WO2020079925A1 - 高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法 Download PDF

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    • C25D3/00—Electroplating: Baths therefor
    • C25D3/02—Electroplating: Baths therefor from solutions
    • C25D3/22—Electroplating: Baths therefor from solutions of zinc
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D3/00—Electroplating: Baths therefor
    • C25D3/02—Electroplating: Baths therefor from solutions
    • C25D3/56—Electroplating: Baths therefor from solutions of alloys
    • C25D3/565—Electroplating: Baths therefor from solutions of alloys containing more than 50% by weight of zinc

Definitions

  • the present invention relates to a high yield ratio high strength electrogalvanized steel sheet and a method for manufacturing the same. More specifically, the present invention relates to a high yield ratio high strength electrogalvanized steel sheet used for automobile parts and the like and a method for producing the same, and particularly to a high yield ratio high strength electrogalvanized steel sheet excellent in bendability and the same. It relates to a manufacturing method.
  • Patent Document 1 discloses a technique of improving delayed fracture characteristics by controlling the amount of carbides. Specifically, in mass%, C: 0.05 to 0.25%, Mn: 1.0 to 3.0%, S: 0.01% or less, Al: 0.025 to 0.100%, N: 0.008% or less is contained, and by setting the precipitate of 0.1 ⁇ m or less in martensite to 3 ⁇ 10 5 / m 2 or less, the tensile strength is 980 MPa or more and the delayed fracture property is good.
  • the component composition is C: 0.12 to 0.3%, Si: 0.5% or less, Mn: less than 1.5%, P: 0.02% or less in mass%.
  • the composition of components is% by mass, C: 0.17 to 0.73%, Si: 3.0% or less, Mn: 0.5 to 3.0%, P: 0.1. % Or less, S: 0.07% or less, Al: 3.0% or less, N: 0.010% or less, the balance being steel composed of Fe and inevitable impurities, and high strength by utilizing the martensite structure.
  • the upper bainite transformation By utilizing the upper bainite transformation, the retained austenite necessary for obtaining the TRIP effect is stably secured, and a part of the martensite is tempered martensite to improve strength and ductility.
  • shear end face Since steel plates used for automobile bodies are used after being pressed, their fracture often occurs from the end face cut by shearing or punching (hereinafter, shear end face). Furthermore, it has been clarified that the fracture is likely to occur due to hydrogen existing in the steel. Therefore, it is necessary to evaluate the crack growth from the shear plane to evaluate the fracture. Also, when processed for automobiles, stress is applied by bending. Therefore, in the evaluation of fracture, it is necessary to evaluate the bendability by bending a small piece having a sheared end face.
  • Patent Document 1 After bending stress is applied to a test piece, the test piece is immersed in an acidic solution for a certain period of time, and hydrogen is introduced into a steel sheet by applying an electric potential to evaluate delayed fracture. There is.
  • hydrogen is forced to penetrate into the steel for evaluation, and it is not possible to evaluate the influence of hydrogen invading in the steel plate manufacturing process.
  • austenite having an FCC structure has a larger amount of hydrogen in solid solution than martensite or bainite having a BCC structure or a BCT structure. It is considered that the amount of diffusible hydrogen in the steel specified in Patent Document 3 which uses a large amount of is large, and the bendability is not excellent.
  • An object of the present invention is to provide a high yield ratio high strength electrogalvanized steel sheet having excellent bendability and a method for manufacturing the same.
  • the high yield ratio and high strength mean that the yield ratio is 0.80 or more and the tensile strength is 1320 MPa or more.
  • the surface of the raw steel sheet means an interface between the raw steel sheet and the electrogalvanized plating. The region from the surface of the raw steel plate to the plate thickness 1/8 of the raw steel plate is also referred to as a surface layer portion.
  • the present inventors have conducted extensive research to solve the above problems. As a result, they have found that it is necessary to reduce the amount of diffusible hydrogen in steel to 0.20 mass ppm or less in order to obtain excellent bendability. Further, the present inventors have found that diffusible hydrogen in the steel is released by cooling to a low temperature before the plating treatment, and succeeded in producing an electrogalvanized steel sheet having excellent bendability. It was also found that by making the cooling rapid cooling, a structure mainly composed of tempered martensite and bainite can be formed and a high yield ratio and high strength can be obtained.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the tempered martensite having a grain size of 50 nm or less has a steel structure having an area ratio of 80% or more in total, and the amount of diffusible hydrogen in the steel is 0.20 mass ppm or less.
  • the material steel sheet has the component composition and the steel structure, and the steel structure includes inclusions and carbides having an average particle size of 0.1 ⁇ m or more, and the inclusions and the average particle size are The high-yield ratio, high-strength galvanized steel sheet according to [1], wherein the total of the outer peripheries of carbides of 0.1 ⁇ m or more is 50 ⁇ m / mm 2 or less.
  • the component composition further comprises, in mass%, one or two selected from Nb: 0.002% or more and 0.08% or less and Ti: 0.002% or more and 0.12% or less.
  • Nb 0.002% or more and 0.08% or less
  • Ti 0.002% or more and 0.12% or less.
  • a high-yield ratio, high-strength electrogalvanized steel sheet according to any one of [1] to [3].
  • the component composition further contains, in mass%, one or two selected from Cu: 0.005% or more and 1% or less and Ni: 0.01% or more and 1% or less.
  • composition of the components is, in mass%, Cr: 0.01% or more and 1.0% or less, Mo: 0.01% or more and less than 0.3%, V: 0.003% or more and 0.5. % Or less, Zr: 0.005% or more and 0.20% or less, and W: 0.005% or more and 0.20% or less, and one or more selected from [1] to [5].
  • a high yield ratio high strength electrogalvanized steel sheet according to any one of 1.
  • composition of the components is, in mass%, Ca: 0.0002% or more and 0.0030% or less, Ce: 0.0002% or more and 0.0030% or less, La: 0.0002% or more and 0.0030. % Or less and Mg: 0.0002% or more and 0.0030% or less, and one or more kinds selected from the above, containing a high yield ratio and high strength electric zinc.
  • Series plated steel sheet is, in mass%, Ca: 0.0002% or more and 0.0030% or less, Ce: 0.0002% or more and 0.0030% or less, La: 0.0002% or more and 0.0030. % Or less and Mg: 0.0002% or more and 0.0030% or less, and one or more kinds selected from the above, containing a high yield ratio and high strength electric zinc.
  • Series plated steel sheet is, in mass%, Ca: 0.0002% or more and 0.0030% or less, Ce: 0.0002% or more and 0.0030% or less, La: 0.0002% or more and 0.0030. % Or less
  • the component composition further comprises, in mass%, one or two selected from Sb: 0.002% or more and 0.1% or less and Sn: 0.002% or more and 0.1% or less.
  • Sb 0.002% or more and 0.1% or less
  • Sn 0.002% or more and 0.1% or less.
  • a steel slab having the component composition according to any one of [1] to [8] is hot-rolled at a slab heating temperature of 1200 ° C. or higher and finish rolling end temperature: 840 ° C. or higher, and then finished.
  • the temperature range from the rolling end temperature to 700 ° C is cooled to a primary cooling stop temperature of 700 ° C or less at an average cooling rate of 40 ° C / sec or more, and then the temperature range from the primary cooling stop temperature to 650 ° C is 2 ° C /
  • cooling is performed under the conditions of cooling start temperature: 680 ° C or higher, 680 ° C to 260 ° C, average cooling rate: 70 ° C / sec or higher, cooling stop temperature: 260 ° C or lower, and maintaining the temperature range of 150 to 260 ° C. Hold for 20 to 1500 seconds at temperature Of a high-yield ratio high-strength electrogalvanized steel sheet having an annealing step to maintain and an electroplating step of cooling the steel sheet after the annealing step to room temperature and performing electrogalvanizing plating within 300 seconds Production method.
  • the steel sheet after the electroplating step has a tempering step of holding the steel sheet in a temperature range of 250 ° C. or lower for a holding time t that satisfies the following expression (1), and high yielding according to [9] or [10].
  • Specific high-strength electrogalvanized steel sheet manufacturing method (T + 273) (logt + 4) ⁇ 2700 (1)
  • T in the formula (1) is a holding temperature (° C.) in the tempering step
  • t is a holding time (second) in the tempering step.
  • the present invention controls the steel structure and reduces the amount of diffusible hydrogen in steel by adjusting the component composition and the manufacturing method.
  • the high yield ratio, high strength electrogalvanized steel sheet of the present invention is excellent in bendability.
  • the high-yield ratio, high-strength electrogalvanized steel sheet of the present invention to an automobile structural member, it is possible to achieve both high strength and improved bendability of the automobile steel sheet. That is, the present invention improves the performance of the automobile body.
  • the high-yield ratio, high-strength electrogalvanized steel sheet of the present invention is formed by forming an electrogalvanized plating layer on the surface of a steel sheet (raw steel sheet) as a raw material.
  • a steel sheet as a raw material.
  • component composition of the raw steel sheet of the present invention hereinafter, also simply referred to as a steel sheet
  • “%”, which is a unit of the content of the component means “mass%”.
  • C 0.14% or more and 0.40% or less
  • C is an element that improves hardenability, and is necessary to secure a predetermined area ratio of tempered martensite and / or bainite. Further, C is necessary from the viewpoint of increasing the strength of tempered martensite and bainite and ensuring TS ⁇ 1320 MPa and YR ⁇ 0.80. Further, since the hydrogen in the steel is trapped by the fine dispersion of the carbide, the amount of diffusible hydrogen in the steel is reduced, and the bendability can be improved. When the C content is less than 0.14%, excellent bendability is maintained and a predetermined strength cannot be obtained. Therefore, the C content is 0.14% or more.
  • the C content is preferably more than 0.18%, more preferably 0.20% or more.
  • the C content is 0.40% or less.
  • the C content is preferably 0.38% or less, more preferably 0.36% or less.
  • Si 0.001% or more and 2.0% or less Si is a strengthening element by solid solution strengthening. Further, Si contributes to the improvement of bendability by suppressing the excessive formation of coarse carbide when the steel sheet is tempered in a temperature range of 200 ° C. or higher. Further, Si reduces Mn segregation in the central portion of the plate thickness and also contributes to suppression of MnS generation. In addition, Si also contributes to decarburization due to oxidation of the surface layer of the steel sheet during continuous annealing, and further to suppression of B removal.
  • the Si content is set to 0.001% or more. The Si content is preferably 0.003% or more, more preferably 0.005% or more.
  • the Si content is 2.0% or less.
  • the Si content is preferably 1.5% or less, more preferably 1.2% or less.
  • Mn 0.10% or more and 1.70% or less Mn is contained in order to improve the hardenability of steel and to secure a predetermined area ratio of tempered martensite and / or bainite. If the Mn content is less than 0.10%, the strength and the yield ratio are lowered due to the formation of ferrite in the surface layer of the steel sheet. Therefore, the Mn content is set to 0.10% or more.
  • the Mn content is preferably 0.40% or more, more preferably 0.80% or more.
  • Mn is an element that particularly promotes the generation and coarsening of MnS, and when the Mn content exceeds 1.70%, coarse inclusions increase and the bendability is significantly deteriorated. Therefore, the Mn content is set to 1.70% or less.
  • the Mn content is preferably 1.60% or less, more preferably 1.50% or less.
  • P 0.05% or less
  • P is an element that strengthens steel, but if its content is large, cracking is promoted, and therefore bendability is significantly deteriorated. Therefore, the P content is 0.05% or less.
  • the P content is preferably 0.03% or less, more preferably 0.01% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, but the lower limit that can be industrially implemented at present is about 0.003%.
  • S 0.0050% or less S has a great adverse effect on bendability through the formation of MnS, TiS, Ti (C, S), etc., so it must be strictly controlled. In order to reduce the harmful effects of the inclusions, the S content needs to be 0.0050% or less.
  • the S content is preferably 0.0020% or less, more preferably 0.0010% or less, still more preferably 0.0005% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but the lower limit that can be industrially implemented at present is about 0.0002%.
  • Al 0.01% or more and 0.20% or less Al is added to sufficiently deoxidize and reduce coarse inclusions in the steel. The effect is exhibited when the Al content is 0.01% or more.
  • the Al content is preferably 0.02% or more.
  • the Al content exceeds 0.20%, the carbide containing Fe as a main component, such as cementite, generated during winding after hot rolling becomes difficult to form a solid solution in the annealing step, and coarse inclusions or carbides are generated. Is generated, the bendability deteriorates. Therefore, the Al content is 0.20% or less.
  • the Al content is preferably 0.17% or less, more preferably 0.15% or less.
  • N 0.010% or less
  • N is an element that forms nitrides such as TiN, (Nb, Ti) (C, N), and AlN in the steel, and carbonitride-based coarse inclusions. Bendability deteriorates. In order to prevent deterioration of bendability, the N content needs to be 0.010% or less.
  • the N content is preferably 0.007% or less, more preferably 0.005% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but the lower limit which can be industrially implemented at present is about 0.0006%.
  • the steel sheet of the present invention contains the above-mentioned components and has a component composition containing the balance Fe (iron) and unavoidable impurities, but the above-mentioned components and the balance preferably have a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • the steel sheet of the present invention may further contain the following components as optional components. In addition, when the following optional components are contained below the lower limit, the components are included as unavoidable impurities.
  • B 0.0002% or more and less than 0.0035%
  • B is an element that improves the hardenability of steel, and even if the Mn content is low due to B content, tempered martensite having a predetermined area ratio and The effect of generating bainite is obtained.
  • the B content is set to 0.0002% or more.
  • the B content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0007% or more. Further, from the viewpoint of fixing N, it is preferable to add it together with Ti having a content of 0.002% or more.
  • the B content is less than 0.0035%.
  • the B content is preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0025% or less.
  • Nb 0.002% or more and 0.08% or less
  • Ti 0.002% or more and 0.12% or less
  • Nb and Ti have high strength through refinement of old ⁇ grains. And contributes to the improvement of bendability. Further, the generation of fine carbides of Nb and Ti serves as hydrogen trap sites for these fine carbides, reducing the amount of diffusible hydrogen in the steel and improving bendability. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain at least one of Nb and Ti at 0.002% or more.
  • the content of any element is preferably 0.003% or more, and more preferably 0.005% or more.
  • Nb-based Nb-based materials such as NbN, Nb (C, N), (Nb, Ti) (C, N), which remain undissolved during slab heating in the hot rolling process, are added. Coarse precipitates and Ti-based coarse precipitates such as TiN, Ti (C, N), Ti (C, S), and TiS increase, and bendability deteriorates. Therefore, the Nb content is 0.08% or less.
  • the Nb content is preferably 0.06% or less, more preferably 0.04% or less.
  • the Ti content is 0.12% or less.
  • the Ti content is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less.
  • Cu 0.005% or more and 1% or less and Ni: 0.01% or more and 1% or less selected from 1 type or 2 types Cu and Ni improve corrosion resistance in the use environment of the automobile, and form corrosion.
  • the substance has an effect of covering the surface of the steel sheet and suppressing hydrogen intrusion into the steel sheet. In order to obtain this effect, it is necessary to contain Cu in an amount of 0.005% or more.
  • Ni needs to be contained by 0.01% or more.
  • the Cu content and the Ni content are each preferably 0.05% or more, and more preferably 0.08% or more.
  • the Cu content and the Ni content are each set to 1% or less.
  • the Cu content and the Ni content are each preferably 0.8% or less, more preferably 0.6% or less.
  • Cr 0.01% or more and 1.0% or less
  • Mo 0.01% or more and less than 0.3%
  • V 0.003% or more and 0.5% or less
  • Zr 0.005% or more and 0.20% Or less
  • W one or more selected from 0.005% or more and 0.20% or less
  • the Cr content and the Mo content must be 0.01% or more.
  • Each of the Cr content and the Mo content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more.
  • the V content needs to be 0.003% or more.
  • the V content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.007% or more.
  • the Cr content is 1.0% or less.
  • the Cr content is preferably 0.4% or less, more preferably 0.2% or less.
  • the Mo content is less than 0.3%.
  • the Mo content is preferably 0.2% or less, more preferably 0.1% or less.
  • the V content is 0.5% or less.
  • the V content is preferably 0.4% or less, more preferably 0.3% or less.
  • the Zr content and the W content contribute to the improvement of bendability as well as high strength through the refinement of old ⁇ grains.
  • the Zr content and the W content must be 0.005% or more.
  • the Zr content and the W content are each preferably 0.006% or more, more preferably 0.007% or more.
  • the Zr content and the W content are each 0.20% or less.
  • the Zr content and the W content are each preferably 0.15% or less, more preferably 0.10% or less.
  • Ca 0.0002% to 0.0030%
  • Ce 0.0002% to 0.0030%
  • La 0.0002% to 0.0030%
  • Mg 0.0002% to 0.0030%
  • Ca, Ce, and La fix S as a sulfide and serve as a trap site for hydrogen in steel, so the amount of diffusible hydrogen in steel decreases and bendability increases. Contribute to the improvement of.
  • the contents of Ca, Ce, and La each need to be 0.0002% or more.
  • the content of Ca, Ce, and La is preferably 0.0003% or more, more preferably 0.0005% or more.
  • the contents of Ca, Ce, and La are each set to 0.0030% or less.
  • the Ca, Ce, and La contents are preferably 0.0020% or less, and more preferably 0.0010% or less.
  • Mg fixes O as MgO, and MgO serves as a trap site for hydrogen in steel, reducing the amount of diffusible hydrogen in steel and contributing to improving bendability.
  • the Mg content is set to 0.0002% or more. It is preferably 0.0003% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • the Mg content is made 0.0030% or less.
  • the Mg content is preferably 0.0020% or less, more preferably 0.0010% or less.
  • Sb 0.002% or more and 0.1% or less and Sn: 0.002% or more and 0.1% or less selected from 1 type or 2 types Sb and Sn suppress oxidation and nitriding of the steel sheet surface layer portion.
  • the reduction of C and B due to oxidation and nitridation of the steel sheet surface layer is suppressed. Further, since the reduction of C and B is suppressed, the generation of ferrite in the surface layer of the steel sheet is suppressed, which contributes to higher strength.
  • the Sb content and the Sn content must each be 0.002% or more.
  • the Sb content and the Sn content are each preferably 0.003% or more, more preferably 0.004% or more.
  • the Sb content and the Sn content are each set to 0.1% or less.
  • the Sb content and the Sn content are each preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less.
  • Bainite having a carbide having an average particle diameter of 50 nm or less, and tempered martensite having a carbide having an average particle diameter of 50 nm or less have an area ratio of 90% or more in total, high bending strength TS ⁇ 1320 MPa and excellent bending.
  • the total area ratio of bainite and / or tempered martensite having carbides having an average grain size of 50 nm or less with respect to the entire structure is 90% or more. If it is less than 90%, ferrite, residual ⁇ (retained austenite) and martensite will increase, and the strength or yield ratio will decrease.
  • the area ratio of the tempered martensite and bainite to the entire structure may be 100% in total.
  • one of the tempered martensite and the bainite may have an area ratio in the above range, or the total area ratio of both may be in the above range. Furthermore, if the average grain size of the carbides in the tempered martensite and bainite exceeds 50 nm, it does not serve as a trap site for diffusible hydrogen in the steel, which deteriorates bendability and causes carbide to become a starting point of fracture. Bendability deteriorates.
  • martensite refers to a hard structure formed from austenite at low temperatures (below the martensite transformation point)
  • tempered martensite refers to a structure that is tempered when martensite is reheated.
  • Bainite refers to a hard structure that is generated from austenite at a relatively low temperature (above the martensitic transformation point) and has fine carbides dispersed in acicular or plate-like ferrite.
  • the average grain size referred to here is the average grain size of all carbides existing in the former austenite containing each bainite and tempered martensite.
  • ferrite is a structure formed by transformation from austenite at a relatively high temperature and composed of crystal grains of BCC lattice.
  • the value obtained by measuring by the method described in the example is adopted.
  • the area ratio of bainite having carbides with an average particle size of 50 nm or less and tempered martensite having carbides with an average particle size of 50 nm or less is one or two. 80% or more in total Cracks due to bending are generated from the surface layer of the bending ridgeline portion of the plated steel sheet, so the structure of the steel sheet surface layer portion becomes very important.
  • the amount of diffusible hydrogen near the surface layer in the steel is reduced and the bendability is improved by utilizing the fine carbide in the surface layer portion as a hydrogen trap site.
  • a desired bendability can be ensured by setting the ratio to 80% or more in total.
  • the area ratio is preferably 82% or more, more preferably 85% or more.
  • the upper limit of the area ratio is not particularly limited and may be 100%.
  • one of the bainite and the tempered martensite may have an area ratio within the above range, or the total area ratio of both may be within the above range.
  • the diffusible hydrogen content in the steel is 0.20 mass ppm or less.
  • the diffusible hydrogen content means 200 ° C./hr immediately after removing the plating from the electrogalvanized steel sheet by using a thermal desorption analyzer. It is the cumulative amount of hydrogen released from the heating start temperature (25 ° C.) to 200 ° C. when the temperature is raised at the heating rate. If the amount of diffusible hydrogen in steel exceeds 0.20 mass ppm, bendability deteriorates. Therefore, the amount of diffusible hydrogen in the steel is 0.20 mass ppm or less, preferably 0.15 mass ppm or less, more preferably 0.10 mass ppm or less. The lower limit is not particularly limited and may be 0 mass ppm.
  • the value of the amount of diffusible hydrogen in the steel the value obtained by measuring by the method described in Examples is adopted.
  • the amount of diffusible hydrogen in the steel is 0.20 mass ppm or less before forming or welding the steel sheet.
  • the product (member) after forming and welding the steel plate when measuring the diffusible hydrogen content in the steel by cutting out a sample from the product in a general usage environment, the diffusivity in the steel is measured. If the amount of hydrogen is 0.20 mass ppm or less, it can be considered that the amount of diffusible hydrogen in the steel was 0.20 mass ppm or less even before forming and welding.
  • the total of the inclusions and the circumference of the carbide having an average particle size of 0.1 ⁇ m or more is 50 ⁇ m / mm 2 or less (suitable condition)
  • the presence of coarse inclusions and carbides facilitates the formation of voids at the interface between the matrix and the inclusions and carbides. Since the frequency of occurrence of the voids corresponds to the interfacial area between the coarse inclusions and carbide and the matrix phase, reducing the total interfacial area suppresses the formation of voids and improves bendability.
  • the total of the outer circumferences of inclusions and carbides having an average particle size of 0.1 ⁇ m or more is preferably 50 ⁇ m / mm 2 or less (50 ⁇ m or less per 1 mm 2 ), more preferably 45 ⁇ m / mm 2 or less, and further preferably Is 40 ⁇ m / mm 2 or less.
  • the average particle size referred to here is the average value of the major axis length and the minor axis length.
  • the major axis length and the minor axis length mean the major axis length and the minor axis length when the ellipse approximation is performed.
  • the total of the outer circumferences of inclusions and carbides having an average particle size of 0.1 ⁇ m or more is obtained by the method described in the examples.
  • the high-yield ratio, high-strength electrogalvanized steel sheet of the present invention has electrogalvanized plating on the surface of a steel sheet (raw steel sheet) as a raw material.
  • the type of zinc-based plating is not particularly limited, and may be, for example, zinc plating (pure Zn), zinc alloy plating (Zn-Ni, Zn-Fe, Zn-Mn, Zn-Cr, Zn-Co), or the like.
  • the amount of electrogalvanized plating deposited is preferably 25 g / m 2 or more per side.
  • the amount of electrogalvanized plating applied is preferably 50 g / m 2 or less per surface from the viewpoint of not deteriorating bendability.
  • the high-yield ratio, high-strength electrogalvanized steel sheet of the present invention may have electrogalvanized plating on one side of the raw steel sheet, or may have electrogalvanized plating on both sides of the raw steel sheet. When used for, it is preferable to have electrogalvanized plating on both sides of the material steel sheet.
  • the high yield ratio, high strength electrogalvanized steel sheet of the present invention has high strength.
  • the tensile strength is 1320 MPa or more. It is preferably 1400 MPa or more, more preferably 1470 MPa or more, and further preferably 1600 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited, but 2200 MPa or less is preferable from the viewpoint of easy balance with other properties. The tensile strength is measured by the method described in the examples.
  • High strength electrogalvanized steel sheet of the present invention has a high yield ratio.
  • the yield ratio is 0.80 or more. It is preferably 0.81 or more, more preferably 0.82 or more.
  • the upper limit of the yield ratio is not particularly limited, but is preferably 0.95 or less from the viewpoint of easy balance with other properties.
  • the average cooling rate up to the cooling stop temperature is ultra-rapid cooling such as water quenching
  • the cooling stop temperature is 50 ° C. or less
  • the holding temperature is 150 to 200 ° C., so that the yield ratio is 0.82 or more
  • it is possible to obtain the characteristic that the tensile strength is 1600 MPa or more.
  • the yield ratio is calculated from the tensile strength and yield strength measured by the method described in the examples.
  • the high-yield ratio, high-strength electrogalvanized steel sheet of the present invention has excellent bendability. Specifically, when the bending test described in the examples is performed, R / t, which is the bending radius (R) with respect to the plate thickness (t), is less than 3.5 when the tensile strength is 1320 MPa or more and less than 1530 MPa, and the tensile strength is Of less than 1530 MPa and less than 1700 MPa is less than 4.0 and more than 1700 MPa is less than 4.5.
  • the tensile strength is 1320 MPa or more and less than 1530 MPa, 3.5 or less when the tensile strength is 1530 MPa or more and less than 1700 MPa, and 4.0 or less when it is 1700 MPa or more.
  • a manufacturing method includes at least a hot rolling step, an annealing step, and an electroplating step. Moreover, you may have a cold rolling process between a hot rolling process and an annealing process. A tempering step may be provided after the electroplating step. Each step will be described below. In addition, the temperature shown below means the surface temperature of a slab, a steel plate, etc.
  • Hot-rolling step is a steel slab having the above-described composition, and is hot-rolled at a slab heating temperature of 1200 ° C or higher and a finish rolling end temperature of 840 ° C or higher, and then from the finish rolling end temperature to 700 ° C.
  • a primary cooling stop temperature of 700 ° C or less at an average cooling rate of 40 ° C / sec or more, and then an average cooling rate of 2 ° C / sec or more in the temperature range from the primary cooling stop temperature to 650 ° C. It is a step of cooling by, and cooling to a winding temperature of 630 ° C. or lower and winding.
  • the steel slab having the above-mentioned composition is subjected to hot rolling.
  • the slab heating temperature is 1200 ° C. or higher.
  • the slab heating temperature is more preferably 1230 ° C or higher, and further preferably 1250 ° C or higher.
  • the upper limit of the slab heating temperature is not particularly limited, but the slab heating temperature is preferably 1400 ° C or lower. Further, for example, the heating rate during slab heating may be 5 to 15 ° C./minute, and the slab soaking time may be 30 to 100 minutes.
  • the rolling time from 1150 ° C during hot rolling to the finish rolling finish temperature is preferably within 200 seconds.
  • the rolling time from 1150 ° C. to the finish rolling end temperature is 200 seconds or less.
  • the rolling time is more preferably 180 seconds or less, still more preferably 160 seconds or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but the rolling time is preferably 40 seconds or more.
  • the finish rolling finish temperature must be 840 ° C or higher.
  • the finish rolling end temperature is lower than 840 ° C, it takes time to lower the temperature, and not only the bendability is deteriorated due to the formation of inclusions and coarse carbides, but also the internal quality of the steel sheet may be deteriorated. . Therefore, the finish rolling end temperature needs to be 840 ° C. or higher. It is preferably 860 ° C. or higher.
  • the upper limit is not particularly limited, it is preferable to set the finish rolling end temperature to 950 ° C. or lower, because it becomes difficult to cool to the subsequent winding temperature. More preferably, it is 920 ° C or lower.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but is preferably about 250 ° C./second.
  • the primary cooling stop temperature is 700 ° C or lower. If the primary cooling stop temperature is higher than 700 ° C., carbides are likely to be formed by 700 ° C., and the carbides become coarse, thereby deteriorating bendability.
  • the lower limit of the primary cooling stop temperature is not particularly limited, but if the primary cooling stop temperature is 650 ° C or less, the effect of suppressing carbide formation by rapid cooling becomes small, so the primary cooling stop temperature is preferably higher than 650 ° C.
  • the temperature range from the primary cooling stop temperature to 650 ° C. is cooled at an average cooling rate of 2 ° C./sec or more, and is cooled to the coiling temperature of 630 ° C. or less.
  • the cooling rate up to 650 ° C. is low, inclusions are generated, and the inclusions become coarse, which deteriorates bendability.
  • the area ratio of martensite and bainite having carbides in the surface layer of the steel decreases, so that fine carbides that are hydrogen trap sites near the surface layer decrease, and it is possible to secure the desired bendability. It gets harder. Therefore, after cooling the temperature range up to 700 ° C. to the primary cooling stop temperature of 700 ° C.
  • the average cooling rate from the primary cooling stop temperature to 650 ° C. is 2 C / sec or more.
  • the average cooling rate is preferably 3 ° C./sec or more, more preferably 5 ° C./sec.
  • the average cooling rate from 650 ° C to the coiling temperature is not particularly limited, but is preferably 0.1 ° C / sec or more and 100 ° C / sec or less. Unless otherwise specified, the average cooling rate is (cooling start temperature-cooling stop temperature) / cooling time from the cooling start temperature to the cooling stop temperature.
  • Winding temperature shall be 630 ° C or lower. If the coiling temperature is higher than 630 ° C, the surface of the base metal may be decarburized, causing a difference in structure between the inside and the surface of the steel sheet, which causes uneven alloy concentration. Further, decarburization produces ferrite in the surface layer portion, and reduces the tensile strength, the yield ratio, or both the tensile strength and the yield ratio. Therefore, the coiling temperature is 630 ° C. or lower. It is preferably 600 ° C. or lower. The lower limit is not particularly limited, but the coiling temperature is preferably 500 ° C. or higher in order to prevent deterioration of cold rollability during cold rolling.
  • the hot rolled steel sheet after winding may be pickled.
  • the pickling conditions are not particularly limited. Note that the hot-rolled steel sheet may not be pickled.
  • the cold rolling step is a step of cold rolling the hot rolled steel sheet obtained in the hot rolling step.
  • the reduction ratio of cold rolling is not particularly limited, but if the reduction ratio is less than 20%, the flatness of the surface is poor and there is a risk that the structure becomes nonuniform. Therefore, the reduction ratio should be 20% or more. preferable.
  • the cold rolling step is not an essential step, and the cold rolling step may be omitted if the steel structure and mechanical properties satisfy the present invention.
  • Annealing step is to hold a cold-rolled steel sheet or hot-rolled steel sheet at an annealing temperature of AC 3 points or higher for 30 seconds or more (soaking), and then start cooling temperature: 680 ° C or higher, average from 680 ° C to 260 ° C.
  • This is a step of cooling under the conditions of a cooling rate: 70 ° C./second or more and a cooling stop temperature: 260 ° C. or less, and holding the holding temperature in the temperature range of 150 to 260 ° C. for 20 to 1500 seconds.
  • the hot-rolled steel sheet or the cold-rolled steel sheet is heated to an annealing temperature of AC 3 points or higher and then soaked. If the annealing temperature is lower than the AC3 point, the amount of ferrite becomes excessive and it becomes difficult to obtain a steel sheet having YR of 0.80 or more. Therefore, it is necessary to set the annealing temperature to the AC 3 point or higher.
  • the annealing temperature is preferably AC3 point + 10 ° C. or higher.
  • the upper limit of the annealing temperature is not particularly limited, but the annealing temperature is preferably 910 ° C. or less from the viewpoint of suppressing coarsening of the austenite grain size and preventing deterioration of bendability.
  • the AC3 point (° C) referred to here is calculated by the following formula. Further, in the following formula, (% element symbol) means the content (mass%) of each element.
  • a C3 910-203 (% C) 1/2 +45 (% Si) -30 (% Mn) -20 (% Cu) -15 (% Ni) +11 (% Cr) +32 (% Mo) +104 (% V ) +400 (% Ti) +460 (% Al)
  • Hold time at annealing temperature is 30 seconds or more. If the annealing holding time is less than 30 seconds, the dissolution of the carbide and the austenite transformation do not proceed sufficiently, so the carbide remaining during the subsequent heat treatment becomes coarse and the bendability deteriorates. Therefore, the annealing holding time is set to 30 seconds or longer, preferably 35 seconds or longer.
  • the upper limit of the annealing holding time is not particularly limited, but from the viewpoint of suppressing coarsening of the austenite grain size and preventing deterioration of bendability, the annealing holding time is preferably 900 seconds or less.
  • the cooling start temperature is 680 ° C. or higher
  • the average cooling rate from 680 ° C. to 260 ° C. is 70 ° C./sec or higher, and the temperature is cooled to a cooling stop temperature of 260 ° C. or lower.
  • the upper limit of the temperature range of the average cooling rate is 680 ° C. or higher. It is preferably 700 ° C. or higher.
  • the lower limit of the temperature range of the average cooling rate is more than 260 ° C, tempering does not proceed sufficiently, martensite and retained austenite are generated in the final structure, and the yield ratio decreases. Further, hydrogen in the steel is not desorbed to the atmosphere, and hydrogen remains in the steel, which deteriorates bendability. Therefore, the lower limit of the temperature range of the average cooling rate is 260 ° C. or less. The temperature is preferably 240 ° C. or lower. When the average cooling rate is less than 70 ° C./sec, a large amount of upper bainite and lower bainite are likely to be formed, and martensite and retained austenite are generated in the final structure, so that the yield ratio is lowered.
  • the average cooling rate is 70 ° C./sec or more, preferably 100 ° C./sec or more, more preferably 500 ° C./sec or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but is usually about 2000 ° C./sec.
  • the average cooling rate from the annealing temperature to 680 ° C is not particularly limited, and the average cooling rate from 260 ° C to the cooling stop temperature (when the cooling stop temperature is less than 260 ° C) is not particularly limited.
  • reheating treatment is carried out (reheating is necessary when the cooling stop temperature is lower than 150 ° C., but reheating may be carried out when the cooling stop temperature is 150 ° C. or higher). Hold at a holding temperature of 260 ° C. for 20 to 1500 seconds.
  • Carbides that are distributed inside tempered martensite and / or bainite are carbides that are generated during holding in the low temperature region after quenching, and trap hydrogen to become hydrogen trap sites and prevent deterioration of bendability.
  • the holding time is preferably 120 seconds or more.
  • the holding time is preferably 1200 seconds or less.
  • the reheating conditions are not limited. If the cooling stop temperature is less than 150 ° C, reheating is necessary.
  • the electroplating process is an electrozinc-based plating process.
  • the electrogalvanizing step is a step of cooling the steel sheet after the annealing step to room temperature and performing electrogalvanizing.
  • the average cooling rate from holding in the temperature range of 150 to 260 ° C. to room temperature (10 to 30 ° C.) is not particularly limited, but it is preferable to set 50 ° C. to an average cooling rate of 1 ° C./second or more.
  • electrogalvanizing plating is performed.
  • the time for electroplating is important in order to suppress the invasion of hydrogen into the steel and reduce the amount of diffusible hydrogen in the steel to 0.20 mass ppm or less.
  • the electroplating time exceeds 300 seconds, the time for immersion in acid is long, so the amount of diffusible hydrogen in the steel exceeds 0.20 mass ppm and the bendability deteriorates. Therefore, the electroplating time is within 300 seconds. It is preferably within 250 seconds, more preferably within 200 seconds. The lower limit of the electroplating time is not particularly limited, but is preferably 30 seconds or more. The conditions other than the electroplating time, such as current efficiency, are not particularly limited as long as a sufficient coating amount can be secured.
  • Tempering step is a step performed to remove hydrogen from the steel, and the amount of diffusible hydrogen in the steel is maintained by holding for a holding time t satisfying the following formula (1) in a temperature range of 250 ° C or lower. Can be reduced and can be utilized for further improvement of bendability. If the tempering temperature is higher than 250 ° C. or if it is held for a time not satisfying the following formula, the carbide in bainite or tempered martensite may be coarsened and the bendability may be deteriorated. Therefore, the holding temperature is preferably 250 ° C. or lower. . The temperature is more preferably 200 ° C. or lower, and further preferably 150 ° C. or lower. (T + 273) (logt + 4) ⁇ 2700 (1) However, T in the formula (1) is a holding temperature (° C.) in the tempering step, and t is a holding time (second) in the tempering step.
  • the hot-rolled steel sheet after the hot rolling step may be subjected to heat treatment for softening the structure, and may be subjected to temper rolling for shape adjustment after the electroplating step.
  • the manufacturing method according to the present embodiment described above by controlling the manufacturing conditions and plating conditions before the plating treatment, the diffusible hydrogen content in the steel is reduced, and the high yield ratio and high strength are excellent in bendability. It becomes possible to obtain an electrogalvanized steel sheet.
  • Table 2-3 the numerical value of the reduction ratio of cold rolling is not described means that cold rolling is not performed.
  • the hot-rolled steel sheet and the cold-rolled steel sheet obtained above were annealed and plated under the conditions shown in Tables 2-1 to 2-4 to produce electrogalvanized steel sheets.
  • the blank column in Table 1 indicates that the additive is not intentionally added, and includes not only the case where it is not contained (0% by mass) but also the case where it is inevitably contained.
  • a tempering treatment for dehydrogenation treatment was performed under some conditions. In Tables 2-1 to 2-4, blanks in the tempering conditions mean that the tempering process was not performed.
  • the ICP analysis revealed that the alloy compositions of the plating were 100% Zn, Zn-13% Ni, and Zn-46% Fe, respectively.
  • the amount of electrogalvanized plating applied was 25 to 50 g / m 2 per surface. Specifically, the adhesion amount of 100% Zn plating was 33 g / m 2 per side, the adhesion amount of Zn-13% Ni plating was 27 g / m 2 per side, and Zn-46% Fe plating amount was adhered to one side. The amount was 27 g / m 2 per side. Note that these electrogalvanized platings were applied to both sides of the steel sheet.
  • a test piece was taken from the rolling direction of each electrogalvanized steel sheet and a direction perpendicular to the rolling direction, and a plate thickness L cross section parallel to the rolling direction was mirror-polished and a microstructure was developed with a nital solution, followed by a scanning electron microscope.
  • a point counting method to count the number of points on each phase by placing a grid of 16 ⁇ 15 at 4.8 ⁇ m intervals on a region of actual length 82 ⁇ m ⁇ 57 ⁇ m on a SEM image with a magnification of 1500 times.
  • the area ratio of tempered martensite (denoted by TM in Tables 3-1 to 3-4) and bainite (denoted by B in Tables 3-1 to 3-4) was investigated.
  • the area ratio of bainite having carbides having an average grain size of 50 nm or less and tempered martensite having carbides having an average grain size of 50 nm or less in the entire structure is SEM obtained by continuously observing the entire plate thickness at a magnification of 1500 times. The average value of the area ratios obtained from the images was used.
  • the area ratio of bainite having a carbide having an average particle size of 50 nm or less and tempered martensite having a carbide having an average particle size of 50 nm or less in the region from the surface of the material steel plate to 1/8 of the thickness is 1500 times as much as the material steel plate.
  • the area from the surface of to the plate thickness 1 ⁇ 8 of the raw steel plate was continuously observed, and the average value of each area ratio obtained from the SEM image was taken.
  • Tempered martensite and bainite have a white structure, and have a structure in which blocks and packets appear in the former austenite grain boundaries, and fine carbides are precipitated inside.
  • the average grain size of carbides contained in tempered martensite and bainite was calculated by the following method.
  • a test piece was taken from the rolling direction of each electrogalvanized steel sheet and a direction perpendicular to the rolling direction, and a plate thickness L cross section parallel to the rolling direction was mirror-polished and a microstructure was developed with a nital solution, followed by a scanning electron microscope. Continuously observe from the surface of the material steel plate to 1/8 of the plate thickness using 1 to calculate the number of carbides inside the former austenite grains containing tempered martensite and bainite from one SEM image with a magnification of 5000 times. The total area of carbides inside one crystal grain was calculated by binarizing the structure.
  • the area per carbide was calculated from the number and total area of the carbides, and the average grain size of the carbides in the region from the surface of the raw steel plate to the plate thickness 1/8 was calculated.
  • the method for measuring the average grain size of carbides in the entire structure is to observe the plate thickness 1/4 position of the raw steel plate using a scanning electron microscope, and thereafter, the carbide in the region from the surface of the raw steel plate to the plate thickness 1/8
  • the average grain size of carbides in the entire structure was measured by the same method as the method of calculating the average grain size of.
  • a test piece is taken from the rolling direction of each electrogalvanized steel sheet and a direction perpendicular to the rolling direction, and a cross section of a plate thickness L parallel to the rolling direction is mirror-polished to prevent corrosion for revealing a structure, It was observed using an optical microscope, and what appeared in black from an optical microscope photograph at a magnification of 400 was measured as an inclusion.
  • test pieces were taken from the rolling direction of each electrogalvanized steel sheet and a direction perpendicular to the rolling direction, and a cross section of a plate thickness L parallel to the rolling direction was mirror-polished, and the structure was revealed with a nital solution, and then scanned. It was observed using an electron microscope, and coarse carbides having an average particle size of 0.1 ⁇ m or more were measured from SEM images at a magnification of 5000 times. The lengths of the major axis and minor axis of the inclusions or coarse carbides were measured, and the average value was defined as the average particle size.
  • the outer circumferences of the inclusions and the carbides having an average particle size of 0.1 ⁇ m or more are calculated, and the total is calculated as the inclusions and the average particle size of 0.1 ⁇ m.
  • the total of the outer circumferences of the above carbides was used.
  • TS is 1320 MPa or more
  • YR is 0.80 or more
  • R / t is less than 3.5 when the tensile strength is 1320 MPa or more and less than 1530 MPa, and less than 4.0 when the tensile strength is 1530 MPa or more and less than 1700 MPa.
  • TS is less than 1320 MPa
  • YR is less than 0.80
  • R / t satisfies the above requirements.
  • Those not found were rejected, and shown in Tables 3-1 to 3-4 as comparative examples.
  • the underlines in Tables 1 to 3-4 indicate that the requirements, manufacturing conditions and characteristics of the present invention are not satisfied.

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Abstract

質量％でＣ：０．１４％以上０．４０％以下、Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．７０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下及びＮ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、鋼組織全体において平均粒径５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイト、平均粒径５０ｎｍ以下の炭化物を有する焼戻しマルテンサイトの１種又は２種の面積率が合計９０％以上であり、素材鋼板の表面から板厚１／８までの領域において、平均粒径５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイト、平均粒径５０ｎｍ以下の炭化物を有する焼戻しマルテンサイトの１種又は２種の面積率が合計で８０％以上である鋼組織を有し、鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ以下である素材鋼板を備える、曲げ性に優れた高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法。

Description

高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法
　本発明は、高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法に関する。本発明は、より詳細には、自動車部品等に用いられる高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法に関し、特に、曲げ性に優れた高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法に関する。
　近年、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おり、車体に使用される鋼板を高強度化して薄肉化することにより軽量化を図っている。特にセンターピラーＲ／Ｆ（レインフォースメント）等の車体骨格部品や、バンパー、インパクトビーム部品等（以下、部品ともいう）へのＴＳ（引張強度）：１３２０～１４７０ＭＰａ級の高強度鋼板の適用が進みつつある。さらには、自動車車体の一層の軽量化の観点から、ＴＳ：１８００ＭＰａ級（１．８ＧＰａ級）以上の強度を有する鋼板の適用についても検討されている。また、衝突安全性の観点から、高降伏比を有する鋼板の要望が高くなっている。
　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。近年では、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なり、応力を負荷した際に破壊が生じる危険性が示唆されている。
　例えば、特許文献１では、炭化物量を制御することで遅れ破壊特性を改善する技術が開示されている。具体的には、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２５％、Ｍｎ：１．０～３．０％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０２５～０．１００％、Ｎ：０．００８％以下を含有し、マルテンサイト中の０．１μｍ以下の析出物を３×１０５／ｍ２以下とすることで、引張強度で９８０ＭＰａ以上の強度で、遅れ破壊特性が良好な超高強度鋼板を提供している。
　また、特許文献２は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１２～０．３％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．５％未満、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．０１％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、焼戻しマルテンサイト単一組織とすることで高降伏比かつ曲げ性に優れた引張強度が１．０～１．８ＧＰａの高強度鋼板を提供している。
　また、特許文献３は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１７～０．７３％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：０．５～３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０７％以下、Ａｌ：３．０％以下、Ｎ：０．０１０％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、マルテンサイト組織を活用して高強度化を図るとともに、上部ベイナイト変態を活用することにより、ＴＲＩＰ効果を得る上で必要な残留オーステナイトを安定して確保し、さらにマルテンサイトの一部を焼戻しマルテンサイトにすることによって、強度と延性のバランスに優れた引張強度が９８０ＭＰａ～１．８ＧＰａの高強度鋼板を提供している。
特開平０７－１９７１８３号公報 特開２０１１－２４６７４６号公報 特開２０１０－９０４７５号公報
　自動車車体に使用される鋼板はプレス加工されて使用されるため、その破壊はせん断や打抜き加工により切断される端面（以下、せん断端面）から生じることが多い。さらにその破壊は、鋼中に存在する水素起因で生じやすくなることが明らかとなっている。そこで、破壊の評価はせん断面からの亀裂進展を評価する必要がある。また、自動車用に加工される場合、曲げ加工により応力がかけられる。そこで破壊の評価は、せん断端面を有する小片に曲げ加工を施すことで曲げ性を評価する必要がある。
　特許文献１で開示された技術では、試験片に曲げの応力を負荷した後、酸性の溶液にある一定の時間浸漬し、電位を与えることで鋼板に水素を侵入させ、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。
　特許文献２で開示された技術では、焼戻しマルテンサイト単一組織としたことで強度には優れるものの、亀裂の進展を促進する介在物を低減できてはおらず、曲げ性には優れないと考えられる。
　特許文献３で開示された技術では、曲げ性の記載はないものの、ＦＣＣ構造であるオーステナイトは、ＢＣＣ構造やＢＣＴ構造であるマルテンサイトやベイナイトに比べて水素の固溶量が多いため、オーステナイト量を多く活用している特許文献３で規定されている鋼中の拡散性水素量は多いと考えられ、曲げ性には優れないと考えられる。
　本発明は、曲げ性に優れた高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
　なお、本発明において、高降伏比高強度とは、降伏比０．８０以上で、かつ、引張強度が１３２０ＭＰａ以上を意味する。
また、電気亜鉛系めっき鋼板において、素材鋼板の表面とは、素材鋼板と電気亜鉛系めっきとの界面を意味する。
また、素材鋼板の表面から素材鋼板の板厚１／８までの領域を表層部ともいう。
　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、優れた曲げ性を得るためには、鋼中の拡散性水素量を０．２０質量ｐｐｍ以下に低減することが必要であることを知見した。また、本発明者らは、めっき処理の前に低温まで冷却することで鋼中の拡散性水素が放出されることを見出し、曲げ性に優れた電気亜鉛系めっき鋼板の製造に成功した。また、その冷却を急速冷却とすることで、焼戻しマルテンサイトとベイナイトを主とする組織にでき、高降伏比高強度となることを知見した。
　以上の通り、本発明者らは、上記の課題を解決するために様々な検討をおこなった結果、鋼中の拡散性水素量を低減することで、曲げ性に優れた高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。本発明の要旨は以下の通りである。
　［１］素材鋼板の表面に、電気亜鉛系めっきを有する高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板であって、前記素材鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１４％以上０．４０％以下、Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．７０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下及びＮ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、鋼組織全体において、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイト、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有する焼戻しマルテンサイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上であり、素材鋼板の表面から板厚１／８までの領域において、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイト、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有する焼戻しマルテンサイトの１種または２種の面積率が合計で８０％以上である鋼組織とを有し、鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ以下である、高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
　［２］前記素材鋼板は、前記成分組成と、前記鋼組織とを有し、前記鋼組織が、介在物および平均粒径が０．１μｍ以上の炭化物を含み、前記介在物および平均粒径が０．１μｍ以上の炭化物の外周の合計が５０μｍ／ｍｍ２以下である［１］に記載の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
　［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％未満を含有する［１］または［２］に記載の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
　［４］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００２％以上０．０８％以下及びＴｉ：０．００２％以上０．１２％以下のうちから選ばれる１種又は２種を含有する、［１］～［３］のいずれかに記載の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
　［５］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．００５％以上１％以下及びＮｉ：０．０１％以上１％以下のうちから選ばれる１種又は２種を含有する、［１］～［４］のいずれかに記載の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
　［６］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、Ｖ：０．００３％以上０．５％以下、Ｚｒ：０．００５％以上０．２０％以下及びＷ：０．００５％以上０．２０％以下のうちから選ばれる１種又は２種以上を含有する、［１］～［５］のいずれかに記載の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
　［７］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、Ｃｅ：０．０００２％以上０．００３０％以下、Ｌａ：０．０００２％以上０．００３０％以下及びＭｇ：０．０００２％以上０．００３０％以下のうちから選ばれる１種又は２種以上を含有する、［１］～［６］のいずれかに記載の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
　［８］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｓｂ：０．００２％以上０．１％以下及びＳｎ：０．００２％以上０．１％以下のうちから選ばれる１種又は２種を含有する、［１］～［７］のいずれかに記載の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
　［９］［１］～［８］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：１２００℃以上、仕上げ圧延終了温度：８４０℃以上として熱間圧延を行った後、仕上げ圧延終了温度から７００℃までの温度域を４０℃／秒以上の平均冷却速度で７００℃以下の一次冷却停止温度まで冷却し、その後、一次冷却停止温度から６５０℃までの温度域を２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、６３０℃以下の巻取温度まで冷却して巻き取る熱延工程と、前記熱延工程で得られた鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度で３０秒以上保持した後、冷却開始温度：６８０℃以上、６８０℃から２６０℃まで平均冷却速度：７０℃／秒以上、冷却停止温度：２６０℃以下の条件で冷却し、１５０～２６０℃の温度域の保持温度で２０～１５００秒保持する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の鋼板を室温まで冷却し、電気めっき時間：３００秒以内の電気亜鉛系めっきを施す電気めっき工程とを有する、高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
　［１０］さらに、熱延工程と焼鈍工程の間に、前記熱延工程後の鋼板を冷間圧延する冷延工程を有する、［９］に記載の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
　［１１］さらに、電気めっき工程後の鋼板を２５０℃以下の温度域で以下の式（１）を満たす保持時間ｔで保持する焼戻し工程を有する、［９］または［１０］に記載の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
（Ｔ＋２７３）（ｌｏｇｔ＋４）≦２７００　・・・（１）
ただし、式（１）におけるＴは、焼戻し工程における保持温度（℃）であり、ｔは焼戻し工程における保持時間（秒）である。
　［１２］前記熱延工程における１１５０℃から仕上げ圧延終了温度までの圧延時間を２００秒以内とする、［９］～［１１］のいずれかに記載の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
　本発明は、成分組成及び製造方法を調整することにより、鋼組織を制御し、鋼中の拡散性水素量を低減させる。その結果、本発明の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板は、曲げ性に優れる。
本発明の高降伏比高強度電気亜鉛系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曲げ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。
　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。
　本発明の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板は、素材となる鋼板（素材鋼板）の表面に、電気亜鉛系めっき層が形成されてなる。
まず、本発明の素材鋼板（以下、単に、鋼板ともいう）の有する成分組成について説明する。下記の成分組成の説明において、成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．１４％以上０．４０％以下
　Ｃは、焼入れ性を向上させる元素であり、所定の焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトの面積率を確保するために必要である。また、Ｃは、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの強度を上昇させ、ＴＳ≧１３２０ＭＰａおよびＹＲ≧０．８０を確保する観点から必要である。また、炭化物の微細分散により鋼中の水素がトラップされることで、鋼中の拡散性水素量は減少し、曲げ性を改善できる。Ｃ含有量が０．１４％未満では優れた曲げ性を維持して所定の強度を得ることができなくなる。したがって、Ｃ含有量は０．１４％以上とする。なお、ＴＳ≧１４７０ＭＰａといったより高いＴＳを得る観点からは、Ｃ含有量は、０．１８％超とすることが好ましく、さらに好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｃ含有量が０．４０％を超えると、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイト内部の炭化物が粗大化するため、曲げ性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．４０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．３８％以下、さらに好ましくは０．３６％以下とする。
　Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下
　Ｓｉは固溶強化による強化元素である。また、Ｓｉは、２００℃以上の温度域で鋼板を焼戻す場合に、粗大な炭化物の過剰な生成を抑制して曲げ性の改善に寄与する。さらに、Ｓｉは、板厚中央部でのＭｎ偏析を軽減してＭｎＳの生成の抑制にも寄与する。加えて、Ｓｉは、連続焼鈍時の鋼板表層部の酸化による脱炭、さらには脱Ｂの抑制にも寄与する。ここで、上記のような効果を十分に得るには、Ｓｉ含有量を０．００１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００５％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が多くなりすぎると、その偏析が板厚方向に広がるため、板厚方向に粗大なＭｎＳが生成しやすくなり、曲げ性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．２％以下とする。
　Ｍｎ：０．１０％以上１．７０％以下
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定の焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトの面積率を確保するために含有させる。Ｍｎ含有量が０．１０％未満では、鋼板表層部にフェライトが生成することで強度および降伏比が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．４０％以上、さらに好ましくは０．８０％以上である。一方、Ｍｎは、ＭｎＳの生成・粗大化を特に助長する元素であり、Ｍｎ含有量が１．７０％を超えると、粗大な介在物が増加し、曲げ性を著しく劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量は１．７０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．６０％以下、さらに好ましくは１．５０％以下とする。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いと亀裂発生を促進するため、曲げ性を著しく劣化させる。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０１％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．００３％程度である。
　Ｓ：０．００５０％以下
　Ｓは、ＭｎＳ、ＴｉＳ、Ｔｉ（Ｃ，Ｓ）等の形成を通じて曲げ性に大きな悪影響を及ぼすので、厳密に制御する必要がある。この介在物による弊害を軽減するために、Ｓ含有量は０．００５０％以下とする必要がある。Ｓ含有量は、好ましくは０．００２０％以下、より好ましくは０．００１０％以下、さらに好ましくは０．０００５％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．０００２％程度である。
　Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下
　Ａｌは十分な脱酸を行い、鋼中の粗大介在物を低減するために添加される。その効果が表れるのがＡｌ含有量０．０１％以上である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０２％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．２０％超となると、熱間圧延後の巻取り時に生成したセメンタイトなどのＦｅを主成分とする炭化物が焼鈍工程で固溶しにくくなり、粗大な介在物や炭化物が生成するため、曲げ性が劣化する。したがって、Ａｌ含有量は０．２０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．１７％以下、さらに好ましくは０．１５％以下とする。
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは、鋼中でＴｉＮ、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）、ＡｌＮ等の窒化物、炭窒化物系の粗大介在物を形成する元素であり、これらの生成を通じて曲げ性を劣化させる。曲げ性の劣化を防止するため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする必要がある。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．０００６％程度である。
　本発明の鋼板は、上記成分を含有し、残部のＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有するが、上記成分と残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。本発明の鋼板には、さらに下記の成分を任意成分として含有させることができる。なお、下記の任意成分を下限値未満で含む場合、その成分は不可避的不純物として含まれるものとする。
　Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％未満
　Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、Ｂ含有により、Ｍｎ含有量が少ない場合であっても、所定の面積率の焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトを生成させる効果が得られる。このようなＢの効果を得るには、Ｂ含有量を０．０００２％以上にする。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．０００７％以上である。また、Ｎを固定する観点から、０．００２％以上の含有量のＴｉと複合添加することが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００３５％以上になると、焼鈍時のセメンタイトの固溶速度を遅延させ、未固溶のセメンタイトなどのＦｅを主成分とする炭化物が残存することとなる。これにより、粗大な介在物や炭化物が生成するため、曲げ性が劣化する。したがって、Ｂ含有量は０．００３５％未満とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００３０％以下、さらに好ましくは０．００２５％以下とする。
　Ｎｂ：０．００２％以上０．０８％以下及びＴｉ：０．００２％以上０．１２％以下のうちから選ばれる１種又は２種
　ＮｂやＴｉは、旧γ粒の微細化を通じて、高強度化とともに曲げ性の改善に寄与する。また、ＮｂやＴｉの微細炭化物生成により、これらの微細炭化物が水素のトラップサイトとなり、鋼中の拡散性水素量を減少させ、曲げ性を良好にする。このような効果を得るためには、ＮｂやＴｉの少なくとも１種を０．００２％以上で含有させる必要がある。いずれの元素の含有量でも好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００５％以上とする。一方、ＮｂやＴｉを多量に含有させると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存するＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）等のＮｂ系の粗大な析出物、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、Ｔｉ（Ｃ，Ｓ）、ＴｉＳ等のＴｉ系の粗大な析出物が増加し、曲げ性が劣化する。このため、Ｎｂ含有量は０．０８％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０６％以下、さらに好ましくは０．０４％以下とする。Ｔｉ含有量は０．１２％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１０％以下、さらに好ましくは０．０８％以下とする。
　Ｃｕ：０．００５％以上１％以下及びＮｉ：０．０１％以上１％以下のうちから選ばれる１種又は２種
　ＣｕやＮｉは、自動車の使用環境での耐食性を向上させ、かつ腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。この効果を得るためには、Ｃｕは０．００５％以上含有させる必要がある。Ｎｉは０．０１％以上含有させる必要がある。曲げ性向上の観点からは、Ｃｕ含有量、Ｎｉ含有量はそれぞれ、０．０５％以上にすることが好ましく、さらに好ましくは０．０８％以上である。しかしながら、Ｃｕ含有量やＮｉ含有量が多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来し、めっき性や化成処理性を劣化させるので、Ｃｕ含有量、Ｎｉ含有量はそれぞれ、１％以下とする。Ｃｕ含有量、Ｎｉ含有量はそれぞれ、好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．６％以下である。
　Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、Ｖ：０．００３％以上０．５％以下、Ｚｒ：０．００５％以上０．２０％以下及びＷ：０．００５％以上０．２０％以下のうちから選ばれる１種又は２種以上
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、鋼の焼入れ性の向上効果や、焼戻しマルテンサイトの微細化による曲げ性のさらなる改善効果を得る目的で、含有させることができる。このような効果を得るには、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量はそれぞれ、０．０１％以上にする必要がある。Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量はそれぞれ、好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上である。Ｖ含有量は０．００３％以上にする必要がある。Ｖ含有量は、好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．００７％以上とする。しかしながら、いずれの元素も多くなりすぎると炭化物の粗大化により、曲げ性を劣化させる。そのためＣｒ含有量は１．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．２％以下である。Ｍｏ含有量は０．３％未満とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．２％以下、さらに好ましくは０．１％以下である。Ｖ含有量は０．５％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．３％以下とする。
　ＺｒやＷは、旧γ粒の微細化を通じて、高強度化とともに曲げ性の改善に寄与する。このような効果を得るためには、Ｚｒ含有量、Ｗ含有量はそれぞれ、０．００５％以上にする必要がある。Ｚｒ含有量、Ｗ含有量はそれぞれ、好ましくは０．００６％以上、さらに好ましくは０．００７％以上とする。ただし、ＺｒやＷを多量に含有させると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存する粗大な析出物が増加し、曲げ性が劣化する。このため、Ｚｒ含有量、Ｗ含有量はそれぞれ、０．２０％以下とする。Ｚｒ含有量、Ｗ含有量はそれぞれ、好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．１０％以下とする。
　Ｃａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、Ｃｅ：０．０００２％以上０．００３０％以下、Ｌａ：０．０００２％以上０．００３０％以下及びＭｇ：０．０００２％以上０．００３０％以下のうちから選ばれる１種又は２種以上
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｌａは、Ｓを硫化物として固定し、鋼中水素のトラップサイトとなるため、鋼中の拡散性水素量が減少し、曲げ性の改善に寄与する。この効果を得るためには、Ｃａ、Ｃｅ、Ｌａの含有量はそれぞれ、０．０００２％以上にする必要がある。Ｃａ、Ｃｅ、Ｌａの含有量はそれぞれ、好ましくは０．０００３％以上、さらに好ましくは０．０００５％以上とする。一方、これらの元素は多量に添加すると硫化物の粗大化により、曲げ性を劣化させる。したがって、Ｃａ、Ｃｅ、Ｌａの含有量はそれぞれ、０．００３０％以下とする。Ｃａ、Ｃｅ、Ｌａの含有量はそれぞれ、好ましくは０．００２０％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下とする。
　Ｍｇは、ＭｇＯとしてＯを固定し、ＭｇＯが鋼中水素のトラップサイトとなるため、鋼中の拡散性水素量が減少し、曲げ性の改善に寄与する。この効果を得るためにはＭｇ含有量を０．０００２％以上とする。好ましくは０．０００３％以上、さらに好ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｍｇを多量に添加するとＭｇＯの粗大化により、曲げ性が劣化するので、Ｍｇ含有量は０．００３０％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００２０％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下とする。
　Ｓｂ：０．００２％以上０．１％以下及びＳｎ：０．００２％以上０．１％以下のうちから選ばれる１種又は２種
　ＳｂやＳｎは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、鋼板表層部の酸化や窒化によるＣやＢの低減を抑制する。また、ＣやＢの低減が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Ｓｂ含有量、Ｓｎ含有量はそれぞれ、０．００２％以上にする必要がある。Ｓｂ含有量、Ｓｎ含有量はそれぞれ、好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００４％以上とする。一方、Ｓｂ含有量、Ｓｎ含有量いずれの場合でも０．１％を超えて含有すると、旧γ粒界にＳｂやＳｎが偏析して亀裂発生を促進するため、曲げ性が劣化する。このため、Ｓｂ含有量、Ｓｎ含有量はそれぞれ、０．１％以下とする。Ｓｂ含有量、Ｓｎ含有量はそれぞれ、好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下とする。
　次いで、本発明の鋼板の鋼組織について説明する。
　平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイト、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有する焼戻しマルテンサイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上
　ＴＳ≧１３２０ＭＰａの高強度と優れた曲げ性を両立するため、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトの組織全体に対する面積率は合計で９０％以上とする。９０％未満であると、フェライト、残留γ（残留オーステナイト）およびマルテンサイトのいずれかが多くなり、強度もしくは降伏比が低下する。なお、前記焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの組織全体に対する面積率は合計で１００％であってもよい。また、前記焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトは、どちらか一方の面積率が上記範囲であってもよく、両方の合計の面積率が上記範囲であってもよい。さらにその焼戻しマルテンサイトおよびベイナイト内部の炭化物の平均粒径が５０ｎｍ超となると、鋼中の拡散性水素のトラップサイトとはならないため、曲げ性を劣化させ、さらに炭化物が破壊の起点となるため、曲げ性を劣化させる。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。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。ここで言う平均粒径とは、各ベイナイトや焼戻しマルテンサイトが含まれる旧オーステナイト内に存在する全炭化物の粒径の平均をとったものである。
　なお、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイト以外の残部組織は、フェライト、残留γ、マルテンサイトなどであり、その合計量は面積率で１０％以下であれば許容できる。前記残部組織は、面積率で０％であってもよい。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。
　ここで、鋼組織における各組織の面積率の値は、実施例に記載の方法で測定して得られた値を採用する。
　素材鋼板の表面から板厚１／８までの領域において、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイト、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有する焼戻しマルテンサイトの１種または２種の面積率が合計で８０％以上
　曲げ加工による亀裂は、めっき鋼板の曲げ稜線部の表層より発生するため、鋼板表層部の組織は非常に重要になる。本発明では、表層部の微細炭化物を水素のトラップサイトとして活用することで、鋼中表層付近の拡散性水素量を低減し、曲げ性を良好にする。したがって、素材鋼板の表面から板厚１／８までの領域にある平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイト、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有する焼戻しマルテンサイトの１種または２種の面積率を合計で８０％以上とすることで、所望の曲げ性を確保することができる。前記面積率は、好ましくは８２％以上であり、さらに好ましくは８５％以上である。前記面積率の上限は特に限定せず、１００％であっても構わない。また、前記領域において、前記ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトは、どちらか一方の面積率が上記範囲であってもよく、両方の合計の面積率が上記範囲であってもよい。
　鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ以下
　本発明において拡散性水素量とは、電気亜鉛系めっき鋼板からめっきを除去した後、直ちに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加熱開始温度（２５℃）から２００℃までに放出される累積水素量のことである。鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ超では曲げ性が劣化する。したがって、鋼中の拡散性水素量は０．２０質量ｐｐｍ以下、好ましくは０．１５質量ｐｐｍ以下、より好ましくは０．１０質量ｐｐｍ以下とする。下限は特に限定されるものではなく、０質量ｐｐｍでもよい。なお、鋼中の拡散性水素量の値は、実施例に記載の方法で測定して得られた値を採用する。本発明では、鋼板を成形加工や溶接をする前に、鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ以下であることが必要である。ただし、鋼板を成形加工や溶接した後の製品（部材）について、一般的な使用環境おかれた当該製品からサンプルを切り出して鋼中の拡散性水素量を測定した際に、鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ以下であれば、成形加工や溶接をする前も鋼中の拡散性水素量は０．２０質量ｐｐｍ以下であったとみなせる。
　介在物および平均粒径が０．１μｍ以上の炭化物の外周の合計が５０μｍ／ｍｍ２以下（好適条件）
　粗大な介在物や炭化物が存在すると、母相と介在物や炭化物の界面にボイドが生成しやすくなる。そのボイドの発生頻度は粗大介在物や炭化物と母相との界面積に対応しているため、その合計の界面積を低減することがボイドの生成を抑制し、曲げ性を向上させる。したがって、介在物および平均粒径が０．１μｍ以上の炭化物の外周の合計（合計外周）は５０μｍ／ｍｍ２以下（１ｍｍ２当たり５０μｍ以下）が好ましく、より好ましくは４５μｍ／ｍｍ２以下、さらに好ましくは４０μｍ／ｍｍ２以下である。なお、ここで言う平均粒径とは長軸長さと短軸長さの平均値とする。長軸長さや短軸長さは楕円近似した時の長軸の長さ、短軸の長さを意味する。なお、介在物および平均粒径が０．１μｍ以上の炭化物の外周の合計は、実施例に記載の方法により求める。
　本発明の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板は、素材となる鋼板（素材鋼板）の表面に、電気亜鉛系めっきを有する。亜鉛系めっきの種類は特に限定されず、例えば、亜鉛めっき（純Ｚｎ）、亜鉛合金めっき（Ｚｎ－Ｎｉ、Ｚｎ－Ｆｅ、Ｚｎ－Ｍｎ、Ｚｎ－Ｃｒ、Ｚｎ－Ｃｏ）等のいずれでも構わない。電気亜鉛系めっきの付着量は、耐食性向上の観点から、片面あたりで２５ｇ／ｍ２以上が好ましい。また、電気亜鉛系めっきの付着量は、曲げ性を劣化させない観点から、片面あたりで５０ｇ／ｍ２以下が好ましい。本発明の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板は、素材鋼板の片面に電気亜鉛系めっきを有してもよいし、素材鋼板の両面に電気亜鉛系めっきを有してもよいが、自動車に用いられる場合、素材鋼板の両面に電気亜鉛系めっきを有することが好ましい。
　次いで、本発明の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板の特性について説明する。
　本発明の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板は強度が高い。具体的には、引張強度が１３２０ＭＰａ以上である。好ましくは１４００ＭＰａ以上、より好ましくは１４７０ＭＰａ以上、さらに好ましくは１６００ＭＰａ以上である。なお、引張強度の上限は特に限定されないが、他の特性とのバランスの取りやすさの観点から２２００ＭＰａ以下が好ましい。なお、引張強度は、実施例に記載の方法により測定する。
　本発明の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板は降伏比が高い。具体的には、降伏比０．８０以上である。好ましくは０．８１以上、より好ましくは０．８２以上である。なお、降伏比の上限は特に限定されないが、他の特性とのバランスの取りやすさの観点から、０．９５以下が好ましい。特に、焼鈍工程において冷却停止温度までの平均冷却速度を水焼入れなどの超急冷却かつ冷却停止温度を５０℃以下、保持温度を１５０～２００℃にすることで、降伏比が０．８２以上、かつ引張強度が１６００ＭＰａ以上の特性を得ることが可能である。なお、降伏比は、実施例に記載の方法で測定した引張強度及び降伏強度から算出する。
　本発明の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板は曲げ性に優れる。具体的には、実施例に記載の曲げ試験を行ったときに、板厚（ｔ）に対する曲げ半径（Ｒ）であるＲ／ｔが引張強度が１３２０ＭＰａ以上１５３０ＭＰａ未満では３．５未満、引張強度が１５３０ＭＰａ以上１７００ＭＰａ未満では４．０未満、１７００ＭＰａ以上では４．５未満である。好ましくは引張強度が１３２０ＭＰａ以上１５３０ＭＰａ未満では３．０以下、引張強度が１５３０ＭＰａ以上１７００ＭＰａ未満では３．５以下、１７００ＭＰａ以上では４．０以下である。
　次いで、本発明の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板の一実施形態に係る製造方法について説明する。
　本発明の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板の一実施形態に係る製造方法は、熱延工程、焼鈍工程、電気めっき工程を少なくとも有する。また、熱延工程と焼鈍工程の間に、冷延工程を有してもよい。また、電気めっき工程の後に、焼戻し工程を有してもよい。以下、それぞれの工程について説明する。なお、以下に示す温度は、スラブ、鋼板等の表面温度を意味する。
　熱延工程
　熱延工程とは、上記成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：１２００℃以上、仕上げ圧延終了温度：８４０℃以上として熱間圧延を行った後、仕上げ圧延終了温度から７００℃までの温度域を４０℃／秒以上の平均冷却速度で７００℃以下の一次冷却停止温度まで冷却し、その後、一次冷却停止温度から６５０℃までの温度域を２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、６３０℃以下の巻取温度まで冷却して巻き取る工程である。
　前述した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延に供する。スラブ加熱温度を１２００℃以上とすることで、硫化物の固溶促進とＭｎ偏析の軽減が図られ、上記した粗大な介在物量および炭化物量の低減が図られ、曲げ性が向上する。このため、スラブ加熱温度は１２００℃以上とする。スラブ加熱温度は、より好ましくは１２３０℃以上、さらに好ましくは１２５０℃以上とする。スラブ加熱温度の上限は特に限定されないが、スラブ加熱温度は、１４００℃以下が好ましい。また、例えば、スラブ加熱時の加熱速度は５～１５℃／分とし、スラブ均熱時間は３０～１００分とすればよい。
　熱間圧延中の１１５０℃から仕上げ圧延終了温度までの圧延時間は２００秒以内が好ましい。圧延時間を短くすることで、介在物や粗大炭窒化物の生成を抑制できる。また、介在物が生成したとしても、その介在物の粗大化を抑制することができる。したがって、圧延時間を短くすることで、曲げ性の向上に寄与することができる。以上より、１１５０℃から仕上げ圧延終了温度までの圧延時間は２００秒以内が好ましい。前記圧延時間は、より好ましくは１８０秒以内、さらに好ましくは１６０秒以内とする。下限については特に限定されないが、前記圧延時間は、４０秒以上が好ましい。
　仕上げ圧延終了温度は８４０℃以上とする必要がある。仕上げ圧延終了温度が８４０℃未満では、温度の低下までに時間がかかり、介在物および粗大炭化物が生成することで曲げ性を劣化させるのみならず、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８４０℃以上にすることが必要である。好ましくは８６０℃以上である。一方、上限は特に限定しないが、後の巻き取り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９５０℃以下が好ましい。より好ましくは９２０℃以下である。
　仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延終了温度から７００℃までの温度領域を４０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。冷却速度が遅いと介在物が生成し、その介在物が粗大化することで、曲げ性を劣化させる。また表層の脱炭により、鋼中表層部の炭化物を有するマルテンサイトやベイナイトの面積率が減少するため、表層付近の水素トラップサイトである微細炭化物が減少し、所望の曲げ性を確保するのが難しくなる。したがって、仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延終了温度から７００℃までの平均冷却速度は４０℃／秒以上とする。前記平均冷却速度は、好ましくは５０℃／秒以上である。前記平均冷却速度の上限については、特に限定されるものではないが、２５０℃／秒程度が好ましい。また、一次冷却停止温度は７００℃以下とする。一次冷却停止温度が７００℃超であると、７００℃までに炭化物が生成しやすくなり、その炭化物が粗大化することで、曲げ性を劣化させる。一次冷却停止温度の下限は特に限定されないが、一次冷却停止温度が６５０℃以下では急速冷却による炭化物生成抑制効果が小さくなるため、一次冷却停止温度は６５０℃超が好ましい。
　その後、一次冷却停止温度から６５０℃までの温度域を２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、６３０℃以下の巻取温度まで冷却する。前記６５０℃までの冷却速度が遅いと介在物が生成し、その介在物が粗大化することで、曲げ性を劣化させる。また表層の脱炭により、鋼中表層部の炭化物を有するマルテンサイトやベイナイトの面積率が減少するため、表層付近の水素トラップサイトである微細炭化物が減少し、所望の曲げ性を確保するのが難しくなる。したがって、上記のように７００℃までの温度領域を４０℃／秒以上の平均冷却速度で７００℃以下の一次冷却停止温度まで冷却した後、一次冷却停止温度から６５０℃までの平均冷却速度は２℃／秒以上とする。前記平均冷却速度は、好ましくは３℃／秒以上、さらに好ましくは５℃／秒とする。前記６５０℃から巻取温度までの平均冷却速度は、特に限定されないが、０．１℃／秒以上１００℃／秒以下が好ましい。
なお、平均冷却速度は特に断らない限り、（冷却開始温度－冷却停止温度）／冷却開始温度から冷却停止温度までの冷却時間とする。
　巻取温度は、６３０℃以下とする。巻取温度が６３０℃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。また脱炭により表層部にフェライトが生成し、引張強度、または、降伏比、または、引張強度と降伏比の両方を低下させる。したがって、巻取温度は６３０℃以下とする。好ましくは６００℃以下である。下限は特に限定されないが、冷間圧延を行う場合の冷間圧延性の低下を防ぐために巻取温度は５００℃以上が好ましい。
　巻取後の熱延鋼板を酸洗してもよい。酸洗条件は特に限定されない。なお、熱延鋼板の酸洗は行わなくてもよい。
　冷延工程
　冷延工程とは、熱延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する工程である。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。なお、冷延工程は必須の工程ではなく、鋼組織や機械的特性が本発明を満たせば、冷間圧延工程は省略しても構わない。
　焼鈍工程
　焼鈍工程とは、冷延鋼板又は熱延鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度で３０秒以上保持（均熱）した後、冷却開始温度：６８０℃以上、６８０℃から２６０℃まで平均冷却速度：７０℃／秒以上、冷却停止温度：２６０℃以下の条件で冷却し、１５０～２６０℃の温度域の保持温度で２０～１５００秒保持する工程である。
　熱延鋼板又は冷延鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度に加熱後、均熱する。焼鈍温度がＡＣ３点未満では、フェライト量が過剰となり、０．８０以上のＹＲ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点以上とする必要がある。焼鈍温度は、好ましくはＡＣ３点＋１０℃以上とする。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し、曲げ性の劣化を防ぐ観点から、焼鈍温度は９１０℃以下が好ましい。
　なお、ここで言うＡＣ３点（℃）は以下の式により算出する。また、下記式において（％元素記号）は各元素の含有量（質量％）を意味する。
ＡＣ３＝９１０－２０３（％Ｃ）１／２＋４５（％Ｓｉ）－３０（％Ｍｎ）－２０（％Ｃｕ）－１５（％Ｎｉ）＋１１（％Ｃｒ）＋３２（％Ｍｏ）＋１０４（％Ｖ）＋４００（％Ｔｉ）＋４６０（％Ａｌ）
　焼鈍温度での保持時間（焼鈍保持時間）は３０秒以上とする。焼鈍保持時間が３０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、以降の熱処理時に残った炭化物が粗大化し、曲げ性が劣化する。したがって、焼鈍保持時間は３０秒以上、好ましくは３５秒以上とする。焼鈍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し、曲げ性の劣化を防ぐ観点から、焼鈍保持時間は９００秒以下とするのが好ましい。
　焼鈍温度での保持後、冷却開始温度：６８０℃以上、６８０℃から２６０℃までの平均冷却速度が７０℃／秒以上の条件で、２６０℃以下の冷却停止温度まで冷却する。上記平均冷却速度とする温度域の上限が６８０℃未満ではフェライトの生成を招くため０．８０以上のＹＲを有する鋼板を得ることが難しくなる。したがって、上記平均冷却速度とする温度域の上限は６８０℃以上とする。好ましくは７００℃以上である。上記平均冷却速度とする温度域の下限が２６０℃超では、十分に焼戻しが進行せず、最終組織にマルテンサイトや残留オーステナイトが生成し、降伏比が低下する。また、鋼中の水素が大気へ脱離せず、鋼中に水素が残留することで、曲げ性を劣化させる。したがって、上記平均冷却速度とする温度域の下限は２６０℃以下とする。好ましくは２４０℃以下とする。上記平均冷却速度が７０℃／秒未満では上部ベイナイトや下部ベイナイトが多量に生成しやすくなり、最終組織にマルテンサイトや残留オーステナイトが生成することで降伏比が低下する。したがって、上記平均冷却速度は７０℃／秒以上、好ましくは１００℃／秒以上、より好ましくは５００℃／秒以上とする。上記平均冷却速度の上限は特に限定されるものではないが、通常２０００℃／秒程度である。なお、焼鈍温度から６８０℃までの平均冷却速度、２６０℃から冷却停止温度（冷却停止温度が２６０℃未満の場合）までの平均冷却速度は特に限定されない。
　必要に応じて再加熱処理を施し（冷却停止温度が１５０℃未満の場合は再加熱が必要になるが、冷却停止温度が１５０℃以上で再加熱を行ってもよい。）、その後、１５０～２６０℃の温度域の保持温度で２０～１５００秒保持する。焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト内部に分布する炭化物は、焼入れ後の低温域での保持中に生成する炭化物であり、水素のトラップサイトとなることで水素を捕捉し、曲げ性の劣化を防ぐことができる。良好な耐遅れ破壊特性を得るためには、室温付近（５～４０℃）まで焼入れた後に１５０～２６０℃に再加熱して２０～１５００秒保持するか、または冷却停止温度を１５０～２６０℃とし、保持時間を２０～１５００秒に制御することが好ましい。保持温度が１５０℃未満、または保持時間が２０秒未満になると、焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト内部の炭化物の生成が不十分となり、鋼中の拡散性水素のトラップサイトが減少するため、鋼中の拡散性水素量が増加し、曲げ性が劣化する。一方、保持温度が２６０℃超、または、保持時間が１５００秒超となると、旧γ粒内および旧γ粒界での炭化物の粗大化が生じ、炭化物の平均粒径が５０ｎｍ超となるため、却って曲げ性が劣化する。なお、保持時間は、好ましくは１２０秒以上である。また、保持時間は、好ましくは１２００秒以下である。なお、再加熱の条件は限定されない。また、冷却停止温度が１５０℃未満の場合には再加熱が必要である。
　電気めっき工程
　電気めっき工程は、電気亜鉛系めっき工程である。
　電気亜鉛系めっき工程とは、焼鈍工程後の鋼板を室温まで冷却し電気亜鉛系めっきを施す工程である。１５０～２６０℃の温度域での保持から室温（１０～３０℃）までの平均冷却速度は特に限定しないが、５０℃までを１℃／秒以上の平均冷却速度とするのが好ましい。室温まで冷却した後、電気亜鉛系めっきを施す。鋼中への水素の侵入を抑制し、鋼中の拡散性水素量を０．２０質量ｐｐｍ以下にするためには、電気めっきの時間が重要である。電気めっき時間が３００秒超では酸に浸漬する時間が長いため、鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ超となり、曲げ性が劣化する。したがって、電気めっき時間は３００秒以内とする。好ましくは２５０秒以内、さらに好ましくは２００秒以内とする。また、電気めっきの時間の下限は特に限定されないが、３０秒以上が好ましい。めっき付着量を十分に確保できれば、電流効率等の電気めっき時間以外の条件は特に限定しない。
　焼戻し工程
　焼戻し工程は、鋼中から水素を抜くために行われる工程であり、２５０℃以下の温度域で以下の式（１）を満たす保持時間ｔで保持することで鋼中の拡散性水素量を低減することができ、さらなる曲げ性の向上に活用できる。焼戻し温度が２５０℃超、もしくは以下の式を満たさない時間保持した場合は、ベイナイトもしくは焼戻しマルテンサイト中の炭化物が粗大化し、曲げ性を劣化させる場合があるため、保持温度は２５０℃以下が好ましい。より好ましくは２００℃以下、さらに好ましくは１５０℃以下とする。
（Ｔ＋２７３）（ｌｏｇｔ＋４）≦２７００　・・・（１）
ただし、式（１）におけるＴは、焼戻し工程における保持温度（℃）であり、ｔは焼戻し工程における保持時間（秒）である。
　なお、熱間圧延工程後の熱延鋼板には、組織軟質化のための熱処理をおこなってもよく、電気めっき工程後は形状調整のための調質圧延を行ってもよい。
　以上説明した本実施形態に係る製造方法によれば、めっき処理前の製造条件およびめっき条件を制御することにより、鋼中の拡散性水素量が低減し、曲げ性に優れた高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板を得ることが可能となる。
　本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。
　１．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４．０ｍｍ厚まで熱間圧延し、熱延鋼板を製造した。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、表２－１～表２－４に示す圧下率で冷間圧延し、板厚２．７２～０．９６ｍｍまで冷間圧延し、冷延鋼板を製造した。なお、表２－３中、冷間圧延の圧下率の数値が記載されていないものは、冷間圧延を施していないことを意味する。次いで、上記により得られた熱延鋼板および冷延鋼板に、表２－１～表２－４に示す条件で焼鈍、めっきを行い、電気亜鉛系めっき鋼板を製造した。なお、表１の空欄は、意図的に添加していないことを表しており、含有しない（０質量％）場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含む。また、一部の条件には脱水素処理のための焼戻し処理を施した。なお、表２－１～表２－４において、焼戻し条件が空欄のものは、焼戻し処理を施していないことを意味する。
　上記評価用鋼板の製造において、電気亜鉛系めっき鋼板の製造には、純Ｚｎでは、電気めっき液として、純水に４４０ｇ／Ｌの硫酸亜鉛七水和物を加え、硫酸によりｐＨ２．０に調整したものを用いた。Ｚｎ－Ｎｉでは、純水に１５０ｇ／Ｌの硫酸亜鉛七水和物および３５０ｇ／Ｌの硫酸ニッケル六水和物を加え、硫酸によりｐＨ１．３に調整したものを用いた。Ｚｎ－Ｆｅでは、純水に５０ｇ／Ｌの硫酸亜鉛七水和物および３５０ｇ／Ｌの硫酸Ｆｅを加え、硫酸によりｐＨ２．０に調整したものを用いた。また、ＩＣＰ分析よりめっきの合金組成はそれぞれ、１００％Ｚｎ、Ｚｎ－１３％Ｎｉ、Ｚｎ－４６％Ｆｅであった。電気亜鉛系めっきの付着量は、片面あたりで２５～５０ｇ／ｍ２とした。具体的には、１００％Ｚｎのめっきの付着量は片面あたりで３３ｇ／ｍ２、Ｚｎ－１３％Ｎｉのめっきの付着量は片面あたりで２７ｇ／ｍ２、Ｚｎ－４６％Ｆｅのめっきの付着量は片面あたりで２７ｇ／ｍ２であった。なお、これらの電気亜鉛系めっきを鋼板の両面に施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
  
　２．評価方法
　各種製造条件で得られた電気亜鉛系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、曲げ試験により曲げ性を評価した。各評価の方法は次のとおりである。
　（平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイト、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有する焼戻しマルテンサイトの１種または２種の面積率）
　各電気亜鉛系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、焼戻しマルテンサイト（表３－１～表３－４ではＴＭと表記）およびベイナイト（表３－１～表３－４ではＢと表記）の面積率を調査した。組織全体における平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有する焼戻しマルテンサイトの面積率は、倍率１５００倍で板厚全厚を連続的に観察し、そのＳＥＭ像から求めたそれぞれの面積率の平均値とした。素材鋼板の表面から板厚１／８までの領域における平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイト、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有する焼戻しマルテンサイトの面積率は、倍率１５００倍で素材鋼板の表面から素材鋼板の板厚１／８までの領域を連続的に観察し、そのＳＥＭ像から求めたそれぞれの面積率の平均値とした。焼戻しマルテンサイトやベイナイトは白色の組織を呈しており、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おり、内部に微細な炭化物が析出している。また、ブロック粒の面方位とエッチングの程度によっては、内部の炭化物が現出しにくい場合もあるので、その場合はエッチングを十分に行い確認する必要がある。なお、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトに含まれる炭化物の平均粒径は、下記の方法により算出した。
　（焼戻しマルテンサイトおよびベイナイト内部の炭化物の平均粒径）
　各電気亜鉛系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素材鋼板の表面から板厚１／８まで連続的に観察し、倍率５０００倍のＳＥＭ像１つから焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトが含まれる旧オーステナイト粒の内部にある炭化物の個数を算出し、組織の二値化を行うことで１つの結晶粒の内部にある炭化物の合計面積を算出した。この炭化物の個数と合計面積より炭化物１個当たりの面積を算出し、素材鋼板の表面から板厚１／８までの領域における炭化物の平均粒径を算出した。組織全体における炭化物の平均粒径の測定方法は、走査電子顕微鏡を用いて素材鋼板の板厚１／４位置を観察し、以降は上記素材鋼板の表面から板厚１／８までの領域における炭化物の平均粒径を算出した方法と同様の方法で組織全体における炭化物の平均粒径を測定した。ここでは板厚１／４位置の組織が組織全体の平均的な組織であるとした。
　（介在物および平均粒径が０．１μｍ以上の炭化物の外周の合計）
　各電気亜鉛系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、組織現出のための腐食を行わずに、光学顕微鏡を用いて観察し、倍率４００倍の光顕写真より黒く現出したものを介在物として測定した。また、各電気亜鉛系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５０００倍のＳＥＭ像より平均粒径が０．１μｍ以上の粗大炭化物を測定した。介在物もしくは粗大炭化物の長軸と短軸の長さを測定し、その平均値を平均粒径とした。また、前記平均粒径に円周率πを乗ずることで、介在物および平均粒径が０．１μｍ以上の炭化物各々の外周を算出し、その合計を、介在物および平均粒径が０．１μｍ以上の炭化物の外周の合計とした。
　（引張試験）
　各電気亜鉛系めっき鋼板の圧延方向から、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍ、板厚１．４ｍｍ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（表３－１～表３－４でＴＳと表記）および降伏強度（表３－１～表３－４でＹＳと表記）、伸び（表３－１～表３－４でＥｌと表記）を測定した。また、ＹＳ／ＴＳから降伏比（表３－１～表３－４でＹＲと表記）を求めた。
　（曲げ試験）
　各電気亜鉛系めっき鋼板の圧延方向に対して垂直方向から、長軸長さ１００ｍｍ、短軸長さ３０ｍｍの短冊状の板を採取し、長さが１００ｍｍとなる長辺側の端面の切り出しはせん断加工とし、せん断加工ままの状態で（バリを除去する機械加工を施さずに）、バリが曲げ外周側となるように曲げ加工を施した。曲げ加工は、曲げ頂点内側の角度が９０度（Ｖ曲げ）となるように行った。先端曲げ半径をＲと鋼板の板厚をｔとしたときに、Ｒ／ｔで評価をおこなった。
　（水素分析方法）
　各電気亜鉛系めっき鋼板の幅中央部から、長軸長さ３０ｍｍ、短軸長さ５ｍｍの短冊状の板を採取した。この短冊の表面のめっきをハンディルーターで完全に除去し、昇温脱離分析装置を用いて、２００℃／時間の昇温速度で水素分析した。また、短冊状の板を採取し、めっきを除去した後は、直ちに水素分析を実施した。そして、加熱開始温度（２５℃）から２００℃までに放出される累積水素量を測定し、これを鋼中の拡散性水素量とした。
　３．評価結果
　上記評価結果を表３－１～表３－４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
  
　本実施例では、ＴＳが１３２０ＭＰａ以上、ＹＲが０．８０以上、かつ、Ｒ／ｔが、引張強度が１３２０ＭＰａ以上１５３０ＭＰａ未満では３．５未満、引張強度が１５３０ＭＰａ以上１７００ＭＰａ未満では４．０未満、１７００ＭＰａ以上では４．５未満のものを合格とし、表３－１～表３－４に発明例として示し、ＴＳが１３２０ＭＰａ未満、またはＹＲが０．８０未満、またはＲ／ｔが上記要件を満たさないものを不合格とし、表３－１～表３－４に比較例として示した。なお、表１～３－４中の下線は、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 (12)

  1. 　素材鋼板の表面に、電気亜鉛系めっきを有する高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板であって、
    前記素材鋼板は、質量％で、
    Ｃ：０．１４％以上０．４０％以下、
    Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、
    Ｍｎ：０．１０％以上１．７０％以下、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．００５０％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下及び
    Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    鋼組織全体において、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイト、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有する焼戻しマルテンサイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上であり、素材鋼板の表面から板厚１／８までの領域において、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイト、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有する焼戻しマルテンサイトの１種または２種の面積率が合計で８０％以上である鋼組織とを有し、
    鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ以下である、高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
  2. 　前記素材鋼板は、前記成分組成と、前記鋼組織とを有し、
    前記鋼組織が、介在物および平均粒径が０．１μｍ以上の炭化物を含み、前記介在物および平均粒径が０．１μｍ以上の炭化物の外周の合計が５０μｍ／ｍｍ２以下である、請求項１に記載の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
  3. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％未満を含有する、請求項１または２に記載の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
  4. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．００２％以上０．０８％以下及び
    Ｔｉ：０．００２％以上０．１２％以下のうちから選ばれる１種又は２種を含有する、請求項１～３のいずれかに記載の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
  5. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．００５％以上１％以下及び
    Ｎｉ：０．０１％以上１％以下のうちから選ばれる１種又は２種を含有する、請求項１～４のいずれかに記載の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
  6. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、
    Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、
    Ｖ：０．００３％以上０．５％以下、
    Ｚｒ：０．００５％以上０．２０％以下及び
    Ｗ：０．００５％以上０．２０％以下のうちから選ばれる１種又は２種以上を含有する、請求項１～５のいずれかに記載の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
  7. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｃａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
    Ｃｅ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
    Ｌａ：０．０００２％以上０．００３０％以下及び
    Ｍｇ：０．０００２％以上０．００３０％以下のうちから選ばれる１種又は２種以上を含有する、請求項１～６のいずれかに記載の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
  8. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｓｂ：０．００２％以上０．１％以下及び
    Ｓｎ：０．００２％以上０．１％以下のうちから選ばれる１種又は２種を含有する、請求項１～７のいずれかに記載の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
  9. 　請求項１～８のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：１２００℃以上、仕上げ圧延終了温度：８４０℃以上として熱間圧延を行った後、仕上げ圧延終了温度から７００℃までの温度域を４０℃／秒以上の平均冷却速度で７００℃以下の一次冷却停止温度まで冷却し、その後、一次冷却停止温度から６５０℃までの温度域を２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、６３０℃以下の巻取温度まで冷却して巻き取る熱延工程と、
    　前記熱延工程で得られた鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度で３０秒以上保持した後、冷却開始温度：６８０℃以上、６８０℃から２６０℃まで平均冷却速度：７０℃／秒以上、冷却停止温度：２６０℃以下の条件で冷却し、１５０～２６０℃の温度域の保持温度で２０～１５００秒保持する焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程後の鋼板を室温まで冷却し、電気めっき時間：３００秒以内の電気亜鉛系めっきを施す電気めっき工程とを有する、高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
  10. 　さらに、熱延工程と焼鈍工程の間に、前記熱延工程後の鋼板を冷間圧延する冷延工程を有する、請求項９に記載の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
  11. 　さらに、電気めっき工程後の鋼板を２５０℃以下の温度域で以下の式（１）を満たす保持時間ｔで保持する焼戻し工程を有する、請求項９または１０に記載の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
    （Ｔ＋２７３）（ｌｏｇｔ＋４）≦２７００　・・・（１）
    ただし、式（１）におけるＴは、焼戻し工程における保持温度（℃）であり、ｔは焼戻し工程における保持時間（秒）である。
  12. 　前記熱延工程における１１５０℃から仕上げ圧延終了温度までの圧延時間を２００秒以内とする、請求項９～１１のいずれかに記載の高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
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