WO2020170542A1 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2020170542A1
WO2020170542A1 PCT/JP2019/046447 JP2019046447W WO2020170542A1 WO 2020170542 A1 WO2020170542 A1 WO 2020170542A1 JP 2019046447 W JP2019046447 W JP 2019046447W WO 2020170542 A1 WO2020170542 A1 WO 2020170542A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
hot
strength
cold
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2019/046447
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
秀和 南
友輔 奥村
聡 前田
横田　毅
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Priority to MX2021009947A priority Critical patent/MX2021009947A/es
Priority to JP2020518833A priority patent/JP6777267B1/ja
Publication of WO2020170542A1 publication Critical patent/WO2020170542A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/003—Apparatus
    • C23C2/0038—Apparatus characterised by the pre-treatment chambers located immediately upstream of the bath or occurring locally before the dipping process
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • 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
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength galvanized steel sheet and a method for manufacturing the same.
  • Exceptional formability is required for high-strength steel sheets used for automobile reinforcement parts and frame structure parts.
  • a part such as a crash box has a punched end face and a bent portion
  • a steel plate having high punchability, stretch flangeability, and bendability is suitable from the viewpoint of formability.
  • high-strength steel sheets used for automobile reinforcement parts and frame structure parts are required to be able to manufacture parts with high dimensional accuracy.
  • it is important to control the yield ratio (YR yield strength YS/tensile strength TS) of the steel plate within a certain range.
  • Yield strength YS/tensile strength TS yield ratio of the steel plate
  • Patent Document 1 the steel sheet structure is mainly composed of ferrite and bainite, the number density of non-metallic inclusions of more than 5 ⁇ m contained in the steel sheet is 15 pieces/mm 2 or less, and the tensile strength is 540 MPa or more.
  • a high-strength steel sheet having excellent stretch-flangeability and a manufacturing method thereof are disclosed.
  • the area ratio of the martensite phase in the entire structure is 30% or more, containing the ferrite phase and the martensite phase, and (area occupied by the martensite phase)/(area occupied by the ferrite phase)
  • a high-strength cold-rolled steel sheet, a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in hole expandability and bendability, which is more than 0.45 and less than 1.5 and has an average grain size of a martensite phase of 2 ⁇ m or more, and a manufacturing method thereof. Is disclosed.
  • Patent Document 3 20% or more of ferrite is contained as a main phase, 5 to 80% or less of martensite and bainite in total is contained as a second phase, and the residual austenite volume ratio is 10%.
  • Patent Document 1 bendability and plating property are not taken into consideration.
  • Patent Document 2 YR and platability, which are indicators of dimensional accuracy during molding, are not considered.
  • Patent Document 3 YR and stretch flangeability are not taken into consideration. As described above, there is no steel sheet that comprehensively satisfies the strength, punchability, stretch flangeability, bendability, and plating property and is capable of manufacturing parts with high dimensional accuracy.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and is excellent in punching property, stretch flangeability, bendability and plating property, and is capable of manufacturing parts with high dimensional accuracy. It is an object to provide a high-strength galvanized steel sheet and a method for manufacturing the same.
  • YR is 45% or more and 75% or less in TS:780 MPa class, TS:980 MPa. It means 50% or more and 80% or less in the class, and 60% or more and 90% or less in the TS:1180 MPa class.
  • excellent stretch flangeability means that the value of the hole expansion ratio ( ⁇ ), which is an index of stretch flangeability, is 20% or more.
  • excellent bendability means that a bending test was performed by a V-block method with a bending angle of 90°, and a ridgeline portion of a bending apex was observed with a microscope of 40 times, and a crack having a crack length of 200 ⁇ m or more was recognized.
  • a value (R/t) obtained by dividing the disappearing minimum bending radius (R) by the plate thickness (t) is 3.0 or less in TS: 780 MPa class and 980 MPa class, and 4.0 or less in TS: 1180 MPa class. Means that.
  • excellent in plating property means that the surfaces of the manufactured hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet are visually observed and that the surface of the steel sheet has no non-plating defect.
  • a high-strength steel sheet having excellent dimensional accuracy during forming is obtained by forming a structure mainly composed of ferrite and bainite, which are soft phases, and dispersing hardened martensite and tempered martensite, which are hard phases, in the structure. Can be realized.
  • the present invention was made based on the above findings. That is, the gist of the present invention is as follows.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet comprising a base steel sheet and a hot-dip galvanized layer formed on the surface of the base steel sheet, and having a tensile strength of 780 MPa or more,
  • the base material steel plate In mass %, C: 0.050% or more and 0.200% or less, Si: 0.10% or more and 0.90% or less, Mn: 2.00% or more and 3.50% or less, P: 0.001% or more and 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 1.000% or less, N: 0.0100% or less, Ca: 0.0200% or less and Cr: 0.300% or less, And having a composition of [%Mn]/[%Si] satisfying the relationship of 2.9 or more and 11.7 or less, and the balance being Fe and inevitable impurities,
  • One or two selected from the group consisting of bainite and ferrite has a total area ratio of 5% or more and 85% or less, The area ratio of tempered
  • the above-mentioned component composition further comprises mass %, Ti: 0.001% or more and 0.100% or less, Nb: 0.001% or more and 0.100% or less, V: 0.001% or more and 0.100% or less, B: 0.0001% or more and 0.0100% or less, Mo: 0.005% or more and 2.000% or less, Cu: 0.01% or more and 1.00% or less, Ni: 0.01% or more and 0.50% or less, Sb: 0.001% or more and 0.200% or less, Sn: 0.001% or more and 0.200% or less, Ta: 0.001% or more and 0.100% or less, Mg: 0.0001% or more and 0.0200% or less, Zn: 0.001% or more and 0.020% or less, Co: 0.001% or more and 0.020% or less, Zr: 0.001% or more and 0.020% or less, and REM: 0.0001% or more and at least one selected from the group consisting of 0.0200% or less, and the above [1]
  • a steel slab having the composition as described in [1] or [3] above is hot-rolled to form a hot-rolled sheet, Then, pickling the hot rolled sheet, Then, the hot-rolled sheet is cold-rolled at a rolling reduction of 30% or more to obtain a cold-rolled sheet, Then, the cold-rolled sheet, an annealing furnace, and having a hot dip galvanizing equipment located downstream of the annealing furnace, the hot dip galvanizing equipment, a hot dip galvanizing bath, the steel strip out of the annealing furnace Supplying to a continuous hot-dip galvanizing apparatus, which is connected and comprises a snout whose tip is immersed in the hot-dip galvanizing bath, First, in the annealing furnace, the cold rolled sheet is heated to a maximum ultimate temperature of 750° C.
  • the dew point of the atmosphere in the region where the cold-rolled sheet reaches the maximum attainable temperature is ⁇ 40° C. or lower, and the first hydrogen concentration of the atmosphere is 5% by volume or more and 10% by volume or less, and the cold rolling is performed. Hold the plate at the highest temperature above for 5s to 100s, Then, the cold-rolled sheet is cooled from the highest temperature to 600° C.
  • the cold-rolled sheet is moved from the inside of the annealing furnace to the hot-dip galvanizing bath through the snout with a residence time of 15 s or more before entering the hot-dip galvanizing bath. Is further cooled under the condition that the hydrogen concentration of the atmosphere of the compartment containing the roll passing immediately before entering the snout is 50% or more and 95% or less of the first hydrogen concentration,
  • a method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet in which the cold-rolled sheet is immersed in the hot-dip galvanizing bath, subjected to hot-dip galvanizing treatment, and then cooled to 50°C or lower.
  • FIG. 1 shows an outline of a cross section of a high-strength hot-dip galvanized steel sheet 1 according to an embodiment.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet 1 has a hot-dip galvanized layer 3 or an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface of a base steel sheet 2.
  • % representing the content of the constituent elements of the base steel sheet means “mass %” unless otherwise specified.
  • C 0.050% or more and 0.200% or less C is effective for generating a desired amount of quenched martensite or tempered martensite, setting TS to 780 MPa or more, and obtaining excellent dimensional accuracy during molding. It is an element. If the C content is less than 0.050%, the area ratio of quenched martensite decreases and the area ratio of ferrite or bainite increases, making it difficult to set TS to 780 MPa or more. In addition, the dimensional accuracy during molding is reduced. On the other hand, when the content of C exceeds 0.200%, the carbon concentration in the hardened martensite and the tempered martensite increases, and the hardness of the hardened martensite and the tempered martensite increases.
  • the content of C is set to 0.050% or more and 0.200% or less.
  • the content of C is preferably 0.060% or more, and more preferably 0.065% or more.
  • the content of C is preferably 0.150% or less, more preferably 0.110% or less.
  • Si 0.10% or more and 0.90% or less
  • the base material steel sheet is heated at the maximum ultimate temperature and held at the maximum ultimate temperature in the annealing furnace described later. Concentration of Si and Mn on the surface layer is suppressed, and good plating properties can be realized. If the Si content is less than 0.10%, the amount of Mn enriched on the surface of the steel sheet increases during the above heating and holding at the highest temperature, and Mn oxide that causes non-plating defects is generated on the surface of the steel sheet. Therefore, it becomes difficult to achieve good plating properties.
  • the Si content exceeds 0.90%, the amount of Si enriched on the surface of the steel sheet increases during the above heating and holding at the maximum reached temperature, and Si oxidation that causes non-plating defects on the surface of the steel sheet. It is difficult to achieve good plating property because the product is generated. If the Si content exceeds 0.90%, the volume ratio of retained austenite increases. Since the generated retained austenite has a high hydrogen concentration, voids are generated inside the martensite when it is subjected to martensite transformation by being processed during punching and bending test. Therefore, the total void number density after punching increases, and the punchability and stretch-flangeability deteriorate.
  • the Si content is set to 0.10% or more and 0.90% or less.
  • the Si content is preferably 0.20% or more, more preferably 0.30% or more. Further, the Si content is preferably 0.85% or less, and more preferably 0.80% or less.
  • Mn 2.00% or more and 3.50% or less Mn is effective for generating a desired amount of quenched martensite or tempered martensite, setting TS to 780 MPa or more, and obtaining excellent dimensional accuracy during molding. It is an element. If the Mn content is less than 2.00%, the area ratio of quenched martensite decreases, the area ratio of ferrite or bainite increases, and it becomes difficult to set TS to 780 MPa or more. In addition, the dimensional accuracy during molding is also reduced. Furthermore, it becomes difficult to achieve good plating properties.
  • the Mn content is set to 2.00% or more and 3.50% or less.
  • the Mn content is preferably 2.20% or more, more preferably 2.30% or more.
  • the Mn content is preferably 3.30% or less, more preferably 3.00% or less.
  • P 0.001% or more and 0.100% or less
  • P is an element that has the effect of solid solution strengthening and increases the strength of the base steel sheet. In order to obtain such effects, the P content is set to 0.001% or more. On the other hand, if the P content exceeds 0.100%, P segregates in the old austenite grain boundaries and embrittles the grain boundaries, resulting in poor punchability and stretch flangeability. Therefore, the content of P is set to 0.001% or more and 0.100% or less.
  • the content of P is preferably 0.002% or more, more preferably 0.003% or more.
  • the content of P is preferably 0.050% or less, more preferably 0.030% or less.
  • S 0.0200% or less S exists as a sulfide in steel, and if the content exceeds 0.0200%, the ultimate deformability of the base steel sheet is reduced, so that punchability, stretch flangeability, And bendability is reduced. Therefore, the S content is 0.0200% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly specified, it is preferable that the S content is 0.0001% or more due to restrictions in production technology.
  • the S content is more preferably 0.0040% or less.
  • Al 1.000% or less Al suppresses carbide formation during annealing and increases the volume ratio of retained austenite. Since the generated retained austenite has a high hydrogen concentration, voids are generated inside the martensite when it undergoes martensite transformation by being processed during punching and bending test. Therefore, punching property and stretch flangeability are deteriorated. Moreover, since the voids become the starting points of cracks, bendability also decreases. Therefore, the Al content is set to 1.000% or less.
  • the lower limit of the Al content is not particularly specified, but the Al content is preferably 0.010% or more in order to sufficiently obtain the effect as the deoxidizer.
  • the Al content is preferably 0.100% or less, more preferably 0.070% or less. Further, the Al content is more preferably 0.020% or more.
  • N 0.0100% or less N exists as a nitride in the steel, and if the content exceeds 0.0100%, the ultimate deformability of the base steel sheet is reduced, so punchability, stretch flangeability, And bendability is reduced. Therefore, the content of N is set to 0.0100% or less. Although the lower limit of the N content is not particularly specified, it is preferable that the N content is 0.0005% or more due to the limitation in production technology. The N content is preferably 0.0050% or less.
  • Cr 0.300% or less
  • Cr is an element that enhances the hardenability, forms a desired amount of hardened martensite or tempered martensite, and sets TS to 780 MPa or more and obtains excellent dimensional accuracy during molding. It is an effective element for.
  • the content of Cr exceeds 0.300%, the area ratio of quenched martensite and tempered martensite increases, the area ratio of ferrite and bainite decreases, and the dimensional accuracy during molding deteriorates. Therefore, the content of Cr is set to 0.300% or less.
  • the lower limit of the Cr content may be 0.000%, but from the viewpoint of enhancing hardenability, the Cr content is preferably 0.010% or more. Therefore, the content of Cr is set to 0.300% or less.
  • the Cr content is preferably 0.010% or more.
  • the Cr content is preferably 0.100% or less.
  • Ca 0.0200% or less Ca exists as an inclusion in the base steel sheet.
  • the content of Ca exceeds 0.0200%, when the base steel sheet contains diffusible hydrogen, the inclusions serve as the starting points of cracks during the bending test, so that the bendability deteriorates. Therefore, the content of Ca is set to 0.0200% or less.
  • the lower limit of the Ca content may be 0.0000%, it is preferable that the Ca content is 0.0001% or more because of the limitation in the production technology. Further, the Ca content is preferably 0.0020% or less.
  • [%Mn]/[%Si] is 2.9 or more and 11.7 or less
  • [%Mn]/[%Si] By setting [%Mn]/[%Si] to 2.9 or more and 11.7 or less, both Si enrichment and Mn enrichment on the surface of the base material steel plate are suppressed, and the surface layer of the base material steel plate described later is suppressed.
  • the ratio of the Si enrichment amount to the Mn enrichment amount can be set within a desired range, and good plating properties can be realized.
  • [%Mn]/[%Si] is less than 2.9, the amount of Si enriched on the surface of the base steel sheet increases during the heating and holding at the highest temperature, which causes a non-plating defect on the surface of the steel sheet.
  • [%Mn]/[%Si] exceeds 11.7, the amount of Mn enriched on the surface of the base steel sheet during heating and holding at the highest temperature reached increases, and the content of Mn on the surface of the base steel sheet is reduced. Since Mn oxide, which causes plating defects, is generated, it becomes difficult to achieve good plating properties.
  • [%Mn]/[%Si] is preferably 3.1 or more, and more preferably 3.3 or more.
  • [%Mn]/[%Si] is preferably 11.0 or less, more preferably 10.0 or less.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is, in addition to the above-mentioned component composition, further, in mass %, Ti: 0.001% or more and 0.100% or less, Nb: 0.001% or more and 0.100% or less, V: 0.001% or more and 0.100% or less, B: 0.0001% or more and 0.0100% or less, Mo: 0.005% or more and 2.000% or less, Cu: 0.01% or more and 1.00% or less, Ni: 0.01% to 0.50%, Sb: 0.001% to 0.200%, Sn: 0.001% to 0.200%, Ta: 0.001% to 0.100%
  • Mg 0.0001% to 0.0200%
  • Zn 0.001% to 0.020%
  • Co 0.001% to 0.020%
  • Zr 0.001% to 0.0.
  • Ti, Nb and V increase TS by forming fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling or annealing.
  • the content of at least one of Ti, Nb and V is set to 0.001% or more.
  • the content of at least one of Ti, Nb, and V exceeds 0.100%, large amounts of coarse precipitates and inclusions are formed, and when diffusible hydrogen is contained in the steel sheet, Since the precipitates and inclusions become the starting points of cracks during the bending test, bendability decreases. Therefore, when at least one of Ti, Nb and V is added, the content of each is 0.001% or more and 0.100% or less.
  • their content is preferably 0.005% or more.
  • at least one of Ti, Nb and V is added, their contents are preferably 0.060% or less.
  • B is an element that can improve hardenability by segregating to austenite grain boundaries.
  • B By adding B to the steel, it is possible to suppress the generation of ferrite and grain growth during annealing and cooling. In order to obtain such effects, the B content is set to 0.0001% or more.
  • the content of B exceeds 0.0100%, cracking occurs inside the steel sheet during hot rolling, which lowers the ultimate deformability of the steel sheet, resulting in poor punchability, stretch flangeability, and bendability. To do. Therefore, when B is added, its content is set to 0.0001% or more and 0.0100% or less.
  • When B is added its content is preferably 0.0002% or more.
  • B When B is added, its content is preferably 0.0050% or less.
  • Mo is an element that enhances the hardenability, and is an element that is effective for further increasing the TS and further improving the dimensional accuracy during molding by setting the area ratio of the hardened martensite and the tempered martensite within a more suitable range. Is. In order to obtain such effects, the Mo content is set to 0.005% or more. On the other hand, when the Mo content exceeds 2.000%, the area ratio of quenched martensite and tempered martensite increases, it becomes difficult to set TS to 780 MPa, and the dimensional accuracy at the time of molding deteriorates. Furthermore, when coarse precipitates and inclusions increase and the diffusible hydrogen is contained in the steel sheet, the precipitates and inclusions become the starting points of cracks in the bending test, and the bendability decreases. Therefore, when Mo is added, its content is 0.005% or more and 2.000% or less. When Mo is added, its content is preferably 0.020% or more. When Mo is added, its content is preferably 0.500% or less.
  • Cu is an element that enhances the hardenability, and is an element that is effective for further increasing TS by increasing the area ratio of the hardened martensite and the tempered martensite within a more preferable range and further improving the dimensional accuracy during molding. Is. In order to obtain such effects, the content of Cu is set to 0.01% or more. On the other hand, if the Cu content exceeds 1.00%, the area ratio of quenched martensite and tempered martensite increases, TS becomes 780 MPa or more, and it becomes difficult to obtain excellent dimensional accuracy during molding. In addition, when coarse precipitates and inclusions increase and the diffusible hydrogen is contained in the steel sheet, the precipitates and inclusions become the starting points of cracks during the bending test, and the bendability decreases. Therefore, when Cu is added, its content is set to 0.01% or more and 1.00% or less. When Cu is added, its content is preferably 0.02% or more. When Cu is added, its content is preferably 0.20% or less.
  • Ni is an element that enhances the hardenability, and is an element that is effective for further increasing the TS and further improving the dimensional accuracy during molding by setting the area ratio of the hardened martensite and the tempered martensite within a more suitable range. Is. In order to obtain such effects, the Ni content is set to 0.01% or more. On the other hand, if the Ni content exceeds 0.50%, the area ratio of quenched martensite and tempered martensite increases, and TS and dimensional accuracy during molding deteriorate. In addition, when coarse precipitates and inclusions increase and the diffusible hydrogen is contained in the steel sheet, the precipitates and inclusions become the starting points of cracks during the bending test, and the bendability decreases. Therefore, when Ni is added, its content is set to 0.01% or more and 0.50% or less. When Ni is added, its content is preferably 0.02% or more. When Ni is added, the content is preferably 0.20% or less.
  • ⁇ Sb and Sn are effective elements for suppressing the oxidation of the surface of the base steel sheet during annealing and obtaining better plating properties.
  • the contents of one or two of Sb and Sn are each set to 0.001% or more.
  • the content of one or two of Sb and Sn exceeds 0.200%, coarse precipitates and inclusions increase, and when the base steel sheet contains diffusible hydrogen, the precipitation Since the objects and inclusions become the starting points of cracks during the bending test, the bendability decreases. Therefore, when 1 type or 2 types of Sb and Sn are added, the content shall be 0.001% or more and 0.200% or less, respectively.
  • their contents are preferably 0.005% or more.
  • one or two kinds of Sb and Sn are added, their contents are preferably 0.050% or less.
  • Ta increases TS by forming fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling or annealing.
  • Ta partially dissolves in Nb carbides and Nb carbonitrides to form complex precipitates such as (Nb,Ta)(C,N), which significantly suppresses coarsening of the precipitates. Then, stabilizing the precipitation strengthening is considered to have the effect of improving the strength of the base steel sheet.
  • the content of Ta is set to 0.001% or more.
  • the Ta content exceeds 0.100%, a large amount of coarse precipitates and inclusions are generated, and when diffusible hydrogen is contained in the steel sheet, the precipitates and inclusions crack during the bending test.
  • Ta when Ta is added, its content is 0.001% or more and 0.100% or less.
  • the content of each is preferably 0.005% or more.
  • the content of each of them is preferably 0.020% or less.
  • Mg is an element that is effective for making the shapes of inclusions such as sulfides and oxides spherical, improving the ultimate deformability of the steel sheet, and improving stretch flangeability.
  • the content of Mg is set to 0.0001% or more.
  • the content of Mg exceeds 0.0200%, a large amount of coarse precipitates and inclusions are produced, and when diffusible hydrogen is contained in the steel sheet, the precipitates and inclusions crack during the bending test. As a result, the bendability is lowered. Therefore, when adding Mg, the content is set to 0.0001% or more and 0.0200% or less.
  • the content of each is preferably 0.0005% or more.
  • their content is preferably 0.0050% or less.
  • Zn, Co and Zr are all effective elements for making the shape of inclusions spherical, improving the ultimate deformability of the steel sheet, and improving stretch flangeability.
  • the content of one kind or two or more kinds of Zn, Co and Zr is made 0.001% or more.
  • the content of one or more of Zn, Co and Zr exceeds 0.020%, a large amount of coarse precipitates and inclusions are formed, and diffusible hydrogen is contained in the steel sheet.
  • bendability decreases.
  • the content of one or more of Zn, Co and Zr is 0.0001% or more and 0.020% or less.
  • their content is preferably 0.002% or more.
  • at least one of Zn, Co and Zr is added, their contents are preferably 0.010% or less.
  • REM is an element that is effective for making the shape of inclusions spherical, improving the ultimate deformability of the steel sheet, and improving stretch flangeability.
  • the content of REM is set to 0.0001% or more.
  • REM exceeds 0.0200%, a large amount of coarse precipitates and inclusions are generated, and when diffusible hydrogen is contained in the steel sheet, the precipitates and inclusions crack during the bending test. As a result, the bendability is lowered. Therefore, when REM is added, its content is set to 0.0001% or more and 0.0200% or less.
  • REMs are added, their contents are preferably 0.0010% or more.
  • REM is added, their content is preferably 0.0100% or less.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • the content of the above optional components is less than the lower limit value, the effect of the present invention is not impaired. Therefore, when these optional elements are included below the lower limit values, they are treated as unavoidable impurities.
  • One or two selected from the group consisting of bainite and ferrite has a total area ratio of 5% or more and 85% or less.
  • Ferrite and bainite which are soft phases, have low solid solubility in hydrogen, and thus are mainly composed of these phases.
  • the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet can be reduced.
  • YR can be controlled in a desired range by including ferrite and bainite. As a result, excellent punchability, stretch flangeability, bendability, and dimensional accuracy can be obtained.
  • the total area ratio of one or two of ferrite and bainite is set to 5% or more.
  • the total area ratio of one or two types of ferrite and bainite exceeds 85%, it becomes difficult to set TS to 780 MPa or more. Therefore, the total area ratio of one or two of ferrite and bainite is set to 5% or more and 85% or less.
  • the total area ratio of one or two of ferrite and bainite is preferably 80% or less, more preferably 70% or less.
  • Bainite is a structure composed of bainitic ferrite and a very small amount of carbide, and the area ratio of bainite can also be defined as the area ratio of bainitic ferrite.
  • Area ratio of tempered martensite 65% or less
  • tempered martensite having a hardness intermediate between that of ferrite and bainite, and tempered martensite By including tempered martensite having a hardness intermediate between that of ferrite and bainite, and tempered martensite, dimensional accuracy at the time of molding is further improved, and more excellent stretch flangeability. Can be obtained.
  • the area ratio of tempered martensite exceeds 65%, YS increases, YR cannot be controlled in a desired range, and dimensional accuracy during molding deteriorates.
  • the lower limit of the area ratio of tempered martensite is not particularly specified, in order to further improve the dimensional accuracy at the time of molding and to obtain more excellent stretch flangeability, the area ratio of tempered martensite is 3% or more. It is preferable that the content is 5% or more, and more preferably 5% or more.
  • the area ratio of tempered martensite is preferably 60% or less, more preferably 55% or less.
  • Area ratio of hardened martensite 5% or more and 40% or less
  • TS can be 780 MPa or more.
  • the area ratio of quenched martensite is set to 5% or more.
  • quenched martensite has a high hydrogen concentration because it is generated from austenite having a high solid solubility of hydrogen. Therefore, when the area ratio of the hardened martensite exceeds 40%, voids are generated inside the hardened martensite at the time of punching, so that the punchability and stretch-flangeability deteriorate.
  • the area ratio of quenched martensite is set to 5% or more and 40% or less.
  • the area ratio of quenched martensite is preferably 6% or more, more preferably 7% or more.
  • the area ratio of quenched martensite is preferably 35% or less, more preferably 30% or less.
  • the measuring method of each area ratio of ferrite and bainite, tempered martensite, and quenched martensite is as follows.
  • the sample is cut out so that the cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel sheet becomes the observation surface, and then the observation surface is polished with diamond paste.
  • finish polishing is performed on the observation surface using alumina.
  • 1 vol. % Corrod the observation surface with Nital about 1/4 position of the thickness of the steel plate (a position corresponding to 1/4 of the thickness in the depth direction from the steel plate surface), using a scanning electron microscope (SEM; Scanning Electron Microscope), 3 fields of view at a magnification of 3000 times To do.
  • the obtained tissue image is analyzed using Adobe Photoshop of Adobe Systems.
  • ferrite and bainite have a gray structure (base structure)
  • tempered martensite has a structure in which fine white carbide is precipitated on a gray base
  • quenched martensite has a white structure. Therefore, it is possible to identify each tissue and measure the area ratio.
  • volume ratio of retained austenite 5.0% or less
  • the volume ratio of retained austenite exceeds 5.0%, the retained austenite has a high hydrogen concentration, and therefore, the austenite is processed by punching or bending test to produce martensite.
  • the site is transformed, voids are generated inside the martensite. Therefore, the total void number density after punching increases, and the punchability and stretch-flangeability deteriorate.
  • the volume ratio of retained austenite is 5.0% or less.
  • the lower limit of the volume ratio of retained austenite is not particularly specified, it is preferably 0.2% or more, and more preferably 0.4% or more in order to further improve the dimensional accuracy during molding.
  • the volume ratio of retained austenite is preferably 4.0% or less, more preferably 3.5% or less.
  • the method for measuring the volume ratio of retained austenite is as follows. After mechanically grinding the steel plate in the plate thickness direction (depth direction) to 1/4 of the plate thickness, chemical polishing with oxalic acid was performed to obtain an observation surface. The observation surface was observed by the X-ray diffraction method. As the incident X-ray, a Co K ⁇ radiation source was used, and the retained austenite (200), (220), (311) planes of the respective diffraction intensities of the ferrite (200), (211), and (220) planes were measured. The volume ratio of retained austenite was calculated from the diffraction intensity ratio.
  • the steel structure in addition to the above-mentioned ferrite, bainite (bainitic ferrite), tempered martensite, quenched martensite, and retained austenite, pearlite, cementite and other carbides, and other structures, the effect of the present invention. You may contain in the range which does not spoil.
  • the area ratio of other structures is preferably 3% or less.
  • the types and area ratios of other tissues (remainder tissues) may be determined by, for example, SEM observation.
  • Ratio of Si enrichment amount to Mn enrichment amount of base material steel plate surface layer 0.7 or more and 1.3 or less
  • the ratio of the Si enrichment amount to the Mn enrichment amount of the base material steel sheet surface layer is represented by the following formula.
  • (Ratio of Si enrichment amount to Mn enrichment amount of base material steel plate surface layer) (ISi Surface /ISi Bulk )/(IMn Surface /IMn Bulk )
  • the ISi Surface , the ISi Bulk , the IMn Surface and the IMn Bulk are Si strengths in a region of a depth of 0.6 ⁇ m from the surface of the steel plate, which are measured by glow discharge emission spectroscopy (GDS; Glow Discharge Spectroscopy), respectively.
  • GDS glow discharge emission spectroscopy
  • the Si strength in the region where the depth from the steel plate surface is 6.0 ⁇ m, the Mn strength in the region where the depth from the steel plate surface is 0.6 ⁇ m, and the Mn strength in the region where the depth from the steel plate surface is 6.0 ⁇ m is there.
  • the hot dip galvanized layer or the alloyed hot dip galvanized layer on the surface of the steel sheet is removed as described later.
  • the amount of Si concentration and the amount of Mn concentration to the outermost surface layer of the base material steel sheet affect the plating property, the outermost surface layer of the base material steel sheet is incorporated into the hot dip galvanized layer or the alloyed hot dip galvanized layer.
  • the Si enrichment amount and the Mn enrichment amount in the outermost surface layer of the base steel sheet by GDS analysis.
  • the concentration of Si or Mn in the outermost layer of the base steel sheet the amount of Si or Mn decreases in the region where the depth from the steel sheet surface is 6.0 ⁇ m.
  • the concentration of Si or Mn in the outermost layer of the base steel sheet was evaluated based on the Si and Mn strengths in the region where the depth from the steel sheet surface was 6.0 ⁇ m. ..
  • the amount of Mn enriched in the surface layer of the base material steel plate is controlled by adding Si and Mn in the steel plate in the above-described ratio in combination and controlling the dew point and hydrogen concentration of the atmosphere in which the cold-rolled plate reaches the highest temperature as described below. It is possible to control the ratio of the amount of Si enriched with respect to 0.7 to 1.3 or less, and it is possible to realize good plating properties.
  • the ratio of the amount of Si concentration to the amount of Mn concentration of the base material steel sheet surface is less than 0.7, the Si strength is low in the region where the depth from the steel sheet surface is 0.6 ⁇ m, and a Si deficient layer is formed.
  • the ratio of the Si enrichment amount to the Mn enrichment amount of the base material steel sheet surface layer is set to 0.7 or more and 1.3 or less.
  • the ratio of the Si enrichment amount to the Mn enrichment amount of the base material steel sheet surface layer is preferably 0.8 or more, and more preferably 0.9 or more. Further, the ratio of the Si enrichment amount to the Mn enrichment amount of the base material steel sheet surface layer is preferably 1.2 or less, more preferably 1.1 or less.
  • the calculation method of the Si enrichment amount and the Mn enrichment amount of the base material steel sheet surface layer is as follows. First, the hot-dip galvanized layer or the alloyed hot-dip galvanized layer of the high-strength galvanized steel sheet is removed by a router to obtain a test piece. The measurement sample is analyzed in the depth direction from the surface of the steel sheet by GDS.
  • the GDS apparatus is System 3580 manufactured by Rigaku Denki Kogyo Co., Ltd., and the measurement conditions are as follows.
  • ⁇ Measurement mode DC mode ⁇ Electrode size: ⁇ 4 [mm] ⁇ Ar gas flow rate: 250 [cc/min] ⁇ Current: 20 [mA]
  • a sample is cut out from a high-strength galvanized steel sheet, analyzed by changing the sputtering time, and the sputter rate is calculated from the sputter trace depth of the sample.
  • the Mn intensity IMn Surface at the sputtering time at which the sputtering distance is 0.6 ⁇ m and the Mn strength IMn Bulk at the sputtering time at which the sputtering distance is 6.0 ⁇ m are obtained, and the IMn Surface /IMn Bulk is calculated.
  • Amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet 0.80 mass ppm or less
  • the present inventors have conducted intensive studies in order to realize a high-strength steel sheet excellent in punching property and stretch-flangeability, and as a result, the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet is punchable, stretch-flangeability, and bending. It was found to be related to sex. As a result of further study, it was found that by reducing the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet to 0.80 mass ppm or less, excellent punchability, stretch flangeability, and bendability can be obtained, and the present invention has been achieved. It came to completion.
  • the lower limit of the amount of diffusible hydrogen in the base material steel sheet is not particularly specified, but it is preferable that the amount of diffusible hydrogen in the base material steel sheet is 0.01 mass ppm or more because of the limitation in production technology.
  • the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet is more preferably 0.05 mass ppm or more.
  • the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet is preferably 0.50 mass ppm or less, more preferably 0.40 mass ppm or less, and further preferably 0.35 mass ppm or less.
  • the base material steel plate for measuring the amount of diffusible hydrogen is not limited to the base material steel plate of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet after the plating treatment and before processing, such as punching, stretch flange forming, and bending after the plating treatment. It may be a base material steel plate of a processed steel plate, or may be a base material portion of a product manufactured by welding a processed steel plate.
  • the method for measuring the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet is as follows.
  • a test piece having a length of 30 mm and a width of 5 mm is taken from the high-strength galvanized steel sheet, and the hot-dip galvanized layer or the alloyed hot-dip galvanized layer is alkali-removed.
  • the amount of hydrogen released from the test piece is measured by the thermal desorption analysis method. Specifically, after continuously heating from room temperature to 300° C. at a heating rate of 200° C./h, it was cooled to room temperature, and the cumulative amount of hydrogen released from the test piece was measured from room temperature to 210° C. The amount of diffusible hydrogen in the material steel sheet.
  • the composition of the hot-dip galvanized layer is not particularly limited and may be a general one.
  • the plating layer contains Fe: 20 mass% or less, Al: 0.001 mass% or more and 1.0 mass% or less, and further contains Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr. , Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM, and one or more selected from the group consisting of 0 mass% to 3.5 mass% in total, the balance Zn and unavoidable It has a composition consisting of specific impurities.
  • the Fe content in the plating layer is less than 7% by mass in one example, and in the case of an alloyed hot dip galvanized layer, the Fe content in the plating layer is one example.
  • the amount is 7% by mass or more and 15% by mass or less, more preferably 8% by mass or more and 13% by mass or less.
  • the coating amount is not particularly limited, but it is preferable that the coating amount per one surface of the base steel sheet is 20 to 80 g/m 2 .
  • the hot-dip galvanized layer preferably has cracks. Since the hot-dip galvanized layer has cracks, the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet can be reduced to a more preferable range. As a result, punchability, stretch flangeability, and bendability can be improved.
  • the hot-dip galvanized layer had cracks was determined as follows.
  • the hot-dip galvanized layer formed on the surface of the base steel sheet was observed at a magnification of 1500 times using SEM, and two views were observed on each of the front and back surfaces of the base steel sheet, for a total of four views, and 10 ⁇ m or more.
  • one or more cracks having a length of 1 exist in any of the above four visual fields, it was determined to have cracks.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet including the base steel sheet and the hot-dip galvanized layer described above has a tensile strength (TS) of 780 MPa or more.
  • TS tensile strength
  • JIS Z2241 JIS No. 5 test pieces are taken from the high-strength hot-dip galvanized steel sheet so that the longitudinal direction is perpendicular to the rolling direction of the steel sheet. Using the test piece, a tensile test is performed under the condition that the crosshead displacement velocity Vc is 1.67 ⁇ 10 ⁇ 1 mm/s, and TS is measured.
  • the plate thickness of the high-strength galvanized steel sheet according to the present invention is not particularly limited, but is usually 0.3 mm or more and 2.8 mm or less.
  • a method for manufacturing the high strength galvanized steel sheet of the present invention will be described.
  • a steel slab having the above-described composition is manufactured.
  • a steel material is melted into a molten steel having the above composition.
  • the melting method is not particularly limited, and any known melting method such as converter melting or electric furnace melting is suitable.
  • the obtained molten steel is solidified to produce a steel slab (slab).
  • the method for producing a steel slab from molten steel is not particularly limited, and a continuous casting method, an ingot making method, a thin slab casting method, or the like can be used.
  • the steel slab is preferably manufactured by a continuous casting method.
  • the manufactured steel slab is subjected to hot rolling including rough rolling and finish rolling to obtain a hot rolled sheet.
  • the steel slab produced as described above is once cooled to room temperature, then slab heated and then rolled.
  • the slab heating temperature is preferably 1100° C. or higher from the viewpoint of melting carbides and reducing rolling load. Further, in order to prevent an increase in scale loss, it is preferable that the slab heating temperature is 1300°C or lower.
  • the slab heating temperature is based on the temperature of the slab surface during heating.
  • hot rolling may be performed by applying an energy-saving process.
  • As an energy saving process without cooling the manufactured steel slab to room temperature, it is directly charged into a heating furnace as a hot piece and hot-rolled directly, or after slightly heating the manufactured steel slab.
  • Direct rolling which involves immediate rolling, may be mentioned.
  • the steel slab is roughly rolled under normal conditions to form a sheet bar.
  • the sheet bar is subjected to finish rolling to obtain a hot rolled sheet.
  • the finish rolling temperature is for reducing the rolling load, and when the reduction ratio in the unrecrystallized state of austenite is high, an abnormal structure elongated in the rolling direction develops, and the workability of the annealed sheet decreases, The Ar 3 transformation point or higher is preferable.
  • the hot rolled sheet is wound and collected.
  • the winding temperature is preferably 300°C or higher and 700°C or lower from the viewpoint of the formability of the annealed plate.
  • rough rolling plates may be joined together during hot rolling and continuous finish rolling may be performed.
  • the rough rolled plate (sheet bar) may be temporarily wound before the finish rolling.
  • part or all of the finish rolling may be lubrication rolling. Performing the lubrication rolling is also effective from the viewpoint of uniformizing the shape of the steel sheet and uniformizing the material.
  • the coefficient of friction during lubrication rolling is preferably in the range of 0.10 or more and 0.25 or less.
  • the hot rolled sheet is pickled. Oxidation on the surface of the steel sheet can be removed by pickling, and thus good plating quality in the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the final product can be ensured.
  • pickling may be performed only once or may be performed in multiple times.
  • the pickled hot rolled sheet is cold rolled at a reduction rate of 30% or more to obtain a cold rolled sheet.
  • the cold rolling may be performed without heat treatment, or the cold rolling may be performed after the heat treatment.
  • Cold rolling reduction 30% or more
  • the total area ratio of one or two selected from the group consisting of ferrite and bainite is 85% or less
  • TS can be 780 MPa or more.
  • the upper limit of the reduction ratio of cold rolling is not particularly specified, but it is preferably 80% or less, and more preferably 70% or less in order to further improve the dimensional accuracy during forming.
  • the reduction rate of cold rolling is preferably 35% or more, more preferably 40% or more.
  • the number of rolling passes and the rolling reduction of each pass are not particularly limited as long as the cumulative rolling reduction is 30% or more.
  • the cold-rolled sheet obtained as described above is supplied to a continuous hot-dip galvanizing apparatus and annealed.
  • the continuous hot-dip galvanizing apparatus has an annealing furnace and a hot-dip galvanizing equipment located downstream of the annealing furnace, and the hot-dip galvanizing equipment is connected to the hot-dip galvanizing bath and the steel strip exit side of the annealing furnace. , And a snout whose tip is immersed in a hot dip galvanizing bath.
  • a general continuous hot-dip galvanizing line configured to continuously perform a series of treatments including heating, cooling, hot-dip galvanizing, and alloying treatment of hot-dip galvanizing.
  • the cold-rolled sheet supplied to the continuous hot-dip galvanizing apparatus is annealed while being first conveyed in an annealing furnace in which a heating zone, a soaking zone, and a cooling zone are juxtaposed in this order.
  • the specific annealing conditions are as follows.
  • the number of times of annealing is not particularly limited, but preferably once (single annealing method).
  • the cold-rolled sheet is supplied to an annealing furnace and heated to a maximum attainable temperature of 750°C to 900°C at an average heating rate of 10°C/s or less in a temperature range of 200°C to 650°C.
  • Average heating rate in the temperature range of 200° C. or higher and 650° C. or lower 10° C./s or lower Structures mainly composed of ferrite and bainite that are soft phases by reducing the average heating rate in the temperature range of 200° C. or higher and 650° C. or lower It is possible to form a structure in which hardened martensite and tempered martensite, which are hard phases, are dispersed, and to obtain excellent dimensional accuracy during molding.
  • the average heating rate in the temperature range of 200° C. or higher and 650° C. or higher exceeds 10° C./s, the area ratio of quenched martensite increases, and punchability and stretch flangeability deteriorate. In addition, bendability also decreases.
  • the average heating rate in the temperature range of 200°C to 650°C is 10°C/s or less.
  • the lower limit of the average heating rate in the temperature range of 200° C. or higher and 650° C. or lower is not specified, but it is 2° C./s or higher in order to increase TS and dimensional accuracy during molding. It is more preferably 4° C./s or more.
  • the average heating rate in the temperature range of 200° C. or higher and 650° C. or lower is preferably 9° C./s or less, more preferably 8° C./s or less.
  • Maximum ultimate temperature 750° C. or higher and 900° C. or lower If the maximum ultimate temperature is less than 750° C., the austenite generation rate during heating in the two-phase region of ferrite and austenite becomes insufficient, so the area ratio of ferrite and bainite is It becomes difficult to increase TS to 780 MPa, and the dimensional accuracy at the time of molding deteriorates. On the other hand, when the maximum temperature reached exceeds 900° C., heating occurs in the austenite single-phase region, so the area ratio of ferrite and bainite, which are soft phases after annealing, decreases, and the area ratio of tempered martensite increases. However, it becomes difficult to obtain excellent dimensional accuracy during molding.
  • the maximum attainable temperature is 750°C or higher and 900°C or lower.
  • the highest temperature reached is preferably 770°C or higher, more preferably 780°C or higher. Further, the highest temperature reached is preferably 880°C or lower, and more preferably 860°C or lower.
  • the maximum temperature is based on the surface temperature of the base steel sheet.
  • the annealing furnace is composed of a heating zone, a soaking zone and a cooling zone in order from the inlet side. Since the steel plate is heated in the soaking zone from the heating zone and is cooled in the cooling zone after that, it is assumed that the region where the cold-rolled sheet reaches the maximum temperature is the soaking zone side before the start of cooling. You can
  • Hold time at maximum temperature of cold-rolled sheet 5 s or more and 100 s or less If the hold time at maximum temperature is less than 5 s, the austenite formation rate becomes insufficient during heating in the two-phase region of ferrite and austenite. Therefore, the area ratio of ferrite or bainite increases, making it difficult to set TS to 780 MPa, and the dimensional accuracy at the time of molding decreases. On the other hand, when the holding time at the highest temperature exceeds 100 s, the austenite generation rate becomes excessive, so that the area ratio of ferrite or bainite, which is a soft phase, decreases, and the area ratio of tempered martensite increases. However, the dimensional accuracy during molding is reduced.
  • the holding time at the maximum reached temperature is set to 5 s or more and 100 s or less.
  • the holding time at the highest reached temperature is preferably 10 s or more, more preferably 15 s or more.
  • the holding time at the highest temperature is preferably 80 s or less, more preferably 60 s or less.
  • Dew point of the atmosphere in the region where the cold-rolled sheet reaches the highest temperature is an extremely important invention constituent element in the present invention.
  • the Si concentration and Mn concentration in the surface layer of the base steel sheet can be reduced, and good plating properties can be obtained. Can be realized.
  • the lower limit of the dew point in the region where the highest temperature is reached is not specified, it is preferable that the dew point of the atmosphere in the region where the cold-rolled sheet reaches the highest temperature is ⁇ 60° C. or higher because of the limitation in production technology. More preferably, the temperature is ⁇ 55° C. or higher.
  • the dew point of the atmosphere in the region where the cold-rolled sheet reaches the maximum temperature is preferably ⁇ 42° C. or lower, more preferably ⁇ 45° C. or lower.
  • First hydrogen concentration in the atmosphere of the region where the cold-rolled sheet reaches the highest temperature 5% by volume or more and 10% by volume or less
  • the hydrogen concentration (first hydrogen concentration) of the atmosphere in the region where the cold-rolled sheet reaches the highest temperature is less than 5% by volume
  • the Si concentration and the Mn concentration in the surface layer of the steel sheet increase, and the steel sheet surface is not plated. Since Si oxides and Mn oxides that cause defects are generated, it becomes difficult to achieve good plating properties.
  • the first hydrogen concentration is set to 5% by volume or more and 10% by volume or less.
  • the first hydrogen concentration is preferably 6% by volume or more.
  • the first hydrogen concentration is preferably 9% by volume or less.
  • nitrogen is preferable as the balance other than hydrogen in the atmosphere of the region where the cold-rolled sheet reaches the highest temperature.
  • the cold-rolled sheet held under the above-mentioned conditions at the maximum ultimate temperature is cooled from the maximum ultimate temperature to 600°C in the annealing furnace at an average cooling rate of 5°C/s or more.
  • Average cooling rate from the highest temperature to 600°C 5°C/s or more
  • the area ratio of ferrite and bainite can be controlled within a desired range. It is possible to obtain TS of 780 MPa or more and obtain excellent dimensional accuracy during molding.
  • the average cooling rate from the highest temperature to 600°C is set to 5°C/s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate from the highest temperature to 600°C is not specified, but in order to further improve the dimensional accuracy during molding and to improve stretch flangeability and bendability, the maximum
  • the upper limit of the average cooling rate from the ultimate temperature to 600°C is preferably 40°C/s or less, more preferably 30°C/s or less.
  • the average cooling rate from the highest temperature to 600°C is preferably 7°C/s or more, more preferably 10°C/s or more.
  • the cold-rolled sheet cooled to 600°C as described above is passed through the steel strip exit side of the cooling zone, and moved to the hot-dip galvanizing bath via the snout whose tip is immersed in the hot-dip galvanizing bath. While further cooling. At this time, the residence time until the cold-rolled sheet cooled to 600° C. enters the hot-dip galvanizing bath is set to 15 s or more.
  • a roll for changing the traveling direction of the cold-rolled sheet to enter the snout is provided, and the cold-rolled sheet passes through the roll. Intrudes into the snout.
  • the hydrogen concentration of the atmosphere of the section for accommodating the roll in the cooling zone is 50% or more and 95% or less of the above-mentioned first hydrogen concentration.
  • the balance of the atmosphere in the compartment containing the roll in the cooling zone other than hydrogen is preferably nitrogen.
  • Residence time until cold-rolled sheet cooled to 600° C. or lower penetrates into hot-dip galvanizing bath 15 s or more
  • the upper limit of the residence time until the cold-rolled sheet cooled to 600° C. or less penetrates into the hot-dip galvanizing bath is not particularly specified, but from the viewpoint of ensuring the area ratio of hard martensite and tempered martensite that are hard phases. , 700 s or less, and more preferably 500 s or less. Further, the residence time until the cold-rolled sheet cooled to 600° C. or lower penetrates into the hot dip galvanizing bath is preferably 20 s or more, more preferably 25 s or more.
  • Hydrogen concentration in the atmosphere of the compartment containing the roll passing immediately before the cold-rolled sheet penetrates into the snout 50% or more and 95% or less of the above-mentioned first hydrogen concentration is an extremely important invention constituent element in the present invention.
  • the cold rolled sheet passes through the roll by setting the hydrogen concentration of the atmosphere of the compartment containing the roll passing immediately before the cold rolled sheet enters the snout to be 95% or less of the first hydrogen concentration described above.
  • the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet is reduced, excellent punchability, stretch flangeability, and bendability can be obtained.
  • the hydrogen concentration of the compartment containing the roll that passes immediately before the cold-rolled sheet penetrates into the snout is set to 50% or more and 95% or less of the first hydrogen concentration described above.
  • the hydrogen concentration of the compartment containing the roll passing immediately before the cold-rolled sheet penetrates into the snout is preferably 60% or more, more preferably 70% or more of the first hydrogen concentration described above.
  • the hydrogen concentration of the compartment accommodating the roll passing immediately before the cold-rolled sheet penetrates into the snout is preferably 93% or less, and more preferably 90% or less of the first hydrogen concentration described above.
  • the cold-rolled sheet led to the hot-dip galvanizing bath through the snout is dipped in the hot-dip galvanizing bath to perform hot-dip galvanizing treatment.
  • the bath temperature of the hot dip galvanizing bath is 440° C. or more and 500° C. or less in one example.
  • the hot-dip galvanizing bath it is preferable to use one having a composition in which the Al content is 0.10 mass% or more and 0.23 mass% or less and the balance is Zn and inevitable impurities.
  • a galvanizing alloying treatment may be further performed to form an alloyed hot dip galvanizing layer.
  • the alloying treatment is preferably performed in a temperature range of 460° C. or higher and 600° C. or lower. If the alloying temperature is less than 460° C., the Zn—Fe alloying rate becomes excessively slow, and alloying becomes extremely difficult. On the other hand, if the alloying temperature exceeds 600° C., untransformed austenite may transform into pearlite, and TS and El may decrease.
  • the alloying treatment is preferably performed in a temperature range of 470° C. or higher and 560° C. or lower, and more preferably 470° C. or higher and 530° C. or lower.
  • the coating weight of the hot-dip galvanized steel sheet (GI) and the alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA) is preferably 20 to 80 g/m 2 per side (double-sided plating).
  • the amount of plating applied can be adjusted by performing gas wiping or the like after hot dip galvanizing.
  • the average cooling rate up to 50° C. after the galvanizing treatment or the galvanizing alloying treatment is performed is 5° C./s or more.
  • the average cooling rate up to 50° C. after the galvanizing treatment or the galvanizing alloying treatment is performed is 40° C./s or less because of the limitation in production technology.
  • the average cooling rate up to 50° C. after the galvanizing treatment or the galvanizing alloying treatment is more preferably 7° C./s or more.
  • the average cooling rate up to 50°C after the galvanizing treatment or the galvanizing alloying treatment is more preferably 30°C/s or less.
  • the cooling rate below 50°C is not particularly limited, and it can be cooled to a predetermined temperature by any method.
  • a cooling method gas jet cooling, mist cooling, water cooling, air cooling, or the like can be applied. Note that, normally, high-strength hot-dip galvanized steel sheets are traded after being cooled to room temperature.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet that has been subjected to hot dip galvanizing treatment or further alloying hot dip galvanizing treatment is cooled to 50° C. or lower, and then the elongation ratio of 0.05% or more and 1.00% or less May be rolled in.
  • a crack can be introduced into the galvanized layer by setting the elongation percentage of rolling performed after cooling to 50° C. or less to 0.05% or more. By introducing cracks in the galvanized layer, it is possible to reduce the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet, and as a result, it is possible to further improve punchability and stretch flangeability. On the other hand, when the elongation percentage of rolling after cooling to 50° C.
  • the elongation percentage of rolling after cooling to 50° C. or lower is preferably 1.00% or less, and more preferably 0.70% or less. Further, the elongation percentage of rolling after cooling to 50° C. or lower is more preferably 0.10% or higher.
  • the rolling after cooling to 50° C. or less may be performed (online) on a device continuous with the above-mentioned continuous hot dip galvanizing device, or on a device discontinuous with the above continuous hot dip galvanizing device ( You can do that (offline).
  • the target elongation rate may be achieved by one rolling, or a plurality of times may be performed and a total elongation rate of 0.05% or more and 1.00% or less may be achieved.
  • the rolling described here generally refers to temper rolling, but as long as an elongation rate equivalent to that of temper rolling can be imparted, rolling by a method such as processing by a leveler may be used.
  • heat may be kept in the temperature range of room temperature to 300°C.
  • the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet can be further reduced.
  • the total void number density can be reduced and ⁇ can be 20% or more. it can.
  • R/t can be set to a desired value or less.
  • the heat retention time is usually about 3 to 7 days, but the heat retention may be up to about 6 months.
  • a steel material having the composition shown in Table 1 with the balance being Fe and inevitable impurities was melted in a converter and made into a steel slab by the continuous casting method.
  • the obtained steel slab was heated to 1250° C. and roughly rolled.
  • finish rolling was performed at a finish rolling temperature of 900°C, and winding was performed at a winding temperature of 450°C to obtain a hot rolled sheet.
  • the hot-rolled sheet was pickled and then cold-rolled.
  • the cold rolling reduction ratio was as shown in Table 2.
  • the plate thickness after cold rolling was 1.2 mm.
  • the cold-rolled sheet after rolling was annealed under the conditions shown in Table 2. Then, the annealed cold rolled sheet was subjected to hot dip galvanizing treatment, cooled to 50° C. or lower, and then rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain a high strength hot dip galvanized steel sheet (GI). For some high-strength hot-dip galvanized steel sheets, after the hot-dip galvanizing treatment, further alloying treatment, cooling to 50°C or lower, and rolling under the conditions shown in Table 2 A steel plate (GA) was obtained.
  • GI hot dip galvanized steel sheet
  • a hot dip galvanizing bath in the case of producing GI, a hot dip galvanizing bath containing Al: 0.20 mass% and the balance Zn and unavoidable impurities was used. Further, in the case of producing GA, a hot dip galvanizing bath containing Al: 0.14 mass% and the balance Zn and unavoidable impurities was used. The bath temperature was 470°C. Coating weight, when manufacturing a GI is a 45 ⁇ 72g / m 2 (two-sided plating) degree per side, In the production of the GA is set to the extent per side 45 g / m 2 (two-sided plating). The alloying treatment for producing GA was performed at about 550°C.
  • the composition of the GI plating layer contained Fe: 0.1 to 1.0% by mass and Al: 0.2 to 1.0% by mass, with the balance being Fe and inevitable impurities.
  • the composition of the plating layer of GA contained Fe: 7 to 15% by mass, Al: 0.1 to 1.0% by mass, and the balance Fe and unavoidable impurities.
  • the tensile test was performed according to JIS Z 2241. From the obtained steel sheet, JIS No. 5 test pieces were sampled so that the longitudinal direction was perpendicular to the rolling direction of the steel sheet. Using the test piece, a tensile test was conducted under the condition that the crosshead displacement velocity Vc was 1.67 ⁇ 10 -1 mm/s, and YS, TS and El were measured. In the present invention, TS: 780 MPa or more was judged to be acceptable.
  • YR which is an index of dimensional accuracy at the time of molding, is 45% or more and 75% or less in TS: 780 MPa class, 50% or more and 80% or less in TS: 980 MPa class, and 60% or more 90% in TS: 1180 MPa class. In the following cases, it was judged that the dimensional accuracy during molding was good. Note that YR was calculated based on the above formula (1).
  • the punchability was evaluated by the number of voids after punching.
  • a 100 mm ⁇ 100 mm sample was sheared from the obtained steel plate.
  • a hole having a diameter of 10 mm was punched out in the sample with a clearance of 12.5%.
  • an observation sample of 15 mmL ⁇ 10 mmW was cut out so that the plate thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel plate became the observation surface and included the punched end face.
  • the observation surface is polished with diamond paste, and then 1 vol. % Corroded with Nital.
  • the images were taken continuously at a magnification of 3000 times using an SEM up to a region 300 ⁇ m away from the punched end face, and the total number of voids generated in the region 150 ⁇ m away from the punched end face was counted from the obtained tissue image.
  • the total number density of voids was evaluated. Further, all the voids, the voids generated inside the quenched martensite and tempered martensite, and the voids generated at the interface of the soft phase and the hard phase, the total void number density after punching, after punching, The ratio of the void number densities generated inside the quenched martensite and the tempered martensite was calculated.
  • the total void number density after punching is 2000/mm 2 or less, and the ratio of the void number density generated inside the quenched martensite and the tempered martensite after punching to the total void number density after punching is 0.85 or less. It was judged that the punchability was good.
  • the stretch flangeability was evaluated by a hole expanding test.
  • the hole expanding test was performed according to JIS Z 2256. A 100 mm ⁇ 100 mm sample was sheared from the obtained steel plate. A hole having a diameter of 10 mm was punched in the sample with a clearance of 12.5%. A die having an inner diameter of 75 mm was used to press a conical punch having an apex angle of 60° into the hole while suppressing the wrinkle holding force of 9 ton (88.26 kN) around the hole, and the hole diameter at the crack generation limit was measured.
  • the limit hole expansion ratio: ⁇ (%) was obtained from the following formula, and the hole expandability was evaluated from the value of the limit hole expansion ratio.
  • the bending test was performed according to JIS Z 2248.
  • a strip-shaped test piece having a width of 30 mm and a length of 100 mm was sampled from the obtained steel sheet such that the direction parallel to the rolling direction of the steel sheet was the axial direction of the bending test.
  • a bending test was performed by the V-block method with a bending angle of 90° under the condition that the pressing load was 100 kN and the pressing holding time was 5 seconds.
  • a 90° V bending test was performed, and the ridge line portion of the bending apex was observed with a microscope (RH-2000: manufactured by Hylox Corporation) at a magnification of 40 times, and cracks having a crack length of 200 ⁇ m or more were recognized.
  • the bending radius when it was no longer possible was defined as the minimum bending radius (R).
  • R The bending radius when it was no longer possible was defined as the minimum bending radius (R).
  • R/t A value obtained by dividing R by the plate thickness (t) (R/t) is 3.0 or less in TS: 780 MPa class and TS: 980 MPa class, and 4.0 or less in TS: 1180 MPa class. was judged to be good.
  • the platability is evaluated by visually observing the presence or absence of non-plating defects on the front surface and the back surface of the obtained hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet, and there is no non-plating defect. The case was judged to be excellent in plating property.
  • the quantity was measured.
  • the presence or absence of cracks in the hot-dip galvanized layer or the alloyed hot-dip galvanized layer was determined.
  • the remaining structure was also confirmed by structure observation. The results are shown in Table 3.
  • TS was 780 MPa or more, and dimensional accuracy (YR) at the time of molding, punchability, stretch flangeability ( ⁇ ), bendability (R/t), and plating property Both were excellent.
  • YR dimensional accuracy
  • ⁇ stretch flangeability
  • R/t bendability
  • plating property plating property

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

打抜き性、伸びフランジ性、曲げ性およびめっき性に優れ、高い寸法精度で部品を製造することが可能な、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供すること。母材鋼板が、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、ＣａおよびＣｒを含有するとともに、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］が２．９以上１１．７以下の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、ベイナイトおよびフェライトからなる群から選ばれる１種または２種、焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトを含有する鋼組織を有し、母材鋼板の表層のＭｎ濃化量に対するＳｉ濃化量の比が０．７以上１．３以下であり、かつ母材鋼板中の拡散性水素量が０．８０質量ｐｐｍ以下である、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

Description

高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
　本発明は、高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
　車両の軽量化によるＣＯ2排出量削減と、車体の高強度化による耐衝突性能の向上との両立を目的に、自動車用薄鋼板を高強度化した上で薄板化する試みが進められている。例えば、車体強度の増加を目的として、自動車キャビンの骨格を形成する主要な構造部品に、引張強さ（ＴＳ）７８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板を適用した事例が増加している。
　自動車の補強部品および骨格構造部品に用いられる高強度鋼板には、優れた成形性が求められる。例えば、クラッシュボックス等の部品は打抜き端面や曲げ加工部を有するため、成形性の観点からは、高い打抜き性、伸びフランジ性、および曲げ性を有する鋼板が好適である。
　また、自動車の補強部品および骨格構造部品に用いられる高強度鋼板には、高い寸法精度で部品を製造できることが要求される。高い寸法精度で部品を製造するためには、鋼板の降伏比（ＹＲ＝降伏強度ＹＳ／引張強さＴＳ）を一定範囲内に制御することが重要である。鋼板の降伏比（ＹＲ）を一定範囲内に制御することで、鋼板成形後のスプリングバックを抑制し、成形時の寸法精度を高めることが可能となる。さらに、鋼板の降伏比（ＹＲ）を増加させることで、衝突時における部品の衝撃吸収エネルギーを上昇させることができる。
　さらに、鋼板の高強度化のために合金元素の添加量を増加させると、母材鋼板に対する亜鉛めっきの濡れ性が低下すること、および亜鉛めっき層の合金化処理時の反応性が阻害されることにより、めっき性の低下を招きやすい。よって、高強度でありながらも良好なめっき性を有する鋼板が求められている。
　自動車部品への高強度鋼板の適用比率を増加させるために、上述した特性を総合的に満足する高強度鋼板が求められている。
　従来、自動車部品への適用を目的として様々な高強度鋼板が開発されている。例えば、特許文献１においては、鋼板組織が主としてフェライトとベイナイトからなり、鋼板中に含まれる５μｍ超の非金属介在物の個数密度が１５個／ｍｍ2以下であり、引張強さが５４０ＭＰａ以上であり、優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板と、その製造方法が開示されている。
　特許文献２においては、フェライト相とマルテンサイト相を含有し、組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率が３０％以上であり、（マルテンサイト相の占める面積）／（フェライト相の占める面積）が０．４５超え１．５未満であり、マルテンサイト相の平均粒径が２μｍ以上である、穴広げ性および曲げ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法が開示されている。
　特許文献３においては、主相としてフェライトを２０％以上含有し、第二相としてマルテンサイト及びベイナイトの１種又は２種以上を合計で５～８０％以下含有し、残留オーステナイト体積率を１０％未満に制限する鋼板であって、マルテンサイトおよびベイナイトの形状が所定の関係式を満たす、引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、１８０°Ｕ曲げ性に優れた高強度鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法が開示されている。
特開２００９－２４９７３２号公報 特開２０１０－２５５０９４号公報 特開２０１５－７８３９８号公報
　しかしながら、特許文献１においては、曲げ性およびめっき性について考慮されていない。特許文献２においては、成形時の寸法精度の指標であるＹＲおよびめっき性について考慮されていない。また、特許文献３においては、ＹＲおよび伸びフランジ性について考慮されていない。このように、強度、打抜き性、伸びフランジ性、曲げ性およびめっき性を総合的に満足し、かつ高い寸法精度で部品を製造することが可能な鋼板は存在しない。
　本発明は、かかる事情に鑑みてなされたもので、打抜き性、伸びフランジ性、曲げ性およびめっき性に優れ、高い寸法精度で部品を製造することが可能な、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　なお、本発明において、高い寸法精度で部品を製造することが可能である（成形時の寸法精度が高い）とは、ＹＲが、ＴＳ：７８０ＭＰａ級では、４５％以上７５％以下、ＴＳ：９８０ＭＰａ級では、５０％以上８０％以下、また、ＴＳ：１１８０ＭＰａ級では、６０％以上９０％以下であることを意味する。なお、ＹＲは次式（１）で求められる。
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ・・・・（１）
　また、打抜き性に優れるとは、打抜き後の総ボイド数密度が２０００／ｍｍ2以下であり、かつ、下記式で表される打抜き後の総ボイド数密度に対する、打抜き後の焼入れマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト内部で生じるボイド数密度の比が０．８５以下であることを意味する。
［打抜き後の総ボイド数密度に対する、打抜き後の焼入れマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト内部で生じるボイド数密度の比］＝［打抜き後の焼入れマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト内部で生じるボイド数密度］／［打抜き後の総ボイド数密度］
　また、伸びフランジ性に優れるとは、伸びフランジ性の指標である穴広げ率（λ）の値が２０％以上であることを意味する。
　また、曲げ性に優れるとは、曲げ角度を９０°としてＶブロック法により曲げ試験を行い、曲げ頂点の稜線部を４０倍のマイクロスコープで観察し、亀裂長さが２００μｍ以上の亀裂が認められなくなる最小曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値（Ｒ／ｔ）が、ＴＳ：７８０ＭＰａ級および９８０ＭＰａ級では３．０以下、また、ＴＳ：１１８０ＭＰａ級では４．０以下であることを意味する。
　また、めっき性に優れるとは、製造された溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面を目視で観察し、鋼板の表面に不めっき欠陥が存在しないことを意味する。
　本発明者らは、上記した課題を達成するために、鋭意検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
（１）軟質相であるフェライトおよびベイナイトを主体とする組織とし、該組織中に硬質相である焼入れマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを分散させることで、成形時の寸法精度に優れた高強度鋼板を実現することができる。
（２）母材鋼板中の拡散性水素量を０．８０質量ｐｐｍ以下とすることで、打抜き性および伸びフランジ性に優れた高強度鋼板を実現することができる。
（３）鋼板のＣａの含有量を０．０２００％以下とし、かつ、鋼中の拡散性水素量を０．８０質量ｐｐｍ以下とすることで、曲げ性に優れた高強度鋼板を実現することができる。
（４）母材鋼板の表層のＭｎ濃化量に対するＳｉ濃化量の比（ＩＳｉSurface／ＩＳｉBulk）／（ＩＭｎSurface／ＩＭｎBulk）を０．７以上１．３以下とし、かつ、冷延板の焼鈍の際に、最高到達温度まで加熱した冷延板を、焼鈍炉内で冷延板が最高到達温度となる領域の雰囲気の露点を－４０℃以下として該最高到達温度にて保持することで、めっき性に優れた高強度鋼板を実現することができる。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。すなわち、本発明の要旨構成は以下のとおりである。
［１］母材鋼板と、前記母材鋼板表面に形成された溶融亜鉛めっき層と、を備え、引張強さが７８０ＭＰａ以上である、高強度溶融亜鉛めっき鋼板であって、
　前記母材鋼板は、
　質量％で、
Ｃ：０．０５０％以上０．２００％以下、
Ｓｉ：０．１０％以上０．９０％以下、
Ｍｎ：２．００％以上３．５０％以下、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：１．０００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下および
Ｃｒ：０．３００％以下、
を含有するとともに、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］が２．９以上１１．７以下の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　ベイナイトおよびフェライトからなる群から選ばれる１種または２種が面積率の合計で５％以上８５％以下、
　焼戻しマルテンサイトの面積率が６５％以下、
　焼入れマルテンサイトの面積率が５％以上４０％以下および
　残留オーステナイトの体積率が５．０％以下である鋼組織を有し、
　前記母材鋼板の表層のＭｎ濃化量に対するＳｉ濃化量の比が０．７以上１．３以下であり、かつ前記母材鋼板中の拡散性水素量が０．８０質量ｐｐｍ以下である、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
ただし、［％Ｍｎ］および［％Ｓｉ］はそれぞれＭｎおよびＳｉの鋼中含有量（質量％）を示す。
［２］前記溶融亜鉛めっき層はクラックを有する、上記［１］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｖ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．００５％以上２．０００％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｓｂ：０．００１％以上０．２００％以下、
Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下、
Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．００１％以上０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．００１％以上０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．００１％以上０．０２０％以下、および
ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０２００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、上記［１］または［２］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［４］前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層である、上記［１］から［３］のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［５］上記［１］または［３］に記載の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施して熱延板とし、
　次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
　次いで、前記熱延板に３０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷延板とし、
　次いで、前記冷延板を、焼鈍炉と、該焼鈍炉の下流に位置する溶融亜鉛めっき設備とを有し、前記溶融亜鉛めっき設備が、溶融亜鉛めっき浴と、前記焼鈍炉の鋼帯出側に連結し、先端部が前記溶融亜鉛めっき浴に浸漬されたスナウトとを備える、連続溶融亜鉛めっき装置に供給し、
　まず、前記焼鈍炉内で、前記冷延板を、２００℃以上６５０℃以下の温度域における平均加熱速度を１０℃／ｓ以下として、７５０℃以上９００℃以下の最高到達温度まで加熱し、
　次いで、前記焼鈍炉内で前記冷延板が前記最高到達温度となる領域の雰囲気の露点を－４０℃以下、当該雰囲気の第１水素濃度を５体積％以上１０体積％以下として、前記冷延板を前記最高到達温度にて５ｓ以上１００ｓ以下保持し、
　次いで、前記冷延板を、平均冷却速度を５℃／ｓ以上として、前記最高到達温度から６００℃まで冷却し、
　次いで、前記冷延板を、前記溶融亜鉛めっき浴に侵入するまでの滞留時間を１５ｓ以上として、前記焼鈍炉内から、前記スナウトを介して前記溶融亜鉛めっき浴に移動させつつ、前記冷延板が前記スナウト内に侵入する直前に通過するロールを収容する区画の雰囲気の水素濃度が、前記第１水素濃度の５０％以上９５％以下となる条件でさらに冷却し、
　次いで、前記冷延板を前記溶融亜鉛めっき浴中に浸漬させて、溶融亜鉛めっき処理を施した後、５０℃以下まで冷却する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［６］前記溶融亜鉛めっき処理後に、さらに亜鉛めっき合金化処理を行い、その後、前記５０℃以下までの冷却を行う、上記［５］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［７］前記５０℃以下までの冷却後、前記高強度溶融亜鉛めっき鋼板を０．０５％以上１．００％以下の伸長率で圧延する、上記［５］または［６］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　本発明によれば、打抜き性、伸びフランジ性、曲げ性およびめっき性に優れ、高い寸法精度で部品を製造することが可能な、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することができる。
高強度溶融亜鉛めっき鋼板の断面の概要を示す図である。
　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。
　図１に、一実施形態に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板１の断面の概要を示す。図１に示すように、高強度溶融亜鉛めっき鋼板１は、母材鋼板２の表面に、溶融亜鉛めっき層３または合金化溶融亜鉛めっき層を有する。先ず、母材鋼板の成分組成の適正範囲およびその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、母材鋼板の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０５０％以上０．２００％以下
　Ｃは、所望の量の焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトを生成させて、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とし、かつ成形時に優れた寸法精度を得るために有効な元素である。Ｃの含有量が０．０５０％未満では、焼入れマルテンサイトの面積率が減少し、またフェライトやベイナイトの面積率が上昇して、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、成形時の寸法精度が低下する。一方、Ｃの含有量が０．２００％を超えると、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイト中の炭素濃度が増加し、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの硬度が上昇する。その結果、軟質相であるフェライトやベイナイトと、硬質相である焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトとの硬度差が大きくなることから、打抜き性、伸びフランジ性、および曲げ性が低下する。したがって、Ｃの含有量は、０．０５０％以上０．２００％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは、０．０６０％以上、より好ましくは、０．０６５％以上とする。また、Ｃの含有量は、好ましくは、０．１５０％以下、より好ましくは、０．１１０％以下とする。
Ｓｉ：０．１０％以上０．９０％以下
　ＳｉをＭｎと複合して添加することで、後述する焼鈍炉内での最高到達温度までの加熱、および最高到達温度における保持の際、母材鋼板表層へのＳｉ濃化およびＭｎ濃化が抑制され、良好なめっき性を実現することができる。Ｓｉの含有量が０．１０％未満では、上記加熱および最高到達温度における保持の際に鋼板表面へのＭｎ濃化量が増加し、鋼板表面に不めっき欠陥の原因となるＭｎ酸化物が生成されることから、良好なめっき性を実現することが困難になる。一方、Ｓｉの含有量が０．９０％を超えると、上記加熱および最高到達温度における保持の際に鋼板表面へのＳｉ濃化量が増加し、鋼板表面に不めっき欠陥の原因となるＳｉ酸化物が生成されることから、良好なめっき性を実現することが困難になる。また、Ｓｉの含有量が０．９０％を超えると、残留オーステナイトの体積率が増加する。生成した残留オーステナイトは高い水素濃度を有していることから、打抜き時およびに曲げ試験時に加工を受けてマルテンサイト変態した際に、マルテンサイト内部でボイドが生じる。よって、打抜き後の総ボイド数密度が増加し、打抜き性および伸びフランジ性が低下する。また、曲げ試験時のマルテンサイト内部のボイドが亀裂の起点となるため、曲げ性も低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．１０％以上０．９０％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは、０．２０％以上、より好ましくは０．３０％以上する。また、Ｓｉの含有量は、好ましくは、０．８５％以下、より好ましくは、０．８０％以下とする。
Ｍｎ：２．００％以上３．５０％以下
　Ｍｎは、所望の量の焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトを生成させて、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とし、かつ成形時に優れた寸法精度を得るために有効な元素である。Ｍｎの含有量が２．００％未満では、焼入れマルテンサイトの面積率が減少し、フェライトやベイナイトの面積率が上昇して、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、成形時の寸法精度も低下する。さらに、良好なめっき性を実現することが困難になる。一方、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると、焼戻しマルテンサイトの面積率が増加し、フェライトやベイナイトの面積率が減少して、成形時の寸法精度が低下する。また、母材鋼板中の拡散性水素量が増加して、打抜き性および曲げ性が低下する。さらに、良好なめっき性を実現することが困難になる。したがって、Ｍｎの含有量は、２．００％以上３．５０％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは２．２０％以上、より好ましくは２．３０％以上とする。また、Ｍｎの含有量は、好ましくは３．３０％以下、より好ましくは３．００％以下とする。
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
　Ｐは、固溶強化の作用を有し、母材鋼板の強度を上昇させるための元素である。こうした効果を得るためには、Ｐの含有量を０．００１％以上にする。一方、Ｐの含有量が０．１００％を超えると、旧オーステナイト粒界にＰが偏析して粒界を脆化させるため、打抜き性および伸びフランジ性が低下する。したがって、Ｐの含有量は、０．００１％以上０．１００％以下とする。またＰの含有量は、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００３％以上とする。またＰの含有量は、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０３０％以下とする。
Ｓ：０．０２００％以下
　Ｓは、鋼中で硫化物として存在し、含有量が０．０２００％を超えると、母材鋼板の極限変形能を低下させることから、打抜き性、伸びフランジ性、および曲げ性が低下する。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下にする。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｓの含有量は、より好ましくは０．００４０％以下とする。
Ａｌ：１．０００％以下
　Ａｌは、焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの体積率を増加させる。生成した残留オーステナイトは高い水素濃度を有していることから、打抜き時および曲げ試験時に加工を受けてマルテンサイト変態した際に、マルテンサイト内部でボイドが生じる。よって、打抜き性および伸びフランジ性が低下する。また、上記ボイドが亀裂の起点となるため、曲げ性も低下する。そのため、Ａｌの含有量は１．０００％以下にする。なお、Ａｌの含有量の下限は特に規定しないが、脱酸剤としての効果を十分得るためには、Ａｌの含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。Ａｌの含有量は、好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０７０％以下とする。また、Ａｌの含有量は、より好ましくは０．０２０％以上とする。
Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは、鋼中で窒化物として存在し、含有量が０．０１００％を超えると、母材鋼板の極限変形能を低下させることから、打抜き性、伸びフランジ性、および曲げ性が低下する。そのため、Ｎの含有量は０．０１００％以下にする。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｎの含有量は、好ましくは、０．００５０％以下とする。
　Ｃｒ：０．３００％以下
　Ｃｒは、焼入れ性を大きくする元素であり、所望の量の焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトを生成させて、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とし、かつ成形時に優れた寸法精度を得るために有効な元素である。Ｃｒの含有量が０．３００％を超えると、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの面積率が増加し、フェライトやベイナイトの面積率が減少して、成形時の寸法精度が低下する。したがって、Ｃｒの含有量は０．３００％以下にする。なお、Ｃｒの含有量の下限は０．０００％であってもよいが、焼入れ性を大きくする観点から、Ｃｒの含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。したがって、Ｃｒの含有量は０．３００％以下とする。Ｃｒの含有量は好ましくは０．０１０％以上とする。また、Ｃｒの含有量は好ましくは０．１００％以下とする。
Ｃａ：０．０２００％以下
　Ｃａは、母材鋼板中に介在物として存在する。Ｃａの含有量が０．０２００％を超えると、母材鋼板中に拡散性水素を含有する場合、上記介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。そのため、Ｃａの含有量は０．０２００％以下にする。なお、Ｃａの含有量の下限は０．００００％であってもよいが、生産技術上の制約から、Ｃａの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。また、Ｃａの含有量は、好ましくは０．００２０％以下とする。
［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］が２．９以上１１．７以下
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］を２．９以上１１．７以下とすることで、母材鋼板表面へのＳｉ濃化およびＭｎ濃化がいずれも抑制され、後述する母材鋼板表層へのＭｎ濃化量に対するＳｉ濃化量の比を所望の範囲内とすることができ、良好なめっき性を実現することができる。［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］が２．９未満では、上記加熱および最高到達温度における保持の際に母材鋼板表面へのＳｉ濃化量が増加し、鋼板表面に不めっき欠陥の原因となるＳｉ酸化物が生成されることから、良好なめっき性を実現することが困難になる。一方、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］が１１．７を超えると、上記加熱および最高到達温度における保持の際に母材鋼板表面へのＭｎ濃化量が増加し、母材鋼板表面に不めっき欠陥の原因となるＭｎ酸化物が生成されることから、良好なめっき性を実現することが困難になる。［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］は、好ましくは３．１以上、より好ましくは３．３以上とする。また、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］は、好ましくは１１．０以下、より好ましくは１０．０以下とする。
　［任意成分］
　本発明の高強度鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｖ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、Ｍｏ：０．００５％以上２．０００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．２００％以下、Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｚｎ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｃｏ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｚｒ：０．００１％以上０．０２０％以下、およびＲＥＭ：０．０００１％以上０．０２００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を、単独で、または組み合わせて含有することが好ましい。
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、熱間圧延時または焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種の含有量を、それぞれ０．００１％以上にする。一方、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種の含有量が、それぞれ０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、該析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種を添加する場合、それらの含有量はそれぞれ０．００１％以上０．１００％以下とする。Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種を添加する場合、それらの含有量は、好ましくはそれぞれ０．００５％以上とする。また、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種を添加する場合、それらの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０６０％以下とする。
　Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで、焼入れ性を向上することができる元素である。Ｂを鋼中に添加することで、焼鈍冷却時のフェライトの生成および粒成長を抑制することが可能である。こうした効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００１％以上にする。一方、Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間圧延中に鋼板内部に割れが生じ、鋼板の極限変形能を低下させることから、打抜き性、伸びフランジ性、および曲げ性が低下する。したがって、Ｂを添加する場合、その含有量は０．０００１％以上０．０１００％以下とする。Ｂを添加する場合、その含有量は、好ましくは０．０００２％以上とする。また、Ｂを添加する場合、その含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
　Ｍｏは、焼入れ性を大きくする元素であり、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの面積率をより好適な範囲内として、ＴＳをより高め、かつ成形時の寸法精度をより向上するために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｍｏの含有量を０．００５％以上にする。一方、Ｍｏの含有量が２．０００％を超えると、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの面積率が増加し、ＴＳを７８０ＭＰａとすることが困難となり、また成形時の寸法精度が低下する。さらに、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、該析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｍｏを添加する場合、その含有量は０．００５％以上２．０００％以下とする。Ｍｏを添加する場合、その含有量は、好ましくは０．０２０％以上とする。また、Ｍｏを添加する場合、その含有量は、好ましくは０．５００％以下とする。
　Ｃｕは、焼入れ性を大きくする元素であり、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの面積率をより好適な範囲内として、ＴＳをより高め、かつ成形時の寸法精度をより向上するために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｃｕの含有量を０．０１％以上にする。一方、Ｃｕの含有量が１．００％を超えると、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの面積率が増加し、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とし、かつ成形時に優れた寸法精度を得ることが困難になる。また、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、該析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｃｕを添加する場合、その含有量は０．０１％以上１．００％以下とする。Ｃｕを添加する場合、その含有量は、好ましくは、０．０２％以上とする。また、Ｃｕを添加する場合、その含有量は、好ましくは０．２０％以下とする。
　Ｎｉは、焼入れ性を大きくする元素であり、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの面積率をより好適な範囲内として、ＴＳをより高め、かつ成形時の寸法精度をより向上するために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｎｉの含有量を０．０１％以上にする。一方、Ｎｉの含有量が０．５０％を超えると、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの面積率が増加し、ＴＳおよび成形時の寸法精度が低下する。また、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、該析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｎｉを添加する場合、その含有量は０．０１％以上０．５０％以下とする。Ｎｉを添加する場合、その含有量は、好ましくは、０．０２％以上とする。また、Ｎｉを添加する場合、好ましくは０．２０％以下とする。
　ＳｂおよびＳｎは、焼鈍中の母材鋼板表面の酸化を抑制し、より良好なめっき性を得るために有効な元素である。こうした効果を得るためには、ＳｂおよびＳｎの１種または２種の含有量は、それぞれ０．００１％以上にする。一方、ＳｂおよびＳｎの１種または２種の含有量がそれぞれ０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が増加し、母材鋼板中に拡散性水素を含有する場合、該析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、ＳｂおよびＳｎの１種または２種を添加する場合、その含有量はそれぞれ０．００１％以上０．２００％以下とする。ＳｂおよびＳｎの１種または２種を添加する場合、それらの含有量は、好ましくはそれぞれ０．００５％以上とする。また、ＳｂおよびＳｎの１種または２種を添加する場合、それらの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０５０％以下とする。
　Ｔａは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶと同様に、熱間圧延時または焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。加えて、Ｔａには、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成して、析出物の粗大化を著しく抑制して、析出強化を安定化させることで母材鋼板の強度を向上する効果があると考えられる。こうした効果を得るためには、Ｔａの含有量は０．００１％以上にする。一方、Ｔａの含有量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、該析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｔａを添加する場合、その含有量は０．００１％以上０．１００％以下とする。Ｔａを添加する場合、それらの含有量は、好ましくはそれぞれ０．００５％以上とする。また、Ｔａを添加する場合、それらの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０２０％以下とする。
　Ｍｇは、硫化物や酸化物などの介在物の形状を球状化して、鋼板の極限変形能を向上し、伸びフランジ性を向上させるために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｍｇの含有量を０．０００１％以上とする。一方、Ｍｇの含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、該析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｍｇを添加する場合、その含有量は０．０００１％以上０．０２００％以下とする。Ｍｇを添加する場合、それらの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０００５％以上とする。また、Ｍｇを添加する場合、それらの含有量は、好ましくはそれぞれ０．００５０％以下とする。
　Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒは、いずれも介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上し、伸びフランジ性を向上させるために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの１種または２種以上の含有量は、それぞれ０．００１％以上にする。一方、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの１種または２種以上の含有量がそれぞれ０．０２０％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、該析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの１種または２種以上を添加する場合、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの１種または２種以上の含有量は、それぞれ０．０００１％以上０．０２０％以下とする。Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの少なくとも１種を添加する場合、それらの含有量は、好ましくはそれぞれ０．００２％以上とする。また、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの少なくとも１種を添加する場合、それらの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０１０％以下とする。
　ＲＥＭは、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上し、伸びフランジ性を向上するために有効な元素である。こうした効果を得るためには、ＲＥＭの含有量は、０．０００１％以上にする。一方、ＲＥＭの含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、該析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、ＲＥＭを添加する場合、その含有量は０．０００１％以上０．０２００％以下とする。ＲＥＭを添加する場合、それらの含有量は、好ましくはそれぞれ０．００１０％以上とする。また、ＲＥＭを添加する場合、それらの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０１００％以下とする。
　上述した成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。なお、上記任意成分について、含有量が下限値未満の場合には本発明の効果を害さないため、これら任意元素を下限値未満含む場合は不可避的不純物として扱う。
　次に、母材鋼板の鋼組織について説明する。
　ベイナイトおよびフェライトからなる群から選ばれる１種または２種が面積率の合計で５％以上８５％以下
　軟質相であるフェライトおよびベイナイトは水素の固溶度が低いため、これらの相を主体とする組織とすることで、母材鋼板中の拡散性水素量を低減することができる。また、フェライトおよびベイナイトを含むことで、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。その結果、優れた打抜き性、伸びフランジ性、曲げ性、および寸法精度を得ることができる。こうした効果を得るためには、フェライトおよびベイナイトの１種または２種の面積率の合計を５％以上にする。一方、フェライトおよびベイナイトの１種または２種の面積率の合計が８５％を超えると、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。したがって、フェライトおよびベイナイトの１種または２種の面積率の合計は、５％以上８５％以下とする。フェライトおよびベイナイトの１種または２種の面積率の合計は、好ましくは８０％以下、より好ましくは７０％以下とする。なお、ベイナイトはベイニティックフェライトと極微量の炭化物とによって構成される組織であり、ベイナイトの面積率はベイニティックフェライトの面積率と定義することもできる。
　焼戻しマルテンサイトの面積率：６５％以下
　フェライトおよびベイナイトと、焼入れマルテンサイトとの中間の硬度を有する焼戻しマルテンサイトを含むことで、成形時の寸法精度をより向上し、かつより優れた伸びフランジ性を得ることができる。焼戻しマルテンサイトの面積率が６５％を超えると、ＹＳが増加し、ＹＲを所望の範囲に制御することができず、成形時の寸法精度が低下する。なお、焼戻しマルテンサイトの面積率の下限は特に規定しないが、成形時の寸法精度をより向上し、かつより優れた伸びフランジ性を得るためには、焼戻しマルテンサイトの面積率が３％以上であることが好ましく、より好ましくは５％以上とする。また、焼戻しマルテンサイトの面積率は、好ましくは６０％以下、より好ましくは５５％以下とする。
　焼入れマルテンサイトの面積率：５％以上４０％以下
　溶融亜鉛めっき処理後５０℃以下までの冷却中に生成する焼入れマルテンサイトを、軟質相であるフェライトおよびベイナイトに分散させることで、成形時に優れた寸法精度を得ることができ、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることができる。こうした効果を得るために、焼入れマルテンサイトの面積率を５％以上にする。また、焼入れマルテンサイトは、水素の固溶度が高いオーステナイトから生成することから、高い水素濃度を有する。よって、焼入れマルテンサイトの面積率が４０％を超えると、打抜き時に焼入れマルテンサイトの内部でボイドが生じるため、打抜き性および伸びフランジ性が低下する。また、曲げ試験時に焼入れマルテンサイトの内部でボイドが生じて亀裂の起点となるため、曲げ性も低下する。したがって、焼入れマルテンサイトの面積率は５％以上４０％以下とする。焼入れマルテンサイトの面積率は、好ましくは６％以上、より好ましくは７％以上とする。また、焼入れマルテンサイトの面積率は、好ましくは３５％以下、より好ましくは３０％以下とする。
　ここで、フェライトおよびベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および焼入れマルテンサイトのそれぞれの面積率の測定方法は、以下の通りである。
　鋼板の圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）が観察面となるように試料を切り出した後、観察面をダイヤモンドペーストで研磨する。次いで、アルミナを用いて観察面に仕上げ研磨を施す。次いで、１ｖｏｌ．％ナイタールで観察面を腐食する。鋼板の板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ；Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて３０００倍の倍率で３視野観察する。得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ　Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ　Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて解析する。３視野分の解析結果を平均して、構成各相の面積率を求める。なお、上記の組織画像において、フェライトおよびベイナイトは灰色の組織（基地組織）、焼戻しマルテンサイトは灰色の下地に微細な白色の炭化物が析出している組織、焼入れマルテンサイトは白色の組織を呈しているので、各組織の識別および面積率の測定が可能である。
　残留オーステナイトの体積率：５．０％以下
　残留オーステナイトの体積率が５．０％を超えると、残留オーステナイトは高い水素濃度を有していることから、打抜き時または曲げ試験時に加工を受けてマルテンサイト変態した際に、マルテンサイト内部でボイドが生じる。よって、打ち抜き後の総ボイド数密度が増加し、打抜き性および伸びフランジ性が低下する。また、上記ボイドが亀裂の起点となるため、曲げ性も低下する。そのため、残留オーステナイトの体積率は５．０％以下にする。なお、残留オーステナイトの体積率の下限は特に規定しないが、成形時の寸法精度をより向上するためには０．２％以上であることが好ましく、より好ましくは０．４％以上とする。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは、４．０％以下、より好ましくは、３．５％以下とする。
　ここで、残留オーステナイトの体積率の測定方法は、以下の通りである。鋼板を板厚方向（深さ方向）に板厚の１/４まで機械研削した後、シュウ酸による化学研磨を行なって、観察面とした。該観察面を、Ｘ線回折法により観察した。入射Ｘ線としては、ＣｏのＫα線源を用い、フェライトの(２００)、(２１１)、（２２０）各面の回折強度に対する残留オーステナイトの(２００)、(２２０)、（３１１）各面の回折強度の比から、残留オーステナイトの体積率を計算した。
　鋼組織は、上述したフェライト、ベイナイト（ベイニティックフェライト）、焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイト、および、残留オーステナイトの他に、パーライト、セメンタイト等の炭化物、およびその他の組織を、本発明の効果を損なわない範囲で含んでいてもよい。その他の組織の面積率は、好ましくは３％以下である。なお、その他の組織（残部組織）の種類および面積率は、例えばＳＥＭ観察で確認し、判定すればよい。
　次に、母材鋼板が満たす上記以外の要件について説明する。
　母材鋼板表層のＭｎ濃化量に対するＳｉ濃化量の比：０．７以上１．３以下
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。なお、母材鋼板表層のＭｎ濃化量に対するＳｉ濃化量の比は、以下の式で表される。
（母材鋼板表層のＭｎ濃化量に対するＳｉ濃化量の比）＝（ＩＳｉSurface／ＩＳｉBulk）／（ＩＭｎSurface／ＩＭｎBulk）
　ここで、ＩＳｉSurface、ＩＳｉBulk、ＩＭｎSurfaceおよびＩＭｎBulkは、それぞれグロー放電発光分光分析法（ＧＤＳ；Ｇｌｏｗ　Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）で測定した、鋼板表面からの深さが０．６μｍの領域におけるＳｉ強度、鋼板表面からの深さが６．０μｍの領域におけるＳｉ強度、鋼板表面からの深さが０．６μｍの領域におけるＭｎ強度、および、鋼板表面からの深さが６．０μｍの領域におけるＭｎ強度である。なお、ＧＤＳ分析に際しては、後述するように鋼板表面の溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を除去した上で分析を行う。めっき性には母材鋼板の最表層へのＳｉ濃化量、およびＭｎ濃化量が影響を及ぼすが、母材鋼板の最表層は溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層中に取り込まれることから、ＧＤＳ分析によって母材鋼板の最表層におけるＳｉ濃化量、およびＭｎ濃化量を直接的に評価することはできない。ここで、母材鋼板の最表層へのＳｉまたはＭｎの濃化に伴い、鋼板表面からの深さが６．０μｍの領域において、ＳｉまたはＭｎの量が減少する。母材鋼板の最表層へのＳｉまたはＭｎの濃化量が多い場合、鋼板表面からの深さが６．０μｍの領域において、ＳｉまたはＭｎの量が欠乏したＳｉ欠乏層またはＭｎ欠乏層が形成される。そこで、本発明においては、鋼板表面からの深さが６．０μｍの領域におけるＳｉ強度およびＭｎ強度に基づいて、母材鋼板の最表層へのＳｉおよびＭｎの濃化量を評価することとした。
　鋼板中にＳｉおよびＭｎを上述した比で複合添加し、かつ冷延板が最高到達温度となる雰囲気の露点および水素濃度を後述の通りに制御することで、母材鋼板表層のＭｎ濃化量に対するＳｉ濃化量の比を０．７以上１．３以下に制御することができ、良好なめっき性を実現することができる。母材鋼板表層のＭｎ濃化量に対するＳｉ濃化量の比が０．７未満では、鋼板表面からの深さが０．６μｍの領域におけるＳｉ強度が低く、Ｓｉの欠乏層ができている、つまり母材鋼板の最表層へのＳｉ濃化量が多かったと推定されることから、母材鋼板表面に不めっき欠陥の原因となるＳｉ酸化物が生成するため、良好なめっき性を実現することが困難になる。一方、母材鋼板表層のＭｎ濃化量に対するＳｉ濃化量の比が１．３を超えると、鋼板表面からの深さが０．６μｍの領域におけるＭｎ強度が低くＭｎの欠乏層ができている、つまり母材鋼板の最表層へのＭｎ濃化量が多かったと推定されることから、母材鋼板表面に不めっき欠陥の原因となるＭｎ酸化物が生成するため、良好なめっき性を実現することが困難になる。したがって、母材鋼板表層のＭｎ濃化量に対するＳｉ濃化量の比は０．７以上１．３以下とする。母材鋼板表層のＭｎ濃化量に対するＳｉ濃化量の比は、好ましくは、０．８以上、より好ましくは、０．９以上とする。また、母材鋼板表層のＭｎ濃化量に対するＳｉ濃化量の比は、好ましくは１．２以下、より好ましくは１．１以下とする。
　ここで、母材鋼板表層のＳｉ濃化量およびＭｎ濃化量の算出方法は以下の通りである。まず、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を、リューターで除去して試験片とする。ＧＤＳにより、測定試料を鋼板表層から深さ方向に分析する。ＧＤＳ装置は理学電機工業株式会社製Ｓｙｓｔｅｍ３５８０を用い、測定条件は以下の通りとする。
　・測定モード：直流モード
　・電極サイズ：φ４［ｍｍ］
　・Ａｒガス流量：２５０［ｃｃ／ｍｉｎ］
　・電流：２０［ｍＡ］
　試験片とは別に高強度溶融亜鉛めっき鋼板からサンプルを切り出し、スパッタ時間を変えて分析し、サンプルのスパッタ痕深さからスパッタ速度を算出する。該スパッタ速度に基づき、測定試料について、スパッタ距離０．６μｍとなるスパッタ時間でのＳｉ強度ＩＳｉSurfaceと、スパッタ距離６．０μｍとなるスパッタ時間でのＳｉ強度をＩＳｉBulkとを求め、ＩＳｉSurface／ＩＳｉBulkを算出する。また、スパッタ距離０．６μｍとなるスパッタ時間でのＭｎ強度ＩＭｎSurfaceと、スパッタ距離６．０μｍとなるスパッタ時間でのＭｎ強度ＩＭｎBulkとを求め、ＩＭｎSurface／ＩＭｎBulkを算出する。
　母材鋼板中の拡散性水素量：０．８０質量ｐｐｍ以下
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。本発明者らは、打抜き性および伸びフランジ性に優れた高強度鋼板を実現すべく、鋭意検討を重ねた結果、母材鋼板中の拡散性水素量が、打抜き性、伸びフランジ性、および曲げ性と関連していることを見出した。さらなる検討の結果、母材鋼板中の拡散性水素量を０．８０質量ｐｐｍ以下に低減することにより、優れた打抜き性、伸びフランジ性、および曲げ性を得ることができることを見出し、本発明を完成するに至った。なお、母材鋼板中の拡散性水素量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、母材鋼板中の拡散性水素量は０．０１質量ｐｐｍ以上とすることが好ましい。母材鋼板中の拡散性水素量は、より好ましくは、０．０５質量ｐｐｍ以上とする。また、母材鋼板中の拡散性水素量は、好ましくは、０．５０質量ｐｐｍ以下、より好ましくは、０．４０質量ｐｐｍ以下、さらに好ましくは、０．３５質量ｐｐｍ以下とする。なお、拡散性水素量を測定する母材鋼板は、めっき処理後加工前の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板に限られず、めっき処理後、打ち抜き加工、伸びフランジ成形、および曲げ加工等の加工を施された鋼板の母材鋼板であってもよく、さらに加工後の鋼板を溶接して製造された製品の母材部分であってもかまわない。
　ここで、母材鋼板中の拡散性水素量の測定方法は、以下の通りである。高強度溶融亜鉛めっき鋼板より、長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取し、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層をアルカリ除去する。その後、試験片から放出される水素量を昇温脱離分析法によって測定する。具体的には、室温から３００℃までを昇温速度２００℃／ｈで連続加熱した後、室温まで冷却し、室温から２１０℃までに試験片から放出された積算水素量を測定して、母材鋼板中の拡散性水素量とする。
　次に、上述した母材鋼板の表面に形成される、溶融亜鉛めっき層および合金化溶融亜鉛めっき層について説明する。
　溶融亜鉛めっき層の組成は特に限定されず、一般的なものであればよい。一例においては、めっき層は、Ｆｅ：２０質量％以下、Ａｌ：０．００１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、およびＲＥＭからなる群から選ばれる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を有する。めっき層が溶融亜鉛めっき層の場合には、一例においてはめっき層中のＦｅ含有量が７質量％未満であり、合金化溶融亜鉛めっき層の場合には、一例においてはめっき層中のＦｅ含有量は７質量％以上１５質量％以下、より好ましくは８質量％以上１３質量％以下である。
　めっきの付着量は特に限定されないが、母材鋼板片面あたりのめっき付着量を２０～８０ｇ／ｍ2とすることが好ましい。
　溶融亜鉛めっき層は、好ましくは、クラックを有する。溶融亜鉛めっき層がクラックを有することで、母材鋼板中の拡散性水素量をより好適な範囲まで低減することができる。その結果、打抜き性、伸びフランジ性、および曲げ性を向上することができる。
　ここで、溶融亜鉛めっき層がクラックを有するかは、以下の通りに判定した。母材鋼板表面に形成された溶融亜鉛めっき層について、ＳＥＭを用いて１５００倍の倍率で、母材鋼板のおもて面および裏面の各面について２視野ずつ、計４視野観察し、１０μｍ以上の長さを有するクラックが、上記４視野のいずれかに１つ以上存在する場合、クラックを有すると判定した。
　上述した母材鋼板と、溶融亜鉛めっき層とを備える高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上である。
　なお、ＴＳの測定は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して、以下の通り行う。高強度溶融亜鉛めっき鋼板より、長手方向が鋼板の圧延方向に対して垂直となるようにＪＩＳ５号試験片を採取する。該試験片を用いて、クロスヘッド変位速度Ｖｃが１．６７×１０-1ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＴＳを測定する。
　また、本発明に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板の板厚は特に限定されないが、通常、０．３ｍｍ以上２．８ｍｍ以下である。
　次に、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
　はじめに、上述した成分組成を有する鋼スラブを製造する。まず鋼素材を溶製して上記成分組成を有する溶鋼とする。溶製方法は特に限定されず、転炉溶製や電気炉溶製等、公知の溶製方法のいずれもが適合する。得られた溶鋼を固めて鋼スラブ（スラブ）を製造する。溶鋼から鋼スラブを製造する方法は特に限定されず、連続鋳造法、造塊法または薄スラブ鋳造法等を用いることができる。マクロ偏析を防止するため、鋼スラブは連続鋳造法によって製造することが好ましい。
　次いで、製造した鋼スラブに粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施して熱延板とする。
　一例においては、上記のように製造した鋼スラブを、一旦室温まで冷却し、その後スラブ加熱してから圧延する。スラブ加熱温度は、炭化物の溶解や、圧延荷重の低減の観点から、１１００℃以上とすることが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。なお、スラブ加熱温度は、加熱時のスラブ表面の温度を基準とする。
　この他、熱間圧延は、省エネルギープロセスを適用して行ってもよい。省エネルギープロセスとしては、製造した鋼スラブを室温まで冷却せずに、温片のままで加熱炉に装入し、熱間圧延する直送圧延、または製造した鋼スラブにわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直接圧延などが挙げられる。
　次いで、鋼スラブに通常の条件で粗圧延を施し、シートバーとする。該シートバーに対し、仕上げ圧延を施して、熱延板とする。なお、スラブの加熱温度を低めにした場合は、仕上げ圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。仕上げ圧延温度は、圧延負荷を低減するため、また、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が高くなると、圧延方向に伸長した異常な組織が発達し、焼鈍板の加工性が低下するため、Ａｒ3変態点以上とすることが好ましい。仕上げ圧延後、熱延板を巻き取って回収する。巻取温度は、焼鈍板の成形性の観点から、３００℃以上７００℃以下とすることが好ましい。
　なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、粗圧延板（シートバー）を仕上げ圧延前に一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために、仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、および材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下の範囲とすることが好ましい。
　次いで、熱延板に、酸洗を施す。酸洗によって、鋼板表面の酸化物を除去することができ、ひいては最終製品の高強度溶融亜鉛めっき鋼板における良好なめっき品質を確保することができる。なお、酸洗は、一回のみ行ってもよく、複数回に分けて行ってもよい。
　次いで、熱間圧延後、酸洗した熱延板に、３０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷延板とする。なお、熱間圧延後、熱処理なしで冷間圧延を施してもよいし、熱処理を施したのちに冷間圧延を施してもよい。なお、熱処理を施したのちに冷間圧延を施す場合、４５０℃以上８００℃以下の保持温度にて、９００ｓ以上３６０００ｓ以下保持することが好ましい。
　冷間圧延の圧下率：３０％以上
　冷間圧延の圧下率を３０％以上とすることで、フェライトおよびベイナイトからなる群から選ばれる１種または２種を面積率の合計で８５％以下とし、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることができる。なお、冷間圧延の圧下率の上限は特に規定しないが、成形時の寸法精度をより向上するためには８０％以下であることが好ましく、より好ましくは７０％以下とする。また、冷間圧延の圧下率は、好ましくは３５％以上、より好ましくは４０％以上とする。なお、圧延パスの回数、および各パスの圧下率は、特に限定されず、累積圧下率が３０％以上となっていればよい。
　上記のようにして得られた冷延板を連続溶融亜鉛めっき装置に供給し、焼鈍を行う。
　連続溶融亜鉛めっき装置としては、焼鈍炉と、該焼鈍炉の下流に位置する溶融亜鉛めっき設備とを有し、溶融亜鉛めっき設備が、溶融亜鉛めっき浴と、焼鈍炉の鋼帯出側に連結し、先端部が溶融亜鉛めっき浴に浸漬されたスナウトとを備える装置を用いる。このような連続溶融亜鉛めっき装置としては、加熱、冷却、溶融亜鉛めっき、および溶融亜鉛めっきの合金化処理を含む一連の処理を連続的に行えるよう構成された、一般的な連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ：Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ　Ｌｉｎｅ）を適用することができる。上記連続溶融亜鉛めっき装置に供給された冷延板は、まず加熱帯と、均熱帯と、冷却帯とがこの順に並置された焼鈍炉内を搬送されつつ焼鈍される。具体的な焼鈍条件は以下の通りである。なお、焼鈍の回数は特に限定されないが、好ましくは一回（一回焼鈍法）である。
　まず、冷延板を焼鈍炉に供給し、２００℃以上６５０℃以下の温度域における平均加熱速度を１０℃／ｓ以下として、７５０℃以上９００℃以下の最高到達温度まで加熱する。
　２００℃以上６５０℃以下の温度域における平均加熱速度：１０℃／ｓ以下
　２００℃以上６５０℃以下の温度域における平均加熱速度を低減することで、軟質相であるフェライトおよびベイナイトを主体とする組織中に硬質相である焼入れマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトが分散した組織とすることができ、かつ成形時に優れた寸法精度を得ることができる。２００℃以上６５０℃以下の温度域における平均加熱速度が１０℃／ｓを超えると、焼入れマルテンサイトの面積率が増加し、打抜き性、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ性も低下する。よって、２００℃以上６５０℃以下の温度域における平均加熱速度は、１０℃／ｓ以下とする。なお、２００℃以上６５０℃以下の温度域における平均加熱速度の下限は特に規定しないが、ＴＳをより高め、かつ成形時の寸法精度をより向上するためには２℃／ｓ以上であることが好ましく、より好ましくは４℃／ｓ以上とする。また、２００℃以上６５０℃以下の温度域における平均加熱速度は、好ましくは９℃／ｓ以下、より好ましくは８℃／ｓ以下とする。
最高到達温度：７５０℃以上９００℃以下
　最高到達温度が７５０℃未満では、フェライトとオーステナイトとの二相域での加熱中におけるオーステナイトの生成割合が不十分になるため、フェライトやベイナイトの面積率が増加して、ＴＳを７８０ＭＰａとすることが困難になり、また成形時の寸法精度が低下する。一方、最高到達温度が９００℃を超えると、オーステナイト単相域での加熱となるため、焼鈍後の軟質相であるフェライトおよびベイナイトの面積率が減少し、焼戻しマルテンサイトの面積率が増加して、成形時に優れた寸法精度を得ることが困難となる。したがって、最高到達温度は７５０℃以上９００℃以下とする。最高到達温度は、好ましくは７７０℃以上、より好ましくは７８０℃以上とする。また、最高到達温度は、好ましくは８８０℃以下、より好ましくは８６０℃以下とする。なお、上記最高到達温度は、母材鋼板の表面温度を基準とする。
　次いで、上述の通りに最高到達温度まで加熱した冷延板を、最高到達温度にて５ｓ以上１００ｓ以下保持する。この際、冷延板が最高到達温度となる領域の雰囲気の露点を－４０℃以下、当該雰囲気の第１水素濃度を５体積％以上１０体積％以下とした状態で保持を行う。なお、上述した通り、焼鈍炉は、入側から順に加熱帯、均熱帯および冷却帯で構成されている。加熱帯から均熱帯において鋼板を昇温し、その後の冷却帯で鋼板を冷却することから、冷延板が最高到達温度となる領域は、冷却開始前の均熱帯出側であると推定することができる。
　冷延板の最高到達温度での保持時間：５ｓ以上１００ｓ以下
　最高到達温度での保持時間が５ｓ未満では、フェライトとオーステナイトとの二相域での加熱中におけるオーステナイトの生成割合が不十分になるため、フェライトやベイナイトの面積率が増加して、ＴＳを７８０ＭＰａとすることが困難となり、および成形時の寸法精度が低下する。一方、最高到達温度での保持時間が１００ｓを超えると、オーステナイトの生成割合が過多となるため、軟質相であるフェライトやベイナイトの面積率が低下し、また焼戻しマルテンサイトの面積率が増加して、成形時の寸法精度が低下する。また、最高到達温度での保持時間が１００ｓを超えると、鋼板表層のＳｉ濃化量およびＭｎ濃化量が増加し、鋼板表面に不めっき欠陥の原因となるＳｉ酸化物およびＭｎ酸化物が生成されることから、良好なめっき性を実現することが困難になる。したがって、最高到達温度での保持時間は５ｓ以上１００ｓ以下とする。最高到達温度での保持時間は、好ましくは１０ｓ以上、より好ましくは１５ｓ以上とする。また、最高到達温度での保持時間は、好ましくは８０ｓ以下、より好ましくは６０ｓ以下とする。
　冷延板が最高到達温度となる領域の雰囲気の露点：－４０℃以下
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。焼鈍炉内において、最高到達温度となる領域の雰囲気の露点を－４０℃以下にすることで、母材鋼板表層のＳｉ濃化量およびＭｎ濃化量を減少させることができ、良好なめっき性を実現することができる。なお、最高到達温度となる領域の露点の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、冷延板が最高到達温度となる領域の雰囲気の露点は－６０℃以上とすることが好ましく、より好ましくは－５５℃以上とする。また、冷延板が最高到達温度となる領域の雰囲気の露点は、好ましくは－４２℃以下、より好ましくは－４５℃以下とする。
　冷延板が最高到達温度となる領域の雰囲気の第１水素濃度：５体積％以上１０体積％以下
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。冷延板が最高到達温度となる領域の雰囲気の水素濃度（第１水素濃度）が５体積％未満では、鋼板表層へのＳｉ濃化量およびＭｎ濃化量が増加し、鋼板表面に不めっき欠陥の原因となるＳｉ酸化物およびＭｎ酸化物が生成されることから、良好なめっき性を実現することが困難になる。一方、第１水素濃度が１０体積％を超えると、鋼板中の拡散性水素量が増加するため、打抜き後の総ボイド数密度が増加し、打抜き性および伸びフランジ性が低下し、また、曲げ性が低下する。したがって、第１水素濃度は５体積％以上１０体積％以下とする。第１水素濃度は、好ましくは６体積％以上とする。また、第１水素濃度は、好ましくは９体積％以下とする。なお、冷延板が最高到達温度となる領域の雰囲気の水素以外の残部は窒素が好ましい。
　次いで、上述した条件で最高到達温度において保持した冷延板を、平均冷却速度を５℃／ｓ以上として、焼鈍炉内で最高到達温度から６００℃まで冷却する。
　最高到達温度から６００℃までの平均冷却速度：５℃／ｓ以上
　最高到達温度から６００℃までの平均冷却速度を増加することで、フェライトおよびベイナイトの面積率を所望の範囲内に制御することができ、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とし、かつ成形時に優れた寸法精度を得ることができる。こうした効果を得るためには、最高到達温度から６００℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上にする。なお、最高到達温度から６００℃までの平均冷却速度の上限は特に規定しないが、成形時の寸法精度をより向上し、また、伸びフランジ性、および曲げ性をより良好にするためには、最高到達温度から６００℃までの平均冷却速度の上限は４０℃／ｓ以下にすることが好ましく、より好ましくは３０℃／ｓ以下とする。また、最高到達温度から６００℃までの平均冷却速度は、好ましくは７℃／ｓ以上、より好ましくは１０℃／ｓ以上とする。
　次いで、上述の通りに６００℃まで冷却した冷延板を、冷却帯の鋼帯出側に通板し、先端部が溶融亜鉛めっき浴に浸漬されたスナウトを介して、溶融亜鉛めっき浴へと移動させつつ、さらに冷却する。この際、６００℃まで冷却した冷延板が溶融亜鉛めっき浴に侵入するまでの滞留時間を１５ｓ以上とする。なお、冷却帯とスナウトとの連結部の直前には、冷延板の進行方向を変化させてスナウト内に侵入させるためのロールが設けられており、冷延板は、該ロールを通過してから、スナウト内に侵入する。冷却帯内の該ロールを収容する区画の雰囲気の水素濃度を、上述した第１水素濃度の５０％以上９５％以下とすることが、本発明の極めて重要な発明構成要件である。なお、冷却帯内の上記ロールを収容する区画の雰囲気の水素以外の残部は窒素が好ましい。
　６００℃以下まで冷却した冷延板が溶融亜鉛めっき浴に浸入するまでの滞留時間：１５ｓ以上
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。６００℃以下まで冷却した冷延板が溶融亜鉛めっき浴に浸入するまでの間に、母材鋼板中の拡散性水素量が外部に拡散することにより減少する。よって、６００℃以下まで冷却した冷延板が溶融亜鉛めっき浴に浸入するまでの滞留時間を増加させることで、鋼板中の拡散性水素量を減少させることができるため、優れた打抜き性、伸びフランジ性、および曲げ性を得ることができる。こうした効果を得るためには、６００℃以下から溶融亜鉛めっき浴に浸入するまでの温度域における滞留時間を１５ｓ以上にする。なお、６００℃以下まで冷却した冷延板が溶融亜鉛めっき浴に浸入するまでの滞留時間の上限は特に規定しないが、硬質相である焼入れ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確保する観点から、７００ｓ以下とすることが好ましく、より好ましくは５００ｓ以下とする。また、６００℃以下まで冷却した冷延板が溶融亜鉛めっき浴に浸入するまでの滞留時間は、好ましくは２０ｓ以上、より好ましくは２５ｓ以上とする。
　冷延板がスナウト内に侵入する直前に通過するロールを収容する区画の雰囲気の水素濃度：上述した第１水素濃度の５０％以上９５％以下
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。冷延板がスナウト内に侵入する直前に通過するロールを収容する区画の雰囲気の水素濃度を、上述した第１水素濃度の９５％以下にすることで、冷延板が上記ロールを通過する際に鋼板中の拡散性水素量が減少するため、優れた打抜き性、伸びフランジ性、および曲げ性を得ることができる。一方、冷延板がスナウト内に侵入する直前に通過するロールを収容する区画の水素濃度が上述した第１水素濃度の５０％未満では、冷延板が上記ロールを通過する際に鋼板表層が酸化するため、母材鋼板の表層のＭｎ濃化量に対するＳｉ濃化量の比が増加し、良好なめっき性を実現することが困難になる。したがって、冷延板がスナウト内に侵入する直前に通過するロールを収容する区画の水素濃度を、上述した第１水素濃度の５０％以上９５％以下にする。冷延板がスナウト内に侵入する直前に通過するロールを収容する区画の水素濃度は、上述した第１水素濃度の好ましくは６０％以上、より好ましくは７０％以上とする。また、冷延板がスナウト内に侵入する直前に通過するロールを収容する区画の水素濃度は、上述した第１水素濃度の好ましくは９３％以下、より好ましくは９０％以下とする。
　次いで、スナウトを介して、溶融亜鉛めっき浴へと導かれた冷延板を、溶融亜鉛めっき浴中に浸漬させて、溶融亜鉛めっき処理を施す。この際、溶融亜鉛めっき浴の浴温は、一例においては、４４０℃以上５００℃以下とする。溶融亜鉛めっき浴としては、Ａｌ含有量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下であり、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる組成のものを用いることが好ましい。
　上述した溶融亜鉛めっき処理後に、さらに亜鉛めっき合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。合金化処理は、４６０℃以上６００℃以下の温度域で施すことが好ましい。合金化温度が４６０℃未満では、Ｚｎ‐Ｆｅ合金化速度が過度に遅くなってしまい、合金化が著しく困難となる。一方、合金化温度が６００℃を超えると、未変態オーステナイトがパーライトへと変態し、ＴＳおよびＥｌが低下する場合がある。合金化処理は、より好ましくは４７０℃以上５６０℃以下、さらに好ましくは４７０℃以上５３０℃以下の温度域で行う。
　溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）のめっき付着量は片面あたり２０～８０ｇ／ｍ2（両面めっき）が好ましい。めっきの付着量は、溶融亜鉛めっき後にガスワイピング等を行うことにより調節することが可能である。
　上述の通り、亜鉛めっき、あるいはさらに亜鉛めっき合金化処理を施した後、室温まで冷却する。この際の冷却速度は特に規定しないが、ＴＳをより高めるためには、亜鉛めっき処理、あるいはさらに亜鉛めっき合金化処理を施した後、５０℃までの平均冷却速度は、５℃／ｓ以上にすることが好ましい。一方、生産技術上の制約から、亜鉛めっき処理、あるいはさらに亜鉛めっき合金化処理を施した後、５０℃までの平均冷却速度は、４０℃／ｓ以下にすることが好ましい。また、亜鉛めっき処理、あるいはさらに亜鉛めっき合金化処理を施した後、５０℃までの平均冷却速度は、より好ましくは７℃／ｓ以上とする。また、亜鉛めっき処理、あるいはさらに亜鉛めっき合金化処理を施した後、５０℃までの平均冷却速度は、より好ましくは３０℃／ｓ以下とする。
　５０℃未満の冷却速度は特に限定されず、任意の方法により所定温度まで冷却することができる。冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷、および空冷などを適用することができる。なお、通常、高強度溶融亜鉛めっき鋼板は室温まで冷却された後、取引対象となる。
　上述の通りに、溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化溶融亜鉛めっき処理を施した高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、５０℃以下まで冷却した後、０．０５％以上１．００％以下の伸長率で圧延してもよい。５０℃以下まで冷却した後に実施する圧延の伸長率を０．０５％以上とすることで、亜鉛めっき層にクラックを導入することができる。亜鉛めっき層にクラックを導入することで、鋼板中の拡散性水素量を低減することができ、その結果、打抜き性および伸びフランジ性をより向上することができる。一方、５０℃以下までの冷却後における圧延の伸長率が１．００％を超えると、ＹＳが上昇し、成形時の寸法精度が低下する。よって、５０℃以下までの冷却後における圧延の伸長率は、１．００％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．７０％以下とする。また、５０℃以下までの冷却後における圧延の伸長率は、より好ましくは０．１０％以上とする。
　５０℃以下までの冷却後における圧延は、上述した連続溶融亜鉛めっき装置と連続した装置上で（オンラインで）行ってもよいし、上述した連続溶融亜鉛めっき装置とは不連続な装置上によって（オフラインで）行ってもよい。また、一回の圧延で目的の伸長率を達成してもよいし、複数回の圧延を行い、合計で０．０５％以上１．００％以下の伸長率を達成してもよい。なお、ここで記載した圧延とは一般的には調質圧延のことを指すが、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、レベラーによる加工等の方法による圧延であっても構わない。
　上述した、５０℃以下までの冷却後の圧延の後、室温以上３００℃以下の温度域で保熱してもよい。室温以上３００℃以下の温度域で保熱することで、鋼板中の拡散性水素量をさらに低減することができ、その結果、総ボイド数密度を減少し、λを２０％以上とすることができる。さらに、Ｒ／ｔも所望の値以下とすることができる。保熱時間は通常３～７日程度であるが、最長で６か月程度保熱してもよい。
　なお、上記した条件以外の製造条件は、常法によることができる。
　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からなる鋼素材を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。得られた鋼スラブを１２５０℃に加熱して、粗圧延した。次いで仕上げ圧延温度９００℃で仕上げ圧延を施し、巻き取り温度４５０℃で巻き取り、熱延板とした。該熱延板に酸洗処理を施した後、冷間圧延を施した。冷間圧延の圧下率は、表２に示す通りにした。冷延後の板厚は、１．２ｍｍとした。
　次いで、圧延後の冷延板に、表２に示す条件で焼鈍処理を施した。次いで、焼鈍後の冷延板に溶融亜鉛めっき処理を施して、５０℃以下まで冷却した後、表２に示す条件で圧延を行い、高強度溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）を得た。一部の高強度溶融亜鉛めっき鋼板については、溶融亜鉛めっき処理後にさらに合金化処理を施した後、５０℃以下まで冷却し、表２に示す条件で圧延を行い、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。
　溶融亜鉛めっき浴としては、ＧＩを製造する場合は、Ａｌ：０．２０質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき浴を使用した。また、ＧＡを製造する場合は、Ａｌ：０．１４質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき浴を使用した。浴温は４７０℃とした。めっき付着量は、ＧＩを製造する場合は、片面あたり４５～７２ｇ/ｍ2（両面めっき）程度とし、また、ＧＡを製造する場合は、片面あたり４５ｇ/ｍ2（両面めっき）程度とした。ＧＡを製造する場合の合金化処理は、５５０℃程度で施した。
　また、ＧＩのめっき層の組成は、Ｆｅ：０．１～１．０質量％、Ａｌ：０．２～１．０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなっていた。ＧＡのめっき層の組成は、Ｆｅ：７～１５質量％、Ａｌ：０．１～１．０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなっていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　以上のようにして得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を供試鋼として、以下の試験方法に従い、引張特性、打抜き性、伸びフランジ性、曲げ性およびめっき性を評価した。
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して行った。得られた鋼板より、長手方向が鋼板の圧延方向に対して垂直となるようにＪＩＳ５号試験片を採取した。該試験片を用いて、クロスヘッド変位速度Ｖｃが１．６７×１０-1ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＹＳ、ＴＳおよびＥｌを測定した。なお、本発明ではＴＳ：７８０ＭＰａ以上を合格と判断した。また、成形時の寸法精度の指標であるＹＲが、ＴＳ：７８０ＭＰａ級では４５％以上７５％以下、ＴＳ：９８０ＭＰａ級では５０％以上８０％以下、また、ＴＳ：１１８０ＭＰａ級では６０％以上９０％以下の場合、成形時の寸法精度が良好であると判断した。なお、ＹＲは上述の式（１）に基づき算出した。
　打抜き性は、打抜き後のボイド数により評価した。得られた鋼板より１００ｍｍ×１００ｍｍのサンプルを剪断で採取した。該サンプルにクリアランスを１２．５％として直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。次いで、該サンプルから、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となり、かつ、打抜き端面を含むように１５ｍｍＬ×１０ｍｍＷの観察試料を切り出した。次いで、観察面をダイヤモンドペーストで研磨し、その後、１ｖｏｌ．％ナイタールで腐食した。打抜き端面から３００μｍ離れた領域まで、ＳＥＭを用いて３０００倍の倍率で連続撮影し、得られた組織画像より、打抜き端面から１５０μｍ離れた領域内に生成したボイドの総数を数えることで、打抜き後の総ボイド数密度を評価した。また、全てのボイドを、焼入れマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの内部で生じたボイドと、軟質相と硬質相の界面で生じたボイドとに分別し、打抜き後の総ボイド数密度に対する、打抜き後の焼入れマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト内部で生じたボイド数密度の比を算出した。打抜き後の総ボイド数密度が２０００／ｍｍ2以下、かつ、打抜き後の総ボイド数密度に対する、打抜き後の焼入れマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト内部で生じるボイド数密度の比が０．８５以下の場合を、打抜き性が良好と判断した。
　伸びフランジ性は、穴広げ試験により評価した。穴広げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠して行った。得られた鋼板より、１００ｍｍ×１００ｍｍのサンプルを剪断で採取した。該サンプルに、クリアランスを１２．５％として直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。内径７５ｍｍのダイスを用いて、穴の周囲をしわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、頂角６０°の円錐ポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定した。下記の式から、限界穴広げ率：λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。
限界穴広げ率：λ（％）＝｛（Ｄf－Ｄ0）／Ｄ0｝×１００
　ただし、上式において、Ｄfは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ0は初期穴径（ｍｍ）である。鋼板の強度に関係なく、λの値が２０％以上の場合に、伸びフランジ性が良好であると判断した。
　曲げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８に準拠して行った。得られた鋼板より、鋼板の圧延方向に対して平行方向が曲げ試験の軸方向となるように、幅が３０ｍｍ、長さが１００ｍｍとする短冊状の試験片を採取した。その後、押込み荷重が１００ｋＮ、押付け保持時間を５秒とする条件で、曲げ角度を９０°としてＶブロック法により曲げ試験を行った。なお、本発明では、９０°Ｖ曲げ試験を行い、曲げ頂点の稜線部を４０倍のマイクロスコープ（ＲＨ－２０００：株式会社ハイロックス製）で観察し、亀裂長さが２００μｍ以上の亀裂が認められなくなった際の曲げ半径を最小曲げ半径（Ｒ）とした。Ｒを板厚（ｔ）で除した値（Ｒ／ｔ）が、ＴＳ：７８０ＭＰａ級およびＴＳ：９８０ＭＰａ級では３．０以下、また、ＴＳ：１１８０ＭＰａ級では４．０以下の場合を、曲げ試験が良好と判断した。
　めっき性は、得られた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板のおもて面および裏面について、不めっき欠陥の存在の有無を目視で観察することで評価し、不めっき欠陥が存在しない場合をめっき性に優れると判断した。
　また、前述した方法にしたがって、フェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイトの面積率、残留オーステナイトの体積率、鋼板表層のＭｎ濃化量に対するＳｉ濃化量の比、鋼板中の拡散性水素量を測定した。また、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層のクラックの有無を判定した。また、残部組織についても組織観察によって確認した。
　結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、本発明例においては、ＴＳが７８０ＭＰａ以上であり、成形時の寸法精度（ＹＲ）、打抜き性、伸びフランジ性（λ）、曲げ性（Ｒ／ｔ）およびめっき性のいずれも優れていた。一方、比較例においては、ＴＳ、成形時の寸法精度、打抜き性、伸びフランジ性、曲げ性およびめっき性のいずれか一つ以上が劣っていた。
　本発明に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、例えば、自動車部品等の構造部材に適用することによって車体軽量化による燃費向上を図ることができる。
　１　高強度溶融亜鉛めっき鋼板
　２　母材鋼板
　３　溶融亜鉛めっき層（または合金化溶融亜鉛めっき層）

Claims (7)

  1. 　母材鋼板と、前記母材鋼板表面に形成された溶融亜鉛めっき層と、を備え、引張強さが７８０ＭＰａ以上である、高強度溶融亜鉛めっき鋼板であって、
    　前記母材鋼板は、
    　質量％で、
    Ｃ：０．０５０％以上０．２００％以下、
    Ｓｉ：０．１０％以上０．９０％以下、
    Ｍｎ：２．００％以上３．５０％以下、
    Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：１．０００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｃａ：０．０２００％以下および
    Ｃｒ：０．３００％以下、
    を含有するとともに、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］が２．９以上１１．７以下の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　ベイナイトおよびフェライトからなる群から選ばれる１種または２種が面積率の合計で５％以上８５％以下、
    　焼戻しマルテンサイトの面積率が６５％以下、
    　焼入れマルテンサイトの面積率が５％以上４０％以下および
    　残留オーステナイトの体積率が５．０％以下である鋼組織を有し、
    　前記母材鋼板の表層のＭｎ濃化量に対するＳｉ濃化量の比が０．７以上１．３以下であり、かつ前記母材鋼板中の拡散性水素量が０．８０質量ｐｐｍ以下である、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
    　ただし、［％Ｍｎ］および［％Ｓｉ］はそれぞれＭｎおよびＳｉの鋼中含有量（質量％）を示す。
  2. 　前記溶融亜鉛めっき層はクラックを有する、請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｖ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
    Ｍｏ：０．００５％以上２．０００％以下、
    Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、
    Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
    Ｓｂ：０．００１％以上０．２００％以下、
    Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下、
    Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
    Ｚｎ：０．００１％以上０．０２０％以下、
    Ｃｏ：０．００１％以上０．０２０％以下、
    Ｚｒ：０．００１％以上０．０２０％以下、および
    ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０２００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１または２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層である、請求項１から３のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 　請求項１または３に記載の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施して熱延板とし、
    　次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
    　次いで、前記熱延板に３０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷延板とし、
    　次いで、前記冷延板を、焼鈍炉と、該焼鈍炉の下流に位置する溶融亜鉛めっき設備とを有し、前記溶融亜鉛めっき設備が、溶融亜鉛めっき浴と、前記焼鈍炉の鋼帯出側に連結し、先端部が前記溶融亜鉛めっき浴に浸漬されたスナウトとを備える、連続溶融亜鉛めっき装置に供給し、
    　まず、前記焼鈍炉内で、前記冷延板を、２００℃以上６５０℃以下の温度域における平均加熱速度を１０℃／ｓ以下として、７５０℃以上９００℃以下の最高到達温度まで加熱し、
    　次いで、前記焼鈍炉内で前記冷延板が前記最高到達温度となる領域の雰囲気の露点を－４０℃以下、当該雰囲気の第１水素濃度を５体積％以上１０体積％以下として、前記冷延板を前記最高到達温度にて５ｓ以上１００ｓ以下保持し、
    　次いで、前記冷延板を、平均冷却速度を５℃／ｓ以上として、前記最高到達温度から６００℃まで冷却し、
    　次いで、前記冷延板を、前記溶融亜鉛めっき浴に侵入するまでの滞留時間を１５ｓ以上として、前記焼鈍炉内から、前記スナウトを介して前記溶融亜鉛めっき浴に移動させつつ、前記冷延板が前記スナウト内に侵入する直前に通過するロールを収容する区画の雰囲気の水素濃度が、前記第１水素濃度の５０％以上９５％以下となる条件でさらに冷却し、
    　次いで、前記冷延板を前記溶融亜鉛めっき浴中に浸漬させて、溶融亜鉛めっき処理を施した後、５０℃以下まで冷却する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  6. 　前記溶融亜鉛めっき処理後に、さらに亜鉛めっき合金化処理を行い、その後、前記５０℃以下までの冷却を行う、請求項５に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  7. 　前記５０℃以下までの冷却後、前記高強度溶融亜鉛めっき鋼板を０．０５％以上１．００％以下の伸長率で圧延する、請求項５または６に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
PCT/JP2019/046447 2019-02-22 2019-11-27 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Ceased WO2020170542A1 (ja)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
MX2021009947A MX2021009947A (es) 2019-02-22 2019-11-27 Lamina de acero galvanizado por inmersion en caliente de alta resistencia y metodo para producir la misma.
JP2020518833A JP6777267B1 (ja) 2019-02-22 2019-11-27 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019-030663 2019-02-22
JP2019030663 2019-02-22

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020170542A1 true WO2020170542A1 (ja) 2020-08-27

Family

ID=72143484

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2019/046447 Ceased WO2020170542A1 (ja) 2019-02-22 2019-11-27 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Country Status (3)

Country Link
JP (1) JP6777267B1 (ja)
MX (1) MX2021009947A (ja)
WO (1) WO2020170542A1 (ja)

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022136684A1 (en) * 2020-12-23 2022-06-30 Voestalpine Stahl Gmbh Coiling temperature influenced cold rolled strip or steel
WO2022136689A1 (en) * 2020-12-23 2022-06-30 Voestalpine Stahl Gmbh A zinc or zinc-alloy coated strip or steel with improved zinc adhesion
WO2023181390A1 (ja) * 2022-03-25 2023-09-28 Ｊｆｅスチール株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP7364119B1 (ja) * 2022-12-01 2023-10-18 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板を用いてなる部材、部材からなる自動車の骨格構造部品用又は自動車の補強部品、ならびに溶融亜鉛めっき鋼板及び部材の製造方法
CN117043375A (zh) * 2021-03-24 2023-11-10 杰富意钢铁株式会社 镀锌系钢板和冷轧钢板
CN117062928A (zh) * 2021-03-23 2023-11-14 杰富意钢铁株式会社 镀锌钢板、部件以及它们的制造方法
JPWO2023218731A1 (ja) * 2022-05-11 2023-11-16
JPWO2023218730A1 (ja) * 2022-05-11 2023-11-16
JP2024500703A (ja) * 2020-12-18 2024-01-10 ポスコ カンパニー リミテッド 表面品質と電気抵抗スポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2024209641A1 (ja) 2023-04-06 2024-10-10 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板を用いてなる部材、部材からなる自動車の骨格構造部品又は自動車の補強部品、ならびに溶融亜鉛めっき鋼板及び部材の製造方法
KR20250149763A (ko) 2023-03-28 2025-10-16 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7195501B1 (ja) 2021-06-24 2022-12-26 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、ならびに、部材
KR20260003180A (ko) 2023-06-09 2026-01-06 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법, 그리고 부재와 그 제조 방법, 및 당해 부재로 이루어지는 자동차의 골격 구조 부품 또는 자동차의 보강 부품

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010255113A (ja) * 2009-03-31 2010-11-11 Jfe Steel Corp 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2015029404A1 (ja) * 2013-08-26 2015-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2017131056A1 (ja) * 2016-01-27 2017-08-03 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2018124157A1 (ja) * 2016-12-27 2018-07-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2019189849A1 (ja) * 2018-03-30 2019-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板、高強度部材およびそれらの製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010255113A (ja) * 2009-03-31 2010-11-11 Jfe Steel Corp 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2015029404A1 (ja) * 2013-08-26 2015-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2017131056A1 (ja) * 2016-01-27 2017-08-03 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2018124157A1 (ja) * 2016-12-27 2018-07-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2019189849A1 (ja) * 2018-03-30 2019-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板、高強度部材およびそれらの製造方法

Cited By (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7832210B2 (ja) 2020-12-18 2026-03-17 ポスコ カンパニー リミテッド 表面品質と電気抵抗スポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
US12371770B2 (en) 2020-12-18 2025-07-29 Posco Co., Ltd High-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent surface quality and electric resistance spot weldability, and manufacturing method therefor
JP2024500703A (ja) * 2020-12-18 2024-01-10 ポスコ カンパニー リミテッド 表面品質と電気抵抗スポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2022136684A1 (en) * 2020-12-23 2022-06-30 Voestalpine Stahl Gmbh Coiling temperature influenced cold rolled strip or steel
WO2022136689A1 (en) * 2020-12-23 2022-06-30 Voestalpine Stahl Gmbh A zinc or zinc-alloy coated strip or steel with improved zinc adhesion
CN117062928A (zh) * 2021-03-23 2023-11-14 杰富意钢铁株式会社 镀锌钢板、部件以及它们的制造方法
CN117043375A (zh) * 2021-03-24 2023-11-10 杰富意钢铁株式会社 镀锌系钢板和冷轧钢板
WO2023181390A1 (ja) * 2022-03-25 2023-09-28 Ｊｆｅスチール株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP7480928B2 (ja) 2022-03-25 2024-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JPWO2023181390A1 (ja) * 2022-03-25 2023-09-28
JP7601257B2 (ja) 2022-05-11 2024-12-17 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JPWO2023218731A1 (ja) * 2022-05-11 2023-11-16
JPWO2023218730A1 (ja) * 2022-05-11 2023-11-16
WO2023218576A1 (ja) * 2022-05-11 2023-11-16 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2023218730A1 (ja) * 2022-05-11 2023-11-16 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2023218731A1 (ja) * 2022-05-11 2023-11-16 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JP7601256B2 (ja) 2022-05-11 2024-12-17 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2024116396A1 (ja) * 2022-12-01 2024-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板を用いてなる部材、部材からなる自動車の骨格構造部品用又は自動車の補強部品、ならびに溶融亜鉛めっき鋼板及び部材の製造方法
KR20250075717A (ko) 2022-12-01 2025-05-28 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 용융 아연 도금 강판, 용융 아연 도금 강판을 사용하여 이루어지는 부재, 부재로 이루어지는 자동차의 골격 구조 부품용 또는 자동차의 보강 부품, 그리고 용융 아연 도금 강판 및 부재의 제조 방법
EP4600382A4 (en) * 2022-12-01 2025-12-03 Jfe Steel Corp HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET, an element made using this sheet, an automotive reinforcement component or an automotive body structure component made of said element, and methods of manufacturing said hot-dip galvanized steel sheet and said element
JP7364119B1 (ja) * 2022-12-01 2023-10-18 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板を用いてなる部材、部材からなる自動車の骨格構造部品用又は自動車の補強部品、ならびに溶融亜鉛めっき鋼板及び部材の製造方法
KR20250149763A (ko) 2023-03-28 2025-10-16 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법
EP4656764A1 (en) 2023-03-28 2025-12-03 JFE Steel Corporation Method for manufacturing high-strength, hot-dip galvanized steel sheet
WO2024209641A1 (ja) 2023-04-06 2024-10-10 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板を用いてなる部材、部材からなる自動車の骨格構造部品又は自動車の補強部品、ならびに溶融亜鉛めっき鋼板及び部材の製造方法
EP4647519A1 (en) 2023-04-06 2025-11-12 JFE Steel Corporation Hot-dip galvanized steel sheet, member formed using hot-dip galvanized steel sheet, automobile frame structural component or automobile reinforcement component comprising member, and method for producing hot-dip galvanized steel sheet and member

Also Published As

Publication number Publication date
MX2021009947A (es) 2021-09-21
JPWO2020170542A1 (ja) 2021-03-11
JP6777267B1 (ja) 2020-10-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6777267B1 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US12435384B2 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing same
CN113544302B (zh) 高强度钢板及其制造方法
EP3309273B1 (en) Galvannealed steel sheet and method for manufacturing same
CN106574342B (zh) 高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法
JP5967319B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
CN106574340B (zh) 高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法
CN107075627B (zh) 高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法
JP5967320B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
CN106574341B (zh) 高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法
JP6747612B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
CN110312813A (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN110291217A (zh) 高强度钢板及其制造方法
WO2018043473A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP7195501B1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、ならびに、部材
CN114555845B (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP2013133499A (ja) 曲げ加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
WO2022138894A1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
EP4696800A1 (en) High strength steel sheet, high strength plated steel sheet, methods for producing same, and member
CN116806274B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN110214196A (zh) 钢板及镀覆钢板
JP7298647B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP7779449B1 (ja) 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
CN116829752B (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP2018119207A (ja) バーリング性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板および製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020518833

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 19916471

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2021/009947

Country of ref document: MX

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: MX/A/2021/009947

Country of ref document: MX

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 19916471

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWG Wipo information: grant in national office

Ref document number: MX/A/2021/009947

Country of ref document: MX