WO2025150337A1 - 亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法

Info

Publication number
WO2025150337A1
WO2025150337A1 PCT/JP2024/043907 JP2024043907W WO2025150337A1 WO 2025150337 A1 WO2025150337 A1 WO 2025150337A1 JP 2024043907 W JP2024043907 W JP 2024043907W WO 2025150337 A1 WO2025150337 A1 WO 2025150337A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
zinc
cooling
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.)
Pending
Application number
PCT/JP2024/043907
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
隆介 石戸
霊玲 楊
重宏 ▲高▼城
雅毅 多田
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 JP2025518760A priority Critical patent/JP7786644B2/ja
Publication of WO2025150337A1 publication Critical patent/WO2025150337A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Pending legal-status Critical Current

Links

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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to zinc-based plated steel sheets and their manufacturing method.
  • delayed fracture refers to a phenomenon in which, when a formed part is placed in a hydrogen penetration environment, hydrogen penetrates into the steel plate that constitutes the part, reducing the interatomic bonding strength or causing localized deformation, resulting in microcracks, which then propagate and lead to the destruction of the steel plate.
  • Patent Document 1 describes a plated steel sheet that has excellent mechanical properties, reduces the amount of hydrogen that penetrates during manufacturing, and has excellent hydrogen embrittlement resistance and plating adhesion, and a manufacturing method thereof.
  • Patent Document 2 describes an ultra-high strength thin steel sheet that has excellent hydrogen embrittlement resistance by controlling the chemical composition and residual austenite of the steel sheet, and a manufacturing method thereof.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 do not take into consideration the delayed fracture resistance of stretch flange processed parts, which are subjected to particularly severe processing, and the inventors' investigations have revealed that there is room for improvement. Furthermore, Patent Document 2 recommends that the carbon concentration in the retained austenite be 0.8 mass% or more, but the inventors' investigations have revealed that there is room for improvement in hole expandability.
  • the present invention aims to provide a zinc-based plated steel sheet having a tensile strength (TS) of 1470 MPa or more, an elongation (El) of 9.0% or more, a hole expansion ratio ( ⁇ ) of 20% or more, and excellent delayed fracture resistance in stretch flanged areas, and a manufacturing method thereof.
  • TS tensile strength
  • El elongation
  • ⁇ hole expansion ratio
  • the present inventors have obtained the following findings. (1) At a position 1/4 of the thickness of the base steel sheet, the sum of the area ratios of tempered martensite and fresh martensite is 70.0% or more, and the sum of the area ratios of ferrite and bainitic ferrite is 10.0% or less, thereby achieving a TS of 1,470 MPa or more.
  • the volume fraction of retained austenite is set to 6.0% or more and 20.0% or less, and the total coverage of retained austenite and fresh martensite at prior austenite grain boundaries is set to 20% or more and 45% or less, thereby achieving excellent workability with an elongation (El) of 9.0% or more and a hole expansion ratio ( ⁇ ) of 20% or more, and excellent resistance to delayed fracture of the stretch flange processed portion.
  • a steel slab having a predetermined component composition is used, and a holding time or cooling time and cooling rate are controlled in the holding steps or each cooling step after the annealing step and the plating step, whereby a zinc-based plated steel sheet having a structure that satisfies the above (1) and (2) can be obtained.
  • the gist of the present invention is as follows:
  • the base steel sheet is In mass percent, C: 0.180% or more and 0.250% or less, Si: 0.800% or more and 1.550% or less, Mn: 2.400% or more and 3.200% or less, P: 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 1.000% or less, A composition comprising N: 0.0100% or less, and O: 0.0100% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities;
  • the sum of the area ratios of tempered martensite and fresh martensite is 70.0% or more and 94.0% or less;
  • the volume fraction of retained austenite is 6.0% or more and 20.0% or less,
  • a structure in which the total area ratio of ferrite and bainitic ferrite is 10.0% or less, and the area ratio of
  • the composition further includes, in mass%, Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.200% or less, Ta: 0.10% or less, W: 0.10% or less, B: 0.0100% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less, Co: 0.010% or less, Cu: 1.00% or less, Sn: 0.200% or less, Sb: 0.200% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less, Zr: 0.100% or less, Zn: 0.100% or less, Pb: 0.100% or less, Te: 0.100% or less, Se: 0.020% or less, Ga: 0.020% or less, Ge: 0.020% or less, Sr: 0.020% or less, Hf: 0.10% or less; and Bi: 0.200% or less;
  • the zinc-based plated steel sheet according to the above-mentioned [1],
  • the composition further comprises, in mass%, Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.200% or less, Ta: 0.10% or less, W: 0.10% or less, B: 0.0100% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less, Co: 0.010% or less, Cu: 1.00% or less, Sn: 0.200% or less, Sb: 0.200% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less, Zr: 0.100% or less, Zn: 0.100% or less, Pb: 0.100% or less, Te: 0.100% or less, Se: 0.020% or less, Ga: 0.020% or less, Ge: 0.020% or less, Sr: 0.020% or less, Hf: 0.10% or less; and Bi: 0.200% or less;
  • 1 is a graph showing the relationship between temperature and time in a method for producing a galvannealed steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • a zinc-based plated steel sheet according to an embodiment of the present invention has a base steel sheet and a zinc-based plated layer formed on the surface of the base steel sheet.
  • the base steel sheet has a composition containing, in mass%, C: 0.180% to 0.250%, Si: 0.800% to 1.550%, Mn: 2.400% to 3.200%, P: 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 1.000% or less, N: 0.0100% or less, and O: 0.0100% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • % representing the content of a component element of the base steel sheet means “mass%” unless otherwise specified.
  • C is one of the important basic components of the base steel sheet, and in particular in the present invention, it is an important element that affects the total area ratio of tempered martensite and fresh martensite, and the total area ratio of ferrite and bainitic ferrite. If the C content is less than 0.180%, the total area ratio of tempered martensite and fresh martensite decreases, and the total area ratio of ferrite and bainitic ferrite increases, making it difficult to achieve a TS of 1470 MPa or more. Therefore, the C content is 0.180% or more, preferably 0.200% or more, and more preferably 0.210% or more.
  • the C content is 0.250% or less, and preferably 0.240% or less.
  • Si is one of the important basic components of the base steel sheet and is an important element that affects the TS and the volume fraction of the retained austenite. If the Si content is less than 0.800%, the strength of the tempered martensite and the fresh martensite decreases, making it difficult to achieve a TS of 1470 MPa or more. Therefore, the Si content is 0.800% or more, preferably 0.850% or more, and more preferably 0.900% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 1.550%, the retained austenite increases excessively and the hole expandability decreases. Therefore, the Si content is 1.550% or less, preferably 1.500% or less, and more preferably 1.400% or less.
  • Mn is one of the important basic components of the base steel sheet, and is an important element that affects the total area ratio of tempered martensite and fresh martensite, and the total area ratio of ferrite and bainitic ferrite. If the Mn content is less than 2.400%, the total area ratio of tempered martensite and fresh martensite decreases, and the total area ratio of ferrite and bainitic ferrite increases, making it difficult to achieve a TS of 1470 MPa or more. Therefore, the Mn content is 2.400% or more, preferably 2.500% or more, and more preferably 2.600% or more.
  • the Mn content is 3.200% or less, preferably 3.100% or less, and more preferably 3.000% or less.
  • the P content is set to 0.100% or less, and preferably 0.070% or less.
  • the P content is preferably set to 0.001% or more.
  • the S content is set to 0.0200% or less, and preferably 0.0050% or less.
  • the S content be 0.0001% or more due to constraints on production technology.
  • Al 1.000% or less
  • the Al content is set to 1.000% or less, and preferably 0.500% or less.
  • the Al content is preferably set to 0.001% or more.
  • N 0.0100% or less
  • the N content is set to 0.0100% or less, and preferably 0.0050% or less.
  • the N content is 0.0001% or more due to constraints on production technology.
  • the O content is set to 0.0100% or less, and preferably 0.0050% or less.
  • the O content be 0.0001% or more due to constraints on production technology.
  • the base steel sheet further contains, by mass%, Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.200% or less, Ta: 0.10% or less, W: 0.10% or less, B: 0.0100% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less, Co: 0.010% or less, Cu: 1.00% or less, Sn: 0.200% or less, Sb: 0.200% or less, Ca: 0.
  • Ti 0.200% or less
  • Nb 0.200% or less
  • V 0.200% or less
  • the contents of Ti, Nb, and V are 0.200% or less, large amounts of coarse precipitates or inclusions are not generated, and the ultimate deformability of the base steel sheet is not reduced, so that ⁇ and bendability are not reduced. Therefore, when any one or more of Ti, Nb, and V are contained, the contents are each set to 0.200% or less, and preferably 0.100% or less.
  • these elements form fine carbides, nitrides, or carbonitrides during hot rolling or continuous annealing, thereby increasing the strength of the base steel sheet, so that the contents of Ti, Nb, and V are each preferably set to 0.001% or more.
  • the lower limit of the content of Zr, Zn, Pb, and Te is not particularly specified, these elements spheroidize the shape of nitrides or sulfides, etc., and improve the ultimate deformability of the base steel sheet, so that the content of Zr, Zn, Pb, and Te is preferably 0.001% or more.
  • Bi 0.200% or less
  • the Bi content is 0.200% or less, the amount of coarse precipitates or inclusions will not increase, and the base steel sheet will not be embrittled, so the delayed fracture resistance of the stretch flanged portion will not be reduced. Therefore, when Bi is contained, its content is set to 0.200% or less, and preferably 0.100% or less.
  • the Bi content is preferably set to 0.001% or more.
  • the base steel sheet according to one embodiment of the present invention contains the above basic components, with the balance consisting of Fe (iron) and unavoidable impurities.
  • the base steel sheet according to one embodiment of the present invention contains only the above basic components and the balance, with the balance consisting of Fe (iron) and unavoidable impurities.
  • the base steel sheet has a structure in which, at a depth from the surface of the base steel sheet to a position of 1/4 of the sheet thickness, the total area ratio of tempered martensite and fresh martensite is 70.0% to 94.0%, the volume ratio of retained austenite is 6.0% to 20.0%, the total area ratio of ferrite and bainitic ferrite is 10.0% or less, and the area ratio of the remaining structure is 10.0% or less.
  • Tempered martensite has a substructure (lath boundary, block boundary) and is a structure in which carbides are precipitated with multiple variants. Note that the volume ratio of retained austenite is almost equal to the area ratio, so in this invention it is treated as being equivalent to the area ratio.
  • volume fraction of retained austenite 6.0% or more and 20.0% or less
  • the volume fraction of the retained austenite is set to 6.0% or more, preferably 6.5% or more, and more preferably 7.0% or more.
  • the volume fraction of the retained austenite is set to 20.0% or less, preferably 15.0% or less, and more preferably 13.0% or less.
  • the area ratios of ferrite and bainitic ferrite can be determined as follows. After polishing the L-section of the base steel sheet, it is etched with 3 vol. % nital and a position at 1/4 of the sheet thickness is observed in 10 fields of view at a magnification of 3000 times using an SEM. In the observed structural images, the ferrite and bainitic ferrite are recessed and the inside of the structure is flat. The area ratios of ferrite and bainitic ferrite are determined in each field of view and the average of these values is taken as the total area ratio of ferrite and bainitic ferrite.
  • Fresh martensite is formed by the transformation of untransformed austenite during final cooling. Therefore, the carbon concentration in the fresh martensite that covers the prior austenite grain boundaries is equal to or lower than the carbon concentration in the retained austenite.
  • the hole expansion ratio ( ⁇ ) of the zinc-based plated steel sheet is 20% or more.
  • the upper limit of the hole expansion ratio of the zinc-based plated steel sheet is not particularly limited, but is generally 50% or less.
  • the hole expansion ratio ( ⁇ ) can be obtained as follows. A hole expansion test is performed in accordance with JIS Z 2256. After the test material is sheared to 100 mm x 100 mm, a hole with a diameter of 10 mm is punched with a clearance of 12.5%.
  • ⁇ (%) ⁇ (D f - D 0 )/D 0 ⁇ 100 (5)
  • Df is the hole diameter at the time of crack initiation (mm)
  • D0 is the initial hole diameter (mm).
  • the zinc-based plated steel sheet according to the present invention has excellent delayed fracture resistance properties of the stretch flanged portion.
  • the delayed fracture resistance properties of the stretch flanged portion can be evaluated as follows. The above-mentioned hole expansion test is carried out within 30 days after the zinc-based plated steel sheet (test material) is produced. A photograph of the stretch flanged portion of the test material immediately after the hole expansion test is taken at a magnification of 20 times using a digital microscope (RH-2000: manufactured by Hirox). Thereafter, the test material is left to stand at room temperature (15 to 25 ° C.) for 24 hours, and the stretch flanged portion is observed again with the digital microscope.
  • the photograph of the stretch flanged portion taken immediately after the hole expansion test is compared with the photograph of the stretch flanged portion after 24 hours, and it can be determined that the stretch flanged portion has excellent delayed fracture resistance properties when no increase or progression of cracks is observed.
  • FIG. 1 shows a graph showing the relationship between temperature and time in the manufacturing method of a galvannealed steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the broken line in the graph shows the temperature change of the steel sheet from the annealing step to the tempering step.
  • a first cooling step is performed in which the cold-rolled steel sheet is cooled to a temperature T1.
  • a holding step is performed in which the cold-rolled steel sheet is held at T1 (°C), or a second cooling step is performed in which the cold-rolled steel sheet is cooled to a temperature T2.
  • FIG. 1 shows a case in which the second cooling step is performed.
  • a third cooling step is performed in which the cold-rolled steel sheet is cooled to a temperature T3.
  • the cold-rolled steel sheet is subjected to a zinc-based plating process to obtain a plated steel sheet. Since the time for the hot-dip galvanizing process is short compared with the cooling process, etc., it is shown as a point at temperature T3 in Fig. 1.
  • the plated steel sheet is heated and held at the alloying process temperature.
  • a fourth cooling process is performed in which the plated steel sheet is cooled to a temperature T4.
  • a fifth cooling process is performed in which the plated steel sheet is cooled to a cooling stop temperature T5.
  • a tempering process is performed in which the plated steel sheet is held at a tempering temperature higher than T5 (°C) and not higher than 350°C.
  • the obtained cold-rolled steel sheet is subjected to an annealing process.
  • the annealing temperature is less than Ac3 (°C) defined by the following formula (1), the area ratio of tempered martensite and fresh martensite decreases, and the total area ratio of ferrite and bainitic ferrite increases, making it difficult to achieve a TS of 1470 MPa or more. Therefore, the annealing temperature is Ac3 (°C) or more, and Ac3 + 20 (°C) or more is preferable.
  • the annealing temperature is 920°C or less, the energy efficiency does not decrease, so that the heating cost can be suitably prevented from increasing and the damage to the furnace body can be suitably prevented. Therefore, the annealing temperature is preferably 920°C or less.
  • Ac3 (°C) 881-205.7 ⁇ [%C]+53.1 ⁇ [%Si]-15 ⁇ [%Mn]-27 ⁇ [%Cu]-20.1 ⁇ [%Ni]-0.7 ⁇ [%Cr]+41.1 ⁇ [%Mo]...(1)
  • [% X] indicates the content (mass%) of element X in the composition, and is set to 0 when the composition does not contain element X.
  • the holding time at the annealing temperature is set to 10 seconds or more, and 40 seconds or more is preferable.
  • the holding time at the annealing temperature is 500 seconds or less, it is possible to effectively prevent an increase in heating costs and an increase in manufacturing time, that is, a decrease in productivity can be effectively prevented. Therefore, the holding time at the annealing temperature is preferably 500 seconds or less.
  • First cooling step cooling to a temperature T1 of (3Bs-Ms)/3 (°C) or more and 0.95 x Bs (°C) or less at a cooling rate of 5°C/s or more]
  • the cold-rolled steel sheet is subjected to a first cooling step. That is, the end of the annealing step is the start of the first cooling step.
  • the first cooling step if the cooling rate is less than 5 ° C./s, the area ratio of tempered martensite and fresh martensite decreases, and the area ratio of ferrite and bainitic ferrite increases, making it difficult to achieve a TS of 1470 MPa or more.
  • the cooling rate of the first cooling step is 5 ° C./s or more, and preferably 7 ° C./s or more.
  • the cooling stop temperature can be suitably controlled. Therefore, the cooling rate of the first cooling step is preferably 20 ° C./s or less.
  • T1 of the first cooling step is less than (3Bs-Ms)/3 (°C) using Bs and Ms defined by the following formulas (2) and (3), respectively. Therefore, cooling occurs at a position lower than the bainite nose. Therefore, the nucleation of ferrite and bainitic ferrite does not proceed, the total coverage of the retained austenite and fresh martensite at the old austenite grain boundary becomes excessive, and it becomes difficult to achieve a hole expansion ratio of 20% or more. Therefore, T1 is set to (3Bs-Ms)/3 (°C) or more. On the other hand, when T1 exceeds 0.95 x Bs (°C), cooling occurs at a position higher than the bainite nose.
  • Cooling step or second cooling step holding at T1 (°C) or cooling at a cooling rate of 1.50°C/s or less for a time t (s) satisfying f of 0.010 or more and 0.200 or less]
  • the cold-rolled steel sheet is subjected to a holding step in which the cold-rolled steel sheet is held at a temperature T1 (°C), or a second cooling step in which the cold-rolled steel sheet is cooled to a temperature T2.
  • the holding temperature is set to T1 (°C), which suppresses the total coverage rate of the retained austenite and fresh martensite at the prior austenite grain boundaries from becoming excessive, and excellent hole expandability is obtained.
  • the cooling rate of the second cooling step is 1.50°C/s or less.
  • the cooling rate of the second cooling step is preferably 0.50°C/s or more.
  • the holding time in the holding step or the cooling time in the second cooling step is a time t (s) in which f in the following formula (4) satisfies 0.010 or more and 0.200 or less.
  • f is less than 0.010, nucleation of ferrite and bainitic ferrite does not occur at the old austenite grain boundary, and the coverage of the retained austenite and fresh martensite at the old austenite grain boundary increases excessively, making it difficult to achieve excellent hole expandability. Therefore, the time t (s) is a value in which f in formula (4) satisfies 0.010 or more.
  • the series of processes from the annealing process to the plating process is not particularly limited, but from the viewpoint of productivity, it is preferable to carry out the processes in a continuous galvanizing line (CGL), which is a hot-dip galvanizing line.
  • CGL continuous galvanizing line
  • T4 of the fourth cooling step is less than Ms-200 (°C)
  • the volume fraction of untransformed austenite will decrease, and the amount of retained austenite in the final structure will decrease, making it difficult to achieve excellent ductility. Therefore, T4 should be Ms-200 (°C) or higher.
  • T4 exceeds Ms-80 (°C)
  • the total area fraction of tempered martensite and fresh martensite will decrease, making it difficult to achieve a TS of 1,470 MPa or more. Therefore, T4 should be Ms-80 (°C) or lower.
  • the plated steel sheet is subjected to a fifth cooling step. If the cooling rate in the fifth cooling step exceeds 3.0°C/s, the diffusion of carbon into untransformed austenite during the fifth cooling step does not proceed sufficiently, the volume fraction of retained austenite in the final structure decreases, and it becomes difficult to achieve excellent ductility. Therefore, the cooling rate in the fifth cooling step is set to 3.0°C/s or less, preferably 2.0°C/s or less, and more preferably 1.5°C/s or less. On the other hand, if the fifth cooling rate is 0.5°C/s or more, this is preferable because cooling can be performed without heating in a furnace. Therefore, the cooling rate in the fifth cooling step is preferably 0.5°C/s or more.
  • T5 is set to 100°C or higher, preferably 110°C or higher, and more preferably 120°C or higher. Since the fifth cooling step is performed following the fourth cooling step, T5 will be less than T4 (°C). From the viewpoint of reducing fresh martensite, T5 is preferably Ms-100 (°C) or lower.
  • the plated steel sheet is subjected to a tempering step.
  • the plated steel sheet is reheated and tempered to stabilize the untransformed austenite. If the tempering temperature is T5 (°C) or lower, the desired amount of retained austenite is not obtained, and the ductility decreases. Therefore, the tempering temperature is set to be higher than T5 (°C), and preferably T5+50 (°C) or higher.
  • the holding time at the tempering temperature in the tempering process is less than 5 seconds, the austenite will not be stabilized sufficiently, will transform into martensite during final cooling, and the volume fraction of the retained austenite in the final structure will decrease, making it difficult to achieve excellent ductility. Furthermore, since the tempering of the martensite is insufficient, it will be difficult to achieve excellent hole expandability. Therefore, the holding time at the tempering temperature should be 5 seconds or more, and 40 seconds or more is preferable. On the other hand, if the holding time at the tempering temperature exceeds 1000 seconds, the tempering will proceed excessively, reducing the strength and simultaneously causing the retained austenite to decompose, making it difficult to achieve an El of 9% or more. Therefore, the holding time at the tempering temperature should be 1000 seconds or less, and 800 seconds or less is preferable.
  • the cooling rate of the second cooling step was expressed as 0.00 ° C. / s.
  • the plating treatments shown in Table 2 are represented as "GI” for hot-dip galvanizing treatment, "GA” for alloyed hot-dip galvanizing treatment, and "EG” for electrolytic galvanizing treatment.
  • the total area ratio of tempered martensite and fresh martensite, the volume ratio of retained austenite, the total area ratio of ferrite and bainitic ferrite, and the area ratio of the remaining structure were each determined by the above-mentioned method. Furthermore, at a position 1/4 of the way through the thickness of the test material, the total coverage ratio of retained austenite and fresh martensite at the prior austenite grain boundaries, and the carbon concentration in the retained austenite covering the prior austenite grain boundaries were each determined. The measurement results are shown in Table 3.
  • the examples of the present invention have a tensile strength of 1470 MPa or more, an elongation of 9.0% or more, and a hole expansion ratio of 20% or more, and are excellent in the delayed fracture resistance of the stretch flange processed part.
  • the comparative examples are inferior in one or more of the tensile strength, elongation, hole expansion ratio, and delayed fracture resistance of the stretch flange processed part.
  • the present invention provides a zinc-based plated steel sheet and its manufacturing method that has a tensile strength of 1470 MPa or more, an elongation of 9.0% or more, a hole expansion ratio of 20% or more, and excellent delayed fracture resistance in the stretch flange processed portion.

Landscapes

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

Abstract

伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性に優れた亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法を提供する。本発明の亜鉛めっき鋼板は、下地鋼板と、下地鋼板の表面に形成された亜鉛系めっき層と、を有する亜鉛系めっき鋼板であって、下地鋼板が所定の成分組成を有し、下地鋼板の板厚の１／４の位置において、所定の組織を有し、旧オーステナイト粒界における残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの被覆率の合計が２０％以上４５％以下であり、旧オーステナイト粒界を被覆する残留オーステナイト中の炭素濃度が０．６０質量％未満であり、引張強さが１４７０ＭＰａ以上であることを特徴とする。

Description

亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法
　本発明は、亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法に関する。
　近年、自動車業界において、地球環境の保全という観点から、ＣＯ２排出量を削減すべく、自動車の燃費を改善することが重要な課題となってきた。自動車の燃費向上には、自動車車体の軽量化を図ることが有効であるが、自動車車体の強度を維持する必要がある。そこで、自動車部品用素材となる鋼板を高強度化することで強度を維持しつつ、構造を簡略化して部品点数を削減することで、自動車車体の軽量化が図られていた。
　しかしながら、ＴＳが１４７０ＭＰａ以上である高強度鋼板を、冷間プレス又は曲げ加工等により成形して部品とした場合、部品内での残留応力の増加、及び鋼板の耐遅れ破壊特性の劣化等により、遅れ破壊が生じるおそれがある。ここで、遅れ破壊とは、成形後の部品が水素侵入環境下に置かれたときに、水素が部品を構成する鋼板内に侵入し、原子間結合力を低下させること又は局所的な変形を生じさせること等により微小亀裂が生じ、その微小亀裂が進展することで鋼板の破壊に至る現象である。
　これに対し、特許文献１には、機械特性に優れ、製造時の浸入水素量を低減し、かつ耐水素脆化特性及びめっき密着性に優れためっき鋼板とその製造方法が記載されている。また、特許文献２には、鋼板の成分組成及び残留オーステナイトを制御することにより、耐水素脆化特性が優れた超高強度薄鋼板とその製造方法が記載されている。
国際公開第２０１９／２１２０４７号 特開２００７－１９７８１９号公報
　しかしながら、特許文献１及び特許文献２においては、特に過酷な加工が加わる伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性については考慮されておらず、本発明者らが検討したところ、改善の余地があることが判明した。また、特許文献２においては残留オーステナイト中の炭素濃度が０．８質量％以上であることが推奨されているが、本発明者らが検討したところ、穴広げ性に改善の余地があることが判明した。
　上記課題を鑑みて、本発明は、引張強さ（ＴＳ）が１４７０ＭＰａ以上、伸び（Ｅｌ）が９．０％以上、穴広げ率（λ）が２０％以上であり、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性に優れた亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決するべく鋭意検討した結果、以下の知見を得た。
　（１）下地鋼板の板厚の１／４の位置において、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率の合計を７０．０％以上、かつ、フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の合計を１０．０％以下とすることで、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現できる。
　（２）板厚の１／４の位置において、残留オーステナイトの体積率を６．０％以上２０．０％以下とし、かつ、旧オーステナイト粒界における残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの被覆率の合計を２０％以上４５％以下とすることで、伸び（Ｅｌ）が９．０％以上、穴広げ率（λ）が２０％以上の優れた加工性及び伸びフランジ加工部の優れた耐遅れ破壊特性を実現できる。
　（３）亜鉛系めっき鋼板を製造する際に、所定の成分組成を有する鋼スラブを使用し、焼鈍工程後及びめっき処理工程後の保持工程又は各冷却工程において、保持時間又は冷却時間及び冷却速度を制御することにより、上記（１）、（２）を満たす組織を有する亜鉛系めっき鋼板を得ることができる。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
　［１］下地鋼板と、前記下地鋼板の表面に形成された亜鉛系めっき層と、を有する亜鉛系めっき鋼板であって、
　前記下地鋼板が、
　質量％で、
　　Ｃ　：０．１８０％以上０．２５０％以下、
　　Ｓｉ：０．８００％以上１．５５０％以下、
　　Ｍｎ：２．４００％以上３．２００％以下、
　　Ｐ　：０．１００％以下、
　　Ｓ　：０．０２００％以下、
　　Ａｌ：１．０００％以下、
　　Ｎ　：０．０１００％以下、及び
　　Ｏ　：０．０１００％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
　前記下地鋼板の表面からの深さが板厚の１／４の位置において、
　焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率の合計が７０．０％以上９４．０％以下、
　残留オーステナイトの体積率が６．０％以上２０．０％以下、
　フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の合計が１０．０％以下、並びに
　残部組織の面積率が１０．０％以下である組織と、
を有し、
　前記１／４の位置において、旧オーステナイト粒界における残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの被覆率の合計が２０％以上４５％以下であり、
　前記１／４の位置において、旧オーステナイト粒界を被覆する残留オーステナイト中の炭素濃度が０．６０質量％未満であり、
　引張強さが１４７０ＭＰａ以上である
ことを特徴とする、亜鉛系めっき鋼板。
　［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、
　　Ｔｉ　：０．２００％以下、
　　Ｎｂ　：０．２００％以下、
　　Ｖ　　：０．２００％以下、
　　Ｔａ　：０．１０％以下、
　　Ｗ　　：０．１０％以下、
　　Ｂ　　：０．０１００％以下、
　　Ｃｒ　：１．００％以下、
　　Ｍｏ　：１．００％以下、
　　Ｎｉ　：１．００％以下、
　　Ｃｏ　：０．０１０％以下、
　　Ｃｕ　：１．００％以下、
　　Ｓｎ　：０．２００％以下、
　　Ｓｂ　：０．２００％以下、
　　Ｃａ　：０．０１００％以下、
　　Ｍｇ　：０．０１００％以下、
　　ＲＥＭ：０．０１００％以下、
　　Ｚｒ　：０．１００％以下、
　　Ｚｎ　：０．１００％以下、
　　Ｐｂ　：０．１００％以下、
　　Ｔｅ　：０．１００％以下、
　　Ｓｅ　：０．０２０％以下、
　　Ｇａ　：０．０２０％以下、
　　Ｇｅ　：０．０２０％以下、
　　Ｓｒ　：０．０２０％以下、
　　Ｈｆ　：０．１０％以下、及び
　　Ｂｉ　：０．２００％以下、
からなる群から選ばれる少なくとも一種を含有する、上記［１］に記載の亜鉛系めっき鋼板。
　［３］前記亜鉛系めっき層が、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、又は合金化溶融亜鉛めっき層である、上記［１］又は［２］に記載の亜鉛系めっき鋼板。
　［４］質量％で、
　　Ｃ　：０．１８０％以上０．２５０％以下、
　　Ｓｉ：０．８００％以上１．５５０％以下、
　　Ｍｎ：２．４００％以上３．２００％以下、
　　Ｐ　：０．１００％以下、
　　Ｓ　：０．０２００％以下、
　　Ａｌ：１．０００％以下、
　　Ｎ　：０．０１００％以下、及び
　　Ｏ　：０．０１００％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して、熱延鋼板を得る工程と、
　前記熱延鋼板に冷間圧延を施して、冷延鋼板を得る工程と、
　前記冷延鋼板を、以下の式（１）で定義されるＡｃ３（℃）以上の焼鈍温度に１０ｓ以上保持する焼鈍工程と、
　次いで、前記冷延鋼板を、以下の式（２）及び式（３）でそれぞれ定義されるＢｓ及びＭｓを用いて、（３Ｂｓ－Ｍｓ）／３（℃）以上０．９５×Ｂｓ（℃）以下の温度Ｔ１まで、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する第一の冷却工程と、
　次いで、以下の式（４）におけるｆが０．０１０以上０．２００以下を満たす時間ｔ（ｓ）だけ、前記冷延鋼板を前記Ｔ１（℃）に保持する保持工程、又は、前記冷延鋼板を１．５０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する第二の冷却工程と、
　次いで、前記冷延鋼板を、Ｍｓ（℃）以上Ｂｓ－２０（℃）以下の温度Ｔ３まで、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する第三の冷却工程と、
　次いで、前記冷延鋼板に亜鉛系めっき処理を施して、めっき鋼板を得る工程と、
　次いで、前記めっき鋼板を、Ｍｓ－２００（℃）以上Ｍｓ－８０（℃）以下の温度Ｔ４まで、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する第四の冷却工程と、
　次いで、前記めっき鋼板を、１００℃以上Ｔ４（℃）未満の冷却停止温度Ｔ５まで、３．０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する第五の冷却工程と、
　次いで、前記めっき鋼板を、Ｔ５（℃）超え３５０℃以下の焼戻し温度に５ｓ以上１０００ｓ以下保持する焼戻し工程と、
を有する、亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
　Ａｃ３（℃）＝８８１－２０５.７×［％Ｃ］＋５３．１×［％Ｓｉ］－１５×［％Ｍｎ］－２７×［％Ｃｕ］－２０．１×［％Ｎｉ］－０．７×［％Ｃｒ］＋４１．１×［％Ｍｏ］　　・・・（１）
　Ｂｓ（℃）＝８３０－２７０×［％Ｃ］－９０×［％Ｍｎ］－３７×［％Ｎｉ］－７０×［％Ｃｒ］－８３×［％Ｍｏ］　　・・・（２）
　Ｍｓ＝５３９－４２３×［％Ｃ］－３０．４×［％Ｍｎ］－１７．７×［％Ｎｉ］－１２．１×［％Ｃｒ］－７．５×［％Ｍｏ］　　・・・（３）
　ここで、［％Ｘ］は、前記成分組成における元素Ｘの含有量（質量％）を示し、前記成分組成が元素Ｘを含有しない場合は０とする。ｄγ（μｍ）は、前記焼鈍工程の終了時における前記冷延鋼板の旧オーステナイト粒径とする。
　［５］前記成分組成は、さらに、質量％で、
　　Ｔｉ　：０．２００％以下、
　　Ｎｂ　：０．２００％以下、
　　Ｖ　　：０．２００％以下、
　　Ｔａ　：０．１０％以下、
　　Ｗ　　：０．１０％以下、
　　Ｂ　　：０．０１００％以下、
　　Ｃｒ　：１．００％以下、
　　Ｍｏ　：１．００％以下、
　　Ｎｉ　：１．００％以下、
　　Ｃｏ　：０．０１０％以下、
　　Ｃｕ　：１．００％以下、
　　Ｓｎ　：０．２００％以下、
　　Ｓｂ　：０．２００％以下、
　　Ｃａ　：０．０１００％以下、
　　Ｍｇ　：０．０１００％以下、
　　ＲＥＭ：０．０１００％以下、
　　Ｚｒ　：０．１００％以下、
　　Ｚｎ　：０．１００％以下、
　　Ｐｂ　：０．１００％以下、
　　Ｔｅ　：０．１００％以下、
　　Ｓｅ　：０．０２０％以下、
　　Ｇａ　：０．０２０％以下、
　　Ｇｅ　：０．０２０％以下、
　　Ｓｒ　：０．０２０％以下、
　　Ｈｆ　：０．１０％以下、及び
　　Ｂｉ　：０．２００％以下、
からなる群から選ばれる少なくとも一種を含有する、上記［４］に記載の亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
　［６］前記亜鉛系めっき処理が、電気亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理、又は、溶融亜鉛めっき処理及びこれに続く合金化処理である、上記［４］又は［５］に記載の亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
　本発明によると、引張強さ（ＴＳ）が１４７０ＭＰａ以上、伸び（Ｅｌ）が９．０％以上、穴広げ率（λ）が２０％以上であり、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性に優れた亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法を提供することができる。
本発明の一実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法における、温度と時間の関係を示したグラフである。
　以下、本発明に係る亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法の実施形態を説明する。なお、以下に説明する実施形態は、本発明を具体化した一例であって、その具体例をもって本発明の構成を限定するものではない。
　（下地鋼板の成分組成）
　本発明の一実施形態に係る亜鉛系めっき鋼板は、下地鋼板と、下地鋼板の表面に形成された亜鉛系めっき層と、を有する。下地鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１８０％以上０．２５０％以下、Ｓｉ：０．８００％以上１．５５０％以下、Ｍｎ：２．４００％以上３．２００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：１．０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、及びＯ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する。以下、下地鋼板の基本成分について説明する。なお、以下の説明において、下地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：０．１８０％以上０．２５０％以下］
　Ｃは、下地鋼板の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率の合計、フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の合計に影響する重要な元素である。Ｃの含有量が０．１８０％未満では、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率の合計が減少し、フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の合計が増加し、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、Ｃの含有量は、０．１８０％以上とし、０．２００％以上が好ましく、０．２１０％以上がより好ましい。一方、Ｃの含有量が０．２５０％を超えると、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトが脆化し、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｃの含有量は、０．２５０％以下とし、０．２４０％以下が好ましい。
　［Ｓｉ：０．８００％以上１．５５０％以下］
　Ｓｉは、下地鋼板の重要な基本成分の１つであり、ＴＳと残留オーステナイトの体積率に影響する重要な元素である。Ｓｉの含有量が０．８００％未満では、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの強度が減少するため、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、Ｓｉの含有量は、０．８００％以上とし、０．８５０％以上が好ましく、０．９００％以上がより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が１．５５０％を超えると、残留オーステナイトが過度に増加し、穴広げ性が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、１．５５０％以下とし、１．５００％以下が好ましく、１．４００％以下がより好ましい。
　［Ｍｎ：２．４００％以上３．２００％以下］
　Ｍｎは、下地鋼板の重要な基本成分の１つであり、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率の合計、フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の合計に影響する重要な元素である。Ｍｎの含有量が２．４００％未満では、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率の合計が減少し、フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の合計が増加し、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、Ｍｎの含有量は、２．４００％以上とし、２．５００％以上が好ましく、２．６００％以上がより好ましい。一方、Ｍｎの含有量が３．２００％を超えると、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトが脆化し、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、３．２００％以下とし、３．１００％以下が好ましく、３．０００％以下がより好ましい。
　［Ｐ：０．１００％以下］
　Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させるため、下地鋼板を脆化させることから、Ｐの含有量が０．１００％を超えると伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｐの含有量は、０．１００％以下とし、０．０７０％以下が好ましい。一方、Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐは固溶強化元素であり、下地鋼板の強度を上昇させることができることから、Ｐの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　［Ｓ：０．０２００％以下］
　Ｓは、硫化物として存在し、下地鋼板を脆化させることから、Ｓの含有量が０．０２００％を超えると伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｓの含有量は０．０２００％以下とし、０．００５０％以下が好ましい。一方、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。
　［Ａｌ：１．０００％以下］
　Ａｌは、酸化物として存在し、下地鋼板を脆化させることから、Ａｌの含有量が１．０００％を超えると伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ａｌの含有量は１．０００％以下とし、０．５００％以下が好ましい。一方、Ａｌの含有量の下限は特に規定しないが、Ａｌは連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、Ａｌの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　［Ｎ：０．０１００％以下］
　Ｎは、窒化物として存在し、下地鋼板を脆化させることから、Ｎの含有量が０．０１００％を超えると伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とし、０．００５０％以下が好ましい。一方、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０．０００１％以上とすることが好ましい。
　［Ｏ：０．０１００％以下］
　Ｏは、酸化物として存在し、下地鋼板を脆化させることから、Ｏの含有量が０．０１００％を超えると伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｏの含有量は０．０１００％以下とし、０．００５０％以下が好ましい。一方、Ｏ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、Ｏの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
　（下地鋼板の任意成分）
　下地鋼板は、上述した基本成分に加えて、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｏ：０．０１０％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｚｎ：０．１００％以下、Ｐｂ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｓｅ：０．０２０％以下、Ｇａ：０．０２０％以下、Ｇｅ：０．０２０％以下、Ｓｒ：０．０２０％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、及びＢｉ：０．２００％以下からなる群から選ばれる少なくとも一種を含有してもよい。
　［Ｔｉ：０．２００％以下］
　［Ｎｂ：０．２００％以下］
　［Ｖ　：０．２００％以下］
　Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶは、それぞれ含有量が０．２００％以下であれば粗大な析出物又は介在物等が多量に生成せず、下地鋼板の極限変形能を低下させないことから、λが低下せず、曲げ性も低下しない。したがって、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶのいずれか一種以上を含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．２００％以下とし、０．１００％以下が好ましい。一方、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶの含有量の下限は特に規定しないが、これらの元素は、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、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、下地鋼板の強度を上昇させることから、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。
　［Ｔａ：０．１０％以下］
　［Ｗ　：０．１０％以下］
　Ｔａ及びＷは、それぞれ含有量が０．１０％以下であれば粗大な析出物又は介在物等が多量に生成せず、下地鋼板を脆化させないことから、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性が低下しない。したがって、Ｔａ及びＷのいずれか一種以上を含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．１０％以下とし、０．０８％以下が好ましい。一方、Ｔａ及びＷの含有量の下限は特に規定しないが、これらの元素は、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成することによって、下地鋼板の強度を上昇させることから、Ｔａ及びＷの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。
　［Ｂ：０．０１００％以下］
　Ｂは、含有量が０．０１００％以下であれば鋳造時あるいは熱間圧延時において鋼板内部に割れを生成せず、下地鋼板を脆化させないことから、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性が低下しない。したがって、Ｂを含有する場合には、その含有量は０．０１００％以下とし、０．００８０％以下が好ましい。一方、Ｂの含有量の下限は特に規定しないが、Ｂは焼鈍中にオーステナイト粒界に偏析し、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｂの含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。
　［Ｃｒ：１．００％以下］
　［Ｍｏ：１．００％以下］
　［Ｎｉ：１．００％以下］
　Ｃｒ、Ｍｏ、及びＮｉは、それぞれ含有量が１．００％以下であれば粗大な析出物又は介在物等が増加せず、下地鋼板を脆化させないことから、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性が低下しない。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＮｉのいずれか一種以上を含有する場合には、その含有量はそれぞれ１．００％以下とし、０．８０％以下が好ましい。一方、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＮｉの含有量の下限は特に規定しないが、これらの元素は焼入れ性を向上させることから、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＮｉの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。
　［Ｃｏ：０．０１０％以下］
　Ｃｏは、含有量が０．０１０％以下であれば粗大な析出物又は介在物等が増加せず、下地鋼板を脆化させないことから、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性が低下しない。したがって、Ｃｏを含有する場合には、その含有量は０．０１０％以下とし、０．００８％以下が好ましい。一方、Ｃｏの含有量の下限は特に規定しないが、Ｃｏは焼入れ性を向上させることから、Ｃｏの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　［Ｃｕ：１．００％以下］
　Ｃｕは、含有量が１．００％以下であれば粗大な析出物又は介在物等が増加せず、下地鋼板を脆化させないことから、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性が低下しない。したがって、Ｃｕを含有する場合には、その含有量は１．００％以下とし、０．８０％以下が好ましい。一方、Ｃｕの含有量の下限は特に規定しないが、Ｃｕは焼入れ性を向上させることから、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
　［Ｓｎ：０．２００％以下］
　Ｓｎは、含有量が０．２００％以下であれば鋳造時あるいは熱間圧延時において鋼板内部に割れを生成せず、下地鋼板を脆化させないことから、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性が低下しない。したがって、Ｓｎを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とし、０．１００％以下が好ましい。一方、Ｓｎの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓｎは焼入れ性を向上させることから、Ｓｎの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　［Ｓｂ：０．２００％以下］
　Ｓｂは、含有量が０．２００％以下であれば粗大な析出物又は介在物等が増加せず、下地鋼板を脆化させないことから、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性が低下しない。したがって、Ｓｂを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とし、０．１００％以下が好ましい。一方、Ｓｂの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓｂは表層軟化厚みを制御し、強度調整を可能にすることから、Ｓｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　［Ｃａ　：０．０１００％以下］
　［Ｍｇ　：０．０１００％以下］
　［ＲＥＭ：０．０１００％以下］
　Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭは、それぞれ含有量が０．０１００％以下であれば粗大な析出物又は介在物等が増加せず、下地鋼板を脆化させないことから、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性が低下しない。したがって、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭのいずれか一種以上を含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．０１００％以下とし、０．００５０％以下が好ましい。一方、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの含有量の下限は特に規定しないが、これらの元素は、窒化物又は硫化物等の形状を球状化し、下地鋼板の極限変形能を向上させることから、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００５％以上とすることが好ましい。
　［Ｚｒ：０．１００％以下］
　［Ｚｎ：０．１００％以下］
　［Ｐｂ：０．１００％以下］
　［Ｔｅ：０．１００％以下］
　Ｚｒ、Ｚｎ、Ｐｂ、及びＴｅは、それぞれ含有量が０．１００％以下であれば粗大な析出物又は介在物等が増加せず、下地鋼板を脆化させないことから、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性が低下しない。したがって、Ｚｒ、Ｚｎ、Ｐｂ、及びＴｅのいずれか一種以上を含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．１００％以下とし、０．０８０％以下が好ましい。一方、Ｚｒ、Ｚｎ、Ｐｂ、及びＴｅの含有量の下限は特に規定しないが、これらの元素は、窒化物又は硫化物等の形状を球状化し、下地鋼板の極限変形能を向上させることから、Ｚｒ、Ｚｎ、Ｐｂ、及びＴｅの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。
　［Ｓｅ：０．０２０％以下］
　［Ｇａ：０．０２０％以下］
　［Ｇｅ：０．０２０％以下］
　［Ｓｒ：０．０２０％以下］
　Ｓｅ、Ｇａ、Ｇｅ、及びＳｒは、それぞれ含有量が０．０２０％以下であれば粗大な析出物又は介在物等が増加せず、下地鋼板を脆化させないことから、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性が低下しない。したがって、Ｓｅ、Ｇａ、Ｇｅ、及びＳｒのいずれか一種以上を含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．０２０％以下とする。一方、Ｓｅ、Ｇａ、Ｇｅ、及びＳｒの含有量の下限は特に規定しないが、これらの元素は、窒化物又は硫化物等の形状を球状化し、下地鋼板の極限変形能を向上させることから、Ｓｅ、Ｇａ、Ｇｅ、及びＳｒの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。
　［Ｈｆ：０．１０％以下］
　Ｈｆは、含有量が０．１０％以下であれば粗大な析出物又は介在物等が増加せず、下地鋼板を脆化させないことから、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性が低下しない。したがって、Ｈｆを含有する場合には、その含有量は０．１０％以下とし、０．０８％以下が好ましい。一方、Ｈｆの含有量の下限は特に規定しないが、Ｈｆは窒化物又は硫化物等の形状を球状化し、下地鋼板の極限変形能を向上させることから、Ｈｆの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
　［Ｂｉ：０．２００％以下］
　Ｂｉは、含有量が０．２００％以下であれば粗大な析出物又は介在物等が増加せず、下地鋼板を脆化させないことから、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性が低下しない。したがって、Ｂｉを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とし、０．１００％以下が好ましい。一方、Ｂｉの含有量の下限は特に規定しないが、Ｂｉは偏析を軽減することから、Ｂｉの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　なお、上記Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｗ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｔｅ、Ｓｅ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｓｒ、Ｈｆ、及びＢｉについて、各含有量がそれぞれの好ましい下限値未満である場合には、本発明の効果を害することがない。したがって、各含有量をそれぞれの好ましい下限値未満含んでもよく、その場合は不可避的不純物として扱う。本発明の一実施形態に係る下地鋼板は、上記基本成分を含有し、残部がＦｅ（鉄）及び不可避的不純物からなる。ここで、本発明の一実施形態に係る下地鋼板は、上記基本成分及び残部のみを含有し、残部がＦｅ（鉄）及び不可避的不純物であることが好ましい。
　（下地鋼板の組織）
　次に、下地鋼板の組織について説明する。下地鋼板は、下地鋼板の表面からの深さが板厚の１／４の位置において、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率の合計が７０．０％以上９４．０％以下、残留オーステナイトの体積率が６．０％以上２０．０％以下、フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の合計が１０．０％以下、並びに残部組織の面積率が１０．０％以下である組織を有する。さらに、下地鋼板の表面からの深さが板厚の１／４の位置において、旧オーステナイト粒界における残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの被覆率の合計が２０％以上４５％以下であり、旧オーステナイト粒界を被覆する残留オーステナイト中の炭素濃度が０．６０質量％未満であることを特徴とする。なお、以下で説明する組織は、下地鋼板の表面からの深さが板厚の１／４の位置における組織である。
　［焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率の合計が７０．０％以上９４．０％以下］
　焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率の合計を７０．０％以上とすることで、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが可能となる。一方、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率の合計が９４．０％を超える場合、優れた延性を実現することが困難となる。したがって、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率の合計は７０．０％以上９４．０％以下とする。
　特に、焼戻しマルテンサイトの面積率が８０．０％以上であると、ＴＳが好適に得られるため好ましい。一方、焼戻しマルテンサイトの面積率の上限は特に制限されないが、焼戻しマルテンサイトの面積率は概ね９４．０％以下である。また、フレッシュマルテンサイトの面積率が１０．０％以下であると、λが好適に得られるため好ましい。一方、フレッシュマルテンサイトの面積率の下限は特に制限されないが、フレッシュマルテンサイトの面積率は概ね１．０％以上である。
　焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率の合計は、以下のようにして求めることができる。下地鋼板のＬ断面を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚の１／４の位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）を、ＳＥＭを用いて３０００倍の倍率で１０視野観察する。観察した画像において、平滑な表面を有する組織の面積率から、後述する方法で求めた残留オーステナイトの体積率を差し引くことで、フレッシュマルテンサイトの面積率を求めることができる。なお、フレッシュマルテンサイトは５０ｎｍ以上の幅を有する凸部である。同様にして観察した組織画像において、焼戻しマルテンサイトの面積率を求めることができる。焼戻しマルテンサイトは下部組織（ラス境界、ブロック境界）を有し、かつ、炭化物が複数のバリアントを以て析出している組織である。なお、残留オーステナイトの体積率は面積率にほぼ等しいため、本発明では面積率と同等に扱う。
　［残留オーステナイトの体積率が６．０％以上２０．０％以下］
　残留オーステナイトの体積率が６．０％未満では、優れた延性を実現することが困難になる。したがって、残留オーステナイトの体積率は６．０％以上とし、６．５％以上が好ましく、７．０％以上がより好ましい。一方、残留オーステナイトの体積率が２０．０％を超えると、優れた穴広げ性を実現することが困難となる。したがって、残留オーステナイトの体積率は２０．０％以下とし、１５．０％以下が好ましく、１３．０％以下がより好ましい。
　残留オーステナイトの体積率は、以下のようにして求めることができる。下地鋼板を板厚の１／４の位置よりも０．１ｍｍ厚い位置まで研磨する。化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨して板厚の１／４の位置とした面について、Ｘ線回折装置でＣｏＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面と、ｂｃｃ鉄の｛２００｝、｛２１１｝、｛２２０｝面の回折ピークの各々の積分強度比を測定する。得られた９つの積分強度比を平均化することで、残留オーステナイトの体積率を求めることができる。
　［フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の合計が１０．０％以下］
　フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の合計が１０．０％を超えると、１４７０ＭＰａ以上のＴＳの実現が困難となる。したがって、フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の合計は１０．０％以下とする。一方、フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の合計の下限は特に限定されず、面積率の合計は０．０％であってもよい。
　フェライト及びベイニティックフェライトの面積率は、以下のようにして求めることができる。下地鋼板のＬ断面を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚の１／４の位置を、ＳＥＭを用いて３０００倍の倍率で１０視野観察する。観察した組織画像において、フェライト及びベイニティックフェライトは凹部で組織内部が平坦な組織である。各視野においてフェライト及びベイニティックフェライトの面積率を求め、それらの値の平均値をフェライト及びベイニティックフェライトの面積率の合計とする。
　［残部組織の面積率が１０．０％以下］
　本発明の鋼組織は、パーライト及びセメンタイト等の炭化物又はその他鋼板の組織として公知のものが残部組織として含まれていてもよい。残部組織の面積率が１０．０％以下であれば、本発明の効果が損なわれることはない。したがって、残部組織の面積率は１０．０％以下とする。一方、残部組織の面積率の下限は特に限定されず、残部組織の面積率は０．０％であってもよい。
　残部組織の面積率は、以下のようにして求めることができる。下地鋼板のＬ断面を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚の１／４の位置を、ＳＥＭを用いて３０００倍の倍率で１０視野観察する。観察した組織画像において、残部組織の面積率は１００．０％から焼き戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、フェライト、及びベイニティックフェライトの面積率、並びに残留オーステナイトの体積率を差し引いた値とする。各視野において残部組織の面積率を求め、それらの値の平均値を残部組織の面積率とする。
　［旧オーステナイト粒界における残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの被覆率の合計が２０％以上４５％以下］
　旧オーステナイト粒界における残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの被覆率の合計を２０％以上とすることで、粒界を拡散経路とする水素の拡散を阻害し、伸びフランジ加工部の優れた耐遅れ破壊特性を実現できる。したがって、旧オーステナイト粒界における残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの被覆率の合計は２０％以上とし、３０％以上が好ましい。一方、旧オーステナイト粒界における残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの被覆率の合計が４５％を超える場合、優れた穴広げ性を実現することが困難となる。したがって、旧オーステナイト粒界における残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの被覆率の合計は４５％以下とし、４０％以下が好ましい。
　旧オーステナイト粒界における残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの被覆率の合計は、以下のようにして求めることができる。亜鉛系めっき鋼板のＬ断面を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚の１／４の位置を、ＳＥＭを用いて３０００倍の倍率で観察し、旧オーステナイト粒界を１０個、無作為に選定する。選定した旧オーステナイト粒界上において、旧オーステナイト粒界と直行方向に５０ｎｍ以上の幅を有し、平滑な表面を有する凸部を、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトが被覆している部位とする。残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトが被覆している部位の周長さの合計を、当該選定した旧オーステナイト粒界の周長さで除する。各箇所において得られた値の平均値を求め、旧オーステナイト粒界における残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの被覆率の合計とした。
　［旧オーステナイト粒界を被覆する残留オーステナイト中の炭素濃度が０．６０質量％未満］
　旧オーステナイト粒界を被覆する残留オーステナイト中の炭素濃度が０．６０質量％以上である場合、母相と大きく硬度の異なる第２相は加工時に応力集中部となり、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、旧オーステナイト粒界を被覆する残留オーステナイト中の炭素濃度は０．６０質量％未満とし、０．５５質量％以下が好ましい。一方、旧オーステナイト粒界を被覆する残留オーステナイト中の炭素濃度の下限は特に限定されず、当該炭素濃度は概ね０．３０質量％以上となる。
　旧オーステナイト粒界を被覆する残留オーステナイト中の炭素濃度は、以下のようにして求めることができる。まず、鋼板（試料）の表面を、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）が観察面となるように、ダイヤモンドペーストを用いて研磨し、さらにアルミナ研磨により鏡面に仕上げる。次いで、試料表面における炭化水素の汚染（カーボンコンタミネーション、コンタミ）を排除するため、プラズマクリーナーを用いて観察面を清浄化する。清浄化した観察面において、板厚の１／４の位置を、電界放出型電子銃を搭載した電子線マイクロアナライザ（ＦＥ-ＥＰＭＡ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて測定する。測定条件は、非特許文献（Ｔ．Ｙａｍａｓｈｉｔａ，Ｙ．Ｔａｎａｋａ，Ｍ．Ｎａｇｏｓｈｉ　ａｎｄ　Ｋ．Ｉｓｈｉｄａ：Ｓｃｉ．Ｒｅｐ．，６（２０１６），ＤＯＩ：１０．１０３８／ｓｒｅｐ２９８２５．）に記載されているとおり、加速電圧７ｋＶ、電流５０ｎＡとする。また、試料表面にコンタミが付かないように、試料を１００℃に加熱、保持しながら測定する。測定結果から検量法により炭素濃度を求め、炭素の元素マッピング画像を得る。得られた元素マッピング画像において、炭素濃度が母相の平均以上であり、かつ０．６質量％未満である領域（高炭素領域）を特定する。さらに、元素マッピング画像と同視野のＳＥＭ画像を参照して、旧オーステナイト粒を識別し、その旧オーステナイト粒の粒界上に存在する高炭素領域を特定する。そして、旧オーステナイト粒の周の長さａと、その旧オーステナイト粒の周のうち、高炭素領域と重なる部分の長さｂとを求め、それらの比ｂ／ａを算出する。各鋼板において、上記の測定を３０回実施する。３０回分の平均値を、その鋼板の旧オーステナイト粒界を被覆する残留オーステナイト中の炭素濃度とする。
　なお、フレッシュマルテンサイトは最終冷却時に未変態オーステナイトが変態したことにより生成している。そのため、旧オーステナイト粒界を被覆するフレッシュマルテンサイト中の炭素濃度は残留オーステナイト中の炭素濃度と同等以下となる。
　（亜鉛系めっき層）
　亜鉛系めっき鋼板の亜鉛系めっき層は、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、又は合金化溶融亜鉛めっき層であることが好ましい。具体的には、Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき層、亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっき層等であってもよい。なお、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。
　（亜鉛系めっき鋼板の機械特性）
　次に、亜鉛系めっき鋼板の機械特性について説明する。
　［引張強さ（ＴＳ）が１４７０ＭＰａ以上］
　亜鉛系めっき鋼板は、引張強さ（ＴＳ）が１４７０ＭＰａ以上であるものとする。一方、亜鉛系めっき鋼板の引張強さの上限は特に限定されないが、概ね１６５０ＭＰａ以下となる。引張強さは、以下のようにして求めることができる。圧延方向と垂直方向が試験片の長手となるように、供試材からＪＩＳ５号試験片（標点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に従って引張試験を行う。引張試験の条件は、クロスヘッド速度が１．６７×１０－１ｍｍ／秒とすることができる。
　［伸び（Ｅｌ）が９．０％以上］
　亜鉛系めっき鋼板は、伸び（Ｅｌ）が９．０％以上であるものとする。一方、亜鉛系めっき鋼板の伸びの上限は特に限定されないが、概ね１５．０％以下となる。なお、伸び（Ｅｌ）は、上述した引張試験にて求めることができる。
　［穴広げ率（λ）が２０％以上］
　亜鉛系めっき鋼板は、穴広げ率（λ）が２０％以上であるものとする。一方、亜鉛系めっき鋼板の穴広げ率の上限は特に限定されないが、概ね５０％以下となる。穴広げ率（λ）は、以下のようにして求めることができる。ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠して穴広げ試験を行う。供試材を１００ｍｍ×１００ｍｍに剪断後、クリアランス１２．５％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜く。内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で供試材を押さえた状態で、頂角６０°の円錐ポンチを、打ち抜いた穴に押し込み、板厚を貫通する亀裂の発生を確認する。亀裂が発生した際の穴直径を測定し、以下の式（５）から、限界穴広げ率：λ（％）を求めることができる。
　　λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００　・・・（５）
　ここで、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。
　なお、ＴＳが１４７０ＭＰａ程度であるめっき鋼板においては、製造工程で鋼板に水素が含有される。また、鋼板中の拡散性水素は穴広げ率を優位に劣化させることが知られている。このため、めっき鋼板を製品として出荷する際には、鋼板を長期間安置したり、後加熱を行ったりすることにより拡散性水素を低減させている。したがって、穴広げ試験は、鋼板中の拡散性水素量が０．０１ｗｔ．％以下となってから実施することが好ましい。
　［伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性に優れる］
　本発明に係る亜鉛系めっき鋼板は、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性に優れる。伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性は、以下のようにして評価することができる。上述した穴広げ試験を、亜鉛系めっき鋼板（供試材）を作製してから３０日以内に実施する。穴広げ試験直後の供試材の、伸びフランジ加工部の写真をデジタルマイクロスコープ（ＲＨ－２０００：ハイロックス製）を用いて、２０倍の倍率で撮影する。その後、供試材を室温（１５～２５℃）で２４時間静置し、再度伸びフランジ加工部をデジタルマイクロスコープで観察する。穴広げ試験直後に撮影した伸びフランジ加工部の写真と、２４時間経過後の伸びフランジ加工部の写真とを比較し、亀裂の増加又は進展が認められないものを、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性に優れると判断することができる。
　（亜鉛系めっき鋼板の製造方法）
　次に、本発明の一実施形態に係る亜鉛系めっき鋼板の製造方法について説明する。図１に、本発明の一実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法における、温度と時間の関係を示したグラフを示す。グラフの折れ線は、焼鈍工程から焼戻し工程までの間における鋼板の温度変化を示す。上述の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延及び冷間圧延を施して冷延鋼板を得た後、冷延鋼板を加熱し、Ａｃ３（℃）以上の焼鈍温度に保持する焼鈍工程を行う。次いで、冷延鋼板を、温度Ｔ１まで冷却する第一の冷却工程を行う。次いで、冷延鋼板をＴ１（℃）に保持する保持工程、又は、冷延鋼板を温度Ｔ２まで冷却する第二の冷却工程を行う。なお、図１では第二の冷却工程を行う場合を示している。次いで、冷延鋼板を、温度Ｔ３まで冷却する第三の冷却工程を行う。次いで、冷延鋼板に亜鉛系めっき処理を施して、めっき鋼板を得る。なお、溶融亜鉛めっき処理の時間は冷却工程等と比較して短いため、図１においては温度Ｔ３の点として示している。溶融亜鉛めっき処理後の合金化処理において、めっき鋼板は合金化処理の温度に加熱及び保持される。次いで、めっき鋼板を、温度Ｔ４まで冷却する第四の冷却工程を行う。次いで、めっき鋼板を、冷却停止温度Ｔ５まで冷却する第五の冷却工程を行う。次いで、めっき鋼板を、Ｔ５（℃）超え３５０℃以下の焼戻し温度に保持する焼戻し工程を行う。
　［鋼スラブ］
　亜鉛系めっき鋼板の製造方法において用いる鋼スラブは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、及びＯを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する。さらに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｗ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｔｅ、Ｓｅ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｓｒ、Ｈｆ、及びＢｉからなる群から選ばれる少なくとも一種を含有することが好ましい。なお、各元素の含有量は上述したとおりである。
　［熱間圧延工程］
　本発明において、鋼スラブの溶製方法は特に限定されず、転炉又は電気炉等、公知の溶製方法いずれもが適合する。鋼スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましい。得られた鋼スラブに熱間圧延を施して、熱延鋼板を得る。得られた熱延鋼板のまま冷間圧延を施してもよく、熱延鋼板に酸洗処理を行ってから冷間圧延を施してもよい。酸洗処理を行うことで鋼板表面の酸化物を除去することができ、最終製品の鋼板におけるめっき品質が好適に得られるため好ましい。また、酸洗処理は、１回でもよく、複数回に分けて行ってもよい。
　［冷間圧延工程］
　得られた熱延鋼板に、冷間圧延を施して、冷延鋼板を得る。冷間圧延における圧下率と圧延後の板厚は特に限定されない。また、圧延パスの回数、各パスの圧下率についても特に限定されない。
　［焼鈍工程］
　得られた冷延鋼板を焼鈍工程に供する。焼鈍工程において、焼鈍温度が以下の式（１）で定義されるＡｃ３（℃）未満の場合、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率が低下し、フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の合計が増加するため、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、焼鈍温度はＡｃ３（℃）以上とし、Ａｃ３＋２０（℃）以上が好ましい。一方、焼鈍温度が９２０℃以下の場合、エネルギー効率が低下しないため、加熱コストが上昇することを好適に防ぎ、かつ、炉体の損傷を好適に防ぐことができる。したがって、焼鈍温度は９２０℃以下が好ましい。
　Ａｃ３（℃）＝８８１－２０５.７×［％Ｃ］＋５３．１×［％Ｓｉ］－１５×［％Ｍｎ］－２７×［％Ｃｕ］－２０．１×［％Ｎｉ］－０．７×［％Ｃｒ］＋４１．１×［％Ｍｏ］　　・・・（１）
　ここで、［％Ｘ］は、前記成分組成における元素Ｘの含有量（質量％）を示し、前記成分組成が元素Ｘを含有しない場合は０とする。
　焼鈍工程において、焼鈍温度での保持時間が１０ｓ未満の場合、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率が減少し、フェライト及びベイニティックフェライトの面積率が増加するため、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、焼鈍温度での保持時間は１０ｓ以上とし、４０ｓ以上が好ましい。一方、焼鈍温度での保持時間が５００ｓ以下の場合、加熱コストの増加及び製造時間の長時間化を好適に防ぐことができ、すなわち生産性が低下することを好適に防ぐことができる。したがって、焼鈍温度での保持時間は５００ｓ以下が好ましい。
　［第一の冷却工程：（３Ｂｓ－Ｍｓ）／３（℃）以上０．９５×Ｂｓ（℃）以下の温度Ｔ１まで、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却］
　焼鈍工程に次いで、冷延鋼板を第一の冷却工程に供する。すなわち、焼鈍工程の終了時が第一の冷却工程の開始時となる。第一の冷却工程において、冷却速度が５℃／ｓ未満の場合、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率が減少し、フェライト及びベイニティックフェライトの面積率が増加するため、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、第一の冷却工程の冷却速度は５℃／ｓ以上とし、７℃／ｓ以上が好ましい。一方、第一の冷却速度が２０℃／ｓ以下の場合、冷却停止温度を好適に制御することができる。したがって、第一の冷却工程の冷却速度は２０℃／ｓ以下が好ましい。
　第一の冷却工程の冷却停止温度Ｔ１が、以下の式（２）及び式（３）でそれぞれ定義されるＢｓ及びＭｓを用いて、（３Ｂｓ－Ｍｓ）／３（℃）未満の場合、ベイナイトノーズよりも低い位置での冷却となる。そのため、フェライト及びベイニティックフェライトの核生成が進まず、旧オーステナイト粒界における残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの被覆率の合計が過剰となり、２０％以上の穴広げ率の実現が困難となる。したがって、Ｔ１は（３Ｂｓ－Ｍｓ）／３（℃）以上とする。一方、Ｔ１が０．９５×Ｂｓ（℃）を超える場合、ベイナイトノーズよりも高い位置での冷却となる。そのため、フェライト及びベイニティックフェライトの核生成が遅く、旧オーステナイト粒界における残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの被覆率が過剰となり、２０％以上の穴広げ率の実現が困難となる。したがって、Ｔ１は０．９５×Ｂｓ（℃）以下とする。
　Ｂｓ（℃）＝８３０－２７０×［％Ｃ］－９０×［％Ｍｎ］－３７×［％Ｎｉ］－７０×［％Ｃｒ］－８３×［％Ｍｏ］　　・・・（２）
　Ｍｓ＝５３９－４２３×［％Ｃ］－３０．４×［％Ｍｎ］－１７．７×［％Ｎｉ］－１２．１×［％Ｃｒ］－７．５×［％Ｍｏ］　　・・・（３）
　ここで、［％Ｘ］は、前記成分組成における元素Ｘの含有量（質量％）を示し、成分組成が元素Ｘを含有しない場合は０とする。
　［保持工程又は第二の冷却工程：ｆが０．０１０以上０．２００以下を満たす時間ｔ（ｓ）だけ、Ｔ１（℃）に保持又は１．５０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却］
　第一の冷却工程に次いで、冷延鋼板をＴ１（℃）に保持する保持工程、又は、冷延鋼板を温度Ｔ２まで冷却する第二の冷却工程に供する。保持工程を行う場合、保持温度をＴ１（℃）とすることで、旧オーステナイト粒界における残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの被覆率の合計が過剰となることを抑制し、優れた穴広げ性が得られる。
　第二の冷却工程を行う場合、第二の冷却工程の冷却速度が１．５０℃／sを超える場合、旧オーステナイト粒界においてフェライト及びベイニティックフェライトの核生成が十分に進まず、旧オーステナイト粒界における残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの被覆率が増加し、優れた穴広げ性の実現が困難となる。したがって、第二の冷却工程を行う場合、第二の冷却工程の冷却速度は１．５０℃／s以下とする。一方、第二の冷却速度が０．５０℃／ｓ以上の場合、炉の加熱コストが増大することを好適に防ぐことができる。したがって、第二の冷却工程の冷却速度は０．５０℃／ｓ以上が好ましい。
　保持工程における保持時間、又は、第二の冷却工程における冷却時間は、以下の式（４）におけるｆが０．０１０以上０．２００以下を満たす時間ｔ（ｓ）とする。ｆが０．０１０未満となる場合、旧オーステナイト粒界においてフェライト及びベイニティックフェライトの核生成が起こらず、旧オーステナイト粒界における残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの被覆率が過剰に増加し、優れた穴広げ性の達成が困難となる。したがって、時間ｔ（ｓ）は式（４）におけるｆが０．０１０以上を満たす値とする。一方、ｆが０．２００を超える場合、旧オーステナイト粒界に生成したフェライト及びベイニティックフェライトが成長し、フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の合計が増加し、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、時間ｔ（ｓ）は式（４）におけるｆが０．２００以下を満たす時間とする。
　ここで、［％Ｘ］は、前記成分組成における元素Ｘの含有量（質量％）を示し、前記成分組成が元素Ｘを含有しない場合は０とし、ｄγ（μｍ）は、前記焼鈍工程の終了時における冷延鋼板の旧オーステナイト粒径とする。
　旧オーステナイト粒径ｄγは、以下のようにして求めることができる。鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後、旧オーステナイト粒界（旧γ粒界）を腐食する薬液（例えば飽和ピクリン酸水溶液又はこれに塩化第２鉄を添加したもの）で腐食する。腐食した鋼板の板厚の１／４の位置において、光学顕微鏡で４００倍の倍率にて、任意の４視野を観察する。観察して得られた写真を用いて、切断法にて旧オーステナイト粒径を測定する。すなわち、写真上に、圧延方向及び圧延方向と直角方向（板厚方向）にそれぞれ２０本の直線を引き、それらと交差する粒界の数を計測する。直線４０本の合計線長を、直線と交差する粒界の数で除し、得られた値に１．１３を乗じることで旧オーステナイト粒径ｄγを求めることができる。
　旧オーステナイト粒径ｄγは、焼鈍工程後、すなわち第一の冷却工程の直前に測定することが好ましい。ラボ試験等においては、第一の冷却工程の直前に測定することができるが、製造ラインにおいては、各工程が連続しているため測定を行うことが難しい場合がある。そのような場合には、量産実績から旧オーステナイト粒径ｄγを推定して時間ｔ（ｓ）を設定する。本発明において、ｆを０．０１０以上０．２００未満の範囲として時間ｔ（ｓ）を設定しているのは、旧オーステナイト粒径ｄγを推定したことによる誤差を考慮しているためである。旧オーステナイト粒径ｄγは、焼鈍ライン前の状態及び焼鈍工程の条件から以下のように推定できる。目的とする鋼板と同等の成分、熱延条件、冷延率によって製造した鋼板（試料）を用意し、試料に目的とする鋼板と同等の焼鈍を施す。焼鈍後の試料について、上述した手法により旧オーステナイト粒径ｄγの測定を行う。得られた測定結果を目的とする鋼板の旧オーステナイト粒径ｄγと推定することができる。
　［第三の冷却工程：Ｍｓ（℃）以上Ｂｓ－２０（℃）以下の温度Ｔ３まで、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却］
　保持工程又は第二の冷却工程に次いで、冷延鋼板を第三の冷却工程に供する。第三の冷却工程の冷却速度が５℃／ｓ未満の場合、旧オーステナイト粒界に生成したフェライト及びベイニティックフェライトが成長し、フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の合計が増加するため、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、第三の冷却工程の冷却速度は５℃／ｓ以上とし、６℃／ｓ以上が好ましい。一方、第三の冷却速度が３０℃／ｓ以下の場合、冷却停止温度を好適に制御できる。したがって、第三の冷却工程の冷却速度は３０℃／ｓ以下が好ましい。
　第三の冷却工程の冷却停止温度Ｔ３がＭｓ（℃）未満である場合、フレッシュマルテンサイトが析出し、溶融亜鉛めっきの合金化時にフレッシュマルテンサイトが過度に焼戻され、１４７０ＭＰａ以上のＴＳの実現が困難となる。したがって、Ｔ３はＭｓ（℃）以上とし、Ｍｓ＋２０（℃）以上が好ましく、Ｍｓ＋４０（℃）以上がより好ましい。一方、Ｔ３がＢｓ－２０（℃）を超える場合、旧オーステナイト粒界に生成したフェライト及びベイニティックフェライトが成長し、フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の合計が増加するため、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、Ｔ３はＢｓ－２０（℃）以下とし、Ｂｓ－２５（℃）以下が好ましく、Ｂｓ－３０（℃）以下がより好ましい。
　［めっき処理工程］
　第三の冷却工程に次いで、冷延鋼板に亜鉛系めっき処理を施して、めっき鋼板を得る。亜鉛系めっき処理としては、電気亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理、又は、溶融亜鉛めっき処理及びこれに続く合金化処理を例示できる。Ｚｎ－Ｎｉ電気合金めっき等の電気めっきを施してもよく、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっきを施してもよい。
　冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施す場合、冷延鋼板を、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整することが好ましい。なお、めっき付着量は、片面あたり２０～８０ｇ／ｍ２（両面めっき）に調整することが好ましい。溶融亜鉛めっき処理は、Ａｌ量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。溶融亜鉛めっき処理は、上述したＭｓ（℃）以上７００℃以下の温度域に冷延鋼板を滞留させて実施することが好ましい。
　溶融亜鉛めっき処理及びこれに続く合金化処理を施す場合、合金化温度を４７０℃以上とすることで、Ｚｎ－Ｆｅ合金化速度が過度に遅くなることを防ぎ、生産性が好適に得られる。したがって、合金化温度は、４７０℃以上が好ましい。一方、合金化温度を６００℃以下とすることで、未変態オーステナイトがパーライトへ変態してＴＳが低下することを好適に防ぐことができる。したがって、合金化温度は、６００℃以下が好ましく、５６０℃以下がより好ましい。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）は、合金化処理を施すことによりめっき層中のＦｅ濃度を７～１５質量％とすることが好ましい。
　なお、焼鈍工程からめっき処理工程までの一連の処理は、特に限定されないが、生産性の観点から、溶融亜鉛めっきラインであるＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ　Ｌｉｎｅ）で行うのが好ましい。
　［第四の冷却工程：Ｍｓ－２００（℃）以上Ｍｓ－８０（℃）以下の温度Ｔ４まで、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却］
　めっき処理工程に次いで、めっき鋼板を第四の冷却工程に供する。第四の冷却工程の冷却速度が５℃／ｓ未満の場合、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率の合計が減少し、フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の合計が増加し、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難である。したがって、第四の冷却工程の冷却速度は５℃／ｓ以上とする。一方、第四の冷却速度が２０℃／ｓ以下の場合、冷却停止温度を好適に制御できる。したがって、第四の冷却工程の冷却速度は２０℃／ｓ以下が好ましい。
　第四の冷却工程の冷却停止温度Ｔ４がＭｓ－２００（℃）未満の場合、未変態オーステナイトの体積率が減少し、最終組織において残留オーステナイトが減少し、優れた延性の実現が困難となる。したがって、Ｔ４はＭｓ－２００（℃）以上とする。一方、Ｔ４がＭｓ－８０（℃）を超える場合、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率の合計が減り、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難となる。したがって、Ｔ４はＭｓ－８０（℃）以下とする。
　［第五の冷却工程：１００℃以上Ｔ４（℃）未満の冷却停止温度Ｔ５まで、３．０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却］
　第四の冷却工程に次いで、めっき鋼板を第五の冷却工程に供する。第五の冷却工程の冷却速度が３．０℃／ｓを超える場合、第五の冷却工程中に未変態オーステナイトへの炭素の拡散が十分に進まず、最終組織における残留オーステナイトの体積率が低下し、優れた延性の実現が困難となる。したがって、第五の冷却工程の冷却速度は３．０℃／ｓ以下とし、２．０℃／ｓ以下が好ましく、１．５℃／ｓ以下がより好ましい。一方、第五の冷却速度が０．５℃／ｓ以上の場合、炉による加熱を行うことなく冷却を行えるため好適である。したがって、第五の冷却工程の冷却速度は０．５℃／ｓ以上が好ましい。
　第五の冷却工程の冷却停止温度Ｔ５が１００℃未満の場合、未変態オーステナイトの面積率が減少し、最終組織における残留オーステナイトの体積率が減少し、優れた延性の実現、及び、伸びフランジ加工部の優れた耐遅れ破壊特性の実現が困難となる。したがって、Ｔ５は１００℃以上とし、１１０℃以上が好ましく、１２０℃以上がより好ましい。なお、第四の冷却工程に次いで、第五の冷却工程を行うため、Ｔ５はＴ４（℃）未満となる。また、フレッシュマルテンサイトの低減の観点から、Ｔ５はＭｓ－１００（℃）以下が好ましい。
　［焼戻し工程：Ｔ５（℃）超え３５０℃以下の焼戻し温度に５ｓ以上１０００ｓ以下保持］
　第五の冷却工程に次いで、めっき鋼板を焼戻し工程に供する。めっき鋼板を再加熱して焼戻しを行うことで、未変態オーステナイトを安定化する。焼戻し温度がＴ５（℃）以下の場合、所定の残留オーステナイトが得られないため、延性が低下する。したがって、焼戻し温度はＴ５（℃）超えとし、Ｔ５＋５０（℃）以上が好ましい。一方、焼戻し温度が３５０℃を超える場合、焼戻しが過度に進行し、強度が低下すると同時に残留オーステナイトが分解することにより、９％以上のＥｌを実現することが困難となる。したがって、焼戻し温度は３５０℃以下とし、３４０℃以下が好ましい。
　焼戻し工程において、焼戻し温度での保持時間が５ｓ未満の場合、オーステナイトの安定化が不十分となり、最終冷却時にマルテンサイト変態し、最終組織における残留オーステナイトの体積率が低下するため、優れた延性の実現が困難となる。さらに、マルテンサイトの焼戻しが不十分であるため、優れた穴広げ性の実現が困難となる。したがって、焼戻し温度での保持時間は５ｓ以上とし、４０ｓ以上が好ましい。一方、焼戻し温度での保持時間が１０００ｓを超える場合、焼戻しが過度に進行し、強度が低下すると同時に残留オーステナイトが分解することにより、９％以上のＥｌを実現することが困難となる。したがって、焼戻し温度での保持時間は１０００ｓ以下とし、８００ｓ以下が好ましい。
　なお、本発明に記載されていない工程、条件については定法を使用することができる。
　表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。次いで、得られた鋼スラブに熱間圧延及び酸洗処理を施した後、冷間圧延を施して冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板に、表２に示す条件で、焼鈍工程、第一の冷却工程、保持工程又は第二の冷却工程、第三の冷却工程、めっき処理工程、第四の冷却工程、第五の冷却工程、及び焼戻し工程を順次行った。結果、板厚が０．６～２．２ｍｍの亜鉛系めっき鋼板を得た。また、焼鈍工程後の試料の一部を採取して、上述した方法により、旧オーステナイト粒径ｄγをそれぞれ測定した。なお、保持工程を行った例においては第二の冷却工程の冷却速度を０．００℃／ｓと表記した。また、表２に示すめっき処理は、溶融亜鉛めっき処理を「ＧＩ」、合金化溶融亜鉛めっき処理を「ＧＡ」、電気亜鉛めっき処理を「ＥＧ」と表記している。
　得られた亜鉛系めっき鋼板を供試材として、上述した方法により、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率の合計、残留オーステナイトの体積率、フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の合計、及び残部組織の面積率をそれぞれ求めた。さらに、供試材の板厚の１／４の位置において、旧オーステナイト粒界における残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの被覆率の合計、及び旧オーステナイト粒界を被覆する残留オーステナイト中の炭素濃度をそれぞれ求めた。表３に測定結果を示す。
　次に、得られた亜鉛系めっき鋼板を供試材として、上述した方法により、引張強さＴＳ、伸びＥｌ、穴広げ率λ、及び伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性をそれぞれ評価した。表３に評価結果を示す。なお、表３には、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性が優れる例は「〇」、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性が優れない例は「×」と示した。
　表３に示すように、本発明例では、引張強さが１４７０ＭＰａ以上、伸びが９．０％以上、穴広げ率が２０％以上であり、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性に優れている。一方、比較例では、引張強さ、伸び、穴広げ率、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性のいずれか１つ以上が劣っている。
　本発明によれば、引張強さが１４７０ＭＰａ以上、伸びが９．０％以上、穴広げ率が２０％以上であり、伸びフランジ加工部の耐遅れ破壊特性に優れた亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法を提供することができる。

Claims (6)

  1. 　下地鋼板と、前記下地鋼板の表面に形成された亜鉛系めっき層と、を有する亜鉛系めっき鋼板であって、
    　前記下地鋼板が、
    　質量％で、
    　　Ｃ　：０．１８０％以上０．２５０％以下、
    　　Ｓｉ：０．８００％以上１．５５０％以下、
    　　Ｍｎ：２．４００％以上３．２００％以下、
    　　Ｐ　：０．１００％以下、
    　　Ｓ　：０．０２００％以下、
    　　Ａｌ：１．０００％以下、
    　　Ｎ　：０．０１００％以下、及び
    　　Ｏ　：０．０１００％以下
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
    　前記下地鋼板の表面からの深さが板厚の１／４の位置において、
    　焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率の合計が７０．０％以上９４．０％以下、
    　残留オーステナイトの体積率が６．０％以上２０．０％以下、
    　フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の合計が１０．０％以下、並びに
    　残部組織の面積率が１０．０％以下である組織と、
    を有し、
    　前記１／４の位置において、旧オーステナイト粒界における残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの被覆率の合計が２０％以上４５％以下であり、
    　前記１／４の位置において、旧オーステナイト粒界を被覆する残留オーステナイト中の炭素濃度が０．６０質量％未満であり、
    　引張強さが１４７０ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする、亜鉛系めっき鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    　　Ｔｉ　：０．２００％以下、
    　　Ｎｂ　：０．２００％以下、
    　　Ｖ　　：０．２００％以下、
    　　Ｔａ　：０．１０％以下、
    　　Ｗ　　：０．１０％以下、
    　　Ｂ　　：０．０１００％以下、
    　　Ｃｒ　：１．００％以下、
    　　Ｍｏ　：１．００％以下、
    　　Ｎｉ　：１．００％以下、
    　　Ｃｏ　：０．０１０％以下、
    　　Ｃｕ　：１．００％以下、
    　　Ｓｎ　：０．２００％以下、
    　　Ｓｂ　：０．２００％以下、
    　　Ｃａ　：０．０１００％以下、
    　　Ｍｇ　：０．０１００％以下、
    　　ＲＥＭ：０．０１００％以下、
    　　Ｚｒ　：０．１００％以下、
    　　Ｚｎ　：０．１００％以下、
    　　Ｐｂ　：０．１００％以下、
    　　Ｔｅ　：０．１００％以下、
    　　Ｓｅ　：０．０２０％以下、
    　　Ｇａ　：０．０２０％以下、
    　　Ｇｅ　：０．０２０％以下、
    　　Ｓｒ　：０．０２０％以下、
    　　Ｈｆ　：０．１０％以下、及び
    　　Ｂｉ　：０．２００％以下、
    からなる群から選ばれる少なくとも一種を含有する、請求項１に記載の亜鉛系めっき鋼板。
  3. 　前記亜鉛系めっき層が、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、又は合金化溶融亜鉛めっき層である、請求項１又は２に記載の亜鉛系めっき鋼板。
  4. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．１８０％以上０．２５０％以下、
    　　Ｓｉ：０．８００％以上１．５５０％以下、
    　　Ｍｎ：２．４００％以上３．２００％以下、
    　　Ｐ　：０．１００％以下、
    　　Ｓ　：０．０２００％以下、
    　　Ａｌ：１．０００％以下、
    　　Ｎ　：０．０１００％以下、及び
    　　Ｏ　：０．０１００％以下
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して、熱延鋼板を得る工程と、
    　前記熱延鋼板に冷間圧延を施して、冷延鋼板を得る工程と、
    　前記冷延鋼板を、以下の式（１）で定義されるＡｃ３（℃）以上の焼鈍温度に１０ｓ以上保持する焼鈍工程と、
    　次いで、前記冷延鋼板を、以下の式（２）及び式（３）でそれぞれ定義されるＢｓ及びＭｓを用いて、（３Ｂｓ－Ｍｓ）／３（℃）以上０．９５×Ｂｓ（℃）以下の温度Ｔ１まで、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する第一の冷却工程と、
    　次いで、以下の式（４）におけるｆが０．０１０以上０．２００以下を満たす時間ｔ（ｓ）だけ、前記冷延鋼板を前記Ｔ１（℃）に保持する保持工程、又は、前記冷延鋼板を１．５０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する第二の冷却工程と、
    　次いで、前記冷延鋼板を、Ｍｓ（℃）以上Ｂｓ－２０（℃）以下の温度Ｔ３まで、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する第三の冷却工程と、
    　次いで、前記冷延鋼板に亜鉛系めっき処理を施して、めっき鋼板を得る工程と、
    　次いで、前記めっき鋼板を、Ｍｓ－２００（℃）以上Ｍｓ－８０（℃）以下の温度Ｔ４まで、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する第四の冷却工程と、
    　次いで、前記めっき鋼板を、１００℃以上Ｔ４（℃）未満の冷却停止温度Ｔ５まで、３．０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する第五の冷却工程と、
    　次いで、前記めっき鋼板を、Ｔ５（℃）超え３５０℃以下の焼戻し温度に５ｓ以上１０００ｓ以下保持する焼戻し工程と、
    を有する、亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
    　Ａｃ３（℃）＝８８１－２０５.７×［％Ｃ］＋５３．１×［％Ｓｉ］－１５×［％Ｍｎ］－２７×［％Ｃｕ］－２０．１×［％Ｎｉ］－０．７×［％Ｃｒ］＋４１．１×［％Ｍｏ］　　・・・（１）
    　Ｂｓ（℃）＝８３０－２７０×［％Ｃ］－９０×［％Ｍｎ］－３７×［％Ｎｉ］－７０×［％Ｃｒ］－８３×［％Ｍｏ］　　・・・（２）
    　Ｍｓ＝５３９－４２３×［％Ｃ］－３０．４×［％Ｍｎ］－１７．７×［％Ｎｉ］－１２．１×［％Ｃｒ］－７．５×［％Ｍｏ］　　・・・（３）
    　ここで、［％Ｘ］は、前記成分組成における元素Ｘの含有量（質量％）を示し、前記成分組成が元素Ｘを含有しない場合は０とする。ｄγ（μｍ）は、前記焼鈍工程の終了時における前記冷延鋼板の旧オーステナイト粒径とする。
  5. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    　　Ｔｉ　：０．２００％以下、
    　　Ｎｂ　：０．２００％以下、
    　　Ｖ　　：０．２００％以下、
    　　Ｔａ　：０．１０％以下、
    　　Ｗ　　：０．１０％以下、
    　　Ｂ　　：０．０１００％以下、
    　　Ｃｒ　：１．００％以下、
    　　Ｍｏ　：１．００％以下、
    　　Ｎｉ　：１．００％以下、
    　　Ｃｏ　：０．０１０％以下、
    　　Ｃｕ　：１．００％以下、
    　　Ｓｎ　：０．２００％以下、
    　　Ｓｂ　：０．２００％以下、
    　　Ｃａ　：０．０１００％以下、
    　　Ｍｇ　：０．０１００％以下、
    　　ＲＥＭ：０．０１００％以下、
    　　Ｚｒ　：０．１００％以下、
    　　Ｚｎ　：０．１００％以下、
    　　Ｐｂ　：０．１００％以下、
    　　Ｔｅ　：０．１００％以下、
    　　Ｓｅ　：０．０２０％以下、
    　　Ｇａ　：０．０２０％以下、
    　　Ｇｅ　：０．０２０％以下、
    　　Ｓｒ　：０．０２０％以下、
    　　Ｈｆ　：０．１０％以下、及び
    　　Ｂｉ　：０．２００％以下、
    からなる群から選ばれる少なくとも一種を含有する、請求項４に記載の亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
  6. 　前記亜鉛系めっき処理が、電気亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理、又は、溶融亜鉛めっき処理及びこれに続く合金化処理である、請求項４又は５に記載の亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
PCT/JP2024/043907 2024-01-09 2024-12-11 亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法 Pending WO2025150337A1 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2025518760A JP7786644B2 (ja) 2024-01-09 2024-12-11 亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2024-001518 2024-01-09
JP2024001518 2024-01-09

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2025150337A1 true WO2025150337A1 (ja) 2025-07-17

Family

ID=96386621

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2024/043907 Pending WO2025150337A1 (ja) 2024-01-09 2024-12-11 亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法

Country Status (2)

Country Link
JP (1) JP7786644B2 (ja)
WO (1) WO2025150337A1 (ja)

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20210025024A1 (en) * 2018-02-07 2021-01-28 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength hot rolled or cold rolled and annealed steel and method of producing it
WO2021070925A1 (ja) * 2019-10-09 2021-04-15 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
WO2022259838A1 (ja) * 2021-06-11 2022-12-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2023026819A1 (ja) * 2021-08-24 2023-03-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20210025024A1 (en) * 2018-02-07 2021-01-28 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength hot rolled or cold rolled and annealed steel and method of producing it
WO2021070925A1 (ja) * 2019-10-09 2021-04-15 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
WO2022259838A1 (ja) * 2021-06-11 2022-12-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2023026819A1 (ja) * 2021-08-24 2023-03-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2025150337A1 (ja) 2025-07-17
JP7786644B2 (ja) 2025-12-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN107148487B (zh) 热浸镀锌钢板
CN104105807B (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
EP3647449B1 (en) Hot-pressed member and method for manufacturing same, and cold-rolled steel sheet for hot pressing and method for manufacturing same
US10822684B2 (en) Hot-dip galvanized steel sheet
CN108884538B (zh) 薄钢板和镀覆钢板、以及薄钢板和镀覆钢板的制造方法
KR102460214B1 (ko) 강판 및 그 제조 방법
JP5092507B2 (ja) 高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
EP3216887A1 (en) Hot-dip galvanized steel sheet
EP3778953B1 (en) Galvannealed steel sheet
CN103732781A (zh) 合金化热浸镀锌层和具有该层的钢板以及其制造方法
EP3498876B1 (en) Cold-rolled high-strength steel sheet, and production method therefor
KR20150002775A (ko) 고강도 박강판 및 그 제조 방법
CN107923018A (zh) 高强度薄钢板及其制造方法
JP7541653B1 (ja) 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
WO2017131056A1 (ja) 高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
CN114945690B (zh) 钢板及其制造方法
US20200071801A1 (en) High strength steel sheet and method of producing same
KR20180095698A (ko) 고항복비형 고강도 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
JP7541652B1 (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
WO2022190958A1 (ja) 冷延鋼板及びその製造方法
CN116806274B (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP7786644B2 (ja) 亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法
KR20250069920A (ko) 고강도 도금 강판 및 그 제조 방법
JP7786646B2 (ja) 亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法
CN116829752B (zh) 高强度钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2025518760

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2025518760

Country of ref document: JP

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

Ref document number: 24917022

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1