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WO2013018739A1 - 曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2013018739A1
WO2013018739A1 PCT/JP2012/069260 JP2012069260W WO2013018739A1 WO 2013018739 A1 WO2013018739 A1 WO 2013018739A1 JP 2012069260 W JP2012069260 W JP 2012069260W WO 2013018739 A1 WO2013018739 A1 WO 2013018739A1
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less
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裕之 川田
丸山　直紀
映信 村里
昭暢 南
健志 安井
卓也 桑山
繁 米村
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength galvanized steel sheet and a method for producing the same, and particularly to a high-strength galvanized steel sheet having excellent bendability and a method for producing the same.
  • Patent Document 1 discloses that the chemical composition of the steel sheet is C: more than 0.02% and 0.20% or less, and Si: 0.01-2.0% in mass%. , Mn: 0.1-3.0%, P: 0.003-0.10%, S: 0.020% or less, Al: 0.001-1.0%, N: 0.0004-0.
  • the steel sheet containing ferrite in an area ratio of 30 to 95%, and the remaining second phase It consists of one or more of martensite, bainite, pearlite, cementite and retained austenite, and when martensite is contained, the martensite area ratio is 0 to 50%, and the steel sheet has a grain size of 2 Average grain size of Ti-based carbonitride precipitates of ⁇ 30nm Contained between distance 30 ⁇ 300 nm, and high-tensile galvanized steel sheet has been proposed which contains a particle diameter 3 ⁇ m or more crystallization-based TiN at a distance 50 ⁇ 500 [mu] m average interparticle.
  • Patent Document 2 as a hot dip galvanized steel sheet having excellent bendability, C: 0.03-0.11%, Si: 0.005-0.5%, Mn: 2.0- 4.0%, P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, sol. Al: 0.01 to 1.0%, N: 0.01% or less, and Ti: N0: 0.50% or less and Nb: 0.50% or less, Ti + Nb / 2 ⁇ 0.03 (Ti and Nb in the formula indicate the content (unit: mass%) of each element), with the remainder having a chemical composition composed of Fe and impurities,
  • the average interval in the plate width direction of the Mn-concentrated portion expanded in the rolling direction at the 20t depth position (t: plate thickness of the steel plate) is 300 ⁇ m or less, the area ratio of ferrite is 60% or more, and the average of ferrite
  • the particle size is 1.0 to 6.0 ⁇ m, and the particle size is 1 to 10 nm in the ferrite.
  • Patent Document 3 as a hot-dip galvanized steel sheet having both ductility and bendability, C: 0.08 to 0.25%, Si: 0.7% or less, Mn: 1.0 to 2.6%, Al: 1.5% or less, P: 0.03% or less, S: 0.02% or less and N: 0.01% or less, and the relationship between Si and Al is 1 0.0% ⁇ Si + Al ⁇ 1.8%, having a chemical composition consisting of the balance Fe and impurities, TS ⁇ 590 (TS: tensile strength (MPa)), TS ⁇ El ⁇ 17500 (El: total elongation ( %)), And ⁇ ⁇ 1.5 ⁇ t ( ⁇ : critical bending radius (mm), t: plate thickness (mm)), a cold-rolled steel sheet having a plated layer containing zinc on the surface thereof Is described.
  • TS ⁇ 590 TS: tensile strength (MPa)
  • TS ⁇ El ⁇ 17500 (El: total elongation ( %)
  • Patent Document 4 as a cold-rolled steel sheet having good ductility and bendability, C: 0.08 to 0.20%, Si: 1.0% or less, Mn: 1.8 to 3.0%, P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, sol. Al: 0.005 to 0.5%, N: 0.01% or less and Ti: 0.02 to 0.2%, with a chemical composition consisting of Fe and impurities, and by volume%, ferrite : 10% or more, bainite: 20 to 70%, residual austenite: 3 to 20% and martensite: 0 to 20%, the ferrite has an average particle size of 10 ⁇ m or less, and the bainite has an average particle size of 10 ⁇ m or less.
  • TS tensile strength
  • TS tensile strength
  • El total elongation
  • Product (TS ⁇ El value) is 14000 MPa ⁇ % or more, and the minimum bending radius in the bending test is 1.5 t or less (t: plate thickness), and the plate thickness is 2.0.
  • Patent Document 5 as an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent bendability, C: 0.03-0.12%, Si: 0.02-0.50%, Mn: 2.0- 4.0%, P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, sol. Al: 0.01 to 1.0% and N: 0.01% or less, and Ti: N0: 0.50% or less and Nb: 0.50% or less, Ti + Nb / 2 ⁇ 0.03 is contained, the balance has a chemical composition consisting of Fe and impurities, the area ratio of ferrite is 60% or more, and the average grain size of ferrite is 1.0 to 6.0 ⁇ m.
  • the alloyed hot-dip galvanized layer having a steel structure contains Fe: 8 to 15% and Al: 0.08 to 0.50% by mass, and the balance is made of Zn and impurities.
  • the hot-dip galvanized steel sheet has a tensile strength of 540 MPa or more, and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent bendability is described.
  • Patent Document 6 as a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability, C: 0.03 to 0.17%, Si: 0.01 to 0.75%, Mn: 1.5 ⁇ 2.5%, P: 0.080% or less, S: 0.010% or less, sol. Al: 0.01 to 1.20%, Cr: 0.3 to 1.3%, with the balance being Fe and inevitable impurities, steel structure is 30 to 70% ferrite by volume, 3% There is a description of a steel sheet having a hot dip galvanized layer on a base steel sheet that is composed of less retained austenite and the remaining martensite, and 20% or more of the martensite is tempered martensite.
  • Patent Document 7 as an ultra-high strength cold-rolled steel sheet having excellent bending workability, wt%, C: 0.12 to 0.30%, Si: 1.2% or less, Mn: 1 to 3%, P: 0.020% or less, S: 0.010% or less, sol.
  • the balance is a composite structure of residual austenite with a content of less than 10 vol% and a low-temperature transformation phase or further ferrite.
  • the present invention provides a high-strength galvanized steel sheet having excellent bendability and a method for producing the same.
  • the present inventors can prevent all of cracks inside the steel sheet, which is a base material generated in the deformed portion by bending, necking at the interface between the steel sheet surface and the plating layer, and destruction / peeling of the plating layer.
  • intensive investigations were repeated.
  • the present inventors have a predetermined chemical component, and in the base steel sheet structure, the retained austenite is limited to 8% or less in volume fraction, and the kurtosis K * of the hardness distribution described later is ⁇ 0.
  • such a high-strength galvanized steel sheet has a maximum tensile strength of 900 MPa or more, but the Vickers hardness of the surface layer of the base steel sheet is lower than that of the 1/4 thickness Vickers hardness, and bending is performed.
  • the surface layer of the base steel plate is easily deformed, and in the base steel plate structure, the retained austenite that is the starting point of fracture is limited to 8% or less in volume fraction. Cracks are not easily generated inside.
  • such a high-strength galvanized steel sheet has a hardness distribution with a kurtosis K * of ⁇ 0.30 or less and a small variation in hardness distribution in the base steel sheet. There are few boundaries where large areas contact each other, and cracks are unlikely to occur inside the base steel sheet when bending is performed. Further, such a high-strength galvanized steel sheet has a lower Vickers hardness of the surface layer of the base material steel plate than the Vickers hardness of 1/4 thickness, and is excellent in the ductility of the surface layer of the base material steel plate. Necking at the interface between the surface of the base material steel plate and the alloyed galvanized layer is prevented at the interface between the surface of the base material steel plate and the alloyed galvanized layer when bending is performed. Is unlikely to occur.
  • Such a high-strength galvanized steel sheet has an iron content of 8 to 12% in the alloyed galvanized layer, and has excellent adhesion at the interface between the surface of the base steel sheet and the galvanized layer. Therefore, when bending is performed, the alloyed galvanized layer is not easily broken or peeled off.
  • the present invention has been completed on the basis of such knowledge, and the gist thereof is as follows.
  • the hardness of the second largest measured value is 2% hardness, and when the total number of hardness measured values is multiplied by 0.98 and the number includes a decimal number, an integer N0.98 obtained by rounding it down is obtained.
  • the hardness of the N0.98th largest measured value from the measured value of the minimum hardness is 98% hardness
  • the kurtosis K * of the hardness distribution between the 2% hardness and the 98% hardness is ⁇ 0. .30 or less
  • the ratio of the Vickers hardness of the surface layer of the base steel plate to the quarter thickness of the Vickers hardness of the base steel plate is 0.35 to 0.70. High strength with excellent bendability with iron content of 8-12% by mass Galvanized steel sheet.
  • the volume fraction of ferrite is 10 to 75% and the total is 10 to 50% bainitic ferrite.
  • the base steel plate is further mass%, B: 0.0001 to 0.0100%, Cr: 0.01 to 2.00%, Ni: 0.01 to 2.00%, Cu: 0.01 to High strength with excellent bendability according to (1), containing one or more of 2.00%, Mo: 0.01 to 1.00%, W: 0.01 to 1.00% Galvanized steel sheet.
  • the base steel sheet further contains one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, and REM in a total amount of 0.0001 to 0.5000% by mass, and has excellent bendability according to (1).
  • High strength galvanized steel sheet is one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, and REM in a total amount of 0.0001 to 0.5000% by mass, and has excellent bendability according to (1).
  • One or both of a film made of phosphorus oxide and a film made of composite oxide containing phosphorus are formed on the surface of the alloyed galvanized layer, and the bendability is excellent in (1) Strength galvanized steel sheet.
  • a continuous annealing process that cools at an average cooling rate of 5.0 ° C./second and cools a temperature range of 650 ° C. to 500 ° C. at an average cooling rate of 5 to 200 ° C./second, and galvanizes the steel sheet after the continuous annealing step
  • a plating alloying step in which an alloying treatment is performed in which the alloy is retained for 10 to 120 seconds at a temperature of 470 to 650 ° C. after being immersed in a bath, and a method for producing a high-strength galvanized steel sheet having excellent bendability.
  • the high-strength galvanized steel sheet of the present invention is, in mass%, C: 0.075 to 0.300%, Si: 0.30 to 2.50%, Mn: 1.30 to 3.50%, P: 0. 0.001 to 0.050%, S: 0.0001 to 0.0100%, Al: 0.005 to 1.500%, N: 0 to 0.0100%, O: 0 to 0.0100%
  • the balance is a high-strength galvanized steel sheet having a tensile strength of 900 MPa or more in which an alloyed galvanized layer is formed on the surface of a base steel sheet made of iron and inevitable impurities.
  • C: 0.075-0.300% C is contained in order to increase the strength of the base steel sheet.
  • the C content is preferably 0.250% or less, and more preferably 0.220% or less.
  • the C content is less than 0.075%, the strength is lowered, and the maximum tensile strength of 900 MPa or more cannot be ensured.
  • the C content is preferably 0.090% or more, and more preferably 0.100% or more.
  • Si: 0.30-2.50% Si is an element necessary for suppressing the formation of iron-based carbides in the base steel sheet and enhancing the strength and formability. Further, as a solid solution strengthening element, it is an element that improves stretch flangeability in order to increase the hardness of the surface layer of the base steel plate. However, if the Si content exceeds 2.50%, the base steel sheet becomes brittle and the ductility deteriorates. From the viewpoint of ductility, the Si content is preferably 2.20% or less, and more preferably 2.00% or less. On the other hand, when the Si content is less than 0.30%, a large amount of coarse iron-based carbide is generated during the alloying treatment of the alloyed galvanized layer, and the strength and formability deteriorate. In this respect, the lower limit value of Si is preferably 0.50% or more, and more preferably 0.70% or more.
  • Mn: 1.30 to 3.50% Mn is contained to increase the strength of the base steel sheet.
  • Mn content exceeds 3.50%, a coarse Mn-concentrated portion is generated at the center of the thickness of the base steel sheet, and brittleness is likely to occur, and troubles such as cracking of the cast slab are likely to occur.
  • the Mn content needs to be 3.50% or less.
  • the Mn content is preferably 3.20% or less, and more preferably 3.00% or less.
  • the Mn content needs to be 1.30% or more.
  • the Mn content is preferably 1.50% or more, and more preferably 1.70% or more.
  • P 0.001 to 0.050%
  • P tends to segregate in the central part of the thickness of the base steel sheet, and causes the weld to become brittle.
  • the P content exceeds 0.050%, the welded portion is significantly embrittled, so the P content is limited to 0.050% or less.
  • the lower limit of the content of P is not particularly defined, the effect of the present invention is exhibited. However, since the content of P is less than 0.001% is accompanied by a significant increase in production cost, 0.001 % Is the lower limit.
  • S 0.0001 to 0.0100% S adversely affects weldability and manufacturability during casting and hot rolling. Therefore, the upper limit value of the S content is set to 0.0100% or less. Further, since S is combined with Mn to form coarse MnS to lower the ductility and stretch flangeability, it is preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0025% or less. The lower limit of the content of S is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, if the content of S is less than 0.0001%, a significant increase in production cost is caused, so 0.0001% Is the lower limit.
  • Al: 0.005-1.500% suppresses the formation of iron-based carbides and increases the strength and formability of the base steel sheet. However, if the Al content exceeds 1.500%, weldability deteriorates, so the upper limit of the Al content is set to 1.500%. From this viewpoint, the Al content is preferably 1.200% or less, and more preferably 0.900% or less. Al is also an effective element as a deoxidizing material, but if the Al content is less than 0.005%, the effect as a deoxidizing material cannot be obtained sufficiently, so the lower limit of the Al content is 0. 0.005% or more. In order to obtain a sufficient deoxidation effect, the Al content is preferably 0.010% or more.
  • N 0.0001 to 0.0100% N forms coarse nitrides and degrades ductility and stretch flangeability, so it is necessary to suppress the addition amount.
  • N content exceeds 0.0100%, this tendency becomes remarkable, so the N content range is set to 0.0100% or less. Further, N is better because it causes blowholes during welding.
  • the lower limit of the content of N is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, if the content of N is less than 0.0001%, a significant increase in manufacturing cost is caused, so 0.0001% Is the lower limit.
  • O forms an oxide and deteriorates ductility and stretch flangeability, so the content needs to be suppressed.
  • the upper limit of the O content is set to 0.0100% or less.
  • the O content is preferably 0.0080% or less, and more preferably 0.0060% or less.
  • the lower limit of the content of O is not particularly defined, the effects of the present invention are exhibited. However, if the content of O is less than 0.0001%, a significant increase in manufacturing cost is caused, so 0.0001% Was the lower limit.
  • the base steel plate constituting the high-strength galvanized steel plate of the present invention may further contain the following elements as necessary.
  • Ti: 0.005 to 0.150%” Ti is an element that contributes to increasing the strength of the base steel sheet by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and strengthening dislocations by suppressing recrystallization.
  • the Ti content is preferably 0.150% or less.
  • the Ti content is more preferably 0.100% or less, and further preferably 0.070% or less.
  • the lower limit of the Ti content is not particularly defined, and the effects of the present invention are exhibited.
  • the Ti content is preferably 0.005% or more.
  • the Ti content is more preferably 0.010% or more, and further preferably 0.015% or more.
  • Nb 0.005 to 0.150%
  • Nb is an element that contributes to an increase in the strength of the base steel sheet by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and strengthening dislocations by suppressing recrystallization.
  • the Nb content is preferably 0.150% or less.
  • the Nb content is more preferably 0.100% or less, and further preferably 0.060% or less.
  • the lower limit of the Nb content is not particularly defined, and the effects of the present invention are exhibited.
  • the Nb content is preferably 0.005% or more.
  • the Nb content is more preferably 0.010% or more, and further preferably 0.015% or more.
  • B 0.0001 to 0.0100%
  • B is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and is effective for increasing the strength, and may be added instead of a part of C and / or Mn.
  • the B content is preferably 0.0100% or less.
  • the B content is more preferably 0.0050% or less, and further preferably 0.0030% or less.
  • the lower limit of the content of B is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited.
  • the content of B should be 0.0001% or more. preferable.
  • the B content is more preferably 0.0003% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • Cr: 0.01-2.00% Cr is an element that suppresses phase transformation at high temperature and is effective for increasing the strength, and may be added instead of a part of C and / or Mn. If the Cr content exceeds 2.00%, hot workability is impaired and productivity is lowered. Therefore, the Cr content is preferably 2.00% or less. Although the lower limit of the Cr content is not particularly defined, the effect of the present invention is exhibited. However, in order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength by Cr, the Cr content may be 0.01% or more. preferable.
  • Ni 0.01-2.00%
  • Ni is an element that suppresses phase transformation at high temperature and is effective for increasing the strength, and may be added instead of a part of C and / or Mn. If the Ni content exceeds 2.00%, weldability is impaired, so the Ni content is preferably 2.00% or less.
  • the lower limit of the Ni content is not particularly defined, and the effects of the present invention are exhibited. However, in order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength by Ni, the Ni content should be 0.01% or more. preferable.
  • Cu: 0.01-2.00% is an element that increases the strength by being present in the steel as fine particles, and can be added instead of a part of C and / or Mn. If the Cu content exceeds 2.00%, weldability is impaired, so the Cu content is preferably 2.00% or less. The lower limit of the Cu content is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, in order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength by Cu, the Cu content should be 0.01% or more. preferable.
  • Mo 0.01-1.00%
  • Mo is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and is effective for increasing the strength, and may be added instead of a part of C and / or Mn. If the Mo content exceeds 1.00%, hot workability is impaired and productivity is lowered. For this reason, the Mo content is preferably 1.00% or less.
  • the lower limit of the content of Mo is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, in order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength by Mo, the content of Mo is 0.01% or more. preferable.
  • W 0.01-1.00%
  • W is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and is effective for increasing the strength, and may be added instead of a part of C and / or Mn. If the W content exceeds 1.00%, hot workability is impaired and productivity is lowered. Therefore, the W content is preferably 1.00% or less.
  • the lower limit of the W content is not particularly defined, and the effects of the present invention are exhibited. However, in order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength by W, the W content may be 0.01% or more. preferable.
  • V 0.005-0.150%
  • V is an element that contributes to increasing the strength of the base steel sheet by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization.
  • the V content is preferably 0.150% or less.
  • the lower limit of the content of V is not particularly limited, and the effect of the present invention is exhibited.
  • the content of V is preferably 0.005% or more.
  • Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, and REM are effective elements for improving formability, and one or more of them can be added.
  • the total content of one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, and REM exceeds 0.5000%, the ductility may be impaired. For this reason, the total content of each element is preferably 0.5000% or less.
  • the lower limit of the content of one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, and REM is not particularly defined and the effect of the present invention is exhibited, but the effect of improving the formability of the base steel sheet
  • the total content of the elements is preferably 0.0001% or more.
  • the total content of one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, and REM is more preferably 0.0005% or more, and 0.0010% or more. Is more preferable.
  • REM is an abbreviation for Rare Earth Metal and refers to an element belonging to the lanthanoid series.
  • REM and Ce are often added by misch metal and may contain a lanthanoid series element in combination with La and Ce. Even if these lanthanoid series elements other than La and Ce are included as inevitable impurities, the effect of the present invention is exhibited. Even if the metal La or Ce is added, the effect of the present invention is exhibited.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 5% or less.
  • the metal structure in the range of 1/8 thickness to 3/8 thickness centering on 1/4 of the thickness of the base steel sheet represents the overall structure of the base steel sheet. Accordingly, if the retained austenite is limited to 8% or less in volume fraction in the range of 1/8 to 3/8 thickness of the base steel sheet, the residual austenite is substantially reduced in the entire structure of the base steel sheet. Can be considered to be limited to 8% or less in volume fraction. For this reason, in the present invention, the retained austenite in the range of 1/8 to 3/8 thickness of the base steel sheet defines the range of volume fraction.
  • the structure of the base steel sheet of the high-strength galvanized steel sheet according to the present invention is that the above-mentioned retained austenite is limited to 8% or less in volume fraction, and 1 / centered on 1/4 of the plate thickness. In the range of 8 to 3/8 thickness, 10 to 75% ferrite in volume fraction, 10 to 50% bainitic ferrite and / or bainite in total, and 10 to 50% tempering It preferably contains martensite. Moreover, it is preferable that fresh martensite is limited to 15% or less in volume fraction and pearlite is limited to 5% or less in volume fraction.
  • the kurtosis K * of the hardness distribution to be described later is ⁇ 0.30 or less, and it has better bendability. It becomes a high-strength galvanized steel sheet.
  • the metal structure such as ferrite is in a predetermined range in the entire structure of the base steel plate.
  • the metal structure in the range of 1/8 thickness to 3/8 thickness centering on 1/4 of the thickness of the base steel sheet represents the overall structure of the base steel sheet.
  • the volume fraction of ferrite is 10 to 75%, and the total is 10 to 50% bainitic ferrite and / or bainite.
  • 10 to 50% tempered martensite fresh martensite is limited to 15% or less in volume fraction
  • pearlite is limited to 5% or less in volume fraction.
  • the metal structure such as ferrite is within a predetermined range in the entire structure of the steel sheet.
  • the range of the volume fraction of the metal structure such as ferrite is defined in the range of 1/8 to 3/8 thickness of the base steel plate.
  • Ferrite is a structure effective for improving ductility, and is preferably contained in the structure of the base steel sheet in a volume fraction of 10 to 75%. When the volume fraction of ferrite is less than 10%, sufficient ductility may not be obtained.
  • the volume fraction of ferrite contained in the structure of the base steel sheet is more preferably 15% or more, and further preferably 20% or more, from the viewpoint of ductility. Further, since ferrite is a soft structure, if the volume fraction exceeds 75%, sufficient strength may not be obtained.
  • the volume fraction of ferrite contained in the base steel plate structure is preferably 65% or less, and more preferably 50% or less.
  • Perlite 5% or less
  • the volume fraction of pearlite contained in the structure of the base steel sheet is limited to 5% or less. More preferably, it is 2% or less.
  • Total 10-50% bainitic ferrite and / or bainite Bainitic ferrite and bainite have a structure with an excellent balance between strength and ductility, and the structure of the base steel sheet contains 10 to 50% total bainitic ferrite and bainite in volume fraction.
  • Bainitic ferrite and bainite are microstructures having an intermediate strength between soft ferrite and hard martensite, tempered martensite, and retained austenite, and may be contained in a total of 15% or more from the viewpoint of bendability. More preferably, the total content is more preferably 20% or more.
  • bainitic ferrite and bainite may contain only one or both.
  • the volume fraction is preferably limited to 15% or less.
  • the volume fraction of fresh martensite is more preferably 10% or less, and further preferably 5% or less.
  • Tempered martensite is a structure that greatly improves the tensile strength, and may be contained in the structure of the base steel sheet in a volume fraction of 50% or less. From the viewpoint of tensile strength, the volume fraction of tempered martensite is preferably 10% or more. On the other hand, if the volume fraction of tempered martensite contained in the structure of the base steel plate exceeds 50%, it is not preferable because the yield stress is excessively increased and the shape freezeability is deteriorated.
  • the structure of the base steel sheet of the high-strength galvanized steel sheet of the present invention may contain a structure other than the above, such as coarse cementite.
  • coarse cementite increases in the structure of the base steel sheet, the bendability deteriorates. From this, the volume fraction of coarse cementite contained in the base steel sheet structure is preferably 10% or less, and more preferably 5% or less.
  • the volume fraction of each structure contained in the base steel sheet of the high-strength galvanized steel sheet of the present invention can be measured by, for example, the following method.
  • the volume fraction of retained austenite is X-ray diffracted using a plane parallel to the plate surface of the base steel sheet and a thickness of 1/4 as the observation surface, and the area fraction is calculated and taken as the volume fraction. Can do.
  • the volume fraction of ferrite, pearlite, bainitic ferrite, bainite, tempered martensite and fresh martensite contained in the base steel sheet structure of the high-strength galvanized steel sheet of the present invention is perpendicular to the surface of the base steel sheet.
  • a sample was taken with the cross section of the plate thickness parallel to the rolling direction (rolling direction) as the observation surface, and the observation surface was polished and nital etched, and the thickness was 1/8 to 3 centered on 1/4 of the plate thickness. / 8 thickness range is observed with a field emission scanning electron microscope (FE-SEM), the area fraction of each tissue is measured, and it is used to measure the volume fraction of each tissue. Can be considered.
  • FE-SEM field emission scanning electron microscope
  • the metal structure in the range of 1/8 thickness to 3/8 thickness centering on 1/4 of the thickness of the base steel sheet represents the overall structure of the base steel sheet.
  • the base steel plate The entire metal structure can be certified.
  • ferrite is a massive crystal grain and is an area where there is no iron-based carbide having a major axis of 100 nm or more.
  • the volume fraction of ferrite is the sum of the volume fraction of ferrite remaining at the maximum heating temperature and the ferrite newly generated in the ferrite transformation temperature range.
  • Bainitic ferrite is a collection of lath-like crystal grains and does not contain iron-based carbide having a major axis of 20 nm or more inside the lath.
  • Bainite is a collection of lath-like crystal grains, and has a plurality of iron-based carbides having a major axis of 20 nm or more inside the lath, and further, these carbides are a single variant, that is, a group of iron-based carbides extending in the same direction. Belongs to.
  • the iron-based carbide group extending in the same direction means that the difference in the extension direction of the iron-based carbide group is within 5 °.
  • Tempered martensite is an aggregate of lath-like crystal grains, and has a plurality of iron-based carbides having a major axis of 20 nm or more inside the lath, and further, these carbides are a plurality of variants, that is, a plurality of iron-based materials extending in different directions. It belongs to the carbide group. Note that bainite and tempered martensite can be easily distinguished by observing the iron-based carbide inside the lath-like crystal grains using FE-SEM and examining the elongation direction.
  • the high-strength galvanized steel sheet of the present invention has a kurtosis K * of ⁇ 0.30 or less in a hardness distribution within a predetermined range of the base steel sheet.
  • the hardness distribution in the high-strength galvanized steel sheet of the present invention is determined as follows. That is, a plurality of measurement regions having a diameter of 1 ⁇ m or less are set in the range of 1/8 to 3/8 thickness of the base steel plate, and the hardness in the plurality of measurement regions is measured. Then, the hardness distribution is obtained by arranging the measurement values in each measurement region in ascending order.
  • the hardness of the N0.02th largest measured value from the measured value of the minimum hardness is set to 2% hardness.
  • the hardness of the N0.98th largest measured value from the measured value of the minimum hardness is set to 98% hardness.
  • the kurtosis K * in the hardness distribution between the 2% hardness and the 98% hardness is set in a range of ⁇ 0.30 or less.
  • 1000 measurement areas with a diameter of 1 ⁇ m or less are set, and when the hardness in the measurement area is measured at these 1000 positions, The total number of hardness measurements is 1000.
  • the hardness distribution is obtained by arranging the measured values of hardness measured in each of these 1000 measurement regions in ascending order.
  • the hardness of the measured value N0.02 that is, the twentieth
  • the hardness of the N0.98th (ie, 980th) largest measured value from the measured value of the minimum hardness is 98% hardness.
  • the hardness measurement position is in the range of 1/8 to 3/8 thickness of the base steel plate, centering on 1/4 of the thickness in the cross section of the thickness parallel to the rolling direction of the base steel plate.
  • the total number of hardness measurement values is in the range of 100 to 10,000, preferably 1000 or more.
  • the high-strength galvanized steel sheet according to the present invention has a kurtosis K * of the hardness distribution between the above-mentioned 2% hardness and 98% hardness of ⁇ 0.30 or less, and variation in hardness distribution in the base steel sheet Is small. Therefore, the boundary where the areas having a large hardness difference contact each other is reduced, and excellent bendability is obtained.
  • the kurtosis K * is preferably ⁇ 0.40 or less, and more preferably ⁇ 0.50 or less.
  • the lower limit of the kurtosis K * is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, since it is difficult from experience to make K * ⁇ 1.20 or less, this is the lower limit.
  • the kurtosis K * may be more than ⁇ 0.40, for example, about ⁇ 0.35 to ⁇ 0.38.
  • the kurtosis K * is a number obtained by the following formula from data of hardness measurement values in a plurality of measurement regions, and is a numerical value evaluated by comparing the frequency distribution of data with a normal distribution.
  • the kurtosis is a negative number, it means that the frequency distribution curve of the data is relatively flat, and the larger the absolute value is, the more out of the normal distribution.
  • Hi represents the hardness of the i-th largest measurement point from the measurement value of the minimum hardness
  • H * represents the N0.98th largest measurement point from the minimum hardness N0.02- S * indicates the standard deviation from the smallest hardness to the N0.02th largest measurement point to the N0.98th largest measurement point.
  • the high-strength galvanized steel sheet of the present invention is a ratio of the Vickers hardness of the surface layer of the base steel sheet and the Vickers hardness of 1/4 thickness of the base steel sheet ((Vickers hardness of the surface layer) / (1/4 thickness). Vickers hardness) of 0.35 to 0.70.
  • “the Vickers hardness of the surface layer of the base steel plate” means the Vickers hardness of the portion having entered 10 ⁇ m from the interface between the surface of the base steel plate and the galvanized layer to the base steel plate side. .
  • the Vickers hardness of the surface layer of the base steel plate and the 1/4 thickness Vickers hardness of the base steel plate can be measured by the following methods. That is, at least 1 mm in the rolling direction of the base steel plate at a location where 10 ⁇ m is entered from the interface between the surface of the base steel plate and the alloyed galvanized layer to the base steel plate side and a quarter thickness of the base steel plate Vickers hardness is measured at five points apart, the maximum and minimum values are discarded, and the average of the remaining three points is taken. In the measurement of Vickers hardness, the load is 100 gf.
  • the ratio of the Vickers hardness of the surface layer of the base steel sheet to the 1/4 thickness Vickers hardness of the base steel sheet is within the above range. Is sufficiently lower than the Vickers hardness of 1/4 thickness, and the surface layer of the base steel sheet has a microstructure with excellent ductility. For this reason, when the high-strength galvanized steel sheet is bent, necking on the base steel sheet side at the interface between the surface of the base steel sheet and the alloyed galvanized layer is prevented. Necking at the interface with the plating layer hardly occurs.
  • the ratio of the Vickers hardness of the surface layer of the base steel plate to the 1/4 thickness Vickers hardness of the base material steel plate exceeds 0.70, the surface layer of the base material steel plate is hard and sufficiently prevents the surface of the base steel plate from being necked. Since it cannot do, bendability becomes inadequate. In order to obtain more excellent bendability, it is preferable that the ratio of the Vickers hardness of the surface layer of the base steel plate to the 1/4 thickness Vickers hardness of the base steel plate is 0.60 or less. Moreover, stretch flangeability will deteriorate that ratio of the Vickers hardness of the surface layer of a base material steel plate and the Vickers hardness of 1/4 thickness of a base material steel plate is less than 0.35. In order to obtain good stretch flangeability, the ratio of the Vickers hardness of the surface layer of the base steel plate to the 1/4 thickness Vickers hardness of the base steel plate is preferably 0.38 or more.
  • an alloyed galvanized layer is formed on the surface of the base steel sheet.
  • the alloyed galvanized layer is mainly composed of an Fe—Zn alloy formed by diffusing Fe in steel during galvanization by an alloying reaction, and the content of iron in the alloyed galvanized layer is 8% by mass. ⁇ 12%.
  • the alloyed galvanized layer is sufficiently destroyed and peeled off when bent to a high-strength galvanized steel sheet. Can be prevented.
  • the iron content of the alloyed galvanized layer is 8.0% or more in order to ensure good flaking resistance, and preferably 9.0% or more. Further, the iron content in the alloyed galvanized layer is set to 12.0% or less in order to ensure good powdering resistance, and is preferably 11.0% or less. Further, the alloyed galvanized layer may contain Al as an impurity.
  • the alloyed galvanized layer is one or two of Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs, and REM. These may be contained or they may be mixed. Even if the alloyed galvanized layer contains or is mixed with one or more of the above elements, the effects of the present invention are not impaired, and depending on the content, the corrosion resistance and workability are improved. In some cases, it is preferable.
  • the amount of adhesion of the alloyed galvanized layer is preferably 20 g / m 2 or more from the viewpoint of corrosion resistance and 150 g / m 2 or less from the viewpoint of economy.
  • the average thickness of the alloyed galvanized layer is 1.0 ⁇ m or more and 50 ⁇ m or less. If it is less than 1.0 ⁇ m, sufficient corrosion resistance cannot be obtained. Preferably, it is 2.0 ⁇ m or more. On the other hand, if it exceeds 50.0 ⁇ m, the strength of the steel sheet is impaired. From the viewpoint of raw material cost, the thickness of the alloyed galvanized layer is preferably as thin as possible, and is preferably 30.0 ⁇ m or less.
  • a film made of phosphorus oxide and a film made of complex oxide containing phosphorus may be formed on the surface of the alloyed galvanized layer.
  • a steel sheet to be a base steel sheet is first manufactured.
  • a slab having the above-described chemical component (composition) is cast. And it heats to 1050 degreeC or more, completes hot rolling at the finishing hot rolling temperature of 880 degreeC or more, and performs the hot rolling process wound up in the temperature range of 750 degrees C or less.
  • a slab manufactured by a continuous casting slab or a thin slab caster can be used as the slab used for the hot rolling process.
  • the method for producing a high-strength galvanized steel sheet according to the present invention is suitable for a process such as continuous casting-direct rolling (CC-DR) in which hot rolling is performed immediately after casting.
  • the slab heating temperature needs to be 1050 ° C. or higher. If the slab heating temperature is excessively low, the finish rolling temperature falls below the Ar 3 transformation point, and rolling in a two-phase region of ferrite and austenite is performed. Thereby, a mixed grain structure in which the hot-rolled sheet structure is inhomogeneous is generated, and even if the cold-rolling process and the continuous annealing process are performed, the inhomogeneous structure is not eliminated, and the base steel sheet is inferior in ductility and bendability. In addition, the decrease in the slab heating temperature may cause an excessive increase in rolling load, which may make rolling difficult and may cause a shape defect of the base steel sheet after rolling.
  • the upper limit of the slab heating temperature is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, since it is not economically preferable to make the heating temperature excessively high, the upper limit of the slab heating temperature is 1350 ° C. or less. It is desirable.
  • the Ar 3 transformation point is calculated by the following formula.
  • Ar 3 901-325 ⁇ C + 33 ⁇ Si-92 ⁇ (Mn + Ni / 2 + Cr / 2 + Cu / 2 + Mo / 2) + 52 ⁇ Al
  • C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, and Al are content [mass%] of each element. When it does not contain an element, it is calculated as 0.
  • the finishing hot rolling temperature needs to be 880 ° C. or higher. If the finish hot rolling temperature is less than 880 ° C., the rolling load at the time of finish rolling becomes high and hot rolling becomes difficult, or the hot rolled steel sheet obtained after hot rolling may have a defective shape. There is. Moreover, it is preferable that the finishing hot rolling temperature of hot rolling is not less than the Ar 3 transformation point. If the finishing hot rolling temperature is less than the Ar 3 point temperature, the hot rolling becomes a two-phase rolling of ferrite and austenite, and the structure of the hot rolled steel sheet may become a heterogeneous mixed grain structure. On the other hand, the upper limit of the finishing hot rolling temperature is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, when the finishing hot rolling temperature is excessively high, the slab heating temperature is excessively high in order to secure the temperature. Must be. For this reason, it is desirable that the upper limit temperature of the finish hot rolling temperature is 1000 ° C. or less.
  • the coiling temperature is set to 750 ° C. or lower.
  • the winding temperature is preferably 720 ° C. or lower, and more preferably 700 ° C. or lower.
  • the coiling temperature is set to 500 ° C. or higher.
  • the winding temperature is preferably 550 ° C. or higher, more preferably 600 ° C. or higher.
  • pickling removes oxides on the surface of the hot-rolled steel sheet, and is therefore important for improving the plateability of the base steel sheet. Moreover, pickling may be performed once or may be performed in a plurality of times.
  • the hot-rolled steel sheet after pickling may be subjected to the continuous annealing process as it is, but a cold-rolling process may be performed on the hot-rolled steel sheet that has been pickled for the purpose of adjusting the plate thickness or correcting the shape.
  • a cold-rolling process may be performed on the hot-rolled steel sheet that has been pickled for the purpose of adjusting the plate thickness or correcting the shape.
  • the rolling reduction in the cold rolling process is preferably 40% or more, and more preferably 45% or more.
  • the rolling reduction exceeds 75%, the cold rolling load becomes too large and it becomes difficult to cold rolling. For this reason, the rolling reduction is preferably 75% or less. From the viewpoint of cold rolling load, the rolling reduction is more preferably 70% or less.
  • the effects of the present invention can be exhibited without particularly defining the number of rolling passes and the rolling reduction for each rolling pass.
  • a continuous annealing process is performed in which the hot rolled steel sheet obtained after the hot rolling process or the cold rolled steel sheet obtained after the cold rolling process is passed through a continuous annealing line.
  • the steel sheet is heated at an average heating rate of 1 ° C./second or more in the temperature range between 600 ° C. and Ac 1 transformation point.
  • the hot rolled steel sheet obtained after the hot rolling process or the cold rolled steel sheet obtained after the cold rolling process has a temperature range between 600 ° C. and Ac 1 transformation point of 1 ° C. / Heated at an average heating rate of at least seconds.
  • the temperature of the steel plate reaches 600 ° C. or higher, decarburization from the steel plate is started. In the temperature range between 600 ° C.
  • the iron contained in the steel sheet is the same bcc iron inside and on the surface.
  • bcc iron is a general term for ferrite, bainite, bainitic ferrite, and martensite having a body-centered cubic lattice.
  • the average heating rate in the temperature range between 600 ° C. and Ac 1 transformation point is preferably 2 ° C./second or more.
  • the upper limit of the average heating rate between 600 ° C. and Ac 1 transformation point is not particularly limited, but is preferably 100 ° C./second or less from the viewpoint of cost.
  • the microstructure of the surface layer of the steel sheet is bcc iron and the microstructure of the central part of the steel sheet is austenite.
  • Austenite can dissolve more carbon than bcc iron. For this reason, carbon is difficult to diffuse from austenite to bcc iron, and easily diffuses from bcc iron to the outside or austenite. Therefore, at the annealing temperature, the carbon at the center of the steel plate stays at the center, a part of the carbon on the surface layer of the steel plate diffuses into the center, and the rest escapes from the outermost layer. As a result, the steel sheet has a distribution in which the amount of carbon in the central portion is greater than that of the surface layer.
  • the annealing temperature is preferably (Ac 1 transformation point +50) ° C. or higher, more preferably (Ac 1 transformation point +40) ° C. or higher.
  • the annealing temperature is preferably (Ac3-10) ° C. or lower, and more preferably (Ac3-15) ° C. or lower.
  • the atmosphere during annealing is log (moisture pressure / hydrogen partial pressure) of ⁇ 3.0 to 0.0.
  • log moisture pressure / hydrogen partial pressure
  • the logarithm of the ratio between the water pressure and the hydrogen partial pressure is moderately promoted.
  • the logarithm of the ratio between the moisture pressure and the hydrogen partial pressure is less than ⁇ 3.0, decarburization from the steel sheet surface layer by annealing is insufficient.
  • the logarithm of the ratio of moisture pressure to hydrogen partial pressure is preferably ⁇ 2.5 or more.
  • the logarithm of the ratio between the moisture pressure and the hydrogen partial pressure is preferably ⁇ 0.5 or less.
  • the atmosphere at the time of annealing contains nitrogen, water vapor
  • the residence time in the above-described annealing temperature and atmosphere is 20 to 600 seconds. If the residence time is less than 20 seconds, the amount of carbon that diffuses from bcc iron to the outside or austenite becomes insufficient. In order to ensure the amount of carbon diffusing from bcc iron, the residence time is preferably 35 seconds or more, and more preferably 50 seconds or more. Moreover, when said residence time exceeds 600 second, the quantity of carbon which escapes from the outermost surface layer will increase, and the hardness of surface layer will fall too much. In order to ensure the hardness of the surface layer, the residence time is preferably 450 seconds or less, and more preferably 300 seconds or less.
  • the bend-unbend deformation process is performed twice or more using a roll having a radius of 800 mm or less at the annealing temperature and the above atmosphere, and the difference between the accumulated strain amounts on the front and back surfaces is set to 0.0050 or less.
  • strain is introduced into the surface layer of the steel plate that becomes the base steel plate, and the outermost surface layer is efficiently transformed into bcc iron.
  • the difference between the cumulative strain amounts on the front and back surfaces is 0.0050 or less, the deviation in the bendability on the front and back surfaces of the base steel sheet of the galvanized steel sheet finally obtained is sufficiently small. .
  • the base steel plate of the galvanized steel plate finally obtained also has different bendability on the front and back surfaces, which is not preferable.
  • the number of bending-bending deformation processes is not particularly limited, but if the cumulative strain amount on the front and back surfaces of the steel sheet exceeds 0.100, the shape of the steel sheet cannot be maintained, so the cumulative strain amount on the front and back surfaces is 0.
  • the range is preferably 100 or less.
  • the roll used in the bending-unbending deformation process has a radius of 800 mm or less. By setting the roll radius to 800 mm or less, strain can be easily introduced into the surface layer of the steel sheet. If the roll radius exceeds 800 mm, sufficient strain cannot be introduced into the surface of the steel sheet, and the surface layer will not be transformed into bcc iron, so the surface layer hardness will not be sufficiently low.
  • the amount of strain that can be entered in one bending operation outside the bending is limited to a range of 0.0007 to 0.091 in terms of tensile strain.
  • the amount of strain that is entered in one bending process is preferably 0.0010 or more on the outside of the bending. If the amount of strain that enters the outside of the bend in one process exceeds 0.091, the shape of the steel sheet cannot be maintained. From this point of view, the amount of strain that enters the outside of the bend in one processing is preferably 0.050 or less, and more preferably 0.025 or less.
  • the ferrite transformation progresses in the surface layer of the steel sheet by bending-unbending deformation near the maximum temperature of annealing, but the ferrite transformation is delayed in the steel sheet with a small strain, and the austenite ratio increases, and the surface layer and the internal (1 / 4 thickness) hardness.
  • the thickness of the steel sheet is desirably 0.6 mm or more and 5.0 mm or less. If it is less than 0.6 mm, it is difficult to maintain the shape of the steel sheet. If it exceeds 5.0 mm, it is difficult to control the temperature of the steel sheet, and the desired characteristics cannot be obtained.
  • the roll diameter exceeds 800 mm, sufficient strain cannot be introduced into the surface layer of the steel sheet.
  • the lower limit of the roll diameter is not particularly defined, but if a roll of less than 50 mm is used, the maintenance cost of the equipment increases, so 50 mm or more is preferable.
  • the steel plate after the bending-bending deformation process is cooled at an average cooling rate of 1.0 to 5.0 ° C./second in a temperature range of 740 ° C. to 650 ° C.
  • ferrite as bcc iron is generated in the microstructure of the central part of the steel sheet, and part of C is diffused from the central part of the steel sheet to the surface layer part.
  • the difference in C content between the central portion of the steel sheet and the surface layer is reduced, and the distribution of the C content in the steel sheet is equal to the Vickers hardness of the surface layer in the base steel sheet of the high-strength galvanized steel sheet of the present invention. It corresponds to the range of the ratio of the Vickers hardness of 4 thickness “(surface Vickers hardness) / (1 ⁇ 4 thickness Vickers hardness)”.
  • the average cooling rate in the temperature range of 740 ° C. to 650 ° C. is less than 1.0 ° C./second, the residence time in the temperature range of 740 ° C. to 650 ° C. is long and a large amount of ferrite is generated. For this reason, the diffusion of C from the central part of the steel sheet to the surface layer part is promoted, and the difference between the hardness of the central part of the steel sheet and the hardness of the surface layer becomes insufficient. If the average cooling rate in the temperature range of 740 ° C. to 650 ° C. exceeds 5.0 ° C./second, the amount of ferrite generated in the microstructure of the central portion of the steel sheet is insufficient, The density difference in the amount of C from the surface layer is too large.
  • the steel sheet is cooled at an average cooling rate of 5 to 200 ° C./second in a temperature range of 650 ° C. to 500 ° C.
  • the average cooling rate in the temperature range of 650 ° C. to 500 ° C. is less than 5 ° C./second, a large amount of pearlite and / or iron-based carbide is generated, and thus the retained austenite becomes insufficient.
  • the average cooling rate is preferably 7.0 ° C./second or more, and more preferably 8.0 ° C./second or more.
  • the upper limit of the average cooling rate in the temperature range of 650 ° C. to 500 ° C. is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited.
  • special equipment is required for the average cooling rate to exceed 200 ° C./second. From the viewpoint of cost, the upper limit of the cooling rate is set to 200 ° C./second.
  • the steel plate is stopped for 15 to 1000 seconds in a temperature range of 500 ° C. to 400 ° C.
  • the steel plate used as a base material steel plate obtains a preferable amount of retained austenite, bainite and / or bainitic ferrite.
  • the bainite transformation proceeds excessively and the C concentration into the retained austenite proceeds, so that a large amount of retained austenite remains, making it difficult to reduce the volume fraction of retained austenite to 8% or less.
  • the retention time in the temperature range of 500 ° C. to 400 ° C. exceeds 1000 seconds, the coarse iron-based carbide that acts as a starting point of fracture is generated and grows, so that the bendability is greatly deteriorated.
  • the high-strength galvanized steel sheet of the present invention is formed in which the surface of the base steel sheet includes the Zn—Fe alloy and the alloyed galvanized layer having an iron content of 8 to 12% is formed.
  • the higher the carbon content of the base steel sheet the lower the iron content in the alloyed galvanized layer and the lower the adhesion between the base steel sheet and the galvanized layer. It becomes.
  • the present invention in order to obtain a high-strength galvanized steel sheet having a maximum tensile strength of 900 MPa or more, a large amount of carbon, which is an element for improving the strength, is contained.
  • the carbon concentration of the surface layer of the cold-rolled steel sheet that becomes the base steel sheet obtained after the continuous annealing process is low, the iron content is 8 to 12% in the plating alloying process. An excellent alloyed galvanized layer is formed.
  • the galvanizing bath is not particularly limited, and Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr are contained in the galvanizing bath. Even if one, two or more of I, Cs, and REM are mixed, the effect of the present invention is not impaired, and depending on the amount, corrosion resistance and workability may be improved. Moreover, Al may be contained in the galvanizing bath. In this case, the Al concentration in the bath is preferably 0.05% or more and 0.15% or less.
  • the temperature for the alloying treatment is preferably 480 to 560 ° C., and the residence time for the alloying treatment is preferably 15 to 60 seconds.
  • the alloy is retained for 30 to 1000 seconds at a temperature of 200 to 350 ° C. after the alloying treatment.
  • the base steel sheet structure of the high-strength galvanized steel sheet contains tempered martensite.
  • the base steel sheet structure of the high-strength galvanized steel sheet has retained austenite, ferrite, bainite and / or bainitic ferrite, tempered martensite, and by having such a base steel sheet structure, The kurtosis K * of the hardness distribution described above is ⁇ 0.30 or less.
  • the steel plate after the alloying treatment is cooled to 350 ° C. or lower to generate martensite, and then 350 ° C. or higher.
  • Tempered martensite may be generated by reheating to a temperature range of 550 ° C. or lower and retaining for 2 seconds or longer. Further, the steel sheet cooled to a temperature range of 500 ° C. or lower in the continuous annealing process is further cooled to 350 ° C. or lower to generate martensite, and then reheated and retained at 400 to 500 ° C. Tempered martensite is generated in the steel sheet structure.
  • the high-strength galvanized steel sheet cooled to room temperature may be cold-rolled at a rolling reduction of 0.05 to 3.00% for shape correction.
  • the present invention is not limited to the above example.
  • a film made of a phosphorus oxide and / or a composite oxide containing phosphorus can function as a lubricant when processing a steel sheet, and can protect an alloyed galvanized layer formed on the surface of the base steel sheet. it can.
  • the Ac 1 transformation point temperature and the Ac 3 transformation point temperature in Tables 8 to 11 are the values when a small piece is cut out from the steel sheet treated under the conditions of Tables 4 to 7 and heated at 10 ° C./second before the annealing treatment.
  • the volume expansion curve was measured and determined.
  • the temperature range between 600 ° C. and Ac 1 transformation point is passed at the average heating rate described in Table 8 to Table 11, and heated to the maximum heating temperature (annealing temperature) described in Table 8 to Table 118.
  • Moisture pressure and hydrogen partial pressure (log (PH 2 O / PH 2 )) were controlled under the conditions described in Tables 8 to 11 in an atmosphere mainly composed of nitrogen, and the residence times described in Tables 8 to 11 (continuous annealing).
  • the decarburization treatment was performed for the residence time).
  • the larger strain amount among the total strain amounts introduced into the front and back surfaces of the steel sheet is shown as the maximum total strain.
  • the thickness of the steel sheet was changed to 0.70 to 8.00 mm.
  • ⁇ described in Tables 8 to 11 represents the amount of strain introduced by performing bending-unbending deformation processing for each of the front and back surfaces of the steel sheet, and shows the absolute value of the difference. .
  • the steel sheet after cooling was retained at a temperature range of 500 to 400 ° C. for a retention time described in Tables 8 to 11 (residence time between the continuous annealing step and the alloying treatment). Thereafter, the steel sheet was immersed in a galvanizing bath and subjected to an alloying treatment for staying at the temperatures shown in Tables 8 to 11 for the residence times shown in Tables 8 to 11. After the alloying treatment, the alloy was retained in the temperature range of 200 to 350 ° C. for the residence times described in Tables 8 to 11 (residence time for the alloying treatment).
  • Example 7 to 34 After cooling to room temperature, in Examples 7 to 34, cold rolling was performed at a reduction rate of 0.15%, in Example 53, cold rolling was performed at a reduction rate of 1.50%, and in Example 54, the reduction rate was 1.00. %, And under conditions 61 to 100, cold rolling was performed at a rolling reduction of 0.25%. Thereafter, in Experimental Examples 9 and 49, a film made of a complex oxide containing P was applied to the surface layer of the galvanized steel sheet.
  • Experimental Examples 9 and 49 are examples in which a film made of a complex oxide containing P is provided on the surface of an alloyed hot-dip galvanized steel sheet, and a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent formability is obtained.
  • the amount of retained austenite is measured by X-ray diffraction, and the others are obtained by cutting out a plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet, etching the mirror-polished section with nital, and field emission scanning type. This was determined by observation using an electron microscope (FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope). Moreover, the iron content in 1/2 thickness of an alloying zinc plating layer was measured using EDX. The results are shown in Tables 12 to 15.
  • the hardness of Experimental Examples 1 to 109 and 201 to 218 was measured by the method described below. The results are shown in Tables 16-19.
  • the Vickers hardness was measured at five locations separated from each other by 1 mm or more in the rolling direction, the maximum value and the minimum value were discarded, and the average value of the remaining three points was obtained.
  • the load was set to 100 gf.
  • the Vickers hardness of the surface layer was measured on a line entering 40 ⁇ m from the interface between the alloyed galvanized layer and the base steel plate to the base steel plate side.
  • the kurtosis K * of the hardness distribution was calculated using the result of measuring the hardness at an indentation load of 1 g using an indentation depth measurement method using a dynamic microhardness meter equipped with a Belkovic type triangular pan indenter. .
  • the measurement position of hardness is 1/8 to 3/8 thickness centering on 1/4 of the plate thickness in the plate thickness section perpendicular to the plate surface of the steel plate and parallel to the rolling direction (rolling direction). The range.
  • the total number of hardness measurements was 1000.
  • Tables 20 to 23 show the results of evaluating the characteristics of the steel sheets of Experimental Examples 1 to 109 and 201 to 218 by the method described below.
  • Tensile test pieces in accordance with JIS Z 2201 were collected from the steel sheets of Experimental Examples 1 to 109 and 201 to 218, and the tensile test was conducted in accordance with JIS Z 2241. Yield stress “YS”, tensile strength “TS”, all The elongation “EL” was measured. Further, a hole expansion test (JFST1001) for evaluating the flange property was performed, and a hole expansion limit value “ ⁇ ”, which is an index of stretch flangeability, was calculated. Moreover, the 90 degree
  • a test piece of 35 mm ⁇ 100 mm was cut out from the steel plates of Experimental Examples 1 to 109, the shear cut surface was mechanically ground, and the bending radius was evaluated as twice the plate thickness. And the thing which became a predetermined
  • the presence or absence of cracks, necking, and plating peeling was individually evaluated by visual inspection, and those that were completely absent were evaluated as acceptable ( ⁇ ) and those that were not acceptable were evaluated as unacceptable (x).
  • Experimental Example 94 is an example in which the completion temperature of hot rolling is low, and the microstructure becomes inhomogeneous in one direction, so that ductility, stretch flangeability and bendability are inferior.
  • Experimental example 98 is an example in which the temperature taken up by the coil after hot rolling is high, and the microstructure is very coarse, so that the ductility, stretch flangeability and bendability are inferior.
  • Experimental Example 6 is an example in which the heating rate in the annealing process is slow, and the decarburization of the steel sheet has progressed and the hardness of the surface layer has greatly decreased, so that the stretch flangeability and bendability are inferior.
  • Experimental Example 11 is an example in which the maximum heating temperature in the annealing process is low, and includes a large number of coarse iron-based carbides that are the starting points of fracture, so that ductility, stretch flangeability, and bendability are inferior.
  • Experimental Example 12 is an example in which the maximum heating temperature in the annealing process is high, and since the volume fraction of retained austenite that is the starting point of fracture is large, stretch flangeability and bendability are inferior.
  • Experimental Example 17 is an example in which the residence time in the decarburization temperature range is short, and the bendability is inferior because the hardness of the surface layer is excessively high.
  • Experimental Example 18 is an example in which the residence time in the decarburization temperature range is long, and the hardness of the surface layer is excessively lowered, so that the stretch flangeability and bendability are inferior.
  • Experimental Example 23 is an example in which the partial pressure of water vapor in the atmosphere in the decarburization treatment temperature range is high, and the bendability is inferior because the hardness of the surface layer is excessively reduced.
  • Experimental Example 24 is an example in which the partial pressure of water vapor in the atmosphere in the decarburization temperature range is low, and the bendability is inferior because the hardness of the surface layer is excessively high.
  • Experimental examples 28 and 29 are examples in which the difference in total strain introduced into the front and back surfaces, ⁇ , is large in the decarburization temperature range, and the bendability is inferior.
  • Experimental Example 33 is an example in which the average cooling rate at 740 ° C. to 650 ° C. is low, and since the kurtosis in the hardness distribution inside the steel sheet is large, stretch flangeability and bendability are inferior.
  • Experimental Example 34 is an example having a high average cooling rate of 740 ° C. to 650 ° C., and the kurtosis in the hardness distribution inside the steel sheet is large, so the ductility and bendability are inferior.
  • Experimental Example 5 is an example in which the average cooling rate at 650 ° C. to 500 ° C. is low, the hardness difference between the steel sheet surface layer and the inside is small, a large amount of iron-based carbides are formed, and the bendability is inferior.
  • Experimental Example 38 is an example in which the alloying treatment temperature of the plating layer is high, Fe% in the plating layer is excessive, and coarse iron-based carbides that become the starting point of fracture are generated inside the steel sheet, so that ductility, elongation Flangeability and bendability are inferior.
  • Experimental Example 39 is an example in which the alloying temperature of the plating layer is low, Fe% in the plating layer is insufficient, and the bendability is inferior.
  • Experimental Example 43 is an example in which the alloying time of the plating layer is short, Fe% in the plating layer is insufficient, and the bendability is inferior.
  • Experimental Example 44 is an example in which the alloying time of the plating layer is long, and because coarse iron-based carbides that become the starting point of fracture are generated inside the steel sheet, the ductility, stretch flangeability, and bendability are inferior.
  • the plate thickness of the steel plate was extremely thin, the flatness of the steel plate could not be maintained, and a predetermined characteristic evaluation test could not be performed.
  • Experimental example 206 is an example in which the difference in total strain introduced on the front and back surfaces, ⁇ , is large, and the bendability is inferior.

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Abstract

　所定の含有量で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｏを含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる母材鋼板の表面に合金化亜鉛めっき層が形成されてなる引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板であり、母材鋼板の組織において、残留オーステナイトが体積分率で８％以下に制限され、２％硬度と前記９８％硬度の間における硬度分布の尖度Ｋ＊が－０．３０以下であり、母材鋼板の表層のビッカース硬さと、母材鋼板の１／４厚のビッカース硬さの比が０．３５～０．７０であり、合金化亜鉛めっき層の鉄の含有量が、質量％で８～１２％である。

Description

曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
　本発明は、高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関し、特に、優れた曲げ性を有する高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。本願は、２０１１年７月２９日に日本に出願された特願２０１１－１６７４３６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、自動車などに用いられるめっき鋼板の高強度化に対する要求が高まってきており、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高強度めっき鋼板も用いられるようになってきている。このような高強度めっき鋼板を用いて自動車の車両や部材を形成する方法としては、プレス加工などの曲げ加工が挙げられる。通常、曲げ性は、鋼板の強度を高くするほど悪くなる。このため、高強度めっき鋼板に曲げ加工を行うと、変形部の鋼板内部に亀裂（クラック）が発生したり、鋼板表面とめっき層との界面でネッキングが発生したり、めっき層の破壊・剥離が発生したりしやすいという問題があった。
　鋼板の曲げ性を向上させる技術として、特許文献１には、鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２％を超え０．２０％以下、Ｓｉ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：０．１～３．０％、Ｐ：０．００３～０．１０％、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００１～１．０％、Ｎ：０．０００４～０．０１５％、Ｔｉ：０．０３～０．２％を含有し、残部がＦｅおよび不純物であるとともに、前記鋼板の金属組織がフェライトを面積率で３０～９５％含有し、残部の第２相がマルテンサイト、ベイナイト、パーライト、セメンタイトおよび残留オーステナイトのうちの１種または２種以上からなり、かつマルテンサイトを含有するときのマルテンサイトの面積率は０～５０％であり、前記鋼板が粒径２～３０ｎｍのＴｉ系炭窒化析出物を平均粒子間距離３０～３００ｎｍで含有し、かつ粒径３μｍ以上の晶出系ＴｉＮを平均粒子間距離５０～５００μｍで含有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
　また、特許文献２には、曲げ性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板として、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１１％、Ｓｉ：０．００５～０．５％、Ｍｎ：２．０～４．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～１．０％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．５０％以下およびＮｂ：０．５０％以下の１種または２種をＴｉ＋Ｎｂ／２≧０．０３（式中のＴｉおよびＮｂは各元素の含有量（単位：質量％）を示す）を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、表面から１／２０ｔ深さ位置（ｔ：鋼板の板厚）における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の板幅方向の平均間隔が３００μｍ以下であり、フェライトの面積率が６０％以上であり、フェライトの平均粒径が１．０～６．０μｍであり、フェライト中に粒径１～１０ｎｍ
の析出物を１００個／μｍ２以上含有する鋼組織を有し、引張強度が５４０ＭＰａ以上である溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。
　また、特許文献３には、延性と曲げ性を両立させた溶融めっき鋼板として、質量％で、Ｃ：０．０８～０．２５％、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：１．０～２．６％、Ａｌ：１．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下およびＮ：０．０１％以下を含有し、かつ、ＳｉとＡｌとの関係が１．０％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦１．８％を満足し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、ＴＳ≧５９０（ＴＳ:引張強度（ＭＰａ））、ＴＳ×Ｅｌ≧１７５００（Ｅｌ：全伸び（％））、およびρ≦１．５×ｔ（ρ：限界曲げ半径（ｍｍ）、ｔ：板厚（ｍｍ））を満たす機械特性を有する冷延鋼板の表面に亜鉛を含むめっき層を備えるものが記載されている。
　特許文献４には、良好な延性と曲げ性とを具備する冷延鋼板として、質量％で、Ｃ：０．０８～０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．８～３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．５％、Ｎ：０．０１％以下およびＴｉ：０．０２～０．２％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、体積％で、フェライト：１０％以上、ベイナイト：２０～７０％、残留オーステナイト：３～２０％およびマルテンサイト：０～２０％からなるとともに、前記フェライトの平均粒径が１０μｍ以下、前記ベイナイトの平均粒径が１０μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均粒径が３μｍ以下および前記マルテンサイトの平均粒径が３μｍ以下である鋼組織を有し、引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）が１４０００ＭＰａ・％以上、かつ曲げ試験における最小曲げ半径が１．５ｔ以下（ｔ：板厚）である機械特性を有し、板厚が２．０ｍｍ以上である冷延鋼板が記載され、冷延鋼板の表面にめっきを施すことが記載されている。
　特許文献５には、曲げ性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板として、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０．０２～０．５０％、Ｍｎ：２．０～４．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～１．０％およびＮ：０．０１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．５０％以下およびＮｂ：０．５０％以下の１種または２種をＴｉ＋Ｎｂ／２≧０．０３を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、フェライトの面積率が６０％以上であり、フェライトの平均粒径が１．０～６．０μｍである鋼組織を有し、合金化溶融亜鉛めっき層は、質量％で、Ｆｅ：８～１５％およびＡｌ：０．０８～０．５０％を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなり、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度が５４０ＭＰａ以上であり、曲げ性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。
　特許文献６には、加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板として、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１７％、Ｓｉ：０．０１～０．７５％、Ｍｎ：１．５～２．５％、Ｐ：０．０８０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～１．２０％、Ｃｒ：０．３～１．３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、鋼組織が、体積率で３０～７０％のフェライト、３％未満の残留オーステナイト、および残部のマルテンサイトからなり、マルテンサイトのうちの２０％以上が焼戻しマルテンサイトである下地鋼板上に溶融亜鉛めっき層を有するものが記載されている。
　特許文献７には、曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板として、ｗｔ％で、Ｃ：０．１２～０．３０％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：１～３％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．０６％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物よりなる鋼であって、表層部にＣ：０．１ｗｔ％以下の軟質層を片面で３～１５ｖｏｌ％両面に有し、残部が１０ｖｏｌ％未満の残留オーステナイトと低温変態相あるいはさらにフェライトとの複合組織からなるものが記載されている。
特開２００７－１６３１９号公報 特開２００９－２１５６１６号公報 特開２００９－２７０１２６号公報 特開２０１０－５９４５２号公報 特開２０１０－６５２６９号公報 特開２０１０－７０８４３号公報 特開平５－１９５１４９号公報
　しかしながら、従来の技術では、高強度亜鉛めっき鋼板に曲げ加工を行った場合に、十分な曲げ性が得られないため、より一層曲げ性を向上させることが要求されていた。
　以上のような現状に鑑み、本発明は、優れた曲げ性を有する高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供するものである。
　本発明者らは、曲げ加工を行うことにより変形部に発生する母材である鋼板内部の亀裂、鋼板表面とめっき層との界面でのネッキング、めっき層の破壊・剥離の全てを防止できることにより、優れた曲げ性の得られる引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板を得るために鋭意検討を重ねた。その結果、本発明者らは、所定の化学成分を有し、母材鋼板組織において、残留オーステナイトが体積分率で８％以下に制限され、後述する硬度分布の尖度Ｋ＊が－０．３０以下であり、表層のビッカース硬さと１／４厚のビッカース硬さの比「（表層のビッカース硬さ）／（１／４厚のビッカース硬さ）」が０．３５～０．７０である母材鋼板の表面に、鉄の含有量が８～１２％である合金化亜鉛めっき層が形成された高強度亜鉛めっき鋼板とすればよいことを見出した。
　すなわち、このような高強度亜鉛めっき鋼板は、引張最大強度９００ＭＰａ以上のものであるが、母材鋼板の表層のビッカース硬さが１／４厚のビッカース硬さと比較して低く、曲げ加工を行った場合に母材鋼板の表層が容易に変形するものであり、しかも、母材鋼板組織において、破壊の起点となる残留オーステナイトが体積分率で８％以下に制限されているので、母材鋼板内部に亀裂（クラック）が発生しにくい。
　さらに、このような高強度亜鉛めっき鋼板は、硬度分布の尖度Ｋ＊が－０．３０以下のものであり、母材鋼板中における硬度の分布のばらつきが小さいものであるため、硬度差の大きい領域同士が接する境界が少なく、曲げ加工を行った場合に母材鋼板内部に亀裂（クラック）が発生しにくい。
　また、このような高強度亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板の表層のビッカース硬さが１／４厚のビッカース硬さと比較して低く、母材鋼板の表層の延性が優れているものであるので、曲げ加工を行った場合における母材鋼板の表面と合金化亜鉛めっき層との界面における母材鋼板側のネッキングが防止され、母材鋼板の表面と合金化亜鉛めっき層との界面でのネッキングが生じにくい。
　また、このような高強度亜鉛めっき鋼板は、合金化亜鉛めっき層の鉄の含有量が８～１２％であり、母材鋼板の表面と合金化亜鉛めっき層との界面における密着性が優れたものであるため、曲げ加工を行った場合に合金化亜鉛めっき層の破壊・剥離が生じにくい。
　本発明は、かかる知見に基づいて完成させたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）
　質量％で、Ｃ：０．０７５～０．３００％、Ｓｉ：０．３０～２．５０％、Ｍｎ：１．３０～３．５０％、Ｐ：０．００１～０．０５０％、Ｓ：０．０００１～０．０１００％、Ａｌ：０．００５～１．５００％、Ｎ：０．０００１～０．０１００％、Ｏ：０．０００１～０．０１００％、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる母材鋼板の表面に、合金化亜鉛めっき層が形成されてなる引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板であり、前記母材鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲において、残留オーステナイトが体積分率で８％以下に制限され、前記母材鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲において、直径１μｍ以下の測定領域を複数設定して、前記複数の測定領域における硬度の測定値を小さい順に並べて硬度分布を得るとともに、硬度の測定値の全数に０．０２を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り上げて得た整数Ｎ０．０２を求め、最小硬度の測定値からＮ０．０２番目に大きな測定値の硬度を２％硬度とし、また、硬度の測定値の全数に０．９８を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り下げて得た整数Ｎ０．９８を求め、最小硬度の測定値からＮ０．９８番目に大きな測定値の硬度を９８％硬度としたとき、前記２％硬度と前記９８％硬度の間における前記硬度分布の尖度Ｋ＊が－０．３０以下であり、前記母材鋼板の表層のビッカース硬さと、前記母材鋼板の１／４厚のビッカース硬さの比が０．３５～０．７０であり、前記合金化亜鉛めっき層の鉄の含有量が、質量％で８～１２％である、曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（２）
　前記母材鋼板の組織が、前記母材鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲において、体積分率で１０～７５％のフェライトと、合計で１０～５０％のベイニティックフェライトとベイナイトのいずれか一方もしくは両方と、１０～５０％の焼戻しマルテンサイトとを含み、フレッシュマルテンサイトが体積分率で１５％以下に制限され、パーライトが体積分率で５％以下に制限された、（１）に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（３）
　前記母材鋼板がさらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５～０．１５０％、Ｎｂ：０．００５～０．１５０％の１種または２種を含有する、（１）に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（４）
　前記母材鋼板がさらに、質量％で、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｗ：０．０１～１．００％の１種または２種以上を含有する、（１）に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（５）
　前記母材鋼板がさらに、質量％で、Ｖ：０．００５～０．１５０％含有する、（１）に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（６）
　前記母材鋼板がさらに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１～０．５０００質量％含有する、（１）に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
　前記合金化亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物からなる皮膜とリンを含む複合酸化物からなる皮膜のいずれか一方もしくは両方が形成されている、（１）に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
　質量％で、Ｃ：０．０７５～０．３００％、Ｓｉ：０．３０～２．５０％、Ｍｎ：１．３０～３．５０％、Ｐ：０．００１～０．０５０％、Ｓ：０．０００１～０．０１００％、Ａｌ：０．００５～１．５００％、Ｎ：０．０００１～０．０１００％、Ｏ：０．０００１～０．０１００％、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるスラブを１０５０℃以上に加熱し、８８０℃以上の仕上げ熱延温度で熱間圧延を完了し、７５０℃以下の温度域にて巻き取る熱間圧延工程と、鋼板を、６００℃～Ａｃ１変態点間の温度範囲を１℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、（Ａｃ１変態点＋４０）℃～Ａｃ３変態点間の焼鈍温度で、かつｌｏｇ（水分圧／水素分圧）が－３．０～０．０の雰囲気で２０秒～６００秒滞留するとともに、半径８００ｍｍ以下のロールを用いて２回以上の曲げ－曲げ戻し変形加工を行い、表裏面の累積歪量の差を０．００５０以下とした後、７４０℃～６５０℃の温度範囲を１．０～５．０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、６５０℃～５００℃の温度範囲を５～２００℃／秒の平均冷却速度で冷却する連続焼鈍工程と、連続焼鈍工程後の鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬してから４７０～６５０℃の温度で１０～１２０秒滞留する合金化処理を行うめっき合金化工程と、を備える、曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（９）
　前記熱間圧延工程後、前記連続焼鈍工程の前に、３０～７５％の圧下率で冷延する冷間圧延工程を行う、（８）に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１０）
　前記合金化処理工程後に、２００～３５０℃の温度で３０～１０００秒滞留する、（８）に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１１）
　前記合金化処理工程後に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜を付与する工程を行う、（８）に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　本発明によれば、優れた曲げ性を有する引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供できる。
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０７５～０．３００％、Ｓｉ：０．３０～２．５０％、Ｍｎ：１．３０～３．５０％、Ｐ：０．００１～０．０５０％、Ｓ：０．０００１～０．０１００％、Ａｌ：０．００５～１．５００％、Ｎ：０～０．０１００％、Ｏ：０～０．０１００％、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる母材鋼板の表面に、合金化亜鉛めっき層が形成されてなる引張強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板である。
（母材鋼板の化学成分）
　まず、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を構成する母材鋼板の化学成分（組成）について説明する。なお、以下の説明における［％］は［質量％］である。
「Ｃ：０．０７５～０．３００％」
　Ｃは、母材鋼板の強度を高めるために含有される。しかし、Ｃの含有量が０．３００％を超えると溶接性が不十分となる。溶接性の観点から、Ｃの含有量は０．２５０％以下であることが好ましく、０．２２０％以下であることがより好ましい。一方、Ｃの含有量が０．０７５％未満であると強度が低下し、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが出来ない。強度を高めるため、Ｃの含有量は０．０９０％以上であることが好ましく、０．１００％以上であることがより好ましい。
「Ｓｉ：０．３０～２．５０％」
　Ｓｉは、母材鋼板における鉄系炭化物の生成を抑制し、強度と成形性を高めるために必要な元素である。また、固溶強化元素として、母材鋼板の表層の硬さを高めるため、伸びフランジ性を向上させる元素である。しかし、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると母材鋼板が脆化し、延性が劣化する。延性の観点から、Ｓｉの含有量は２．２０％以下であることが好ましく、２．００％以下であることがより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が０．３０％未満では合金化亜鉛めっき層の合金化処理中に粗大な鉄系炭化物が多量に生成し、強度および成形性が劣化する。この観点から、Ｓｉの下限値は０．５０％以上であることが好ましく、０．７０％以上がより好ましい。
「Ｍｎ：１．３０～３．５０％」
　Ｍｎは、母材鋼板の強度を高めるために含有される。しかし、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると母材鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じ、脆化が起こりやすくなり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすい。また、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると溶接性も劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は、３．５０％以下とする必要がある。溶接性の観点から、Ｍｎの含有量は３．２０％以下であることが好ましく、３．００％以下であることがより好ましい。一方、Ｍｎの含有量が１．３０％未満であると、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されるため、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが難しくなる。このことから、Ｍｎの含有量を１．３０％以上とする必要がある。Ｍｎの含有量は、さらに強度を高めるために、１．５０％以上であることが好ましく、１．７０％以上であることがより好ましい。
「Ｐ：０．００１～０．０５０％」
　Ｐは母材鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。Ｐの含有量が０．０５０％を超えると溶接部が大幅に脆化するため、Ｐの含有量を０．０５０％以下に限定した。Ｐの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｐの含有量を０．００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うことから、０．００１％を下限値とする。
「Ｓ：０．０００１～０．０１００％」
　Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、Ｓの含有量の上限値を０．０１００％以下とした。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成して延性や伸びフランジ性を低下させるため、０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００２５％以下とすることがより好ましい。Ｓの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｓの含有量を０．０００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限値とする。
「Ａｌ：０．００５～１．５００％」
　Ａｌは鉄系炭化物の生成を抑えて母材鋼板の強度および成形性を高める。しかし、Ａｌの含有量が１．５００％を超えると溶接性が悪化するため、Ａｌの含有量の上限を１．５００％とする。この観点から、Ａｌの含有量は１．２００％以下とすることが好ましく、０．９００％以下とすることがより好ましい。また、Ａｌは脱酸材としても有効な元素であるが、Ａｌの含有量が０．００５％未満では脱酸材としての効果が十分に得られないことから、Ａｌの含有量の下限を０．００５％以上とする。脱酸の効果を十分に得るにはＡｌ量は０．０１０％以上とすることが好ましい。
「Ｎ：０．０００１～０．０１００％」
　Ｎは、粗大な窒化物を形成し、延性および伸びフランジ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１００％以下とした。また、Ｎは、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。Ｎの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００１％未満にすると、製造コストの大幅な増加を招くことから、０．０００１％を下限値とする。
「Ｏ：０．０００１～０．０１００％」
　Ｏは、酸化物を形成し、延性および伸びフランジ性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。Ｏの含有量が０．０１００％を超えると、伸びフランジ性の劣化が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．０１００％以下とした。Ｏの含有量は０．００８０％以下であることが好ましく０．００６０％以下であることがさらに好ましい。Ｏの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｏの含有量を０．０００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限とした。
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を構成する母材鋼板は、更に、必要に応じて、以下に示す元素を含んでいてもよい。
「Ｔｉ：０．００５～０．１５０％」
　Ｔｉは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、母材鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｔｉの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、Ｔｉの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。成形性の観点から、Ｔｉの含有量は０．１００％以下であることがより好ましく、０．０７０％以下であることがさらに好ましい。Ｔｉの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｔｉによる強度上昇効果を十分に得るにはＴｉの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。母材鋼板の高強度化には、Ｔｉの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。
「Ｎｂ：０．００５～０．１５０％」
　Ｎｂは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、母材鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｎｂの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、Ｎｂの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。成形性の観点から、Ｎｂの含有量は０．１００％以下であることがより好ましく、０．０６０％以下であることがさらに好ましい。Ｎｂの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎｂによる強度上昇効果を十分に得るにはＮｂの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。母材鋼板の高強度化には、Ｎｂの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。
「Ｂ：０．０００１～０．０１００％」
　Ｂは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ、生産性が低下する。このことから、Ｂの含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。生産性の観点から、Ｂの含有量は０．００５０％以下であることがより好ましく、０．００３０％以下であることがさらに好ましい。Ｂの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｂによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。高強度化には、Ｂの含有量が０．０００３％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。
「Ｃｒ：０．０１～２．００％」
　Ｃｒは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｃｒの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ、生産性が低下することから、Ｃｒの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｃｒの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｃｒによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｃｒの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｎｉ：０．０１～２．００％」
　Ｎｉは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｎｉの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｎｉの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｎｉの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎｉによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｎｉの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｃｕ：０．０１～２．００％」
　Ｃｕは微細な粒子として鋼中に存在することで強度を高める元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に替えて添加することができる。Ｃｕの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｃｕの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｃｕの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｃｕによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｍｏ：０．０１～１．００％」
　Ｍｏは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｍｏの含有量が１．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ、生産性が低下する。このことから、Ｍｏの含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｍｏの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｍｏによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｗ：０．０１～１．００％」
　Ｗは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｗの含有量が１．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ、生産性が低下することから、Ｗの含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｗの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｗによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｗの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｖ：０．００５～０．１５０％」
　Ｖは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、母材鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｖの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、Ｖの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。Ｖの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｖによる強度上昇効果を十分に得るにはＶの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。
「Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１～０．５０００％」
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭは、成形性の改善に有効な元素であり、１種又は２種以上を添加することができる。しかし、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が０．５０００％を超えると、却って延性を損なう恐れがある。このため、各元素の含有量の合計は０．５０００％以下であることが好ましい。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上の含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、母材鋼板の成形性を改善する効果を十分に得るには、各元素の含有量の合計が０．０００１％以上であることが好ましい。成形性の観点から、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が０．０００５％以上であることがより好ましく、０．００１０％以上であることがさら
に好ましい。
　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。
（母材鋼板の組織）
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の組織を規定した理由は以下のとおりである。
「残留オーステナイト：８％以下」
　母材鋼板の組織は、母材鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲において、残留オーステナイトが体積分率で８％以下に制限されている。
　残留オーステナイトは、強度および延性を大きく向上させるが、一方で破壊の起点となって曲げ性を大きく劣化させる。このため、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板では、母材鋼板の組織に含まれる残留オーステナイトが、体積分率で８％以下に制限される。高強度亜鉛めっき母材鋼板の曲げ性をさらに高めるには、残留オーステナイトの体積分率を５％以下とすることが好ましい。
　なお、母材鋼板の組織全体において、残留オーステナイトが体積分率で８％以下に制限されていることが望ましい。しかしながら、母材鋼板の板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲における金属組織は、母材鋼板全体の組織を代表する。従って、母材鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲において、残留オーステナイトが体積分率で８％以下に制限されていれば、実質的に、母材鋼板の組織全体において、残留オーステナイトが体積分率で８％以下に制限されているとみなすことができる。このため、本発明では、母材鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲における残留オーステナイトが体積分率の範囲について規定した。
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の組織は、上述の残留オーステナイトが体積分率で８％以下に制限されていることの他に、板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、体積分率で１０～７５％のフェライトと、合計で１０～５０％のベイニティックフェライトとベイナイトのいずれか一方もしくは両方と、１０～５０％の焼戻しマルテンサイトとを含むことが好ましい。また、フレッシュマルテンサイトが体積分率で１５％以下に制限され、パーライトが体積分率で５％以下に制限されることが好ましい。本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の組織がこのような組織を有するものである場合、後述する硬度分布の尖度Ｋ＊が－０．３０以下となり、より優れた曲げ性を有する高強度亜鉛めっき鋼板となる。
　なお同様に、これらフェライト等の金属組織が、母材鋼板の組織全体において所定の範囲であることが望ましい。しかしながら、母材鋼板の板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲における金属組織は、母材鋼板全体の組織を代表する。従って、母材鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲において、体積分率で１０～７５％のフェライトと、合計で１０～５０％のベイニティックフェライトとベイナイトのいずれか一方もしくは両方と、１０～５０％の焼戻しマルテンサイトとを含み、フレッシュマルテンサイトが体積分率で１５％以下に制限され、パーライトが体積分率で５％以下に制限されていれば、実質的に、母材鋼板の組織全体において、これらフェライト等の金属組織が所定の範囲内であるとみなすことができる。このため、本発明では、母材鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲において、これらフェライト等の金属組織の体積分率の範囲を規定した。
「フェライト：１０～７５％」
　フェライトは、延性の向上に有効な組織であり、母材鋼板の組織に体積分率で１０～７５％含まれていることが好ましい。フェライトの体積分率が１０％未満である場合、十分な延性が得られない恐れがある。母材鋼板の組織に含まれるフェライトの体積分率は、延性の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。また、フェライトは軟質な組織であるため、体積分率が７５％を超えると十分な強度が得られない場合がある。母材鋼板の引張強度を十分高めるには、母材鋼板の組織に含まれるフェライトの体積分率を６５％以下とすることが好ましく、５０％以下とすることがさらに好ましい。
「パーライト：５％以下」
　パーライトが多くなると、延性が劣化する。このことから、母材鋼板の組織に含まれるパーライトの体積分率は、５％以下に制限されることが好ましい。２％以下であることがより好ましい。
「合計で１０～５０％のベイニティックフェライトとベイナイトのいずれか一方もしくは両方」
　ベイニティックフェライトおよびベイナイトは、強度と延性のバランスに優れた組織であり、母材鋼板の組織に体積分率で合計で１０～５０％のベイニティックフェライトとベイナイトが含まれていることが好ましい。また、ベイニティックフェライトおよびベイナイトは、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの中間の強度を有するミクロ組織であり、曲げ性の観点から合計で１５％以上含まれることがより好ましく、合計で２０％以上含まれることがさらに好ましい。一方、ベイニティックフェライトおよびベイナイトの体積分率が合計で５０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化するため好ましくない。なお、ベイニティックフェライトおよびベイナイトは、どちらか一方のみ含有しても良いし、両方を含有しても良い。
「フレッシュマルテンサイト：１５％以下」
　フレッシュマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させるが、一方で破壊の起点となって曲げ性を大きく劣化させるため、母材鋼板の組織において、体積分率で１５％以下に制限されることが好ましい。曲げ性を高めるにはフレッシュマルテンサイトの体積分率を１０％以下とすることがより好ましく、５％以下とすることが更に好ましい。
「焼戻しマルテンサイト：１０～５０％」
　焼戻しマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させる組織であり、母材鋼板の組織に体積分率で５０％以下含まれていてもよい。引張強度の観点から、焼戻しマルテンサイトの体積分率は１０％以上とすることが好ましい。一方、母材鋼板の組織に含まれる焼戻しマルテンサイトの体積分率が５０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化することが懸念されるため好ましくない。
「その他」
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の組織には、粗大なセメンタイトなど上記以外の組織が含まれていてもよい。しかし、母材鋼板の組織中に粗大なセメンタイトが多くなると、曲げ性が劣化する。このことから、母材鋼板の組織に含まれる粗大なセメンタイトの体積分率は、１０％以下であることが好ましく、５％以下であることがより好ましい。
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板に含まれる各組織の体積分率は、例えば、以下に示す方法により測定できる。
　残留オーステナイトの体積分率は、母材鋼板の板面に平行かつ１／４厚の面を観察面としてＸ線回折を行い、面積分率を算出し、それを持って体積分率と見なすことができる。
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の組織に含まれるフェライト、パーライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトの体積分率は、母材鋼板の板面に垂直で、かつ、圧延方向（圧下方向）に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチングし、板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察して、各組織の面積分率を測定し、それを持って各組織の体積分率と見なすことができる。
　上述したように、母材鋼板の板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲における金属組織は、母材鋼板全体の組織を代表するので、母材鋼板の１／４厚における残留オーステナイトの体積分率、および、母材鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲におけるフェライト等の金属組織等の金属組織の体積分率を用いて、母材鋼板の組織全体の金属組織を認定することができる。
　フェライトは塊状の結晶粒であって、内部に長径１００ｎｍ以上の鉄系炭化物が無い領域である。なお、フェライトの体積分率は、最高加熱温度において残存するフェライトと、フェライト変態温度域で新たに生成したフェライトの体積分率の和である。
　ベイニティックフェライトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないものである。
　ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、さらにそれらの炭化物が単一のバリアント、すなわち同一の方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一の方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものを意味している。
　焼戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、さらにそれらの炭化物が複数のバリアント、すなわち異なる方向に伸長した複数の鉄系炭化物群に属するものである。
　なお、ＦＥ－ＳＥＭを用いてラス状結晶粒内部の鉄系炭化物を観察し、その伸長方向を調べることによって、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは容易に区別しうる。
　また、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトは、ナイタールエッチングでは十分に腐食されない。したがって、ＦＥ－ＳＥＭによる観察において上述の組織（フェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト）とは明瞭に区別される。
　したがって、フレッシュマルテンサイトの体積分率は、ＦＥ－ＳＥＭにて観察された腐食されていない領域の面積分率と、Ｘ線によって測定した残留オーステナイトの面積分率との差分として求められる。
（硬度分布の尖度Ｋ＊）
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板の所定範囲の硬度分布における尖度Ｋ＊が－０．３０以下である。ここで、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板における硬度分布は、次のように定められる。すなわち、母材鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲において、直径１μｍ以下の測定領域を複数設定して、前記複数の測定領域における硬度を測定する。そして、各測定領域の測定値を小さい順に並べて硬度分布を得る。そして、硬度の測定値の全数に０．０２を乗じた数であって、該数が小数を含む場合はこれを切り上げて得た整数Ｎ０．０２を求める。そして、最小硬度の測定値からＮ０．０２番目に大きな測定値の硬度を２％硬度とする。また、硬度の測定値の全数に０．９８を乗じた数であって、該数が小数を含む場合はこれを切り下げて得た整数Ｎ０．９８を求める。そして、最小硬度の測定値からＮ０．９８番目に大きな測定値の硬度を９８％硬度とする。そして、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、前記２％硬度と前記９８％硬度の間における硬度分布における尖度Ｋ＊が、－０．３０以下の範囲に定められる。
　具体的には、例えば、母材鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲において、直径１μｍ以下の測定領域を１０００箇所設定し、それら１０００箇所に測定領域における硬度を測定した場合、「硬度の測定値の全数」は、１０００である。そして、それら１０００箇所の各測定領域で測定された硬度の測定値を小さい順に並べることにより、硬度分布が得られる。
　この場合、硬度の測定値の全数（すなわち１０００）に０．０２を乗じた数（＝２０）が、「整数Ｎ０．０２」となる。そして、上記求めた硬度分布において、最小硬度の測定値からＮ０．０２番目（すなわち２０番目）に大きな測定値の硬度が２％硬度となる。
　また同様に、硬度の測定値の全数（すなわち１０００）に０．９８を乗じた数（＝９８０）が、「整数Ｎ０．９８」となる。そして、上記求めた硬度分布において、最小硬度の測定値からＮ０．９８番目（すなわち９８０番目）に大きな測定値の硬度が９８％硬度となる。
　なお、硬度の測定値の全数が１０００である場合について説明したが、硬度の測定値の全数が２０００（すなわち、２０００箇所で硬度を測定した場合)であれば、「整数Ｎ０．０２」は４０となり、「整数Ｎ０．９８」は１９６０となる。そして、最小硬度の測定値から４０番目に大きな測定値の硬度が２％硬度となり、１９６０番目に大きな測定値の硬度が９８％硬度となる。
　また、上述の手順によって「整数Ｎ０．０２」を求める場合、０．０２を乗じた数が小数を含む場合は、小数点以下を切り上げて得た整数が、「整数Ｎ０．０２」となる。同様に、「整数Ｎ０．９８」を求める場合、０．９８を乗じた数が小数を含む場合は、小数点以下を切り上げて得た整数が、「整数Ｎ０．９８」となる。
　ここで、本発明における硬度分布に用いられる「硬度」は、以下に示す方法により測定した測定値を意味する。すなわち、ベルコビッチタイプの三角すい圧子を備えたダイナミック微小硬度計を用いて、押込み深さ測定法にて、押込み荷重１ｇ重で硬度を測定する。なお、硬度の測定位置は、母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面における板厚の１／４を中心として母材鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲とする。また、硬度の測定値の全数は１００～１００００の範囲とし、好ましくは１０００以上とする。
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、上述した２％硬度と９８％硬度の間における硬度分布の尖度Ｋ＊が－０．３０以下のものであり、母材鋼板中における硬度の分布のばらつきが小さい。したがって、硬度差の大きい領域同士が接する境界が少なくなり、優れた曲げ性が得られる。より一層優れた曲げ性を得るためには、尖度Ｋ＊は－０．４０以下であることが好ましく、－０．５０以下であることがより好ましい。尖度Ｋ＊の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｋ＊を－１．２０以下とすることは経験上困難であることから、これを下限とする。但し、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板にあっては、この尖度Ｋ＊が、－０．４０超であっても良く、例えば－０．３５～－０．３８程度でも構わない。
　なお、尖度Ｋ＊とは、複数の測定領域における硬度の測定値のデータから下記式によって求められる数字であり、データの度数分布を正規分布と比較して評価した数値である。尖度が負の数になる場合は、データの度数分布曲線が相対的に平坦であることを表し、絶対値が大きいほど正規分布から外れることを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　なお、上記式において、Ｈiは、最小硬度の測定値からｉ番目に大きな測定点の硬度を示し、Ｈ＊は、最小硬度からＮ０．０２番目に大きな測定点からＮ０．９８番目に大きな測定点までの平均硬度を示し、ｓ＊は、最小硬度からＮ０．０２番目に大きな測定点からＮ０．９８番目に大きな測定点までの標準偏差を示す。
（母材鋼板の表層と１／４厚のビッカース硬さの比）
　また、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板の表層のビッカース硬さと、母材鋼板の１／４厚のビッカース硬さの比「（表層のビッカース硬さ）／（１／４厚のビッカース硬さ）」が０．３５～０．７０である。なお、本発明において「母材鋼板の表層のビッカース硬さ」とは、母材鋼板の表面と合金化亜鉛めっき層との界面から母材鋼板側へ１０μｍ入った箇所のビッカース硬さを意味する。
　母材鋼板の表層のビッカース硬さおよび母材鋼板の１／４厚のビッカース硬さは、以下に示す方法により測定できる。すなわち、母材鋼板の表面と合金化亜鉛めっき層との界面から母材鋼板側へ１０μｍ入った箇所と、母材鋼板の１／４厚の箇所で、母材鋼板の圧延方向に互いに１ｍｍ以上離れた５ヶ所においてビッカース硬さをそれぞれ測定し、最大値と最小値を破棄し、残り３点の平均値とする。ビッカース硬さの測定では、荷重を１００ｇｆとする。
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板の表層のビッカース硬さと母材鋼板の１／４厚のビッカース硬さの比が上記範囲内であるので、母材鋼板の表層のビッカース硬さが１／４厚のビッカース硬さと比較して充分に低く、母材鋼板の表層が延性の優れるミクロ組織を有している。このため、高強度亜鉛めっき鋼板に曲げ加工を行った場合における母材鋼板の表面と合金化亜鉛めっき層との界面における母材鋼板側のネッキングが防止され、母材鋼板の表面と合金化亜鉛めっき層との界面でのネッキングが生じにくいものとなる。
　母材鋼板の表層のビッカース硬さと母材鋼板の１／４厚のビッカース硬さの比が０．７０を超えると、母材鋼板の表層が硬く、母材鋼板の表面のネッキングを充分に防止できないため、曲げ性が不十分となる。より優れた曲げ性を得るために、母材鋼板の表層のビッカース硬さと母材鋼板の１／４厚のビッカース硬さの比を０．６０以下とすることが好ましい。また、母材鋼板の表層のビッカース硬さと母材鋼板の１／４厚のビッカース硬さの比が０．３５未満であると、伸びフランジ性が劣化する。良好な伸びフランジ性を得るために、母材鋼板の表層のビッカース硬さと母材鋼板の１／４厚のビッカース硬さの比は、０．３８以上とすることが好ましい。
（合金化亜鉛めっき層）
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板の表面に合金化亜鉛めっき層が形成されている。合金化亜鉛めっき層は、合金化反応によって亜鉛めっき中に鋼中のＦｅが拡散してできたＦｅ－Ｚｎ合金を主体としており、合金化亜鉛めっき層中の鉄の含有量が質量％で８～１２％である。本発明においては、合金化亜鉛めっき層中の鉄の含有量が８～１２％であるので、高強度亜鉛めっき鋼板に曲げ加工を行った場合における合金化亜鉛めっき層の破壊・剥離を充分に防止できる。合金化亜鉛めっき層の鉄の含有量は、良好な耐フレーキング性を確保するために８．０％以上とされており、９．０％以上であることが好ましい。また、合金化亜鉛めっき層中の鉄の含有量は、良好な耐パウダリング性を確保するために１２．０％以下とされており、１１．０％以下であることが好ましい。また、合金化亜鉛めっき層には、不純物としてＡｌが含まれても良い。
　合金化亜鉛めっき層は、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｓｒ、Ｉ、Ｃｓ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有しても良く、あるいは、それらが混入されてもよい。合金化亜鉛めっき層が、上記の元素の１種または２種以上を含有、あるいは混入されたものであっても、本発明の効果は損なわれず、その含有量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。
　合金化亜鉛めっき層の付着量については特に制約は設けないが、耐食性の観点から２０ｇ／ｍ２以上、経済性の観点から１５０ｇ／ｍ２以下であることが望ましい。また、合金化亜鉛めっき層のの平均厚さは、１．０μｍ以上、５０μｍ以下とする。１．０μｍ未満では十分な耐食性が得られない。好ましくは２．０μｍ以上とする。一方、５０．０μｍ超では鋼板の強度を損なうため好ましくない。原料コストの観点からは、合金化亜鉛めっき層の厚さは薄いほど好ましく、３０．０μｍ以下であることが好ましい。
　更に、前記合金化亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物からなる皮膜とリンを含む複合酸化物からなる皮膜のいずれか一方もしくは両方が形成されていても良い。
（製造方法）
　次に、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を製造するには、最初に母材鋼板となる鋼板を製造する。鋼板を製造するには、まず、上述した化学成分（組成）を有するスラブを鋳造する。そして、１０５０℃以上に加熱し、８８０℃以上の仕上げ熱延温度で熱間圧延を完了し、７５０℃以下の温度域にて巻き取る熱間圧延工程を行う。
（熱間圧延工程）
　熱間圧延工程に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものを用いることができる。本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法は、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造－直接圧延（ＣＣ－ＤＲ）のようなプロセスに適合する。
　熱間圧延工程において、スラブ加熱温度は、１０５０℃以上にする必要がある。スラブ加熱温度が過度に低いと、仕上げ圧延温度がＡｒ３変態点を下回ってしまいフェライト及びオーステナイトの二相域での圧延が行われる。これにより、熱延板組織が不均質な混粒組織が生じ、冷間圧延工程及び連続焼鈍工程を経たとしても不均質な組織は解消されず、延性や曲げ性に劣る母材鋼板となる。また、スラブ加熱温度の低下は、過度の圧延荷重の増加を招き、圧延が困難となったり、圧延後の母材鋼板の形状不良を招いたりする懸念がある。スラブ加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、スラブ加熱温度の上限は１３５０℃以下とすることが望ましい。
　なお、Ａｒ３変態点は次の式により計算する。
　Ａｒ３＝９０１－３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ－９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）＋５２×Ａｌ
　上記式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ａｌは各元素の含有量［質量％］である。元素を含有していない場合は、０として計算する。
　また、仕上げ熱延温度は、８８０℃以上とする必要がある。仕上げ熱延温度が、８８０℃未満であると、仕上げ圧延時の圧延荷重が高くなって、熱間圧延が困難となったり、熱間圧延後に得られる熱延鋼板の形状不良を招いたりする懸念がある。また、熱間圧延の仕上げ熱延温度は、Ａｒ３変態点以上であることが好ましい。仕上げ熱延温度が、Ａｒ３点温度未満であると、熱間圧延がフェライト及びオーステナイトの二相域圧延となって、熱延鋼板の組織が不均質な混粒組織になる場合がある。
　一方、仕上げ熱延温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、仕上げ熱延温度を過度に高温とした場合、その温度を確保するためにスラブ加熱温度を過度に高温にしなければならない。このことから、仕上げ熱延温度の上限温度は、１０００℃以下とすることが望ましい。
　熱延鋼板の表面に形成される酸化物の厚さが過度に増大して、酸洗性が劣化することを防止するため、巻き取り温度は７５０℃以下とする。酸洗性をより一層高めるために、巻き取り温度は７２０℃以下であることが好ましく、７００℃以下であることがさらに好ましい。
　一方、巻き取り温度が５００℃未満となると熱延鋼板の強度が過度に高まり、冷間圧延が困難となるため、巻き取り温度は５００℃以上とする。冷間圧延の負荷を軽減するため、巻き取り温度は５５０℃以上とすることが好ましく、６００℃以上とすることがより好ましい。
　次に、このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行うことが好ましい。酸洗は、熱延鋼板の表面の酸化物を除去するものであることから、母材鋼板のめっき性向上のために重要である。また、酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けて行っても良い。
（冷間圧延工程）
　酸洗後の熱延鋼板は、そのまま連続焼鈍工程に供しても構わないが、酸洗した熱延鋼板に対して板厚の調整や形状矯正を目的として冷間圧延工程を行ってもよい。冷間圧延工程を行う場合、板厚精度が高く優れた形状を有する母材鋼板を得るために、圧下率を３０～７５％の範囲とすることが好ましい。圧下率が３０％未満であると、形状を平坦に保つことが困難であり、最終製品の延性が劣悪となる恐れがある。冷間圧延工程における圧下率は４０％以上であることが好ましく、４５％以上であることがより好ましい。一方、圧下率が７５％を超える冷延では、冷延荷重が大きくなりすぎて冷延が困難となる。このことから、圧下率は７５％以下であることが好ましい。冷延荷重の観点から、圧下率は７０％以下であることがより好ましい。
　なお、冷間圧延工程において、圧延パスの回数、各圧延パス毎の圧下率については特に規定することなく本発明の効果は発揮される。
（連続焼鈍工程）
　次に、熱間圧延工程後に得られた熱延鋼板、もしくは、冷間圧延工程後に得られた冷延鋼板を、連続焼鈍ラインに通板させる、連続焼鈍工程が行われる。本発明の連続焼鈍工程では、６００℃～Ａｃ１変態点間の温度範囲を１℃／秒以上の平均加熱速度で鋼板が加熱される。そして、（Ａｃ１変態点＋４０）～Ａｃ３変態点間の焼鈍温度で、かつ、ｌｏｇ（水分圧／水素分圧）が－３．０～０．０の雰囲気で、２０秒～６００秒、鋼板が滞留されるとともに、半径８００ｍｍ以下のロールを用いて２回以上の曲げ－曲げ戻し変形加工が鋼板に加えられ、表裏面の累積歪量の差を０．００５０以下とする処理が行われる。その後、７４０℃～６５０℃の温度範囲を１．０～５．０℃／秒の平均冷却速度で鋼板が冷却される。
　本発明では、連続焼鈍工程が行われることにより、熱延鋼板、もしくは、冷延鋼板の内部のＣ量の分布が制御されて、冷延鋼板の内側の硬度が確保されつつ、表層の硬度が適度に低くされる。
　連続焼鈍工程においては、まず、熱間圧延工程後に得られた熱延鋼板、もしくは、冷間圧延工程後に得られた冷延鋼板が、６００℃～Ａｃ１変態点間の温度範囲を１℃／秒以上の平均加熱速度で加熱される。鋼板の温度が６００℃以上になると、鋼板からの脱炭が開始される。６００℃～Ａｃ１変態点間の温度範囲では、鋼板に含まれる鉄は、内部も表面も同じｂｃｃ鉄である。本発明において、ｂｃｃ鉄とは、体心立方格子を持ったフェライト、ベイナイト、ベイニティックフェライト、マルテンサイトの総称である。
　６００℃～Ａｃ１変態点間の温度範囲では、鋼板に含まれる鉄は全てｂｃｃ鉄であるため、鋼板の表層の炭素だけでなく、鋼板の中心部の炭素も容易に最表層から抜け出しうる。６００℃～Ａｃ１変態点間の温度範囲の加平均熱速度が１℃／秒未満であると、鋼板が６００℃からＡｃ１変態点に達するまでに長時間要するため、６００℃～Ａｃ１変態点間の温度範囲において鋼板から抜け出すＣ量が多くなりすぎて、亜鉛めっき鋼板の強度が不十分となる恐れがある。亜鉛めっき鋼板の強度を確保するためには、６００℃～Ａｃ１変態点間の温度範囲の平均加熱速度が２℃／秒以上であることが好ましい。６００℃～Ａｃ１変態点間の平均加熱速度の上限は特に規定せずとも問題無いが、コストの観点から１００℃／秒以下とすることが好ましい。
　その後、Ａｃ１変態点に達した鋼板をさらに加熱し、鋼板を、（Ａｃ１変態点＋４０）℃～Ａｃ３変態点間の焼鈍温度で、かつｌｏｇ（水分圧／水素分圧）が－３．０～０．０の雰囲気に２０秒～６００秒滞留させるとともに、半径８００ｍｍ以下のロールを用いて、鋼板に２回以上の曲げ－曲げ戻し変形加工を行うことにより、表裏面の累積歪量の差を０．００５０以下とする焼鈍が行われる。
　（Ａｃ１変態点＋４０）℃～Ａｃ３変態点間の温度域（焼鈍温度）では、鋼板の表層のミクロ組織がｂｃｃ鉄であり、鋼板の中心部のミクロ組織がオーステナイトである状態となる。オーステナイトはｂｃｃ鉄と比較して、炭素を多く固溶できる。このため、炭素は、オーステナイトからｂｃｃ鉄へは拡散しにくく、ｂｃｃ鉄から外界あるいはオーステナイトへは容易に拡散する。したがって、焼鈍温度において、鋼板の中心部の炭素は中心部に留まり、鋼板の表層の炭素の一部は中心部に拡散し、残りが最表層から抜け出す。このことにより、鋼板は、中心部の炭素量が表層よりも多い分布を有するものとなる。
　焼鈍温度が（Ａｃ１変態点＋４０）℃未満であると、炭素がｂｃｃ鉄から外界あるいはオーステナイトへ拡散しにくくなり、鋼板のＣ量の分布が表層よりも中心部が多くならない。このため、焼鈍温度は、（Ａｃ１変態点＋５０）℃以上であることが好ましく、（Ａｃ１変態点＋４０）℃以上であることがより好ましい。また、焼鈍温度がＡｃ３変態点を超えると、ｂｃｃ鉄が存在できず、表層の硬度を制御することが困難となり、かつ、残留オーステナイトの体積分率が高まるため、曲げ性が劣化する。したがって、焼鈍温度は、（Ａｃ３－１０）℃以下であることが好ましく、（Ａｃ３－１５）℃以下であることがより好ましい。
　本発明においては、焼鈍を行う際の雰囲気をｌｏｇ（水分圧／水素分圧）が－３．０～０．０であるものとする。水分圧と水素分圧の比の対数を－３．０～０．０とすることで、焼鈍を行うことによる鋼板表層からの脱炭が適度に促進される。水分圧と水素分圧の比の対数が－３．０未満であると、焼鈍を行うことによる鋼板表層からの脱炭が不十分となる。脱炭を促進するために、水分圧と水素分圧の比の対数は、－２．５以上であることが好ましい。水分圧と水素分圧の比の対数が０．０超であると、焼鈍を行うことによる鋼板表層からの脱炭が過度に促進されて、亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の強度が不十分となる恐れがある。母材鋼板の強度を確保するために、水分圧と水素分圧の比の対数は、－０．５以下であることが好ましい。また、焼鈍を行う際の雰囲気は、窒素と水蒸気と水素とを含み、窒素を主体とするものであることが好ましく、窒素と水蒸気と水素の他に、酸素が含まれていてもよい。
　本発明において、上記の焼鈍温度および雰囲気での滞留時間は、２０秒～６００秒とされる。上記の滞留時間が２０秒未満であると、ｂｃｃ鉄から外界あるいはオーステナイトへと拡散する炭素の量が不十分となる。ｂｃｃ鉄から拡散する炭素の量を確保するために、滞留時間は、３５秒以上であることが好ましく、５０秒以上であることがより好ましい。また、上記の滞留時間が６００秒を超えると、最表層から抜け出す炭素の量が多くなり、表層の硬さが過度に低下する。表層の硬さを確保するために、滞留時間は、４５０秒以下であることが好ましく、３００秒以下であることがより好ましい。
　焼鈍を行う際に、焼鈍温度かつ上記の雰囲気で半径８００ｍｍ以下のロールを用いて２回以上の曲げ－曲げ戻し変形加工を行い、表裏面の累積歪量の差を０．００５０以下とする。この曲げ－曲げ戻し変形加工により、母材鋼板となる鋼板の表層に歪が導入されて、最表層が効率的にｂｃｃ鉄に変態される。本発明においては、表裏面の累積歪量の差を０．００５０以下とするので、最終的に得られる亜鉛めっき鋼板の母材鋼板における表裏面での曲げ性の偏りが充分に少ないものとなる。これに対し、鋼板の表層に導入された歪量が表裏のいずれか一方の面に偏って、表裏面の累積歪量の差が０．００５０を超えると、表裏面の硬さ分布がアンバランスとなり、最終的に得られる亜鉛めっき鋼板の母材鋼板においても表裏面で曲げ性が異なるものとなり、好ましくない。鋼板の表裏面の累積歪量の差は小さいほど好ましく、０．００３０以下とすることが好ましい。
　また、曲げ－曲げ戻し変形加工の回数は、特に上限は無いが、鋼板の表裏面の累積歪量が０．１００を超えると鋼板の形状を保てなくなるため、表裏面の累積歪量が０．１００以下である範囲であることが好ましい。
　曲げ－曲げ戻し変形加工において用いるロールは、半径８００ｍｍ以下である。ロールの半径を８００ｍｍ以下とすることで、鋼板の表層に容易に歪を導入できる。ロールの半径が８００ｍｍを超えると、鋼板の表面に充分に歪を導入できず、表層がｂｃｃ鉄に変態されないために、表層の硬度が充分に低くならない。
　曲げ－曲げ戻し変形加工では、曲げ外側において１度の曲げ加工で入るひずみ量が、引張ひずみで０．０００７以上～０．０９１以下の範囲に制限された曲げ加工を複数回行う。十分な相変態をさせるため、１度の曲げ加工で入るひずみ量は、曲げ外側において０．００１０以上であることが好ましい。１度の加工で曲げ外側に入るひずみ量が０．０９１を超えると、鋼板の形状が保てない。この観点から、１度の加工で曲げ外側に入るひずみ量は０．０５０以下が好ましく、０．０２５以下が更に好ましい。
　また、焼鈍の最高温度付近での曲げ－曲げ戻し変形加工により、鋼板の表層ではフェライト変態が進むが、歪の小さい鋼板の内部はフェライト変態が遅れてオーステナイトの比率が増え、表層と内部（１／４厚）の硬さに差が生じる。表層と内部（１／４厚）の硬さに有効な差を生じさせるためには、鋼板の板厚は、０．６ｍｍ以上、５．０ｍｍ以下であることが望ましい。０．６ｍｍ未満では、鋼板の形状を保つことが困難である。５．０ｍｍ超では、鋼板の温度を制御することが困難で、狙いの特性が得られない。また、ロール径が８００ｍｍ超では、鋼板の表層に十分なひずみを導入できない。ロール径の下限は特に定めないが、５０ｍｍ未満のロールを用いると設備の保守コストが増大するため、５０ｍｍ以上が好ましい。
　次に、曲げ－曲げ戻し変形加工を行った後の鋼板を、７４０℃～６５０℃の温度範囲において、１．０～５．０℃／秒の平均冷却速度で冷却する。このことにより、鋼板の中心部のミクロ組織にｂｃｃ鉄であるフェライトが生成され、それに伴って鋼板中心部から表層部へＣの一部が拡散される。このことにより、鋼板の中心部と表層とのＣ量の濃度差が小さくなり、鋼板中のＣ量の分布が、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板における表層のビッカース硬さと１／４厚のビッカース硬さの比「（表層のビッカース硬さ）／（１／４厚のビッカース硬さ）」の範囲に対応するものとなる。
　７４０℃～６５０℃の温度範囲での平均冷却速度が１．０℃／秒未満であると、７４０℃～６５０℃の温度範囲の滞在時間が長時間となってフェライトが多量に生成される。このため、鋼板の中心部から表層部へのＣの拡散が促進されて、鋼板の中心部の硬度と表層の硬度との差が不十分となる。また、７４０℃～６５０℃の温度範囲での平均冷却速度が５．０℃／秒を超えると、鋼板の中心部のミクロ組織に生成されるフェライトの量が不足して、鋼板の中心部と表層とのＣ量の濃度差が大きすぎてしまう。
　なお、曲げ－曲げ戻し変形加工を行った後、７４０℃～６５０℃の温度範囲において鋼板を１．０～５．０℃／秒の平均冷却速度で冷却する際には、ｌｏｇ（水分圧／水素分圧）が－３．０以下である雰囲気にされることが好ましい。このことによって、７４０℃～６５０℃の温度範囲における鋼板の表層部から外界へのＣの放散を止めることができ、より効率的に表層部のＣを増加させることができるとともに、高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の強度を確保できる。
　次に、本実施形態においては、６５０℃～５００℃の温度範囲において、鋼板を５～２００℃／秒の平均冷却速度で冷却する。鋼板が５００℃以下の温度範囲に冷却されることにより、鋼板の中心部のミクロ組織におけるフェライトの成長が停止され、鋼板の中心部と表層部との間の長距離のＣの拡散が停止される。
　６５０℃～５００℃の温度範囲での平均冷却速度が５℃／秒未満であると、パーライトおよび／または鉄系炭化物が多量に生成するため、残留オーステナイトが不十分となる。この観点から、平均冷却速度は７．０℃／秒以上であることが好ましく、８．０℃／秒以上であることがより好ましい。一方、６５０℃～５００℃の温度範囲での平均冷却速度の上限は特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、平均冷却速度が２００℃／秒を超えるには特殊な設備が必要となり、コストの観点から冷却速度の上限を２００℃／秒とする。
　次に、本実施形態においては、鋼板を、５００℃～４００℃の温度範囲で１５～１０００秒停留させることが好ましい。このことにより、母材鋼板となる鋼板は、好ましい量の残留オーステナイト、ベイナイトおよび／またはベイニティックフェライトを得る。４００℃以下では、ベイナイト変態が過度に進行し、残留オーステナイトへのＣ濃化が進むため、多くの残留オーステナイトが残ることから、残留オーステナイトの体積分率を８％以下とすることが難しくなる。また、５００℃～４００℃の温度範囲での停留時間が１０００秒を超えると、破壊の起点として働く粗大な鉄系炭化物が生成し成長するため、曲げ性が大きく劣化する。
（めっき合金化工程）
　次に、連続焼鈍工程後の鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬してから４７０～６５０℃の温度で１０～１２０秒滞留する合金化処理を行う。これにより、母材鋼板の表面にＺｎ－Ｆｅ合金を含み、鉄の含有量が８～１２％である合金化亜鉛めっき層が形成された本発明の高強度亜鉛めっき鋼板が形成される。
　なお、通常、母材鋼板の炭素含有量が多いほど、合金化亜鉛めっき層に含まれる鉄の含有量が低いものになるとともに、母材鋼板と合金化亜鉛めっき層との密着性が低いものとなる。また、本発明においては、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板とするために、強度を向上させる元素である炭素を多く含有させている。しかし、本発明においては、連続焼鈍工程後に得られた母材鋼板となる冷延鋼板の表層の炭素濃度が低いため、めっき合金化工程において、鉄の含有量が８～１２％である密着性に優れた合金化亜鉛めっき層が形成される。
　亜鉛めっき浴としては、特に限定されるものではなく、亜鉛めっき浴中にＰｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｓｒ、Ｉ、Ｃｓ、ＲＥＭの１種または２種以上が混入されていても本発明の効果を損なわず、その量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。また、亜鉛めっき浴中にＡｌが含まれていても良い。この場合、浴中のＡｌ濃度が０．０５％以上、０．１５％以下とすることが好ましい。
　また、合金化処理の温度は、４８０～５６０℃であることが好ましく、合金化処理の滞留時間は、１５～６０秒であることが好ましい。
　本実施形態においては、合金化処理後に、２００～３５０℃の温度で３０～１０００秒滞留させることが好ましい。このことにより、高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板組織が、焼戻しマルテンサイトを含むものとなる。その結果、高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板組織が、残留オーステナイト、フェライト、ベイナイトおよび／またはベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトを有するものになり、このような母材鋼板組織を有することにより、上述した硬度分布の尖度Ｋ＊が－０．３０以下であるものとなる。
　なお、合金化処理後に、２００～３５０℃の温度で３０～１０００秒滞留させることに代えて、合金化処理後の鋼板を３５０℃以下まで冷却してマルテンサイトを生成させた後、３５０℃以上、５５０℃以下の温度範囲まで再加熱し、２秒以上滞留させることにより、焼戻しマルテンサイトを生成させても良い。また、連続焼鈍工程で５００℃以下の温度域まで冷却された鋼板を、さらに３５０℃以下まで冷却してマルテンサイトを生成させてから再加熱し、４００～５００℃で滞留させることによっても、母材鋼板組織中に焼戻しマルテンサイトが生成される。
　さらに、本実施形態においては、室温まで冷却した高強度亜鉛めっき鋼板に対して、形状矯正のために圧下率０．０５～３．００％で冷間圧延を施しても構わない。
　なお、本発明は、上記の例に限定されるものではない。
　例えば、本発明においては、上述した方法により得られた亜鉛めっき鋼板の合金化亜鉛めっき層の表面に、Ｐ酸化物および／またはＰを含む複合酸化物からなる皮膜を付与しても構わない。
　リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜は、鋼板を加工する際に潤滑剤として機能させることができ、母材鋼板の表面に形成した合金化亜鉛めっき層を保護することができる。
　本発明を、実施例を用いてさらに詳しく説明する。
　表１および表２に示すＡ～Ｚ、ＡＡ～ＡＣ、表３に示すＢＡ～ＢＦの化学成分（組成）を有するスラブを鋳造し、鋳造後直ちに表４～表７に示す条件（スラブ加熱温度、仕上げ熱延温度）で熱間圧延し、冷却し、表４～表７に示す温度で巻き取り、酸洗を施した。実験例４、１０、１６、２２、４９、５４、１０２、１０６は熱間圧延そのまま（冷間圧延なし）、他の実験例は表３～表５に示す条件（圧下率）の冷間圧延を施した。そして、各実験例１～１０９、２０１～２１８の鋼板について、表８～表１１に示す条件で連続焼鈍工程とめっき合金化工程を施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　表８～表１１におけるＡｃ１変態点温度およびＡｃ３変態点温度は、焼鈍処理を行う前に、表４～７の条件で処理した鋼板から小片を切り出し、１０℃／秒で加熱した際の体積膨張曲線を測定し求めた。
　焼鈍においては、６００℃～Ａｃ１変態点間の温度範囲を表８～表１１に記載の平均加熱速度で通過し、表８～表１１８に記載の最高加熱温度（焼鈍温度）まで加熱し、水分圧と水素分圧（ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を表８～表１１に記載の条件で制御した窒素を主体とする雰囲気で、表８～表１１に記載の滞留時間（連続焼鈍工程の滞留時間）で滞留させる脱炭処理を行った。
　脱炭処理中（連続焼鈍工程中）に、実験例１～１２および実験例１６～２９では、半径４５０ｍｍのロールを用い、合計６回の曲げ－曲げ戻し変形加工を施した。実験例１３～１５では、半径４５０ｍｍのロールを用い、合計７回の曲げ－曲げ戻し変形加工を施した。実験例３０～４４では、半径７３０ｍｍのロールを用い、合計４回の曲げ－曲げ戻し変形加工を施した。実験例４５～４８、実験例５５～６９、実験例７３～１０９では、半径６００ｍｍのロールを用い、合計６回の曲げ－曲げ戻し変形加工を施した。実験例４９～５４、実験例７０～７２では、半径７８０ｍｍのロールを用い、合計６回の曲げ－曲げ戻し変形加工を施した。
　一方、実験例２０１～２１８では、表１１に示す曲げ曲げ戻し変形加工回数で複数回（２～１２回）の曲げ－曲げ戻し変形加工を行った。また、実験例２０１～２１８では、曲げ－曲げ戻し変形加工を行うロールの半径を変化させた。実験例２０１～２１８について行った各曲げ－曲げ戻し変形加工に用いたロールの最小ロール半径（ｍｍ）、平均ロール半径（ｍｍ）を表１１に示す。また、曲げ－曲げ戻し変形加工において、鋼板の表面および裏面のそれぞれに導入された総ひずみ量のうち、大きい方のひずみ量を最大合計ひずみとして示した。また、実験例２０１～２１８では、鋼板の板厚を０．７０～８．００ｍｍに変化させた。
　表８～表１１に記載の△εは、曲げ－曲げ戻し変形加工を行ったことにより導入される歪量を、鋼板の表裏面それぞれについて計算し、その差の絶対値を示したものである。
　その後、７４０℃～６５０℃の温度範囲を表８～表１１に示す平均冷却速度で冷却し、６５０℃～５００℃の温度範囲を表８～表１１に示す平均冷却速度で冷却した。なお、実験例４７および５２では、７４０℃～６５０℃の温度範囲にて鋼板を冷却する際に、冷却槽内の雰囲気をｌｏｇ（水分圧／水素分圧）＝－４．０とした。
　次に、冷却後の鋼板を、５００～４００℃の温度範囲で表８～表１１に記載の停留時間（連続焼鈍工程と合金化処理の間の滞留時間）で停留させた。その後、鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、表８～表１１に記載の温度で表８～表１１に記載の滞留時間で滞留する合金化処理を行った。
　合金化処理後、２００～３５０℃の温度範囲で表８～表１１に記載の滞留時間（合金化処理の滞留時間）で滞留させた。
　室温まで冷却後、実験例７～３４では圧下率０．１５％の冷間圧延を施し、実験例５３では圧下率１．５０％の冷間圧延を施し、実験例５４では圧下率１．００％の冷間圧延を施し、条件６１～１００では圧下率０．２５％の冷間圧延を施した。
　その後、実験例９および４９では亜鉛めっき鋼板の表層にＰを含む複合酸化物からなる皮膜を付与した。
　実験例９および４９は合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面にＰを含む複合酸化物からなる皮膜を付与した例であり、成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
　実験例１～１０９、２０１～２１８の鋼板における１／８厚から３／８厚の範囲におけるミクロ組織を観察し体積分率を測定した。その結果を、表１２～表１５に示す。表１２～表１５において、「Ｆ」はフェライトを意味し、「Ｂ」はベイナイトを意味し、「ＢＦ」はベイニティックフェライトを意味し、「ＴＭ」は焼戻しマルテンサイトを意味し、「Ｍ」はフレッシュマルテンサイトを意味し、「残留γ」残留オーステナイトを意味する。
　ミクロ組織分率のうち、残留オーステナイト量はＸ線回折によって測定し、他は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を切り出し、鏡面に研磨した断面をナイタールエッチングし、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて観察して求めた。
　また、ＥＤＸを用いて、合金化亜鉛めっき層の１／２厚さにおける鉄の含有量を測定した。その結果を、表１２～表１５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
　以下に示す方法により、実験例１～１０９、２０１～２１８の硬度を測定した。その結果を表１６～表１９に示す。
　母材鋼板の表層および１／４厚における硬さは、圧延方向に互いに１ｍｍ以上離れた５ヶ所においてビッカース硬さを測定し、最大値と最小値を破棄し、残り３点の平均値とした。ビッカース硬さの測定では、荷重を１００ｇｆとした。なお、表層のビッカース硬さは、合金化亜鉛めっき層と母材鋼板との界面から母材鋼板側へ４０μｍ入った線上において測定した。
　硬度分布の尖度Ｋ＊は、ベルコビッチタイプの三角すい圧子を備えたダイナミック微小硬度計を用いて、押込み深さ測定法にて、押込み荷重１ｇ重で硬度を測定した結果を用いて算出した。なお、硬度の測定位置は、鋼板の板面に垂直で、かつ、圧延方向（圧下方向）に平行な板厚断面における板厚の１／４を中心として１／８厚～３／８厚の範囲とした。また、硬度の測定値の全数は１０００とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000020
　表２０～表２３に実験例１～１０９、２０１～２１８の鋼板の特性を以下に示す方法により評価した結果を示す。
　実験例１～１０９、２０１～２１８の鋼板からＪＩＳ　Ｚ　２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して行い、降伏応力「ＹＳ」、引張強度「ＴＳ」、全伸び「ＥＬ」を測定した。
　また、フランジ性を評価する穴広げ試験（ＪＦＳＴ１００１）を行い、伸びフランジ性の指標である穴広げ限界値「λ」を算出した。
　また、９０度Ｖ曲げ試験を行った。実験例１～１０９の鋼板から３５ｍｍ×１００ｍｍの試験片を切り出し、シャー切断面を機械研削し、曲げ半径を板厚の２倍として評価した。そして所定の形状となったものを合格（○）、所定の形状にならなかったものを不合格（×）とした。また、曲げ試験時には割れ、ネッキングおよびめっき剥離の有無を目視にて個別に評価し、それらが完全に無いものを合格（○）、あるものを不合格（×）とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000021
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000022
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000023
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000024
　表２０～表２３に示すように、実験例１～１０９、２０１～２１８のうち本発明の実施例である実験例は全て、引張強度が９００ＭＰａ以上であり、かつ曲げ試験の結果が全て○であった。
　これに対し、実験例１～１０９、２０１～２１８のうち比較例である実験例は、引張強度が９００ＭＰａ未満であるか、曲げ試験の結果に×が含まれており、高強度と曲げ性の両方に優れることを満足しなかった。
　実験例１０７はＣの添加量が少なく、硬質組織が得られないため、強度が劣位である。
　実験例１０８はＳｉの添加量が少なく、軟質組織の固溶強化が不十分であり、鋼板の表層硬さが内部と比べて大きく軟化するため、伸びフランジ性および強度が劣位である。
　実験例１０９はＭｎの添加量が少なく、破壊の起点となる残留オーステナイトの体積分率が大きいため、伸びフランジ性および曲げ性が劣位である。
　実験例９４は熱間圧延の完了温度が低い例であり、ミクロ組織が一方向に伸長した不均質なものとなるため、延性、伸びフランジ性および曲げ性が劣位である。
　実験例９８は熱間圧延後にコイルへ巻取る温度が高い例であり、ミクロ組織が非常に粗大なものとなるため、延性、伸びフランジ性および曲げ性が劣位である。
　実験例６は焼鈍工程における加熱速度が遅い例であり、鋼板の脱炭が進み、表層の硬さが大きく低下したため、伸びフランジ性および曲げ性が劣位である。
　実験例１１は焼鈍工程における最高加熱温度が低い例であり、破壊の起点となる粗大な鉄系炭化物を多数含むため、延性、伸びフランジ性および曲げ性が劣位である。
　一方、実験例１２は焼鈍工程における最高加熱温度が高い例であり、破壊の起点となる残留オーステナイトの体積分率が大きいため、伸びフランジ性および曲げ性が劣位である。
　実験例１７は脱炭処理温度域における滞留時間が短い例であり、表層の硬さが過度に高いため、曲げ性が劣位である。
　一方、実験例１８は脱炭処理温度域における滞留時間が長い例であり、表層の硬さが過度に低下したため、伸びフランジ性および曲げ性が劣位である。
　実験例２３は脱炭処理温度域における雰囲気中の水蒸気分圧が高い例であり、表層の硬さが過度に低下したため、曲げ性が劣位である。
　一方、実験例２４は脱炭処理温度域における雰囲気中の水蒸気分圧が低い例であり、表層の硬さが過度に高いため、曲げ性が劣位である。
　実験例２８、２９は脱炭処理温度域において表面および裏面のそれぞれに導入された総ひずみ量の差、△εが大きい例であり、曲げ性が劣位である。
　実験例３３は７４０℃～６５０℃の平均冷却速度が低い例であり、鋼板内部の硬さ分布における尖度が大きいため、伸びフランジ性および曲げ性が劣位である。
　一方、実験例３４は７４０℃～６５０℃の平均冷却速度が高い例であり、鋼板内部の硬さ分布における尖度が大きいため、延性および曲げ性が劣位である。
　実験例５は６５０℃～５００℃の平均冷却速度が低い例であり、鋼板表層と内部との硬度差が小さく、また、鉄系炭化物が多量に生成しており、曲げ性が劣位である。
　実験例３８はめっき層の合金化処理温度が高い例であり、めっき層中のＦｅ％が過剰であり、また、鋼板内部に破壊の起点となる粗大な鉄系炭化物が生成したため、延性、伸びフランジ性および曲げ性が劣位である。
　一方、実験例３９はめっき層の合金化処理温度が低い例であり、めっき層中のＦｅ％が不足し、曲げ性が劣位である。
　実験例４３はめっき層の合金化処理時間が短い例であり、めっき層中のＦｅ％が不足し、曲げ性が劣位である。
　一方、実験例４４はめっき層の合金化処理時間が長い例であり、鋼板内部に破壊の起点となる粗大な鉄系炭化物が生成したため、延性、伸びフランジ性および曲げ性が劣位である。
　実験例２０３は鋼板の板厚が著しく薄く、鋼板の平坦度が保てず、所定の特性評価試験を行えなかった。
　実験例２０６は表面および裏面のそれぞれに導入された総ひずみ量の差、Δεが大きい例であり、曲げ性が劣位である。
　実験例２０９および２１８は１回の曲げ加工によって導入されるひずみ量が小さく、表層の硬さが過度に硬いため、曲げ性が劣位である。
　実験例２１２および２１５は１回の曲げ加工によって導入されるひずみ量が大きく、鋼板の形状が損なわれ、十分な平坦度が得られず、所定の特性評価試験を行えなかった。

Claims (11)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０７５～０．３００％、
    Ｓｉ：０．３０～２．５０％、
    Ｍｎ：１．３０～３．５０％、
    Ｐ：０．００１～０．０５０％、
    Ｓ：０．０００１～０．０１００％、
    Ａｌ：０．００５～１．５００％、
    Ｎ：０．０００１～０．０１００％、
    Ｏ：０．０００１～０．０１００％、
    を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる母材鋼板の表面に、合金化亜鉛めっき層が形成されてなる引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板であり、
    　前記母材鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲において、残留オーステナイトが体積分率で８％以下に制限され、
    　前記母材鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲において、直径１μｍ以下の測定領域を複数設定して、前記複数の測定領域における硬度の測定値を小さい順に並べて硬度分布を得るとともに、硬度の測定値の全数に０．０２を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り上げて得た整数Ｎ０．０２を求め、最小硬度の測定値からＮ０．０２番目に大きな測定値の硬度を２％硬度とし、また、硬度の測定値の全数に０．９８を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り下げて得た整数Ｎ０．９８を求め、最小硬度の測定値からＮ０．９８番目に大きな測定値の硬度を９８％硬度としたとき、前記２％硬度と前記９８％硬度の間における前記硬度分布の尖度Ｋ＊が－０．３０以下であり、
    　前記母材鋼板の表層のビッカース硬さと、前記母材鋼板の１／４厚のビッカース硬さの比が０．３５～０．７０であり、
    　前記合金化亜鉛めっき層の鉄の含有量が、質量％で８～１２％である、曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記母材鋼板の組織が、前記母材鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲において、体積分率で１０～７５％のフェライトと、合計で１０～５０％のベイニティックフェライトとベイナイトのいずれか一方もしくは両方と、１０～５０％の焼戻しマルテンサイトとを含み、フレッシュマルテンサイトが体積分率で１５％以下に制限され、パーライトが体積分率で５％以下に制限された、請求項１に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記母材鋼板がさらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．００５～０．１５０％、
    Ｎｂ：０．００５～０．１５０％の１種または２種を含有する、請求項１に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
  4. 　前記母材鋼板がさらに、質量％で、
    Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
    Ｃｒ：０．０１～２．００％、
    Ｎｉ：０．０１～２．００％、
    Ｃｕ：０．０１～２．００％、
    Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    Ｗ：０．０１～１．００％の１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
  5. 　前記母材鋼板がさらに、質量％で、
    Ｖ：０．００５～０．１５０％含有する、請求項１に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
  6. 　前記母材鋼板がさらに、
    Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１～０．５０００質量％含有する、請求項１に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
  7. 　前記合金化亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物からなる皮膜とリンを含む複合酸化物からなる皮膜のいずれか一方もしくは両方が形成されている、請求項１に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
  8. 　質量％で、
    Ｃ：０．０７５～０．３００％、
    Ｓｉ：０．３０～２．５０％、
    Ｍｎ：１．３０～３．５０％、
    Ｐ：０．００１～０．０５０％、
    Ｓ：０．０００１～０．０１００％、
    Ａｌ：０．００５～１．５００％、
    Ｎ：０．０００１～０．０１００％、
    Ｏ：０．０００１～０．０１００％、
    を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるスラブを１０５０℃以上に加熱し、８８０℃以上の仕上げ熱延温度で熱間圧延を完了し、７５０℃以下の温度域にて巻き取る熱間圧延工程と、
    　鋼板を、６００℃～Ａｃ１変態点間の温度範囲を１℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、（Ａｃ１変態点＋４０）℃～Ａｃ３変態点間の焼鈍温度で、かつｌｏｇ（水分圧／水素分圧）が－３．０～０．０の雰囲気で２０秒～６００秒滞留するとともに、半径８００ｍｍ以下のロールを用いて２回以上の曲げ－曲げ戻し変形加工を行い、表裏面の累積歪量の差を０．００５０以下とした後、７４０℃～６５０℃の温度範囲を１．０～５．０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、６５０℃～５００℃の温度範囲を５～２００℃／秒の平均冷却速度で冷却する連続焼鈍工程と、
    　連続焼鈍工程後の鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬してから４７０～６５０℃の温度で１０～１２０秒滞留する合金化処理を行うめっき合金化工程と、
    を備える、曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  9. 　前記熱間圧延工程後、前記連続焼鈍工程の前に、３０～７５％の圧下率で冷延する冷間圧延工程を行う、請求項８に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  10. 　前記合金化処理工程後に、２００～３５０℃の温度で３０～１０００秒滞留する、請求項８に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  11. 　前記合金化処理工程後に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜を付与する工程を行う、請求項８に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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