WO2012002565A1 - 加工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

加工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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WO2012002565A1
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galvanized steel
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河村　健二
英尚 川邉
瀬戸　一洋
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet suitable for use as a strength member for automobile parts, which requires excellent workability (stretch flangeability) and corrosion resistance, and a method for producing the same.
  • DP steel sheet duplex steel sheet having a two-phase structure composed of a ferrite phase and a martensite phase
  • a steel sheet having a composite structure including a ferrite phase, a martensite phase, and a bainite phase Composite steel sheets have been proposed.
  • Patent Document 1 C: 0.08 to 0.30%, Si: 0.1 to 2.5%, Mn: 0.5 to 2.5%, P: 0.01 to 0.15 the cold-rolled steel sheet of percent composition containing, recrystallization annealing at a c1 point or higher, then, after forced cooling to a temperature range in the range of a r1 point to 600 ° C., the cooling rate of more than 100 ° C.
  • the quenching start temperature is increased to increase the volume ratio of the low-temperature transformation generation phase, and then an overaging treatment is performed at 350 to 600 ° C. to precipitate C in the ferrite, and the low temperature
  • the transformation generation phase is softened to reduce Hv (L) / Hv ( ⁇ ) and improve local elongation.
  • the technique described in Patent Document 1 requires a continuous annealing facility capable of rapid cooling (quenching) after recrystallization annealing and suppresses a rapid strength decrease due to an overaging treatment at a high temperature. There is a problem that a large amount of alloying element is required.
  • Patent Document 2 C: 0.02 to 0.25%, Si: 2.0% or less, Mn: 1.6 to 3.5%, P: 0.03 to 0.20%, S : 0.02% or less, Cu: 0.05 to 2.0%, sol.
  • a steel slab containing Al: 0.005 to 0.100% and N: 0.008% or less is hot-rolled to form a hot-rolled coil. After pickling, the hot-rolled coil is 720 to 950 ° C. in a continuous annealing line. Describes a method for producing a low-yield ratio, high-tensile hot-rolled steel sheet excellent in corrosion resistance that is annealed at a temperature of 5 ° C. According to the technique described in Patent Document 2, a high-tensile hot-rolled steel sheet having a composite structure that maintains a low yield ratio, high ductility, and good hole expandability, and has excellent corrosion resistance can be manufactured.
  • Patent Document 3 discloses that C: 0.03 to 0.17%, Si: 1.0% or less, Mn: 0.3 to 2.0%, P: 0.010% or less, S: 0.0.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet having a structure and satisfying (second-phase Vickers hardness) / (ferrite-phase Vickers hardness) less than 1.6 and having an excellent strength-stretch flangeability balance is described.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet described in Patent Document 3 is obtained by hot rolling a steel (slab) having the above composition, winding it at a temperature of 650 ° C. or lower, pickling it, and then cold rolling, , a 1 point or more, (a 3 point + 50 ° C.) soaking at a temperature, then slowly cooled below 20 ° C. / s until temperature T 1 of between the range of 750 ⁇ 650 ° C., then, from T 1 It is said that it can be obtained by performing an annealing treatment of cooling to 500 ° C. at a rate of 20 ° C./s or more, and subsequently overaging at a temperature of 500 to 250 ° C.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet described in Patent Document 3 is excellent in stretch flangeability, but in the case of a high strength of 540 MPa or more, the elongation is less than 26%, and the desired excellent workability can be maintained. There is a problem that sufficient growth cannot be secured.
  • Patent Document 4 includes C: 0.05 to 0.15%, Mn: 0.8 to 1.6%, Si: 0.3 to 1.5%, A steel slab whose balance is composed of Fe and inevitable impurities, and S as an impurity is 0.02% or less, is heated to 1280 ° C. or higher, and is hot-rolled by hot rolling with a finishing temperature of 880 ° C.
  • a method for producing a plated steel sheet is described.
  • JP-A-63-293121 JP 05-111282 A Japanese Patent Laid-Open No. 10-60593 Japanese Patent Laid-Open No. 04-141666
  • An object of the present invention is to solve the problems of the prior art and to provide a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a thin plate thickness of about 1.0 to 1.8 mm and excellent workability, and a method for producing the same.
  • “high strength” refers to a case where the tensile strength TS is 540 MPa or more, preferably 590 MPa or more, and “excellent workability” means elongation El: 30% or more.
  • the hole expansion ratio ⁇ in a hole expansion test in accordance with Japan Iron and Steel Federation Standard JFST 1001-1996 is 80% or more.
  • the present inventors first conducted earnest research on the influence of the composition and the microstructure on the strength and workability of the steel sheet used as the substrate.
  • a hot-rolled sheet with the alloy element amount adjusted to an appropriate range is thinned by subjecting it to an appropriate two-phase temperature range and an appropriate cooling process without performing cold rolling.
  • the ferrite phase can be the main phase
  • the second phase can be a structure mainly composed of fine pearlite, which can ensure the desired high strength and greatly improve the workability.
  • the present inventors have obtained the knowledge that a thin, high-strength steel sheet excellent in workability that combines elongation and a desired hole expansion rate can be secured.
  • Such a high-strength steel sheet is suitable as a substrate for a high-strength hot-dip galvanized steel sheet, and the present invention has been completed based on such findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows.
  • a high-strength steel sheet having a pearlite content of 10 to 25%, an average particle size of the pearlite of 5 ⁇ m or less, and a pearlite content of 70% or more of the total area of the second phase.
  • High strength hot dip zinc alloy with excellent workability Steel plate
  • a hot rolling process in which a hot rolling is performed on a steel material, and after pickling the hot rolled sheet, the hot rolled sheet is subjected to annealing treatment in a continuous hot dip galvanizing line.
  • a hot dip galvanized steel sheet having a hot dip galvanized steel layer having a hot dip galvanized layer on the surface is continuously produced.
  • the steel material is, in mass%, C: 0.08 to 0.15%, Si: 0.5 to 1.5%, Mn: 0.5 to 1.5%, P: 0.1 %: S: 0.01% or less, Al: 0.01 to 0.1%, N: 0.005% or less
  • the annealing treatment is an annealing treatment for 5 to 400 s held in the first temperature range of the A c1 transformation point to the A c3 transformation point, and the cooling treatment After the annealing treatment, the second temperature of the temperature from the first temperature range to 700 ° C.
  • a method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability characterized by a cooling treatment in which a residence time in a temperature range is 15 to 400 s.
  • high-strength molten zinc having excellent workability, having high tensile strength TS: 540 MPa or more, El: elongation of 30% or more, and ⁇ : elongation flangeability of 80% or more.
  • a plated steel sheet can be manufactured easily and inexpensively, and has a remarkable industrial effect.
  • the present invention has an effect that cold rolling can be omitted, and the manufacturing cost can be reduced and productivity can be greatly improved.
  • the steel sheet according to the present invention is applied particularly to automobile body parts, it can greatly contribute to weight reduction of the automobile body.
  • C 0.08 to 0.15%
  • C is an element that contributes to an increase in the strength of the steel sheet and effectively acts on the formation of a composite structure composed of a ferrite phase and a second phase other than the ferrite phase.
  • the desired tensile strength In order to ensure a high strength of 540 MPa or more, it is necessary to contain 0.08% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.15%, spot weldability is lowered, and workability such as ductility is further lowered. Therefore, C is limited to the range of 0.08 to 0.15%. Note that the content is preferably 0.10 to 0.15%.
  • Si 0.5 to 1.5% Si is an element that dissolves in steel and effectively acts to strengthen the ferrite, and also contributes to the improvement of ductility.
  • the content of Si is 0.8. It needs to contain 5% or more.
  • an excessive content exceeding 1.5% promotes the occurrence of red scale and the like, lowers the surface properties of the steel sheet, lowers the chemical conversion treatment property, causes a decrease in plating adhesion, and reduces the corrosion resistance after coating. There is a tendency to deteriorate.
  • excessive inclusion of Si is accompanied by an increase in electrical resistance during resistance welding, and impedes resistance weldability. For this reason, Si was limited to the range of 0.5 to 1.5%. In addition, Preferably it is 0.7 to 1.2%.
  • Mn 0.5 to 1.5%
  • Mn is an element that contributes to an increase in the strength of the steel sheet and that effectively acts in the formation of a composite structure.
  • the Mn content needs to be 0.5% or more.
  • a content exceeding 1.5% tends to form a martensite phase in the cooling process during annealing, and causes deterioration in workability, particularly stretch flangeability.
  • Mn was limited to the range of 0.5 to 1.5%. In addition, Preferably it is 0.7 to 1.5%.
  • P 0.1% or less
  • P is an element that has the effect of increasing the strength of the steel sheet by solid solution in steel, but has a strong tendency to segregate to the grain boundary, lowering the bonding strength of the grain boundary, and processing It causes a decline in sex.
  • a large amount of P not only deteriorates the plating properties and chemical conversion properties, but also adversely affects the surface quality of the steel sheet.
  • Such an adverse effect of P becomes remarkable when the content exceeds 0.1%. For this reason, P was limited to 0.1% or less.
  • P is preferably 0.1% or less and preferably reduced as much as possible.
  • excessive reduction leads to an increase in manufacturing cost, so it should be about 0.001% or more. Is preferred.
  • Preferably it is 0.03% or less.
  • S 0.01% or less S forms sulfides (inclusions) such as MnS mainly in steel and lowers the workability of the steel sheet, particularly the local elongation. In addition, the presence of sulfide (inclusions) also reduces weldability. Such an adverse effect of S becomes remarkable when the content exceeds 0.01%. For this reason, S was limited to 0.01% or less. In order to avoid such an adverse effect of S, S is preferably 0.01% or less, and is preferably reduced as much as possible. However, excessive reduction leads to an increase in manufacturing cost, so it should be about 0.0001% or more. Is preferred.
  • Al acts as a deoxidizer and is an essential element for improving the cleanliness of the steel sheet, and also effectively acts for improving the yield of carbide forming elements.
  • 0.01% or more of content is required. If the content is less than 0.01%, the removal of Si-based inclusions that are the starting point of delayed fracture becomes insufficient, and the risk of delayed fracture increases. On the other hand, even if the content exceeds 0.1%, the above-described effect is saturated, an effect commensurate with the content cannot be expected, and it becomes economically disadvantageous, workability is reduced, and surface defects tend to occur. Increase. For this reason, Al was limited to the range of 0.01 to 0.1%.
  • the content is preferably 0.01 to 0.05%.
  • N 0.005% or less N is an element that is essentially harmful in the present invention, and it is desirable to reduce it as much as possible, but up to 0.005% is acceptable. For this reason, N was limited to 0.005% or less. In addition, since excessive reduction of N causes a rise in manufacturing cost, it is preferable to make it about 0.0001% or more.
  • the above components are basic components.
  • Cr 0.05 to 0.5%
  • V 0.005 to 0.2%
  • Mo 0.005 to One or more selected from 0.2% and / or one selected from Ti: 0.01 to 0.1% and Nb: 0.01 to 0.1% Or 2 and / or B: 0.0003 to 0.0050% and / or Ni: 0.05 to 0.5%
  • Cu 0.05 to 0.5% 1 type or 2 types and / or 1 or 2 types selected from Ca: 0.001 to 0.005% and REM: 0.001 to 0.005% are selected and contained.
  • Can do
  • Cr 0.05 to 0.5%, V: 0.005 to 0.2%, Mo: 0.005 to 0.2% Cr, V, and Mo are Any of them is an element that increases the strength of the steel sheet and contributes to the formation of the composite structure, and can be selected as necessary and contained in one or more kinds.
  • excessive content exceeding Cr: 0.5%, V: 0.2%, Mo: 0.2%, respectively makes it difficult to produce a desired amount of pearlite during the cooling treatment after the annealing treatment, A desired composite structure cannot be secured, stretch flangeability is lowered, and workability is lowered.
  • it may be limited to the ranges of Cr: 0.05 to 0.5%, V: 0.005 to 0.2%, and Mo: 0.005 to 0.2%, respectively. preferable.
  • Ti and Nb are both elements that increase the steel sheet strength by precipitation strengthening. These can be selected as necessary and can be contained alone or in combination. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain Ti: 0.01% or more and Nb: 0.01% or more, respectively, but Ti: 0.1% and Nb: more than 0.1%, respectively. Containment reduces processability and shape freezing property. For this reason, when it contains, it is preferable to limit in the range of Ti: 0.01-0.1% and Nb: 0.01-0.1%, respectively.
  • B 0.0003 to 0.0050%
  • B is an element that segregates at the austenite grain boundary and has an action of suppressing the formation and growth of ferrite from the grain boundary, and can be contained as necessary. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.0003% or more, but inclusion exceeding 0.0050% reduces workability. For this reason, when contained, B is preferably limited to a range of 0.0003 to 0.0050%. In addition, in order to acquire the effect of B as mentioned above, it is necessary to suppress the production
  • Ni and Cu both have an action of increasing the strength of the steel sheet, It is an element that also has an effect of promoting oxidation and improving plating adhesion, and can be selected and contained as necessary. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain Ni: 0.05% or more and Cu: 0.05% or more, respectively, but Ni: 0.5% and Cu: 0.5% are exceeded. Containment makes it difficult to produce a desired amount of pearlite during the cooling treatment after the annealing treatment, making it impossible to secure a desired composite structure, lowering stretch flangeability, and lowering workability. For this reason, when it contains, it is preferable to limit to Ni: 0.05-0.5% and Cu: 0.05-0.5%.
  • REM One or two selected from 0.001 to 0.005%
  • Ca and REM are elements that contribute to sulfide morphology control. It has the effect of suppressing the adverse effect on the workability of sulfides, particularly the stretch flangeability, by making the shape of sulfides spherical.
  • Excessive inclusion causes an increase in inclusions, resulting in frequent occurrence of surface defects and internal defects. For this reason, when it contains, it is preferable to limit to Ca: 0.001-0.005% and REM: 0.001-0.005%.
  • the balance other than the components described above consists of Fe and inevitable impurities.
  • the steel sheet of the present invention has the above-described composition and a structure composed of a ferrite phase as a main phase and a second phase containing at least pearlite.
  • the area ratio of the ferrite phase that is the main phase is 75 to 90% in terms of the area ratio with respect to the entire structure. If the area ratio of the ferrite phase is less than 75%, the desired elongation and the desired hole expansion rate cannot be ensured, and the workability deteriorates. On the other hand, if the area ratio of the ferrite phase exceeds 90%, the area ratio of the second phase decreases, and a desired high strength cannot be ensured. For this reason, the area ratio of the ferrite phase as the main phase is limited to a range of 75 to 90%. A preferable area ratio of the ferrite phase is 80 to 90%.
  • the second phase contains at least pearlite.
  • the area ratio of pearlite is the area ratio with respect to the whole structure, and is 10 to 25%. If the area ratio of pearlite is less than 10%, a desired hole expansion rate cannot be ensured, the stretch flangeability is lowered, and the workability is lowered. On the other hand, when the area ratio of pearlite exceeds 25%, the interface between the ferrite phase and pearlite increases, voids are likely to be generated during processing, stretch flangeability decreases, and workability decreases.
  • pearlite is a fine particle having an average particle size of 5 ⁇ m or less.
  • the average grain size of pearlite exceeds 5 ⁇ m and becomes coarse, stress concentrates on the pearlite grains (interface) during the processing of the steel sheet, and microvoids are generated, so that stretch flangeability is lowered and workability is lowered.
  • the average particle size of pearlite was limited to 5 ⁇ m or less.
  • Preferably it is 4.0 micrometers or less.
  • the second phase in the structure of the steel sheet of the present invention is a phase mainly composed of pearlite that contains at least pearlite, and the pearlite has an area ratio of 70% or more with respect to the total area of the second phase. If the pearlite is less than 70% in area ratio with respect to the total area of the second phase, the hard martensite phase, bainite phase, or residual ⁇ increases too much, and the workability tends to be lowered. For this reason, pearlite was limited to 70% or more in the area ratio with respect to the total area of a 2nd phase. Preferably, it is 75 to 100%.
  • the second phase may contain bainite, martensite, retained austenite (residual ⁇ ), etc., but in particular, bainite and martensite are hard phases, and residual ⁇ is transformed during processing. It transforms into martensite, which degrades workability. For this reason, it is desirable that these bainite, martensite and retained austenite be as small as possible, and the total area ratio with respect to the entire structure is preferably 5% or less. More preferably, the total content is 3% or less.
  • a steel material having the above composition is used as a starting material.
  • the method for producing the steel material is not particularly limited, but the molten steel having the above composition is melted by a conventional melting method such as a converter or an electric furnace, and a slab or the like is obtained by a conventional casting method such as a continuous casting method. It is preferable to use a steel material from the viewpoint of productivity. It is also possible to apply an ingot-bundling rolling method, a thin slab casting method, or the like.
  • the steel material having the above composition is subjected to a hot rolling process to obtain a hot rolled sheet.
  • the steel material is heated to a temperature in the range of 1100 to 1280 ° C., and then hot rolled to a hot rolling finish temperature of 870 to 950 ° C. to form a hot rolled sheet,
  • the hot-rolled sheet is preferably a step of winding at a winding temperature of 350 to 720 ° C. If the heating temperature of the steel material is less than 1100 ° C., the deformation resistance becomes too high, the rolling load becomes excessive, and hot rolling may be difficult.
  • the heating temperature for hot rolling is preferably set to a temperature in the range of 1100 to 1280 ° C. More preferably, it is less than 1280 degreeC.
  • the hot rolling finish temperature is less than 870 ° C.
  • ferrite ( ⁇ ) and austenite ( ⁇ ) are generated during rolling, and a band-like structure is easily generated on the steel sheet.
  • This band-like structure remains even after annealing, and may cause anisotropy in the obtained steel sheet characteristics or cause a decrease in workability.
  • the hot rolling end temperature is preferably 870 to 950 ° C.
  • the winding temperature after the hot rolling is less than 350 ° C.
  • bainitic ferrite, bainite, martensite, etc. are generated, and it is easy to form a hard and non-sized hot rolled structure, and in the subsequent annealing treatment In some cases, it inherits the hot-rolled structure, tends to become a non-sized structure, and cannot secure the desired workability.
  • the winding temperature is preferably set to a temperature in the range of 350 to 720 ° C. More preferably, the temperature is 500 to 680 ° C.
  • the hot-rolled sheet In order to remove the scale formed on the surface of the steel sheet on the hot-rolled sheet obtained through the hot-rolling step, it was pickled according to a conventional method, and then the hot-rolled sheet was not subjected to cold rolling.
  • a continuous hot dip galvanizing line After the continuous annealing step, which performs annealing treatment and subsequent cooling treatment, the hot rolled plate is immersed in a hot dip galvanizing bath and melted on the surface of the hot rolled plate And a hot dip galvanizing process for forming a galvanized layer.
  • the annealing process is a process of holding for 5 to 400 s in the first temperature range from the A c1 transformation point to the A c3 transformation point.
  • the temperature (heating temperature) in the first temperature range of the annealing treatment is less than the Ac1 transformation point, or the holding time (annealing time) in the first temperature range is less than 5 s, hot rolling Since the carbide in the plate does not dissolve sufficiently, or the ⁇ ⁇ ⁇ transformation does not occur or is insufficient, the desired composite structure cannot be secured by the subsequent cooling treatment, and the desired elongation and hole expansion rate are satisfied. A steel sheet having ductility and stretch flangeability cannot be obtained.
  • the annealing treatment is limited to a treatment for holding for 5 to 400 s in the first temperature range from the A c1 transformation point to the A c3 transformation point.
  • the A c1 transformation point of each steel plate is the following equation (1), and the A c3 transformation point is the value calculated by the following equation (2).
  • the element is calculated as zero.
  • a c1 transformation point (° C.) 723 + 29.1Si-10.7Mn-16.9Ni + 16.9Cr + 6.38W + 290As (1)
  • a c3 transformation point (°C) 910-203 ⁇ C + 44.7Si- 30Mn + 700P + 400Al-15.2Ni-11Cr- 20Cu + 31.5Mo + 104V + 400Ti + 13.1W + 120As ....
  • C, Si, Mn, Ni, Cr, W, As, C, P, Al, Cu, Mo, V, Ti Content of each element (mass%)
  • the cooling treatment after the annealing treatment is performed by cooling from the first temperature range to 700 ° C. at an average cooling rate of 5 ° C./s or more and further from
  • the cooling rate from the first temperature range to 700 ° C. is less than 5 ° C./s, the amount of ferrite produced increases too much, the desired composite structure cannot be obtained, the workability decreases, and the desired tensile strength is further reduced.
  • the strength (540 MPa or more) may not be ensured.
  • the cooling rate from the first temperature range to 700 ° C. was limited to 5 ° C./s or more on average.
  • the temperature is preferably 20 ° C./s or less, more preferably 5 to 15 ° C./s.
  • the residence time in the second temperature range which is the temperature range from 700 ° C. to entering the hot dip galvanizing bath, is an important factor for the formation of pearlite contained in the second phase.
  • the “residence time” means the time of staying in the above-mentioned second temperature range, and when holding at the specific temperature of the second temperature range, The case where it cools with a cooling rate and the case where it cools with the pattern which mixed them are included. If the residence time in the second temperature range is less than 15 s, pearlite transformation does not occur or the amount of pearlite produced is insufficient, so a desired composite structure cannot be ensured.
  • the residence time in the second temperature range is limited to the range of 15 to 400 s. In addition, Preferably it is 150 s or less. More preferably, it is 100 s or less.
  • the cooling time in the temperature range of 700 to 550 ° C. is 10 s or more, that is, the cooling rate in the temperature range of 700 to 550 ° C. is 15 ° C./s or less on average. It is preferable for securing a desired amount of pearlite. If the cooling time in the temperature range of 700 to 550 ° C. is less than 10 s, the formation of pearlite becomes insufficient, the desired composite structure cannot be obtained, and the desired workability may not be ensured.
  • the hot-rolled sheet is subjected to a hot dip galvanizing treatment step.
  • the hot-rolled sheet is usually immersed in a hot-dip galvanized bath maintained at a temperature close to 450 ° C. to form a hot-dip galvanized layer having a desired thickness on the surface of the hot-rolled sheet.
  • the conditions for the hot dip galvanizing treatment may be conventional conditions depending on the desired hot dip galvanized layer thickness, and need not be particularly limited.
  • the bath temperature of the hot dip galvanizing bath is preferably 420 to 520 ° C. If it is less than 420 degreeC, zinc will solidify and if it exceeds 520 degreeC, plating property will fall.
  • the alloying treatment is preferably a treatment for heating to a temperature range of 480 to 550 ° C. If the temperature range is exceeded, desired alloying cannot be achieved.
  • Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted and used as a steel material by a conventional method. These steel materials are hot-rolled at the heating temperature and hot rolling end temperature shown in Table 2 to form a 1.6 mm thick hot rolled sheet, and after hot rolling, coiled at the winding temperature shown in Table 2 Rolled up. Thereafter, pickling was performed. Some hot-rolled sheets (thickness: 3.2 mm) were pickled and then cold-rolled at a reduction ratio of 50% to obtain 1.6 mm-thick cold-rolled sheets as comparative examples. .
  • the obtained hot-rolled sheet or cold-rolled sheet is further heated to the temperature in the first temperature range under the conditions shown in Table 2, and the annealing treatment to be held, from the temperature in the first temperature range to 700 ° C, Cool at the average cooling rate shown in Table 2, further cool 700 to 550 ° C in the second temperature range at the cooling rate (cooling time) shown in Table 2, and then immerse from 700 ° C in hot dip galvanizing bath
  • the continuous annealing process which performs the cooling process which makes the residence time of the 2nd temperature range which is the temperature range until it makes into a residence time shown in Table 2 was performed was given.
  • the transformation point of each steel plate shown in Table 2 is a value calculated using the above-described equations (1) and (2).
  • a hot-dip galvanized plate was immersed in a hot-dip galvanized bath (bath temperature: 460 ° C.) to form a hot-dip galvanized layer to obtain a hot-dip galvanized plate.
  • Some of the hot dip galvanized plates were further subjected to an alloying treatment step in which the hot dip galvanized layer was alloyed by heating to 500 ° C. to obtain alloyed hot dip galvanized plates.
  • the hot dip galvanized plate or the alloyed hot dip galvanized plate was subjected to temper rolling with an elongation of 0.5%.
  • test method was as follows.
  • the average crystal grain size of pearlite is determined by measuring the area of each pearlite grain, calculating the equivalent circle diameter from the area, arithmetically averaging the equivalent circle diameter of each obtained grain, It was.
  • the measured number of pearlite particles was 20 or more.
  • the area ratio with respect to the total area of the second phase of pearlite was also calculated.
  • All of the examples of the present invention have high tensile strength TS: 540 MPa or more, elongation El: high ductility of 30% or more, and excellent stretch flangeability of hole expansion ratio ⁇ : 80% or more. It is a high-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent properties.
  • the desired high strength is not obtained, the desired elongation is not obtained, or the desired hole expansion ratio ⁇ is not obtained. , Workability is degraded.

Abstract

薄肉の加工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を提供する。mass％で、Ｃ：0.08～0.15％、Si：0.5～1.5％、Mn：0.5～1.5％、Al：0.01～0.1％、Ｎ：0.005％以下を含む組成を有する鋼素材に、熱間圧延を行い熱延板とする熱延工程と、前記熱延板に酸洗を施したのち、該熱延板に、冷間圧延を省略して、連続溶融亜鉛めっきラインで、Ａｃ１変態点～Ａｃ３変態点の第一の温度域で５～400ｓ間保持する焼鈍処理と、第一の温度域～700℃までを、５℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、さらに700℃～溶融亜鉛めっき浴に侵入するまでの第二の温度域での滞留時間を15～400ｓとする冷却処理を行ったのち、溶融亜鉛めっき処理を行う。これにより、組織全体に対する面積率で、75～90％のフェライト相と、10～25％のパーライトを含む第二相とからなる組織を得ることができ、TS：540MPa以上の高強度と、優れた伸びフランジ性とを兼備する、加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板となる。なお、パーライトは、第二相全体に対する面積率で70％以上を占め、パーライトの平均粒径は５μm以下となる。

Description

加工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
　本発明は、優れた加工性（伸びフランジ性）および耐食性が要求される、自動車部品の強度部材等用として好適な、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。
　近年、地球環境保全の観点から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、使用する材料を高強度化し、部材の薄肉化を図り、車体自体を軽量化しようとする動きが活発化している。使用する材料としては、とくに、引張強さ：５４０ＭＰａ以上の高強度鋼板が要求されている。しかし、鋼板の高強度化は、加工性の低下を招くことから、優れた加工性を有する高強度鋼板が要望されており、とくに薄肉の鋼板（薄鋼板）ではこの要望が高い。
　このような要望に対し、フェライト相とマルテンサイト相からなる二相組織を有する二相鋼板（ＤＰ鋼板）や、フェライト相とマルテンサイト相、さらにベイナイト相を含む複合組織を有する鋼板など、種々の複合組織鋼板が提案されている。
　例えば、特許文献１には、Ｃ：０．０８~０．３０％、Ｓｉ：０．１~２．５％、Ｍｎ：０．５~２．５％、Ｐ：０．０１~０．１５％を含む組成の冷延鋼板を、Ａｃ１点以上の温度にて再結晶焼鈍し、次いで、Ａｒ１点乃至６００℃の範囲の温度域まで強制空冷したのち、１００℃／ｓ以上の冷却速度で急冷し、フェライト相と低温変態生成相からなる複合組織とし、この後、所定の関係式で求められる、フェライト硬さＨｖ（α）に対する低温変態生成相硬さＨｖ（Ｌ）の比、Ｈｖ（Ｌ）／Ｈｖ（α）、が１．５~３．５を満足するように、３５０~６００℃の範囲の温度にて過時効処理を行う局部延性にすぐれる高強度冷延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術では、焼入れ開始温度を高くし低温変態生成相の体積率を高め、その後、３５０~６００℃で過時効処理を行って、フェライト中にＣを析出させるとともに、低温変態生成相を軟化させて、Ｈｖ（Ｌ）／Ｈｖ（α）を小さくし、局部伸びを改善するとしている。
　しかし、特許文献１に記載された技術では、再結晶焼鈍後に、急速冷却（焼入れ）が可能な連続焼鈍設備を必要とするうえ、高温での過時効処理による急激な強度低下を抑制するために、多量の合金元素添加を必要とするという問題がある。
　また、特許文献２には、Ｃ：０．０２~０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．６~３．５％、Ｐ：０．０３~０．２０％、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｕ：０．０５~２．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５~０．１００％、Ｎ：０．００８％以下を含有する鋼スラブを熱間圧延し熱延コイルとし、酸洗後、その熱延コイルを連続焼鈍ラインで７２０~９５０℃の温度で焼鈍する、耐食性に優れた低降伏比高張力熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術によれば、低降伏比、高延性および良好な孔拡げ性を維持し、しかも耐食性に優れた、複合組織を有する高張力熱延鋼板を製造できるとしている。
　特許文献２に記載された技術では、多量のＰ、Ｃｕを複合して添加することを必須としているが、しかし、Ｃｕの多量含有は、熱間加工性を低下させ、また、Ｐの多量含有は、鋼を脆化させる。また、Ｐは、鋼中に偏析する傾向が強く、この偏析したＰは、鋼板の伸びフランジ性を低下させるほか、溶接部の脆化を引き起こすという問題がある。さらに、Ｐの多量含有は、めっき性を低下させる。
　また、特許文献３には、Ｃ：０．０３~０．１７％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．３~２．０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５~０．０６％を含み、Ｃ（％）＞（３／４０）×Ｍｎを満足する組成と、ベイナイト又はパーライトを主とする第二相とフェライト相からなる組織を有し、（第二相のビッカース硬さ）／（フェライト相のビッカース硬さ）が１．６未満を満たす、強度−伸びフランジ性バランスに優れる高強度冷延鋼板が記載されている。特許文献３に記載された高強度冷延鋼板は、上記した組成を有する鋼（スラブ）を熱間圧延した後、６５０℃以下の温度で巻取り、酸洗したのち、冷間圧延し、ついで、Ａ１点以上、（Ａ３点＋５０℃）以下の温度で均熱し、次いで、７５０~６５０℃の範囲の間の温度Ｔ１まで２０℃／ｓ以下で徐冷し、次いで、Ｔ１から５００℃までを２０℃／ｓ以上の速度で冷却する焼鈍処理を行い、引続いて５００~２５０℃の温度で過時効処理することにより得られるとしている。
　しかし、特許文献３に記載された高強度冷延鋼板は、伸びフランジ性に優れるが、５４０ＭＰａ以上の高強度の場合、伸びは２６％未満であり、所望の優れた加工性を維持できる程度に十分な伸びを確保できていないという問題がある。
　また、自動車部品は、腐食環境に晒される場合が多く、上記した高強度化、加工性向上に加えて、さらに耐食性が要求されることが多く、このような使途には、加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が要望されている。
　このような要望に対し、例えば、特許文献４には、Ｃ：０．０５~０．１５％、Ｍｎ：０．８~１．６％、Ｓｉ：０．３~１．５％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、不純物としてのＳが０．０２％以下である鋼スラブを、１２８０℃以上に加熱し、仕上温度が８８０℃以上である熱間圧延で熱延板とし、該熱延板に、７５０~９００℃の温度範囲で焼鈍し、焼鈍後の冷却過程で溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、引続いて５２０~６４０℃で合金化処理する、高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が記載されている。
特開昭６３−２９３１２１号公報 特開平０５−１１２８３２号公報 特開平１０−６０５９３号公報 特開平０４−１４１５６６号公報
　しかしながら、特許文献４に記載された発明では、鋼スラブの加熱温度を１２８０℃以上という高温にする必要があり、結晶粒が粗大化しすぎて熱間圧延を施しても熱延板組織は粗大であり、焼鈍後において微細な鋼板組織を形成することが難しく、また、多量のスケールロスが発生し歩留りが低下し、消費エネルギーが多大となるうえ、さらに、疵発生の危険性が増大するという問題もある。さらに、対象とする板厚も２．６ｍｍと比較的厚く、特許文献４に記載された発明によって、薄肉の、加工性に優れた高強度めっき鋼板の製造が可能かどうかは不明のままである。
　本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、板厚：１．０~１．８ｍｍ程度の薄肉の、加工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を提供することを目的とする。なお、ここでいう「高強度」とは、引張強さＴＳ：５４０ＭＰａ以上、好ましくは５９０ＭＰａ以上の強度を有する場合をいい、また、「加工性に優れた」とは、伸びＥｌ：３０％以上（ＪＩＳ５号試験片を用いた場合）、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ　１００１−１９９６に準拠した穴拡げ試験における穴拡げ率λ：８０％以上である場合をいうものとする。
　本発明者らは、上記した目的を達成するため、まず、基板として使用する鋼板の強度と加工性に及ぼす組成とミクロ組織の影響について、鋭意研究を行った。その結果、合金元素量を適正範囲に調整した熱延板に、冷間圧延を施すことなく、適正な二相温度域に加熱する焼鈍処理と適正な冷却処理とを施すことにより、薄肉であっても、フェライト相を主相とし、第二相を微細なパーライトを主体とする組織とすることができ、これにより、所望の高強度を確保できるとともに、加工性が大幅に向上し、所望の伸び、所望の穴拡げ率とを兼備した、薄肉の、加工性に優れた高強度鋼板を確保することができるという知見を得た。
　熱延板に、冷間圧延を省略して直接、適正な焼鈍処理を施すことにより、加工性が大幅に向上することについての詳細な機構については、現在までのところ明確ではないが、本発明者らは、つぎのように考えている。
　熱延板に、冷間圧延を施すことなく、二相温度域に加熱する焼鈍処理を施す場合は、焼鈍加熱時には、α→γ変態が生じるだけであり、新たに再結晶が生じることはない。この場合、Ｃ濃度が高い箇所で優先的にα→γ変態が生じるのみであり、より均一な組織を得ることができるうえ、拡散速度の速いＣは、焼鈍処理時に平衡組成までαとγに再分配される。このため、粒界でのフィルム状セメンタイトの析出が抑制され、とくに伸びフランジ性の向上に有利に作用したと考えられる。一方、熱延板に冷間圧延を施したのちに、焼鈍処理を施す場合は、焼鈍加熱時に再結晶と、α→γ変態が競合して生じるため、不均一な組織となりやすく、大幅な加工性の向上は期待できにくい。
　かかる高強度鋼板は、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の基板として好適であり、本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
　（１）　基板である鋼板表面に、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、前記鋼板を、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０８~０．１５％、Ｓｉ：０．５~１．５％、Ｍｎ：０．５~１．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１~０．１％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、主相であるフェライト相と、少なくともパーライトを含む第二相とからなる組織と、を有し、組織全体に対する面積率で、前記フェライト相が７５~９０％、前記パーライトが１０~２５％で、かつ該パーライトの平均粒径が５μｍ以下であり、さらに前記パーライトが、前記第二相の全面積に対する面積率で７０％以上である高強度鋼板とすることを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｃｒ：０．０５~０．５％、Ｖ：０．００５~０．２％、Ｍｏ：０．００５~０．２％のうちから選ばれた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。
　（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｔｉ：０．０１~０．１％、Ｎｂ：０．０１~０．１％のうちから選ばれた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。
　（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｂ：０．０００３~０．００５０％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）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｎｉ：０．０５~０．５％、Ｃｕ：０．０５~０．５％のうちから選ばれた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）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｃａ：０．００１~０．００５％、ＲＥＭ：０．００１~０．００５％のうちから選ばれた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。
　（７）（１）ないし（６）のいずれかにおいて、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。
　（８）鋼素材に、熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、前記熱延板に酸洗を施したのち、該熱延板に、連続溶融亜鉛めっきラインで、焼鈍処理と、該焼鈍後、溶融亜鉛めっき浴に侵入するまでの温度まで冷却する冷却処理とを施す連続焼鈍工程と、該連続焼鈍工程後、該熱延板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、該熱延板表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理を行う溶融亜鉛めっき処理工程と、を連続して施し、表面に、溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、前記鋼素材を、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０８~０．１５％、Ｓｉ：０．５~１．５％、Ｍｎ：０．５~１．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１~０．１％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記焼鈍処理を、Ａｃ１変態点~Ａｃ３変態点の第一の温度域で５~４００ｓ間保持する焼鈍処理とし、前記冷却処理を、前記焼鈍処理後、前記第一の温度域から７００℃までを、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、さらに７００℃から溶融亜鉛めっき浴に侵入するまでの温度の第二の温度域での滞留時間を１５~４００ｓとする冷却処理と、することを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　（９）（８）において、前記熱延工程が、前記鋼素材を１１００~１２８０℃の範囲の温度に加熱したのち、熱間圧延終了温度：８７０~９５０℃とする熱間圧延を行い熱延板とし、該熱間圧延の終了後、該熱延板を、巻取り温度：３５０~７２０℃として巻き取る、工程であることを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
　（１０）（８）または（９）において、前記第二の温度域のうち、７００~５５０℃の温度域での冷却時間を１０ｓ以上と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）（８）ないし（１０）のいずれかにおいて、前記溶融亜鉛めっき処理工程に引続いて、前記溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行う合金化処理工程を施す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。
　（１２）（８）ないし（１１）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｃｒ：０．０５~０．５％、Ｖ：０．００５~０．２％、Ｍｏ：０．００５~０．２％のうちから選ばれた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。
　（１３）（８）ないし（１２）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｔｉ：０．０１~０．１％、Ｎｂ：０．０１~０．１％のうちから選ばれた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。
　（１４）（８）ないし（１３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｂ：０．０００３~０．００５０％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。
　（１５）（８）ないし（１４）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｎｉ：０．０５~０．５％、Ｃｕ：０．０５~０．５％のうちから選ばれた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。
　（１６）（８）ないし（１５）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｃａ：０．００１~０．００５％、ＲＥＭ：０．００１~０．００５％のうちから選ばれた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、引張強さＴＳ：５４０ＭＰａ以上の高強度と、Ｅｌ：３０％以上の伸びと、λ：８０％以上の伸びフランジ性とを兼備する、加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、容易にしかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明は、冷間圧延を省略することができ、製造コストの低減、生産性の向上などにも、大きく寄与することができるという効果もある。また、本発明になる鋼板を、とくに自動車車体部品に適用すれば、自動車車体の軽量化に大きく貢献できる。
　まず、本発明溶融亜鉛めっき鋼板の基板となる鋼板の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらない限り、ｍａｓｓ％は単に％で記す。
　Ｃ：０．０８~０．１５％
　Ｃは、鋼板強度の増加に寄与するとともに、組織をフェライト相とフェライト相以外の第二相とからなる複合組織の形成に有効に作用する元素であり、本発明では、所望の引張強さ：５４０ＭＰａ以上の高強度を確保するために、０．０８％以上の含有を必要とする。一方、０．１５％を超える含有は、スポット溶接性を低下させ、さらに延性等の加工性を低下させる。このため、Ｃは０．０８~０．１５％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．１０~０．１５％である。
　Ｓｉ：０．５~１．５％
　Ｓｉは、鋼中に固溶してフェライトの強化に有効に作用するとともに、延性向上にも寄与する元素であり、所望の引張強さ：５４０ＭＰａ以上の高強度を確保するためには、０．５％以上の含有を必要とする。一方、１．５％を超える過剰な含有は、赤スケール等の発生を促進し、鋼板の表面性状を低下させるとともに、化成処理性を低下させ、めっき密着性の低下を招き、塗装後耐食性を劣化させる傾向がある。また、Ｓｉの過剰な含有は、抵抗溶接時の電気抵抗の増加を伴い、抵抗溶接性を阻害する。このため、Ｓｉは０．５~１．５％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．７~１．２％である。
　Ｍｎ：０．５~１．５％
　Ｍｎは、鋼板強度の増加に寄与するとともに、複合組織の形成に有効に作用する元素であり、このような効果を得るためには、０．５％以上の含有を必要とする。一方、１．５％を超える含有は、焼鈍時の冷却過程でマルテンサイト相を形成しやすくなり、加工性、とくに伸びフランジ性の低下を招く。このため、Ｍｎは０．５~１．５％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．７~１．５％である。
　Ｐ：０．１％以下
　Ｐは、鋼中に固溶して鋼板強度を増加させる作用を有する元素であるが、粒界へ偏析する傾向が強く、粒界の結合力を低下させて、加工性の低下を招く。また、Ｐの多量含有はめっき性、化成処理性を低下させるだけでなく、鋼板の表面品質にも悪影響を及ぼす。このようなＰの悪影響は、０．１％を超える含有で顕著となる。このため、Ｐは０．１％以下に限定した。なお、このようなＰの悪影響を避けるため、Ｐは０．１％以下で、できるだけ低減することが好ましいが、過度の低減は製造コストの高騰を招くため、０．００１％程度以上とすることが好ましい。なお、好ましくは０．０３％以下である。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、鋼中では主としてＭｎＳ等の硫化物（介在物）を形成し、鋼板の加工性、とくに局部伸び、を低下させる。また、硫化物（介在物）の存在は、溶接性をも低下させる。このようなＳの悪影響は、０．０１％を超える含有で顕著となる。このため、Ｓは０．０１％以下に限定した。なお、このようなＳの悪影響を避けるため、Ｓは０．０１％以下で、できるだけ低減することが好ましいが、過度の低減は製造コストの高騰を招くため、０．０００１％程度以上とすることが好ましい。
　Ａｌ：０．０１~０．１％
　Ａｌは、脱酸剤として作用し鋼板の清浄度向上に必須の元素であり、さらに炭化物形成元素の歩留り向上に有効に作用する。このような効果を得るためには、０．０１％以上の含有を必要とする。０．０１％未満の含有では、遅れ破壊の起点となるＳｉ系介在物の除去が不十分となり、遅れ破壊発生の危険性が増加する。一方、０．１％を超えて含有しても、上記した効果は飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となるとともに、加工性が低下し、表面欠陥の発生傾向が増大する。このため、Ａｌは０．０１~０．１％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０１~０．０５％である。
　Ｎ：０．００５％以下
　Ｎは、本発明では本質的に有害な元素として、できるだけ低減することが望ましいが、０．００５％までは許容できる。このため、Ｎは０．００５％以下に限定した。なお、過度のＮの低減は、製造コストの高騰を招くため、０．０００１％程度以上とすることが好ましい。
　上記した成分が基本の成分であるが、基本成分に加え、必要に応じてさらに、Ｃｒ：０．０５~０．５％、Ｖ：０．００５~０．２％、Ｍｏ：０．００５~０．２％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｔｉ：０．０１~０．１％、Ｎｂ：０．０１~０．１％のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Ｂ：０．０００３~０．００５０％、および／または、Ｎｉ：０．０５~０．５％、Ｃｕ：０．０５~０．５％のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Ｃａ：０．００１~０．００５％、ＲＥＭ：０．００１~０．００５％のうちから選ばれた１種または２種、を選択して含有することができる。
　Ｃｒ：０．０５~０．５％、Ｖ：０．００５~０．２％、Ｍｏ：０．００５~０．２％のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏはいずれも、鋼板強度を増加させ、複合組織の形成に寄与する元素であり、必要に応じて選択して、１種または２種以上含有できる。このような効果を得るためには、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｖ：０．００５％以上、Ｍｏ：０．００５％以上、それぞれ含有することが望ましい。一方、Ｃｒ：０．５％、Ｖ：０．２％、Ｍｏ：０．２％、をそれぞれ超える過剰な含有は、焼鈍処理後の冷却処理中に、所望量のパーライトの生成が困難となり、所望の複合組織を確保できなくなり、伸びフランジ性が低下し、加工性が低下する。このため、含有する場合には、Ｃｒ：０．０５~０．５％、Ｖ：０．００５~０．２％、Ｍｏ：０．００５~０．２％の範囲に、それぞれ限定することが好ましい。
　Ｔｉ：０．０１~０．１％、Ｎｂ：０．０１~０．１％のうちから選ばれた１種または２種
　Ｔｉ、Ｎｂはいずれも、析出強化により鋼板強度を増加させる元素であり、必要に応じて選択して、１種または２種含有できる。このような効果を得るためには、Ｔｉ：０．０１％以上、Ｎｂ：０．０１％以上、それぞれ含有することが望ましいが、Ｔｉ：０．１％、Ｎｂ：０．１％をそれぞれ超える含有は、加工性、形状凍結性が低下する。このため、含有する場合には、Ｔｉ：０．０１~０．１％、Ｎｂ：０．０１~０．１％の範囲に、それぞれ限定することが好ましい。
　Ｂ：０．０００３~０．００５０％
　Ｂは、オーステナイト粒界に偏析して、粒界からのフェライトの生成、成長を抑制する作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、０．０００３％以上含有することが望ましいが、０．００５０％を超える含有は、加工性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｂは０．０００３~０．００５０％の範囲に限定することが好ましい。なお、上記したようなＢの効果を得るためには、ＢＮの生成を抑制することが必要であり、Ｔｉとともに含有させることが好ましい。
　Ｎｉ：０．０５~０．５％、Ｃｕ：０．０５~０．５％のうちから選ばれた１種または２種
　Ｎｉ、Ｃｕはいずれも、鋼板強度を増加させる作用を有するとともに、内部酸化を促進させめっき密着性を向上させる作用も有する元素であり、必要に応じ選択して含有できる。このような効果を得るためには、Ｎｉ：０．０５％以上、Ｃｕ：０．０５％以上それぞれ含有することが望ましいが、Ｎｉ：０．５％、Ｃｕ：０．５％、をそれぞれ超える含有は、焼鈍処理後の冷却処理中に、所望量のパーライトの生成が困難となり、所望の複合組織を確保できなくなり、伸びフランジ性が低下し、加工性が低下する。このため、含有する場合には、Ｎｉ：０．０５~０．５％、Ｃｕ：０．０５~０．５％の範囲に限定することが好ましい。
　Ｃａ：０．００１~０．００５％、ＲＥＭ：０．００１~０．００５％のうちから選ばれた１種または２種
　Ｃａ、ＲＥＭはいずれも、硫化物の形態制御に寄与する元素であり、硫化物の形状を球状化し、硫化物の加工性、とくに伸びフランジ性への悪影響を抑制する作用を有する。このような効果を得るためには、Ｃａ：０．００１％以上、ＲＥＭ：０．００１％以上、それぞれ含有することが望ましいが、Ｃａ：０．００５％、ＲＥＭ：０．００５％、をそれぞれ超える含有は、介在物の増加を招き、表面欠陥および内部欠陥の多発を招く。このため、含有する場合には、Ｃａ：０．００１~０．００５％、ＲＥＭ：０．００１~０．００５％の範囲に限定することが好ましい。
　上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
　本発明鋼板は、上記した組成を有するとともに、主相であるフェライト相と、少なくともパーライトを含む第二相とからなる組織を有する。
　本発明鋼板では、主相であるフェライト相の面積率は、組織全体に対する面積率で、７５~９０％とする。フェライト相の面積率が７５％未満では、所望の伸び、所望の穴拡げ率を確保できず、加工性が低下する。一方、フェライト相の面積率が９０％を超えると、第二相の面積率が低下し、所望の高強度を確保できなくなる。このため、主相であるフェライト相の面積率は７５~９０％の範囲に限定した。なお、好ましいフェライト相の面積率は８０~９０％である。
　また、本発明鋼板では、第二相に、少なくともパーライトを含む。パーライトの面積率は、組織全体に対する面積率で、１０~２５％とする。パーライトの面積率が１０％未満では、所望の穴拡げ率を確保できず、伸びフランジ性が低下し加工性が低下する。一方、パーライトの面積率が２５％を超えて多くなると、フェライト相とパーライトとの界面が増加し、加工時にボイドが生成しやすくなり、伸びフランジ性が低下し加工性が低下する。
　なお、パーライトは、平均粒径が５μｍ以下の、微細粒とする。パーライトの平均粒径が５μｍを超えて粗大となると、鋼板の加工に際して、パーライト粒（界面）に応力が集中し、マイクロボイドが生成するため、伸びフランジ性が低下し加工性が低下する。このようなことから、パーライトの平均粒径は５μｍ以下に限定した。なお、好ましくは４．０μｍ以下である。
　本発明鋼板の組織における第二相は、少なくともパーライトを含み、パーライトが第二相の全面積に対する面積率で７０％以上となる、パーライトを主体とする相とする。パーライトが第二相の全面積に対する面積率で７０％未満では、硬質なマルテンサイト相、ベイナイト相あるいは残留γが多くなりすぎて、加工性が低下しやすい。このため、パーライトは第二相の全面積に対する面積率で７０％以上に限定した。なお、好ましくは、７５~１００％である。
　第二相には、パーライト以外に、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト（残留γ）など、を含んでもよいが、とくに、ベイナイト、マルテンサイトは硬質相であり、また残留γは加工時に変態してマルテンサイトに変態し、それぞれ加工性を低下させる。このため、これらベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは極力少ないことが望ましく、組織全体に対する面積率で合計で５％以下とすることが好ましい。なお、更に好ましくは合計で３％以下である。
　つぎに、本発明溶融亜鉛めっき鋼板の好ましい製造方法について説明する。
　上記した組成を有する鋼素材を出発素材とする。鋼素材の製造方法はとくに限定する必要はないが、上記した組成の溶鋼を転炉、電気炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが、生産性の観点から好ましい。なお、造塊−分塊圧延法、薄スラブ鋳造法などを適用することもできる。
　上記した組成を有する鋼素材に、熱延工程を施し、熱延板とする。熱延工程は、鋼素材を、１１００~１２８０℃の範囲の温度に加熱したのち、熱間圧延終了温度：８７０~９５０℃とする熱間圧延を行い熱延板とし、熱間圧延終了後、該熱延板を、巻取り温度：３５０~７２０℃として巻き取る、工程とすることが好ましい。
　鋼素材の加熱温度が、１１００℃未満では、変形抵抗が高くなりすぎて、圧延荷重が過大となり、熱間圧延が困難となる場合がある。一方、１２８０℃を超えると、結晶粒が粗大化しすぎて、熱間圧延を施しても所望の微細な鋼板組織を確保できにくくなる。このため、熱間圧延のための加熱温度は、１１００~１２８０℃の範囲の温度とすることが好ましい。より好ましくは１２８０℃未満である。
　また、熱間圧延終了温度が８７０℃未満では、圧延中にフェライト（α）とオーステナイト（γ）が生成し、鋼板にバンド状組織を生成し易くなる。このバンド状組織は、焼鈍後にも残留し、得られる鋼板特性に異方性を生じさせたり、加工性を低下させる原因となる場合がある。一方、熱間圧延終了温度が９５０℃を超えると、熱延板組織が粗大となり、焼鈍後においても所望の組織が得られない場合がある。このため、熱間圧延終了温度は、８７０~９５０℃とすることが好ましい。
　また、熱間圧延終了後の巻取り温度が、３５０℃未満では、ベイニティックフェライト、ベイナイト、マルテンサイト等が生成し、硬質かつ非整粒な熱延組織となりやすく、その後の焼鈍処理においても、熱延組織を継承し、非整粒組織となりやすく、所望の加工性を確保できなくなる場合がある。一方、７２０℃を超えるような高温では、鋼板の長手方向および幅方向の全域にわたり均一な機械的特性を確保することが難しくなる。このため、巻取り温度は、３５０~７２０℃の範囲の温度とすることが好ましい。なお、より好ましくは、５００~６８０℃である。
　熱延工程を経て得られた熱延板に、ついで、鋼板表面に生成しているスケールを除去するため、常法に従い、酸洗を施したのち、熱延板に冷間圧延を施すことなく、直接、連続溶融亜鉛めっきラインで、焼鈍処理とその後の冷却処理を行う連続焼鈍工程と、該連続焼鈍工程後、該熱延板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、該熱延板表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理を行う溶融亜鉛めっき処理工程と、を連続して施す。
　焼鈍処理は、Ａｃ１変態点~Ａｃ３変態点の第一の温度域で５~４００ｓ間保持する処理とする。
　焼鈍処理の第一の温度域の温度（加熱温度）が、Ａｃ１変態点未満であるか、あるいは第一の温度域での保持時間（焼鈍時間）が５ｓ未満である場合には、熱延板中の炭化物が十分に溶解しなかったり、α→γ変態が生じないか不十分であるため、その後の冷却処理で所望の複合組織を確保できず、所望の伸び、穴拡げ率を満足する、延性、伸びフランジ性を有する鋼板を得ることができない。
　一方、焼鈍処理の加熱温度がＡｃ３変態点を超えて高くなると、オーステナイト粒の粗大化が著しくなり、その後の冷却処理によって生じる組織が粗大化し、加工性が低下する場合がある。
　また、第一の温度域での保持時間（焼鈍時間）が４００ｓを超えると、処理時間が長くなり、消費エネルギーが多大となり、製造コストの高騰を招く。このようなことから、焼鈍処理は、Ａｃ１変態点~Ａｃ３変態点の第一の温度域で、５~４００ｓ間保持する処理に限定した。
　なお、各鋼板のＡｃ１変態点は次（１）式で、Ａｃ３変態点は次（２）式で算出した値を用いるものとする。なお、式中の元素で含有しない元素がある場合には、当該元素は零として計算するものとする。
Ａｃ１変態点（℃）＝７２３＋２９．１Ｓｉ−１０．７Ｍｎ−１６．９Ｎｉ＋１６．９Ｃｒ＋６．３８Ｗ＋２９０Ａｓ‥‥（１）
Ａｃ３変態点（℃）＝９１０−２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ−３０Ｍｎ＋７００Ｐ＋４００Ａｌ−１５．２Ｎｉ−１１Ｃｒ−　　　　　　　　２０Ｃｕ＋３１．５Ｍｏ＋１０４Ｖ＋４００Ｔｉ＋１３．１Ｗ＋１２０Ａｓ　　‥‥（２）
　ここで、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｗ，Ａｓ，Ｃ，Ｐ，Ａｌ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｖ，Ｔｉ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）
　また、焼鈍処理後の冷却処理は、上記した第一の温度域から７００℃までを、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、さらに７００℃から溶融亜鉛めっき浴に侵入するまでの温度範囲である第二の温度域での滞留時間を１５~４００ｓとする処理とする。
　第一の温度域から７００℃までの平均冷却速度が、５℃／ｓ未満では、フェライト生成量が増加しすぎて、所望の複合組織が得られず、加工性が低下し、さらに所望の引張強さ（５４０ＭＰａ以上）を確保できない場合がある。このため、第一の温度域から７００℃までの冷却速度を平均で５℃／ｓ以上に限定した。なお、好ましくは２０℃／ｓ以下、さらに好ましくは５~１５℃／ｓである。
　また、７００℃から溶融亜鉛めっき浴に侵入するまでの温度の範囲である第二の温度域での滞留時間は、第二相に含まれるパーライトの形成に重要な要因である。ここで「滞留時間」とは、上記した第二の温度域に滞留している時間を意味し、該第二の温度域の特定温度で保持する場合や、該第二の温度域を特定の冷却速度で冷却する場合や、それらを混合したパターンで冷却する場合を含む。第二の温度域での滞留時間が１５ｓ未満では、パーライト変態が生じないか、パーライトの生成量が不十分となるため、所望の複合組織を確保できない。
　一方、第二の温度域での滞留時間が４００ｓを超えて長くなると、生産性が低下する。このため、第二の温度域での滞留時間は１５~４００ｓの範囲に限定した。なお、好ましくは１５０ｓ以下である。さらに好ましくは１００ｓ以下である。なお、第二の温度域のうち、７００~５５０℃の温度域での冷却時間は１０ｓ以上、すなわち７００~５５０℃の温度域での冷却速度を平均で１５℃／ｓ以下、とすることが、所望のパーライト量を確保するうえで好ましい。７００~５５０℃の温度域での冷却時間が１０ｓ未満では、パーライトの生成が不十分となり、所望の複合組織が得られず、所望の加工性を確保できない場合がある。
　上記した冷却処理を施した後、熱延板に溶融亜鉛めっき処理工程を施す。
　溶融亜鉛めっき処理工程では、熱延板は、通常、４５０℃近傍の温度に保持された溶融亜鉛めっき浴に浸漬され、熱延板表面に所望厚さの溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理を施される。溶融亜鉛めっき処理の条件は、所望の溶融亜鉛めっき層厚さに応じて、常用の条件を適用すればよく、とくに限定する必要はない。なお、溶融亜鉛めっき浴の浴温は４２０~５２０℃とすることが好ましい。４２０℃未満では亜鉛が凝固し、５２０℃を超えるとめっき性が低下する。
　なお、溶融亜鉛めっき処理工程に続き、必要に応じて、溶融亜鉛めっき処理により形成された溶融亜鉛めっき層を合金化する合金化処理工程を施しても良い。合金化処理は、４８０~５５０℃の温度範囲に加熱する処理とすることが好ましい。上記した温度範囲を外れると、所望の合金化が達成できない。
　以下、実施例に基づいて、本発明をさらに具体的に説明する。なお、本発明は、これらの実施例に限定されるものではない。
　表１に示す組成の溶鋼を溶製し、常法にて鋼素材とした。これら鋼素材に、表２に示す加熱温度、熱間圧延終了温度で熱間圧延を行い、１．６ｍｍ厚の熱延板とし、熱間圧延終了後、表２に示す巻取り温度でコイル状に巻き取った。その後、酸洗を施した。なお、一部の熱延板（板厚：３．２ｍｍ）には、酸洗後、さらに、圧下率：５０％の冷間圧延を施し１．６ｍｍ厚の冷延板とし、比較例とした。
　得られた熱延板あるいは冷延板に、さらに表２に示す条件で、第一の温度域の温度に加熱し、保持する焼鈍処理と、第一の温度域の温度から７００℃までを、表２に示す平均冷却速度で冷却し、さらに第二の温度域のうちの７００~５５０℃を、表２に示す冷却速度（冷却時間）で冷却し、さらに７００℃から溶融亜鉛めっき浴に浸漬するまでの温度の範囲である第二の温度域の滞留時間を表２に示す、滞留時間とする、冷却処理を行う、連続焼鈍工程を施した。なお、表２に示す各鋼板の変態点は上記した（１）式、（２）式を用いて算出した値である。
　上記した連続焼鈍工程を経た熱延板に、溶融亜鉛めっき浴（浴温：４６０℃）に浸漬し、溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理工程を施し、溶融亜鉛めっき板とした。一部の溶融亜鉛めっき板には、さらに５００℃に加熱し溶融亜鉛めっき層の合金化を行う合金化処理工程を施し、合金化溶融亜鉛めっき板とした。なお、溶融亜鉛めっき処理工程または合金化処理工程後に、溶融亜鉛めっき板または合金化溶融亜鉛めっき板に、伸び率：０．５％の調質圧延を施した。
　得られた溶融亜鉛めっき板または合金化溶融亜鉛めっき板から、試験片を採取し、組織観察、引張試験、穴拡げ試験を実施した。試験方法はつぎの通りとした。
（１）組織観察
　得られた溶融亜鉛めっき板または合金化溶融亜鉛めっき板から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）を研磨し、ナイタール液で腐食し、走査型電子顕微鏡（倍率：３０００倍）で３視野以上、組織観察し、撮像して、組織の種類、各相の組織全体に対する面積率を測定し、さらに第二相全面積の、組織全体に対する面積率を算出した。また、第二相に含まれるパーライトの平均結晶粒径も算出した。なお、パーライトの平均結晶粒径は、各パーライト粒の面積を測定し、該面積から円相当直径を算出し、得られた各粒の円相当直径を算術平均し、パーライト粒の平均結晶粒径とした。なお、測定したパーライトの粒数は２０個以上とした。また、パーライトの第二相全面積に対する面積率も算出した。
（２）引張試験
　得られた溶融亜鉛めっき板または合金化溶融亜鉛めっき板から、引張方向が、圧延方向に直角方向と一致するように、ＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ）を求めた。
（３）穴拡げ試験
　得られた溶融亜鉛めっき板または合金化溶融亜鉛めっき板から、１００ｍｍ角の穴拡げ試験片を採取した。そして、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ　１００１−１９９６の規定に準拠して、穴拡げ試験を実施し、穴拡げ率λ（％）を求めた。
　得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000005
　本発明例はいずれも、引張強さＴＳ：５４０ＭＰａ以上の高強度と、伸びＥｌ：３０％以上の高延性と、穴拡げ率λ：８０％以上の優れた伸びフランジ性と、を兼備する加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板となっている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の高強度が得られていないか、あるいは所望の伸びが得られていないか、所望の穴拡げ率λが得られていないかして、加工性が低下している。

Claims (16)

  1. 　基板である鋼板表面に、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、前記鋼板を、ｍａｓｓ％で、
    Ｃ　：０．０８~０．１５％、　　　　　　　　　　Ｓｉ：０．５~１．５％、
    Ｍｎ：０．５~１．５％、　　　　　　　　　　　　Ｐ　：０．１％以下、
    Ｓ　：０．０１％以下、　　　　　　　　　　　　　Ａｌ：０．０１~０．１％、
    Ｎ　：０．００５％以下
    を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、主相であるフェライト相と、少なくともパーライトを含む第二相とからなる組織と、を有し、組織全体に対する面積率で、前記フェライト相が７５~９０％、前記パーライトが１０~２５％で、かつ該パーライトの平均粒径が５μｍ以下であり、さらに前記パーライトが、前記第二相の全面積に対する面積率で７０％以上である高強度鋼板とすることを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｃｒ：０．０５~０．５％、Ｖ：０．００５~０．２％、Ｍｏ：０．００５~０．２％のうちから選ばれた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、ｍａｓｓ％で、Ｔｉ：０．０１~０．１％、Ｎｂ：０．０１~０．１％のうちから選ばれた１種または２種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、ｍａｓｓ％で、Ｂ：０．０００３~０．００５０％を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいず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、ｍａｓｓ％で、Ｎｉ：０．０５~０．５％、Ｃｕ：０．０５~０．５％のうちから選ばれた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のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. 　前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｃａ：０．００１~０．００５％、ＲＥＭ：０．００１~０．００５％のうちから選ばれた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５のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  7. 　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６のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  8. 　鋼素材に、熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、前記熱延板に酸洗を施したのち、該熱延板に、連続溶融亜鉛めっきラインで、焼鈍処理と、該焼鈍後、溶融亜鉛めっき浴に侵入するまでの温度まで冷却する冷却処理とを施す連続焼鈍工程と、該連続焼鈍工程後、該熱延板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、該熱延板表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理を行う溶融亜鉛めっき処理工程と、を連続して施し、表面に、溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、前記鋼素材を、ｍａｓｓ％で、
    Ｃ　：０．０８~０．１５％、　　　　　　　　　　Ｓｉ：０．５~１．５％、
    Ｍｎ：０．５~１．５％、　　　　　　　　　　　　Ｐ　：０．１％以下、
    Ｓ　：０．０１％以下、　　　　　　　　　　　　　Ａｌ：０．０１~０．１％、
    Ｎ　：０．００５％以下
    を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記焼鈍処理を、Ａｃ１変態点~Ａｃ３変態点の第一の温度域で５~４００ｓ間保持する焼鈍処理とし、前記冷却処理を、前記焼鈍処理後、前記第一の温度域から７００℃までを、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、さらに７００℃から溶融亜鉛めっき浴に侵入するまでの温度の第二の温度域での滞留時間を１５~４００ｓとする冷却処理をすることを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  9. 　前記熱延工程が、前記鋼素材を１１００~１２８０℃の範囲の温度に加熱したのち、熱間圧延終了温度：８７０~９５０℃とする熱間圧延を行い熱延板とし、該熱間圧延の終了後、該熱延板を、巻取り温度：３５０~７２０℃として巻き取る、工程であることを特徴とする請求項８の記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  10. 　前記第二の温度域のうち、７００~５５０℃の温度域での冷却時間を１０ｓ以上とすることを特徴とする請求項８または９に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  11. 　前記溶融亜鉛めっき処理工程に引続いて、前記溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行う合金化処理工程を施すことを特徴とする請求項８ないし１０のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  12. 　前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｃｒ：０．０５~０．５％、Ｖ：０．００５~０．２％、Ｍｏ：０．００５~０．２％のうちから選ばれた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８ないし１１のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  13. 　前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｔｉ：０．０１~０．１％、Ｎｂ：０．０１~０．１％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項８ないし１２のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  14. 　前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｂ：０．０００３~０．００５０％を含有することを特徴とする請求項８ないし１３のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  15. 　前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｎｉ：０．０５~０．５％、Ｃｕ：０．０５~０．５％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項８ないし１４のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  16. 　前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｃａ：０．００１~０．００５％、ＲＥＭ：０．００１~０．００５％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項８ないし１５のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
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