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WO2020079926A1 - 高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2020079926A1
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WO
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less
steel sheet
temperature
carbides
steel
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PCT/JP2019/030793
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English (en)
French (fr)
Inventor
拓弥 平島
金子　真次郎
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JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
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Publication date
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Priority to US17/285,166 priority patent/US12043884B2/en
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    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D3/00—Electroplating: Baths therefor
    • C25D3/02—Electroplating: Baths therefor from solutions
    • C25D3/56—Electroplating: Baths therefor from solutions of alloys
    • C25D3/565—Electroplating: Baths therefor from solutions of alloys containing more than 50% by weight of zinc

Definitions

  • the present invention relates to a high ductility and high strength electrogalvanized steel sheet and a method for manufacturing the same. More specifically, the present invention relates to a high-ductility high-strength electrogalvanized steel sheet used for automobile parts and the like and a method for producing the same, and particularly to a high-ductility high-strength electrogalvanized steel sheet having excellent bendability and a method for producing the same.
  • the chemical components are C: 0.12 to 0.3%, Si: 0.5% or less, Mn: less than 1.5%, P: 0.02% or less, S: 0.0. 01% or less, Al: 0.15% or less, N: 0.01% or less, with the balance being steel made of Fe and inevitable impurities, and having a tempered martensite single structure, a tensile strength of 1.0
  • Patent Document 2 C: 0.17 to 0.73%, Si: 3.0% or less, Mn: 0.5 to 3.0%, P: 0.1% or less, S: 0. 0.07% or less, Al: 3.0% or less, N: 0.010% or less, the balance being steel made of Fe and inevitable impurities.
  • the martensite structure is utilized to increase the strength and the upper part.
  • the bainite transformation By utilizing the bainite transformation, the retained austenite necessary for obtaining the TRIP effect is stably secured, and by making part of the martensite into tempered martensite, the tensile strength with an excellent balance of strength and ductility is obtained. Offers high strength steel sheets of 980 MPa to 1.8 GPa.
  • Patent Document 1 Although it is excellent in strength because it has a tempered martensite single structure, it cannot reduce inclusions and coarse carbides that promote the progress of cracks, and is not excellent in bendability. it is conceivable that.
  • austenite having an fcc structure has a larger amount of hydrogen as a solid solution than martensite or bainite having a bcc structure or a bct structure. It is considered that the amount of diffusible hydrogen in steel, which is defined in Patent Document 2 in which a large amount of the above is used, is large, and the bendability is not excellent.
  • An object of the present invention is to provide a high ductility and high strength electrogalvanized steel sheet having excellent bendability and a method for manufacturing the same.
  • high ductility and high strength means that tensile strength (TS) is 1320 MPa or more, elongation (El) is 7.0% or more, and TS ⁇ El is 12000 or more.
  • excellent in bendability means that the limit bending radius / plate thickness (R / t) is 4.0 or less in a predetermined bending test.
  • the surface of the raw steel sheet means an interface between the raw steel sheet and the electrogalvanized plating. The region from the surface of the raw steel plate to the plate thickness 1/8 of the raw steel plate is also referred to as a surface layer portion.
  • the present invention provides a high ductility high strength electrogalvanized steel sheet having excellent bendability by reducing the amount of diffusible hydrogen in the steel by securing a predetermined amount of fine carbide in the surface layer portion, and a method for producing the same.
  • the high-ductile high-strength electrogalvanized steel sheet of the present invention has a galvanized galvanized layer on the surface of the raw steel sheet, and has a mean grain size of 50 nm or less in the entire steel structure of martens.
  • the area ratio of one or two types of bainite having carbides with an average particle size of 50 nm or less is 90% or more in total, and the average particle size in the region from the surface of the raw steel plate to the plate thickness 1/8 is
  • the area ratio of martensite having a carbide of 50 nm or less and bainite having a carbide having an average particle diameter of 50 nm or less is 80% or more in total, and the average particle diameter existing in the region is 50 nm or less.
  • the present inventors have conducted extensive research to solve the above problems. As a result, they have found that it is necessary to reduce the amount of diffusible hydrogen in steel to 0.20 mass ppm or less in order to obtain excellent bendability. In order to reduce the amount of diffusible hydrogen in the steel, it is necessary to increase fine carbides that are hydrogen trap sites in the surface layer of the steel, and for that purpose decarburization must be prevented. Decarburization is suppressed by adjusting the chemical composition of the steel and shortening the residence time from the end of finish rolling to winding, succeeding in the production of electrogalvanized steel sheets with excellent bendability, and further martensite and It was found that a structure mainly composed of bainite provides high ductility and high strength.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • a high-ductility high-strength electrogalvanized steel sheet having electrogalvanized plating on the surface of a raw steel sheet The material steel plate is mass%, C: 0.12% or more and 0.40% or less, Si: 0.001% or more and 2.0% or less, Mn: 1.7% or more and 5.0% or less, P: 0.050% or less, S: 0.0050% or less, Al: 0.010% or more and 0.20% or less, N: 0.010% or less and Sb: 0.002% or more and 0.10% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities.
  • the area ratio of martensite having carbides having an average grain size of 50 nm or less and bainite having carbides having an average grain size of 50 nm or less is 90% or more in total
  • the area ratio of martensite having carbides having an average particle size of 50 nm or less and bainite having carbides having an average particle size of 50 nm or less is 80% in total.
  • the above-mentioned component composition is further mass%
  • B The high ductility high strength electrogalvanized steel sheet according to [1], containing 0.0002% or more and less than 0.0035%.
  • the above component composition is further mass%, High according to [1] or [2], containing one or two selected from Nb: 0.002% or more and 0.08% or less and Ti: 0.002% or more and 0.12% or less.
  • Ductile high strength galvanized steel sheet is
  • the above component composition is further mass%, High ductility according to any one of [1] to [3], containing one or two selected from Cu: 0.005% to 1% and Ni: 0.01% to 1%. High strength electrogalvanized steel sheet.
  • the composition of the components is further% by mass, Cr: 0.01% or more and 1.0% or less, Mo: 0.01% or more and less than 0.3%, V: 0.003% or more and 0.5% or less, Any one of [1] to [4] containing one or more selected from Zr: 0.005% or more and 0.2% or less and W: 0.005% or more and 0.2% or less. High ductility and high strength electrogalvanized steel sheet according to.
  • the above component composition is further mass%, Ca: 0.0002% or more and 0.0030% or less, Ce: 0.0002% or more and 0.0030% or less, Any one of [1] to [5], containing one or more selected from La: 0.0002% or more and 0.0030% or less and Mg: 0.0002% or more and 0.0030% or less.
  • Sn High ductility and high strength galvanized steel sheet according to any one of [1] to [6], containing 0.002% or more and 0.1% or less.
  • a steel slab having the composition as described in any of [1] to [7] above is hot-rolled at a slab heating temperature of 1200 ° C. or higher and a finish rolling end temperature: 840 ° C. or higher,
  • the temperature range from the finish rolling end temperature to 700 ° C is cooled to a primary cooling stop temperature of 700 ° C or less at an average cooling rate of 40 ° C / sec or more, and then the temperature range from the primary cooling stop temperature to 650 ° C is 2 ° C.
  • a method for producing a high-ductility high-strength electrogalvanized steel sheet comprising: a step of cooling the steel sheet after the annealing step to room temperature and performing electroplating time: electrogalvanizing plating within 300 seconds.
  • Steel plate manufacturing method [10]
  • the high ductility according to [8] or [9] further including a tempering step of holding the steel sheet after the plating treatment step in a temperature range of 250 ° C. or lower for a holding time t that satisfies the following formula (1).
  • T in the formula (1) is a holding temperature (° C.) in the tempering step
  • t is a holding time (second) in the tempering step.
  • the present invention suppresses decarburization of the surface layer portion by adjusting the component composition and the manufacturing method, reduces the amount of diffusible hydrogen in the steel by increasing the amount of fine carbide in the surface layer portion, and is excellent in bendability. It is now possible to provide high ductility and high strength electrogalvanized steel sheet. By applying the high-ductile high-strength electrogalvanized steel sheet of the present invention to an automobile structural member, it is possible to achieve both high strength and improved bendability of the automobile steel sheet. That is, the present invention improves the performance of the automobile body.
  • the inventors of the present invention have a predetermined composition of components and martensite having an average grain size of 50 nm or less in terms of area ratio to the entire steel sheet structure, and an average grain size. Martensite having carbides having an average particle size of 50 nm or less in the region from the surface of the raw steel plate to the plate thickness 1/8, in which one or two kinds of bainite having a carbide having a diameter of 50 nm or less is 90% or more in total.
  • An area ratio of one or two types of bainite having a carbide having an average particle diameter of 50 nm or less is 80% or more in total, and martensite and an average of carbides having an average particle diameter of 50 nm or less existing in the region in the particle size is the sum of the outer periphery of 50nm or less fine carbide contained in bainite having the following carbide 50nm (total periphery) is 50 [mu] m / mm 2 or more It has been found that a high ductility high strength electrogalvanized steel sheet having excellent bendability can be obtained by controlling the diffusible hydrogen content in the steel to be 0.20 mass ppm or less. Has been completed.
  • the high-ductility, high-strength electrogalvanized steel sheet of the present invention is formed by forming an electrogalvanized plating layer on the surface of a steel sheet (raw steel sheet) as a raw material.
  • a steel sheet as a raw material.
  • component composition of the raw steel sheet of the present invention hereinafter, also simply referred to as a steel sheet
  • “%”, which is a unit of the content of the component means “mass%”.
  • C 0.12% or more and 0.40% or less C is an element that improves hardenability, and secures a predetermined area ratio of martensite and / or bainite, and increases the strength of martensite and bainite. From the viewpoint of ensuring TS ⁇ 1320 MPa, it is contained. Further, since the hydrogen in the steel is trapped by the fine dispersion of the carbide, the amount of diffusible hydrogen in the steel is reduced, and the bendability is enhanced. Here, if the C content is less than 0.12%, it becomes impossible to secure the fine carbide in the surface layer portion in the steel, and it becomes impossible to maintain excellent bendability. Therefore, the C content is 0.12% or more.
  • the C content is preferably more than 0.16%, more preferably the C content is 0.18% or more.
  • the C content exceeds 0.40%, the carbides inside martensite and bainite become coarse, so that the presence of the coarse carbides in the surface layer portion causes the coarse carbides to be the origin of bending cracks and deteriorate the bendability. Let Therefore, the C content is 0.40% or less.
  • the C content is preferably 0.30% or less, more preferably 0.25% or less.
  • Si 0.001% or more and 2.0% or less Si is a strengthening element by solid solution strengthening. Further, Si suppresses the excessive formation of coarse carbides and contributes to the improvement of bendability when holding the steel sheet in a temperature range of 200 ° C. or higher. Furthermore, Mn segregation in the central portion of the plate thickness is reduced, which also contributes to the suppression of MnS generation. In addition, it contributes to decarburization due to the oxidation of the steel sheet surface layer portion during continuous annealing, and further to the suppression of B removal.
  • the Si content is set to 0.001% or more.
  • the Si content is preferably 0.003% or more, more preferably 0.005% or more.
  • the Si content is 2.0% or less.
  • the Si content is preferably 1.5% or less, more preferably 1.2% or less.
  • Mn 1.7% or more and 5.0% or less Mn is contained in order to improve the hardenability of steel and to secure a predetermined area ratio of martensite and / or bainite. If the Mn content is less than 1.7%, ferrite is generated in the surface layer of the steel sheet, so that the strength decreases. Further, the absence of fine carbides in the surface layer increases the amount of diffusible hydrogen in the surface layer of the steel and deteriorates the bendability. Therefore, Mn needs to be contained in an amount of 1.7% or more.
  • the Mn content is preferably 2.4% or more, more preferably 2.8% or more. Further, if the Mn content becomes too large, coarse inclusions may increase in the surface layer portion and the bendability may be significantly deteriorated. Therefore, the Mn content is set to 5.0% or less.
  • the Mn content is preferably 4.8% or less, more preferably 4.4% or less.
  • P 0.050% or less
  • P is an element that strengthens the steel, but if its content is large, it promotes crack initiation, and therefore significantly deteriorates bendability even when the diffusible hydrogen content in the steel is small. Therefore, the P content is 0.050% or less.
  • the P content is preferably 0.030% or less, more preferably 0.010% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, but the lower limit that can be industrially implemented at present is about 0.003%.
  • S 0.0050% or less S has a great adverse effect on bendability through the formation of inclusions such as MnS, TiS, and Ti (C, S).
  • the S content needs to be 0.0050% or less.
  • the S content is preferably 0.0020% or less, more preferably 0.0010% or less, and further preferably 0.0005% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but the lower limit that can be industrially implemented at present is about 0.0002%.
  • Al 0.010% or more and 0.20% or less Al is added to sufficiently deoxidize and reduce coarse inclusions in the steel. The effect is exhibited at 0.010% or more.
  • the Al content is preferably 0.015% or more.
  • the Al content exceeds 0.20%, the carbide containing Fe as a main component, such as cementite, which is generated during winding after hot rolling becomes difficult to form a solid solution in the annealing step, and coarse inclusions and carbides are generated. Since it is generated, bendability is deteriorated. Therefore, the Al content is 0.20% or less.
  • the Al content is preferably 0.17% or less, more preferably 0.15% or less.
  • N 0.010% or less
  • N is an element that forms nitrides such as TiN, (Nb, Ti) (C, N), and AlN in the steel, and carbonitride-based coarse inclusions. Bendability deteriorates. In order to prevent deterioration of bendability, the N content needs to be 0.010% or less.
  • the N content is preferably 0.007% or less, more preferably 0.005% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but the lower limit which can be industrially implemented at present is about 0.0006%.
  • Sb 0.002% or more and 0.10% or less Sb suppresses oxidation and nitridation of the steel sheet surface layer portion, and suppresses decarburization due to oxidation and nitridation of the steel sheet surface layer portion.
  • Sb fine carbides can be secured in the surface layer part in the steel, and the amount of diffusible hydrogen in the surface layer part in the steel can be reduced. From such a viewpoint, it is necessary to contain Sb in an amount of 0.002% or more.
  • the Sb content is preferably 0.004% or more, more preferably 0.007% or more.
  • the Sb content is 0.10% or less.
  • the Sb content is preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less.
  • the steel sheet of the present invention contains the above-mentioned components and has a component composition containing the balance Fe (iron) and unavoidable impurities, but the above-mentioned components and the balance preferably have a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • the steel sheet of the present invention may further contain the following components as optional components. In addition, when the following optional components are contained below the lower limit, the components are included as unavoidable impurities.
  • B 0.0002% or more and less than 0.0035%
  • B is an element that improves the hardenability of steel, and has an advantage of producing martensite and bainite with a predetermined area ratio even when the Mn content is small.
  • B it is preferable to contain B in an amount of 0.0002% or more.
  • the B content is more preferably 0.0005% or more, still more preferably 0.0007% or more. From the viewpoint of fixing N, it is preferable to add 0.002% or more of Ti in combination.
  • the B content is preferably less than 0.0035%.
  • the B content is more preferably 0.0030% or less, still more preferably 0.0025% or less.
  • Nb 0.002% or more and 0.08% or less
  • Ti 0.002% or more and 0.12% or less
  • Nb and Ti have high strength through the refinement of old ⁇ grains.
  • Nb and Ti it becomes a hydrogen trap site, which reduces the amount of diffusible hydrogen in steel and improves bendability.
  • Each of the Nb content and the Ti content is more preferably 0.003% or more, and further preferably 0.005% or more.
  • Nb-based Nb-based materials such as NbN, Nb (C, N), (Nb, Ti) (C, N), which remain undissolved during slab heating in the hot rolling process, are added. Coarse precipitates and Ti-based coarse precipitates such as TiN, Ti (C, N), Ti (C, S), and TiS increase, and bendability deteriorates. Therefore, it is preferable to contain Nb in an amount of 0.08% or less.
  • the Nb content is more preferably 0.06% or less, still more preferably 0.04% or less.
  • Ti is preferably contained at 0.12% or less.
  • the Ti content is more preferably 0.10% or less, still more preferably 0.08% or less.
  • Cu 0.005% or more and 1% or less and Ni: 0.01% or more and 1% or less selected from 1 type or 2 types Cu and Ni improve corrosion resistance in the environment of use of an automobile, and generate corrosion.
  • the substance has an effect of covering the surface of the steel sheet and suppressing hydrogen intrusion into the steel sheet. From such a viewpoint, it is preferable to contain Cu in an amount of 0.005% or more.
  • Ni is preferably contained in an amount of 0.01% or more. From the viewpoint of improving bendability, it is more preferable that Cu and Ni are contained in an amount of 0.05% or more, and further preferably 0.08% or more.
  • the Cu content and the Ni content are each 1% or less.
  • the Cu content and the Ni content are more preferably 0.8% or less, and further preferably 0.6% or less.
  • Cr 0.01% or more and 1.0% or less
  • Mo 0.01% or more and less than 0.3%
  • V 0.003% or more and 0.5% or less
  • Zr 0.005% or more and 0.2%
  • Cr 0.01% or more and 1.0% or less
  • Mo 0.01% or more and less than 0.3%
  • V 0.003% or more and 0.5% or less
  • Zr 0.005% or more and 0.2%
  • Cr and Mo in an amount of 0.01% or more.
  • Each of the Cr content and the Mo content is more preferably 0.02% or more, and further preferably 0.03% or more.
  • V is preferably contained in an amount of 0.003% or more.
  • the V content is more preferably 0.005% or more, still more preferably 0.007% or more.
  • the Cr content is preferably 1.0% or less.
  • the Cr content is more preferably 0.4% or less, still more preferably 0.2% or less.
  • the Mo content is preferably less than 0.3%.
  • the Mo content is more preferably 0.2% or less, still more preferably 0.1% or less.
  • the V content is preferably 0.5% or less.
  • the V content is more preferably 0.4% or less, still more preferably 0.3% or less.
  • Zr and W contribute to higher strength by refining the old ⁇ grains.
  • Zr and W are preferably contained at 0.005% or more.
  • Each of the Zr content and the W content is more preferably 0.006% or more, and further preferably 0.007% or more.
  • Zr and W are each contained at 0.2% or less.
  • Each of the Zr content and the W content is more preferably 0.15% or less, and further preferably 0.1% or less.
  • Ca 0.0002% to 0.0030%
  • Ce 0.0002% to 0.0030%
  • La 0.0002% to 0.0030%
  • Mg 0.0002% to 0.0030%
  • the content of Ca, Ce, and La is preferably 0.0002% or more.
  • the content of each of Ca, Ce, and La is more preferably 0.0003% or more, still more preferably 0.0005% or more.
  • the contents of Ca, Ce, and La are preferably 0.0030% or less.
  • the content of each of Ca, Ce, and La is more preferably 0.0020% or less, and further preferably 0.0010% or less.
  • the Mg content is preferably 0.0002% or more.
  • the Mg content is more preferably 0.0003% or more, still more preferably 0.0005% or more.
  • the Mg content is preferably 0.0030% or less.
  • the Mg content is more preferably 0.0020% or less, still more preferably 0.0010% or less.
  • Sn 0.002% or more and 0.1% or less Sn suppresses oxidation and nitridation of the steel sheet surface layer portion, and suppresses decarburization due to oxidation and nitridation of the steel sheet surface layer portion. By suppressing the decarburization, it is possible to suppress the generation of ferrite in the surface layer of the steel sheet and contribute to the increase in strength. Further, fine carbides can be secured in the surface layer part in the steel, and the amount of diffusible hydrogen in the surface layer part in the steel can be reduced. From such a viewpoint, Sn is preferably contained in an amount of 0.002% or more. The Sn content is more preferably 0.003% or more, still more preferably 0.004% or more.
  • Sn is contained in excess of 0.1%, it segregates at the old ⁇ grain boundaries and promotes crack generation, thus deteriorating bendability. Therefore, it is preferable that Sn is contained at 0.1% or less.
  • the Sn content is more preferably 0.08% or less, still more preferably 0.06% or less.
  • the diffusible hydrogen content in the steel is 0.20 mass ppm or less.
  • the diffusible hydrogen content means 200 ° C./hr immediately after removing the plating from the electrogalvanized steel sheet by using a thermal desorption analyzer. It is the cumulative amount of hydrogen released from the heating start temperature (25 ° C.) to 200 ° C. when the temperature is raised at the heating rate. If the amount of diffusible hydrogen in the steel exceeds 0.20 mass ppm, cracking is promoted during bending, and bendability deteriorates. Therefore, the amount of diffusible hydrogen in the steel is 0.20 mass ppm or less.
  • the diffusible hydrogen content in the steel is preferably 0.17 mass ppm or less, more preferably 0.13 mass ppm or less.
  • the lower limit of the amount of diffusible hydrogen in the steel is not particularly limited and may be 0 mass ppm.
  • the value of the amount of diffusible hydrogen in the steel the value obtained by measuring by the method described in Examples is adopted.
  • it is necessary that the amount of diffusible hydrogen in the steel is 0.20 mass ppm or less before forming or welding the steel sheet.
  • the product (member) after forming and welding the steel plate when measuring the diffusible hydrogen content in the steel by cutting out a sample from the product in a general usage environment, the diffusivity in the steel is measured. If the amount of hydrogen is 0.20 mass ppm or less, it can be considered that the amount of diffusible hydrogen in the steel was 0.20 mass ppm or less even before forming and welding.
  • the area ratio of martensite having carbides having an average particle diameter of 50 nm or less and bainite having carbides having an average particle diameter of 50 nm or less is 90% or more in total, so that high strength TS ⁇ 1320 MPa is averaged.
  • the area ratio of martensite having a carbide having a grain size of 50 nm or less and bainite having a carbide having an average grain size of 50 nm or less to the entire one or two steel structures is 90% or more in total. If it is less than this, the amount of ferrite increases and the strength decreases.
  • the area ratio of the martensite and bainite to the entire steel structure may be 100% in total.
  • the martensite is the total of as-quenched martensite and tempered martensite.
  • martensite refers to a hard structure formed from austenite at low temperatures (below the martensite transformation point)
  • tempered martensite refers to a structure that is tempered when martensite is reheated.
  • Bainite refers to a hard structure that is generated from austenite at a relatively low temperature (above the martensitic transformation point) and has fine carbides dispersed in acicular or plate-like ferrite.
  • the remaining structure other than the martensite and the bainite is ferrite, pearlite, retained austenite, etc., and the total amount thereof is acceptable if the area ratio is 10% or less.
  • the area ratio of the remaining structure may be 0%.
  • ferrite is a structure formed by transformation from austenite at relatively high temperature and composed of crystal grains of bcc lattice
  • pearlite is a structure in which ferrite and cementite are formed in layers
  • retained austenite is martensite. It is austenite that has not undergone martensitic transformation when the transformation temperature is below room temperature.
  • the area ratio of each phase in the steel structure is determined by the method described in the examples.
  • the area ratio of martensite having carbides with an average particle size of 50 nm or less and bainite with carbides having an average particle size of 50 nm or less is one or two in total. 80% or more. Cracks due to bending are generated from the surface layer of the bending ridgeline portion of the plated steel sheet, so the structure of the steel sheet surface layer portion is very important.
  • the amount of diffusible hydrogen near the surface layer in the steel is reduced and the bendability is improved by utilizing the fine carbide in the surface layer portion as a hydrogen trap site.
  • the area ratio is preferably 82% or more, more preferably 85% or more.
  • the upper limit of the area ratio is not particularly limited and may be 100%. Further, in the region, one of the martensite and the bainite may have an area ratio within the above range, or the total area ratio of both may be within the above range.
  • the value of the outer periphery of the fine carbide is used as an index corresponding to the surface area of the fine carbide, and the average particle size existing in the region from the surface of the raw steel plate to the plate thickness 1/8 of the raw steel plate is 50 nm.
  • the total of the outer peripheries of the carbides having a grain size of 50 nm or less contained in the martensite having the following carbides and the bainite having a carbide having an average grain size of 50 nm or less is 50 ⁇ m / mm 2 or more (50 ⁇ m or more per 1 mm 2 ).
  • the total outer circumference of the carbide is preferably 55 ⁇ m / mm 2 or more, more preferably 60 ⁇ m / mm 2 or more. In the present invention, the total outer circumference of the carbide is determined by the method described in the examples.
  • the high-ductility, high-strength electrogalvanized steel sheet of the present invention has electrogalvanized plating on the surface of a steel sheet (raw steel sheet) as a raw material.
  • the type of zinc-based plating is not particularly limited, and may be, for example, zinc plating (pure Zn), zinc alloy plating (Zn-Ni, Zn-Fe, Zn-Mn, Zn-Cr, Zn-Co), or the like.
  • the amount of electrogalvanized plating deposited is preferably 25 g / m 2 or more per side.
  • the amount of electrogalvanized plating applied is preferably 50 g / m 2 or less per surface from the viewpoint of not deteriorating bendability.
  • the high-ductile high-strength electrogalvanized steel sheet of the present invention may have electrogalvanized plating on one side of the material steel sheet or may have electrogalvanized plating on both sides of the material steel sheet, When used, it is preferable to have electrogalvanized plating on both sides of the raw steel sheet.
  • the high ductility high strength electrogalvanized steel sheet of the present invention has a tensile strength of 1320 MPa or more.
  • the tensile strength is preferably 1400 MPa or more, more preferably 1470 MPa or more, and further preferably 1600 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited, but 2200 MPa or less is preferable from the viewpoint of easy balance with other properties.
  • the high ductility and high strength electrogalvanized steel sheet of the present invention has an elongation (El) of 7.0% or more.
  • the elongation is preferably 7.2% or more, more preferably 7.5% or more.
  • TS (MPa) ⁇ El (%) is 12000 or more.
  • TS ⁇ El is preferably 13000 or more, more preferably 13500 or more.
  • the tensile strength (TS) and the elongation (El) are measured by the methods described in the examples.
  • the high ductility and high strength electrogalvanized steel sheet of the present invention has a limit bending radius / sheet thickness (R / t) of 4.0 or less in a predetermined bending test (bending test described in Examples).
  • R / t is preferably 3.8 or less, and more preferably 3.6 or less.
  • a manufacturing method includes at least a hot rolling step, an annealing step, and a plating treatment step. Further, a cold rolling process may be provided between the hot rolling process and the annealing process. A tempering process may be provided after the plating process. Each step will be described below. In addition, the temperature shown below means the surface temperature of a slab, a steel plate, etc.
  • the slab heating temperature is 1200 ° C. or higher.
  • the slab heating temperature is more preferably 1230 ° C or higher, and further preferably 1250 ° C or higher.
  • the heating rate at the time of heating the slab may be 5 to 15 ° C./minute, and the slab soaking time may be 30 to 100 minutes.
  • the finish rolling end temperature must be 840 ° C or higher.
  • the finish rolling end temperature is preferably 860 ° C. or higher.
  • the upper limit of the finish rolling end temperature is not particularly limited, it is preferable to set the finish rolling end temperature to 950 ° C. or lower because it becomes difficult to cool the coil to the subsequent winding temperature.
  • the finish rolling finish temperature is more preferably 920 ° C. or lower.
  • the temperature range from the finishing rolling ending temperature to 700 ° C. is cooled to a primary cooling stop temperature of 700 ° C. or less at an average cooling rate of 40 ° C./sec or more. If the cooling rate is slow, inclusions are generated, and the inclusions become coarse, which deteriorates bendability. Further, by decarburization of the surface layer, the area ratio of martensite and bainite having carbides in the surface layer of the steel decreases, so that fine carbides that are hydrogen trap sites near the surface layer decrease, and it is possible to secure the desired bendability. It gets harder. Therefore, the average cooling rate from the finish rolling end temperature to 700 ° C. after the finish rolling is 40 ° C./sec or more.
  • the average cooling rate is preferably 50 ° C./second or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but is preferably about 250 ° C./second.
  • the primary cooling stop temperature is 700 ° C or lower. If the primary cooling stop temperature is higher than 700 ° C., carbides are likely to be formed by 700 ° C., and the carbides become coarse, thereby deteriorating bendability.
  • the lower limit of the primary cooling stop temperature is not particularly limited, but if the primary cooling stop temperature is 650 ° C or less, the effect of suppressing carbide formation by rapid cooling becomes small, so the primary cooling stop temperature is preferably higher than 650 ° C.
  • the temperature range from the primary cooling stop temperature to 650 ° C is cooled at an average cooling rate of 2 ° C / sec or more and then to the coiling temperature of 630 ° C or less.
  • the cooling rate up to 650 ° C. is low, inclusions are generated, and the inclusions become coarse, which deteriorates bendability.
  • the area ratio of martensite and bainite having carbides in the surface layer of the steel decreases, so that fine carbides that are hydrogen trap sites near the surface layer decrease, and it is possible to secure the desired bendability. It gets harder. Therefore, after cooling the temperature range up to 700 ° C. to the primary cooling stop temperature of 700 ° C.
  • the average cooling rate from the primary cooling stop temperature to 650 ° C. is 2 C / sec or more.
  • the average cooling rate is preferably 3 ° C./sec or more, more preferably 5 ° C./sec.
  • the average cooling rate from 650 ° C to the coiling temperature is not particularly limited, but is preferably 0.1 ° C / sec or more and 100 ° C / sec or less.
  • Winding temperature shall be 630 ° C or lower. If the coiling temperature is higher than 630 ° C, the surface of the base metal may be decarburized, causing a difference in structure between the inside and the surface of the steel sheet, which causes uneven alloy concentration. Further, by decarburization of the surface layer, the area ratio of martensite and bainite having carbides in the surface layer of the steel decreases, so that fine carbides that are hydrogen trap sites near the surface layer decrease, and it is possible to secure the desired bendability. It gets harder. Therefore, the coiling temperature is 630 ° C. or lower. The winding temperature is preferably 600 ° C or lower. The lower limit of the coiling temperature is not particularly limited, but the coiling temperature is preferably 500 ° C. or higher in order to prevent deterioration of cold rolling property when performing cold rolling.
  • a cold rolling process may be performed.
  • the steel sheet (hot rolled steel sheet) wound in the hot rolling step is pickled and then cold rolled to obtain a cold rolled steel sheet.
  • the pickling conditions are not particularly limited.
  • the rolling reduction is not particularly limited, when the rolling reduction is less than 20%, the flatness of the surface is poor and there is a risk that the structure becomes nonuniform. Therefore, the rolling reduction is preferably 20% or more. Note that the cold rolling step may be omitted as long as the structure and mechanical properties satisfy the requirements of the present invention.
  • the steel sheet after the hot rolling step or the steel sheet that has been subjected to the cold rolling step after the hot rolling step is heated to an annealing temperature of AC 3 point or higher. If the annealing temperature is lower than the AC3 point, ferrite is generated in the structure and desired strength cannot be obtained. Therefore, the annealing temperature is set to A C3 point or higher.
  • the annealing temperature is preferably A C3 point + 10 ° C. or higher, and more preferably AC C3 point + 20 ° C. or higher.
  • the upper limit of the annealing temperature is not particularly limited, but the annealing temperature is preferably 900 ° C.
  • the atmosphere during annealing is not particularly limited, but the dew point is preferably ⁇ 50 ° C. or higher and ⁇ 5 ° C. or lower from the viewpoint of preventing decarburization of the surface layer portion.
  • the AC3 point (° C) referred to here is calculated by the following formula. Further, in the following formula, (% element symbol) means the content (mass%) of each element.
  • a C3 point 910 ⁇ 203 (% C) 1/2 +45 (% Si) ⁇ 30 (% Mn) ⁇ 20 (% Cu) ⁇ 15 (% Ni) +11 (% Cr) +32 (% Mo) +104 (% V) +400 (% Ti) +460 (% Al)
  • the average cooling rate in the temperature range from the annealing temperature to 550 ° C. is set to 3 ° C./sec or higher, and the cooling stop temperature is set to 350 ° C. or lower, and cooling is performed to 100 ° C. or higher. Hold at a holding temperature in the temperature range of 200 ° C. or lower for 20 to 1500 seconds.
  • soaking may be performed at the annealing temperature.
  • the soaking time at this time is not particularly limited, but is preferably 10 seconds or more and 300 seconds or less, and more preferably 15 seconds or more and 250 seconds or less.
  • the average cooling rate in the temperature range from the annealing temperature to 550 ° C. is less than 3 ° C./second, excessive formation of ferrite is caused, and it becomes difficult to obtain a desired strength. Further, since ferrite is generated in the surface layer portion, it becomes difficult to increase the fraction of martensite and bainite having carbides near the surface layer, which deteriorates bendability. Therefore, the average cooling rate in the temperature range from the annealing temperature to 550 ° C is set to 3 ° C / sec or more. It is preferably 5 ° C./sec or more, more preferably 10 ° C./sec or more. The cooling stop temperature is 350 ° C. or lower.
  • the average cooling rate is (cooling start temperature-cooling stop temperature) / cooling time from the cooling start temperature to the cooling stop temperature.
  • the carbide distributed in the bainite is a carbide generated during holding in a low temperature region after quenching, and can function as a hydrogen trap site to trap hydrogen and prevent deterioration of bendability.
  • the holding temperature is less than 100 ° C. or the holding time is less than 20 seconds, bainite is not formed, and martensite as-quenched containing no carbides is formed. Therefore, the amount of fine carbides in the surface layer portion of the steel is reduced, The above effect cannot be obtained. If the holding temperature exceeds 200 ° C.
  • the holding temperature is preferably 120 ° C or higher.
  • the holding temperature is preferably 180 ° C or lower.
  • the holding time is preferably 50 seconds or more.
  • the holding time is preferably 1000 seconds or less.
  • the cooling rate at this time is not particularly limited, but it is preferable that the average cooling rate up to 50 ° C. is 1 ° C./second or more.
  • the room temperature is, for example, 10 to 30 ° C.
  • the steel sheet After cooling to room temperature, the steel sheet is electrogalvanized.
  • the type of electrozinc plating is not particularly limited, and may be pure Zn, Zn—Ni, Zn—Fe, Zn—Mn, Zn—Cr, Zn—Co, or the like.
  • the time of electroplating is important in order to suppress the intrusion of hydrogen into the steel and reduce the amount of diffusible hydrogen in the steel of the electrogalvanized steel sheet to 0.20 mass ppm or less. If the electroplating time exceeds 300 seconds, the time for immersion in acid is long, so the amount of diffusible hydrogen in the steel exceeds 0.20 mass ppm and the bendability deteriorates. Therefore, the electroplating time is within 300 seconds.
  • the electroplating time is preferably 280 seconds or less, more preferably 250 seconds or less.
  • the steel sheet (electrogalvanized steel sheet) after the plating treatment step may be further subjected to a tempering step.
  • the tempering step is preferably a step of holding the steel sheet after the plating treatment step in a temperature range of 250 ° C. or lower for a holding time t that satisfies the following formula (1).
  • T in the formula (1) is a holding temperature (° C.) in the tempering step
  • t is a holding time (second) in the tempering step.
  • the hot-rolled steel sheet after the hot rolling step may be subjected to heat treatment for softening the structure, and may be subjected to temper rolling for shape adjustment after the plating step.
  • Table 2-1 those in which the numerical value of the reduction ratio of cold rolling is not described indicate that cold rolling was not performed.
  • the hot-rolled steel sheet and the cold-rolled steel sheet obtained above are subjected to heat treatment (annealing step) and plating (plating treatment step) under the conditions shown in Tables 2-1 to 2-4 to obtain an electrogalvanized steel sheet.
  • the blank column of the component composition in Table 1 indicates that the component is not intentionally added, and includes not only the case where it is not contained (0% by mass) but also the case where it is unavoidably contained.
  • a part was subjected to a tempering process.
  • Tables 2-1 to 2-4 blanks in the tempering conditions mean that the tempering process was not performed.
  • an electroplating solution prepared by adding 440 g / L of zinc sulfate heptahydrate to pure water and adjusting the pH to 2.0 with sulfuric acid was used.
  • Zn-Ni plating 150 g / L zinc sulfate heptahydrate and 350 g / L nickel sulfate hexahydrate were added to pure water, and the pH was adjusted to 1.3 with sulfuric acid.
  • Zn-Fe plating 50 g / L zinc sulfate heptahydrate and 350 g / L Fe sulfate were added to pure water, and the pH was adjusted to 2.0 with sulfuric acid.
  • the ICP analysis revealed that the alloy compositions of the plating were 100% Zn, Zn-13% Ni, and Zn-46% Fe, respectively.
  • the amount of electrogalvanized plating applied was 25 to 50 g / m 2 per surface. Specifically, the adhesion amount of 100% Zn plating was 33 g / m 2 per side, the adhesion amount of Zn-13% Ni plating was 27 g / m 2 per side, and Zn-46% Fe plating amount was adhered to one side. The amount was 27 g / m 2 per side. Note that these electrogalvanized platings were applied to both sides of the steel sheet.
  • a total area ratio of one or two types of martensite having a carbide having an average particle size of 50 nm or less and bainite having a carbide having an average particle size of 50 nm or less A test piece was taken from the rolling direction of each electrogalvanized steel sheet and a direction perpendicular to the rolling direction, and a plate thickness L cross section parallel to the rolling direction was mirror-polished and a microstructure was developed with a nital solution, followed by a scanning electron microscope.
  • the average value of the respective area ratios obtained from The area ratio of martensite having carbides having an average particle size of 50 nm or less and bainite having carbides having an average particle size of 50 nm or less in the region from the surface of the material steel plate to the plate thickness 1/8 is 1500 times from the material surface. A region up to a plate thickness of 1/8 was continuously observed, and the average value of each area ratio obtained from the SEM image was taken. Further, martensite and bainite have a white structure, and have a structure in which blocks and packets appear in the former austenite grain boundaries, and fine carbides are precipitated inside. In addition, depending on the plane orientation of the block grains and the degree of etching, it may be difficult for the internal carbides to appear. In that case, it is necessary to sufficiently confirm the etching. The average grain size of carbides contained in martensite and bainite was calculated by the following method.
  • a test piece was taken from the rolling direction of each electrogalvanized steel sheet and a direction perpendicular to the rolling direction, and a plate thickness L cross section parallel to the rolling direction was mirror-polished and a microstructure was developed with a nital solution, followed by a scanning electron microscope. Is continuously observed from the surface of the material steel plate to 1/8 of the plate thickness, and the number of carbides inside the austenite grains containing martensite and bainite is calculated from one SEM image with a magnification of 5000 times, By binarizing the structure, the total area of carbides inside one crystal grain was calculated.
  • the area per carbide was calculated from the number and total area of the carbides, and the average grain size of the carbides in the region from the surface of the raw steel plate to the plate thickness 1/8 was calculated.
  • the method for measuring the average grain size of carbides in the entire structure is to observe the plate thickness 1/4 position of the raw steel plate using a scanning electron microscope, and thereafter, the carbide in the region from the surface of the raw steel plate to the plate thickness 1/8
  • the average grain size of carbides in the entire structure was measured by the same method as the method of calculating the average grain size of.
  • Total of outer circumferences of carbides having an average particle size of 50 nm or less Individual average particle size 50 nm contained in martensite having carbides having an average particle size of 50 nm or less and bainite having carbides having an average particle size of 50 nm or less existing in the region from the surface of the raw steel plate to the plate thickness 1/8
  • the total of the following outer peripheries of the carbides is the martensite having carbides having an average particle size of 50 nm or less and the individual carbides having an average particle size of 50 nm or less in bainite having carbides having an average particle size of 50 nm or less.
  • the average grain size of each carbide is the average value of the major axis length and the minor axis length of the carbide image when the structure is binarized as described above.
  • Tables 3-1 to 3-4 are shown as examples of inventions.
  • those that do not satisfy at least one of TS ⁇ 1320 MPa, El ⁇ 7.0%, TS ⁇ El ⁇ 12000, and R / t ⁇ 4.0 are rejected, and Tables 3-1 to 3-4 Are shown as comparative examples.
  • the underlines in Tables 1 to 3-4 indicate that the requirements, manufacturing conditions and characteristics of the present invention are not satisfied.

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Abstract

所定の成分組成と、鋼組織全体において、平均粒径５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイト、平均粒径５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイトの１種又は２種の面積率が合計で９０％以上であり、素材鋼板の表面から板厚１／８までの領域において、平均粒径５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイト、平均粒径５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイトの１種又は２種の面積率が合計で８０％以上で、かつ、前記領域に存在する平均粒径５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイトおよび平均粒径５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイト中に含まれる個々の平均粒径５０ｎｍ以下の炭化物の外周の合計が５０μｍ／ｍｍ２以上である鋼組織とを有する素材鋼板の表面に、電気亜鉛系めっきを有してなる、曲げ性に優れ、鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ以下である高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板、及びその製造方法を提供する。

Description

高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法
　本発明は、高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法に関する。本発明は、より詳細には、自動車部品等に用いられる高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法に関し、特に、曲げ性に優れた高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となっており、車体に使用される鋼板の高強度化により薄肉化が図られている。特にセンターピラーＲ／Ｆ（レインフォースメント）等の車体骨格部品や、バンパー、インパクトビーム部品等（以下、部品ともいう）へのＴＳ（引張強度）：１３２０～１４７０ＭＰａ級の高強度鋼板の適用が進みつつある。さらには、自動車車体の一層の軽量化の観点から、ＴＳ：１８００ＭＰａ級（１．８ＧＰａ級）以上の強度を有する鋼板の適用についても検討されている。また、加工性の観点から、曲げ性を有する鋼板の要望が高くなっている。
　鋼板の高強度化に伴い、水素脆性の発生が懸念され、近年では、鋼板の製造過程で侵入した水素がめっきにより放出されにくくなり、延性、特に局部延性が低下する危険性が示唆されている。また、鋼中水素が鋼中表層の粗大炭化物周りに集まることで、加工時に亀裂の発生を促進することも示唆されている。
　例えば、特許文献１では、化学成分が、Ｃ：０．１２～０．３％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．５％未満、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．０１％以下を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼からなり、焼戻しマルテンサイト単一組織とすることで引張強度が１．０～１．８ＧＰａの高強度鋼板を提供している。
　特許文献２では、化学成分が、Ｃ：０．１７～０．７３％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：０．５～３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０７％以下、Ａｌ：３．０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼からなり、マルテンサイト組織を活用して高強度化を図るとともに、上部ベイナイト変態を活用することにより、ＴＲＩＰ効果を得る上で必要な残留オーステナイトを安定して確保し、さらにマルテンサイトの一部を焼戻しマルテンサイトにすることによって、強度と延性のバランスに優れた引張強度が９８０ＭＰａ～１．８ＧＰａの高強度鋼板を提供している。
特開２０１１－２４６７４６号公報 特開２０１０－９０４７５号公報
　特許文献１で開示された技術では、焼戻しマルテンサイト単一組織としたことで強度には優れるものの、亀裂の進展を促進する介在物や粗大炭化物を低減できてはおらず、曲げ性には優れないと考えられる。
　特許文献２で開示された技術では、曲げ性の記載はないものの、ｆｃｃ構造であるオーステナイトは、ｂｃｃ構造やｂｃｔ構造であるマルテンサイトやベイナイトに比べて水素の固溶量が多いため、オーステナイト量を多く活用している特許文献２で規定されている鋼中の拡散性水素量は多いと考えられ、曲げ性には優れないと考えられる。
　本発明は、曲げ性に優れた高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
　なお、本発明において、高延性高強度とは、引張強度（ＴＳ）が１３２０ＭＰａ以上、伸び（Ｅｌ）が７．０％以上、ＴＳ×Ｅｌが１２０００以上であることを意味する。また、曲げ性に優れるとは、所定の曲げ試験において、限界曲げ半径／板厚（Ｒ／ｔ）が４．０以下であることを意味する。
また、電気亜鉛系めっき鋼板において、素材鋼板の表面とは、素材鋼板と電気亜鉛系めっきとの界面を意味する。
また、素材鋼板の表面から素材鋼板の板厚１／８までの領域を表層部ともいう。
　本発明は、表層部に微細な炭化物を所定量確保することにより、鋼中の拡散性水素量を低減させ、曲げ性に優れる高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板とその製造方法を提供するものである。
具体的には、本発明の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板は、素材鋼板の表面に、電気亜鉛系めっき層を有し、鋼組織全体において、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイト、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上であり、素材鋼板の表面から板厚１／８までの領域にある平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイトと平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイトの１種または２種の面積率が合計で８０％以上であり、前記領域に存在する平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイト中に含まれる個々の平均粒径５０ｎｍ以下の炭化物の外周の合計が５０μｍ／ｍｍ２以上である鋼組織を有し、鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ以下であり、引張強度（ＴＳ）が１３２０ＭＰａ以上、伸び（Ｅｌ）が７．０％以上、ＴＳ×Ｅｌが１２０００以上、Ｒ／ｔが４．０以下の曲げ性に優れた高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板である。
　本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた。その結果、優れた曲げ性を得るためには、鋼中の拡散性水素量を０．２０質量ｐｐｍ以下に低減することが必要であることを知見した。鋼中の拡散性水素量を低減するためには、鋼中表層部に水素のトラップサイトである微細炭化物を増加させる必要があり、そのためには、脱炭を防止する必要がある。鋼の成分組成を調整し、仕上げ圧延終了後から巻取までの滞留時間を短くすることで脱炭が抑制され、曲げ性に優れた電気亜鉛系めっき鋼板の製造に成功し、さらにマルテンサイトとベイナイトを主とする組織とすることで、高延性高強度となることを知見した。本発明の要旨は以下の通りである。
［１］素材鋼板の表面に、電気亜鉛系めっきを有する高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板であって、
前記素材鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．１２％以上０．４０％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、
Ｍｎ：１．７％以上５．０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上０．２０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下および
Ｓｂ：０．００２％以上０．１０％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
鋼組織全体において、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイト、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上であり、素材鋼板の表面から板厚１／８までの領域において、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイト、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイトの１種または２種の面積率が合計で８０％以上で、かつ、前記領域に存在する平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイト中に含まれる個々の平均粒径５０ｎｍ以下の炭化物の外周の合計が５０μｍ／ｍｍ２以上である鋼組織とを有し、
鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ以下である、高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％未満を含有する、［１］に記載の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００２％以上０．０８％以下および
Ｔｉ：０．００２％以上０．１２％以下
のうちから選ばれる１種または２種を含有する、［１］または［２］に記載の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
［４］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．００５％以上１％以下および
Ｎｉ：０．０１％以上１％以下
のうちから選ばれる１種または２種を含有する、［１］～［３］のいずれかに記載の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
［５］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、
Ｖ：０．００３％以上０．５％以下、
Ｚｒ：０．００５％以上０．２％以下および
Ｗ：０．００５％以上０．２％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、［１］～［４］のいずれかに記載の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
［６］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
Ｃｅ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
Ｌａ：０．０００２％以上０．００３０％以下および
Ｍｇ：０．０００２％以上０．００３０％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、［１］～［５］のいずれかに記載の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
［７］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｓｎ：０．００２％以上０．１％以下を含有する、［１］～［６］のいずれかに記載の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
［８］上記［１］～［７］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：１２００℃以上、仕上げ圧延終了温度：８４０℃以上として熱間圧延を行った後、仕上げ圧延終了温度から７００℃までの温度域を４０℃／秒以上の平均冷却速度で７００℃以下の一次冷却停止温度まで冷却し、その後、一次冷却停止温度から６５０℃までの温度域を２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、６３０℃以下の巻取温度まで冷却して巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後、または、ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱し均熱した後、前記焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度を３℃／秒以上とし、冷却停止温度を３５０℃以下とする冷却を行い、１００℃以上２００℃以下の温度域の保持温度で２０～１５００秒保持する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後の鋼板を室温まで冷却し、電気めっき時間：３００秒以内の電気亜鉛系めっきを施すめっき処理工程と、を有する、高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
［９］さらに、熱間圧延工程と焼鈍工程の間に、前記熱間圧延工程後の鋼板を冷間圧延する冷間圧延工程を有する、［８］に記載の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
［１０］さらに、めっき処理工程後の鋼板を２５０℃以下の温度域で以下の式（１）を満たす保持時間ｔで保持する焼戻し工程を有する、［８］または［９］に記載の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
（Ｔ＋２７３）（ｌｏｇｔ＋４）≦２７００　・・・（１）
ただし、式（１）におけるＴは、焼戻し工程における保持温度（℃）であり、ｔは焼戻し工程における保持時間（秒）である。
　本発明は、成分組成および製造方法を調整することにより、表層部の脱炭を抑制し、表層部の微細炭化物量を増加させることで鋼中の拡散性水素量を低減させ、曲げ性に優れた高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板を提供できるようになった。
本発明の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板を自動車構造部材に適用することにより、自動車用鋼板の高強度化と曲げ性向上との両立が可能となる。即ち、本発明により、自動車車体が高性能化する。
　本発明者らは、上記の課題を解決するために様々な検討をおこなった結果、所定の成分組成と、鋼板組織全体に対する面積率で平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイト、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイトの１種または２種が合計で９０％以上とし、素材鋼板の表面から板厚１／８までの領域において、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイト、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイトの１種または２種の面積率が合計で８０％以上で、かつ、前記領域に存在する平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイト中に含まれる５０ｎｍ以下の微細炭化物の外周の合計（合計外周）が５０μｍ／ｍｍ２以上である鋼組織とを有し、鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ以下とすることで、曲げ性に優れた高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は、以下の実施形態に限定されない。
　本発明の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板は、素材となる鋼板（素材鋼板）の表面に、電気亜鉛系めっき層が形成されてなる。
まず、本発明の素材鋼板（以下、単に、鋼板ともいう）の有する成分組成について説明する。下記の成分組成の説明において、成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．１２％以上０．４０％以下
　Ｃは、焼入れ性を向上させる元素であり、所定のマルテンサイトおよび／またはベイナイトの面積率を確保するとともに、マルテンサイトおよびベイナイトの強度を上昇させ、ＴＳ≧１３２０ＭＰａを確保する観点から、含有させる。また、炭化物の微細分散により鋼中の水素がトラップされることで、鋼中の拡散性水素量は減少し、曲げ性を高める。ここで、Ｃ含有量が０．１２％未満では鋼中表層部の微細炭化物が確保できなくなり、優れた曲げ性を維持することができなくなる。したがって、Ｃ含有量は０．１２％以上とする。なお、ＴＳ≧１４７０ＭＰａといったより高いＴＳを得る観点からは、Ｃ含有量は０．１６％超とすることが好ましく、より好ましくは、Ｃ含有量は０．１８％以上である。一方、Ｃ含有量が０．４０％を超えると、マルテンサイトおよびベイナイト内部の炭化物が粗大化するため、その粗大炭化物が表層部に存在することで粗大炭化物が曲げ割れの起点となり曲げ性を劣化させる。したがって、Ｃ含有量は０．４０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．２５％以下である。
　Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下
　Ｓｉは固溶強化による強化元素である。また、Ｓｉは、２００℃以上の温度域で鋼板を保持する場合に、粗大な炭化物の過剰な生成を抑制して曲げ性の改善に寄与する。さらに、板厚中央部でのＭｎ偏析を軽減してＭｎＳの生成の抑制にも寄与する。加えて、連続焼鈍時の鋼板表層部の酸化による脱炭、さらには脱Ｂの抑制にも寄与する。ここで、上記のような効果を十分に得るには、Ｓｉ含有量を０．００１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．００３％以上であり、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が多くなりすぎると、その偏析が板厚方向に広がるため、板厚方向に粗大なＭｎＳが生成しやすくなり、曲げ性が劣化する。また、炭化物の生成も抑制するため、微細炭化物が存在しないことで鋼中表層の拡散性水素量が増加し、曲げ性を劣化させる。したがって、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．２％以下である。
　Ｍｎ：１．７％以上５．０％以下
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定のマルテンサイトおよび／またはベイナイトの面積率を確保するために含有させる。Ｍｎ含有量が１．７％未満では、鋼板表層部にフェライトが生成することで強度が低下する。また、表層部に微細炭化物が存在しないことで鋼中表層部の拡散性水素量が増加し、曲げ性を劣化させる。したがって、Ｍｎは１．７％以上含有させる必要がある。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．４％以上であり、より好ましくは２．８％以上である。また、Ｍｎ含有量が多くなりすぎると、表層部に粗大な介在物が増加し、曲げ性を著しく劣化させる場合があるため、Ｍｎ含有量は５．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは４．８％以下であり、より好ましくは４．４％以下である。
　Ｐ：０．０５０％以下
　Ｐは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いと亀裂発生を促進するため、鋼中の拡散性水素量が少ない場合でも曲げ性を著しく劣化させる。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．００３％程度である。
　Ｓ：０．００５０％以下
　Ｓは、ＭｎＳ、ＴｉＳ、Ｔｉ（Ｃ，Ｓ）等の介在物の形成を通じて曲げ性に大きな悪影響を及ぼす。この介在物による弊害を軽減するために、Ｓ含有量は０．００５０％以下とする必要がある。Ｓ含有量は、好ましくは０．００２０％以下であり、より好ましくは０．００１０％以下であり、さらに好ましくは０．０００５％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．０００２％程度である。
　Ａｌ：０．０１０％以上０．２０％以下
　Ａｌは十分な脱酸を行い、鋼中の粗大介在物を低減するために添加される。その効果が表れるのが０．０１０％以上である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１５％以上とする。一方Ａｌ含有量が０．２０％超となると、熱間圧延後の巻取り時に生成したセメンタイトなどのＦｅを主成分とする炭化物が焼鈍工程で固溶しにくくなり、粗大な介在物や炭化物が生成するため、曲げ性が劣化する。したがって、Ａｌ含有量は０．２０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．１７％以下であり、より好ましくは０．１５％以下である。
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは、鋼中でＴｉＮ、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）、ＡｌＮ等の窒化物、炭窒化物系の粗大介在物を形成する元素であり、これらの生成を通じて曲げ性を劣化させる。曲げ性の劣化を防止するため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする必要がある。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７％以下、より好ましくは０．００５％以下である。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．０００６％程度である。
　Ｓｂ：０．００２％以上０．１０％以下
　Ｓｂは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、鋼板表層部の酸化や窒化による脱炭を抑制する。脱炭が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化に寄与する。また、鋼中表層部に微細炭化物を確保することができ、鋼中表層部の拡散性水素量を低減することができる。このような観点から、Ｓｂは０．００２％以上含有させる必要がある。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．００４％以上であり、より好ましくは０．００７％以上である。一方、Ｓｂを０．１０％を超えて含有させると、旧γ粒界に偏析して亀裂発生を促進するため、曲げ性を劣化させる。このため、Ｓｂ含有量は０．１０％以下とする。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。
　本発明の鋼板は、上記成分を含有し、残部のＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有するが、上記成分と残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。本発明の鋼板には、さらに、以下の成分を任意成分として含有させることができる。なお、下記の任意成分を下限値未満で含む場合、その成分は不可避的不純物として含まれるものとする。
　Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％未満
　Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、Ｍｎ含有量が少ない場合であっても、所定の面積率のマルテンサイトおよびベイナイトを生成させる利点を有する。このようなＢの効果を得るには、Ｂを０．０００２％以上含有させることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．０００７％以上である。また、Ｎを固定する観点から、０．００２％以上のＴｉと複合添加することが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００３５％以上になると、焼鈍時のセメンタイトの固溶速度を遅延させ、未固溶のセメンタイトなどのＦｅを主成分とする炭化物が残存することとなり、これにより、粗大な介在物や炭化物が生成するため、曲げ性を劣化させる。したがって、Ｂ含有量は０．００３５％未満とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００３０％以下であり、さらに好ましくは０．００２５％以下である。
　Ｎｂ：０．００２％以上０．０８％以下およびＴｉ：０．００２％以上０．１２％以下のうちから選ばれる１種または２種
　Ｎｂ、Ｔｉは、旧γ粒の微細化を通じて、高強度化に寄与する。また、Ｎｂ、Ｔｉの微細炭化物生成により水素のトラップサイトとなり、鋼中の拡散性水素量を減少させ、曲げ性を良好にする。このような観点から、Ｎｂ、Ｔｉは、それぞれ０．００２％以上で含有させることが好ましい。Ｎｂ含有量、Ｔｉ含有量は、それぞれ、より好ましくは０．００３％以上であり、さらに好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｎｂ、Ｔｉを多量に含有させると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存するＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）等のＮｂ系の粗大な析出物、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、Ｔｉ（Ｃ，Ｓ）、ＴｉＳ等のＴｉ系の粗大な析出物が増加し、曲げ性を劣化させる。このため、Ｎｂは０．０８％以下で含有させることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０６％以下であり、さらに好ましくは０．０４％以下である。Ｔｉは０．１２％以下で含有させることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．１０％以下であり、さらに好ましくは０．０８％以下である。
　Ｃｕ：０．００５％以上１％以下およびＮｉ：０．０１％以上１％以下のうちから選ばれる１種または２種
　Ｃｕ、Ｎｉは、自動車の使用環境での耐食性を向上させ、かつ腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。このような観点からＣｕは０．００５％以上含有させることが好ましい。Ｎｉは０．０１％以上含有させることが好ましい。曲げ性向上の観点からは、Ｃｕ、Ｎｉは、それぞれ０．０５％以上含有させることがより好ましく、０．０８％以上含有させることがさらに好ましい。しかしながら、Ｃｕ、Ｎｉが多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来し、めっき性や化成処理性を劣化させるので、Ｃｕ含有量、Ｎｉ含有量はそれぞれ１％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量、Ｎｉ含有量はそれぞれ、より好ましくは０．８％以下であり、さらに好ましくは０．６％以下である。
　Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、Ｖ：０．００３％以上０．５％以下、Ｚｒ：０．００５％以上０．２％以下およびＷ：０．００５％以上０．２％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、鋼の焼入れ性を向上する目的で、含有させることができる。このような効果を得るには、Ｃｒ、Ｍｏはそれぞれ０．０１％以上含有させることが好ましい。Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量はそれぞれ、より好ましくは０．０２％以上であり、さらに好ましくは０．０３％以上である。Ｖは０．００３％以上含有させることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．００７％以上である。しかしながら、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖのいずれの元素も多くなりすぎると炭化物の粗大化により、曲げ性を劣化させる。そのためＣｒ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．４％以下であり、さらに好ましくは０．２％以下である。Ｍｏ含有量は０．３％未満とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．２％以下であり、さらに好ましくは０．１％以下である。Ｖ含有量は０．５％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．４％以下であり、さらに好ましくは０．３％以下である。
　Ｚｒ、Ｗは、旧γ粒の微細化を通じて、高強度化に寄与する。このような観点から、Ｚｒ、Ｗはそれぞれ０．００５％以上で含有させることが好ましい。Ｚｒ含有量、Ｗ含有量はそれぞれ、より好ましくは０．００６％以上であり、さらに好ましくは０．００７％以上である。ただし、Ｚｒ、Ｗを多量に含有させると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存する粗大な析出物が増加し、曲げ性を劣化させる。このため、Ｚｒ、Ｗはそれぞれ０．２％以下で含有させることが好ましい。Ｚｒ含有量、Ｗ含有量はそれぞれ、より好ましくは０．１５％以下であり、さらに好ましくは０．１％以下である。
　Ｃａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、Ｃｅ：０．０００２％以上０．００３０％以下、Ｌａ：０．０００２％以上０．００３０％以下およびＭｇ：０．０００２％以上０．００３０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｌａは、Ｓを硫化物として固定し、鋼中水素のトラップサイトとなるため、鋼中の拡散性水素量が減少し、曲げ性の改善に寄与する。このため、Ｃａ、Ｃｅ、Ｌａの含有量はそれぞれ、０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｃａ、Ｃｅ、Ｌａの含有量はそれぞれ、より好ましくは０．０００３％以上であり、さらに好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｃａ、Ｃｅ、Ｌａは多量に添加すると硫化物の粗大化により、曲げ性を劣化させる。したがって、Ｃａ、Ｃｅ、Ｌａの含有量はそれぞれ、０．００３０％以下とすることが好ましい。Ｃａ、Ｃｅ、Ｌａの含有量はそれぞれ、より好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
　Ｍｇは、ＭｇＯとしてＯを固定し、鋼中水素のトラップサイトとなるため、鋼中の拡散性水素量が減少し、曲げ性の改善に寄与する。このため、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００３％以上、さらに好ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｍｇは多量に添加するとＭｇＯの粗大化により、曲げ性を劣化させるので、Ｍｇ含有量は０．００３０％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
　Ｓｎ：０．００２％以上０．１％以下
　Ｓｎは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、鋼板表層部の酸化や窒化による脱炭を抑制する。脱炭が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化に寄与する。また、鋼中表層部に微細炭化物を確保することができ、鋼中表層部の拡散性水素量を低減することができる。このような観点から、Ｓｎは０．００２％以上含有させることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．００３％以上であり、さらに好ましくは０．００４％以上である。一方、Ｓｎは０．１％を超えて含有させると、旧γ粒界に偏析して亀裂発生を促進するため、曲げ性を劣化させる。このため、Ｓｎは０．１％以下で含有させることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０８％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以下である。
　鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ以下
　本発明において拡散性水素量とは、電気亜鉛系めっき鋼板からめっきを除去した後、直ちに昇温脱離分析装置を用いて２００℃／ｈｒの昇温速度で昇温した時の加熱開始温度（２５℃）から２００℃までに放出される累積水素量のことである。鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ超では曲げ時に割れが助長され、曲げ性が劣化する。したがって、鋼中の拡散性水素量は０．２０質量ｐｐｍ以下とする。鋼中の拡散性水素量は、好ましくは０．１７質量ｐｐｍ以下であり、より好ましくは０．１３質量ｐｐｍ以下である。鋼中の拡散性水素量の下限は特に限定されるものではなく、０質量ｐｐｍでもよい。なお、鋼中の拡散性水素量の値は、実施例に記載の方法で測定して得られた値を採用する。本発明では、鋼板を成形加工や溶接をする前に、鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ以下であることが必要である。ただし、鋼板を成形加工や溶接した後の製品（部材）について、一般的な使用環境おかれた当該製品からサンプルを切り出して鋼中の拡散性水素量を測定した際に、鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ以下であれば、成形加工や溶接をする前も鋼中の拡散性水素量は０．２０質量ｐｐｍ以下であったとみなせる。
　次に、本発明の鋼板の有する組織について説明する。
　平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイト、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上
　ＴＳ≧１３２０ＭＰａの高強度を得るため、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイト、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイトの１種または２種の鋼組織全体に対する面積率は合計で９０％以上とする。これより少ないと、フェライトが多くなり、強度が低下する。なお、前記マルテンサイトおよびベイナイトの鋼組織全体に対する面積率は合計で１００％であってもよい。また、前記マルテンサイトおよびベイナイトは、どちらか一方の面積率が上記範囲であってもよく、両方の合計の面積率が上記範囲であってもよい。前記マルテンサイトは、焼入れしたままのマルテンサイトおよび焼戻しした焼戻しマルテンサイトの合計とする。本発明において、マルテンサイトとは低温（マルテンサイト変態点以下）でオーステナイトから生成した硬質な組織を指し、焼戻しマルテンサイトはマルテンサイトを再加熱した時に焼戻される組織を指す。ベイナイトとは比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成し、針状又は板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織を指す。
　なお、前記マルテンサイトおよび前記ベイナイト以外の残部組織は、フェライト、パーライト、残留オーステナイトなどであり、その合計量は面積率で１０％以下であれば許容できる。残部組織の面積率は０％であってもよい。本発明において、フェライトとは比較的高温でオーステナイトからの変態により生成し、ｂｃｃ格子の結晶粒からなる組織であり、パーライトとはフェライトとセメンタイトが層状に生成した組織であり、残留オーステナイトはマルテンサイト変態温度が室温以下となることでマルテンサイト変態しなかったオーステナイトである。なお、本発明において、鋼組織における各相の面積率は、実施例に記載の方法により求める。
　素材鋼板の表面から板厚１／８までの領域において、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイト、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイトの１種または２種の面積率が合計で８０％以上
　曲げ加工による亀裂は、めっき鋼板の曲げ稜線部の表層より発生するため、鋼板表層部の組織は非常に重要になる。本発明では、表層部の微細炭化物を水素のトラップサイトとして活用することで、鋼中表層付近の拡散性水素量を低減し、曲げ性を良好にする。したがって、素材鋼板の表面から素材鋼板の板厚１／８までの領域にある平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイト、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイトの１種または２種の面積率を合計で８０％以上とすることで、所望の曲げ性を確保することができる。前記面積率は、好ましくは８２％以上であり、さらに好ましくは８５％以上である。前記面積率の上限は特に限定せず、１００％であっても構わない。また、前記領域において、前記マルテンサイトおよびベイナイトは、どちらか一方の面積率が上記範囲であってもよく、両方の合計の面積率が上記範囲であってもよい。
　素材鋼板の表面から板厚１／８までの領域に存在する平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイト中に含まれる個々の平均粒径５０ｎｍ以下の炭化物の外周の合計が５０μｍ／ｍｍ２以上
　鋼中表層部の拡散性水素量は、表層付近にある微細炭化物の表面積の増加によって減少する。したがって、微細炭化物の表面積を増加させることが重要となる。本発明においては、微細炭化物の表面積に対応する指標として、微細炭化物の外周の値を用いることとし、素材鋼板の表面から素材鋼板の板厚１／８までの領域に存在する平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイト中に含まれる粒径５０ｎｍ以下の炭化物の外周の合計を５０μｍ／ｍｍ２以上（１ｍｍ２当たり５０μｍ以上）とする。前記炭化物の外周の合計は、好ましくは５５μｍ／ｍｍ２以上であり、さらに好ましくは６０μｍ／ｍｍ２以上である。なお、本発明において、炭化物の外周の合計は、実施例に記載の方法により求める。
　本発明の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板は、素材となる鋼板（素材鋼板）の表面に、電気亜鉛系めっきを有する。亜鉛系めっきの種類は特に限定されず、例えば、亜鉛めっき（純Ｚｎ）、亜鉛合金めっき（Ｚｎ－Ｎｉ、Ｚｎ－Ｆｅ、Ｚｎ－Ｍｎ、Ｚｎ－Ｃｒ、Ｚｎ－Ｃｏ）等のいずれでも構わない。電気亜鉛系めっきの付着量は、耐食性向上の観点から、片面あたりで２５ｇ／ｍ２以上が好ましい。また、電気亜鉛系めっきの付着量は、曲げ性を劣化させない観点から、片面あたりで５０ｇ／ｍ２以下が好ましい。本発明の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板は、素材鋼板の片面に電気亜鉛系めっきを有してもよいし、素材鋼板の両面に電気亜鉛系めっきを有してもよいが、自動車に用いられる場合、素材鋼板の両面に電気亜鉛系めっきを有することが好ましい。
　本発明の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板は、引張強度が１３２０ＭＰａ以上である。引張強度は、好ましくは１４００ＭＰａ以上、より好ましくは１４７０ＭＰａ以上、さらに好ましくは１６００ＭＰａ以上である。なお、引張強度の上限は特に限定されないが、他の特性とのバランスの取りやすさの観点から２２００ＭＰａ以下が好ましい。
　本発明の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板は、伸び（Ｅｌ）が７．０％以上である。伸びは、好ましくは７．２％以上であり、より好ましくは７．５％以上である。また、ＴＳ（ＭＰａ）×Ｅｌ（％）が１２０００以上である。ＴＳ×Ｅｌは、好ましくは１３０００以上であり、より好ましくは１３５００以上である。なお、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）は、それぞれ実施例に記載の方法により測定する。
　本発明の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板は、所定の曲げ試験（実施例に記載の曲げ試験）において、限界曲げ半径／板厚（Ｒ／ｔ）が４．０以下である。Ｒ／ｔは、好ましくは３．８以下であり、より好ましくは３．６以下である。
　次に、本発明の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板の一実施形態に係る製造方法について説明する。
　本発明の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板の一実施形態に係る製造方法は、熱間圧延工程、焼鈍工程、めっき処理工程を少なくとも備える。また、熱間圧延工程と、焼鈍工程の間に、冷間圧延工程を備えてもよい。また、めっき処理工程の後に、焼戻し工程を備えてもよい。以下、それぞれの工程について説明する。なお、以下に示す温度は、スラブ、鋼板等の表面温度を意味する。
（熱間圧延工程）
　スラブ加熱温度
　前述した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延に供する。スラブ加熱温度を１２００℃以上とすることで、硫化物の固溶促進とＭｎ偏析の軽減が図られ、上記した粗大な介在物量の低減が図られ、曲げ性を向上させる。このため、スラブ加熱温度は１２００℃以上とする。スラブ加熱温度は、より好ましくは１２３０℃以上であり、さらに好ましくは１２５０℃以上である。また、一例として、スラブ加熱時の加熱速度は５～１５℃／分とし、スラブ均熱時間は３０～１００分とすればよい。
　仕上げ圧延終了温度
　仕上げ圧延終了温度は８４０℃以上とする必要がある。仕上げ圧延終了温度が８４０℃未満では、温度の低下までに時間がかかり、介在物が生成することで曲げ性を劣化させるのみならず、鋼板の内部の品質も低下する可能性がある。また表層の脱炭により、鋼中表層部の炭化物を有するベイナイトやマルテンサイトの面積率が減少するため、表層付近の水素トラップサイトである微細炭化物が減少し、所望の曲げ性を確保するのが難しくなる。したがって、仕上げ圧延終了温度は８４０℃以上とする必要がある。仕上げ圧延終了温度は、好ましくは８６０℃以上である。一方、仕上げ圧延終了温度の上限は特に限定しないが、後の巻取温度までの冷却が困難になるため、仕上げ圧延終了温度は９５０℃以下が好ましい。仕上げ圧延終了温度はより好ましくは９２０℃以下である。
　仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延終了温度から７００℃までの温度域を４０℃／秒以上の平均冷却速度で７００℃以下の一次冷却停止温度まで冷却する。
冷却速度が遅いと介在物が生成し、その介在物が粗大化することで、曲げ性を劣化させる。また表層の脱炭により、鋼中表層部の炭化物を有するマルテンサイトやベイナイトの面積率が減少するため、表層付近の水素トラップサイトである微細炭化物が減少し、所望の曲げ性を確保するのが難しくなる。したがって、仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延終了温度から７００℃までの平均冷却速度は４０℃／秒以上とする。前記平均冷却速度は、好ましくは５０℃／秒以上である。前記平均冷却速度の上限については、特に限定されるものではないが、２５０℃／秒程度が好ましい。また、一次冷却停止温度は７００℃以下とする。一次冷却停止温度が７００℃超であると、７００℃までに炭化物が生成しやすくなり、その炭化物が粗大化することで、曲げ性を劣化させる。一次冷却停止温度の下限は特に限定されないが、一次冷却停止温度が６５０℃以下では急速冷却による炭化物生成抑制効果が小さくなるため、一次冷却停止温度は６５０℃超が好ましい。
　その後、一次冷却停止温度から６５０℃までの温度域を２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、６３０℃以下の巻取温度まで冷却する。前記６５０℃までの冷却速度が遅いと介在物が生成し、その介在物が粗大化することで、曲げ性を劣化させる。また表層の脱炭により、鋼中表層部の炭化物を有するマルテンサイトやベイナイトの面積率が減少するため、表層付近の水素トラップサイトである微細炭化物が減少し、所望の曲げ性を確保するのが難しくなる。したがって、上記のように７００℃までの温度領域を４０℃／秒以上の平均冷却速度で７００℃以下の一次冷却停止温度まで冷却した後、一次冷却停止温度から６５０℃までの平均冷却速度は２℃／秒以上とする。前記平均冷却速度は、好ましくは３℃／秒以上、さらに好ましくは５℃／秒とする。前記６５０℃から巻取温度までの平均冷却速度は、特に限定されないが、０．１℃／秒以上１００℃／秒以下が好ましい。
　巻取温度は、６３０℃以下とする。巻取温度が６３０℃超では、地鉄表面が脱炭するおそれがあり、鋼板内部と表面で組織差が生じ合金濃度ムラの原因となる。また表層の脱炭により、鋼中表層部の炭化物を有するマルテンサイトやベイナイトの面積率が減少するため、表層付近の水素トラップサイトである微細炭化物が減少し、所望の曲げ性を確保するのが難しくなる。したがって、巻取温度は６３０℃以下とする。巻取温度は、好ましくは６００℃以下である。巻取温度の下限は特に限定されないが、冷間圧延を行う場合の冷間圧延性の低下を防ぐために巻取温度は５００℃以上が好ましい。
　冷間圧延工程
　熱間圧延工程後、冷間圧延工程を施してもよい。冷間圧延工程を施す場合、冷間圧延工程では、熱間圧延工程で巻き取られた鋼板（熱延鋼板）を酸洗した後、冷間圧延を施し、冷延鋼板とする。酸洗の条件は特に限定はされない。また、圧下率は特に限定されないが、圧下率が２０％未満の場合、表面の平坦度が悪く、組織が不均一となる危険性があるため、圧下率は２０％以上とするのが好ましい。なお、組織や機械的特性で本発明の要件を満たせば、冷間圧延工程は省略しても構わない。
（焼鈍工程）
　熱間圧延工程後の鋼板、または、熱間圧延工程後に、さらに冷間圧延工程を施した後の鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱する。焼鈍温度がＡＣ３点未満では、組織にフェライトが生成し、所望の強度を得ることができない。したがって、焼鈍温度はＡＣ３点以上とする。焼鈍温度は、好ましくはＡＣ３点＋１０℃以上であり、より好ましくはＡＣ３点＋２０℃以上である。焼鈍温度の上限は特に限定されないが、オーステナイトの粗大化を抑制し、曲げ性の劣化を防ぐ観点から、焼鈍温度は９００℃以下が好ましい。焼鈍時の雰囲気は特に限定しないが、表層部の脱炭を防ぐ観点から露点は－５０℃以上－５℃以下が好ましい。
　なお、ここで言うＡＣ３点（℃）は以下の式により算出する。また、下記式において（％元素記号）は各元素の含有量（質量％）を意味する。
ＡＣ３点＝９１０－２０３（％Ｃ）１／２＋４５（％Ｓｉ）－３０（％Ｍｎ）－２０（％Ｃｕ）－１５（％Ｎｉ）＋１１（％Ｃｒ）＋３２（％Ｍｏ）＋１０４（％Ｖ）＋４００（％Ｔｉ）＋４６０（％Ａｌ）
　ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後、前記焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度を３℃／秒以上とし、冷却停止温度を３５０℃以下とする冷却を行い、１００℃以上２００℃以下の温度域の保持温度で２０～１５００秒保持する。なお、ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後に、当該焼鈍温度で均熱してもよい。この際の均熱時間は、特に限定されないが、１０秒以上３００秒以下が好ましく、１５秒以上２５０秒以下がより好ましい。焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度が３℃／秒未満では、フェライトの過度な生成を招くため所望の強度を得ることが難しくなる。また表層部にフェライトが生成することで、表層付近の炭化物を有するマルテンサイトやベイナイト分率を高めることが難しくなり、曲げ性を劣化させる。したがって、焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度は３℃／秒以上とする。好ましくは５℃／秒以上、より好ましくは１０℃／秒以上とする。
冷却停止温度は３５０℃以下とする。冷却停止温度が３５０℃超となると、粗大な炭化物を有するベイナイトが生成するため、鋼中表層部の微細炭化物量が減少し、曲げ性を劣化させる。
なお、平均冷却速度は特に断らない限り、（冷却開始温度－冷却停止温度）／冷却開始温度から冷却停止温度までの冷却時間とする。
　その後、１００℃以上２００℃以下の温度域の保持温度で２０～１５００秒保持する。ベイナイト内部に分布する炭化物は、焼入れ後の低温域での保持中に生成する炭化物であり、水素のトラップサイトとなることで水素を捕捉し、曲げ性の劣化を防ぐことができる。保持温度が１００℃未満、または保持時間が２０秒未満になると、ベイナイトが生成せず、また炭化物を含まない焼入れままのマルテンサイトが生成するため、鋼中表層部の微細炭化物量が減少し、上記の効果が得られなくなる。保持温度が２００℃超、または、保持時間が１５００秒超となると、脱炭し、さらにベイナイト内部に粗大な炭化物が生成するため、曲げ性を劣化させる。なお、保持温度は好ましくは１２０℃以上である。また、保持温度は、好ましくは１８０℃以下である。保持時間は、好ましくは５０秒以上である。また、保持時間は、好ましくは１０００秒以下である。
　焼鈍工程後、室温まで冷却する。この際の冷却速度は特に限定しないが、５０℃までを１℃／秒以上の平均冷却速度とするのが好ましい。なお、室温とは、例えば１０～３０℃である。
（めっき処理工程）
　室温まで冷却した後、鋼板に電気亜鉛系めっきを施す。電気亜鉛系めっきの種類は特に限定せず、純Ｚｎ、Ｚｎ－Ｎｉ、Ｚｎ－Ｆｅ、Ｚｎ－Ｍｎ、Ｚｎ－Ｃｒ、Ｚｎ－Ｃｏ等のいずれでも構わない。鋼中への水素の侵入を抑制し、電気亜鉛系めっき鋼板の鋼中の拡散性水素量を０．２０質量ｐｐｍ以下にするためには、電気めっきの時間が重要である。電気めっき時間が３００秒超では酸に浸漬する時間が長いため、鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ超となり、曲げ性が劣化する。したがって、電気めっき時間は３００秒以内とする。電気めっき時間は、好ましくは２８０秒以内、より好ましくは２５０秒以内とする。
　めっき処理工程後の鋼板（電気亜鉛系めっき鋼板）には、さらに、焼戻し工程を施してもよい。焼戻し工程を施すことで、鋼中の拡散性水素量が低減し、曲げ性をさらに高めることができる。焼戻し工程は、めっき処理工程後の鋼板を２５０℃以下の温度域で以下の式（１）を満たす保持時間ｔで保持する工程とすることが好ましい。
（Ｔ＋２７３）（ｌｏｇｔ＋４）≦２７００　・・・（１）
ただし、式（１）におけるＴは、焼戻し工程における保持温度（℃）であり、ｔは焼戻し工程における保持時間（秒）である。
　以上説明した本実施形態に係る製造方法によれば、めっき処理工程前の素材鋼板の製造条件およびめっき処理条件を制御することにより、鋼中表層部に微細な炭化物を生成させ、その微細炭化物を水素のトラップサイトとして活用することで、鋼中の拡散性水素量を低減させ、曲げ性に優れた高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板を得ることが可能となる。
　なお、熱間圧延工程後の熱延鋼板には、組織軟質化のための熱処理をおこなってもよく、めっき処理工程後は形状調整のための調質圧延を行ってもよい。
　本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。
１．評価用鋼板の製造
　表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を真空溶解炉にて溶製後、分塊圧延し２７ｍｍ厚の分塊圧延材を得た。得られた分塊圧延材を板厚４．０ｍｍ厚まで熱間圧延し、熱延鋼板を製造した（熱間圧延工程）。次いで、冷間圧延するサンプルは、熱延鋼板を研削加工し、板厚３．２ｍｍにした後、表２－１～表２－４に示す圧下率で冷間圧延し、板厚１．４ｍｍまで冷間圧延し、冷延鋼板を製造した（冷間圧延工程）。なお、表２－１中、冷間圧延の圧下率の数値が記載されていないものは、冷間圧延を施さなかったことを示す。次いで、上記により得られた熱延鋼板および冷延鋼板に、表２－１～表２－４に示す条件で熱処理（焼鈍工程）、めっき（めっき処理工程）を行い、電気亜鉛系めっき鋼板を製造した。なお、表１の成分組成の空欄は、その成分を意図的に添加していないことを表しており、含有しない（０質量％）場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含む。また、一部には焼戻し工程を施した。なお、表２－１～表２－４において、焼戻し条件が空欄のものは、焼戻し工程を施していないことを意味する。
　めっき処理工程において、純Ｚｎめっきでは、電気めっき液として、純水に４４０ｇ／Ｌの硫酸亜鉛七水和物を加え、硫酸によりｐＨ＝２．０に調整したものを用いた。Ｚｎ－Ｎｉめっきでは、純水に１５０ｇ／Ｌの硫酸亜鉛七水和物および３５０ｇ／Ｌの硫酸ニッケル六水和物を加え、硫酸によりｐＨ＝１．３に調整したものを用いた。Ｚｎ－Ｆｅめっきでは、純水に５０ｇ／Ｌの硫酸亜鉛七水和物および３５０ｇ／Ｌの硫酸Ｆｅを加え、硫酸によりｐＨ＝２．０に調整したものを用いた。また、ＩＣＰ分析よりめっきの合金組成はそれぞれ、１００％Ｚｎ、Ｚｎ－１３％Ｎｉ、Ｚｎ－４６％Ｆｅであった。電気亜鉛系めっきの付着量は、片面あたりで２５～５０ｇ／ｍ２とした。具体的には、１００％Ｚｎのめっきの付着量は片面あたりで３３ｇ／ｍ２、Ｚｎ－１３％Ｎｉのめっきの付着量は片面あたりで２７ｇ／ｍ２、Ｚｎ－４６％Ｆｅのめっきの付着量は片面あたりで２７ｇ／ｍ２であった。なお、これらの電気亜鉛系めっきを鋼板の両面に施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
  
２．評価方法
　各種製造条件で得られた電気亜鉛系めっき鋼板に対して、鋼組織を解析することで組織分率を調査し、引張試験を実施することで引張強度等の引張特性を評価し、曲げ試験により曲げ性を評価した。各評価の方法は次のとおりである。
（平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイト、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイトの１種または２種の合計面積率）
　各電気亜鉛系めっき鋼板の圧延方向および圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察し、倍率１５００倍のＳＥＭ像上の、実長さ８２μｍ×５７μｍの領域上に４．８μｍ間隔の１６×１５の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、マルテンサイトおよびベイナイトの面積率を調査した。組織全体における平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイトの面積率は、倍率１５００倍で板厚全厚を連続的に観察し、そのＳＥＭ像から求めたそれぞれの面積率の平均値とした。素材鋼板の表面から板厚１／８までの領域における平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイトの面積率は、倍率１５００倍で素材表面から板厚１／８までの領域を連続的に観察し、そのＳＥＭ像から求めたそれぞれの面積率の平均値とした。また、マルテンサイトやベイナイトは白色の組織を呈しており、旧オーステナイト粒界内にブロックやパケットが現出した組織を呈しており、内部に微細な炭化物が析出している。また、ブロック粒の面方位とエッチングの程度によっては、内部の炭化物が現出しにくい場合もあるので、その場合はエッチングを十分に行い確認する必要がある。なお、マルテンサイトおよびベイナイトに含まれる炭化物の平均粒径は、下記の方法により算出した。
（マルテンサイトおよびベイナイト中に含まれる炭化物の平均粒径）
　各電気亜鉛系めっき鋼板の圧延方向および圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて素材鋼板の表面から板厚１／８まで連続的に観察し、倍率５０００倍のＳＥＭ像１つからマルテンサイトおよびベイナイトが含まれる旧オーステナイト粒の内部にある炭化物の個数を算出し、組織の二値化を行うことで１つの結晶粒の内部にある炭化物の合計面積を算出した。この炭化物の個数と合計面積より炭化物１個当たりの面積を算出し、素材鋼板の表面から板厚１／８までの領域における炭化物の平均粒径を算出した。組織全体における炭化物の平均粒径の測定方法は、走査電子顕微鏡を用いて素材鋼板の板厚１／４位置を観察し、以降は上記素材鋼板の表面から板厚１／８までの領域における炭化物の平均粒径を算出した方法と同様の方法で組織全体における炭化物の平均粒径を測定した。ここでは板厚１／４位置の組織が組織全体の平均的な組織であるとした。
（平均粒径５０ｎｍ以下の炭化物の外周の合計）
　素材鋼板の表面から板厚１／８までの領域に存在する平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイト中に含まれる個々の平均粒径５０ｎｍ以下の炭化物の外周の合計は、前記領域に存在する平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイト中の個々の平均粒径５０ｎｍ以下の炭化物について、個々の炭化物の平均粒径に円周率πを乗ずることで、個々の炭化物の外周の長さを算出し、その平均を求め、前記平均と前記平均粒径５０ｎｍ以下の炭化物の個数を乗ずることで求めた。なお、個々の炭化物の平均粒径は、上記のようにして組織の二値化を行ったときの炭化物の像の長軸長さと短軸長さの平均値である。
（引張試験）
　各電気亜鉛系めっき鋼板の圧延方向から、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍ、板厚１．４ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取し、引張速度が１０ｍｍ／分で引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を測定した。
（曲げ試験）
　各電気亜鉛系めっき鋼板から、圧延方向が曲げ軸となるように幅２５ｍｍ、長さ１００ｍｍの曲げ試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８に規定の押曲げ法にて、押し込み速度１００ｍｍ／秒、各曲げ半径でｎ＝３の試験を実施し、３枚とも亀裂の発生が認められなかった曲げ半径を限界曲げ半径として板厚との比で評価した。ここで、亀裂の有無は、曲げ部外側について、３０倍の拡大鏡を用いて観察し、試験片の幅２５ｍｍに対して亀裂が全くない場合、もしくは長さが０．２μｍ以下の微小亀裂が試験片の幅２５ｍｍに対して５個以内の場合、割れ無しとした。曲げ性の評価基準は限界曲げ半径／板厚（Ｒ／ｔ）≦４．０とした。
（水素分析方法）
　各電気亜鉛系めっき鋼板の幅中央部から、長軸長さ３０ｍｍ、短軸長さ５ｍｍの短冊状の板を採取した。この短冊の表面のめっきをハンディルーターで完全に除去し、昇温脱離分析装置を用いて、２００℃／時間の昇温速度で水素分析した。また、短冊状の板を採取し、めっきを除去した後は、直ちに水素分析を実施した。そして、加熱開始温度（２５℃）から２００℃までに放出される累積水素量を測定し、これを鋼中の拡散性水素量とした。
３．評価結果
　上記評価結果を表３－１～表３－４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
  
　本実施例では、ＴＳ≧１３２０ＭＰａ、かつ、Ｅｌ≧７．０％、かつ、ＴＳ×Ｅｌ≧１２０００、かつ、Ｒ／ｔ≦４．０のものを合格とし、表３－１～表３－４に発明例として示した。また、ＴＳ≧１３２０ＭＰａ、Ｅｌ≧７．０％、ＴＳ×Ｅｌ≧１２０００、Ｒ／ｔ≦４．０のうちの少なくとも１つを満たさないものを不合格とし、表３－１～表３－４に比較例として示した。なお、表１～３－４中の下線は、本発明の要件、製造条件、特性を満足していないことを示す。

Claims (10)

  1. 　素材鋼板の表面に、電気亜鉛系めっきを有する高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板であって、
    前記素材鋼板は、質量％で、
    Ｃ：０．１２％以上０．４０％以下、
    Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、
    Ｍｎ：１．７％以上５．０％以下、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｓ：０．００５０％以下、
    Ａｌ：０．０１０％以上０．２０％以下、
    Ｎ：０．０１０％以下および
    Ｓｂ：０．００２％以上０．１０％以下
    を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    鋼組織全体において、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイト、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上であり、素材鋼板の表面から板厚１／８までの領域において、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイト、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイトの１種または２種の面積率が合計で８０％以上で、かつ、前記領域に存在する平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するマルテンサイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を有するベイナイト中に含まれる個々の平均粒径５０ｎｍ以下の炭化物の外周の合計が５０μｍ／ｍｍ２以上である鋼組織とを有し、
    鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ以下である、高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％未満を含有する、請求項１に記載の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
  3. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．００２％以上０．０８％以下および
    Ｔｉ：０．００２％以上０．１２％以下
    のうちから選ばれる１種または２種を含有する、請求項１または２に記載の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
  4. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．００５％以上１％以下および
    Ｎｉ：０．０１％以上１％以下
    のうちから選ばれる１種または２種を含有する、請求項１～３のいずれかに記載の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
  5. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、
    Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、
    Ｖ：０．００３％以上０．５％以下、
    Ｚｒ：０．００５％以上０．２％以下および
    Ｗ：０．００５％以上０．２％以下
    のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１～４のいずれかに記載の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
  6. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｃａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
    Ｃｅ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
    Ｌａ：０．０００２％以上０．００３０％以下および
    Ｍｇ：０．０００２％以上０．００３０％以下
    のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１～５のいずれかに記載の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
  7. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｓｎ：０．００２％以上０．１％以下を含有する、請求項１～６のいずれかに記載の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板。
  8. 　請求項１～７のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：１２００℃以上、仕上げ圧延終了温度：８４０℃以上として熱間圧延を行った後、仕上げ圧延終了温度から７００℃までの温度域を４０℃／秒以上の平均冷却速度で７００℃以下の一次冷却停止温度まで冷却し、その後、一次冷却停止温度から６５０℃までの温度域を２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、６３０℃以下の巻取温度まで冷却して巻き取る熱間圧延工程と、
    前記熱間圧延工程後の鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後、または、ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱し均熱した後、前記焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度を３℃／秒以上とし、冷却停止温度を３５０℃以下とする冷却を行い、１００℃以上２００℃以下の温度域の保持温度で２０～１５００秒保持する焼鈍工程と、
    前記焼鈍工程後の鋼板を室温まで冷却し、電気めっき時間：３００秒以内の電気亜鉛系めっきを施すめっき処理工程と、を有する、高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
  9. 　さらに、熱間圧延工程と焼鈍工程の間に、前記熱間圧延工程後の鋼板を冷間圧延する冷間圧延工程を有する、請求項８に記載の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
  10. 　さらに、めっき処理工程後の鋼板を２５０℃以下の温度域で以下の式（１）を満たす保持時間ｔで保持する焼戻し工程を有する、請求項８または９に記載の高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
    （Ｔ＋２７３）（ｌｏｇｔ＋４）≦２７００　・・・（１）
    ただし、式（１）におけるＴは、焼戻し工程における保持温度（℃）であり、ｔは焼戻し工程における保持時間（秒）である。
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