WO2018146828A1 - 高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 Download PDF

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達也 中垣内
正貴 木庭
辰哉 江橋
真人 今村
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
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    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • 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 galvanized steel sheet used for automobile parts and the like and a method for producing the same. More specifically, the present invention relates to a high-strength galvanized steel sheet having excellent delayed fracture resistance and a method for producing the same.
  • Patent Document 1 is a patent in which delayed fracture characteristics are improved by adding a large amount of B.
  • C 0.11 to 0.20%
  • Si 0.11 to 0.35%
  • Mn 2.0 to 3.0%
  • P 0.1% or less
  • S 0.01% or less
  • Al 0.001 to 1.5%
  • Ti 0.001 to 0.30%
  • N 0.02% or less
  • B 0.0021 to 0.0080% or less.
  • the component composition is C: 0.12 to 0.25%, Si: 1.0 to 3.0%, Mn: 1.5 to 3.0%, P: 0.15%
  • S: 0.02% or less, Al: 0.4% or less is satisfied, the balance is made of steel with Fe and inevitable impurities, and the Si / C content ratio (Si / C) is 7 to 7 by mass ratio.
  • the steel structure of the longitudinal section in the range of 14 is a space factor with respect to the entire structure, 1) bainitic ferrite: 50% or more, 2) lath-like retained austenite: 3% or more, 3) block-like retained austenite 4)
  • the average size of the block-like second phase is 10 ⁇ m or less, elongation and stretch flangeability and weldability are good, and delayed fracture resistance
  • Patent Document 1 or 2 after applying stress such as bending or tension to a test piece, the specimen is immersed in an acidic solution for a certain period of time, and hydrogen is penetrated into the steel sheet to evaluate delayed fracture. Yes.
  • evaluation is performed by forcing hydrogen into the steel, and the influence of hydrogen that enters during the manufacturing process of the steel sheet cannot be evaluated. Therefore, in order to evaluate the delayed fracture characteristics of the plated steel sheet, it is necessary to evaluate the delayed fracture resistance using a test piece that has been plated.
  • steel sheets for automobiles are used after processing such as shearing is applied. Since the shear plane causes delayed fracture, it is necessary to evaluate delayed fracture from the shear plane.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength galvanized steel sheet having excellent delayed fracture resistance and a method for producing the same by reducing the amount of diffusible hydrogen in the steel.
  • the inventors of the present invention have made extensive studies to solve the above problems. As a result, it was found that in order to obtain excellent delayed fracture resistance, it is necessary to reduce the amount of diffusible hydrogen that moves at a low temperature of 200 ° C. or less, particularly in the base steel. In addition, by controlling the production conditions such as the hydrogen concentration in the furnace and the composition of the components and the steel structure, the amount of diffusible hydrogen in the steel is reduced, and a high-strength galvanized steel sheet with excellent delayed fracture resistance is produced. Successful. Furthermore, it was found that by reducing the half-value width of the released hydrogen peak, the amount of hydrogen concentration in the damaged portion of the steel plate caused by shearing or the like was reduced, and the delayed fracture resistance was excellent.
  • the summary is as follows.
  • a test plate on a strip having a major axis length of 30 mm and a minor axis length of 5 mm is collected from the center of the width of the high-strength galvanized steel sheet. After sampling, the plating on the surface of the test plate is completely removed with a handy router.
  • the analysis start temperature is 25 ° C.
  • the analysis end temperature is 300 ° C.
  • the rate of temperature increase The hydrogen is analyzed at 200 ° C./hour, and the amount of hydrogen released (wt. Ppm / min), which is the amount of hydrogen released from the test plate surface at each temperature, is measured. Based on the relationship between the amount of released hydrogen and the temperature, the half width of the released hydrogen peak is calculated. Further, the total amount of released hydrogen from the analysis start temperature to 200 ° C. is calculated as the amount of diffusible hydrogen.
  • the component composition further includes, by mass%, Nb: 0.001% to 0.10%, Ti: 0.001% to 0.10%, V: 0.001% to 0.3 % High-strength galvanized steel sheet according to [1], containing one or more elements selected from the following.
  • the component composition further includes, by mass%, Mo: 0.001% to 1.0%, Cr: 0.001% to 1.0%, and B: 0.005% or less.
  • the component composition further includes one or two kinds selected from Cu: 0.001% to 1.0% and Ni: 0.001% to 1.0% by mass.
  • the high-strength galvanized steel sheet according to any one of [1] to [3] containing an element.
  • the component composition further contains, by mass%, one or two elements selected from Sn: 0.2% or less and Sb: 0.2% or less [1] to [4 ]
  • the high-strength galvanized steel sheet according to any of the above.
  • the component composition further includes, by mass%, Mg: 0.0001% to 0.01%, Ca: 0.0001% to 0.01%, Ce: 0.0001% to 0.01% % Or less, La: 0.0001% or more and 0.01% or less, REM: One or more elements selected from 0.0001% or more and 0.01% or less [1] to [5 ]
  • the high-strength galvanized steel sheet according to any of the above.
  • the hot-rolled steel sheet obtained in the rolling step and the hot rolling step is heated to a temperature range of AC3 point ⁇ 40 ° C. or higher, and in a furnace having a hydrogen concentration of 2% by volume or more and less than 10% by volume for 10 seconds.
  • the galvanizing step for cooling to the above and the plated plate obtained in the galvanizing step are re-treated under the condition that the heating temperature is 50 ° C. or higher and 300 ° C. or lower and the residence time in the temperature range of 50 ° C. or higher and 300 ° C. or lower is 30 seconds or longer Reheating to heat and cool to room temperature after reheating Method of producing a high strength galvanized steel sheet having a degree, the.
  • Hot roll in which a slab having the component composition according to any one of [1] to [6] is rolled at a finish rolling finish temperature of 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower and wound at a winding temperature of 700 ° C. or lower.
  • the rolling step the hot-rolled steel sheet obtained by the hot rolling step, pickling, and cold rolling step of cold-rolled, cold-rolled steel sheet obtained by the cold rolling step, a C3 point -
  • the average cooling rate is 600 ° C or lower under the condition of 5 ° C / second or higher.
  • the residence time is reheated under conditions of more than 30 seconds, after ⁇ heating, the method of producing a high strength galvanized steel sheet having a reheating step of cooling to room temperature.
  • the hot-rolled steel sheet obtained in the rolling step and the hot rolling step is heated to a temperature range of AC3 point ⁇ 40 ° C. or higher, and in a furnace having a hydrogen concentration of 2% by volume or more and less than 10% by volume for 10 seconds.
  • the average cooling rate is 600 ° C. or lower under the condition of 5 ° C./second or higher.
  • the hot-rolled steel sheet obtained in the rolling step and the hot rolling step is heated to a temperature range of AC3 point ⁇ 40 ° C. or higher, and in a furnace having a hydrogen concentration of 2% by volume or more and less than 10% by volume for 10 seconds.
  • an annealing process in which the average cooling rate is 1 ° C./second or more is cooled to room temperature, and an electroplating process is performed on the annealed plate obtained in the annealing process.
  • a galvanizing step of cooling to room temperature after being retained in a temperature range of not less than 300 ° C and not more than 300 ° C under conditions of a retention time of 30 seconds or more.
  • An annealing step for cooling to the cooling stop temperature of the electrode, and an electroplating treatment is performed on the annealed plate obtained in the annealing step, and after the electroplating treatment, a condition of a residence time of 30 seconds or more in a temperature range of 50 ° C to 300 ° C And galvanizing step of cooling to room temperature Method of manufacturing strength galvanized steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet obtained in the rolling step and the hot rolling step is heated to a temperature range of AC3 point ⁇ 40 ° C. or higher, and in a furnace having a hydrogen concentration of 2% by volume or more and less than 10% by volume for 10 seconds. After holding for the above time, an annealing process for cooling to a cooling stop temperature of 600 ° C.
  • Reheat, and after reheating, cool to room temperature Method of producing a high strength galvanized steel sheet having a heating step.
  • the temperature is 50 ° C. or higher and 300 ° C. or lower, 50 ° C. or higher and 300 ° C. or lower.
  • the residence time in degrees zone is reheated under conditions of more than 30 seconds, after ⁇ heating, the method of producing a high strength galvanized steel sheet having a reheating step of cooling to room temperature.
  • the present invention reduces the amount of diffusible hydrogen in steel by adjusting the hydrogen concentration in the furnace and controlling the component composition, steel structure, and production conditions. It is adjusted to a specific component composition and a specific steel structure, and the amount of diffusible hydrogen is 0.5 wt.
  • the half-value width of the released hydrogen peak is 70 ° C. or less, the high strength galvanized steel sheet having excellent delayed fracture resistance and a tensile strength of 980 MPa or more is obtained.
  • the high-strength galvanized steel sheet of the present invention to automobile structural members, it is possible to achieve both higher strength and improved delayed fracture resistance of automobile steel sheets. That is, the present invention improves the performance of the automobile body.
  • the high-strength galvanized steel sheet of the present invention includes a steel sheet and a galvanized layer formed on the steel sheet.
  • the steel sheet will be described in the order of the component composition and steel structure, and then the galvanized layer will be described.
  • the diffusible hydrogen content and the half-value width of the released hydrogen peak which are the properties of the high-strength galvanized steel sheet, will be described. explain.
  • strength galvanized steel plate of this invention it demonstrates after demonstrating a high strength galvanized steel plate.
  • C 0.10% or more and 0.5% or less C has a great influence on the strength of the steel sheet, so it needs to be added to some extent. Further, since C is an element that lowers the transformation point, the inclusion of C makes it possible to perform austenite annealing at a lower temperature and is very effective in suppressing the formation of ferrite that lowers the tensile strength. . If the C content is less than 0.10%, the tensile strength of 980 MPa or more is not reached even if the production conditions are optimized. Therefore, the C content is 0.10% or more, preferably 0.12% or more. More preferably, it is 0.14% or more. More preferably, it is 0.16% or more.
  • the C content is 0.5% or less.
  • the C content is 0.4% or less. More preferably, it is 0.35% or less. More preferably, it is 0.30% or less.
  • Si 0.001% or more and less than 0.5%
  • Si is an element that suppresses the formation of carbides in the steel sheet and increases strength and formability.
  • the Si content is set to 0.001% or more.
  • it is 0.010% or more, More preferably, it is 0.030% or more. More preferably, it is 0.060% or more.
  • the Si content is less than 0.5%.
  • it is 0.3% or less, More preferably, it is 0.2% or less, More preferably, it is 0.15% or less.
  • Mn 2.0% to 3.5%
  • Mn is an element that increases the tensile strength of the steel sheet as a solid solution strengthening element. Moreover, since Mn has the effect of improving hardenability, the production of ferrite can be suppressed during the cooling process during annealing by containing Mn. If the Mn content is less than 2.0%, the amount of ferrite produced increases, and the tensile strength of 980 MPa or more is not reached. Therefore, the Mn content is 2.0% or more. Preferably it is 2.1% or more, More preferably, it is 2.2% or more, More preferably, it is 2.3% or more.
  • the Mn content exceeds 3.5%, segregation of P to the grain boundary is promoted, and the delayed fracture resistance is deteriorated. Therefore, the Mn content is 3.5% or less. Preferably it is 3.0% or less, More preferably, it is 2.8% or less, More preferably, it is 2.6% or less.
  • P 0.05% or less
  • P is usually inevitably contained as an impurity element. P segregates at the prior austenite grain boundaries and embrittles the grain boundaries, thereby promoting cracks in the damaged portion of the steel sheet. As a result, the diffusible hydrogen concentration at the crack tip increases and the delayed fracture resistance decreases. Therefore, the P content should be as low as possible, and may not be included (may be 0%).
  • the P content is 0.05% or less. Preferably it is 0.03% or less. More preferably, the content is 0.02% or less. In consideration of manufacturing costs, the P content is preferably 0.001% or more. More preferably, it is 0.005% or more.
  • S 0.020% or less
  • S is usually inevitably contained as an impurity element. S forms MnS inclusions in the steel, and when this becomes coarse, the diffusible hydrogen concentration at the interface between the iron matrix and the MnS inclusions is increased, and the delayed fracture resistance is reduced. Therefore, the S content should be as low as possible and may not be included (may be 0%).
  • the S content is 0.020% or less, preferably 0.010% or less, more preferably 0.008% or less. In consideration of the manufacturing cost, the S content is preferably 0.0005% or more. More preferably, it is 0.001% or more.
  • Al 0.01% to 1.0%
  • Al is an element contained as a deoxidizer.
  • the Al content is set to 0.01% or more.
  • it is 0.02% or more, More preferably, it is 0.03% or more.
  • the Al content exceeds 1.0%, the cleanliness of the steel is lowered, and inclusions such as alumina are increased and coarsened.
  • the diffusible hydrogen concentration at the interface between inclusions such as the iron matrix and alumina is increased, and the delayed fracture resistance is reduced. Therefore, in order to obtain good delayed fracture resistance, the Al content is set to 1.0% or less.
  • it is 0.7% or less, More preferably, it is 0.5% or less.
  • the N content should be as low as possible and may not be included (may be 0%).
  • the N content is 0.010% or less, preferably 0.007% or less. More preferably, it is 0.005% or less.
  • the N content is preferably 0.0001% or more. More preferably, it is 0.001% or more.
  • the above component composition can contain the following optional components as long as the effects of the present invention are not impaired.
  • Nb 0.001% to 0.10%
  • Ti 0.001% to 0.10%
  • V 0.001% to 0.3%
  • Nb has preferable 0.010% or more, More preferably, it is 0.020% or more. More preferably, it is 0.025% or more.
  • Ti is preferably 0.010% or more, more preferably 0.015% or more. More preferably, it is 0.020% or more.
  • V is preferably 0.010% or more, and more preferably 0.020% or more.
  • Nb is preferable 0.080% or less, More preferably, it is 0.070% or less. More preferably, it is 0.065% or less.
  • Ti is preferably 0.090% or less, and more preferably 0.070% or less. More preferably, it is 0.065% or less.
  • V is preferably 0.060% or less, more preferably 0.040% or less. More preferably, it is 0.035% or less.
  • Mo 0.001% or more and 1.0% or less
  • Cr 0.001% or more and 1.0% or less
  • B 0.005% or less
  • These elements improve hardenability and generate ferrite during annealing. It is an element that acts to suppress and increase the tensile strength. In order to obtain the effect, a content equal to or higher than the lower limit value of each regulation is necessary. In addition, for each element, if the specified upper limit is exceeded, precipitates and inclusions increase and coarsen, thereby increasing the diffusible hydrogen concentration at the interface between the iron matrix phase and the precipitates and inclusions. , Delayed fracture resistance is reduced. Therefore, the content is not more than the upper limit value of each regulation.
  • Mo is 0.05% or more, More preferably, it is 0.10% or more.
  • Cr is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • B is preferably 0.0008% or more, more preferably 0.0010% or more.
  • Mo is 0.50% or less, More preferably, it is 0.40% or less.
  • Cr is preferably 0.70% or less, more preferably 0.60% or less.
  • B is preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0020% or less.
  • the above elements may be contained alone or in combination of two or more.
  • Cu 0.001% or more and 1.0% or less
  • Ni 0.001% or more and 1.0% or less
  • Cu is 0.01% or more, More preferably, it is 0.02% or more. More preferably, it is 0.05% or more.
  • Ni is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more. More preferably, it is 0.05% or more.
  • Cu is 0.80% or less, More preferably, it is 0.60% or less. Ni is preferably 0.60% or less, more preferably 0.40% or less.
  • Sn 0.2% or less
  • Sb 0.2% or less
  • Sn and Sb are elements that suppress decarburization of the steel sheet surface caused by nitriding and oxidation of the steel sheet surface. By suppressing decarburization, a reduction in the amount of martensite produced on the steel sheet surface is prevented, and a decrease in tensile strength is prevented.
  • the upper limit value is not more than each regulation.
  • Sn is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.010% or more.
  • Sb is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.010% or more.
  • Sn is preferably 0.04% or less, more preferably 0.02% or less.
  • Sb is preferably 0.05% or less, and more preferably 0.03% or less.
  • the above elements may be contained alone or in two kinds.
  • Mg 0.0001% to 0.01%
  • Ca 0.0001% to 0.01%
  • Ce 0.0001% to 0.01%
  • La 0.0001% to 0.01%
  • REM 0.0001% or more and 0.01% or less
  • any element is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less.
  • the above elements may be contained alone or in combination of two or more.
  • the balance other than the above is Fe and inevitable impurities.
  • the effect of this invention is not impaired even if it contains the said arbitrary component less than a lower limit, the arbitrary component less than a lower limit shall be contained as an unavoidable impurity.
  • Total area ratio of martensite and tempered martensite 30% or more
  • the steel structure constituting the steel sheet needs to contain martensite and tempered martensite. If the area ratio of martensite and tempered martensite relative to the entire steel structure is less than 30%, it becomes difficult to ensure a tensile strength of 980 MPa or more. Accordingly, the total area ratio of martensite and tempered martensite is 30% or more, preferably 40% or more. Further, the ratio of tempered martensite and martensite may be controlled in accordance with the required characteristics.
  • martensite refers to a hard structure formed from austenite at a low temperature (below the martensite transformation point), and tempered martensite refers to a structure that is tempered when the martensite is reheated.
  • the upper limit of the total area ratio of martensite and tempered martensite is not particularly limited, but is preferably 80% or less, more preferably 70% or less.
  • the contents of martensite and tempered martensite are not particularly limited. Usually, the area ratio of martensite is often 20% or less. The area ratio of tempered martensite is often 30% or more.
  • the upper limit of the area ratio of tempered martensite is, for example, 44% or less, 35% or less, and further less than 30%.
  • ferrite is a structure formed by transformation from austenite at a relatively high temperature and consisting of crystal grains of a BCC lattice.
  • Pearlite refers to a lamellar structure composed of ferrite and cementite
  • bainite refers to a hard structure formed from austenite at a relatively low temperature (above the martensitic transformation point), with fine carbides dispersed in acicular or plate-like ferrite. Point to.
  • the ferrite area ratio is preferably 20% or less, more preferably 19%, and still more preferably 10% or less from the viewpoint of securing strength.
  • the lower limit of the area ratio of ferrite is not particularly limited, but is usually 1% or more in many cases.
  • the total area ratio of bainite and pearlite is preferably 70% or less, more preferably 60% or less.
  • the lower limit of the total area ratio of bainite and pearlite is not particularly limited, but is often 35% or more.
  • the galvanized layer is not particularly limited. In the present invention, a hot dip galvanized layer, an alloyed hot dip galvanized layer, and an electrogalvanized layer are preferred.
  • the composition of the galvanized layer is not particularly limited as long as it is a general one. Generally, Fe: 0 mass% or more and 20 mass% or less, Al: 0 mass% or more and 1.0 mass% or less, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, A composition comprising one or more selected from Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM in a total of 0% by mass to 3.5% by mass, with the balance being Zn and inevitable impurities It is. Thus, components other than Zn may or may not be included. Examples of the plating containing components other than Zn include Zn—Ni electroplating, hot dip zinc-aluminum plating, hot dip zinc-aluminum-magnesium plating, and the like.
  • the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet is 0.50 wt. ppm or less (including 0wt.ppm)
  • the amount of diffusible hydrogen refers to the cumulative amount of hydrogen released up to 200 ° C. when the temperature is increased at a temperature increase rate of 200 ° C./hr using a temperature-programmed desorption analyzer after removing the plating. It is. Specifically, it is the amount of diffusible hydrogen obtained by the method described in the examples.
  • the amount of diffusible hydrogen in the steel is 0.50 wt. If it exceeds ppm, the desired delayed fracture resistance cannot be obtained. Therefore, the amount of diffusible hydrogen in the steel is 0.50 wt. ppm or less. Preferably 0.45 wt.
  • ppm or less more preferably 0.40 wt. ppm or less. Although it does not specifically limit about a minimum, Usually, 0.01 wt. ppm or more and 0.05 wt. ppm or more and 0.10 wt. ppm or more and 0.20 wt. Often it is at least ppm.
  • the half-value width of the released hydrogen peak is 70 ° C. or less
  • the half-value width of the released hydrogen peak is the difference between the maximum value and the minimum value of the half value of the released hydrogen peak value generated when the steel sheet is heated. Specifically, it is the half width of the released hydrogen peak obtained by the method described in the examples.
  • the amount of diffusible hydrogen in the steel is 0.50 wt. Even when the amount is as low as ppm or less, when the half-value width is as wide as more than 70 ° C., a large amount of diffusible hydrogen diffuses at a low temperature, that is, low energy.
  • the half width of the released hydrogen peak is 70 ° C. or less, preferably 65 ° C. or less, more preferably 60 ° C. or less.
  • the lower limit of the half-value width of the released hydrogen peak is not particularly limited, but is usually 10 ° C. or higher and 20 ° C. or higher in many cases.
  • the manufacturing method of a high-strength galvanized steel sheet includes a hot rolling process, a cold rolling process performed as necessary, an annealing process, a galvanizing process, and a reheating process performed as necessary. .
  • the temperature is the steel sheet surface temperature unless otherwise specified.
  • the steel sheet surface temperature can be measured using a radiation thermometer or the like.
  • the hot rolling step is a step of rolling a slab having the above component composition at a finish rolling finishing temperature of 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower and winding it at a winding temperature of 700 ° C. or lower.
  • the slab to be used is preferably produced by a continuous casting method in order to prevent macro segregation of components.
  • the slab can also be produced by an ingot casting method or a thin slab casting method.
  • the temperature of the slab subjected to this hot rolling is preferably 1000 ° C. or higher.
  • the temperature of the slab is preferably 1000 ° C. or higher.
  • Finishing rolling end temperature 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower Finishing rolling end temperature is set at 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower.
  • the finish rolling finish temperature is 800 ° C. or higher, preferably 850 ° C. or higher.
  • the finish rolling end temperature is set to 1000 ° C. or less. The temperature is preferably 950 ° C. or lower.
  • the cooled steel sheet is wound at a temperature of 700 ° C. or lower.
  • the coiling temperature is higher than 700 ° C., the surface of the base iron may be decarburized, resulting in a difference in structure between the inside and the surface of the steel sheet, which causes unevenness in alloy concentration. Therefore, the coiling temperature is 700 ° C. or lower, preferably 650 ° C. or lower.
  • the minimum of coiling temperature is not specifically limited, In order to prevent the fall of cold rolling property, 450 degreeC or more is preferable.
  • the cold rolling step is a step of pickling and cold rolling the hot rolled steel sheet obtained in the hot rolling step.
  • the conditions for pickling are not particularly limited.
  • the rolling reduction of the cold rolling is not particularly limited, but when the rolling reduction is less than 20%, the flatness of the surface is poor and there is a risk that the structure becomes non-uniform, so the rolling reduction is 20% or more. Is preferred.
  • the upper limit of the rolling reduction is not particularly limited, but in the present invention, it is often 70% or less. If the present invention is satisfied with the steel structure and mechanical properties, the cold rolling step may be omitted.
  • the annealing process is performed after the hot rolling process.
  • the hot-rolled steel sheet or the cold-rolled steel sheet was heated to a temperature range of AC3 point ⁇ 40 ° C. or higher and held for 10 seconds or longer in a furnace having a hydrogen concentration of 2% by volume or more and less than 10% by volume. Then, it is the process of cooling on the conditions whose average cooling rate to 600 degreeC is 5 degree-C / sec or more.
  • Annealing temperature AC 3 point ⁇ 40 ° C. or more
  • the annealing temperature is set to AC3 point ⁇ 40 ° C. or higher.
  • the AC3 point is preferably ⁇ 20 ° C. or higher.
  • the upper limit of the annealing temperature is not particularly limited, but the annealing temperature is preferably 900 ° C. or less from the viewpoint of suppressing the coarsening of the austenite grain size.
  • Hydrogen concentration in the furnace 2% by volume or more and less than 10% by volume
  • the hydrogen concentration in the furnace is 2% by volume or more, preferably 5% by volume or more.
  • the hydrogen concentration in the furnace is 10% by volume or more, the amount of diffusible hydrogen is 0.50 wt. Over ppm, delayed fracture resistance decreases. Therefore, the hydrogen concentration in the furnace is less than 10% by volume, preferably less than 9% by volume.
  • the holding time at the annealing temperature is 10 seconds or more. If the holding time is less than 10 seconds, the dissolution of carbide and the austenite transformation do not proceed sufficiently, so that ferrite tends to remain in the steel structure and it becomes difficult to obtain a tensile strength of 980 MPa or more. Therefore, the holding time at the annealing temperature is 10 seconds or longer, preferably 20 seconds or longer.
  • the upper limit of the holding time at the annealing temperature is not particularly limited, but the holding time at the annealing temperature is preferably 1200 seconds or less from the viewpoint of suppressing the coarsening of the austenite grain size. More preferably, it is 300 seconds or less, More preferably, it is 100 seconds or less.
  • the average cooling rate is 5 ° C./second or more, preferably 10 ° C./second or more.
  • This average cooling rate is an average cooling rate up to 100 ° C. (up to that temperature when the cooling stop temperature is higher than 100 ° C.).
  • the average cooling rate until the start of holding To do.
  • the upper limit of an average cooling rate is not specifically limited, 70 degrees C / second or less is preferable, More preferably, it is 40 degrees C / second or less.
  • the cooling stop temperature shall be 600 ° C or lower. This is because if it exceeds 600 ° C., the delayed fracture resistance is deteriorated. Preferably it is 550 degrees C or less.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly limited, but is often 100 ° C. or higher in the present invention.
  • the holding temperature is preferably 600 ° C. or lower.
  • the holding time is not particularly limited, if it exceeds 1200 seconds, bainite is excessively generated, the area ratio of the bainite in the entire steel structure exceeds 70%, and it becomes difficult to secure a tensile strength of 980 MPa or more. Accordingly, the holding time is preferably 1200 seconds or less. More preferably, it is 300 seconds or less, More preferably, it is 100 seconds or less.
  • a galvanizing process is performed.
  • the contents of the galvanizing process are different depending on whether or not the reheating process is performed thereafter.
  • a galvanization process is performed and then a reheating process is performed is demonstrated.
  • electroplating since the conditions of a galvanization process differ, this is demonstrated at the end of description of a galvanization process.
  • the galvanizing process performed prior to the reheating process is a process in which the annealed plate obtained in the annealing process is subjected to galvanizing treatment and cooled to room temperature.
  • the type of galvanizing treatment is not particularly limited, and examples thereof include hot dip galvanizing treatment and alloyed hot dip galvanizing treatment.
  • As the plating treatment when performing hot dip galvanizing treatment, 0.12 to 0.22% by mass, and when performing galvannealing treatment, 0.08 to 0.18% by mass. Often has a dissolved Al content.
  • an annealing plate is inserted into a plating bath having a bath temperature of 440 to 500 ° C. to perform plating, and the amount of adhesion is adjusted by gas wiping or the like.
  • the alloying hot dip galvanizing treatment is performed, for example, under the condition that after adjusting the adhesion amount, the alloy is heated to 450 to 600 ° C. and held for 1 to 30 seconds.
  • the cooling rate when cooling to room temperature after the galvanizing treatment is not particularly limited.
  • the room temperature means 0 to 50 ° C.
  • the reheating step performed after the galvanizing step is a condition in which the plating plate obtained in the galvanizing step has a heating temperature of 50 ° C. or higher and 300 ° C. or lower, and a residence time in a temperature range of 50 ° C. or higher and 300 ° C. or lower is 30 seconds or longer. And reheating to room temperature after the reheating.
  • the heating temperature is 50 ° C to 300 ° C.
  • the diffusible hydrogen in the steel sheet is reduced, especially by reducing the diffusible hydrogen in the low temperature region that is easy to diffuse, the half-value width of the released hydrogen peak is reduced, and delayed fracture resistance Will improve.
  • the heating temperature is less than 50 ° C., the amount of movable diffusible hydrogen is small and the above effect does not occur.
  • the heating temperature exceeds 300 ° C., the strength decreases due to softening of martensite. Therefore, the heating temperature is 50 ° C. or higher and 300 ° C. or lower, preferably 60 ° C. or higher and 280 ° C. or lower.
  • the residence time in the reheating process shall be 30 seconds or more. If the residence time in the reheating step is less than 30 seconds, the diffusion time of hydrogen is short, which is insufficient to reduce diffusible hydrogen in the steel. Therefore, the residence time in the reheating step is 30 seconds or longer, preferably 40 seconds or longer.
  • the upper limit is not particularly limited, but it is preferably within 3 days from the viewpoint of suppressing the decrease in strength due to productivity and coarsening of carbides.
  • the galvanizing step means that the annealed plate obtained in the annealing step is subjected to a galvanizing treatment, and the average cooling rate is 1 ° C./second to 20 ° C./second, 50 ° C. to 300 ° C. This is a step of cooling to room temperature under the condition that the residence time in the temperature range is 30 seconds or more.
  • the galvanizing treatment can be performed in the same manner as the galvanizing treatment in the case of performing the reheating step, and thus description thereof is omitted.
  • the average cooling rate is 1 ° C./second or more. In order to gain time for diffusible hydrogen in the steel to be released to the atmosphere, the average cooling rate needs to be 20 ° C./second or less.
  • the galvanizing step of the manufacturing method that does not perform the reheating step is to perform electrogalvanizing treatment on the annealed plate obtained in the annealing step, and after the electrogalvanizing treatment, 50 ° C or more and 300 ° C or less This is a step of cooling to room temperature after being kept in the temperature range under conditions of a residence time of 30 seconds or more.
  • the Fe density of the Fe—Zn alloy layer is changed by adjusting the current density in the range of 10 to 80 A / dm 2 and the electrolysis time is adjusted to cover the Fe—Zn alloy layer.
  • the amount can be varied.
  • the temperature range, residence time, and technical significance of the reheating process in the case of performing plating treatment other than the above-described electroplating are the same. Omitted.
  • the galvanizing process of the manufacturing method in which the reheating process is performed is a process in which the annealed plate obtained in the annealing process is subjected to electrogalvanizing treatment and cooled to room temperature. Since the electrogalvanizing treatment is the same as the case where the reheating step is not performed, the description is omitted.
  • the room temperature means 0 to 50 ° C.
  • the reheating step in the production method in the case of electroplating means that the plating plate obtained in the galvanizing step is a residence time of 30 seconds in the temperature range where the heating temperature is 50 ° C. or higher and 300 ° C. or lower and 50 ° C. or higher and 300 ° C. or lower. This is a step of reheating under the above conditions and cooling to room temperature after the reheating.
  • the technical significance of the temperature and the residence time in this reheating step is the same as the technical significance of the temperature and the residence time of the reheating step of the manufacturing method in the case of not electroplating, and the description thereof will be omitted.
  • a steel having the composition shown in Table 1 and the balance being Fe and inevitable impurities was melted in a vacuum melting furnace, and then rolled into a 27 mm thick rolled material.
  • the obtained rolled material was hot-rolled to a thickness of 4.0 to 2.8 mm.
  • the hot rolling conditions were such that the slab heating temperature was 1000 ° C. to 1250 ° C., and hot rolling was performed under the conditions shown in Table 2.
  • a sample to be cold-rolled was obtained by grinding a hot-rolled steel sheet to a plate thickness of 3.2 mm and then cold-rolling to a plate thickness of 2.5 to 1.4 mm to produce a cold-rolled steel plate.
  • the hot-rolled steel sheet or cold-rolled steel sheet obtained as described above was heat-treated under the conditions shown in Table 2 to produce a galvanized steel sheet.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet was manufactured at an alloying temperature of 550 ° C.
  • a divalent iron ion concentration: 150 g / L and a divalent zinc ion concentration: 40 g / L were added as sulfates as an electroplating solution, and the pH was adjusted to 2.0 with sulfuric acid. A thing was used.
  • the adhesion amount of hot dip galvanizing, alloying hot dip galvanizing, and electrogalvanizing was in the range of 35 g / m 2 or more and 50 g / m 2 or less per one side.
  • the structure fraction is investigated by analyzing the steel structure, and tensile properties such as tensile strength are evaluated by conducting a tensile test, and constant load tension is applied.
  • the delayed fracture resistance was evaluated by testing. The method of each evaluation is as follows.
  • the area ratios of ferrite, pearlite, and bainite were calculated by the same method.
  • the above tissues were distinguished by color and carbide form in the tissues. Ferrite has a black structure, pearlite has a structure in which ferrite and carbide are arranged in layers, and bainite has a structure in which carbide is dispersed in the grains.
  • Delayed fracture test From a galvanized steel sheet, a plate on a strip having a major axis length of 100 mm and a minor axis length of 20 mm is taken from a direction perpendicular to the rolling direction, and the diameter of the central axis of the major axis and the minor axis is 15 mm, and the clearance is 12.5. Perforated holes in%. Delayed fracture resistance was evaluated by the presence or absence of delayed fracture from this punched hole. Further, in order to prevent the release of diffusible hydrogen in the steel due to changes over time, the time from when the strip-shaped plate was collected from the large plate to when the tensile test for delayed fracture was started was set within 10 minutes. The loading time was a maximum of 100 hours.
  • the critical stress is defined as the maximum stress at which no crack occurred after 100 hours of loading (here, crack means fracture at the time of tensile stress load), and the delayed fracture resistance characteristics are determined by the ratio of the critical stress and the yield stress. evaluated.
  • the limit stress / yield stress is 1.00 or more, the delayed fracture resistance is excellent, and when it is less than 1.00, the delayed fracture resistance is inferior.
  • Fig. 1 shows an example of a hydrogen profile diagram in which the amount of diffusible hydrogen in steel and the half-value width of the released hydrogen peak are calculated.
  • the amount of diffusible hydrogen up to 200 ° C was calculated from the area up to 200 ° C.
  • the half-value width of the released hydrogen peak was calculated from the difference between the maximum temperature and the minimum temperature in the amount of released hydrogen at half the peak value.
  • the plating property is confirmed by visual observation and SEM observation.
  • the plating property that is uniformly deposited on the entire surface of the steel sheet is regarded as good plating property ( ⁇ (Good)), and the portion having no plating property is poorly plated ( X (NG)).
  • Evaluation of the plating property by SEM observation was carried out by observing the steel sheet surface at a magnification of 150 times.
  • the tensile strength (TS) is 980 MPa or more, the difference between the critical stress and the yield stress is 1.00 or more, and the plating property item is “ ⁇ ”.
  • Inventive examples are shown in Table 3 as invention steels.
  • the tensile strength (TS) is less than 980 MPa, the difference between the critical stress and the yield stress is less than 1.00, and the item of plating property is “x”. Note that the items in Tables 1 to 3 that are painted black indicate that the requirements, manufacturing conditions, and characteristics of the present invention are not satisfied.

Abstract

鋼中の拡散性水素量を低減することにより、耐遅れ破壊特性に優れる高強度亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供する。　特定の成分組成と、面積率で、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計が３０％以上である鋼組織と、を有する鋼板と、該鋼板の表面に形成された亜鉛めっき層と、を備え、下記の分析方法から得られる拡散性水素量が０．５０ｗｔ．ｐｐｍ以下、放出水素ピークの半価幅が７０℃以下である高強度亜鉛めっき鋼板。

Description

高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
　本発明は、自動車部品等に用いられる高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、耐遅れ破壊特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、地球環境保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。これに伴い、車体に使用される鋼板の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となっている。
　鋼板の高強度化に伴い、遅れ破壊（水素脆性）の発生が懸念される。これまでは、耐遅れ破壊特性を向上させる技術はボルトや条鋼、厚板等の製品にのみ適用されてきた。しかし、薄板でも自動車に使用されるめっき鋼板においては、鋼板の製造過程で侵入した水素がめっきにより放出されにくく、遅れ破壊が生じる危険がある。
　例えば、特許文献１は、Ｂを多量に添加することで遅れ破壊特性を改善した特許である。要約としては、質量％で、Ｃ：０．１１～０．２０％、Ｓｉ：０．００１～０．３５％、Ｍｎ：２．０～３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．５％、Ｔｉ：０．００１～０．３０％、Ｎ：０．０２％以下、Ｂ：０．００２１～０．００８０％以下を有し、場合により適量のＮｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、ＲＥＭおよびＢｉの１種または２種以上をさらに含有し、かつ成分組成が式（１５×ｓｏｌ．Ａｌ＋１００×Ｔｉ数学１．５）を満足し、残留オーステナイトを７体積％以下とすることで、引張強度で１１８０ＭＰａ以上の強度で，遅れ破壊特性が良好な溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供するとある。
　また、特許文献２は、成分組成が、Ｃ：０．１２～０．２５％、Ｓｉ：１．０～３．０％、Ｍｎ：１．５～３．０％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．４％以下を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼からなり、上記ＳｉとＣの含有比率（Ｓｉ／Ｃ）が質量比で７～１４の範囲で、且つ、縦断面の鋼組織が、全組織に対する占積率で、１）ベイニティックフェライト：５０％以上、２）ラス状残留オーステナイト：３％以上、３）ブロック状残留オーステナイト：１％以上～１／２×ラス状オーステナイト占積率、を満たし、４）ブロック状第２相の平均サイズが１０μｍ以下である、伸びと伸びフランジ性および溶接性が良好で耐遅れ破壊特性に優れた９８０ＭＰａ級以上の引張強度を有する高強度鋼板を提供している。
特開２０１３－１０８１５４号公報 特開２００７－３２１２３６号公報
　特許文献１または２で開示された技術では、試験片に曲げや引張等の応力を負荷した後、酸性の溶液に一定の時間浸漬し、鋼板に水素を侵入させることで遅れ破壊を評価している。しかし、このような試験では強制的に鋼中に水素を侵入させて評価することになり、鋼板の製造工程で侵入する水素の影響を評価できない。そこで、めっき鋼板の遅れ破壊特性を評価するために、めっきが付いたままの試験片を用いて耐遅れ破壊特性を評価する必要がある。特に、自動車用鋼板はせん断等の加工が加えられた後に使用される。せん断面が遅れ破壊を生じさせるため、せん断面からの遅れ破壊を評価する必要がある。
　本発明の目的は、鋼中の拡散性水素量を低減することにより、耐遅れ破壊特性に優れる高強度亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供することにある。
　本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた。その結果、優れた耐遅れ破壊特性を得るためには、特に母材鋼中の２００℃以下の低温で動く拡散性水素量を低減する必要があることを知見した。また、炉内水素濃度等の製造条件および成分組成と鋼組織を制御することによって、鋼中の拡散性水素量を低減させ、耐遅れ破壊特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板を製造することに成功した。さらに、放出水素ピークの半価幅を狭くすることによって、せん断等で生じた鋼板損傷部への水素濃化量が低減し、耐遅れ破壊に優れることを知見した。その要旨は以下の通りである。
　［１］質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．５％以下、Ｓｉ：０．００１％以上０．５％未満、Ｍｎ：２．０％以上３．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１％以上１．０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の成分組成と、面積率で、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計が３０％以上である鋼組織と、を有する鋼板と、該鋼板の表面に形成された亜鉛めっき層と、を備え、下記の分析方法から得られる拡散性水素量が０．５０ｗｔ．ｐｐｍ以下、放出水素ピークの半価幅が７０℃以下である高強度亜鉛めっき鋼板。
（分析方法）
　高強度亜鉛めっき鋼板の幅中央部から，長軸長さ３０ｍｍ、短軸長さ５ｍｍの短冊上の試験板を採取する。採取後、試験板の表面のめっきをハンディルーターで完全に除去し、除去後、直ちに、昇温脱離分析装置を用いて、分析開始温度が２５℃、分析終了温度が３００℃、昇温速度が２００℃／時間の条件で水素分析し、各温度において試験板表面から放出される水素量である放出水素量（ｗｔ．ｐｐｍ／ｍｉｎ）を測定する。放出水素量と温度との関係に基づき放出水素ピークの半価幅を算出する。また、分析開始温度から２００℃までの放出水素量の合計を拡散性水素量として算出する。
　［２］前記成分組成は、さらに、質量%で、Ｎｂ：０．００１％以上０．１０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．１０％以下、Ｖ：０．００１%以上０．３％以下のうちから選ばれる１種または２種以上の元素を含有する［１］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
　［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、Ｂ：０．００５％以下のうちから選ばれる１種または２種以上の元素を含有する［１］又は［２］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
　［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．００１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下のうちから選ばれる１種または２種の元素を含有する［１］～［３］のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
　［５］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｓｎ：０．２％以下、Ｓｂ：０．２％以下のうちから選ばれる１種または２種の元素を含有する［１］～［４］のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
　［６］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１％以下、Ｃａ：０．０００１％以上０．０１％以下、Ｃｅ：０．０００１％以上０．０１％以下、Ｌａ：０．０００１％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１％以下のうちから選ばれる１種または２種以上の元素を含有する［１］～［５］のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
　［７］前記亜鉛めっき層は、溶融亜鉛めっき（ＧＩ）層、合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）層、又は電気亜鉛めっき層である［１］～［６］のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
　［８］［１］～［６］のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、ＡＣ３点－４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積%未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、前記亜鉛めっき工程で得られためっき板を、加熱温度が５０℃以上３００℃以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で再加熱し、該再加熱後、室温まで冷却する再加熱工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　［９］［１］～［６］のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点－４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積%未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、前記亜鉛めっき工程で得られためっき板を、加熱温度が５０℃以上３００℃以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で再加熱し、該再加熱後、室温まで冷却する再加熱工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　［１０］［１］～［６］のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、ＡＣ３点－４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積%未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に亜鉛めっき処理を施し、平均冷却速度が１℃／秒以上２０℃／秒以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　［１１］［１］～［６］のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点－４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積％未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に亜鉛めっき処理を施し、平均冷却速度が１℃／秒以上２０℃／秒以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　［１２］前記亜鉛めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理又は合金化溶融亜鉛めっき処理である［８］～［１１］のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　［１３］［１］～［６］のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、ＡＣ３点－４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積%未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が１℃／秒以上の条件で室温まで冷却する焼鈍工程と、前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に電気めっき処理を施し、該電気めっき処理後に、５０℃以上３００℃以下の温度域に滞留時間３０秒以上の条件で滞留させた後、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　［１４］［１］～［６］のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点－４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積%未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に電気めっき処理を施し、該電気めっき処理後に、５０℃以上３００℃以下の温度域に滞留時間３０秒以上の条件で滞留させた後、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　［１５］［１］～［６］のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、ＡＣ３点－４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積%未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に電気亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、前記亜鉛めっき工程で得られためっき板を、加熱温度が５０℃以上３００℃以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で再加熱し、該再加熱後、室温まで冷却する再加熱工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　［１６］［１］～［６］のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点－４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積%未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に電気亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、前記亜鉛めっき工程で得られためっき板を、加熱温度が５０℃以上３００℃以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で再加熱し、該再加熱後、室温まで冷却する再加熱工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　本発明は、炉内の水素濃度を調整し、成分組成や鋼組織、製造条件を制御することにより、鋼中の拡散性水素量を低減させる。特定の成分組成と特定の鋼組織に調整され、拡散性水素量が０．５ｗｔ．ｐｐｍ以下かつ放出水素ピークの半価幅が７０℃以下であることにより、耐遅れ破壊特性に優れ、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板になる。本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を自動車構造部材に適用することにより、自動車用鋼板の高強度化と耐遅れ破壊特性向上との両立が可能となる。即ち、本発明により、自動車車体が高性能化する。
鋼中の拡散性水素量と放出水素ピークの半価幅を算出した水素プロファイル図の一例を示す図である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、その鋼板上に形成される亜鉛めっき層と、を備える。先ず、鋼板について、成分組成、鋼組織の順で説明し、その後、亜鉛めっき層を説明し、最後に、高強度亜鉛めっき鋼板の性質である拡散性水素量と放出水素ピークの半価幅を説明する。なお、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法については、高強度亜鉛めっき鋼板を説明した後に説明する。
　Ｃ：０．１０％以上０．５％以下
　Ｃは、鋼板の強度に大きく影響を及ぼすため、ある程度添加する必要がある。また、Ｃは変態点を低下させる元素であるため、Ｃを含有することで、より低温でオーステナイト焼鈍を行うことができ、引張強度を低下させるフェライトの生成を抑制するのに非常に有効である。Ｃ含有量が０．１０％未満では、製造条件の最適化を図ったとしても、９８０ＭＰａ以上の引張強度に達しない。したがって、Ｃ含有量は０．１０％以上、好ましくは０．１２％以上である。より好ましくは０．１４％以上である。さらに好ましくは０．１６％以上である。一方、Ｃ含有量が０．５％超では、自動車鋼板には必須である溶接性を低下させ、耐遅れ破壊特性も低下させる。したがって、Ｃ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．４％以下とする。より好ましくは０．３５％以下とする。さらに好ましくは０．３０％以下とする。
　Ｓｉ：０．００１％以上０．５％未満
　Ｓｉは、鋼板における炭化物の生成を抑制し、強度と成形性を高める元素である。その作用を得るために、Ｓｉ含有量を０．００１％以上にする。好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０３０％以上である。さらに好ましくは０．０６０％以上である。Ｓｉ含有量が０．５％以上となると、焼鈍時に鋼板表面にＳｉ酸化物が生成しやすくなり、めっき性を低下させる。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％未満とする。好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２％以下、さらに好ましくは０．１５％以下とする。
　Ｍｎ：２．０％以上３．５％以下
　Ｍｎは、固溶強化元素として鋼板の引張強度を上昇させる元素である。また、Ｍｎは、焼入れ性も高める効果を有するため、Ｍｎを含有することで、焼鈍中の冷却過程においてフェライトの生成を抑制することができる。Ｍｎ含有量が２．０％未満では、フェライトの生成量が多くなり、９８０ＭＰａ以上の引張強度に達しない。したがって、Ｍｎ含有量は２．０％以上とする。好ましくは２．１％以上、より好ましくは２．２％以上、さらに好ましくは２．３％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．５％超となると、粒界へのＰの偏析を助長し、耐遅れ破壊特性を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は３．５％以下とする。好ましくは３．０％以下、より好ましくは２．８％以下、さらに好ましくは２．６％以下とする。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは、通常、不純物元素として不可避的に含有される。Ｐは旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させる作用により、鋼板損傷部における亀裂発生を助長する。その結果、亀裂先端の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｐ含有量は極力少ない方がよく、含まなくてもよい（０％でもよい）。本発明ではＰ含有量を０．０５％以下とする。好ましくは０．０３％以下とする。より好ましくは０．０２％以下とする。なお、製造コストを考慮すると、Ｐ含有量は０．００１％以上が好ましい。より好ましくは０．００５％以上である。
　Ｓ：０．０２０％以下
　Ｓは、通常、不純物元素として不可避的に含まれる。Ｓは鋼中にＭｎＳ介在物を形成させ、これが粗大化することによって、鉄母相とＭｎＳ介在物界面の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｓ含有量は極力少ない方がよく、含まなくてもよい（０％でもよい）。本発明ではＳ含有量を０．０２０％以下、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下とする。なお、製造コストを考慮すると、Ｓ含有量は０．０００５％以上が好ましい。より好ましくは０．００１％以上である。
　Ａｌ：０．０１％以上１．０％以下
　Ａｌは、脱酸剤として含まれる元素である。この作用を得るために、Ａｌ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ａｌ含有量が１．０％超となると、鋼の清浄度を低下させ、さらにアルミナ等の介在物が増加し粗大化する。これにより、鉄母相とアルミナ等の介在物界面の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、良好な耐遅れ破壊特性を得るためには、Ａｌ含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．７％以下、より好ましくは０．５％以下である。
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎ含有量が増加するとＡｌＮとして消費されるＡｌの量が多くなり、Ａｌを含有することにより得られる効果が小さくなる。また、Ｎ含有量が増加すると、ＡｌＮが増加し粗大化することによって、鉄母相とＡｌＮ界面の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｎ含有量は極力少ない方がよく、含まなくてもよい（０％でもよい）。本発明ではＮ含有量を０．０１０％以下、好ましくは０．００７％以下とする。より好ましくは０．００５％以下とする。なお、製造コストを考慮すると、Ｎ含有量は０．０００１％以上が好ましい。より好ましくは０．００１％以上である。
　また、上記成分組成は、本発明の効果を損なわない範囲で以下の任意成分を含有させることができる。
　Ｎｂ：０．００１％以上０．１０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．１０％以下、Ｖ：０．００１％以上０．３％以下
　これらの元素は、引張強度を高める作用を有すると同時に、炭化物を微細に析出させることで水素のトラップサイトを分散させ、耐遅れ破壊特性を向上させる効果を持つ。各元素とも、含有量が０．００１％未満では上記のような作用を有効に発揮できない。また、各元素とも、各規定の上限値を超過すると、粗大な炭化物を生成することによって、鉄母相と炭化物界面の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。上記元素は単独での含有、２種以上での含有、どちらでもかまわない。下限の好ましい含有量について、Ｎｂは０．０１０％以上が好ましく、より好ましくは０．０２０％以上である。さらに好ましくは０．０２５％以上である。Ｔｉは０．０１０％以上が好ましく、より好ましくは０．０１５％以上である。さらに好ましくは０．０２０％以上である。Ｖは０．０１０％以上が好ましく、より好ましくは０．０２０％以上である。上限の好ましい範囲について、Ｎｂは０．０８０％以下が好ましく、より好ましくは０．０７０％以下である。さらに好ましくは０．０６５％以下である。Ｔｉは０．０９０％以下が好ましく、より好ましくは０．０７０％以下である。さらに好ましくは０．０６５％以下である。Ｖは０．０６０％以下が好ましく、より好ましくは０．０４０％以下である。さらに好ましくは０．０３５％以下である。
　Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、Ｂ：０．００５％以下
　これらの元素は、焼入れ性を高め、焼鈍中のフェライトの生成を抑制し、引張強度を高める作用を有する元素である。その作用を得るために、各規定の下限値以上の含有量が必要である。また、各元素とも、各規定の上限値を超過させると析出物や介在物が増加し、粗大化することによって、鉄母相と析出物や介在物との界面の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。そこで、各規定の上限値以下の含有量とする。下限の好ましい含有量について、Ｍｏは０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。Ｃｒは０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。Ｂは０．０００８％以上が好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。上限の好ましい含有量について、Ｍｏは０．５０％以下が好ましく、より好ましくは０．４０％以下である。Ｃｒは０．７０％以下が好ましく、より好ましくは０．６０％以下である。Ｂは０．００３０％以下が好ましく、より好ましくは０．００２０％以下である。上記元素は単独での含有、２種以上での含有どちらでもかまわない。
　Ｃｕ：０．００１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下
　これらの元素には腐食抑制効果があり、表面に濃化して水素の侵入を抑え、遅れ破壊を抑制する効果を持つ。そのような作用を得るためには、各規定の下限値以上が必要である。しかしながら、各元素とも、各規定の上限値を超過させてもその効果が飽和するため、コスト削減の観点から各元素とも各規定の上限値以下とする。下限の好ましい含有量について、Ｃｕは０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。さらに好ましくは０．０５％以上である。Ｎｉは０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。さらに好ましくは０．０５％以上である。上限の好ましい含有量について、Ｃｕは０．８０％以下が好ましく、より好ましくは０．６０％以下である。Ｎｉは０．６０％以下が好ましく、より好ましくは０．４０％以下である。
　Ｓｎ：０．２％以下、Ｓｂ：０．２％以下
　ＳｎやＳｂは鋼板表面の窒化、酸化により生じる鋼板表面の脱炭を抑制する元素である。脱炭を抑制することで鋼板表面においてマルテンサイト生成量の減少を防止し、引張強度の低下を防ぐ。しかしながら、各々の含有量が０．２％超となると介在物が粗大化し、鉄母相と介在物界面の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。そこで、各規定の上限値以下とする。下限の好ましい含有量について、Ｓｎは０．００５％以上が好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。Ｓｂは０．００５％以上が好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。上限の好ましい範囲について、Ｓｎは０．０４％以下が好ましく、より好ましくは０．０２％以下である。Ｓｂは０．０５％以下が好ましく、より好ましくは０．０３％以下である。上記元素は単独での含有、２種での含有どちらでもかまわない。
　Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１％以下、Ｃａ：０．０００１％以上０．０１％以下、Ｃｅ：０．０００１％以上０．０１％以下、Ｌａ：０．０００１％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１％以下
　これらの元素は、介在物を微細化し、鉄母相と介在物界面の鋼中拡散性水素濃度を低減することにより、耐遅れ破壊特性を上昇させる効果を有する元素である。その作用を得るためには０．０００１％以上の含有量が必要である。いずれの元素も好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上である。また、０．０１％超となると介在物が粗大化し、鉄母相と介在物界面の拡散性水素濃度が高くなることで、耐遅れ破壊特性が低下する。いずれの元素も好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下である。上記元素は単独での含有、２種以上での含有どちらでもかまわない。
　以上以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。なお、上記任意成分を下限値未満で含んでも本発明の効果を害さないため、下限値未満の任意成分は不可避的不純物として含まれるものとする。
　続いて鋼組織について説明する。
　マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率：３０％以上
　鋼板の引張強度を高めるためには、その鋼板を構成する鋼組織がマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトを含む必要がある。鋼組織全体に対するマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの面積率が３０％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの面積率は合計で３０％以上、好ましくは４０％以上とする。また、焼戻しマルテンサイトとマルテンサイトの割合は要求特性に合わせて制御すればよい。本発明において、マルテンサイトとは低温（マルテンサイト変態点以下）でオーステナイトから生成した硬質な組織を指し、焼戻しマルテンサイトはマルテンサイトを再加熱した時に焼戻される組織を指す。マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率の上限は特に限定されないが、８０％以下が好ましく、より好ましくは７０％以下である。なお、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトそれぞれの含有量は特に限定されない。通常、マルテンサイトの面積率は２０％以下であることが多い。焼戻しマルテンサイトの面積率は３０％以上であることが多い。焼戻しマルテンサイトの面積率の上限は、例えば、４４％以下、３５％以下、さらには３０％未満である。
　その他の組織は特に限定はせず、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイト以外にフェライト、パーライトおよびベイナイトを含んでもよい。本発明において、フェライトとは比較的高温でのオーステナイトからの変態により生成し、ＢＣＣ格子の結晶粒からなる組織である。パーライトとはフェライト及びセメンタイトからなる層状組織を指し、ベイナイトとは比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成し、針状又は板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織を指す。なお、フェライトの面積率は強度確保の観点から２０％以下が好ましく、より好ましくは１９％，さらに好ましくは１０％以下である。フェライトの面積率の下限は特に限定されないが、通常、１％以上であることが多い。ベイナイトとパーライトの合計面積率は７０％以下が好ましく、より好ましくは６０％以下である。ベイナイトとパーライトの合計面積率の下限は特に限定されないが、３５％以上であることが多い。
　続いて、亜鉛めっき層について説明する。
　亜鉛めっき層は、特に限定されない。本発明では、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層が好ましい。亜鉛めっき層の組成も特に限定されず、一般的なものであればよい。一般的には、Ｆｅ：０質量％以上２０質量％以下、Ａｌ：０質量％以上１．０質量％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成である。このように、Ｚｎ以外の成分を含んでもよいし、含まなくてもよい。Ｚｎ以外の成分を含むめっきとしては、例えば、Ｚｎ－Ｎｉ電気めっき、溶融亜鉛－アルミニウムめっき、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウムめっき等が挙げられる。
　続いて、高強度亜鉛めっき鋼板の性質である拡散性水素量と放出水素ピークの半価幅について説明する。
　鋼板中の拡散性水素量が０．５０ｗｔ．ｐｐｍ以下（０ｗｔ．ｐｐｍを含む）
　本発明において拡散性水素量とは、めっきを除去した後、昇温脱離分析装置を用いて２００℃／ｈｒの昇温速度で昇温した時の、２００℃までの累積放出水素量のことである。詳しくは、実施例に記載の方法で得られる拡散性水素量である。鋼中の拡散性水素量が０．５０ｗｔ．ｐｐｍ超では目的の耐遅れ破壊特性が得られない。したがって、鋼中の拡散性水素量は０．５０ｗｔ．ｐｐｍ以下とする。好ましくは０．４５ｗｔ．ｐｐｍ以下、より好ましくは０．４０ｗｔ．ｐｐｍ以下とする。下限について特に限定されないが、通常、０．０１ｗｔ．ｐｐｍ以上や０．０５ｗｔ．ｐｐｍ以上や０．１０ｗｔ．ｐｐｍ以上や０．２０ｗｔ．ｐｐｍ以上であることが多い。
　放出水素ピークの半価幅が７０℃以下
　放出水素ピークの半価幅とは、鋼板を昇温した時に生じる放出水素ピーク値の半分の値における温度の最大値と最小値の差である。具体的には実施例に記載の方法で得られる放出水素ピークの半価幅である。鋼中の拡散性水素量が０．５０ｗｔ．ｐｐｍ以下と少ない場合においても、この半価幅が７０℃超と広い場合には、低温つまり低エネルギーで拡散する拡散性水素が多い。その結果、応力が集中する鋼板損傷部の水素濃度が高まりやすくなり、亀裂進展が助長されて、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、放出水素ピークの半価幅は７０℃以下、好ましくは６５℃以下、より好ましくは６０℃以下とする。放出水素ピークの半価幅の下限は特に限定されないが、通常、１０℃以上や２０℃以上であることが多い。
　続いて、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法を説明する。高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、必要に応じて行われる冷間圧延工程と、焼鈍工程と、亜鉛めっき工程と、必要に応じて行われる再加熱工程と、を有する。以下、各工程について説明する。なお、以下の説明において、温度は特に断らない限り鋼板表面温度とする。鋼板表面温度は放射温度計等を用いて測定できる。
　熱間圧延工程とは、上記成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る工程である。
　使用するスラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが好ましい。スラブは、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても製造することが可能である。
　この熱間圧延に供するスラブの温度は１０００℃以上が好ましい。スラブの温度が１０００℃未満の場合には、仕上げ圧延時、温度の確保が困難であり、温度の減少によって圧延荷重が増加し、所定の厚さまで十分に圧延を行うことができない。したがって、スラブの温度は１０００℃以上が好ましい。
　仕上げ圧延終了温度：８００℃以上１０００℃以下
　仕上げ圧延終了温度は８００℃以上１０００℃以下とする。仕上げ圧延終了温度が８００℃未満では、圧延荷重が高くなり圧延機に負担がかかるのみならず鋼板の内部の品質も低下する可能性がある。したがって、仕上げ圧延終了温度は８００℃以上、好ましくは８５０℃以上とする。また、巻取温度までの冷却が困難になるため、仕上げ圧延終了温度は１０００℃以下とする。好ましくは９５０℃以下とする。
　巻取温度：７００℃以下
　圧延後、冷却された鋼板を７００℃以下の温度で巻き取る。巻取温度が７００℃超では、地鉄表面が脱炭するおそれがあり、鋼板内部と表面で組織差が生じ合金濃度ムラの原因となる。したがって、巻取温度は７００℃以下、好ましくは６５０℃以下とする。巻取温度の下限は特に限定されないが、冷間圧延性の低下を防ぐために４５０℃以上が好ましい。
　上記熱間圧延工程後、必要に応じて、冷間圧延工程を行う。冷間圧延工程とは、熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延する工程である。
　酸洗の条件は特に限定はされない。また、冷間圧延の圧下率は特に限定されないが、圧下率が２０％未満の場合、表面の平坦度が悪く、組織が不均一となる危険性があるため、圧下率は２０％以上とするのが好ましい。また、圧下率の上限は特に限定されないが、本発明では、７０％以下とすることが多い。なお、鋼組織や機械的特性で本発明を満たせば、冷間圧延工程は省略しても構わない。
　上記冷間圧延工程後、冷間圧延工程を行わない場合には熱間圧延工程後、焼鈍工程を行う。焼鈍工程は、熱延鋼板又は冷延鋼板を、ＡＣ３点－４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積％未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、６００℃までの平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で冷却する工程である。
　焼鈍温度：ＡＣ３点－４０℃以上
　焼鈍温度がＡＣ３点－４０℃未満では、フェライト含有量が過剰となり、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板を得ることが難しくなる。したがって、焼鈍温度はＡＣ３点－４０℃以上とする。好ましくはＡＣ３点－２０℃以上である。焼鈍温度の上限は特に限定されないが、オーステナイト粒径の粗大化を抑制する観点から、焼鈍温度は９００℃以下が好ましい。
　炉内の水素濃度：２体積％以上１０体積％未満
　炉内の水素濃度が２体積％未満では、焼鈍時の水素による還元効果が低減し、酸化物が鋼板表面に生成する。その結果、亜鉛めっきを付着させることが困難となる。したがって、炉内の水素濃度は２体積％以上、好ましくは５体積％以上とする。一方、炉内の水素濃度が１０体積％以上では、拡散性水素量が０．５０ｗｔ．ｐｐｍ超となり、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、炉内水素濃度は１０体積％未満、好ましくは９体積％未満とする。
　保持時間：１０秒以上
　焼鈍温度での保持時間は１０秒以上とする。保持時間が１０秒未満となると、炭化物の溶解とオーステナイト変態が十分に進行しないため、鋼組織にフェライトが残存しやすくなり、９８０ＭＰａ以上の引張強度にすることが難しくなる。したがって、焼鈍温度での保持時間は１０秒以上、好ましくは２０秒以上とする。焼鈍温度での保持時間の上限は特に限定されないが、オーステナイト粒径の粗大化を抑制する観点から、焼鈍温度での保持時間は１２００秒以下とするのが好ましい。より好ましくは３００秒以下、さらに好ましくは１００秒以下である。
　焼鈍温度での保持の後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。平均冷却速度が５℃／秒未満ではフェライトおよびベイナイトが生成しやすくなり、マルテンサイト分率が減少することで引張強度が低下する。したがって、平均冷却速度は５℃／秒以上、好ましくは１０℃／秒以上とする。この平均冷却速度は１００℃までの平均冷却速度であり（冷却停止温度が１００℃超の場合はその温度まで）、冷却中に所定の温度で保持する場合は、保持開始までの平均冷却速度とする。また、平均冷却速度の上限は特に限定されないが、７０℃／秒以下が好ましく、より好ましくは４０℃／秒以下である。
　また、冷却停止温度は、６００℃以下とする。６００℃を超えると耐遅れ破壊特性が低下するためである。好ましくは５５０℃以下である。冷却停止温度の下限は特に限定されないが、本発明では１００℃以上であることが多い。
　冷却中に６００℃以下の所定の温度で保持しても構わない。保持により、強度調整のためにパーライトやベイナイトを生成させることができる。保持温度が６００℃超では、保持中にセメンタイトの成長およびベイナイト変態が生じる。ベイナイトはマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトよりも生成する粗大炭化物は多い。そのため、ベイナイト変態が進行することにより最終の鋼組織の粗大炭化物量は増加し、鉄母相と炭化物界面の拡散性水素量が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、保持温度は６００℃以下が好ましい。保持時間は特に限定はしないが、１２００秒超ではベイナイトが過剰に生成し、ベイナイトの鋼組織全体における面積率が７０％を超過し、９８０ＭＰａ以上の引張強度の確保が困難となる。したがって、保持時間は１２００秒以下が好ましい。より好ましくは３００秒以下、さらに好ましくは１００秒以下である。
　焼鈍工程後に、亜鉛めっき工程を行う。亜鉛めっき工程は、その後に、再加熱工程を行う場合と行わない場合とで、内容が異なる。先ず、亜鉛めっき工程を行い、その後、再加熱工程を行う場合について説明する。また、電気めっきを行う場合には亜鉛めっき工程の条件が異なるため、これを亜鉛めっき工程の説明の最後に説明する。
　再加熱工程に先立って行われる亜鉛めっき工程は、焼鈍工程で得られた焼鈍板に亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する工程である。
　亜鉛めっき処理の種類は、特に限定されず、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理等を例示できる。めっき処理として、溶融亜鉛めっき処理を行う場合は、質量％で、０．１２～０．２２％、合金化溶融亜鉛めっき処理を行う場合は、質量％で、０．０８～０．１８％の溶解Ａｌ含有量を通常有することが多い。また、通常、浴温が４４０～５００℃のめっき浴に焼鈍板を侵入させてめっき処理を行い、ガスワイピングなどで付着量を調整する。合金化溶融亜鉛めっき処理は、例えば、付着量調整後、４５０～６００℃まで加熱し、１～３０秒間保持する条件で行われる。
　亜鉛めっき処理後から室温まで冷却する際の冷却速度は特に限定されない。なお、室温とは０～５０℃を意味する。
　亜鉛めっき工程後に行われる再加熱工程は、亜鉛めっき工程で得られためっき板を、加熱温度が５０℃以上３００℃以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で再加熱し、該再加熱後、室温まで冷却する工程である。
　加熱温度は５０℃以上３００℃以下とする。この加熱温度で再加熱することにより鋼板内の拡散性水素は低減し、特に拡散しやすい低温域の拡散性水素を低減することで、放出水素ピークの半価幅を低下させ、耐遅れ破壊特性が向上する。加熱温度が５０℃未満では可動な拡散性水素量が少ないため上記の効果が生じない。また、加熱温度が３００℃超ではマルテンサイトの軟化により強度が低下する。したがって、加熱温度は５０℃以上３００℃以下、好ましくは６０℃以上２８０℃以下とする。
　再加熱工程での滞留時間は３０秒以上とする。再加熱工程での滞留時間が３０秒未満では水素の拡散時間が短いため鋼中の拡散性水素を低減するには不十分である。したがって、再加熱工程での滞留時間は３０秒以上、好ましくは４０秒以上とする。上限は特に限定されないが、生産性および炭化物の粗大化による強度低下を抑制する観点から３日以内とするのが好ましい。
　続いて、再加熱工程を行わない場合の亜鉛めっき工程について説明する。再加熱工程を行わない場合の亜鉛めっき工程とは、焼鈍工程で得られた焼鈍板に亜鉛めっき処理を施し、平均冷却速度が１℃／秒以上２０℃／秒以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で室温まで冷却する工程である。
　亜鉛めっき処理については、再加熱工程を行う場合の亜鉛めっき処理と同様に行うことができるため、説明を省略する。
　また、平均冷却速度が１℃／秒未満では、ベイナイトの生成と成長、および炭化物の成長が生じることによって、ベイナイト生成量が過剰となり、強度が低下する。さらに最終組織の粗大炭化物量が増加し、鉄母相と炭化物界面の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、平均冷却速度は１℃／秒以上とする。また、鋼中の拡散性水素が大気へ放出される時間をかせぐために，平均冷却速度は２０℃／秒以下とすることが必要である。
　「５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件」については、再加熱工程における、温度と滞留時間の技術的意義と同様であるため説明を省略する。
　最後に、電気めっきの場合の亜鉛めっき工程について説明する。電気めっきの場合で、再加熱工程を行わない製造方法の亜鉛めっき工程とは、焼鈍工程で得られた焼鈍板に電気亜鉛めっき処理を施し、該電気亜鉛めっき処理後に、５０℃以上３００℃以下の温度域に滞留時間３０秒以上の条件で滞留させた後、室温まで冷却する工程である。
　電気亜鉛めっき処理では、例えば、電流密度を１０～８０Ａ／ｄｍ２の範囲で調整することでＦｅ－Ｚｎ合金層のＦｅ濃度を変化させ、電解時間を調整することでＦｅ－Ｚｎ合金層の被覆量を変化させることができる。
　５０℃以上３００℃以下の温度域に滞留時間３０秒以上については、上記の電気めっきではないめっき処理を行う場合の再加熱工程の温度域、滞留時間と技術的意義が同様であるため説明を省略する。
　電気めっきの場合で、再加熱工程を行う製造方法の亜鉛めっき工程とは、焼鈍工程で得られた焼鈍板に電気亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する工程である。電気亜鉛めっき処理については、再加熱工程を行わない場合と同様であるため、説明を省略する。なお、室温とは０～５０℃を意味する。
　電気めっきの場合の製造方法における再加熱工程とは、亜鉛めっき工程で得られためっき板を、加熱温度が５０℃以上３００℃以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で再加熱し、該再加熱後、室温まで冷却する工程である。
　この再加熱工程における温度と滞留時間の技術的意義は、電気めっきではない場合の製造方法の再加熱工程の温度と滞留時間の技術的意義と同様であるため説明を省略する。
　評価用鋼板の製造
　表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を真空溶解炉にて溶製後、分塊圧延し２７ｍｍ厚の分塊圧延材を得た。得られた分塊圧延材を板厚４．０～２．８ｍｍ厚まで熱間圧延した。熱間圧延の条件はスラブ加熱温度を１０００℃から１２５０℃までの温度とし、表２に示す条件で熱間圧延を行った。次いで、冷間圧延するサンプルは、熱延鋼板を研削加工し、板厚３．２ｍｍにした後、板厚２．５～１．４ｍｍまで冷間圧延し、冷延鋼板を製造した。次いで、上記により得られた熱延鋼板又は冷延鋼板に、表２に示す条件で熱処理を行い、亜鉛めっき鋼板を製造した。
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板は合金化温度５５０℃で製造した。電気亜鉛めっき鋼板の製造には、電気めっき液として、二価の鉄イオン濃度：１５０ｇ／Ｌ、二価の亜鉛イオン濃度：４０ｇ／Ｌを硫酸塩として添加し、硫酸によりｐＨ２．０に調整したものを用いた。
　溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっきの付着量は、片面あたりで３５ｇ／ｍ２以上５０ｇ／ｍ２以下の範囲内であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　評価方法
　各種製造条件で得られた亜鉛めっき鋼板に対して、鋼組織を解析することで組織分率を調査し、引張試験を実施することで引張強度等の引張特性を評価し、定荷重引張試験により耐遅れ破壊特性を評価した。各評価の方法は次のとおりである。
　（マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率）
　亜鉛めっき鋼板の圧延方向および圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察し、倍率１５００倍のＳＥＭ像上の、実長さ８２μｍ×５７μｍの領域上に４．８μｍ間隔の１６×１５の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率を調査した。面積率は、倍率１５００倍の別々のＳＥＭ像から求めた３つの面積率の平均値とした。マルテンサイトは白色の組織を呈している。焼戻しマルテンサイトも白色の組織を呈しているが、マルテンサイトよりも腐食されやすいため、旧オーステナイト粒界内にブロックやパケットが現出した組織を呈している。
　また、その他の組織として、フェライト、パーライト、ベイナイトの面積率を同様の方法で算出した。また、上記の組織は色および組織内の炭化物形態で区別した。フェライトは黒色の組織を呈しており、パーライトはフェライトと炭化物が層状に並んだ組織、ベイナイトは粒内に炭化物が分散した組織を呈している。
　（引張試験）
　亜鉛めっき鋼板から、圧延方向に対して垂直方向から（板幅方向が引張方向になるように）、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍ、板厚１．２ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取し、引張速度が１０ｍｍ／分で引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を測定した。
　（遅れ破壊試験）
　亜鉛めっき鋼板から、圧延方向に対して垂直方向から、長軸長さ１００ｍｍ、短軸長さ２０ｍｍの短冊上の板を採取し、長軸短軸の中心位置に直径が１５ｍｍ、クリアランス１２．５％で打抜き穴をあけた。耐遅れ破壊特性は、この打抜き穴からの遅れ破壊発生の有無で評価した。また、経時変化による鋼中の拡散性水素の放出を防ぐために大板から短冊状の板を採取してから遅れ破壊の引張試験を開始するまでの時間を１０分以内とした。負荷時間は最大１００時間とした。ここで、１００時間負荷後に亀裂（ここで、亀裂とは引張応力負荷時の破断を意味する。）が生じなかった最大応力を限界応力とし、限界応力と降伏応力の比で耐遅れ破壊特性を評価した。限界応力／降伏応力が１．００以上のときを耐遅れ破壊特性が優れるとし、１．００未満のときを耐遅れ破壊特性が劣るとした。
　（水素分析方法）
　高強度亜鉛めっき鋼板の幅中央部から，長軸長さ３０ｍｍ、短軸長さ５ｍｍの短冊上の試験板を採取した。採取後、試験板の表面のめっきをハンディルーターで完全に除去し、除去後、直ちに、昇温脱離分析装置を用いて、分析開始温度が２５℃、分析終了温度が３００℃、昇温速度が２００℃／時間の条件で水素分析し、各温度において試験板表面から放出される水素量である放出水素量（ｗｔ．ｐｐｍ／ｍｉｎ）を測定した。放出水素量と温度との関係に基づき放出水素ピークの半価幅を算出した。また、分析開始温度から２００℃までの放出水素量の合計を拡散性水素量として算出した。
　図１に鋼中の拡散性水素量と放出水素ピークの半価幅を算出した水素プロファイル図の一例を示す。２００℃までの拡散性水素量は昇温温度２００℃までの面積から算出した。放出水素ピークの半価幅はピーク値の半分の値における放出水素量において、最大温度と最小温度の差から算出した。
　（めっき性）
　めっき性は、目視およびＳＥＭ観察にて確認し、鋼板全面に一様にめっきが付着したものをめっき性良好（○（Ｇｏｏｄ））とし、めっきが付着していない部分を有するものをめっき不良（×（ＮＧ））とした。ＳＥＭ観察によるめっき性の評価は倍率１５０倍で鋼板表面を観察することにより実施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　評価結果
　本実施例（発明例）では、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上、かつ、限界応力と降伏応力の差が１．００以上、めっき性の項目が「○」である。発明例は、表３に発明鋼として示した。比較例では、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ未満、限界応力と降伏応力の差が１．００未満、めっき性の項目が「×」である。なお、表１～３の各項目を黒く塗っているものは、本発明の要件、製造条件、特性を満足していないことを示す。
 

Claims (16)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１０％以上０．５％以下、
    Ｓｉ：０．００１％以上０．５％未満、
    Ｍｎ：２．０％以上３．５％以下、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０２０％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上１．０％以下、
    Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の成分組成と、
    　面積率で、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計が３０％以上である鋼組織と、を有する鋼板と、
    　該鋼板の表面に形成された亜鉛めっき層と、を備え、
    　下記の分析方法から得られる拡散性水素量が０．５０ｗｔ．ｐｐｍ以下、放出水素ピークの半価幅が７０℃以下である高強度亜鉛めっき鋼板。
    （分析方法）
    　高強度亜鉛めっき鋼板の幅中央部から、長軸長さ３０ｍｍ、短軸長さ５ｍｍの短冊上の試験板を採取する。採取後、試験板の表面のめっきをハンディルーターで完全に除去し、除去後、直ちに、昇温脱離分析装置を用いて、分析開始温度が２５℃、分析終了温度が３００℃、昇温速度が２００℃／時間の条件で水素分析し、各温度において試験板表面から放出される水素量である放出水素量（ｗｔ．ｐｐｍ／ｍｉｎ）を測定する。放出水素量と温度との関係に基づき放出水素ピークの半価幅を算出する。また、分析開始温度から２００℃までの放出水素量の合計を拡散性水素量として算出する。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量%で、
    Ｎｂ：０．００１％以上０．１０％以下、
    Ｔｉ：０．００１％以上０．１０％以下、
    Ｖ：０．００１％以上０．３％以下のうちから選ばれる１種または２種以上の元素を含有する請求項１に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、
    Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、
    Ｂ：０．００５％以下のうちから選ばれる１種または２種以上の元素を含有する請求項１又は２に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  4. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．００１％以上１．０％以下、
    Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下のうちから選ばれる1種または2種の元素を含有する請求項１～３のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  5. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｓｎ：０．２％以下、
    Ｓｂ：０．２％以下のうちから選ばれる１種または２種の元素を含有する請求項１～４のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  6. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１％以下、
    Ｃａ：０．０００１％以上０．０１％以下、
    Ｃｅ：０．０００１％以上０．０１％以下、
    Ｌａ：０．０００１％以上０．０１％以下、
    ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１％以下のうちから選ばれる１種または２種以上の元素を含有する請求項１～５のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  7. 　前記亜鉛めっき層は、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、又は電気亜鉛めっき層である請求項１～６のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  8. 　請求項１～６のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、ＡＣ３点－４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積％未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、
    　前記亜鉛めっき工程で得られためっき板を、加熱温度が５０℃以上３００℃以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で再加熱し、該再加熱後、室温まで冷却する再加熱工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  9. 　請求項１～６のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延する冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点－４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積％未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、
    　前記亜鉛めっき工程で得られためっき板を、加熱温度が５０℃以上３００℃以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で再加熱し、該再加熱後、室温まで冷却する再加熱工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  10. 　請求項１～６のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、ＡＣ３点－４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積％未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に亜鉛めっき処理を施し、平均冷却速度が１℃／秒以上２０℃／秒以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  11. 　請求項１～６のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延する冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点－４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積％未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に亜鉛めっき処理を施し、平均冷却速度が１℃／秒以上２０℃／秒以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  12. 　前記亜鉛めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理又は合金化溶融亜鉛めっき処理である請求項８～１１のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  13. 　請求項１～６のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、ＡＣ３点－４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積％未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に電気亜鉛めっき処理を施し、該電気めっき処理後に、５０℃以上３００℃以下の温度域に滞留時間３０秒以上の条件で滞留させた後、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  14. 　請求項１～６のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延する冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点－４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積％未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に電気亜鉛めっき処理を施し、該電気めっき処理後に、５０℃以上３００℃以下の温度域に滞留時間３０秒以上の条件で滞留させた後、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  15. 　請求項１～６のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、ＡＣ３点－４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積％未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に電気亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、
    　前記亜鉛めっき工程で得られためっき板を、加熱温度が５０℃以上３００℃以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で再加熱し、該再加熱後、室温まで冷却する再加熱工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  16. 　請求項１～６のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延する冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点－４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積％未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に電気亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、
    　前記亜鉛めっき工程で得られためっき板を、加熱温度が５０℃以上３００℃以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で再加熱し、該再加熱後、室温まで冷却する再加熱工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
     
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