JP2012031462A - 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Abstract


【課題】成形性と耐衝撃性を兼ね備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、C ：0.05％以上0.5％以下、Si：0.01％以上2.5％以下、Mn：0.5％以上3.5％以下、P ：0.003％以上0.100％以下、S ：0.02％以下、Al：0.010％以上0.5％以下、B ：0.0002％以上0.005％以下、Ti：0.05％以下を含有し、且つ、Ti > 4Nを満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、面積率で60％以上95％以下の焼戻しマルテンサイトと、面積率で5％以上20％以下の残留オーステナイトを含み、或いはさらに、面積率で10％以下（0％含む）のフェライトおよび／または面積率で10％以下（0％含む）のマルテンサイトを含み、且つ、前記焼戻しマルテンサイトの平均粒径が5μm以下である組織を有する溶融亜鉛めっき鋼板とする。
【選択図】 なし

Description

本発明は、自動車用部品等の素材に好適な、優れた成形性と耐衝撃性を兼ね備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
地球環境保全の観点からCO2排出量を削減すべく、自動車車体の強度を維持しつつその軽量化を図り、自動車の燃費を改善することが、自動車業界においては常に重要な課題とされている。自動車車体の強度を維持しつつその軽量化を図るうえでは、自動車部品用素材となる鋼板の高強度化により、鋼板を薄肉化することが有効である。
一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工やバーリング加工等によって成形される。そのため、自動車部品用素材として用いられる高強度鋼板には、所望の強度を有することに加えて、優れた成形性、すなわち、伸びおよび伸びフランジ性を有することも要求される。
更に、自動車部品用素材においては、最も重視すべき特性の一つとして、耐衝撃性が挙げられる。自動車の衝突時、鋼板からなる自動車の各部位が受ける歪速度は、103/s程度にまで達する。そのため、例えばピラー、メンバー、バンパー等の自動車部品には、自動車が走行中、万一衝突した場合に乗員の安全を確保するに十分な耐衝撃性、すなわち、衝突時に上記の如く高い歪速度を受けた場合であっても優れた衝突エネルギー吸収能を発揮するような耐衝撃性を具えた高強度鋼板を適用し、自動車の衝突安全性を確保する必要がある。
以上の理由により、特に自動車業界では、強度のみならず、伸びおよび伸びフランジ性等の成形性、更には、耐衝撃性をも兼ね具えた高強度鋼板の開発要望が高く、現在までに数多くの研究開発が為され、様々な技術が提案されている。
例えば、特許文献１には、フェライトとマルテンサイトからなるDP（Dual Phase）鋼板について、フェライトおよびマルテンサイト各々の平均粒径と体積率を調整することにより、歪速度：103/sでの降伏応力を高め、耐衝撃性を向上させる技術が提案されている。しかしながら、本来降伏強度が低いDP鋼板が高い衝撃吸収能を示すのは、プレス加工等により比較的大きな加工歪が導入され、これに続く塗装焼付け工程で歪時効を生じて降伏応力が大きく上昇するためである。それゆえ、曲げ加工等、加工量の小さい部位（部品）では、導入される加工歪が小さいため、塗装焼付け工程後の降伏応力上昇効果はあまり期待できず、必ずしも十分な衝突エネルギー吸収能を発揮しないという問題が見られる。
また、DP鋼板は、10〜30％の高歪域において優れた衝突エネルギー吸収能を示すことを特徴とするものであり、低歪域においては十分な衝突エネルギー吸収能を発揮しない。そのため、DP鋼板は、全面衝突する部位（部品）等、ある程度変形することにより衝突エネルギーを吸収する部位（部品）には適しているものの、側面衝突する部位（部品）等、すなわち、乗員保護の観点から大きな変形を伴うことなく小さい歪領域で高衝突エネルギー吸収能を必要とする部位（部品）に適用するには、耐衝撃性が不十分である。
また、特許文献２には、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したTRIP（Transformation Induced Plasticity）鋼板について、ベイナイト量を調整することにより、焼付硬化量を増大させ、衝突エネルギー吸収能を向上させる技術が提案されている。しかしながら、DP鋼板と同様、TRIP鋼板も、曲げ加工等、加工量の小さい部位（部品）では必ずしも十分な衝突エネルギー吸収能を発揮せず、また、小さい歪領域で高衝突エネルギー吸収能を必要とする部位（部品）には適さないという問題が見られる。
これらの従来技術に対し、特許文献３では、冷延鋼板について、鋼板組織をフェライト主体とし、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトのうち１種または２種以上からなる低温変態相の体積率、平均結晶粒径、並びに、該低温変態相間の平均距離を調整することにより、鋼板の耐衝撃性を向上させる技術が提案されている。
しかしながら、特許文献３で提案された技術では、耐衝撃性以外の鋼板特性が不十分である。係る技術では、フェライト主体とした鋼板組織としているため、鋼板の引張強さ(TS)は1200MPa未満であり、十分な強度が得られていない。また、係る技術では、鋼板の伸びフランジ性について検討されておらず、十分な成形性を有するものとは云い難い。
また、自動車部品は厳しい腐食環境下で使用されることが多いため、昨今、高強度であり且つ耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が、自動車部品用素材として広く用いられている。更に、今日では自動車部品用素材において、より一層の高強度化が推進されており、引張強さ：1200MPa以上の鋼板の適用が検討されつつある。
このような要求に対し、例えば特許文献４には、鋼板組織を焼戻しマルテンサイト主体とし、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの面積率を調整することにより高強度化するとともに伸びおよび伸びフランジ性を向上させる技術が提案されている。そして、係る技術によると、引張強さ(TS)：1200MPa以上の高強度且つ加工性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が得られるとされている。
しかしながら、特許文献４で提案された技術では、鋼板の耐衝撃性について検討されていない。そのため、係る技術によると、高強度かつ優れた加工性を有する溶融亜鉛めっき鋼板が得られるものの、その耐衝撃性は十分とは云えず、特に、小さい歪領域での衝突エネルギー吸収能について改善の余地が見られる。
特開平９−１１１３９６号公報 特開２００１−０１１５６５号公報 特開２００８−２３１４８０号公報 特開２００９−２０９４５０号公報
以上のように、高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関し、従来技術では、引張強さ(TS)：1200MPa以上の強度を有するとともに、成形性（伸びおよび伸びフランジ性）、および耐衝撃性がともに優れた鋼板を得ることができず、特に、耐衝撃性について十分な検討が為されていないという問題がある。自動車業界において最も重視すべき事項とされている乗員の安全確保という観点から、衝突エネルギー吸収能が要求される自動車部品に、係る引張強さ：1200MPa以上の鋼板を適用するうえでは、耐衝突性を改善することが不可欠となる。
本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決し、自動車部品用素材として好適な、引張強さ(TS)：1200MPa以上、かつ、穴拡げ率(λ)：50％以上であるような成形性（伸びおよび伸びフランジ性）を有することに加えて、耐衝撃性をも兼ね備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
上記課題を解決すべく、本発明者らは、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の強度と成形性（伸びおよび伸びフランジ性）に加え、耐衝撃性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、以下のような知見を得た。
１）鋼組成、特にBを含有させるとともに、Ti含有量とN含有量との比率を適切に調整したうえ、鋼組織を、焼戻しマルテンサイト主体とし、残留オーステナイト、或いは更にフェライトおよびマルテンサイトを所望の面積率とすることにより、高強度化と成形性（伸びおよび伸びフランジ性）向上の両立が可能となり、更に上記焼戻しマルテンサイトを微細化（平均粒径：5μm以下）することにより、鋼板の耐衝撃性が飛躍的に向上すること。
２）上記１）の鋼組成を有する鋼素材から高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造するに際し、仕上げ圧延温度をA3変態点以上とする熱間圧延を施したのち、巻き取り温度まで30℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、300℃以上550℃以下の巻き取り温度で巻き取り熱延板とし、該熱延板に、或いは該熱延板に冷間圧延を施し得られる冷延板に、500℃以上A1変態点以下の温度域を5℃/s以上の平均加熱速度として(A3変態点−20℃)以上(A3変態点＋80℃)以下の焼鈍温度まで加熱して均熱保持し、冷却後、再加熱して均熱保持する所望の熱処理を施し、その後溶融亜鉛めっき処理を施すことにより、上記１）の鋼組織を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られること。
なお、本発明において、焼戻しマルテンサイトの微細化により耐衝撃性が向上する理由については必ずしも明確ではないが、焼戻しマルテンサイトの粒径が小さくなることにより、自動車の衝突時等に生じる鋼板の動的変形において、亀裂の伝搬経路が増大し、衝突エネルギーが分散されることで、より大きな衝突エネルギーが吸収可能となるものと推測される。
また、上記の製造条件により焼戻しマルテンサイトが微細化する理由についても必ずしも明確ではないが、次のように推測される。すなわち、300℃以上550℃以下の巻き取り温度で巻き取り熱延板とすることにより、焼鈍処理前の鋼組織が転位密度の高いベイナイト或いはマルテンサイトとなり、オーステナイトの核生成サイトが増加する。更に、500℃以上A1変態点以下の温度域を5℃/s以上の平均加熱速度として焼鈍温度まで加熱することにより、上記転位密度の高いベイナイト或いはマルテンサイトからの逆変態により生成するオーステナイトは極めて微細となる。この極めて微細なオーステナイトは、焼鈍温度保持後に低温域まで急冷することにより、その一部が極めて微細なマルテンサイトに変態し、残りは未変態オーステナイトとなる。そして、続いて所望の再加熱温度に加熱保持することにより、上記マルテンサイトが焼戻されて焼戻しマルテンサイトとなるが、マルテンサイトが極めて微細であるため、焼戻しにより得られる焼戻しマルテンサイトも微細になるものと推測される。
本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
（１）基板表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記基板が、質量％で、
C ：0.05％以上0.5％以下、 Si：0.01％以上2.5％以下、
Mn：0.5％以上3.5％以下、 P ：0.003％以上0.100％以下、
S ：0.02％以下、 Al：0.010％以上0.5％以下、
Ｂ：0.0002％以上0.005％以下、 Ti：0.05％以下
を含有し、且つ、Ti > 4Nを満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、面積率で60％以上95％以下の焼戻しマルテンサイトと、面積率で5％以上20％以下の残留オーステナイトを含み、且つ、前記焼戻しマルテンサイトの平均粒径が5μm以下である組織を有することを特徴とする、成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）（１）において、前記組織が、さらに面積率で10％以下（0％を含む）のフェライトおよび／または面積率で10％以下（0％を含む）のマルテンサイトを含むことを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％でCr：0.005％以上2.00％以下、Mo：0.005％以上2.00％以下、V：0.005％以上2.00％以下、Ni：0.005％以上2.00％以下、Cu：0.005％以上2.00％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）（１）ないし（３）の何れかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％でNb：0.01％以上0.20％以下を含有することを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（５）（１）ないし（４）の何れかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％でCa：0.001％以上0.005％以下、REM：0.001％以上0.005％以下の１種または２種を含有することを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（６）（１）ないし（５）の何れかにおいて、前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（７）質量％で、
C ：0.05％以上0.5％以下、 Si：0.01％以上2.5％以下、
Mn：0.5％以上3.5％以下、 P ：0.003％以上0.100％以下、
S ：0.02％以下、 Al：0.010％以上0.5％以下、
Ｂ：0.0002％以上0.005％以下、 Ti：0.05％以下
を含有し、且つ、Ti > 4Nを満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブに、仕上げ圧延温度をA3変態点以上とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、続いて巻き取り温度まで30℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、300℃以上550℃以下の巻き取り温度で巻き取り熱延板としたのち、該熱延板を、500℃以上A1変態点以下の温度域を5℃/s以上の平均加熱速度として(A3変態点−20℃)以上(A3変態点＋80℃)以下の焼鈍温度まで加熱し、該焼鈍温度に10秒以上保持したのち、750℃から100℃以上350℃以下の温度域まで30℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、続いて300℃以上600℃以下の温度まで再加熱し、該温度に10秒以上600秒以下保持する熱処理を施したのち、溶融亜鉛めっき処理を施し、或いは更に合金化処理を施すことを特徴とする、成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（８）質量％で、
C ：0.05％以上0.5％以下、 Si：0.01％以上2.5％以下、
Mn：0.5％以上3.5％以下、 P ：0.003％以上0.100％以下、
S ：0.02％以下、 Al：0.010％以上0.5％以下、
Ｂ：0.0002％以上0.005％以下、 Ti： 0.05％以下
を含有し、且つ、Ti > 4Nを満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブに、仕上げ圧延温度をA3変態点以上とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、続いて巻き取り温度まで30℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、300℃以上550℃以下の巻き取り温度で巻き取り熱延板としたのち、該熱延板を酸洗後、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とし、該冷延板を、500℃以上A1変態点以下の温度域を5℃/s以上の平均加熱速度として(A3変態点−20℃)以上(A3変態点＋80℃)以下の焼鈍温度まで加熱し、該焼鈍温度に10秒以上保持したのち、750℃から100℃以上350℃以下の温度域まで30℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、300℃以上600℃以下の温度まで再加熱し、該温度に10秒以上600秒以下保持する熱処理を施したのち、溶融亜鉛めっき処理を施し、或いは更に合金化処理を施すことを特徴とする、成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（９）（７）または（８）において、前記組成に加えてさらに、質量％でCr：0.005％以上2.00％以下、Mo：0.005％以上2.00％以下、V：0.005％以上2.00％以下、Ni：0.005％以上2.00％以下、Cu：0.005％以上2.00％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１０）（７）ないし（９）の何れかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％でNb：0.01％以上0.20％以下を含有することを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１１）（７）ないし（１０）の何れかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％でCa：0.001％以上0.005％以下、REM：0.001％以上0.005％以下の１種または２種を含有することを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明によれば、自動車部品用素材として好適な、引張強さ(TS)：1200MPa以上で、かつ、成形性（伸びおよび伸びフランジ性）と耐衝撃性を兼ね備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られ、産業上格段の効果を奏する。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明鋼板は、基板表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板である。
まず、本発明鋼板の基板となる鋼板組織の限定理由について説明する。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の基板となる鋼板は、面積率で60％以上95％以下の焼戻しマルテンサイトと、面積率で5％以上20％以下の残留オーステナイトを含み、或いはさらに、面積率で10％以下（0％を含む）のフェライトおよび／または面積率で10％以下（0％を含む）のマルテンサイトを含み、且つ、前記焼戻しマルテンサイトの平均粒径が5μm以下である組織を有する。
焼戻しマルテンサイト：面積率で60％以上95％以下
本発明においては、鋼板の強度及び成形性、特に伸びフランジ性を確保するうえで、焼戻しマルテンサイトの形成が必須となる。焼戻しマルテンサイトが、面積率で60％未満であると、1200MPa以上の引張強さ(TS)と50％以上の穴拡げ率(λ)の両立が困難となる。一方、焼戻しマルテンサイトが、面積率で95％を超えると、全伸び(EL)の低下が顕著になり、十分な成形性が得られない。したがって、焼戻しマルテンサイトの面積率は、60％以上95％以下とする。なお、好ましくは60％以上90％以下、より好ましくは70％以上90％以下である。
残留オーステナイト：面積率で5％以上20％以下
本発明においては、鋼板の成形性を確保するうえで、残留オーステナイトの形成が必須となる。残留オーステナイトは、全伸び(EL)の向上に有効であり、係る効果を十分に発現させるためには、残留オーステナイトを、面積率で5％以上とする必要がある。一方、残留オーステナイトが、面積率で20％を超えると、穴拡げ率(λ)の低下が顕著となり、伸びフランジ性が劣化する。したがって、残留オーステナイトの面積率は、5％以上20％以下とする。なお、好ましくは10％以上18％以下である。
また、本発明においては、鋼板（基板）組織を焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトの２相組織とすることが好ましく、フェライトおよび／またはマルテンサイトを含む場合には、以下に示す範囲に限定する必要がある。
フェライト：面積率で10％以下（0％を含む）
フェライトが、面積率で10％を超えると、1200MPa以上の引張強さ(TS)と50％以上の穴拡げ率(λ)の両立が困難となる。したがって、フェライトの面積率は、10％以下（0％を含む）とする。
マルテンサイト：面積率で10％以下（0％を含む）
マルテンサイトが、面積率で10％を超えると、穴拡げ率(λ)の低下が顕著になり、伸びフランジ性が劣化する。したがって、マルテンサイトの面積率は、10％以下（0％を含む）とする。
また、本発明においては、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト、フェライトおよびマルテンサイトが、上記の各面積率を満足する限り、その他の相（例えば、ベイナイト、パーライト）を含んでもよい。しかしながら、強度の観点からは、その他の相は合計面積率で15％以下とすることが好ましい。
焼戻しマルテンサイトの平均粒径：5μm以下
本発明においては、焼戻しマルテンサイトを微細化することが、耐衝撃性を確保するうえで極めて重要である。先述のとおり、焼戻しマルテンサイトの粒径を小さくすると、自動車の衝突時等に生じる鋼板の動的変形において、亀裂の伝搬経路が増大し、衝突エネルギーが分散され、より大きな衝突エネルギーが吸収可能となるものと推測される。焼戻しマルテンサイトの平均粒径が5μmを超えると、上記の如き耐衝撃性の向上効果が十分に得られず、それゆえ、本発明においては焼戻しマルテンサイトの平均粒径を5μm以下とする。なお、好ましくは3μm以下である。
ここで、本発明において、焼戻しマルテンサイトの面積率、フェライトの面積率、マルテンサイトの面積率およびその他の相の面積率とは、基板となる鋼板を組織観察した場合において、観察面積に占める各相の面積割合を意味し、鋼板の板厚断面を研磨後、3％ナイタールで腐食し、板厚1/4位置をSEM（走査型電子顕微鏡）で1500倍の倍率で観察し、Media Cybernetics社製のImage-Proを用いて、画像処理により求めるものとする。
また、本発明において、残留オーステナイトの面積率とは、鋼板を板厚1/4位置まで研磨後、化学研磨により更に0.1mm研磨した面について、Ｘ線回折装置でMoのKα線を用い、fcc鉄（オーステナイト）の(200)面、(220)面、(311)面と、bcc鉄（フェライト）の(200)面、(211)面、(220)面の積分反射強度を測定し、bcc鉄（フェライト）各面からの積分反射強度に対するfcc鉄（オーステナイト）各面からの積分反射強度の強度比から求めたオーステナイトの割合を残留オーステナイトの面積率とする。
また、本発明において、焼戻しマルテンサイトの平均粒径は、鋼板の圧延方向に平行な断面をSEM（走査型電子顕微鏡）により1500倍の倍率で観察し、視野内に存在する焼戻しマルテンサイトの面積の合計を、該視野内に存在する焼戻しマルテンサイト結晶粒の個数で割ることにより、焼戻しマルテンサイト結晶粒の平均面積を求め、その1/2乗を平均粒径とした（正方形の一辺相当（正方形近似））。
次に、本発明鋼板（基板）の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
C ：0.05％以上0.5％以下
Cは、焼戻しマルテンサイトなどの低温変態相を生成させ、引張強さ(TS)を上昇させるうえで必須の元素である。C含有量が0.05％未満では、焼戻しマルテンサイトを面積率で60％以上確保することが困難となる。一方、C含有量が0.5％を超えると、全伸び(EL)やスポット溶接性が劣化する。したがって、C含有量は0.05％以上0.5％以下とする。好ましくは、0.1％以上0.3％以下である。
Si：0.01％以上2.5％以下
Siは、鋼を固溶強化して引張強さ(TS)−全伸び(EL)バランスを向上させるのに有効な元素であり、また、残留オーステナイトの生成にも有効な元素である。これらの効果を得るためには、Si含有量を0.01％以上とする必要がある。一方、Si含有量が2.5％を超えると、全伸び(EL)の低下や、表面性状、溶接性の劣化を招く。したがって、Si含有量は0.01％以上2.5％以下とする。好ましくは、0.7％以上2.0％以下である。
Mn：0.5％以上3.5％以下
Mnは、鋼を強化するうえで有効な元素であり、また、後述する熱間圧延後の冷却過程および焼鈍温度からの冷却過程において、マルテンサイト等の低温変態相の生成を促進する元素でもある。これらの効果を得るためには、Mn含有量を0.5％以上とする必要がある。一方、Mn含有量が3.5％を超えると、全伸び(EL)の低下が著しくなり、成形性が劣化する。したがって、Mn含有量は0.5％以上3.5％以下とする。好ましくは1.5％以上3.0％以下である。
P ：0.003％以上0.100％以下
Pは、鋼を強化するうえで有効な元素であり、このような効果を得るためにはP含有量を0.003％以上とする必要がある。一方、P含有量が0.100％を超えると、粒界偏析により鋼の耐衝撃性を劣化させる。したがって、P含有量は0.003％以上0.100％以下とする。
S ：0.02％以下
Sは、MnSなどの介在物として存在して、耐衝撃性や溶接性を劣化させる有害な元素である。そのため、本発明ではSを極力低減することが好ましいが、製造コスト面を考慮し、S含有量は0.02％以下とする。
Al：0.010％以上0.5％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、製鋼脱酸工程で添加することが好ましい。このような効果を得るためにはAl含有量を0.010％以上とする必要がある。一方、Al含有量が0.5％を超えると、連続鋳造法を採用する場合には、連続鋳造時のスラブ割れの危険性が高まる。したがって、Al含有量は0.010％以上0.5％以下とする。好ましくは0.02％以上0.05％以下である。
B：0.0002％以上0.005％以下
Bは、後述する熱間圧延後の冷却過程および焼鈍温度からの冷却過程において、オーステナイト粒界からのフェライト生成を抑制し、低温変態相を生成するのに有効な元素である。このような効果を得るためには、B含有量を0.0002％以上とする必要がある。一方、B含有量が0.005％を超えると、その効果は飽和し、コストに見合った効果が得られない。したがって、B含有量は0.0002％以上0.005％以下とする。好ましくは0.0005％以上0.003％以下である。
Ti：0.05％以下、且つ、Ti > 4N
Tiは、Ti窒化物を形成して鋼中のNを固定し、上記効果を有するBを有効に活用するために必要な元素である。Bは、固溶状態で上記効果を奏するが、鋼中のNと結合してBNの形で析出し易く、析出状態のBでは上記効果を失う。そこで、本発明では、BよりもNとの親和性が強いTiを含有させることにより、高温域においてNを固定し、BNの析出を抑制する。このような効果を得るためには、Ti含有量を4×N含有量（質量％）よりも多くする必要がある。一方、Tiを過剰に含有しても、BNの析出を抑制する効果は飽和するうえ、全伸び(EL)が低下する。したがって、Ti含有量は0.05％以下、且つ、Ti > 4Nとする。
以上が、本発明における基本組成であるが、基本組成に加えて更に、Cr：0.005％以上2.00％以下、Mo：0.005％以上2.00％以下、V：0.005％以上2.00％以下、Ni：0.005％以上2.00％以下、Cu：0.005％以上2.00％以下のうちの１種または２種以上を含有することができる。
Cr、Mo、V、NiおよびCuは、何れも、後述する熱間圧延後の冷却過程および焼鈍温度からの冷却過程において、マルテンサイト等の低温変態相の生成に有効な元素である。このような効果を得るためには、Cr、Mo、V、NiおよびCuから選択される少なくとも１種の元素を、各々の含有量を0.005％以上として含有させることが好ましい。一方、これらの元素各々の含有量が2.00％を超えると、上記効果は飽和し、コストに見合った効果が得られない。したがって、Cr、Mo、V、NiおよびCu各々の含有量は、0.005％以上2.00％以下とすることが好ましい。
また、本発明においては、上記基本組成に加えて更に、Nb：0.01％以上0.20％以下を含有することができる。
Nbは、炭窒化物を形成し、析出強化により鋼の高強度化を図るうえで有効な元素である。このような効果を得るためには、Nb含有量を0.01％以上とすることが好ましい。一方、Nb含有量が0.20％を超えると、高強度化の効果は飽和するうえ、全伸び(EL)が低下するおそれがある。したがって、Nb含有量は0.01％以上0.20％以下とすることが好ましい。
また、本発明においては、上記基本組成に加えて更に、Ca：0.001％以上0.005％以下、REM：0.001％以上0.005％以下の１種または２種を含有することができる。
CaおよびREMは何れも、硫化物の形態制御に有効な元素であり、鋼板の成形性を改善するうえで有効な元素である。このような効果を得るためには、Ca、REMから選択される少なくとも１種以上の元素を、各々の含有量を0.001％以上として含有させることが好ましい。一方、これらの元素各々の含有量が0.005％を超えると、鋼の清浄度に悪影響を及ぼすおそれがある。したがって、Ca、REM各々の含有量は0.001％以上0.005％以下とすることが好ましい。
本発明の鋼板において、上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。
次に、本発明鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、上記した組成を有する鋼スラブに、仕上げ圧延温度をA3変態点以上とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、続いて巻き取り温度まで30℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、300℃以上550℃以下の巻き取り温度で巻き取り熱延板としたのち、該熱延板を、500℃以上A1変態点以下の温度域を5℃/s以上の平均加熱速度として(A3変態点−20℃)以上(A3変態点＋80℃)以下の焼鈍温度まで加熱し、該焼鈍温度に10秒以上保持したのち、750℃から100℃以上350℃以下の温度域まで30℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、続いて300℃以上600℃以下の温度まで再加熱し、該温度に10秒以上600秒以下保持する熱処理を施したのち、溶融亜鉛めっき処理を施し、或いは更に合金化処理を施すことにより製造される。
また、上記において、巻き取り後の熱延板を酸洗後、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とし、該冷延板に上記熱処理を施したのち、溶融亜鉛めっき処理を施し、或いは更に合金化処理を施してもよい。
本発明において、鋼の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、溶製後、マクロ偏析を抑制する観点からは連続鋳造法により鋼スラブとするのが好ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。なお、鋳造後に鋼スラブを熱間圧延するにあたっては、鋼スラブを一旦室温まで冷却したのち加熱炉で再加熱して圧延してもよく、鋳造後の鋼スラブを室温まで冷却せずに加熱炉に装入して加熱したのち圧延してもよい。また、鋳造後の鋼スラブが所定温度以上の温度を保持している場合には、わずかな保熱を行ったのち直送圧延する、省エネルギープロセスを適用することもできる。なお、鋼スラブを加熱炉で加熱（または再加熱）する場合には、炭化物を溶解させるため、また、熱間圧延時の圧延荷重の増大を抑制するため、鋼スラブの加熱温度を1100℃以上とすることが好ましい。一方、スケールロスの増大を抑制するうえでは、鋼スラブの加熱温度を1300℃以下とすることが好ましい。
上記の如く得られた鋼スラブに、粗圧延および仕上げ圧延を施すが、本発明において粗圧延条件については特に限定する必要はない。また、仕上げ圧延を施すにあたっては、鋼スラブの加熱温度が低い場合に懸念される圧延時のトラブルを抑制する観点から、粗圧延後の粗バーを加熱してもよい。更に、粗バー同士を接合し、仕上げ圧延を連続的に行う、いわゆる、連続圧延プロセスを適用することもできる。
本発明においては、後述する焼鈍処理前の熱延板（または冷延板）の組織を、転位密度の高いベイナイト或いはマルテンサイトとする必要がある。そのため、仕上げ圧延温度、仕上げ圧延に続く冷却条件、並びに、巻き取り温度を、次のとおりに規定する。
仕上げ圧延温度：A3変態点以上
仕上げ圧延温度がA3変態点未満であると、圧延中にフェライトが生成し、後述する焼鈍処理時、熱延板（または冷延板）を焼鈍温度まで加熱する工程において生成するオーステナイトが粗大化する。その結果、最終的に得られる溶融亜鉛めっき鋼板の基板組織を微細な焼戻しマルテンサイト組織とすることができず、鋼板の耐衝撃性が低下する。また、仕上げ圧延では、熱延板の異方性を増大させ、冷間圧延・焼鈍後の成形性を低下させる場合があるが、仕上げ圧延温度をA3変態点以上とすることは、係る問題を解消するうえで効果的である。したがって、仕上げ圧延温度はA3変態点以上とする。
なお、圧延荷重の低減化や熱延板の形状・材質の均一化を図るためには、仕上げ圧延の全パス或いは一部のパスで、摩擦係数が0.10〜0.25となる潤滑圧延を行うことが好ましい。
巻き取り温度までの平均冷却速度：30℃/s以上
仕上げ圧延終了後、巻き取り温度までの平均冷却速度が30℃/s未満であると、冷却中にフェライトが生成し、後述する焼鈍処理時、熱延板（または冷延板）を焼鈍温度まで加熱する工程において生成するオーステナイトが粗大化する。その結果、最終的に得られる溶融亜鉛めっき鋼板の基板組織を微細な焼戻しマルテンサイト組織とすることができず、鋼板の耐衝撃性が低下する。したがって、巻き取り温度までの平均冷却速度は30℃/s以上とする。
巻き取り温度：300℃以上550℃以下
巻き取り温度が550℃を超えると、粗大なフェライトおよびパーライトが生成し、後述する焼鈍処理時、熱延板（または冷延板）を焼鈍温度まで加熱する工程において生成するオーステナイトが粗大化する。その結果、最終的に得られる溶融亜鉛めっき鋼板の基板組織を微細な焼戻しマルテンサイト組織とすることができず、鋼板の耐衝撃性が低下する。一方、巻き取り温度が300℃未満であると、熱延板の形状が悪化する。したがって、巻き取り温度は300℃以上550℃以下とする。好ましくは400℃以上530℃以下である。
以上の工程を経ることにより、転位密度の高いベイナイト或いはマルテンサイト組織、すなわち、オーステナイトの核生成サイトを多く含んだ組織を有する熱延板が得られる。
そして、本発明においては、係る熱延板に、以下の条件にしたがい焼鈍温度まで加熱し、焼鈍温度で均熱保持することにより、微細なオーステナイトを形成する。
500℃以上A1変態点以下の温度域における平均加熱速度：5℃/s以上
本発明鋼の再結晶温度域である500℃以上A1変態点以下の温度域を平均加熱速度：5℃/s以上で加熱することにより、加熱昇温時の再結晶を抑制し、A1変態点以上で生成するオーステナイトの微細化を図る。上記平均加熱速度が5℃/s未満であると、加熱昇温時にフェライトの再結晶が生じ、鋼板（熱延板）に導入された歪（転位）が解放されるためオーステナイトの微細化が不十分となる。したがって、500℃以上A1変態点以下の温度域における平均加熱速度は5℃/s以上とする。
焼鈍温度：(A3変態点−20℃)以上(A3変態点＋80℃)以下
焼鈍温度が(A3変態点−20℃)未満であると、オーステナイトの生成が不十分となり、本発明所望の鋼板組織を得ることができない。一方、焼鈍温度が(A3変態点＋80℃)を超えると、オーステナイトが粗大化し、本発明所望の鋼板組織を得ることができない。したがって、焼鈍温度は(A3変態点−20℃)以上(A3変態点＋80℃)以下とする。
焼鈍温度での保持時間（均熱時間）：10秒以上
焼鈍温度での保持時間（均熱時間）が10秒未満であると、オーステナイトの生成が不十分となり、本発明所望の鋼板組織を得ることができない。したがって、焼鈍温度での保持時間（均熱時間）は10秒以上とする。
そして、本発明においては、焼鈍温度での均熱保持後、以下の条件で冷却することにより、微細なオーステナイトの一部をマルテンサイト変態させ、微細な未変態オーステナイトと微細なマルテンサイトを含む組織とする。
750℃からの平均冷却速度：30℃/s以上
750℃からの平均冷却速度が30℃/s未満であると、冷却中に多量のフェライトが生成し、本発明所望の鋼板組織を得ることができない。したがって、750℃からの平均冷却速度は30℃/s以上とする。好ましくは50℃/s以上である。
冷却停止温度：100℃以上350℃以下
上記平均冷却速度で100℃以上350℃以下の温度域まで冷却することにより、微細な未変態オーステナイトと微細なマルテンサイトを含む組織が得られる。上記平均冷却速度での冷却停止温度が350℃を超えると、マルテンサイト変態が不十分となる。一方、上記平均冷却速度での冷却停止温度が100℃未満になると、未変態オーステナイトが著しく減少する。したがって、上記平均冷却速度での冷却停止温度は100℃以上350℃以下とする。好ましくは200℃以上300℃以下である。
本発明においては、続いて以下の温度に再加熱して保持し、その後、溶融亜鉛めっき処理を施し、或いは更に合金化処理を施す。均熱保持時、溶融亜鉛めっき処理時、或いは更に合金化処理時に、微細なマルテンサイトは焼戻しマルテンサイトに変態し、微細な未変態オーステナイトは一部はベイナイト或いはパーライトに変態し、その後、室温まで冷却したとき、未変態オーステナイトはオーステナイトのまま残留するか或いはマルテンサイトに変態する。そして、本発明においては、再加熱する前のマルテンサイトが微細であるため、焼戻しにより得られる焼戻しマルテンサイトも微細となり、延いては平均粒径が5μm以下である焼戻しマルテンサイトが得られる。
再加熱温度：300℃以上600℃以下
再加熱温度を300℃以上600℃以下とし、係る温度に10秒以上保持することにより、微細なマルテンサイトが焼戻されて焼戻しマルテンサイトとなる。ここで、マルテンサイトが微細であるため、焼戻しにより得られる焼戻しマルテンサイトも微細となり、平均粒径が5μm以下の焼戻しマルテンサイトが得られる。また、未変態オーステナイトはC濃化が進行して残留オーステナイトとして安定化するが、一部がマルテンサイトに変態する場合もある。再加熱温度が300℃未満であると、焼戻しマルテンサイトの生成が不十分となるうえ、残留オーステナイトの安定性も不十分となるため、面積率で60％以上の焼戻しマルテンサイトと面積率で5％以上の残留オーステナイトを有する鋼板（基板）組織とすることができない。一方、再加熱温度が600℃を超えると、未変態オーステナイトがパーライト変態し易くなり、本発明所望の組織が得られない。したがって、再加熱温度は300℃以上600℃以下とする。好ましくは350℃以上500℃以下である。
再加熱温度での保持時間：10秒以上600秒以下
再加熱温度での保持時間が10秒未満であると、焼戻しマルテンサイトの生成が不十分となるうえ、残留オーステナイトの安定性も不十分となるため、面積率で60％以上の焼戻しマルテンサイトと面積率で5％以上の残留オーステナイトを有する鋼板（基板）組織とすることができない。一方、再加熱温度での保持時間が600秒を超えると、未変態オーステナイトがベイナイトやパーライトに変態し易くなり、本発明所望の組織が得られない。したがって、再加熱温度での保持時間は10秒以上600秒以下とする。好ましくは20秒以上300秒以下である。
溶融亜鉛めっき処理は、上記により得られた鋼板を440℃以上500℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬し、その後、ガスワイピングなどによってめっき付着量を調整して行うことが好ましい。また、亜鉛めっきを合金化する場合は、その後、更に450℃以上600℃以下の温度域に1秒以上30秒以下保持して合金化処理を施すことが好ましい。亜鉛めっき浴は、合金化処理しない場合には、Al含有量が0.12%以上0.22％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。一方、合金化処理する場合には、亜鉛めっき浴のAl含有量が0.08%以上0.18％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。
以上においては、熱延板に上記した熱処理を施したのち、溶融亜鉛めっき処理を施す場合について説明したが、本発明においては、熱延板を酸洗後、冷間圧延を施し冷延板とし、冷延板に上記した熱処理を施したのち、溶融亜鉛めっき処理、或いは更に合金化処理を施してもよい。なお、冷間圧延を施す場合、冷間圧延条件は特に限定されないが、冷間圧下率を40％以上とすることが好ましい。また、冷間圧延時の圧延負荷を低減するために、巻き取り後の熱延板に、熱延板焼鈍を施してもよい。
また、溶融亜鉛めっき処理、或いは更に合金化処理を施した後の鋼板に、形状矯正や表面粗さの調整などを目的とした調質圧延を施してもよい。また、樹脂コーティングや油脂コーティングなどの各種塗装処理を施してもよい。
表１に示す組成の鋼を転炉により溶製し、連続鋳造して鋼スラブとした。これらの鋼スラブを、1200℃に加熱後、粗圧延し、表２、表３に示す仕上げ圧延温度とする仕上げ圧延を施し、続いて平均冷却速度：30℃/sで巻き取り温度まで冷却し、表２、表３に示す巻き取り温度で巻き取り、板厚：2.3mmの熱延板とし、該熱延板に熱処理を施した。また、一部の鋼スラブについては、板厚：3.0mmの熱延板としたのち、該熱延板を酸洗し、冷間圧延を施し、板厚：1.4mmの冷延板とし、該冷延板に熱処理を施した。熱処理条件は表２、表３に示すとおりであり、何れも連続溶融亜鉛めっきラインにより行った。熱処理後の鋼板（基板）を、460℃であるAl含有量：0.15質量％の亜鉛めっき浴中に浸漬し、付着量（片面あたり）35〜45g/m2の溶融亜鉛めっき層を形成して溶融亜鉛めっき鋼板とした。また、一部の鋼板については、溶融亜鉛めっき層を形成したのち、520℃で合金化処理を行い、続いて10℃/sの冷却速度で冷却して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。
Figure 2012031462
Figure 2012031462
Figure 2012031462
以上により得られためっき鋼板（No.1〜36）から試験片を採取し、上記した手法にしたがい、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト、フェライト、マルテンサイト各々の面積率、並びに、焼戻しマルテンサイトの平均粒径を求めた。なお、上記面積率を求める際の画像処理は、市販の画像処理ソフト（Media Cybernetics社製のImage-Pro）を用いて行った。
また、以下の試験方法にしたがい、引張強さ、全伸び、穴拡げ率（伸びフランジ性）および衝突エネルギー吸収能（耐衝撃性）を求めた。
＜引張試験＞
めっき鋼板（No.1〜36）から、圧延方向に対して直角方向にJIS 5号引張試験片（JIS Z 2201）を採取し、歪速度：10-3/s とするJIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を行い、引張強さ（TS）、全伸び（EL）を測定した。
＜穴拡げ試験＞
めっき鋼板（No.1〜36）から、150mm×150mmの試験片を採取し、(社)日本鉄鋼連盟規格穴拡げ試験方法（JFST1001-1996）に準拠して穴拡げ試験をめっき鋼板毎に３回行い、３回の試験結果から平均の穴拡げ率λ（％）を求め、伸びフランジ性を評価した。
＜衝撃引張試験＞
めっき鋼板（No.1〜36）から、圧延方向に対して直角方向を引張試験方向とする、平行部の幅：5mm、長さ：7mmの試験片を採取し、ホプキンソン棒法を応用した衝撃引張試験機を用いて歪速度：2000/sで引張試験を行い、歪量5％までの吸収エネルギー(AE)を求めて衝突エネルギー吸収能（耐衝撃性）を評価した（社団法人日本鉄鋼協会「鉄と鋼」vol.83（1997）No.11、p.748-753、参照）。なお、上記吸収エネルギー(AE)は、応力−真歪曲線を、歪量：0〜5％の範囲で積分することにより求めた。
以上の評価結果を、表４および表５に示す。
Figure 2012031462
Figure 2012031462
比較例では、引張強さ(TS)、全伸び(EL)、穴拡げ率(λ)、歪速度：2000/sで引張試験を行った場合における歪量5％までの吸収エネルギー(AE)の何れかにおいて十分な特性が得られていない。これに対し、本発明例では何れも、引張強さTS：1200MPa以上の高強度と、全伸びEL：12％以上で穴拡げ率λ：50％以上の優れた成形性を有する。そして、本発明例は何れも、所望の強度および成形性を有することに加え、歪速度：2000/sで引張試験を行った場合における歪量5％までの吸収エネルギー(AE)と、静的な引張強さ(TS)との比(AE/TS)が0.050以上となり、優れた耐衝撃性を示している。

Claims (11)

  1. 基板表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記基板が、質量％で、
    C ：0.05％以上0.5％以下、 Si：0.01％以上2.5％以下、
    Mn：0.5％以上3.5％以下、 P ：0.003％以上0.100％以下、
    S ：0.02％以下、 Al：0.010％以上0.5％以下、
    Ｂ：0.0002％以上0.005％以下、 Ti：0.05％以下
    を含有し、且つ、Ti > 4Nを満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、面積率で60％以上95％以下の焼戻しマルテンサイトと、面積率で5％以上20％以下の残留オーステナイトを含み、且つ、前記焼戻しマルテンサイトの平均粒径が5μm以下である組織を有することを特徴とする、成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 前記組織が、さらに面積率で10％以下（0％を含む）のフェライトおよび／または面積率で10％以下（0％を含む）のマルテンサイトを含むことを特徴とする、請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 前記組成に加えてさらに、質量％でCr：0.005％以上2.00％以下、Mo：0.005％以上2.00％以下、V：0.005％以上2.00％以下、Ni：0.005％以上2.00％以下、Cu：0.005％以上2.00％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 前記組成に加えてさらに、質量％でNb：0.01％以上0.20％以下を含有することを特徴とする、請求項１ないし３の何れかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 前記組成に加えてさらに、質量％でCa：0.001％以上0.005％以下、REM：0.001％以上0.005％以下の１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１ないし４の何れかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. 前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする、請求項１ないし５の何れかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  7. 質量％で、
    C ：0.05％以上0.5％以下、 Si：0.01％以上2.5％以下、
    Mn：0.5％以上3.5％以下、 P ：0.003％以上0.100％以下、
    S ：0.02％以下、 Al：0.010％以上0.5％以下、
    Ｂ：0.0002％以上0.005％以下、 Ti：0.05％以下
    を含有し、且つ、Ti > 4Nを満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブに、仕上げ圧延温度をA3変態点以上とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、続いて巻き取り温度まで30℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、300℃以上550℃以下の巻き取り温度で巻き取り熱延板としたのち、該熱延板を、500℃以上A1変態点以下の温度域を5℃/s以上の平均加熱速度として(A3変態点−20℃)以上(A3変態点＋80℃)以下の焼鈍温度まで加熱し、該焼鈍温度に10秒以上保持したのち、750℃から100℃以上350℃以下の温度域まで30℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、続いて300℃以上600℃以下の温度まで再加熱し、該温度に10秒以上600秒以下保持する熱処理を施したのち、溶融亜鉛めっき処理を施し、或いは更に合金化処理を施すことを特徴とする、成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  8. 質量％で、
    C ：0.05％以上0.5％以下、 Si：0.01％以上2.5％以下、
    Mn：0.5％以上3.5％以下、 P ：0.003％以上0.100％以下、
    S ：0.02％以下、 Al：0.010％以上0.5％以下、
    Ｂ：0.0002％以上0.005％以下、 Ti： 0.05％以下
    を含有し、且つ、Ti > 4Nを満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブに、仕上げ圧延温度をA3変態点以上とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、続いて巻き取り温度まで30℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、300℃以上550℃以下の巻き取り温度で巻き取り熱延板としたのち、該熱延板を酸洗後、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とし、該冷延板を、500℃以上A1変態点以下の温度域を5℃/s以上の平均加熱速度として(A3変態点−20℃)以上(A3変態点＋80℃)以下の焼鈍温度まで加熱し、該焼鈍温度に10秒以上保持したのち、750℃から100℃以上350℃以下の温度域まで30℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、300℃以上600℃以下の温度まで再加熱し、該温度に10秒以上600秒以下保持する熱処理を施したのち、溶融亜鉛めっき処理を施し、或いは更に合金化処理を施すことを特徴とする、成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  9. 前記組成に加えてさらに、質量％でCr：0.005％以上2.00％以下、Mo：0.005％以上2.00％以下、V：0.005％以上2.00％以下、Ni：0.005％以上2.00％以下、Cu：0.005％以上2.00％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項７または８に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  10. 前記組成に加えてさらに、質量％でNb：0.01％以上0.20％以下を含有することを特徴とする、請求項７ないし９の何れかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  11. 前記組成に加えてさらに、質量％でCa：0.001％以上0.005％以下、REM：0.001％以上0.005％以下の１種または２種を含有することを特徴とする、請求項７ないし１０の何れかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。











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