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WO2019189842A1 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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WO2019189842A1
WO2019189842A1 PCT/JP2019/014221 JP2019014221W WO2019189842A1 WO 2019189842 A1 WO2019189842 A1 WO 2019189842A1 JP 2019014221 W JP2019014221 W JP 2019014221W WO 2019189842 A1 WO2019189842 A1 WO 2019189842A1
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WO
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steel sheet
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galvanized steel
temperature
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PCT/JP2019/014221
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English (en)
French (fr)
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裕美 吉冨
義彦 小野
達也 中垣内
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JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
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    • C23C2/26—After-treatment
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    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength galvanized steel sheet, a high-strength member, and a method for producing the same, which are excellent in elongation (El) and hydrogen embrittlement resistance, which are easily deteriorated when the strength is increased, and are suitable for building materials, automobile frameworks and collision-resistant parts.
  • Patent Document 1 discloses a method for providing a steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and an excellent balance between strength and ductility.
  • Patent Document 2 discloses a high-strength molten zinc having a plating appearance, corrosion resistance, plating peeling resistance during high processing, and workability during high processing, using a high-strength steel plate containing Si and Mn as a base material. A plated steel sheet and a method for manufacturing the same are disclosed.
  • Patent Document 3 discloses a method for producing a high-strength plated steel sheet having good delayed fracture resistance.
  • Patent Documents 4, 5 and 6 as steel sheets utilizing residual austenite having improved workability and hydrogen embrittlement resistance, bainitic ferrite and martensite are used as a parent phase, and residual austenite is included.
  • a steel sheet is disclosed which has improved hydrogen embrittlement resistance by appropriately controlling the area ratio and dispersion form of retained austenite. Focusing on bainitic ferrite and retained austenite, which have very high hydrogen trapping capacity and hydrogen storage capacity, the form of retained austenite is in the form of fine laths on the order of submicrons, in particular, in order to fully exhibit the action of retained austenite.
  • Patent Document 7 discloses a high-strength steel sheet excellent in hydrogen embrittlement at a welded portion of a steel sheet having a base material strength (TS) of about 870 MPa and a manufacturing method thereof.
  • TS base material strength
  • Patent Document 7 hydrogen embrittlement is improved by dispersing an oxide in steel.
  • JP 2013-213232 A JP2015-151607A JP 2011-111671 A JP 2007-197819 A JP 2006-207018 A JP 2011-190474 A JP 2007-231373 A
  • so-called DP steel and TRIP steel which are excellent in ductility, have low yield strength (YS) with respect to tensile strength (TS), that is, yield ratio (YR) is low.
  • TS tensile strength
  • YR yield ratio
  • the “thin steel plate” is a steel plate having a thickness of 3.0 mm or less.
  • Patent Document 1 the addition of Si that reduces plating adhesion is suppressed, but when the Mn content exceeds 2.0%, a Mn-based oxide tends to be formed on the surface of the steel sheet, which generally impairs the plateability. .
  • the conditions for forming the plating layer are not particularly limited, and generally used conditions are adopted, and the plating properties are inferior. Furthermore, hydrogen embrittlement resistance is not improved.
  • Patent Document 3 although the delayed fracture resistance after processing is improved, the hydrogen concentration during annealing is also high, and hydrogen remains in the base metal itself, resulting in poor hydrogen embrittlement resistance.
  • Patent Documents 4 to 7 make improvements related to hydrogen embrittlement resistance. These are caused by hydrogen generated from the corrosive environment or atmosphere in the operating environment, and the hydrogen resistance of the material after manufacturing and before and during processing. It did not consider brittleness. In general, when zinc or nickel plating is applied, hydrogen does not easily release or penetrate from the material, so hydrogen that has entered the steel sheet during manufacturing tends to remain in the steel, and the material is prone to hydrogen embrittlement. Become. In Patent Document 7, the upper limit of the in-furnace hydrogen concentration of the continuous plating line is 60%, and a large amount of hydrogen is taken into the steel when annealed to a high temperature of Ac3 point or higher. Therefore, it is not possible to produce an ultrahigh strength steel sheet having excellent hydrogen embrittlement resistance with TS ⁇ 1100 MPa by the method of Patent Document 7.
  • the present invention is a high-strength galvanized steel sheet with high yield strength that is excellent in plating appearance and hydrogen brittleness resistance of the material, and has a high yield ratio suitable for collision materials of building materials and automobiles,
  • An object of the present invention is to provide a high-strength member and a manufacturing method thereof.
  • the present inventors have used various steel sheets to have a resistance spot welded nugget as plating ability and hydrogen embrittlement resistance while having good mechanical properties in addition to good appearance.
  • the study was carried out in order to achieve both crack crack overcoming.
  • the optimal balance between the formation of the steel structure and mechanical properties is achieved through appropriate adjustment of the manufacturing conditions, and the amount of hydrogen in the steel is controlled to solve the above problems. It came to do.
  • the present invention provides the following.
  • a galvanized layer on the steel plate The amount of diffusible hydrogen in the steel is less than 0.20 mass ppm, The tensile strength is 1100 MPa or more, The relationship between the tensile strength TS (MPa), the elongation El (%) and the sheet thickness t (mm) satisfies the following formula (1): A high-strength galvanized steel sheet with a yield ratio YR of 67% or more.
  • the component composition is further in mass%, Total of one or more of Ti, Nb, V and Zr: 0.005% or more and 0.10% or less, A total of one or more of Mo, Cr, Cu and Ni: 0.005% or more and 0.5% or less, and B: containing at least one of 0.0003% or more and 0.005% or less [1]
  • the component composition is further in mass%, The high-strength galvanized steel sheet according to [1] or [2], which contains at least one of Sb: 0.001% to 0.1% and Sn: 0.001% to 0.1%.
  • [4] The high-strength galvanized steel sheet according to any one of [1] to [3], wherein the component composition further contains, by mass%, Ca: 0.0010% or less.
  • a cold-rolled steel sheet having the composition according to any one of [1] to [4] is subjected to an annealing furnace temperature T1: (A) in an annealing furnace atmosphere having a hydrogen concentration of 1 vol% or more and 13 vol% or less.
  • the plated steel sheet after the plating step is heated to a temperature T2 (° C.) of 70 ° C. or higher and 450 ° C. or lower in a furnace atmosphere having a hydrogen concentration of 10 vol% or lower and a dew point of 50 ° C.
  • a plated steel sheet, a high-strength member, and a manufacturing method thereof can be provided.
  • the high-strength galvanized steel sheet of the present invention includes a steel sheet and a galvanized layer formed on the steel sheet. Below, it demonstrates in order of a steel plate and a zinc plating layer.
  • the high strength as used in the field of this invention means that tensile strength is 1100 Mpa or more.
  • excellent strength-ductility balance as used in the present invention means that the relationship between the tensile strength TS (MPa), the elongation El (%), and the sheet thickness t (mm) satisfies the following formula (1).
  • the component composition of the steel sheet is as follows. In the following description, “%”, which is a unit of component content, means “mass%”.
  • C 0.10% or more and 0.30% or less C is an element effective for increasing the strength of a steel sheet, and contributes to increasing the strength by forming martensite, which is one of the hard phases of the steel structure.
  • the C content is 0.10% or more, preferably 0.11% or more, more preferably 0.12% or more.
  • the C content exceeds 0.30%, the spot weldability is remarkably deteriorated in the present invention, and at the same time, the steel sheet becomes hard due to the increase in martensite strength and the formability such as ductility tends to be lowered. Therefore, the C content is 0.30% or less.
  • the C content is preferably 0.28% or less, more preferably 0.25% or less.
  • Si 1.0% or more and 2.8% or less Si is an element that contributes to strengthening by solid solution strengthening, and suppresses the formation of carbides and effectively acts on the formation of retained austenite.
  • the Si content is 1.0% or more, preferably 1.2% or more.
  • Si easily forms Si-based oxides on the steel sheet surface, which may cause unplating, and if excessively contained, a scale is remarkably formed at the time of hot rolling, and a scale trace is attached to the steel sheet surface. Surface properties may be deteriorated. Moreover, pickling property may fall. From these viewpoints, the Si content is set to 2.8% or less.
  • Mn 2.0% or more and 3.5% or less Mn is effective as an element that contributes to high strength by solid solution strengthening and martensite formation.
  • the Mn content needs to be 2.0% or more, preferably 2.1% or more, more preferably 2.2% or more.
  • the Mn content exceeds 3.5%, spot welded portion cracking is caused, and the steel structure is likely to be uneven due to segregation of Mn and the like, resulting in a decrease in workability.
  • Mn content exceeds 3.5%, Mn tends to concentrate on the steel sheet surface as an oxide or composite oxide, which may cause non-plating. Therefore, the Mn content is 3.5% or less.
  • the Mn content is preferably 3.3% or less, more preferably 3.0% or less.
  • P 0.010% or less
  • P is an element that is inevitably contained, and is an effective element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening.
  • the content exceeds 0.010%, workability such as weldability and stretch flangeability is deteriorated and segregates at the grain boundaries to promote grain boundary embrittlement. Therefore, the P content is 0.010% or less.
  • the P content is preferably 0.008% or less, more preferably 0.007% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly defined, but if the P content is less than 0.001%, the production efficiency may be lowered and the dephosphorization cost may be increased in the production process. Therefore, the P content is preferably 0.001% or more.
  • S 0.001% or less S is an element inevitably contained in the same manner as P, and causes hot brittleness, deteriorates weldability, and exists as sulfide inclusions in steel. It is a harmful element that reduces the workability of the steel sheet. For this reason, it is preferable to reduce S content as much as possible. Therefore, the S content is set to 0.001% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly specified, but if the S content is less than 0.0001%, the production efficiency may be lowered and the cost may be increased in the current production process. For this reason, it is preferable that S content shall be 0.0001% or more.
  • Al 1% or less Al is added as a deoxidizer.
  • the content is preferably 0.01% or more in order to obtain the effect.
  • the Al content is more preferably 0.02% or more.
  • the Al content is preferably 0.4% or less, more preferably 0.1% or less.
  • the N content is 0.006% or less, preferably 0.005% or less, and more preferably 0.004% or less.
  • the content is preferably as low as possible from the viewpoint of improving the ductility by cleaning the ferrite, but the lower limit of the N content is set to 0.0001% in order to reduce the production efficiency and increase the cost in the manufacturing process.
  • the N content is preferably 0.0010% or more, more preferably 0.0015% or more.
  • the composition of the steel sheet includes, as an optional component, at least one of Ti, Nb, V, and Zr in a total of 0.005% to 0.10%, and at least one of Mo, Cr, Cu, and Ni. A total of 0.005% or more and 0.5% or less and B: 0.0003% or more and 0.005% or less may be contained.
  • Ti, Nb, V, and Zr form carbides and nitrides (may be carbonitrides) with C and N, and contribute to increasing the strength of the steel sheet, in particular, increasing YR, by forming fine precipitates. . From the viewpoint of obtaining this effect, it is preferable to contain one or more of Ti, Nb, V and Zr in a total amount of 0.005% or more. More preferably, it is 0.015% or more, More preferably, it is 0.030% or more. These elements are also effective for hydrogen trap sites (detoxification) in steel.
  • the total content is preferably set to 0.10% or less. More preferably, it is 0.08% or less, More preferably, it is 0.06% or less.
  • Mo, Cr, Cu and Ni are elements that contribute to increasing the strength in order to enhance the hardenability and facilitate the formation of martensite. Therefore, it is preferable to contain at least 0.005% of Mo, Cr, Cu and Ni in total.
  • the total content is more preferably 0.010% or more, and still more preferably 0.050% or more.
  • Mo, Cr, Cu, and Ni excessive content exceeding 0.5% leads to saturation of effects and cost increase, so the total content is preferably 0.5% or less.
  • the Cu content is preferably 0.5% or less at the maximum.
  • Ni is preferably contained when Cu is contained because it has an effect of suppressing the generation of surface defects due to Cu. In particular, it is preferable to contain Ni that is 1/2 or more of the Cu content.
  • the B is an element that contributes to high strength in order to enhance the hardenability and facilitate the formation of martensite. Further, the B content is preferably 0.0003% or more, more preferably 0.0005% or more, and further preferably 0.0010% or more. The B content is preferably provided with the above lower limit in order to obtain the effect of suppressing the formation of ferrite that occurs in the annealing cooling process. Moreover, even if it contains B content exceeding 0.005%, since an effect is saturated, it is preferable to provide the said upper limit. Excessive hardenability also has disadvantages such as weld cracking during welding.
  • the component composition of the steel sheet may contain at least one of Sb: 0.001% to 0.1% and Sn: 0.001% to 0.1% as an optional component.
  • Sb and Sn are elements that are effective in suppressing the strength reduction of the steel sheet by suppressing decarburization, denitrification, deboronation, and the like. Moreover, since it is effective also in suppressing spot weld cracking, the Sn content and the Sb content are each preferably 0.001% or more. Each of the Sn content and the Sb content is more preferably 0.003% or more, and further preferably 0.005% or more. However, if Sn and Sb are each contained excessively in excess of 0.1%, workability such as stretch flangeability of the steel sheet is deteriorated. Therefore, the Sn content and the Sb content are each preferably 0.1% or less. Each of the Sn content and the Sb content is more preferably 0.030% or less, and still more preferably 0.010% or less.
  • the component composition of the steel sheet may contain Ca: 0.0010% or less as an optional component.
  • the Ca content is preferably 0.0010% or less.
  • the Ca content is more preferably 0.0005% or less, still more preferably 0.0003% or less.
  • Ca content is preferably 0.00001% or more.
  • the Ca content is more preferably 0.00005% or more.
  • the balance other than the above is Fe and inevitable impurities.
  • the arbitrary component since the effect of this invention is not impaired when the component in which the minimum of content exists is less than the said lower limit, the arbitrary component is made into an unavoidable impurity.
  • the steel structure has an area ratio of martensite of 40% or more, ferrite of 30% or less (including 0%), residual austenite of 4% to 20%, and bainite of 10% to 50%.
  • the area ratio of retained austenite is not less than 4% and not more than 20% Austenite (residual austenite) that is confirmed at room temperature after the production of the steel sheet is transformed into martensite by stress induction such as processing, so that the strain easily propagates and improves the ductility of the steel sheet.
  • austenite (fcc phase) has a slower diffusion of hydrogen in steel than ferrite (bcc phase), hydrogen tends to remain in the steel, and has a high hydrogen storage capacity. In that case, there is a concern of increasing the diffusible hydrogen in the steel. Therefore, the area ratio of retained austenite is set to 20% or less.
  • the area ratio of retained austenite is preferably 18% or less, more preferably 15% or less.
  • the area ratio of ferrite is 30% or less (including 0%)
  • the presence of ferrite is not preferable from the viewpoint of obtaining high tensile strength and yield ratio, but in the present invention, the area ratio is allowed to be 30% or less from the viewpoint of compatibility with ductility.
  • the area ratio of ferrite is preferably 20% or less, more preferably 15% or less.
  • the lower limit of the area ratio of ferrite is not particularly limited, but the area ratio of ferrite is preferably 1% or more, more preferably 2% or more, and further preferably 3% or more. Note that bainite that does not contain carbides generated at a relatively high temperature is not distinguished from ferrite by observation with a scanning electron microscope described in Examples described later, and is regarded as ferrite.
  • the area ratio of martensite is 40% or more.
  • martensite includes tempered martensite (including self-tempered martensite).
  • As-quenched martensite and tempered martensite are hard phases and are important in the present invention in order to obtain high tensile strength. Compared to as-quenched martensite, tempered martensite tends to soften.
  • the area ratio of martensite is 40% or more, preferably 45% or more.
  • the martensite area ratio is preferably 86% or less in balance with other structures. Moreover, 80% or less is more preferable from a viewpoint of ensuring ductility.
  • the area ratio of bainite is 10% or more and 50% or less. Bainite is harder than ferrite and is effective in increasing the strength of the steel sheet. As described above, in the present invention, bainite that does not contain carbide is regarded as ferrite, and thus bainite here means bainite that contains carbide. On the other hand, bainite is more ductile than martensite, and the area ratio of bainite is 10% or more. However, in order to ensure the required strength, the area ratio of bainite is 50% or less, preferably 45% or less.
  • the steel structure may contain precipitates such as pearlite and carbide in the remainder as a structure other than the structure described above.
  • precipitates such as pearlite and carbide
  • These other structures are preferably 10% or less, more preferably 5% or less in terms of area ratio.
  • the area ratio in the above steel structure adopts the result obtained by the method described in the examples.
  • a more specific method for measuring the area ratio is described in the examples, but briefly, as follows.
  • the area ratio is calculated by observing the structure in the region from the surface to the 1/4 thickness position (1/8 to 3/8) of the plate thickness.
  • the above area ratio is obtained by analyzing an image taken by observing three or more fields of view at 1500 times magnification with a SEM after corroding the L section of the steel sheet (thickness section parallel to the rolling direction) with a Nital solution. Is required.
  • the composition of the galvanized layer is not particularly limited and may be a general one.
  • a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer generally, Fe: 20% by mass or less, Al: 0.001% by mass to 1.0% by mass, and further, Pb, One or more selected from Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM in total 0 to 3.5% by mass It is preferable that it is contained below and the remainder consists of Zn and inevitable impurities.
  • a hot dip galvanized layer having a plating adhesion amount of 20 to 80 g / m 2 per side, and an alloyed hot dip galvanized layer obtained by alloying this.
  • the Fe content in the plated layer is less than 7% by mass.
  • the Fe content in the plated layer is 7 to 20% by mass. % Is preferred.
  • the high-strength galvanized steel sheet of the present invention has a diffusible hydrogen content in steel obtained by measurement by the method described in the examples of less than 0.20 mass ppm. Diffusible hydrogen in steel degrades the hydrogen embrittlement resistance of the material. If the amount of diffusible hydrogen in the steel is 0.20 mass ppm or more, cracking of the welded nugget is likely to occur during welding, for example. In the present invention, it has been clarified that there is an improvement effect when the amount of diffusible hydrogen in the steel is less than 0.20 mass ppm. Preferably it is 0.15 mass ppm or less, More preferably, it is 0.10 mass ppm or less, More preferably, it is 0.08 mass ppm or less.
  • the diffusible hydrogen in the steel needs to be less than 0.20 ppm by mass before the steel sheet is formed or welded.
  • the diffusible hydrogen content in steel is measured by cutting a sample from the product in a general usage environment and measuring the amount of diffusible hydrogen in steel If hydrogen is less than 0.20 mass ppm, it can be considered that it was less than 0.20 mass ppm before forming and welding.
  • the high-strength galvanized steel sheet of the present invention has sufficient strength. Specifically, it is 1100 MPa or more.
  • the high strength galvanized steel sheet of the present invention has a high yield ratio. Specifically, the yield ratio (YR) is 67% or more.
  • the balance between tensile strength (TS) and elongation (El) is adjusted in consideration of the plate thickness (t). Specifically, it is adjusted to satisfy the following expression (1).
  • the unit of tensile strength TS is MPa
  • the unit of elongation El is%
  • the unit of sheet thickness t is mm.
  • the manufacturing method of the high-strength galvanized steel sheet of the present invention includes an annealing process, a plating process, and a post heat treatment process.
  • the temperature at the time of heating or cooling a slab (steel material), a steel plate, etc. shown below means the surface temperature of a slab (steel material), a steel plate, etc. unless otherwise specified.
  • the cold-rolled steel sheet having the above component composition at a hydrogen concentration 1 vol% or more 13 vol% or less of the annealing furnace atmosphere, the annealing furnace temperature T1: (A c3 point -10 ° C.) or higher 900 ° C. temperature below
  • the product is cooled and retained in a temperature range of 400 ° C. or more and 550 ° C. or less for 20 s or more and 1500 s or less.
  • the cold rolled steel sheet used in the manufacturing method of the present invention is manufactured from a steel material.
  • the steel material is manufactured by a continuous casting method generally called a slab (slab).
  • the continuous casting method is used for the purpose of preventing macro segregation of alloy components.
  • the steel material may be manufactured by an ingot-making method or a thin slab casting method.
  • the method of hot rolling and charging into a heating furnace as it is without cooling to near room temperature Either a method of hot rolling immediately after performing a slight supplementary heat, or a method of hot rolling while maintaining a high temperature state after casting may be used.
  • the hot rolling conditions are not particularly limited, but the steel material having the above component composition is heated at a temperature of 1100 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower and subjected to hot rolling at a finish rolling temperature of 800 ° C. or higher and 950 ° C. or lower.
  • the condition of winding at a temperature of from °C to 700 °C is preferable.
  • these preferable conditions will be described.
  • the heating temperature of the steel slab is preferably in the range of 1100 ° C to 1350 ° C. If the temperature is outside the above upper limit temperature range, the precipitates present in the steel slab are likely to be coarsened, which may be disadvantageous when securing strength by precipitation strengthening, for example. In addition, there is a possibility of adversely affecting the structure formation in the subsequent heat treatment using coarse precipitates as nuclei. Moreover, coarsening of austenite grains occurs, and the steel structure also coarsens, which may cause the strength and elongation of the steel sheet to decrease. On the other hand, it is beneficial to achieve a smooth steel plate surface by reducing cracks and irregularities on the steel plate surface by scaling off bubbles and defects on the slab surface by appropriate heating. In order to obtain such an effect, the heating temperature of the steel slab is preferably 1100 ° C. or higher.
  • the hot steel slab is subjected to hot rolling including rough rolling and finish rolling.
  • a steel slab becomes a sheet bar by rough rolling, and becomes a hot-rolled coil by finish rolling.
  • the hot rolling conditions are preferably as follows.
  • Finish rolling temperature 800 ° C. or higher and 950 ° C. or lower is preferable.
  • the finish rolling temperature 800 ° C. or higher, the steel structure obtained from the hot rolled coil tends to be uniform.
  • the ability to make the steel structure uniform at this stage contributes to making the steel structure of the final product uniform. If the steel structure is not uniform, workability such as elongation is reduced.
  • the temperature exceeds 950 ° C. the amount of oxide (scale) generated increases, the interface between the base iron and the oxide becomes rough, and the surface quality after pickling and cold rolling may deteriorate.
  • the coarse grain size in the steel structure may cause a decrease in workability such as strength and elongation of the steel plate as in the case of the steel slab.
  • cooling is started within 3 seconds after finishing rolling, and the temperature range from [Finishing rolling temperature] to [Finishing rolling temperature-100 ° C]. Is preferably cooled at an average cooling rate of 10 to 250 ° C./s. This average cooling rate is the time required for cooling from [Finishing Rolling Temperature] to [Finishing Rolling Temperature—100 ° C.] by the temperature difference (° C.) between [Finishing Rolling Temperature] and [Finishing Rolling Temperature—100 ° C.]. Divide by to calculate.
  • the winding temperature is preferably 450 ° C. or higher and 700 ° C. or lower. If the temperature immediately before coil winding after hot rolling, that is, the coiling temperature is 450 ° C. or higher, it is preferable from the viewpoint of fine precipitation of carbide when Nb or the like is added, and if the coiling temperature is 700 ° C. or lower. The cementite precipitate is preferable because it does not become too coarse. In addition, when the temperature range is 450 ° C. or lower or 700 ° C. or higher, the structure is likely to change during holding after being wound on the coil, and rolling due to the non-uniformity of the steel structure of the material in cold rolling in the subsequent process Troubles are likely to occur. A more preferable coiling temperature is 500 ° C. or more and 680 ° C. or less from the viewpoint of sizing the steel structure of the hot rolled sheet.
  • a cold rolling process is performed. Usually, after a scale is dropped by pickling, cold rolling is performed to form a cold-rolled coil. This pickling is performed as necessary.
  • Cold rolling is preferably performed at a reduction rate of 20% or more. This is to obtain a uniform and fine steel structure in the subsequent heating. If it is less than 20%, coarse grains may be easily formed during heating, and a non-uniform structure may be easily formed. As described above, there are concerns about the strength and workability of the final product plate after subsequent heat treatment, and the surface. Deteriorates properties. Although the upper limit of the rolling reduction is not particularly defined, a high strength steel sheet has a high rolling reduction, which may result in poor shape due to a reduction in productivity due to rolling load. The rolling reduction is preferably 90% or less.
  • Annealing furnace temperature T1 ( Ac3 point-10 ° C) to 900 ° C or less is not particularly limited, but the average heating rate is 10 ° C / s for the purpose of homogenizing the steel structure. Less than is preferable. In addition, the average heating rate is preferably 1 ° C./s or more from the viewpoint of suppressing a decrease in production efficiency.
  • the annealing furnace temperature T1 is set to ( Ac3 point-10 ° C) or higher and 900 ° C or lower in order to secure both the material and the plating property.
  • the annealing furnace temperature T1 is less than ( Ac3 point -10 ° C)
  • the ferrite area ratio becomes high in the steel structure finally obtained, and it is difficult to generate the necessary amount of retained austenite, martensite, and bainite.
  • the annealing furnace internal temperature T1 exceeds 900 ° C., the crystal grains are coarsened and workability such as elongation is lowered, which is not preferable.
  • the annealing furnace internal temperature T1 exceeds 900 ° C.
  • Mn and Si are likely to be concentrated on the surface, thereby impairing the plateability.
  • the annealing furnace internal temperature T1 exceeds 900 ° C., the load on the equipment is high and there is a possibility that it cannot be stably manufactured.
  • the annealing furnace temperature T1 ( Ac3 point ⁇ 10 ° C.) to 900 ° C. is heated for 5 seconds or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but 600 seconds or less is preferable because it prevents the excessive austenite grain size from coarsening.
  • the hydrogen concentration in the (A c3 point -10 ° C.) or higher 900 ° C. or less of the temperature range is not less than 1 vol% 13 vol% or less.
  • the in-furnace atmosphere is also controlled simultaneously with respect to the above-mentioned annealing furnace temperature T1, so that the plating property is ensured and at the same time, excessive hydrogen intrusion into the steel is prevented.
  • Non-plating occurs frequently when the hydrogen concentration is less than 1 vol%.
  • the hydrogen concentration exceeds 13 vol%, the effect on the plating property is saturated, and at the same time, hydrogen penetration into the steel is remarkably increased and the hydrogen embrittlement resistance of the final product is deteriorated.
  • the hydrogen concentration does not have to be in the range of 1 vol% or more except in the temperature range from ( Ac3 point ⁇ 10 ° C.) to 900 ° C. above.
  • the residence After the residence in the hydrogen concentration atmosphere, when cooling, the residence is performed for 20 s or more in a temperature range of 400 ° C. or more and 550 ° C. or less. This is to make it easier to form bainite and obtain retained austenite. Furthermore, this residence has the effect that hydrogen in the steel is removed. In order to produce desired amounts of bainite and retained austenite, it is necessary to retain for 20 s or more in this temperature range.
  • the upper limit of the residence time is set to 1500 s or less from the viewpoint of manufacturing cost and the like. Residence at less than 400 ° C. is not preferable because it tends to be lower than the plating bath temperature that follows and deteriorates the quality of the plating bath.
  • the plate temperature may be heated up to the plating bath, and thus the above temperature range. Is set to 400 ° C.
  • the temperature range exceeding 550 ° C. not bainite but ferrite and pearlite are likely to be produced, and it becomes difficult to obtain retained austenite.
  • the cooling rate average cooling rate
  • the upper limit of the preferable cooling rate is not particularly specified.
  • the cooling stop temperature may be 400 to 550 ° C., but may be once cooled to a temperature below this and retained in a temperature range of 400 to 550 ° C. by reheating. In this case, when cooled to the Ms point or lower, martensite may be generated and then tempered.
  • the steel sheet after the annealing process is plated and cooled to 100 ° C. or lower at an average cooling rate of 3 ° C./s or higher.
  • the method of plating treatment is preferably hot dip galvanizing treatment. Conditions may be set as appropriate. In addition, alloying treatment may be performed as necessary. When alloying, an alloying treatment is performed by heating after hot dip galvanizing. For example, the temperature at the time of alloying can be exemplified by a treatment in which a temperature range of 480 ° C. to 600 ° C. is maintained for about 1 second (s) to 60 seconds. In addition, since it becomes difficult to obtain a retained austenite when the treatment temperature exceeds 600 ° C., the treatment is preferably performed at 600 ° C. or less.
  • the above plating treatment After alloying treatment in the case of alloying treatment, it is cooled to 100 ° C. or less at an average cooling rate of 3 ° C./s or more. This is to obtain martensite which is essential for increasing the strength.
  • This average cooling rate is calculated by dividing the temperature difference from the cooling start temperature after the plating treatment to 100 ° C. by the time required for cooling from the cooling start temperature to 100 ° C. If it is less than 3 ° C / s, it is difficult to obtain martensite necessary for strength, and if the cooling is stopped at a temperature higher than 100 ° C, the martensite is excessively tempered (self-tempering) or austenite.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly specified, but is preferably 200 ° C./s or less. This is because if it is faster than this, the burden of capital investment increases. In addition, you may cool immediately after a plating process.
  • the plated steel sheet after the plating step is 0.02 (hr) or higher at a temperature T2 (° C.) of 70 ° C. or higher and 450 ° C. or lower in a furnace atmosphere having a hydrogen concentration of 10 vol% or lower and a dew point of 50 ° C. or lower. Is a step of staying for at least time t (hr) satisfying the following expression (2).
  • a post heat treatment step is performed to reduce the amount of diffusible hydrogen in the steel.
  • the hydrogen concentration is preferably as low as possible, preferably 5 vol% or less, more preferably 2 vol% or less.
  • the lower limit of the hydrogen concentration is not particularly limited, and a lower limit is preferably 1 vol% because it is preferably as small as described above.
  • a dew point is 50 degrees C or less, Preferably it is 45 degrees C or less, More preferably, it is 40 degrees C or less.
  • the lower limit of the dew point is not particularly limited, but is preferably ⁇ 80 ° C. or higher from the viewpoint of production cost.
  • the upper limit of the temperature T2 is set to 450 ° C. at a temperature exceeding 450 ° C., because the ductility lowering, the tensile strength lowering, the plating layer deterioration, and the appearance deterioration occur due to decomposition of residual austenite.
  • it is 430 degrees C or less, More preferably, it is 420 degrees C or less.
  • the lower limit of the temperature T2 to retain is less than 70 degreeC, it will become difficult to fully reduce the amount of diffusible hydrogen in steel, and the crack crack of a welding part will arise. Therefore, the lower limit of the temperature T2 is set to 70 ° C.
  • it is 80 degreeC or more, More preferably, it is 90 degreeC or more.
  • the amount of diffusible hydrogen in the steel can be reduced by adjusting the residence time to be 0.02 hr or longer and satisfying the above formula (2).
  • a cold-rolled sheet obtained by cold rolling is heated to a temperature range of A c1 point or higher (A c3 point + 50 ° C.) and lower, and a pretreatment step of pickling is performed. It is also possible.
  • a c1 751-27C + 18Si-12Mn-23Cu-23Ni + 24Cr + 23Mo-40V-6Ti + 32Zr + 233Nb-169Al-895B
  • a c3 910-203 (C) 1/2 + 44.7Si-30Mn-11P + 700S + 400Al + 400Ti
  • the element symbol in said formula means content (mass%) of each element, and makes the component which does not contain 0.
  • oxides such as Si and Mn concentrated on the surface layer of the steel sheet are removed by pickling in order to ensure plating properties in the subsequent annealing step.
  • temper rolling may be performed after the plating step.
  • Temper rolling is preferably performed at an elongation rate of 0.1% or more after cooling in the plating step.
  • the temper rolling may not be performed.
  • temper rolling is preferably performed at an elongation rate of 0.1% or more for the purpose of stably obtaining YS in addition to the purpose of shape correction and surface roughness adjustment.
  • leveling may be performed instead of temper rolling.
  • Excessive temper rolling reduces the evaluation value of ductility and stretch flangeability by introducing excessive strain on the steel sheet surface.
  • excessive temper rolling reduces ductility and increases the equipment load due to the high strength steel sheet. Therefore, the rolling reduction of temper rolling is preferably 3% or less.
  • Width trimming is preferably performed before or after the temper rolling. With this width trim, the coil width can be adjusted. Moreover, as described below, by performing the width trimming before the post heat treatment step, hydrogen in the steel can be efficiently released by the subsequent post heat treatment.
  • the residence time t (hr) at the temperature T2 (° C.) of 70 ° C. or higher and 450 ° C. or lower in the post heat treatment step is set to 0.02 (hr) or more and the following (3 It is preferable that the conditions satisfy the formula. 130-17.5 ⁇ ln (t) ⁇ T2 (3) As apparent from the above equation (3), the temperature can be shortened if the temperature condition is the same as in the case of the above equation (2), and the temperature can be lowered if the residence time condition is the same. .
  • the high-strength member of the present invention is obtained by subjecting the high-strength galvanized steel sheet of the present invention to at least one of forming and welding.
  • the manufacturing method of the high strength member of this invention has the process of performing at least one of a shaping
  • the high-strength member of the present invention has high tensile strength of 1100 MPa or higher, yield ratio of 67% or higher, excellent strength-ductility balance, excellent hydrogen brittleness resistance, and good surface properties (appearance). . Therefore, the high-strength member of the present invention can be suitably used for, for example, automobile parts.
  • a general processing method such as pressing can be used without limitation.
  • general welding such as spot welding and arc welding can be used without limitation.
  • Example 1 Molten steel having the component composition of steel A shown in Table 1 was melted in a converter and made into a slab with a continuous casting machine. This slab was heated to 1200 ° C. to obtain a hot rolled coil at a finish rolling temperature of 840 ° C. and a winding temperature of 550 ° C. This hot-rolled coil was a cold-rolled steel sheet having a cold reduction ratio of 50% and a thickness of 1.4 mm. This cold-rolled steel sheet is heated to 810 ° C. (within ( Ac3 point ⁇ 10 ° C.) to 900 ° C.) in an annealing furnace atmosphere at various hydrogen concentrations and a dew point of ⁇ 30 ° C. for 60 seconds.
  • Hydrogen content in steel was measured by the following method. First, a test piece of about 5 ⁇ 30 mm was cut out from a galvanized steel sheet subjected to post heat treatment. Next, the plating on the surface of the test piece was removed using a router (precision grinder) and placed in a quartz tube. Next, after replacing the inside of the quartz tube with Ar, the temperature was raised at 200 ° C./hr, and hydrogen generated up to 400 ° C. was measured by a gas chromatograph. In this way, the amount of released hydrogen was measured by a temperature rising analysis method. The cumulative amount of hydrogen detected in the temperature range from room temperature (25 ° C.) to less than 250 ° C. was defined as the amount of diffusible hydrogen.
  • Hydrogen embrittlement resistance As an evaluation of hydrogen embrittlement resistance, a nugget crack in a resistance spot weld of a steel plate was evaluated.
  • a 2 mm thick plate was sandwiched between both ends of a 30 ⁇ 100 mm plate as a spacer, and the center between the spacers was joined by spot welding to prepare a test piece as a member.
  • spot welding was performed using an inverter DC resistance spot welder, and the electrode was a chrome copper dome shape with a tip diameter of 6 mm.
  • the applied pressure was 380 kgf
  • the energization time was 16 cycles / 50 Hz
  • the holding time was 5 cycles / 50 Hz. Samples with various nugget diameters were prepared by changing the welding current value.
  • FIG. 1 shows the relationship between the amount of diffusible hydrogen (mass ppm) and the minimum nugget diameter (mm).
  • the steel structure and mechanical properties are also within the scope of the present invention.
  • Example 2 Molten steel having the component compositions of steels A to N shown in Table 1 was melted in a converter and made into a slab with a continuous casting machine, heated to 1200 ° C. and then hot-rolled to a finish rolling temperature of 910 ° C., A hot rolled coil was formed at a winding temperature of 560 ° C. Thereafter, a cold rolled coil having a cold pressure ratio of 50% and a thickness of 1.4 mm was obtained.
  • a sample of the galvanized steel sheet obtained as described above is collected, and the microstructure (area ratio), yield strength (YS), tensile strength (TS), tensile strength (TS)
  • the evaluation method is as follows. As an evaluation of hydrogen embrittlement resistance, the nugget crack of the weld was evaluated.
  • Microstructure observation A specimen for microstructural observation was collected from a galvanized steel sheet, and after polishing the L cross section (thickness cross section parallel to the rolling direction), it was corroded with Nital solution and near 1/4 t (t is the total thickness) from the surface with SEM. The images taken by observing three or more visual fields at a magnification of 1500 times were analyzed (the area ratio was measured for each observation visual field, and the average value was calculated). However, since the volume ratio of retained austenite (the volume ratio is regarded as the area ratio) is quantified by the X-ray diffraction intensity, the total of each structure may exceed 100%.
  • F means ferrite
  • M means martensite
  • B bainite
  • residual ⁇ means residual austenite.
  • Tensile test A JIS No. 5 tensile test piece (JISZ2201) was sampled from a galvanized steel sheet in a direction perpendicular to the rolling direction, and a tensile test was performed at a constant tensile speed (crosshead speed) of 10 mm / min.
  • Yield strength (YS) is the value obtained by reading the 0.2% proof stress from the slope of the 150 to 350 MPa stress range, and the tensile strength is the value obtained by dividing the maximum load in the tensile test by the initial cross-sectional area of the parallel part of the specimen. It was.
  • the plate thickness in calculating the cross-sectional area of the parallel portion the plate thickness value including the plating thickness was used.
  • Tensile strength (TS), yield strength (YS), and elongation (El) were measured, and yield ratio YR and equation (1) were calculated.
  • Hydrogen embrittlement resistance As an evaluation of hydrogen embrittlement resistance, the hydrogen embrittlement of the resistance spot welds of steel sheets was evaluated.
  • the evaluation method is the same as in Example 1.
  • the welding current value was a condition for forming a nugget diameter corresponding to the strength of each steel plate.
  • a nugget diameter of 3.8 mm was set at 1100 MPa or more and less than 1250 MPa, and a nugget diameter of 4.8 mm was set at 1250 MPa or more and 1400 MPa or less.
  • the distance between the spacers at both ends was 40 mm, and the steel plate and the spacer were secured in advance by welding.
  • the non-plating defect means an area in the order of several ⁇ m to several mm, where plating is not present and the steel sheet is exposed.
  • the amount of diffusible hydrogen in steel was measured by the same method as in Example 1.
  • Table 3 shows the obtained results.
  • the inventive examples were all good in TS, YR, surface properties and hydrogen embrittlement resistance. Any of the comparative examples was inferior. Further, from the comparison between the inventive example and the comparative example, the relationship between the amount of diffusible hydrogen and the resistance to hydrogen embrittlement is within the range of the component composition and steel structure of the present invention, and the amount of diffusible hydrogen is 0. When the content is less than 20 ppm by mass, the resistance spot welded nugget crack is evaluated as favorable as hydrogen embrittlement resistance.
  • the high-strength galvanized steel sheet of the present invention not only has high tensile strength, but also has a high yield strength ratio and good ductility, and is excellent in the hydrogen embrittlement resistance and surface properties of the material. For this reason, when a high-strength member obtained by using the high-strength galvanized steel sheet of the present invention is applied to a skeleton component of an automobile body, particularly a component around a cabin that affects collision safety, along with improvement of its safety performance, Contributes to weight reduction of vehicle body due to high strength and thinning effect. As a result, the present invention can contribute to environmental aspects such as CO 2 emission.
  • the high-strength galvanized steel sheet according to the present invention has good surface properties and plating quality, it can be actively applied to places where corrosion due to rain and snow is a concern, such as undercarriage. For this reason, according to this invention, performance improvement can be expected also about the rust prevention and corrosion resistance of a vehicle body. Such characteristics are effective not only for automobile parts, but also in the fields of civil engineering / architecture and home appliances.

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Abstract

本発明の課題は、水素脆化が懸念される高強度亜鉛めっき鋼板において、めっき外観や素材の耐水素脆性に優れ、建材や自動車の耐衝突部品に好適な高い降伏比を持つ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を提供することである。　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、特定の成分組成と、面積率で、残留オーステナイトが４％以上２０％以下、フェライトが３０％以下（０％を含む）、マルテンサイトが４０％以上かつベイナイトが１０％以上５０％以下である鋼組織と、を有する鋼板と、鋼板上の亜鉛めっき層と、を備え、鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ未満であり、引張強さが１１００ＭＰａ以上であり、引張強さＴＳ（ＭＰａ）、伸びＥｌ（％）および板厚ｔ（ｍｍ）の関係が下記式（１）を満たし、降伏比ＹＲが６７％以上である。　ＴＳ×（Ｅｌ＋３－２．５ｔ）≧１３０００　（１）

Description

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
　本発明は、強度が高くなると劣化しやすい伸び（Ｅｌ）や耐水素脆性に優れ、建材や自動車の骨格・耐衝突部品に好適な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に関する。
　自動車の衝突安全性および燃費改善が強く求められている昨今、部品素材である鋼板の高強度化が進んでいる。中でも、自動車が衝突した際に乗員の安全を確保する観点から、キャビン周りに使われる部品素材には、高い引張強さだけでなく、高い降伏強さも求められる。また意匠性を反映するため強さのほか素材の延性も重要である。さらに、世界規模で自動車の普及が広がっており、多種多様な地域・気候のなか種々の用途で自動車が使われることに対し、部品素材である鋼板には高い防錆性が求められる。高強度等の特性に関する文献として下記特許文献１～３がある。
　特許文献１には、引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、強度－延性バランスに優れた鋼板を提供する方法が開示されている。
　また、特許文献２には、ＳｉおよびＭｎを含有する高強度鋼板を母材とする、めっき外観、耐食性、高加工時の耐めっき剥離性および高加工時の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が開示されている。
　また、特許文献３には、耐遅れ破壊特性が良好な高強度めっき鋼板の製造方法が開示されている。
　ところで、鋼板の高強度化に伴い、水素脆化の懸念が出てくる。これに関する文献として、たとえば、特許文献４、５及び６では、加工性と耐水素脆性が高められた残留オーステナイトを活用した鋼板として、ベイニティックフェライトとマルテンサイトを母相とし、残留オーステナイトを含む鋼板であって、残留オーステナイトの面積率や分散形態を適切に制御することにより、耐水素脆性が高められた鋼板が開示されている。水素トラップ能力、水素吸蔵能力が非常に高いベイニティックフェライトおよび残留オーステナイトに着目し、特に、残留オーステナイトの作用を十分発揮させるため、残留オーステナイトの形態を、サブミクロンオーダーの微細ラス状としている。
　また、特許文献７では、母材強度（ＴＳ）＜８７０ＭＰａ程度の鋼板の溶接部水素脆性に優れる高強度鋼板とその製造方法が開示されている。この特許文献７においては、鋼中に酸化物を分散させることで水素脆性を改善している。
特開２０１３－２１３２３２号公報 特開２０１５－１５１６０７号公報 特開２０１１－１１１６７１号公報 特開２００７－１９７８１９号公報 特開２００６－２０７０１８号公報 特開２０１１－１９０４７４号公報 特開２００７－２３１３７３号公報
　従来、延性に優れる、いわゆるＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼は、引張強さ（ＴＳ）に対する降伏強さ（ＹＳ）が低く、すなわち降伏比（ＹＲ）が低かった。また、板厚が薄い鋼板では水素が侵入しても短時間で放出されることから、いわゆる遅れ破壊に対する問題意識は低かった。なお、「板厚が薄い鋼板」とは板厚が３．０ｍｍ以下の鋼板である。
　特許文献１では、めっき密着性を低下させるＳｉの添加を抑えているが、Ｍｎ含有量が２．０％を超える場合、鋼板表面にはＭｎ系酸化物ができやすく一般的にめっき性を損なう。
　特許文献２ではめっき層を形成するときの条件は特に限定しておらず、通常用いられる条件を採用しており、めっき性が劣る。さらに、耐水素脆性を改善していない。
　特許文献２では、鋼組織構成上、Ａｃ３点が８００℃を超える素材には適用するのが困難である。さらに焼鈍炉内雰囲気中の水素濃度が高いと鋼中水素濃度が増大し、耐水素脆性が十分とはいえない。
　特許文献３では、加工後の耐遅れ破壊特性は改善されているものの、焼鈍中の水素濃度も高く、母材そのものに水素が残留し耐水素脆性が劣る。
　特許文献４～７は耐水素脆性に関する改善をおこなっているが、これらは使用環境における腐食環境または雰囲気から発生した水素が起因するものであり、製造後、加工前・加工時の素材の耐水素脆性を考慮したものではなかった。一般に、亜鉛やニッケルなどのめっきが施されると、水素は素材から放出・侵入しにくいため、製造中に鋼板に侵入した水素は鋼中に残存しやすくなり、素材の水素脆化が起こりやすくなる。特許文献７では、連続めっきラインの炉内水素濃度の上限が６０％であり、Ａｃ３点以上の高温に焼鈍した場合に大量の水素が鋼中に取り込まれる。したがって、特許文献７の方法でＴＳ≧１１００ＭＰａの耐水素脆性に優れる超高強度鋼板を製造することはできない。
　本発明は、水素脆化が懸念される高強度亜鉛めっき鋼板において、めっき外観や素材の耐水素脆性に優れ、建材や自動車の耐衝突部品に好適な高い降伏比を持つ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ために、種々の鋼板を用いて、良好な外観に加えて、良好な機械的性質を有しつつ、めっき性および耐水素脆性として抵抗スポット溶接部ナゲットの亀裂割れ克服を両立させるための検討を行った。その結果、鋼板の成分組成に加え、製造条件の適切な調整によって、最適な鋼組織の作り込みと機械的性質のバランスを実現し、さらに鋼中水素量を制御することで、上記課題を解決するに至った。具体的には本発明は以下のものを提供する。
［１］　質量％で、
Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下、
Ｓｉ：１．０％以上２．８％以下、
Ｍｎ：２．０％以上３．５％以下、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．００１％以下、
Ａｌ：１％以下、及び
Ｎ：０．０００１％以上０．００６％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
　面積率で、残留オーステナイトが４％以上２０％以下、フェライトが３０％以下（０％を含む）、マルテンサイトが４０％以上かつベイナイトが１０％以上５０％以下である鋼組織と、を有する鋼板と、
　前記鋼板上の亜鉛めっき層と、を備え、
　鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ未満であり、
　引張強さが１１００ＭＰａ以上であり、
　引張強さＴＳ（ＭＰａ）、伸びＥｌ（％）および板厚ｔ（ｍｍ）の関係が下記（１）式を満たし、
　降伏比ＹＲが６７％以上である高強度亜鉛めっき鋼板。
ＴＳ×（Ｅｌ＋３－２．５ｔ）≧１３０００　　　　（１）
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＺｒのうち１種以上の合計：０．００５％以上０．１０％以下、
Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ及びＮｉのうち１種以上の合計：０．００５％以上０．５％以下、及び
Ｂ：０．０００３％以上０．００５％以下のうち少なくとも１つを含有する［１］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｓｂ：０．００１％以上０．１％以下及びＳｎ：０．００１％以上０．１％以下のうち少なくとも１つを含有する［１］又は［２］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１０％以下を含有する［１］～［３］のいずれか一つに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［５］［１］～［４］のいずれか一つに記載の高強度亜鉛めっき鋼板が、成形加工及び溶接の少なくとも一方がされてなる高強度部材。
［６］［１］～［４］のいずれか一つに記載の成分組成を有する冷延鋼板を、水素濃度１ｖｏｌ％以上１３ｖｏｌ％以下の焼鈍炉内雰囲気で、焼鈍炉内温度Ｔ１：（Ａｃ３点－１０℃）以上９００℃以下の温度域で５ｓ以上加熱した後、冷却し、４００℃以上５５０℃以下の温度域で２０ｓ以上１５００ｓ以下滞留させる焼鈍工程と、
　前記焼鈍工程後の鋼板を、めっき処理し、平均冷却速度３℃／s以上で１００℃以下まで冷却するめっき工程と、
　前記めっき工程後のめっき鋼板を、水素濃度１０ｖｏｌ％以下かつ露点５０℃以下の炉内雰囲気で、７０℃以上４５０℃以下の温度Ｔ２（℃）に、０．０２（ｈｒ）以上で下記（２）式を満たす時間ｔ（ｈｒ）以上滞留させる後熱処理工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
１３５－１７．２×ｌｎ（ｔ）≦　Ｔ２　　　（２）
［７］前記焼鈍工程前に、前記冷延鋼板を、Ａｃ１点以上（Ａｃ３点＋５０℃）以下まで加熱し、酸洗する前処理工程を有する［６］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［８］前記めっき工程後、０．１％以上の伸長率で調質圧延を施す［６］または［７］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［９］前記後熱処理工程後に、幅トリムをする［８］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１０］前記後熱処理工程前に、幅トリムを行い、
　前記後熱処理工程における、７０℃以上４５０℃以下の温度Ｔ２（℃）で滞留する滞留時間ｔ（ｈｒ）が、０．０２（ｈｒ）以上かつ下記（３）式を満たす［８］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
１３０－１７．５×ｌｎ（ｔ）≦　Ｔ２　　　（３）
［１１］［６］～［１０］のいずれか一つに記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法によって製造された高強度亜鉛めっき鋼板を、成形加工及び溶接の少なくとも一方を行う工程を有する、高強度部材の製造方法。
　本発明によれば、引張強さが１１００ＭＰａ以上の高強度で、降伏比が６７％以上で強度－延性バランスに優れ、耐水素脆性にも優れると共に、表面性状（外観）も良好な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を提供できる。
拡散性水素量と最小ナゲット径との関係の一例を示す図である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　＜高強度亜鉛めっき鋼板＞
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、該鋼板上に形成された亜鉛めっき層とを備える。以下では、鋼板、亜鉛めっき層の順で説明する。また、本発明でいう高強度とは、引張強さが１１００ＭＰａ以上であることを意味する。また、本発明でいう強度－延性バランスに優れるとは、引張強さＴＳ（ＭＰａ）、伸びＥｌ（％）および板厚ｔ（ｍｍ）の関係が下記（１）式を満たすことをいう。
　ＴＳ×（Ｅｌ＋３－２．５ｔ）≧１３０００　　　　（１）
　鋼板の成分組成は以下の通りである。以下の説明において、成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下
　Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、鋼組織の硬質相の一つであるマルテンサイトを形成することで高強度化に寄与する。これらの効果を得るためには、Ｃ含有量は０．１０％以上、好ましくは０．１１％以上、より好ましくは０．１２％以上である。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると、本発明ではスポット溶接性が顕著に劣化すると同時に、マルテンサイトの強度増加により鋼板が硬質化し、延性などの成形性が低下する傾向にある。したがってＣ含有量は０．３０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．２８％以下、より好ましくは０．２５％以下である。
　Ｓｉ：１．０％以上２．８％以下
　Ｓｉは固溶強化により高強度化に寄与する元素であるとともに、炭化物の生成を抑え、残留オーステナイトの生成に有効に作用する元素である。この観点からＳｉ含有量は１．０％以上、好ましくは１．２％以上とする。一方でＳｉは鋼板表面にＳｉ系酸化物を形成しやすく、不めっきの原因となる場合があると共に、過剰に含有すると熱間圧延時にスケールが著しく形成されて鋼板表面にスケール跡疵が付き、表面性状が悪くなることがある。また、酸洗性が低下することがある。これらの観点から、Ｓｉ含有量を２．８％以下とする。
　Ｍｎ：２．０％以上３．５％以下
　Ｍｎは固溶強化およびマルテンサイト形成により高強度化に寄与する元素として有効である。この効果を得るためにＭｎ含有量は２．０％以上にする必要があり、好ましくは２．１％以上、より好ましくは２．２％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．５％を超えるとスポット溶接部割れを招くと共に、Ｍｎの偏析などに起因して鋼組織にムラを生じやすくなり、加工性の低下を招く。また、Ｍｎ含有量が３．５％を超えると、Ｍｎは鋼板表面に酸化物あるいは複合酸化物として濃化しやすく、不めっきの原因となる場合がある。そこで、Ｍｎ含有量は３．５％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．３％以下、より好ましくは３．０％以下である。
　Ｐ：０．０１０％以下
　Ｐは、不可避的に含有する元素であると共に、固溶強化により鋼板の高強度化に寄与する有効な元素である。その含有量が０．０１０％を超えると溶接性や、伸びフランジ性などの加工性が低下するほか、粒界に偏析して粒界脆化を助長する。そこで、Ｐ含有量は０．０１０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００７％以下である。Ｐ含有量の下限は特に規定しないが、Ｐ含有量が０．００１％未満では製造過程において生産能率低下と脱燐コストの増加を招くことがある。このため、Ｐ含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。
　Ｓ：０．００１％以下
　ＳもＰと同様に不可避的に含有する元素であり、熱間脆性を起こす原因となったり、溶接性の低下をもたらしたり、鋼中に硫化物系介在物として存在して鋼板の加工性を低下させる有害な元素である。このため、Ｓ含有量は極力低減することが好ましい。そこで、Ｓ含有量は０．００１％以下とする。Ｓ含有量の下限は特に規定しないが、Ｓ含有量が０．０００１％未満では現状の製造過程において生産能率低下とコストの増加を招くことがある。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
　Ａｌ：１％以下
　Ａｌは脱酸剤として添加される。脱酸剤としてＡｌを添加する場合、その効果を得るには０．０１％以上の含有が好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０２％以上である。一方Ａｌ含有量が１％を超えると原料コストの上昇を招くほか、鋼板の表面欠陥を誘発する原因にもなるため１％を上限とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．１％以下である。
　Ｎ：０．０００１％以上０．００６％以下
　Ｎ含有量が０．００６％を超えると鋼中に過剰な窒化物が生成して延性や靭性を低下させるほか、鋼板の表面性状の悪化を招くことがある。このためＮ含有量は０．００６％以下、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００４％以下とする。フェライトの清浄化による延性向上の観点からは含有量は極力少ない方が好ましいが、製造過程における生産能率低下とコスト増を招くためＮ含有量の下限は０．０００１％とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００１５％以上である。
　上記鋼板の成分組成は、任意成分として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＺｒのうち１種以上を合計で０．００５％以上０．１０％以下、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ及びＮｉのうち１種以上を合計で０．００５％以上０．５％以下、及びＢ：０．０００３％以上０．００５％以下のうち少なくとも１つを含有してもよい。
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＺｒは、ＣやＮと炭化物や窒化物（炭窒化物の場合もある）を形成し、微細析出物とすることで鋼板の高強度化、特に高ＹＲ化に寄与する。この効果を得る観点から、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＺｒのうち１種以上を合計で０．００５％以上含有することが好ましい。より好ましくは０．０１５％以上、さらに好ましくは０．０３０％以上である。また、これらの元素は、鋼中水素のトラップサイト（無害化）のためにも有効である。しかしながら合計が０．１０％を超える過剰な含有は、冷間圧延時の変形抵抗を高めて生産性を阻害するほか、過剰な或いは粗大な析出物の存在はフェライトの延性を低下させ、鋼板の延性や曲げ性、伸びフランジ性などの加工性を低下させる。そこで、上記合計を０．１０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下である。
　Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ及びＮｉは、焼入れ性を高めてマルテンサイトを生成させやすくするため、高強度化に寄与する元素である。そこで、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ及びＮｉのうち1種以上を合計で０．００５％以上含有することが好ましい。合計含有量は、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０５０％以上である。また、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ及びＮｉについては、合計含有量が０．５％を超える過剰な含有は効果の飽和やコスト増につながるので、合計含有量を０．５％以下とすることが好ましい。また、Ｃｕについては熱間圧延時の割れを誘発し表面疵の発生原因となるので最大でもＣｕ含有量は０．５％以下とすることが好ましい。ＮｉについてはＣｕ含有による表面疵の発生を抑止する効果があるためＣｕ含有時に含有することが好ましい。特にＣｕ含有量の１／２以上のＮｉを含有することが好ましい。
　Ｂは、焼入れ性を高めてマルテンサイトを生成させやすくするため、高強度化に寄与する元素である。また、Ｂ含有量は、好ましくは０．０００３％以上、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。Ｂ含有量は、焼鈍冷却過程で起こるフェライト生成の抑制効果を得るために、上記下限を設けることが好ましい。また、Ｂ含有量が０．００５％を超えて含有しても、効果が飽和するので、上記上限を設けることが好ましい。過剰な焼入れ性は溶接時の溶接部割れなどの不利益もある。
　上記鋼板の成分組成は、任意成分として、Ｓｂ：０．００１％以上０．１％以下及びＳｎ：０．００１％以上０．１％以下のうち少なくとも１つを含有してもよい。
　ＳｂやＳｎは脱炭や脱窒、脱硼などを抑制して、鋼板の強度低下抑制に有効な元素である。またスポット溶接割れ抑制にも有効であるため、Ｓｎ含有量及びＳｂ含有量は、ぞれぞれ０．００１％以上が好ましい。Ｓｎ含有量及びＳｂ含有量は、それぞれ、より好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００５％以上である。しかしながら、Ｓｎ及びＳｂは、それぞれ、０．１％を超える過剰な含有は鋼板の伸びフランジ性などの加工性を低下させる。そこで、Ｓｎ含有量及びＳｂ含有量は、それぞれ０．１％以下とすることが好ましい。Ｓｎ含有量及びＳｂ含有量は、それぞれ、より好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
　上記鋼板の成分組成は、任意成分として、Ｃａ：０．００１０％以下を含有してもよい。
　Ｃａは鋼中で硫化物や酸化物を形成し、鋼板の加工性を低下させる。このため、Ｃａ含有量は０．００１０％以下が好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以下、さらに好ましくは０．０００３％以下である。また、下限は特に限定されないが、製造上、Ｃａを全く含まないようにすることが困難な場合もあることから、それを考慮すると、Ｃａ含有量は０．００００１％以上が好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００００５％以上である。
　上記鋼板の成分組成において、上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。上記任意成分において、含有量の下限が存在する成分を上記下限値未満で含む場合、本発明の効果が害されないため、その任意成分は不可避的不純物とする。
　続いて、上記鋼板の鋼組織について説明する。
　鋼組織は、面積率で、マルテンサイトが４０％以上かつフェライトが３０％以下（０％を含む）、残留オーステナイトが４％以上２０％以下、ベイナイトが１０％以上５０％以下を含む。
　残留オーステナイトの面積率が４％以上２０％以下
　鋼板製造後に室温で確認されるオーステナイト（残留オーステナイト）は加工など応力誘起によりマルテンサイトに変態するため歪伝播しやすく鋼板の延性を向上させる。その効果は、残留オーステナイトの面積率が４％以上で現れ、５％以上で顕著になる。一方で、オーステナイト（ｆｃｃ相）はフェライト（ｂｃｃ相）に比べ、鋼中水素の拡散が遅く、鋼中に水素が残存しやすく、また水素吸蔵能が高いため、この残留オーステナイトが加工誘起変態した場合、鋼中の拡散性水素を増加させる懸念がある。そのため、残留オーステナイトの面積率は、２０％以下にする。残留オーステナイトの面積率は、好ましくは１８％以下、より好ましくは１５％以下である。
　フェライトの面積率が３０％以下（０％を含む）
　フェライトの存在は、高い引張強さと降伏比を得る観点からは好ましくないが、本発明では延性との両立の観点から面積率で３０％以下まで許容される。フェライトの面積率は、好ましくは２０％以下、より好ましくは１５％以下である。フェライトの面積率の下限は特に限定されないが、フェライトの面積率は１％以上が好ましく、より好ましくは２％以上、さらに好ましくは３％以上である。なお、比較的高温で生成した炭化物を含まないベイナイトは後述の実施例に記載の走査電子顕微鏡での観察ではフェライトとの区別はせず、フェライトとみなす。
　マルテンサイトの面積率が４０％以上
　ここでマルテンサイトは、焼戻しマルテンサイト（自己焼戻しマルテンサイトを含む）を含む。焼入れままマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトは硬質相であり、高い引張強さを得るため本発明において重要である。焼入れままマルテンサイトに比べ、焼戻しマルテンサイトは軟化傾向にある。必要な強度を確保するために、マルテンサイトの面積率は４０％以上、好ましくは４５％以上とする。マルテンサイトの面積率の上限は特に規定していないが、他の組織とのバランスで、マルテンサイトの面積率は８６％以下であることが好ましい。また、延性確保の観点から、８０％以下がより好ましい。
　ベイナイトの面積率が１０％以上５０％以下
　ベイナイトはフェライトに比べ硬質であり、鋼板強度を高めるためにも有効である。上記の通り、本発明では炭化物を含まないベイナイトはフェライトとみなされるため、ここで言うベイナイトは炭化物を含むベイナイトを意味する。一方でベイナイトはマルテンサイトに比べ延性があり、ベイナイトの面積率は１０％以上とする。しかしながら必要な強度を確保するために、ベイナイトの面積率は５０％以下、好ましくは４５％以下とする。
　なお、鋼組織は上記した組織以外の組織として、残部にパーライトおよび炭化物などの析出物を含む場合がある。これらのその他の組織（フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト、ベイナイト以外の残部）は、面積率で１０％以下であることが好ましく、より好ましくは５％以下である。
　上記の鋼組織における面積率は、実施例に記載の方法で得られる結果を採用する。より具体的な面積率の測定方法は実施例に記載するが、簡潔には以下の通りである。上記面積率は、表面から板厚の１／４厚み位置（１／８～３／８）の領域における組織を代表して観察して算出される。また、上記面積率は、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な板厚断面）を研磨後、ナイタール液で腐食しＳＥＭで１５００倍の倍率で３視野以上を観察して撮影した画像を解析して求められる。
　次いで、亜鉛めっき層について説明する。
　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。例えば、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層の場合、一般的には、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、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成であることが好ましい。本発明では、片面あたりのめっき付着量が２０～８０ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっき層、これがさらに合金化された合金化溶融亜鉛めっき層を有することが好ましい。また、めっき層が溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中の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めっき層中のＦｅ含有量は７～２０質量％であることが好ましい。
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、実施例に記載の方法で測定して得られる鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ未満である。鋼中の拡散性水素は、素材の耐水素脆性を劣化させる。鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ以上になると、たとえば溶接時に溶接部ナゲットの亀裂割れが生じやすくなる。本発明では、鋼中の拡散性水素量を０．２０質量ｐｐｍ未満とすることで改善効果があることを明らかにした。好ましくは０．１５質量ｐｐｍ以下、より好ましくは０．１０質量ｐｐｍ以下、さらに好ましくは０．０８質量ｐｐｍ以下である。下限は特に限定しないが、少ないほど好ましいため、下限は０質量ｐｐｍである。本発明では、鋼板を成形加工や溶接をする前に、鋼中の拡散性水素が０．２０質量ｐｐｍ未満であることが必要である。ただし、鋼板を成形加工や溶接した後の製品（部材）について、一般的な使用環境おかれた当該製品からサンプルを切り出して鋼中の拡散性水素量を測定した際に、鋼中の拡散性水素が０．２０質量ｐｐｍ未満であれば、成形加工や溶接をする前も０．２０質量ｐｐｍ未満でであったとみなせる。
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、十分な強度を有する。具体的には、１１００ＭＰａ以上である。本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、降伏比が高い。具体的には降伏比（ＹＲ）が６７％以上である。本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、引張強さ（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）のバランスが、板厚（ｔ）を考慮して調整されている。具体的には、下記（１）式を満たすように調整されている。式（１）において、引張強さＴＳの単位はＭＰａ、伸びＥｌの単位は％、および板厚ｔの単位はｍｍである。機械的性質がこのように調整されることは、本発明の課題を解決する上で重要である。なお、板厚は通常０．３ｍｍ以上３．０ｍｍ以下であることが好ましい。
ＴＳ×（Ｅｌ＋３－２．５ｔ）≧１３０００　　　（１）
　＜高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法＞
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法は、焼鈍工程と、めっき工程と、後熱処理工程とを有する。なお、以下に示すスラブ（鋼素材）、鋼板等を加熱又は冷却する際の温度は、特に説明がない限り、スラブ（鋼素材）、鋼板等の表面温度を意味する。
　焼鈍工程とは、上記成分組成を有する冷延鋼板を、水素濃度１ｖｏｌ％以上１３ｖｏｌ％以下の焼鈍炉内雰囲気で、焼鈍炉内温度Ｔ１：（Ａｃ３点－１０℃）以上９００℃以下の温度域で５ｓ以上加熱した後、冷却し、４００℃以上５５０℃以下の温度域に２０ｓ以上１５００ｓ以下滞留させる工程である。
　先ず、冷延鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の製造方法で使用する冷延鋼板は、鋼素材から製造される。鋼素材は、一般的にスラブ（鋳片）とよばれる連続鋳造方法で製造されたものである。連続鋳造法を採用するのは、合金成分のマクロ偏析を防止する目的である。鋼素材は、造塊法や薄スラブ鋳造法などで製造してもよい。
　また、鋼スラブを製造したあと、一旦室温まで冷却してその後再加熱する従来法に加え、室温付近まで冷却せずに温片のままで加熱炉に装入して熱間圧延する方法や、わずかの補熱を行った後に直ちに熱間圧延する方法、或いは鋳造後高温状態を保ったまま熱間圧延する方法のいずれでもよい。
　熱間圧延の条件は特に限定されないが、上記成分組成を有する鋼素材を、１１００℃以上１３５０℃以下の温度で加熱し、仕上げ圧延温度が８００℃以上９５０℃以下の熱間圧延を施し、４５０℃以上７００℃以下の温度で巻き取る条件が好ましい。以下、これらの好ましい条件について説明する。
　鋼スラブの加熱温度は、１１００℃以上１３５０℃以下の範囲とすることが好ましい。上記上限温度範囲外であると、鋼スラブ中に存在する析出物は粗大化しやすく、例えば析出強化による強度確保をする場合には不利となる場合がある。また、粗大な析出物を核として後の熱処理において組織形成に悪影響を及ぼす可能性がある。また、オーステナイト粒の粗大化が起こり、鋼組織も粗大化して、鋼板の強度や伸びが低下する原因となる場合がある。一方、適切な加熱によりスラブ表面の気泡や欠陥などをスケールオフさせることで鋼板表面の亀裂や凹凸を低減し、平滑な鋼板表面を達成することは有益である。このような効果を得るために、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上とすることが好ましい。
　加熱された鋼スラブに対し、粗圧延および仕上げ圧延を含む熱間圧延を施す。一般的に鋼スラブは粗圧延でシートバーとなり、仕上げ圧延によって熱延コイルとなる。また、ミル能力等によってはそのような区分けにこだわらず、所定のサイズになれば問題ない。熱間圧延条件としては、以下が好ましい。
　仕上げ圧延温度：８００℃以上９５０℃以下が好ましい。仕上げ圧延温度を８００℃以上とすることで、熱延コイルで得られる鋼組織を均一にできる傾向にある。この段階で鋼組織を均一にできることは、最終製品の鋼組織が均一になることに寄与する。鋼組織が不均一だと、伸び等の加工性が低下する。一方９５０℃を超えると酸化物（スケール）生成量が多くなり地鉄と酸化物の界面が荒れて、酸洗および冷間圧延後の表面品質が劣化する場合がある。
　また、鋼組織において結晶粒径が粗大になることで、鋼スラブ同様鋼板の強度や伸び等の加工性が低下する原因となる場合がある。上記熱間圧延を終了した後、鋼組織の微細化や均一化のため、仕上げ圧延終了後３秒以内に冷却を開始し、［仕上げ圧延温度］～［仕上げ圧延温度－１００℃］の温度域を１０～２５０℃／ｓの平均冷却速度で冷却することが好ましい。この平均冷却速度は、［仕上げ圧延温度］と［仕上げ圧延温度－１００℃］との温度差（℃）を、［仕上げ圧延温度］から［仕上げ圧延温度－１００℃］までの冷却に要した時間で除して算出する。
　巻取り温度は４５０℃以上７００℃以下とすることが好ましい。熱延後のコイル巻取り直前の温度、すなわち巻取り温度が４５０℃以上であれば、Ｎｂなどを添加した際には炭化物の微細析出の観点から好ましく、巻取り温度が７００℃以下であればセメンタイト析出物が粗大になりすぎないため好ましい。また、４５０℃以下や７００℃以上の温度域になると、コイルに巻き取った後の保持中に組織が変化しやすく、後工程の冷間圧延において素材の鋼組織の不均一性に起因した圧延トラブルなどが起こりやすい。熱延板の鋼組織の整粒化などの観点からより好ましい巻取り温度は５００℃以上６８０℃以下とする。
　次いで、冷間圧延工程を行う。通常、酸洗によりスケールを落とした後、冷間圧延が施され冷延コイルとなる。この酸洗は必要に応じて行われる。
　冷間圧延は圧下率２０％以上とすることが好ましい。これは引続き行う加熱において均一微細な鋼組織を得るためである。２０％未満では加熱時に粗粒になりやすい場合や、不均一な組織になりやすい場合があり、前述したように、その後の熱処理後最終製品板での強度や加工性低下が懸念されほか、表面性状を劣化させる。圧下率の上限は特に規定しないが、高強度の鋼板ゆえ、高い圧下率は圧延負荷による生産性低下のほか、形状不良となる場合がある。圧下率は９０％以下が好ましい。
　焼鈍工程では、上記冷延鋼板を、上記成分組成を有する冷延鋼板を、水素濃度１ｖｏｌ％以上１３ｖｏｌ％以下の焼鈍炉内雰囲気で、焼鈍炉内温度Ｔ１：（Ａｃ３点－１０℃）以上９００℃以下の温度域で５ｓ以上加熱した後、冷却し、４００℃以上５５０℃以下の温度域に２０ｓ以上１５００ｓ滞留させる。
　焼鈍炉内温度Ｔ１：（Ａｃ３点－１０℃）以上９００℃以下の温度域にするための平均加熱速度は特に限定されないが、平均加熱速度は鋼組織の均一化という理由で１０℃／ｓ未満が好ましい。また、製造効率低下を抑える観点から平均加熱速度は１℃／ｓ以上が好ましい。
　焼鈍炉内温度Ｔ１は、材質とめっき性いずれも担保するために、（Ａｃ３点－１０℃）以上９００℃以下に設定する。焼鈍炉内温度Ｔ１が（Ａｃ３点－１０℃）未満では、最終的に得られる鋼組織で、フェライトの面積率が高くなるとともに、必要な量の残留オーステナイトやマルテンサイト、ベイナイトの生成が難しくなる。また、焼鈍炉内温度Ｔ１が９００℃を超えると結晶粒が粗大化して伸び等の加工性が低下するため好ましくない。また、焼鈍炉内温度Ｔ１が９００℃を超えると、表面にＭｎやＳｉが濃化しやすくなってめっき性を阻害する。また、焼鈍炉内温度Ｔ１が９００℃を超えると設備への負荷も高く安定して製造できなくなる可能性がある。
　また、本発明の製造方法では、焼鈍炉内温度Ｔ１：（Ａｃ３点－１０℃）以上９００℃以下の温度で５ｓ以上加熱する。上限は特に限定されないが、過剰なオーステナイト粒径の粗大化を防ぐという理由で６００秒以下が好ましい。
　（Ａｃ３点－１０℃）以上９００℃以下の温度域における水素濃度は１ｖｏｌ％以上１３ｖｏｌ％以下とする。本発明においては、上述の焼鈍炉内温度Ｔ１に対し炉内雰囲気も同時に制御することでめっき性が担保されると同時に、鋼中への過剰な水素侵入を防ぐ。水素濃度が１ｖｏｌ％未満では不めっきが多発する。１３ｖｏｌ％を超える水素濃度ではめっき性に対する効果が飽和すると同時に、鋼中への水素侵入が著しく増大し、最終製品の耐水素脆性を劣化させる。なお、上記（Ａｃ３点－１０℃）以上９００℃以下の温度域以外については、水素濃度は１ｖｏｌ％以上の範囲になくてもよい。
　上記水素濃度雰囲気での滞留の後、冷却するに際し、４００℃以上５５０℃以下の温度域で２０ｓ以上滞留させる。これはベイナイトの生成と残留オーステナイトを得やすくするためである。さらに、この滞留は、鋼中の水素が除去されるという効果もある。ベイナイトと残留オーステナイトを所望量生成させるためにはこの温度域で２０ｓ以上滞留させる必要がある。滞留時間の上限は製造コスト等の観点から１５００ｓ以下とする。４００℃未満での滞留は、後に続くめっき浴温を下回ることになりやすく、めっき浴の品質を落とすため好ましくないが、その場合はめっき浴までに板温を加熱すればよく、そのため上記温度域の下限を４００℃とする。一方、５５０℃を超える温度域ではベイナイトではなくフェライトやパーライトが出やすくなり、残留オーステナイトが得にくくなる。上記焼鈍炉内温度Ｔ１からこの温度域までの冷却については、３℃／s以上の冷却速度（平均冷却速度）とすることが好ましい。冷却速度が３℃／ｓ未満ではフェライトやパーライト変態を起こしやすく、所望の鋼組織が得られなくなる場合があるためである。好ましい冷却速度の上限は特に規定はない。また、冷却停止温度としては、上述の４００～５５０℃とすればよいが、これ以下の温度に一旦冷却し、再加熱により４００～５５０℃の温度域での滞留をさせることも可能である。この場合、Ｍｓ点以下まで冷却した場合にはマルテンサイトが生成された後、焼戻されることもある。
　めっき工程では、焼鈍工程後の鋼板を、めっき処理し、平均冷却速度３℃／s以上で１００℃以下まで冷却する。
　めっき処理の方法は、溶融亜鉛めっき処理が好ましい。条件は適宜設定すればよい。また、必要に応じて合金化処理してもよく、合金化する際は、溶融亜鉛めっき後に加熱する合金化処理を行う。例えば、合金化処理する際の温度は、４８０℃以上６００℃以下の温度域に１秒（ｓ）以上６０秒以下程度保持する処理が例示できる。なお、処理温度が６００℃超では残留オーステナイトが得にくくなるため、６００℃以下で処理することが好ましい。
　上記めっき処理後（合金化処理を行う場合は合金化処理後）、平均冷却速度３℃／ｓ以上で１００℃以下まで冷却する。これは高強度化に必須なマルテンサイトを得るためである。この平均冷却速度は、めっき処理後の冷却開始温度から１００℃までの温度差を、当該冷却開始温度から１００℃までの冷却に要した時間で除して算出する。３℃／ｓ未満では強度に必要なマルテンサイトを得ることが難しく、また１００℃より高い温度で冷却を止めてしまうと、マルテンサイトがこの時点で過度に焼戻され（自己焼戻し）たり、オーステナイトがマルテンサイトにならずフェライトに変態してしまい必要な強度を得にくくなるためである。平均冷却速度は、上限は特に規定されないが、２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。これ以上速くすると、設備投資の負担が大きくなるためである。なお、めっき処理後すぐに冷却してもよい。
　上記めっき工程後に後熱処理工程を行う。後熱処理工程は、めっき工程後のめっき鋼板を、水素濃度１０ｖｏｌ％以下かつ露点５０℃以下の炉内雰囲気で、７０℃以上４５０℃以下の温度Ｔ２（℃）に、０．０２（ｈｒ）以上で下記（２）式を満たす時間ｔ（ｈｒ）以上滞留させる工程である。
　１３５－１７．２×ｌｎ（ｔ）≦Ｔ２　　（２）
　鋼中の拡散性水素量を低減させるため、後熱処理工程を行う。水素濃度１０ｖｏｌ％以下かつ露点５０℃以下の炉内雰囲気にすることで、鋼中の拡散性水素量の増加を抑えることができる。水素濃度は少ない方が好ましく５ｖｏｌ％以下が好ましく、より好ましくは２ｖｏｌ％以下である。水素濃度の下限は特に限定されず、上記の通り少ない方が好ましいため、好ましい下限は１ｖｏｌ％である。また、上記効果を得るために、露点は、５０℃以下、好ましくは４５℃以下、より好ましくは４０℃以下である。露点の下限は特に限定されないが、製造コストの観点からは－８０℃以上が好ましい。
　滞留させる温度Ｔ２について、４５０℃を超える温度では残留オーステナイトの分解による延性低下、引張強さの低下や、めっき層の劣化や外観の劣化が起きるため温度Ｔ２の上限は４５０℃とした。好ましくは４３０℃以下、より好ましくは４２０℃以下である。また、滞留させる温度Ｔ２の下限が７０℃未満では、鋼中の拡散性水素量を十分に低下させることが難しくなり、溶接部の亀裂割れが生じる。そこで、上記温度Ｔ２の下限を７０℃とした。好ましくは８０℃以上、より好ましくは９０℃以上である。
　また、鋼中の水素を低減させるためには、温度だけでなく時間を適正化することが重要である。滞留させる時間を０．０２ｈｒ以上かつ上記（２）式を満たす時間にように調整することで、鋼中の拡散性水素量を低減できる。
　上記冷間圧延後、焼鈍工程の前に、冷間圧延で得られた冷延板をＡｃ１点以上（Ａｃ３点＋５０℃）以下の温度域に加熱し、酸洗する前処理工程を行うことも可能である。
　Ａｃ１点以上（Ａｃ３点＋５０℃）以下の温度域に加熱
　「Ａｃ１点以上（Ａｃ３点＋５０℃）以下の温度域に加熱」は、鋼組織の形成による高い延性とめっき性を最終製品で担保するための条件である。引続く焼鈍工程の前に、マルテンサイトを含む組織を得ておくことが材質上好ましい。さらに、めっき性の観点からもこの加熱により鋼板表層部にＭｎなどの酸化物を濃化させることが好ましい。その観点で、Ａｃ１点以上（Ａｃ３点＋５０℃）以下の温度域に加熱することが好ましい。ここで、上述のＡｃ１やＡｃ３については以下の式で得られる値を用いた。
Ａｃ１＝７５１－２７Ｃ＋１８Ｓｉ－１２Ｍｎ－２３Ｃｕ－２３Ｎｉ＋２４Ｃｒ＋２３Ｍｏ－４０Ｖ－６Ｔｉ＋３２Ｚｒ＋２３３Ｎｂ－１６９Ａｌ－８９５Ｂ
Ａｃ３＝９１０－２０３（Ｃ）１／２＋４４．７Ｓｉ－３０Ｍｎ－１１Ｐ＋７００Ｓ＋４００Ａｌ＋４００Ｔｉとする。
なお、上記式における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、含有しない成分は０とする。
　上記加熱後の酸洗は、引続く焼鈍工程においてめっき性を担保するため、鋼板表層部に濃化したＳｉやＭｎなどの酸化物を酸洗により除去する。なお、前処理工程を行う場合には酸洗を行う必要がある。
　また、めっき工程後に調質圧延を行ってもよい。
　調質圧延は、めっき工程の冷却の後に、０．１％以上の伸長率で行われることが好ましい。調質圧延は行わなくてもよい。調質圧延する場合は、形状矯正や表面粗度調整の目的に加え、ＹＳを安定的に得る目的で、０．１％以上の伸長率で調質圧延をすることが好ましい。形状矯正や表面粗度調整については調質圧延に代えてレベラー加工を施してもよい。過度な調質圧延は、鋼板表面に過剰な歪が導入されて延性や伸びフランジ性の評価値を下げる。また、過度な調質圧延は延性も低下させるほか、高強度鋼板ゆえ設備負荷も高くなる。そこで、調質圧延の圧下率は３％以下とすることが好ましい。
　上記調質圧延の前または後に幅トリムを行うことが好ましい。この幅トリムにより、コイル幅調整を行うことができる。また、下記の通り、幅トリムを後熱処理工程より前に行うことで、引続く後熱処理で効率的に鋼中水素を放出させることができる。
　幅トリムを行う場合は、後熱処理工程前に行うことが好ましい。後熱処理工程前に幅トリムを行う場合、後熱処理工程における、７０℃以上４５０℃以下の温度Ｔ２（℃）で滞留する滞留時間ｔ（ｈｒ）を、０．０２（ｈｒ）以上かつ下記（３）式を満たす条件にすることが好ましい。
１３０－１７．５×ｌｎ（ｔ）≦Ｔ２　　　（３）
　上記（３）式から明らかなように、上記（２）式の場合と比較して、温度条件が同じであれば短時間化でき、滞留時間の条件が同じであれば低温化することができる。
＜高強度部材およびその製造方法＞
　本発明の高強度部材は、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板が、成形加工及び溶接の少なくとも一方がされてなるものである。また、本発明の高強度部材の製造方法は、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法によって製造された高強度亜鉛めっき鋼板を、成形加工及び溶接の少なくとも一方を行う工程を有する。
　本発明の高強度部材は、引張強さが１１００ＭＰａ以上の高強度で、降伏比が６７％以上で強度－延性バランスに優れ、耐水素脆性にも優れると共に、表面性状（外観）も良好である。そのため、本発明の高強度部材は、例えば、自動車部品に好適に用いることができる。
　成形加工は、プレス加工等の一般的な加工方法を制限なく用いることができる。また、溶接は、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接を制限なく用いることができる。
［実施例１］
　表１に示す鋼Ａの成分組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造機でスラブとした。このスラブを１２００℃に加熱し、仕上圧延温度８４０℃、巻取り温度５５０℃で熱延コイルとした。この熱延コイルを冷間圧下率５０％で板厚１．４ｍｍの冷延鋼板とした。この冷延鋼板を、種々の水素濃度で露点－３０℃の焼鈍炉内雰囲気の焼鈍処理で、８１０℃（（Ａｃ３点－１０℃）以上９００℃以下の範囲内）まで加熱し、６０秒滞留させた後、５００℃まで冷却し、１００秒滞留させた。その後亜鉛めっきを施して合金化処理をおこない、めっき後は水温４０℃の水槽を通すことで、冷却停止温度１００℃以下、平均冷却速度を３℃／s以上の条件で冷却して、高強度亜鉛めっき鋼板（製品板）を製造した。調質圧延はめっき後に実施し伸長率は０．２％とした。幅トリムは実施しなかった。
　それぞれからサンプルを切出し、鋼中の水素量分析、耐水素脆性の評価として溶接部のナゲット割れを評価した。結果を図１に示す。
　鋼中の水素量
　鋼中の水素量を以下の方法で測定した。先ず、後熱処理まで施した亜鉛めっき鋼板から、５×３０ｍｍ程度の試験片を切り出した。次いで、ルータ（精密グラインダ）を使って試験片表面のめっきを除去して石英管中に入れた。次いで、石英管中をＡｒで置換した後、２００℃／ｈｒで昇温し、４００℃までに発生した水素をガスクロマトグラフにより測定した。このように、昇温分析法にて放出水素量を測定した。室温（２５℃）から２５０℃未満の温度域で検出された水素量の累積値を拡散性水素量とした。
　耐水素脆性（溶接割れ）
　耐水素脆性の評価として、鋼板の抵抗スポット溶接部のナゲット割れを評価した。評価方法は、３０×１００ｍｍの板の両端に板厚２ｍｍの板をスペーサとして挟み、スペーサ間の中央をスポット溶接にて接合して部材としての試験片を作製した。この際、スポット溶接は、インバータ直流抵抗スポット溶接機を用い、電極はクロム銅製の先端径６ｍｍのドーム型を用いた。加圧力は３８０ｋｇｆ、通電時間は１６サイクル／５０Ｈｚ、保持時間は５サイクル／５０Ｈｚとした。溶接電流値を変化させて種々のナゲット径のサンプルを作製した。
　両端のスペーサ間隔は４０ｍｍとし、鋼板とスペーサは、予め溶接により固縛した。溶接後２４時間放置したのち、スペーサ部を切り落として、溶接ナゲットの断面観察を行い、水素脆化による割れ（亀裂）の有無の評価を行い、亀裂がなかった最小のナゲット径を求めた。図１に拡散性水素量（質量ｐｐｍ）と最小ナゲット径（ｍｍ）との関係を示した。
　図１に示す通り、鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍを超えると最少ナゲット径が急激に大きくなり、最少ナゲット径が４ｍｍを超えて劣化している。
　なお、拡散性水素量が本発明範囲の場合、鋼組織や機械的性質も本発明範囲である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 ［実施例２］
　表１に示す鋼Ａ～Ｎの成分組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造機でスラブとしたあと、１２００℃に加熱してから熱間圧延を行い、仕上げ圧延温度９１０℃とし、巻取り温度５６０℃で熱延コイルとした。その後、冷圧率５０％で１．４ｍｍの板厚の冷延コイルとした。これを表２に示す種々の条件で加熱（焼鈍）、酸洗（酸洗は、酸洗液のＨＣｌ濃度を５ｍａｓｓ％、液温を６０℃に調整したものを使用した）、めっき処理、調質圧延、幅トリム、後熱処理を施し、１．４ｍｍ厚の高強度亜鉛めっき鋼板（製品板）を製造した。なお、冷却（めっき処理後の冷却）では水温５０℃の水槽を通すことで、１００℃以下まで冷却した。また、めっき処理では、５３０℃で２０秒の条件で、亜鉛めっきの合金化処理を行った。
　以上により得られた亜鉛めっき鋼板のサンプルを採取し、下記の方法で鋼組織観察および引張試験を行って組織の分率（面積率）、降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）を測定・算出した。また、外観を目視観察してめっき性（表面性状）を評価した。評価方法は以下の通りである。耐水素脆性の評価として溶接部のナゲット割れを評価した。
　組織観察
　亜鉛めっき鋼板から組織観察用試験片を採取し、Ｌ断面（圧延方向に平行な板厚断面）を研磨後、ナイタール液で腐食しＳＥＭで表面から１／４ｔ（ｔは全厚）近傍の位置を１５００倍の倍率で３視野以上を観察して撮影した画像を解析した（観察視野ごとに面積率を測定し、平均値を算出した）。ただし、残留オーステナイトの体積率（体積率を面積率とみなす）についてはＸ線回折強度により定量したため、各組織の合計が１００％超える結果になる場合がある。表３のＦはフェライト、Ｍはマルテンサイト、Ｂはベイナイト、残留γは残留オーステナイトを意味する。
　なお、上記組織観察において、一部の例においては、その他の相として、パーライト、析出物や介在物の凝集が観察された。
　引張試験
　亜鉛めっき鋼板から圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳＺ２２０１）を採取し、引張速度（クロスヘッドスピード）１０ｍｍ／ｍｉｎ一定で引張試験を行った。降伏強さ（ＹＳ）は、応力１５０～３５０ＭＰａ弾性域の傾きから０．２％耐力を読み取った値とし、引張強さは引張試験における最大荷重を初期の試験片平行部断面積で除した値とした。平行部の断面積算出における板厚はめっき厚込みの板厚値を用いた。引張強さ（ＴＳ）、降伏強さ（ＹＳ）、伸び（Ｅｌ）を測定し、降伏比ＹＲと（１）式を算出した。
　耐水素脆性
　耐水素脆性の評価として、鋼板の抵抗スポット溶接部の水素脆性を評価した。評価方法は、実施例１と同様である。溶接電流値は、それぞれの鋼板強度に応じたナゲット径を形成する条件とした。１１００ＭＰａ以上１２５０ＭＰａ未満では３．８ｍｍのナゲット径とし、１２５０ＭＰａ以上１４００ＭＰａ以下では４．８ｍｍのナゲット径とした。実施例１同様、両端のスペーサ間隔は４０ｍｍとし、鋼板とスペーサは、予め溶接により固縛した。溶接後２４時間放置したのち、スペーサ部を切り落として、溶接ナゲットの断面観察をおこない、割れ（亀裂）の有無の評価をおこなった。表３の溶接割れの欄で、亀裂なしを「○」、亀裂ありを「×」であらわした。
　表面性状（外観）
　めっき後、後熱処理したのちの外観を目視観察し、不めっき欠陥が全くないものを「良好」、不めっき欠陥が発生したものを「不良」、不めっき欠陥はないがめっき外観ムラなどが生じたものは「やや良好」とした。なお、不めっき欠陥とは数μｍ～数ｍｍ程度のオーダーで、めっきが存在せず鋼板が露出している領域を意味する。
　鋼中の拡散性水素量
　鋼中の拡散性水素量の測定は、実施例１と同様の方法で行った。
　得られた結果を表３に示す。発明例はＴＳ、ＹＲ、表面性状、耐水素脆性がいずれも良好であった。比較例はいずれかが劣っていた。また、発明例と比較例との対比から、本発明の成分組成や鋼組織の範囲内において、拡散性水素量と耐水素脆性との関係は図１と同様であり、拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ未満のときに、耐水素脆性として、抵抗スポット溶接部ナゲット割れの評価が良好になることが分かる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、高い引張強さを有するだけでなく、高い降伏強度比と良好な延性を有し、素材の耐水素脆性や表面性状にも優れる。このため、自動車車体の骨格部品、特に衝突安全性に影響するキャビン周辺の部品に、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を用いて得た高強度部材を適用した場合、その安全性能の向上と共に、高強度薄肉化効果による車体軽量化に寄与する。その結果、本発明は、ＣＯ２排出など環境面にも貢献することができる。また、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、良好な表面性状・めっき品質を兼ね備えているため、足回りなど雨雪による腐食が懸念される箇所にも積極的に適用することが可能である。このため、本発明によれば、車体の防錆・耐腐食性についても性能向上が期待できる。このような特性は自動車部品に限らず、土木・建築、家電分野にも有効である。

Claims (11)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下、
    Ｓｉ：１．０％以上２．８％以下、
    Ｍｎ：２．０％以上３．５％以下、
    Ｐ：０．０１０％以下、
    Ｓ：０．００１％以下、
    Ａｌ：１％以下、及び
    Ｎ：０．０００１％以上０．００６％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    　面積率で、残留オーステナイトが４％以上２０％以下、フェライトが３０％以下（０％を含む）、マルテンサイトが４０％以上かつベイナイトが１０％以上５０％以下である鋼組織と、を有する鋼板と、
    　前記鋼板上の亜鉛めっき層と、を備え、
    　鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ未満であり、
    　引張強さが１１００ＭＰａ以上であり、
    　引張強さＴＳ（ＭＰａ）、伸びＥｌ（％）および板厚ｔ（ｍｍ）の関係が下記（１）式を満たし、
    　降伏比ＹＲが６７％以上である高強度亜鉛めっき鋼板。
    　ＴＳ×（Ｅｌ＋３－２．５ｔ）≧１３０００　　　　（１）
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＺｒのうち１種以上の合計：０．００５％以上０．１０％以下、
    Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ及びＮｉのうち１種以上の合計：０．００５％以上０．５％以下、及び
    Ｂ：０．０００３％以上０．００５％以下のうち少なくとも１つを含有する請求項１に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｓｂ：０．００１％以上０．１％以下及びＳｎ：０．００１％以上０．１％以下のうち少なくとも１つを含有する請求項１又は２に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  4. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１０％以下を含有する請求項１～３のいずれか一項に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の高強度亜鉛めっき鋼板が、成形加工及び溶接の少なくとも一方がされてなる高強度部材。
  6. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の成分組成を有する冷延鋼板を、水素濃度１ｖｏｌ％以上１３ｖｏｌ％以下の焼鈍炉内雰囲気で、焼鈍炉内温度Ｔ１：（Ａｃ３点－１０℃）以上９００℃以下の温度域で５ｓ以上加熱した後、冷却し、４００℃以上５５０℃以下の温度域で２０ｓ以上１５００ｓ以下滞留させる焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程後の鋼板を、めっき処理し、平均冷却速度３℃／s以上で１００℃以下まで冷却するめっき工程と、
    　前記めっき工程後のめっき鋼板を、水素濃度１０ｖｏｌ％以下かつ露点５０℃以下の炉内雰囲気で、７０℃以上４５０℃以下の温度Ｔ２（℃）に、０．０２（ｈｒ）以上で下記（２）式を満たす時間ｔ（ｈｒ）以上滞留させる後熱処理工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    　１３５－１７．２×ｌｎ（ｔ）≦　Ｔ２　　　（２）
  7. 　前記焼鈍工程前に、前記冷延鋼板を、Ａｃ１点以上（Ａｃ３点＋５０℃）以下まで加熱し、酸洗する前処理工程を有する請求項６に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  8. 　前記めっき工程後、０．１％以上の伸長率で調質圧延を施す請求項６または７に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  9. 　前記後熱処理工程後に、幅トリムをする請求項８に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  10. 　前記後熱処理工程前に、幅トリムを行い、
    　前記後熱処理工程における、７０℃以上４５０℃以下の温度Ｔ２（℃）で滞留する滞留時間ｔ（ｈｒ）が、０．０２（ｈｒ）以上かつ下記（３）式を満たす請求項８に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    　１３０－１７．５×ｌｎ（ｔ）≦　Ｔ２　　　（３）
  11. 　請求項６～１０のいずれか一項に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法によって製造された高強度亜鉛めっき鋼板を、成形加工及び溶接の少なくとも一方を行う工程を有する、高強度部材の製造方法。
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