には、Ｂｉによる凝固組織を細かくする作用と相俟って、濃化部平均間隔を５００μｍ以下とすることがより確実に実現可能となる。
（２）熱間圧延工程
上記鋳造工程により得られた鋳片を熱間圧延に供し、８００℃以上の温度域で熱間圧延を完了し、１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して、３００℃以上５８０℃未満の温度域で巻取って熱延鋼板とする。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板を上述した鋼組織とするには、熱延鋼板の鋼組織を６０面積％以上のベイナイトを含有するものとすることが重要である。
すなわち、熱延鋼板におけるベイナイトは、その後、冷間圧延されることによりフェライトとセメンタイトに分断される。このため、熱延鋼板におけるベイナイトに由来するセメンタイトは、冷間圧延後において緻密に分散した形態を呈する。この緻密に分散したセメンタイトは、その後、後述する連続溶融亜鉛めっき工程の均熱処理においてオーステナイト化の核となりオーステナイト化が進行し、その後の冷却により、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト等になる。ここで、冷却後のマルテンサイトと残留オーステナイトの分布状態はオーステナイト化の核の分布状態の影響を引き摺るため、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２０μｍ以下である鋼組織を得ることができるのである。

そして、熱延鋼板の鋼組織を、６０面積％以上のベイナイトを含有するものとするには、熱間圧延完了温度は８００℃以上とする必要がある。熱延完了温度が８００℃未満では、フェライト変態が早期に進行してしまい、ベイナイトの面積率を６０％以上とすることが困難である。したがって、熱間圧延完了温度は８００℃以上とする。上記鋼組織を確保する観点からは、熱間圧延完了温度の上限を規定する必要はない。しかし、熱間圧延完了温度が過度に高温になると、スケールが厚く生成して、表面疵を誘発する場合がある。したがって、スケールに起因する表面疵の発生を抑制する観点からは、熱間圧延完了温度を１０００℃以下とすることが好ましい。

熱間圧延完了から巻取りまでの冷却における平均冷却速度が１０℃／秒未満では、冷却速度が低すぎることに起因してフェライト変態が過度に進行してしまい、ベイナイトの面積率を６０％以上とすることが困難となる。したがって、上記平均冷却速度は１０℃／秒以上とする。好ましくは１５℃／秒以上である。上記鋼組織を確保する観点からは、上記平均冷却速度の上限を規定する必要はない。しかし、上記平均冷却速度が過度に高いと冷却ムラが顕在化し、冷却ムラに起因する強度ムラが顕著となり、冷間圧延時にトラブルを引き起こす場合がある。したがって、良好な冷間圧延性を確保する観点からは、上記平均冷却速度を５００℃／秒以下とすることが好ましい。

巻取温度が３００℃未満では、熱延鋼板の鋼組織が、マルテンサイトを４０面積％以上含有するものになるため、ベイナイト面積率を６０％以上にすることができない。したがって、巻取温度は３００℃以上とする。好ましくは３５０℃以上である。一方、巻取温度が５８０℃以上では、パーライト変態が進行してしまい、熱延鋼板の鋼組織がフェライトとパーライトとからなるものとなってしまい、ベイナイトの面積率を６０％以上とすることができない。したがって、巻取温度は５８０℃未満とする。好ましくは５５０℃以下である。

（３）酸洗工程
上記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に下記式（１）を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする。

５０００≦酸濃度(質量％)×酸温度(℃)×酸浸漬時間(秒)≦２００００００ (１)
冷延鋼板の表面クラックは、熱間圧延後の酸洗処理によりフェライトの粒界部が選択的に酸化されることによって形成される。酸濃度(質量％)×酸温度(℃)×酸浸漬時間(秒)の値が５０００未満では、フェライトの粒界部の選択的酸化が不十分となり、鋼板の表面（めっき層との界面）における深さ３μｍ以上１０μｍ以下の表面クラックの数密度を３個／ｍｍ以上とすることが困難となる。一方、酸濃度(質量％)×酸温度(℃)×酸浸漬時間(秒)の値が２００００００超になると、フェライトの粒界部の選択的酸化が過剰に進行してしまい、鋼板の表面における深さ３μｍ以上１０μｍ以下の表面クラックの数密度を１０００個／ｍｍ以下とすることが困難となる。酸濃度(質量％)×酸温度(℃)×酸浸漬時間(秒)の値は好ましくは１００００以上１９０００００未満である。

なお、酸洗工程で用いる酸の種類は特に限定されるものでなく、塩酸や硫酸が例示される。
（４）冷間圧延工程
上記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に２０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする。

冷間圧延における圧下率が２０％未満では、圧下率が低すぎるため、熱延鋼板で生成したベイナイトが圧延にて、細かいフェライトとセメンタイトに分断せず、その後の連続溶融亜鉛めっき工程後においてめっき基材である鋼板の鋼組織を、マルテンサイトと残留オーステナイトと平均工程間隔を２０μｍ以内にすることができない。したがって、冷間圧延時の圧下率は２０％以上とする。好ましくは３０％以上である。熱延鋼板のベイナイトを分断する観点からは、冷間圧延における圧下率は、高い程好ましいので、その上限を規定する必要はない。しかし、圧下率が高くなるにつれて、圧延荷重が高くなり、操業が困難となる。したがって、圧延荷重の観点からは、圧下率を９０％以下とすることが好ましい。

（５）前焼鈍工程
冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を、そのまま次に述べる連続溶融亜鉛めっき工程において溶融亜鉛めっきと合金化熱処理を施すこともできるが、連続溶融亜鉛めっき工程の前工程として、上記冷延鋼板を７５０℃以上の温度域に５秒間以上保持したのち、２℃／秒以上２００℃／秒以下の平均冷却速度で２５０℃以上５８０℃以下の温度域まで冷却する前焼鈍を施すことが好ましい。

溶融亜鉛めっき前に上記前焼鈍を施すことにより、熱延鋼板におけるベイナイトを更に緻密な組織とすることが可能となり、これにより、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板の鋼組織について、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値を、好ましい値である１０μｍ以下とすることが可能となる。

前焼鈍を施すことによって熱延鋼板におけるベイナイトを更に緻密な組織とするには、前焼鈍工程においても、後述する連続溶融亜鉛めっき工程と同様に、冷延鋼板を高温域に保持する均熱処理を施すことによって、冷延鋼板の鋼組織の一部または全部を一旦オーステナイト化する必要がある。

ここで、均熱処理における均熱温度が７５０℃未満では、オーステナイト化が不十分であるために、熱延鋼板におけるベイナイトを更に緻密な組織とすることが困難である。したがって、均熱温度は７５０℃以上とすることが好ましい。均熱温度の上限は特に規定しないが、焼鈍炉内の耐火物の損傷を抑制する観点からは１０００℃以下とすることが好ましい。

また、均熱処理における均熱時間が５秒間未満では、オーステナイト化が不十分であるために、熱延鋼板におけるベイナイトを更に緻密な組織とすることが困難である。したがって、均熱時間は５秒間以上とすることが好ましい。より好ましい均熱時間は３０秒間以上である。均熱時間の上限は特に規定する必要はないが、生産性の観点からは１０００秒間以下とすることが好ましい。

均熱処理後の平均冷却速度が２℃／秒未満では、熱延鋼板におけるベイナイトを更に緻密な組織とすることが困難である。したがって、上記平均冷却速度は２℃／秒以上とすることが好ましい。より好ましくは１０℃／秒以上である。一方、上記平均冷却速度が２００℃／秒超になると、冷却速度が高すぎるためにマルテンサイトが過剰に生成されてしまい、熱延鋼板におけるベイナイトを更に緻密な組織とすることが困難となる場合がある。したがって、上記平均冷却速度は２００℃／秒以下とすることが好ましい。

冷却停止温度が２５０℃未満では、マルテンサイトが過剰に生成してしまい、熱延鋼板におけるベイナイトを更に緻密な組織とすることが困難となる場合がある。したがって、冷却停止温度は２５０℃以上とすることが好ましい。さらに好ましくは３００℃以上である。一方、冷却停止温度が５８０℃超では、ベイナイトを生成させることが困難になる場合がある。したがって、冷却停止温度は５８０℃以下とすることが好ましい。さらに好ましくは５５０℃以下である。

（６）連続溶融亜鉛めっき工程
上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板または好ましくは上記前焼鈍工程で得られた冷延鋼板を、７５０℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、２℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度で３００℃以上５８０℃以下の温度域まで冷却し、この温度域で２秒間以上保持し、次いで溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板とし、７００℃以下の温度域に１２０秒間以下保持する合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板を上記鋼組織とするには、連続溶融亜鉛めっき工程において、冷延鋼板を高温域に保持する均熱処理を施すことによって、冷延鋼板の鋼組織の一部または全部を一旦オーステナイト化する必要がある。

ここで、均熱処理における均熱温度が７５０℃未満では、フェライト生成が活発となる温度域であるため、フェライトの面積率が２０％以上となる。したがって、均熱温度は７５０℃以上とする。好ましくは７８０℃以上である。一方、均熱温度が１０００℃超では、均熱中でのオーステナイト粒径が大きくなり、フェライトが生成せず、フェライト面積率が２％未満となる。したがって、均熱温度は１０００℃以下とする。好ましくは９２０℃以下である。

また、均熱処理における均熱時間が５秒間未満では、熱間圧延時に生成したパーライトやベイナイトやセメンタイトを十分にオーステナイト化することができず、残留オーステナイトの面積率を１％以上とすることが困難となる。したがって、均熱時間は５秒間以上とする。好ましくは２０秒間以上である。一方、均熱時間が１０００秒間超では、フェライトの生成が過度に進行してしまい、フェライト面積率を２０％未満とすることが困難となる場合がある。したがって、均熱時間は１０００秒間以下とする。好ましくは８００秒間以下である。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板を上記鋼組織とするには、次に、冷却して保持することにより、オーステナイトからベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを生成させる必要がある。

ここで、均熱処理後の冷却の平均冷却速度が２℃／秒未満では、フェライトが過剰に生成してしまい、フェライト面積率を２０％未満とすることが困難となる。したがって、上記平均冷却速度は２℃／秒以上とする。好ましくは４℃／秒以上である。一方、上記平均冷却速度が７０℃／秒超では、フェライトの生成が不十分となって、フェライト面積率を２％以上とすることが困難となる場合がある。したがって、上記平均冷却速度は７０℃／秒以下とする。好ましくは６０℃／秒以下である。

冷却終点温度が３００℃未満では、マルテンサイトが過剰に生成してしまい、ベイナイトの面積率を６０％以上とすることが困難となる。したがって、冷却終点温度は３００℃以上とする。好ましくは４５０℃以上である。一方、冷却終点温度が５８０℃超では、ベイナイトとマルテンサイトの生成を促すことが困難である一方、フェライトの生成が過度に進行してしまうため、ベイナイトの面積率を６０％以上かつマルテンサイトの面積率を１％以上とすることが困難となり、フェライト面積率が２０％以上となる場合がある。したがって、冷却終点温度は５８０℃以下とする。好ましくは５６０℃以下である。

上記冷却後における３００℃以上５８０℃以下の温度域に保持する時間が２秒間未満では、残留オーステナイトの生成を促すことが困難であり、残留オーステナイトの面積率を１.０％以上とすることが困難である。したがって、上記温度域に保持する時間は２秒間以上とする。好ましくは４秒間以上である。上記温度域に保持する時間の上限は特に規定しないが、生産性の観点からは３００秒間以下とすることが好ましい。

これらの処理の後に、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を施すことにより、鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成させる。
ここで、合金化処理における保持温度が７００℃超では、残留オーステナイトがセメンタイトに分解してしまい、残留オーステナイトの面積率を１.０％以上とすることが困難となる。したがって、合金化処理における保持温度は７００℃以下とする。合金化処理における保持温度の下限は特に規定しないが、４５０℃未満では、Ｆｅと亜鉛の拡散が遅く、合金化が速やかに進行しないため、生産性を阻害する。したがって、合金化処理における保持温度は４５０℃以上とすることが好ましい。

合金化処理における保持時間が１２０秒間を超えると、残留オーステナイトが分解して、残留オーステナイトの面積率が１％未満となる場合がある。したがって、合金化処理における保持時間は１２０秒間以下とする。合金化処理における保持時間の下限は、十分な合金化処理が達成される限りにおいては、特に規定する必要はない。

こうして、本発明で規定する鋼組織、表面近傍の濃化部、および表面クラック密度を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。この合金化溶融亜鉛めっき鋼板には、所望により、各種の表面処理、例えば、化成処理、特にノンクロム型化成処理、リン酸塩処理、或いは潤滑処理を施すことができる。

本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
表１に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造試験機を用いて連続鋳造を実施し、１０００ｍｍ幅で２５０ｍｍ厚のスラブとした。この際、鋳片の表面から１０ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度の変更は、鋳型の冷却水量を変更することによって行った。

こうして得られたスラブを加熱し、熱間圧延試験機により熱間圧延を施して熱延鋼板とし、その後、塩酸による酸洗処理を施して酸洗鋼板とした。その後、冷間圧延を施して冷延鋼板とした。

こうして得られた冷延鋼板に対して、連続溶融亜鉛めっき試験機を用いて、熱処理、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を施した。一部の供試材においては、連続溶融亜鉛めっき試験機に供する前に、連続焼鈍試験機により前焼鈍を施した。めっき付着量は片面あたり２０〜１５０ｇ／ｍ²の範囲とした。

これらの製造条件を表２（鋳造工程〜冷間圧延工程）および表３（任意の前焼鈍工程〜連続溶融亜鉛めっき工程）に示す。

このようにして得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびスラブについて以下の試験を行った。
（１）液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度
スラブの液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度は、得られたスラブの断面をピクリン酸にてエッチングし、スラブ表面から深さ方向に１０ｍｍ位置を鋳込み方向に５ｍｍピッチでデンドライト２次アーム間隔λ（μｍ）を１００点測定し、その値から、次式に基づいてスラブの液相線温度から固相線温度までの温度域内の冷却速度Ａ（℃／秒）を算出し、１００点のＡの値を算術平均した平均値として、平均冷却速度を求めた。

λ＝７１０×Ａ−０.３９
（２）溶融めっき層と鋼板との界面から５０μｍの深さの位置（深さ位置Ａ）における圧延方向に展伸したＭｎおよび／またはＳｉの濃化部の圧延直角方向の平均間隔（濃化部平均間隔）
上記の濃化部平均間隔の測定はＥＰＭＡの線分析にて実施した。すなわち、上記界面から５０μｍの深さの位置まで研削して、ＥＰＭＡの線分析を実施した。ＭｎおよびＳｉ濃化は、線分析から得られたＳｉとＭｎの濃度の波形を読み取り、ＳｉとＭｎの少なくとも一方の濃度平均値が１.１倍以上である濃度極大値の間隔から求めた。

濃化部平均間隔の測定方法は具体的には次のとおりであった。すなわち、めっき鋼板の表面を研削して深さ位置Ａにおける表面を露出させた。露出させた表面について、圧延直角方向にＥＰＭＡの線分析を行った。一回の線分析による測定距離は３ｍｍ以上とした。線分析により求めたＳｉ濃度およびＭｎ濃度のラインプロファイルのそれぞれについて、平均濃度を求め、この濃度をバルクの含有量とした。ラインプロファイルにおけるＳｉ濃度またはＭｎ濃度が平均濃度の１.１倍となる領域を求め、これらの領域を濃化部とした。得られた濃化部をなす各領域において最大濃度を示す部分を、その領域の中心点とした。隣接する領域同士の中心点間距離を求め、これらをラインプロファイル内で平均し、得られた平均値を濃化部平均間隔とした。

（３）鋼組織の評価
鋼板の圧延方向に平行な断面を観察するための試料を常法に従って研磨とナイタル液を用いたエッチングにより調製し、走査型電子顕微鏡を用いて、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率を、画像処理にて求めた。

また、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔は、同じ鋼板の圧延方向に並行な断面観察用試料を用いて、倍率１０００倍の走査型電子顕微鏡により、鋼板の両面の表面からそれぞれ板厚１／４位置で各１０視野、都合２０視野を観察することにより、次のようにして求めた。すなわち、得られた２０視野の鋼組織画像のそれぞれについて、超硬質相であるマルテンサイトおよび残留オーステナイトを特定し、特定された超硬質相について、最も近接する他の超硬質相との距離である最近接距離を計測する。各視野について測定された最近接距離のうち最長のものおよび最短のものを選び出すことにより、２０個の最長の最近接距離および２０個の最短の最近接距離を求める。これらの都合４０個の最近接距離のデータにおける算術平均値をマルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値（超硬質相平均間隔）とする。

（４）クラック数密度
クラック数密度は、鋼組織の評価において用いた鋼板の圧延方向に平行な断面の観察試料を用い、この試料の断面について、走査型電子顕微鏡を用いて、２０００倍の倍率にて１００視野を観察することにより求めた、鋼板表面からの深さが３μｍ以上１０μｍ以下の表面クラックの本数を、単位長さ当たりの個数に換算して求めた。具体的には次のとおりであった。

クラック数密度の測定方法は具体的には次のとおりであった。すなわち、めっき鋼板の断面観察（観察倍率：２０００倍）を行い、視野内における、鋼板の表面から深さ３μｍ以上１０μｍ以下の表面クラックを特定した。観察視野において特定されたこれらの表面クラックの本数を計数した。観察像で線状に観察される界面を直線近似し、その直線の観察視野における長さで計数された表面クラック本数を除して、その観察視野におけるクラック数密度とした。この作業を１００視野について実施し、求めた観察視野におけるクラック数密度の平均値を測定対象の鋼板におけるクラック数密度とした。

（５）機械特性
得られた鋼板に対して、引張試験および限界曲げ試験を実施した。
Ａ）引張試験
各鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ ５号引張試験を採取した。試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた。降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を測定した。

Ｂ）曲げ試験
各鋼板の圧延直角方向から、幅４０ｍｍ長さ２００ｍｍの試験片を採取した。試験形状および試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４８に準じた。内側半径を、密着、板厚の０.５倍、１.０倍、１.５倍、２.０倍、２.５倍、３.０倍、３.５倍、４.０倍として１８０°曲げ試験を実施し、割れが発生しない内側半径の最小値を限界曲げ半径とした。

Ｃ）穴拡げ試験
日本鉄鋼連盟規格の「ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６穴拡げ試験方法」に従い、穴拡げ率（ＨＥＲ％）を測定し、伸びフランジ加工性の指標とした。

以上の試験結果を表４に示す。表１〜４において、化学組成、製造条件、鋼組織および機械特性を示す数値に下線が付されたものは、本発明の規定の範囲外であることを示している。

本発明例である供試材Ｎｏ.１〜３５は、ＴＳ×Ｅｌ値が１１５００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×ＨＥＲ値が２８５０２ＭＰａ・％以上、限界曲げ半径が０.５ｔ〜１.５ｔであり、曲げ性、伸びフランジ性および延性に優れていた。

特に、Ｂｉを含有する供試材Ｎｏ.１６〜２６は、濃化部平均間隔が５００μｍ以下となり、限界曲げ半径が０.５ｔ〜１.０ｔであり、特に曲げ性に優れていた。
また、連続溶融亜鉛めっき工程の前に、７５０℃以上の温度域に５秒間以上保持したのち、２℃／秒以上２００℃／秒以下の平均冷却速度で２５０℃以上５８０℃以下の温度域まで冷却する前焼鈍を施したＮｏ.２７〜２９は、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が１０μｍ以内となり、ＴＳ×ＨＥＲ値が５５０００ＭＰａ・％以上であり、特に伸びフランジ性に優れていた。

一方、比較例をみると、供試材Ｎｏ.３６は、鋳造工程において鋳片表面から１０ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度が８℃／秒と低すぎたため、濃化部平均間隔が１０５０μｍと本発明の上限を超えた。そのため、限界曲げ半径が２.５ｔとなり、曲げ性に劣っていた。

供試材Ｎｏ.３７は、熱間圧延工程の熱間圧延完了温度が７８０℃と低すぎたため、熱延鋼板の鋼組織においてベイナイト面積率が３５％と小さくなった。そのため、超硬質相平均間隔が２５μｍと２０μｍの上限を超え、ＴＳ×ＨＥＲ値が２７５００ＭＰａ・％となり、伸びフランジ性に劣っていた。

供試材Ｎｏ.３８は、熱間圧延完了から巻取りまでの平均冷却速度が８℃／秒と低すぎたため、熱延鋼板の鋼組織においてベイナイト面積率が５８％と小さくなった。そのため、超硬質相平均間隔が２８μｍと大きくなって、ＴＳ×ＨＥＲ値が２６８５０ＭＰａ・％となり、伸びフランジ加工性に劣っていた。

供試材Ｎｏ.３９は、熱間圧延工程での巻取温度が６００℃と高すぎたため、熱延鋼板での鋼組織においてベイナイト面積率が４５％と小さくなった。そのため、超硬質相平均間隔が３０μｍと大きくなって、ＴＳ×ＨＥＲ値が２６５４０ＭＰａ・％となり、伸びフランジ性に劣っていた。

供試材Ｎｏ.４０は、熱間圧延工程での巻取温度が２７０℃と低すぎたため、熱延鋼板の鋼組織においてベイナイト面積率が４０％と小さくなった。そのため、超硬質平均間隔が２８μｍと大きく、ＴＳ×ＨＥＲ値が２５８４０ＭＰａ・％となり、伸びフランジ性に劣っていた。

供試材Ｎｏ.４１は、酸洗工程での酸濃度(質量％)×酸温度(℃)×酸浸漬時間(秒)の値が３０００と小さすぎて酸洗が不十分となり、クラック数密度が１個／ｍｍと低くなった。そのため、限界曲げ半径が２.５ｔとなり、曲げ性に劣っていた。

供試材Ｎｏ.４２は、酸洗工程での酸濃度(質量％)×酸温度(℃)×酸浸漬時間(秒)の値が２０００５００と大きすぎて、酸洗が過剰となり、クラック数密度が１０５０個／ｍｍと過大になった。そのため、限界曲げ半径が２.５ｔとなり、曲げ性に劣っていた。

供試材Ｎｏ.４３は、冷間圧延工程における圧下率が１７％と低すぎたため、冷間圧延での圧下が不十分で、熱延鋼板のベイナイトを緻密なフェライトとセメンタイトに分散化することができず、超硬質相平均間隔が２６μｍと大きくなった。そのため、ＴＳ×ＨＥＲ値が２７２１０ＭＰａ・％となり、伸びフランジ加工性に劣っていた。

供試材Ｎｏ.４４は、連続溶融亜鉛めっき工程における均熱温度が７３０℃と低すぎたため、フェライト面積率が２２％と大きくなった。そのため、ＴＳ値が７６０ＭＰａとなり、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保できなかった。

供試材Ｎｏ.４５は、連続溶融亜鉛めっき工程における均熱温度が１０２０℃と高すぎたため、鋼組織において、フェライト面積率が１％と小さかった。そのため、ＴＳ×Ｅｌ値が９８６０ＭＰａ・％となり、延性に劣っていた。

供試材Ｎｏ.４６は、連続溶融亜鉛めっき工程における均熱時間が４秒間と短すぎたため、残留オーステナイトの面積率が０％となった。そのため、ＴＳ×Ｅｌ値が９４５０ＭＰａ・％となり、延性に劣っていた。

供試材Ｎｏ.４７は、連続溶融亜鉛めっき工程における均熱時間が１０１０秒間と長すぎたため、フェライト面積率２６％と大きくなった。そのため、引張強度が７７５ＭＰａとなり、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保できなかった。

供試材Ｎｏ.４８は、連続溶融亜鉛めっき工程における均熱処理後の冷却の平均冷却速度が８０℃／秒と速すぎたため、フェライト面積率が０％となった。そのため、ＴＳ×Ｅｌ値が９８７０ＭＰａ・％となり、延性に劣っていた。

供試材Ｎｏ.４９は、連続溶融亜鉛めっき工程における均熱処理後の冷却の平均冷却速度が１℃／秒と遅すぎたため、フェライト面積率が２３％と大きくなった。そのため、引張強度が７７０ＭＰａとなり、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保できなかった。

供試材Ｎｏ.５０は、連続溶融亜鉛めっき工程における均熱処理後の冷却の冷却停止温度が５９０℃と高すぎたため、ベイナイト面積率が５０％、マルテンサイト面積率０％、フェライト面積率４７％と、鋼組織が不適切となった。そのため、引張強度が７２０ＭＰａとなり、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保できなかった。

供試材Ｎｏ.５１は、連続溶融亜鉛めっき工程における均熱処理後の冷却の冷却停止温度が２８０℃と低すぎたため、ベイナイトの面積率が５８％と不足した。そのため、ＴＳ×ＨＥＲ値が２２０２０ＭＰａ・％となり、伸びフランジ加工性に劣っていた。

供試材Ｎｏ.５２は、連続溶融亜鉛めっき工程における冷却後の保持時間が１秒と短すぎたため、残留オーステナイトの面積率が０％となった。そのため、ＴＳ×Ｅｌ値が９８３０ＭＰａ・％となり、伸びフランジ加工性に劣っていた。

供試材Ｎｏ.５３は、合金化処理温度が７２０℃と高すぎたため、残留オーステナイトの面積率が０％となった。そのため、ＴＳ×Ｅｌ値が９７６０ＭＰａ・％となり、伸びフランジ加工性に劣っていた。

供試材Ｎｏ.５４は、合金化処理時間が１３０秒と長すぎたため、残留オーステナイトの面積率が０％となった。そのため、ＴＳ×Ｅｌ値が９４５０ＭＰａ・％となり、伸びフランジ加工性に劣っていた。

供試材Ｎｏ.５５は、Ｃ含有量が０.０２％であり、鋼の化学組成が本発明の範囲外であったため、ベイナイトの面積率が３０％と低く、引張強度が５９０ＭＰａであった。

Claims (7)

1. 鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
   前記鋼板は、
   質量％で、Ｃ：０.０３％以上０.３５％以下、Ｓｉ：０.００５％以上２.０％以下、Ｍｎ：１.０％以上４.０％以下、Ｐ：０.０００４％以上０.１％以下、Ｓ：０.０２％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０００２％以上２.０％以下、およびＮ：０.０１％以下を含有する化学組成を有し、
   鋼板の表面から５０μｍの深さの位置における、圧延方向に展伸したＭｎおよび／またはＳｉが濃化した濃化部の圧延直角方向の平均間隔である濃化部平均間隔が１０００μｍ以下であり、
   鋼板の表面における深さ３μｍ以上１０μｍ以下のクラックの数密度が３個／ｍｍ以上１０００個／ｍｍ以下であり、
   面積％で、ベイナイト：６０％以上、残留オーステナイト：１％以上、マルテンサイト：１％以上、およびフェライト：２％以上２０％未満を含有するとともに、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２０μｍ以下である鋼組織を有し、
   前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上である機械特性を有することを特徴とする、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
2. 前記化学組成がＢｉ：０.５質量％以下をさらに含有し、前記濃化部平均間隔が５００μｍ以下である、請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：１.０％以下、Ｎｂ：１.０％以下、Ｖ：１.０％以下、Ｗ：１.０％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｃｕ：１.０％以下、Ｎｉ：１.０％、およびＢ：０.０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有する、請求項１または請求項２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 前記化学組成が、質量％で、ＲＥＭ：０.１％以下、Ｍｇ：０.０５％以下、Ｃａ：０.０５％以下、およびＺｒ：０.０５％以下からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有する請求項１〜請求項３のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 前記超硬質相平均間隔が１０μｍ以下である、請求項１〜請求項４のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 下記工程（Ａ）〜（Ｅ）を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
   （Ａ）請求項１〜請求項４のいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼を、鋳片表面から１０ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度が１０℃／秒以上となる条件で鋳造する鋳造工程；
   （Ｂ）前記鋳造工程により得られた鋳片を熱間圧延に供し、８００℃以上の温度域で熱間圧延を完了し、１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して、３００℃以上５８０℃未満の温度域で巻取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
   （Ｃ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に下記式（１）を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
   （Ｄ）前記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に２０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
   （Ｅ）前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を７５０℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、２℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度で３００℃以上５８０℃以下の温度域まで冷却してこの温度域に２秒間以上保持し、次いで溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板とし、７００℃以下の温度域に１２０秒間以下保持する合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする連続溶融亜鉛めっき工程。
   ５０００≦酸濃度(質量％)×酸温度(℃)×酸浸漬時間(秒)≦２００００００ (１)
7. 下記工程（ａ）〜（ｆ）を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
   （ａ）請求項１〜請求項４のいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼を、鋳片表面から１０ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度が１０℃／秒以上となる条件で鋳造する鋳造工程；
   （ｂ）前記鋳造工程により得られた鋳片を熱間圧延に供し、８００℃以上の温度域で熱間圧延を完了し、１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して、３００℃以上５８０℃未満の温度域で巻取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
   （ｃ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に下記式（１）を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
   （ｄ）前記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に２０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；
   （ｅ）前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、７５０℃以上の温度域に５秒間以上保持したのち、２℃／秒以上２００℃／秒以下の平均冷却速度で２５０℃以上５８０℃以下の温度域まで冷却する前焼鈍を施す前焼鈍工程；および
   （ｆ）前記前焼鈍工程により得られた冷延鋼板を７５０℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、２℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度で３００℃以上５８０℃以下の温度域まで冷却してこの温度域に２秒間以上保持し、次いで溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板とし、７００℃以下の温度域に１２０秒間以下保持する合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする連続溶融亜鉛めっき工程。
   ５０００≦酸濃度(質量％)×酸温度(℃)×酸浸漬時間(秒)≦２００００００ (１)