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WO2024090033A1 - 高強度めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Publication number
WO2024090033A1
WO2024090033A1 PCT/JP2023/031995 JP2023031995W WO2024090033A1 WO 2024090033 A1 WO2024090033 A1 WO 2024090033A1 JP 2023031995 W JP2023031995 W JP 2023031995W WO 2024090033 A1 WO2024090033 A1 WO 2024090033A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
temperature
retained austenite
mass
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2023/031995
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
一輝 遠藤
由康 川崎
勇樹 田路
雅毅 多田
克利 ▲高▼島
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Priority to KR1020257012445A priority Critical patent/KR20250069920A/ko
Priority to JP2023573563A priority patent/JP7468816B1/ja
Priority to CN202380073550.3A priority patent/CN120092099A/zh
Priority to EP23882247.2A priority patent/EP4575016A4/en
Publication of WO2024090033A1 publication Critical patent/WO2024090033A1/ja
Priority to MX2025004672A priority patent/MX2025004672A/es
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength plated steel sheet with excellent formability suitable for use in industrial fields such as automobiles and electricity, and a manufacturing method thereof.
  • the present invention aims to obtain a high-strength plated steel sheet with a TS (tensile strength) of 1180 MPa or more and excellent formability.
  • the high-strength plated steel sheet does not lose ductility after plating, has hydrogen bending embrittlement resistance, and is also excellent in LME (Liquid Metal Embrittlement) resistance.
  • Formability here refers to ductility and bendability.
  • LME cracking can also occur in high-strength cold-rolled steel sheets that do not have a zinc coating layer, as long as the welding partner is a zinc-coated steel sheet, so it is becoming a problem for all high-strength steel sheets. Therefore, when applying high-strength steel sheets to structural components, there is a demand for high-strength steel sheets with excellent LME resistance.
  • High-strength steel sheets that utilize the processing-induced transformation of retained austenite have been proposed as steel sheets with both high strength and excellent ductility.
  • Such steel sheets have a structure that contains retained austenite, and the retained austenite makes them easy to form when forming the steel sheet.
  • the retained austenite transforms into martensite, resulting in high strength.
  • the retained austenite can decompose during plating, reducing ductility. This is particularly noticeable during alloying treatment after the plating bath.
  • Patent Document 1 proposes a high-strength steel sheet with a tensile strength of 1000 MPa or more and extremely high ductility utilizing processing-induced transformation of retained austenite with a total elongation (EL) of 30% or more.
  • Such steel sheets are manufactured by austenitizing a steel sheet whose basic components are C, Si, and Mn, and then quenching it in the bainite transformation temperature range and holding it isothermally, a so-called austempering process.
  • Retained austenite is generated by the concentration of C in austenite by this austempering process, but in order to obtain a large amount of retained austenite, it is necessary to add a large amount of C exceeding 0.3%.
  • the spot weldability decreases, and the decrease is particularly noticeable at a C concentration exceeding 0.3%, making it difficult to put into practical use as a steel sheet for automobiles.
  • Patent Document 2 discloses that a hot-rolled sheet is subjected to a long-term heat treatment in the two-phase region of ferrite and austenite using a steel containing 0.50 mass% or more and 12.00 mass% or less of Mn. As a result, retained austenite with a large aspect ratio is formed by promoting the concentration of Mn in the untransformed austenite, improving uniform elongation. However, no study has been conducted on the compatibility of elongation, bendability, and LME resistance.
  • Patent Document 3 also discloses a method for reducing the amount of hydrogen in steel by holding annealed steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet, or alloyed hot-dip galvanized steel sheet in a temperature range of 50°C to 300°C for 1,800 seconds to 43,200 seconds.
  • annealed steel sheet hot-dip galvanized steel sheet
  • alloyed hot-dip galvanized steel sheet in a temperature range of 50°C to 300°C for 1,800 seconds to 43,200 seconds.
  • Patent Document 4 discloses that a soft layer is formed on the surface of the steel sheet by controlling the reduction rate in the final pass of cold rolling and the dew point during the subsequent annealing, and furthermore, the grain boundary character is controlled.
  • a high-strength steel sheet is obtained that comprehensively satisfies ductility, stretch flangeability, bendability, and LME resistance.
  • no consideration has been given to achieving both ductility and LME resistance after plating.
  • By appropriately controlling the steel sheet components there is room to achieve both further improved LME resistance and ductility after plating without forming a surface soft layer that may reduce ductility after plating.
  • the present invention has been made in consideration of the above-mentioned current situation, and its purpose is to provide a high-strength plated steel sheet and its manufacturing method that has a TS of 1180 MPa or more, excellent formability without a decrease in ductility after plating, hydrogen bending embrittlement resistance with a small amount of hydrogen present in the steel, and excellent LME resistance.
  • the formability referred to here indicates ductility and bendability.
  • the plating process referred to here includes both the case where only the plating layer is formed and the case where the plating layer is further alloyed after the plating layer is formed.
  • the hydrogen bending embrittlement resistance referred to here is an index of the susceptibility of bendability to the effects of hydrogen.
  • the bendability in formability refers to the bendability of the material itself, and these are different properties.
  • the steel contains 0.10 mass% or more and 8.00 mass% or less of Mn, and the composition of other alloy elements is appropriately adjusted.
  • the steel is held in a temperature range below the Ac 1 transformation point for more than 1800 s, and if necessary, pickled, and then cold rolled. Then, the steel is held in a temperature range above the Ac 3 transformation point -50 ° C. for 20 s or more and below 1800 s, and then cooled to a cooling stop temperature below the martensitic transformation start temperature. Then, the steel is reheated to a range of Bs -150 ° C. or more and Bs +150 ° C.
  • the steel sheet After the cooling, the steel sheet is heated at a heating rate of 2°C/s or more from the Ac 1 transformation point -150°C to the Ac 1 transformation point, and is held in the temperature range of the Ac 1 transformation point or more for 20 s to 600 s.
  • the steel sheet is then cooled to a cooling stop temperature below the martensite transformation start temperature (Ms') of highly stable austenite, and reheated to a reheating temperature in the range of Ms' to Ms' + 350°C.
  • Ms' martensite transformation start temperature
  • the steel sheet is then held at the reheating temperature for 2 s to 600 s, plated, and cooled to room temperature.
  • the steel sheet obtained has the following steel structure. That is, in terms of area ratio, ferrite is 1% to 30%, fresh martensite is less than 1%, the sum of bainite and tempered martensite is 35% to 90%, and retained austenite is 6% or more. Furthermore, the present invention is characterized in that the average Mn content (mass%) in the retained austenite having an aspect ratio of 2.0 or more divided by the average Mn content (mass%) in the ferrite is 1.1 or more, Mn ⁇ eq.
  • Mn ⁇ eq. and ⁇ LME are calculated by the following formulas (1) and (2).
  • Mn ⁇ eq. ⁇ ln([C] ⁇ -0.2) + ln([Mn] ⁇ -2.6) + 4.30 ⁇ ⁇ ⁇ / D ⁇ ...
  • ⁇ LME 1/2 ⁇ log ⁇ (1 + [C]) / (0.35 - [C]) ⁇ + ⁇ exp ([Si] / 3.23) - 1 ⁇ + ⁇ exp ([Mn] / 22) - 1 ⁇ ...
  • [C] ⁇ and [Mn] ⁇ are the average C content and average Mn content (mass%) in the total retained austenite, respectively.
  • ⁇ is the average aspect ratio of all retained austenite
  • D ⁇ is the average circle equivalent diameter of all retained austenite ( ⁇ m)
  • [C], [Si], and [Mn] are the amounts of C, Si, and Mn (mass%) contained in the entire steel sheet.
  • [C] ⁇ and [Mn] ⁇ are the average C amount and average Mn amount (mass%) in the entire retained austenite
  • ⁇ is the average aspect ratio of the entire retained austenite
  • D ⁇ is the average circular equivalent diameter ( ⁇ m) of the entire retained austenite
  • [C], [Si], and [Mn] are the C amount, Si amount, and Mn amount (mass%) contained in the entire steel sheet.
  • composition further contains, by mass%, at least one element selected from Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.200% or less, Ta: 0.10% or less, W: 0.10% or less, B: 0.0100% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Co: 1.000% or less, Ni: 1.00% or less, Cu: 1.00% or less, Sn: 0.200% or less, Sb: 0.200% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less, Zr: 0.100% or less, Te: 0.100% or less, Hf: 0.10% or less, and Bi: 0.200% or less.
  • a method for producing a high-strength plated steel sheet comprising the steps of: holding
  • a high-strength plated steel sheet can be obtained that has a TS (tensile strength) of 1180 MPa or more, does not lose ductility after plating, has excellent ductility and bendability, and is excellent in hydrogen bending embrittlement resistance and LME resistance.
  • C 0.030% or more and 0.300% or less C is one of the important basic components of steel, and in the present invention, it is an important element that affects the fractions of martensite, ferrite and retained austenite. If the C content is less than 0.030%, the fraction of martensite decreases, making it difficult to achieve the desired TS. On the other hand, if the C content exceeds 0.300%, the martensite becomes embrittled, making it difficult to achieve the desired EL. Therefore, the C content is 0.030% or more and 0.300% or less.
  • the preferred lower limit is 0.050% or more, more preferably 0.070% or more.
  • the preferred upper limit is 0.280% or less, more preferably 0.250% or less.
  • Si 0.01% to 2.50% Si is one of the important basic components of steel, and in the present invention, it suppresses the formation of carbides during continuous annealing and promotes the formation of residual austenite, and is therefore an element that affects the hardness of martensite and the fraction of residual austenite. If the Si content is less than 0.01%, the fraction of residual austenite decreases, making it difficult to achieve the desired EL. On the other hand, if the Si content exceeds 2.50%, Zn is likely to penetrate into the austenite grain boundary during spot welding, liquid metal embrittlement becomes significant, and resistance to LME deteriorates. Therefore, the Si content is set to 0.01% to 2.50%.
  • the preferred lower limit is 0.05% or more, more preferably 0.10% or more.
  • the preferred upper limit is 2.00% or less, more preferably 1.80% or less.
  • Mn 0.10% to 8.00%
  • Mn is one of the important basic components of steel, and in the present invention, it is an important element that affects the fraction of martensite.
  • Mn is an element that stabilizes the retained austenite, is effective in ensuring good ductility, and further increases the strength of the steel by solid solution strengthening. Such an action is observed when the Mn content of the steel is 0.10% or more.
  • the Mn content exceeds 8.00%, the stability of the retained austenite becomes excessive, the TRIP effect does not appear during processing, and the desired ductility cannot be obtained. Therefore, the Mn content is set to 0.10% to 8.00%.
  • the preferable lower limit is 1.00% or more, more preferably 2.50% or more.
  • the preferable upper limit is 6.00% or less, more preferably 4.20% or less.
  • P 0.100% or less P segregates at prior austenite grain boundaries and embrittles the grain boundaries, reducing the deformability of the steel sheet, and thus reducing the EL. Therefore, the P content must be 0.100% or less. Although there is no particular lower limit for the P content, it is preferable that the P content be 0.001% or more since P is a solid solution strengthening element and can increase the strength of the steel sheet. Therefore, the P content is 0.100% or less. The preferred lower limit is 0.001% or more. The preferred upper limit is 0.070% or less.
  • S 0.0200% or less S exists as sulfide and reduces the deformability of the steel sheet, which reduces the EL. Therefore, the S content must be 0.0200% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly specified, it is preferable to set it to 0.0001% or more due to constraints on production technology. Therefore, the S content is set to 0.0200% or less.
  • the preferable lower limit is 0.0001% or more.
  • the preferable upper limit is 0.0050% or less.
  • N 0.0100% or less N exists as a nitride and reduces the deformability of the steel sheet, so that the EL is reduced. Therefore, the N content must be 0.0100% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly specified, due to constraints on production technology, the N content is preferably 0.0001% or more. Therefore, the N content is 0.0100% or less.
  • the preferred lower limit is 0.0001% or more.
  • the preferred upper limit is 0.0050% or less.
  • Al 0.100% or less Al increases the A3 transformation point and contains a large amount of ferrite in the microstructure, making it difficult to achieve the desired TS. Therefore, the content of Al needs to be 0.100% or less.
  • the lower limit of the content of Al is not particularly specified, it is preferable to set it to 0.001% or more because it suppresses the formation of carbides during continuous annealing and promotes the formation of retained austenite. Therefore, the content of Al is set to 0.100% or less.
  • the preferable lower limit is set to 0.001% or more.
  • the preferable upper limit is set to 0.050% or less.
  • O 0.0100% or less
  • O exists as an oxide and reduces the deformability of the steel sheet, which reduces the EL. Therefore, the content of O needs to be 0.0100% or less.
  • the lower limit of the content of O is not particularly specified, it is preferable to set it to 0.0001% or more due to constraints on production technology. Therefore, the content of O is set to 0.0100% or less.
  • the preferable lower limit is set to 0.0001% or more.
  • the preferable upper limit is set to 0.0050% or less.
  • the steel sheet has a composition containing the above-mentioned components, with the remainder being Fe and unavoidable impurities.
  • unavoidable impurities include Zn, Pb, and As. It is permissible for these impurities to be contained in a total content of 0.100% or less.
  • the high-strength plated steel sheet of the present invention further comprises, in addition to the above-mentioned component composition, At least one element selected from Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.200% or less, Ta: 0.10% or less, W: 0.10% or less, B: 0.0100% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less, Co: 1.000% or less, Cu: 1.00% or less, Sn: 0.200% or less, Sb: 0.200% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less, Zr: 0.100% or less, Te: 0.100% or less, Hf: 0.10% or less, and Bi: 0.200% or less may be contained alone or in combination.
  • the contents of Ti, Nb and V are preferably 0.200% or less.
  • the lower limits of the contents of Ti, Nb and V are not particularly specified. However, since fine carbides, nitrides or carbonitrides are formed during hot rolling or continuous annealing to increase the strength of the steel sheet, it is more preferable that the contents of Ti, Nb and V are 0.001% or more. Therefore, when Ti, Nb and V are contained, the contents are each 0.200% or less.
  • the lower limit when Ti, Nb and V are contained is more preferably 0.001% or more.
  • the upper limit when Ti, Nb and V are contained is even more preferably 0.100% or less.
  • the Ta and W contents are preferably 0.10% or less.
  • the lower limits of the Ta and W contents are not particularly specified. However, since the strength of the steel sheet is increased by forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides during hot rolling or continuous annealing, it is more preferable that the Ta and W contents are 0.01% or more. Therefore, when Ta and W are contained, the contents are each 0.10% or less. The lower limit when Ta and W are contained is more preferably 0.01% or more. The upper limit when Ta and W are contained is even more preferably 0.08% or less.
  • the B content is preferably 0.0100% or less.
  • B content is preferably 0.0100% or less.
  • B content is preferably 0.0100% or less.
  • the lower limit when B is contained is more preferably 0.0003% or more.
  • the upper limit when B is contained is even more preferably 0.0080% or less.
  • the contents of Cr, Mo, and Ni are each 1.00% or less.
  • the contents of Cr, Mo, and Ni are each 1.00% or less.
  • the lower limit when Cr, Mo, and Ni are contained is more preferably 0.01% or more.
  • the upper limit when Cr, Mo, and Ni are contained is even more preferably 0.80% or less.
  • the Co content be 1.000% or less.
  • the Co content is 1.000% or less.
  • the lower limit when Co is contained is more preferably 0.001% or more.
  • the upper limit when Co is contained is even more preferably 0.800% or less.
  • the Cu content be 1.00% or less.
  • the Cu content is 1.00% or less.
  • the Cu content is 0.01% or more. Therefore, when Cu is contained, its content is 1.00% or less.
  • the lower limit when Cu is contained is more preferably 0.01% or more.
  • the upper limit when Cu is contained is even more preferably 0.80% or less.
  • the Sn content is 0.200% or less, it will not generate cracks inside the steel plate during casting or hot rolling, and will not reduce the deformability of the steel plate, so the EL will not decrease. Therefore, it is preferable that the Sn content be 0.200% or less.
  • There is no particular lower limit for the Sn content but since Sn is an element that improves hardenability, it is more preferable that it be 0.001% or more. Therefore, when Sn is contained, its content is 0.200% or less.
  • the lower limit when Sn is contained is more preferably 0.001% or more.
  • the upper limit when Sn is contained is even more preferably 0.100% or less.
  • the Sb content is preferably 0.200% or less.
  • the Sb content is preferably 0.200% or less.
  • There is no particular lower limit for the Sb content but since Sb is an element that controls the softened surface thickness and enables strength adjustment, it is more preferable that the Sb content be 0.001% or more. Therefore, when Sb is contained, its content is 0.200% or less.
  • the lower limit when Sb is contained is more preferably 0.001% or more.
  • the upper limit when Sb is contained is even more preferably 0.100% or less.
  • Ca, Mg and REM are each 0.0100% or less, so that coarse precipitates and inclusions do not increase, and the ultimate deformability of the steel sheet is not reduced, so that bendability does not decrease. Therefore, the contents of Ca, Mg and REM are preferably 0.0100% or less. There is no particular lower limit for the contents of Ca, Mg and REM, but since these elements make the shape of nitrides and sulfides spherical and improve the deformability of the steel sheet, it is more preferable to make each of them 0.0005% or more. Therefore, when Ca, Mg and REM are contained, their contents are each 0.0100% or less. The lower limit when Ca, Mg and REM are contained is more preferably 0.0005% or more. The upper limit when Ca, Mg and REM are contained is even more preferably 0.0050% or less.
  • the Zr and Te contents are preferably 0.100% or less.
  • the Zr and Te contents are preferably 0.100% or less.
  • the lower limit when Zr and Te are contained is more preferably 0.001% or more.
  • the upper limit when Zr and Te are contained is even more preferably 0.080% or less.
  • Hf is 0.10% or less, the amount of coarse precipitates and inclusions will not increase, and the ultimate deformability of the steel sheet will not decrease, so bendability will not decrease. Therefore, it is preferable that the Hf content be 0.10% or less.
  • Hf content is not 0.10% or less.
  • Hf content is more preferable that it be 0.01% or more. Therefore, if Hf is contained, its content should be 0.10% or less. If Hf is contained, the lower limit should more preferably be 0.01% or more. If Hf is contained, the upper limit should even more preferably be 0.08% or less.
  • the Bi content is preferably 0.200% or less.
  • the Bi content should be 0.200% or less.
  • the lower limit should more preferably be 0.001% or more.
  • the upper limit should even more preferably be 0.100% or less.
  • Area ratio of ferrite 1% or more and 30% or less In order to ensure sufficient ductility, the area ratio of ferrite must be 1% or more. In addition, in order to ensure TS of 1180 MPa or more, the area ratio of soft ferrite must be 30% or less.
  • ferrite here refers to polygonal ferrite, granular ferrite, and acicular ferrite, and is relatively soft and ductile ferrite.
  • the preferred lower limit is 3% or more.
  • the preferred upper limit is 25% or less.
  • Fresh martensite area ratio less than 1% If the area ratio of fresh martensite is 1% or more, hydrogen is easily trapped in lattice defects inside the fresh martensite, which deteriorates the hydrogen bending embrittlement resistance. Therefore, the area ratio of fresh martensite must be less than 1%. Although there is no particular lower limit, fresh martensite is effective in improving strength, so it is preferably 0.1% or more.
  • Bainite and tempered martensite are structures effective for improving bendability. If the sum of the area ratio of bainite and tempered martensite is less than 35%, good bendability cannot be obtained. Therefore, the sum of the area ratio of bainite and tempered martensite needs to be 35% or more. On the other hand, if the sum of the area ratio of bainite and tempered martensite exceeds 90%, the desired retained austenite that is responsible for ductility cannot be obtained, and therefore good ductility cannot be obtained. Therefore, the sum of the area ratio of bainite and tempered martensite needs to be 90% or less.
  • the preferable lower limit is 45% or more.
  • the preferable upper limit is 85% or less.
  • a thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel plate is polished and then etched with 3 vol. % nital.
  • 10 fields of view are observed at 2000x magnification using a SEM (scanning electron microscope) at the 1/4 position of the plate thickness (a position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the steel plate surface).
  • the area ratios of each structure are calculated for 10 fields of view using Image-Pro from Media Cybernetics, and these values can be averaged to obtain the area ratio.
  • ferrite has a gray structure (base structure)
  • fresh martensite has a white structure
  • tempered martensite has a gray internal structure inside the white martensite
  • bainite has a dark gray structure with many linear grain boundaries.
  • Area ratio of retained austenite 6% or more
  • the area ratio of retained austenite needs to be 6% or more, preferably 8% or more, and more preferably 10% or more.
  • the area ratio of retained austenite was measured on a surface that had been polished from 1/4 of the plate thickness down to 0.1 mm, and then chemically polished to a depth of 0.1 mm.
  • an X-ray diffractometer using CoK ⁇ radiation was used to measure the integrated intensity ratios of the diffraction peaks of the ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , and ⁇ 311 ⁇ planes of fcc iron and the ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ , and ⁇ 220 ⁇ planes of bcc iron, and the nine integrated intensity ratios obtained were averaged to determine the ratio.
  • the value obtained by dividing the average Mn content (mass%) in the retained austenite having an aspect ratio of 2.0 or more by the average Mn content (mass%) in the ferrite is 1.1 or more. It is an extremely important component of the present invention that the value obtained by dividing the average Mn content (mass%) in the retained austenite having an aspect ratio of 2.0 or more by the average Mn content (mass%) in the ferrite is 1.1 or more.
  • the area ratio of stable retained austenite in which Mn is concentrated must be high. It is preferably 1.2 or more. The higher the average Mn content in the retained austenite, the better the ductility, so there is no particular upper limit set, but since the effect of improving ductility saturates when it exceeds 10.0, it is preferable that it is 10.0 or less.
  • the amount of C and Mn in the retained austenite and ferrite is determined using a FE-EPMA (Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer). Specifically, the distribution of C and Mn in each phase of the rolling direction cross section at the 1/4 position of the plate thickness is quantified, and the amount of C and Mn can be determined by averaging the results of the analysis of 30 retained austenite grains and 30 ferrite grains.
  • FE-EPMA Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer
  • the same field of view is observed with a SEM (Scanning Electron Microscope) and EBSD (Electron Backscattered Diffraction).
  • SEM Sccanning Electron Microscope
  • EBSD Electro Backscattered Diffraction
  • the retained austenite in the SEM image is then identified by Phase Map identification of EBSD.
  • the aspect ratio of the retained austenite is calculated by drawing an ellipse circumscribing the retained austenite grain using Photoshop elements 13, and dividing the length of its major axis by the length of its minor axis, and is then calculated as the average aspect ratio of 30 retained austenite grains.
  • the average equivalent circle diameter of the retained austenite was determined by using Media Cybernetics' Image-Pro to determine the area of 30 retained austenite grains, calculating the equivalent circle diameter, and averaging these values.
  • Diffusible hydrogen content in steel 0.3 mass ppm or less
  • the preferred upper limit is 0.20 mass ppm or less.
  • the lower limit of the diffusible hydrogen content in steel is not particularly specified, but due to production technology constraints, it may be 0.01 mass ppm or more.
  • the method for measuring the amount of diffusible hydrogen in steel is as follows: A test piece 30 mm long and 5 mm wide is taken from the product coil. In the case of hot-dip galvanized steel sheet or alloyed hot-dip galvanized steel sheet, the hot-dip galvanized layer or alloyed hot-dip galvanized layer of the test piece is removed by grinding or with alkali. The amount of hydrogen released from the test piece is then measured by thermal desorption spectrometry (TDS). Specifically, the test piece is continuously heated from room temperature to 300°C at a heating rate of 200°C/h, then cooled to room temperature, and the cumulative amount of hydrogen released from the test piece from room temperature to 210°C is measured and used as the amount of diffusible hydrogen in steel.
  • TDS thermal desorption spectrometry
  • Mn ⁇ eq. 5.0 or more It is an important constituent requirement in the present invention that Mn ⁇ eq. is 5.0 or more. Mn ⁇ eq. is an effective parameter for improving the stability of the retained austenite, suppressing the decomposition of the retained austenite during plating, and obtaining good ductility after plating. If Mn ⁇ eq. is less than 5.0, the stability of the retained austenite decreases, and ductility decreases after plating. On the other hand, although there is no particular upper limit, Mn ⁇ eq. is preferably 250 or less, since excessive stabilization of the retained austenite will not produce the TRIP effect. More preferably, Mn ⁇ eq. is 10.0 or more and 200 or less.
  • Mn ⁇ eq. is calculated by the following formula (1).
  • Mn ⁇ eq. ⁇ ln([C] ⁇ -0.2) + ln([Mn] ⁇ -2.6) + 4.30 ⁇ ⁇ ⁇ / D ⁇ ...
  • [C] ⁇ and [Mn] ⁇ are the average C content and average Mn content (mass%) in the total retained austenite, respectively.
  • ⁇ is the average aspect ratio of all the retained austenite
  • D ⁇ is the average equivalent circle diameter ( ⁇ m) of all the retained austenite.
  • ⁇ LME 1.0 or less It is an extremely important component of the present invention that ⁇ LME is 1.0 or less.
  • ⁇ LME is an effective parameter for reducing the LME cracking sensitivity during spot welding due to the C, Si, and Mn concentrations contained in the steel sheet, and obtaining good LME resistance. If ⁇ LME exceeds 1.0, the LME cracking sensitivity of the steel sheet increases, making it more likely to crack during welding, and the LME resistance decreases.
  • the lower limit is not particularly specified, it is preferable to set it to 0.2 or more since a TS of 1180 MPa or more may not be obtained with the C, Si, and Mn amounts that result in ⁇ LME of less than 0.2.
  • ⁇ LME is calculated by the following formula (2).
  • ⁇ LME 1/2 ⁇ log ⁇ (1 + [C]) / (0.35 - [C]) ⁇ + ⁇ exp ([Si] / 3.23) - 1 ⁇ + ⁇ exp ([Mn] / 22) - 1 ⁇ ...
  • [C], [Si], and [Mn] are the amounts of C, Si, and Mn (mass %) contained in the entire steel sheet.
  • the T 0 composition is a composition in which the free energy of fcc and bcc is equal at any temperature, and austenite is fcc, and ferrite and bainite are bcc.
  • the value obtained by dividing the amount of C in all the retained austenite by the amount of C in the T 0 composition is less than 1.0.
  • the lower limit is not particularly specified, but if the value obtained by dividing the amount of C in all the retained austenite by the amount of C in the T 0 composition is less than 0.1, the stability of the retained austenite itself decreases, and good ductility may not be obtained. Therefore, it is preferable to set it to 0.1 or more. A more preferable lower limit is 0.2 or more. A more preferable upper limit is 0.9 or less.
  • the amount of C in all the retained austenite here is calculated using Co K ⁇ radiation in an X-ray diffractometer, the shift amount of the diffraction peak of the (220) plane, and the following formulas [1] and [2].
  • a 1.7889 ⁇ ⁇ 2 / sin ⁇ ... [1]
  • a 3.578 + 0.033 [C] + 0.00095 [Mn] ... [2]
  • a is the lattice constant of austenite ( ⁇ )
  • ⁇ is the value (rad) obtained by dividing the diffraction peak angle of the (220) plane by 2.
  • [M] is the mass % of element M in all austenite.
  • the mass % of element M in the retained austenite is defined as the mass % of the entire steel.
  • the amount of C in the T 0 composition can be calculated uniquely from the steel components and their contents by using Thermo-Calc, an integrated thermodynamic calculation software, and the TCFE7 database.
  • the calculated T 0 composition is a composition calculated at a reheating temperature in the range of Ms' or more and Ms'+350°C or less just before immersion in a zinc plating bath. Details of Ms' will be described later in the explanation of the manufacturing method.
  • the effect of the present invention is not impaired even if the steel structure of the present invention contains carbides such as pearlite and cementite in an area ratio of 10% or less in addition to ferrite, fresh martensite, bainite, tempered martensite and retained austenite.
  • carbides such as pearlite and cementite in an area ratio of 10% or less in addition to ferrite, fresh martensite, bainite, tempered martensite and retained austenite.
  • the high-strength plated steel sheet may have an Al-based plating layer including an Al-Ni-based plating layer as the plating layer, but it is preferable that the plating layer is a zinc plating layer.
  • the zinc plating layer may be an alloyed zinc plating layer that has been subjected to an alloying treatment.
  • the heating temperature of the slab is preferably 1100°C or more and 1300°C or less.
  • the precipitates present at the heating stage of the steel slab exist as coarse precipitates in the finally obtained steel sheet and do not contribute to strength, so it is preferable to redissolve the Ti and Nb-based precipitates precipitated during casting. Therefore, the heating temperature of the steel slab is preferably 1100°C or more.
  • the heating temperature of the steel slab is preferably 1100°C or more.
  • the heating temperature of the steel slab exceeds 1300°C, the scale loss increases with the increase in the amount of oxidation, so the heating temperature of the steel slab is preferably 1300°C or less. More preferably, it is 1150°C or more and 1250°C or less.
  • Steel slabs are preferably produced by continuous casting to prevent macrosegregation, but they can also be produced by ingot casting or thin slab casting.
  • a conventional method can be used in which the steel slab is produced, cooled to room temperature, and then reheated.
  • energy-saving processes such as direct rolling, in which the slab is not cooled to room temperature but is instead loaded into the heating furnace as a hot piece, or is rolled immediately after a short period of heat retention, can also be used without any problems.
  • the slab can also be made into a sheet bar by rough rolling under normal conditions. However, if the heating temperature is low, it is preferable to heat the sheet bar using a bar heater or the like before finish rolling in order to prevent problems during hot rolling.
  • Finish rolling exit temperature of hot rolling 750°C to 1000°C
  • the heated steel slab is hot rolled by rough rolling and finish rolling to become a hot rolled steel sheet.
  • the finishing temperature exceeds 1000°C
  • the amount of oxide (scale) generated increases rapidly, the interface between the base steel and the oxide becomes rough, and the surface quality after pickling and cold rolling tends to deteriorate.
  • there is some residual hot rolling scale after pickling it has an adverse effect on ductility and hole expandability.
  • the crystal grain size becomes excessively coarse, and the surface roughness of the pressed product may occur during processing.
  • the finish rolling delivery temperature in hot rolling must be 750° C. or more and 1000° C. or less.
  • the preferable lower limit is 800° C. or more.
  • the preferable upper limit is 950° C. or less.
  • Coiling temperature after hot rolling 300°C or more and 750°C or less If the coiling temperature after hot rolling exceeds 750°C, the grain size of ferrite in the hot rolled sheet structure becomes large, making it difficult to ensure the desired strength of the final annealed sheet. On the other hand, if the coiling temperature after hot rolling is less than 300°C, the strength of the hot rolled sheet increases, the rolling load in cold rolling increases, and defects in the sheet shape occur, resulting in reduced productivity. Therefore, it is necessary to set the coiling temperature after hot rolling to 300°C or more and 750°C or less.
  • the preferred lower limit is 400°C or more.
  • the preferred upper limit is 650°C or less.
  • the rough rolled sheets may be joined together during hot rolling and continuously finished rolling may be performed.
  • the rough rolled sheets may also be wound up once.
  • some or all of the finish rolling may be performed as lubricated rolling.
  • Performing lubricated rolling is also effective from the viewpoint of uniformity of the steel sheet shape and material quality.
  • the friction coefficient during lubricated rolling is preferably 0.10 or more and 0.25 or less.
  • the hot-rolled steel sheet produced in this manner is pickled as necessary.
  • Pickling can remove oxides from the steel sheet surface, so it is preferable to carry out this process in order to ensure good chemical conversion treatability and plating quality for the final high-strength plated steel sheet product.
  • pickling When pickling is carried out, it may be carried out in a single step or in multiple separate steps.
  • Holding for over 1800 s in a temperature range below the Ac 1 transformation point can soften the steel sheet for subsequent cold rolling, so is performed as necessary.
  • austenite is formed from grain boundaries, and the amount of retained austenite with a small aspect ratio increases. This reduces the stability of the retained austenite, thereby reducing the ductility after plating.
  • the strain after hot rolling cannot be removed, and the steel sheet may not be softened.
  • the heat treatment method may be either continuous annealing or batch annealing. After the heat treatment, the material is cooled to room temperature, but the cooling method and cooling rate are not particularly specified, and any cooling method such as furnace cooling or air cooling in batch annealing, or gas jet cooling, mist cooling, or water cooling in continuous annealing may be used. If pickling is performed, a conventional method may be used.
  • the rolling reduction rate is set to 50% or less.
  • the preferable lower limit is 5% or more, more preferably 10% or more.
  • the preferable upper limit is 45% or less, more preferably 40% or less.
  • the upper limit of the annealing temperature is not particularly specified, but when the steel is held at a temperature range above the Ac3 transformation point +300 ° C., the diffusion of carbon in the austenite is promoted, carbon is removed from the surface layer, and the desired structure cannot be obtained, so that the annealing temperature is preferably set to be equal to or lower than the Ac3 transformation point +300 ° C.
  • Cooling to a cooling stop temperature below the martensite transformation start temperature In the case of a cooling stop temperature above the martensite transformation start temperature, if the amount of martensite to be transformed is small, all of the untransformed austenite will be transformed into martensite by final cooling, and it will be impossible to obtain a nucleus of retained austenite with a large aspect ratio. As a result, in the subsequent annealing process (corresponding to the second annealing treatment of the cold-rolled sheet in the embodiment), retained austenite will be formed from the grain boundaries, and the amount of retained austenite with a small aspect ratio will increase. As a result, the stability of the retained austenite will decrease, and the ductility and ductility after plating will decrease.
  • the preferred cooling stop temperature is between the martensite transformation start temperature -250°C and the martensite transformation start temperature -50°C.
  • the reheating temperature After reheating to a reheating temperature in the range of Bs-150°C or more and Bs+150°C or less, the reheating temperature is held at the reheating temperature for 2s to 1800s, and then cooled to room temperature.
  • a reheating temperature less than Bs-150°C C is excessively concentrated in the retained austenite formed in the subsequent annealing process, reducing the bendability, while Mn concentration in the retained austenite with a large aspect ratio is inhibited, reducing the ductility.
  • the nuclei of the retained austenite with a large aspect ratio decompose, the retained austenite with a small aspect ratio increases, and the desired structure cannot be obtained, resulting in a reduction in ductility and ductility after plating.
  • the nuclei of the retained austenite with a large aspect ratio cannot be obtained, and the desired structure cannot be obtained, resulting in a reduction in ductility and ductility after plating.
  • Bs is the temperature (°C) calculated by the following formula (3).
  • Bs 732 - 202 x [C] - 108 x [Si] - 85 x [Mn] - 39 x [Mo] ...
  • [C], [Si], [Mn], and [Mo] are the amounts of C, Si, Mn, and Mo (mass %) contained in the entire steel sheet, and are set to zero if not contained.
  • the mixture After the reheating, the mixture is held for a specified period of time and then cooled to room temperature. There are no particular limitations on the cooling method, and any known method may be used.
  • the nuclei of fine and highly stable retained austenite decompose.
  • the subsequent annealing process corresponding to the second annealing treatment of the cold-rolled sheet in the embodiment
  • the retained austenite is formed from the grain boundaries, and the amount of retained austenite with a small aspect ratio increases. This reduces the stability of the retained austenite, thereby reducing ductility and ductility after plating treatment.
  • the upper limit of the heating rate is not particularly specified, but if the heating rate exceeds 200 ° C./s, excessively fine austenite is generated. For this reason, the amount of C in the retained austenite is significantly concentrated, the hardness increases, and the bendability decreases, so it is preferably 200 ° C./s or less.
  • a more preferable lower limit is 3 ° C./s or more.
  • a more preferable upper limit is 150 ° C./s or less.
  • Hold for 20s to 600s in the temperature range above the Ac 1 transformation point (corresponding to the second annealing treatment of the cold-rolled sheet in the embodiment) Holding for 20s to 600s in a temperature range equal to or higher than the Ac 1 transformation point is an extremely important invention constituent element in the present invention.
  • the amount of ferrite becomes excessive and retained austenite cannot be obtained.
  • it is Ac 1 transformation point +20°C or higher. More preferably, it is Ac 1 transformation point +30°C or higher.
  • the preferred upper limit is Ac 3 transformation point or lower.
  • Mn does not concentrate in the austenite, and stable retained austenite cannot be obtained, and the amount of quenched martensite becomes excessive after final cooling, resulting in reduced hydrogen bending embrittlement resistance and ductility. Furthermore, when holding for more than 600s, the austenite becomes coarse during annealing, so the stability of the austenite decreases, the desired amount of retained austenite cannot be obtained, and further, good ductility after plating cannot be obtained.
  • the material After reheating to a reheating temperature within the range of Ms' to Ms' + 350°C, the material is held at the reheating temperature for 2 s to 600 s, plated, and cooled to room temperature. If the reheating temperature is less than Ms', the fresh martensite is not tempered and the desired structure is not obtained. If the reheating temperature is more than Ms' + 350°C, the bainite transformation is delayed and the desired structure is not obtained. If the material is held for less than 2 s, the bainite transformation does not progress sufficiently and the desired structure is not obtained. On the other hand, if the material is held for more than 600 s, carbides are precipitated during the bainite transformation, the C content in the retained austenite is reduced, and the desired structure is not obtained.
  • the plated material After maintaining the temperature for a specified time, the plated material is then cooled to room temperature. There are no particular limitations on the method of cooling after the plated material, and any known method may be used.
  • plating treatment examples include zinc plating treatment and Al-based plating treatment including Al-Ni plating, and zinc plating treatment including hot-dip galvanizing treatment and electrogalvanizing treatment are preferred.
  • hot-dip galvanizing treatment the steel sheet that has been subjected to the annealing treatment is immersed in a zinc plating bath at 440°C to 500°C to perform hot-dip galvanizing treatment, and then the coating weight is adjusted by gas wiping or the like. Note that it is preferable to use a zinc plating bath with an Al content of 0.08% to 0.30% for hot-dip galvanizing.
  • the alloying treatment with hot-dip galvanizing is performed in a temperature range of 450°C to 600°C after the hot-dip galvanizing treatment. If the alloying treatment is performed at a temperature above 600°C, untransformed austenite may transform into pearlite, making it impossible to ensure the desired area ratio of retained austenite, and ductility may decrease. Therefore, when performing alloying treatment with hot-dip galvanizing, it is preferable to perform the alloying treatment with hot-dip galvanizing in a temperature range of 450°C to 600°C.
  • annealing is performed in a continuous annealing facility.
  • a series of processes such as annealing, hot-dip galvanizing, and alloying treatment of galvanizing be performed in a CGL (Continuous Galvanizing Line), which is a hot-dip galvanizing line.
  • Holding for 2 s or more in a temperature range of 50°C to 400°C is an important invention constituent element in the present invention.
  • a temperature range below 50°C or for less than 2 s an excessive amount of fresh martensite is generated, and furthermore, diffusible hydrogen in the steel is not released from the steel sheet, so that the hydrogen bending embrittlement resistance property is deteriorated.
  • the decomposition of the retained austenite prevents a sufficient volume fraction of the retained austenite from being obtained, and the ductility of the steel is deteriorated.
  • the upper limit of the holding time is not particularly specified, but due to constraints on production technology, it may be 43,200 s or less.
  • the "high-strength plated steel sheet" can be subjected to skin pass rolling for the purpose of correcting the shape and adjusting the surface roughness.
  • the reduction ratio of the skin pass rolling is preferably in the range of 0.1% to 2.0%. If it is less than 0.1%, the effect is small and it is difficult to control, so this is the lower limit of the good range. If it exceeds 2.0%, the productivity drops significantly, so this is the upper limit of the good range.
  • Skin pass rolling can be performed online or offline. Furthermore, skin pass with the desired reduction ratio can be performed in one go, or it can be performed in several steps. Various painting treatments such as resin and oil coating can also be performed.
  • the coating weight was 45 g/ m2 per side (double-sided coating), and the Fe concentration in the coating layer of the GA was adjusted to 9% by mass to 12% by mass.
  • the cross-sectional structure of the obtained steel plate was observed by the method described above, and the tensile properties, bendability and LME resistance were investigated. The results are shown in Tables 5 to 8.
  • Martensitic transformation start temperature Ms (°C) 550 - 350 x (%C) - 40 x (%Mn) - 10 x (%Cu) - 17 x (%Ni) - 20 x (%Cr) - 10 x (%Mo) - 35 x (%V) - 5 x (%W) + 30 x (%Al)
  • Ac 1 transformation point (°C) 751 - 16 x (%C) + 11 x (%Si) - 28 x (%Mn) - 5.5 x (%Cu) - 16 x (%Ni) + 13 x (%Cr) + 3.4 x (%Mo)
  • Ac3 transformation point (°C) 910 - 203 ⁇ (%C) + 45 x (%Si) - 30 x (%Mn) - 20 x (
  • the tensile test was carried out in accordance with JIS Z 2241 (2011) using JIS No. 5 test pieces, which were sampled so that the tensile direction was perpendicular to the rolling direction of the steel plate.
  • TS tensile strength
  • EL total elongation
  • GA ductility after alloying
  • EL/EL' ductility after alloying
  • a bending test piece having a width of 30 mm and a length of 100 mm was taken from each annealed steel sheet so that the rolling direction was the bending axis (bending direction), and measurements were performed based on the V-block method of JIS Z 2248 (1996).
  • the bendability of a steel sheet was determined to be good when the limit bending R/t ⁇ 2.5 (t: sheet thickness of the steel sheet) at 90° V bending was satisfied.
  • the hydrogen embrittlement resistance was evaluated from the bending test as follows.
  • hydrogen embrittlement resistance was judged to be good when the value obtained by dividing the R/t of the steel plate measured above by (R/t)' when the hydrogen content in the steel of the same steel plate was 0.00 mass ppm was less than 1.4.
  • (R/t)' was determined by leaving the same steel plate in the atmosphere for a long period of time to reduce the hydrogen in the steel. After that, it was confirmed by TDS (Thermal Desorption Spectrometry) that the hydrogen content in the steel had become 0.00 mass ppm, and then a bending test was performed to measure it.
  • the evaluation of LME resistance was performed by taking samples from the steel plate with a dimension of 100 mm in the direction perpendicular to the rolling and 30 mm in the rolling direction. Two evaluation samples were stacked and resistance spot welding was performed using a servo motor pressure type single-phase DC (50 Hz) resistance welding machine attached to a welding gun, with an impact angle of 5° and a welding pressure of 3.5 kN.
  • the impact angle in spot welding is defined as the angle ⁇ between a line passing through the major axis of the nugget and a line parallel to the surface of the steel plate in the cross section of the spot-welded member.
  • the welding current pattern was controlled so that the resulting nugget diameter was 4.0 ⁇ t.
  • t is the thickness of one steel plate (1.4 mm).
  • a DR6 type CuCr electrode was used, and the clearance between the overlapped evaluation sample and the electrode was 1.5 mm.
  • the hold time in the evaluation of LME resistance was 5 cycles/50 Hz.
  • All of the high-strength plated steel sheets in the examples of the present invention have a TS of 1180 MPa or more, and are high-strength plated steel sheets with excellent formability.
  • the comparative examples are inferior in at least one of the following properties: TS, EL, ductility after plating, bendability, hydrogen bending embrittlement resistance, and LME resistance.
  • a high-strength plated steel sheet having excellent formability, hydrogen bending embrittlement resistance, and LME resistance and having a TS (tensile strength) of 1180 MPa or more can be obtained.

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Abstract

１１８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、かつ、めっき処理後に延性が低下することなく優れた成形性と耐水素曲げ脆化特性を有し、かつ耐ＬＭＥ性に優れた高強度めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。　所定の成分組成を有し、板厚１／４位置において、面積率で、フェライトが１％以上３０％以下、フレッシュマルテンサイト量が１％未満であり、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの和が３５％以上９０％以下であり、残留オーステナイト量が６％以上である鋼組織とを有し、アスペクト比が２．０以上の残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）をフェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値が１．１以上であり、鋼中拡散性水素量が０．３質量ｐｐｍ以下であり、かつ、良好なめっき処理後延性と、良好な耐ＬＭＥ性を有し、耐水素曲げ脆化特性と成形性に優れた、高強度めっき鋼板。

Description

高強度めっき鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車、電気等の産業分野で使用される部材として好適な、成形性に優れた高強度めっき鋼板および製造方法に関する。特に、１１８０ＭＰa以上のＴＳ（引張強さ）を有し、かつ、優れた成形性を有する高強度めっき鋼板を得ようとするものである。当該高強度めっき鋼板は、めっき処理後に延性が低下せず、耐水素曲げ脆化特性を有し、耐ＬＭＥ(Ｌｉｑｕｉｄ　Ｍｅｔａｌ　Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ)性にも優れるものである。ここで云う成形性とは延性と曲げ性を示す。
　近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、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きている。その一方、鋼板の高強度化が成形性の低下を招く。さらに水素を含む還元性雰囲気下での焼鈍に伴い、鋼板中に水素が侵入し、この鋼板に内在する水素が曲げ性などの成形性を低下させる。この水素割れへの感受性は鋼板の高強度化に伴ってより敏感になる。そのため、高強度と高成形性、さらには耐水素曲げ脆化特性を併せ持つ材料の開発が望まれている。
　さらに最近になって、高強度亜鉛めっき鋼板をスポット溶接する際に、めっき層の亜鉛が鋼板表層の結晶粒界に拡散侵入して、液体金属脆化（ＬＭＥ：Ｌｉｑｕｉｄ　Ｍｅｔａｌ　Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）が起き、粒界割れ（ＬＭＥ割れ）が発生することが確認されている。ＬＭＥ割れは、亜鉛めっき層を有しない高強度冷延鋼板においても、溶接相手が亜鉛めっき鋼板であれば発生し得るため、いずれの高強度鋼板においても問題視されつつある。そのため、高強度鋼板の骨格部品への適用に際しては、耐ＬＭＥ性に優れた高強度鋼板が要望されている。
　高強度かつ延性に優れた鋼板として、残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した高強度鋼板が提案されている。このような鋼板は、残留オーステナイトを有した組織を呈し、鋼板の成形時には残留オーステナイトによって成形が容易である。その一方で、成形後には残留オーステナイトがマルテンサイト化するため高強度を備えたものになる。しかしながら、残留オーステナイトを有する鋼板においては、めっき処理時に残留オーステナイトが分解してしまい延性が低下してしまうことがある。これは、めっき浴後の合金化処理時に特に顕著となる。
　例えば、特許文献１では、引張強さが１０００ＭＰａ以上で、全伸び（ＥＬ）が３０％以上の残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した非常に高い延性を有する高強度鋼板が提案されている。このような鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎを基本成分とする鋼板をオーステナイト化した後に、ベイナイト変態温度域に焼入れて等温保持する、いわゆるオーステンパー処理を行うことにより製造される。このオーステンパー処理によるオーステナイトへのＣの濃化により残留オーステナイトが生成されるが、多量の残留オーステナイトを得るためには０．３％を超える多量のＣ添加が必要となる。しかし、鋼中のＣ濃度が高くなるとスポット溶接性が低下し、とくに０．３％を超えるようなＣ濃度ではその低下が顕著であり、自動車用鋼板としては実用化が困難となっている。
　特許文献２では、０．５０質量％以上１２．００質量％以下のＭｎを含有する鋼を用いて、熱延板にフェライトとオーステナイトの二相域で長時間熱処理を施すことを開示している。この結果、未変態オーステナイト中へのＭｎ濃化を促進させたアスペクト比の大きな残留オーステナイトを形成させ均一伸びを向上させている。しかしながら、伸び、曲げ性、及び、耐ＬＭＥ性の両立については検討されていない。
　また、特許文献３には、焼鈍後の鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、５０℃以上３００℃以下の温度域内で１８００秒以上４３２００以下保持することによって、鋼中水素量を低減させる方法が開示されている。しかし、鋼中水素量の低減による耐水素曲げ脆化特性の向上については検討されていない。
　さらに特許文献４では、冷間圧延の最終パスの圧下率および続く焼鈍時の露点を制御して、鋼板表層に軟質層を形成させ、さらに、粒界性格を制御することを開示している。この結果、延性、伸びフランジ性、曲げ性、および、耐ＬＭＥ性を総合的に満足させる高強度鋼板が得られている。しかしながら、めっき処理後の延性と耐ＬＭＥ性の両立については検討されていない。鋼板成分を適切に制御すればめっき処理後の延性を低下させうる可能性のある表層軟質層を形成させずに、耐ＬＭＥ性をさらに向上させつつ、めっき処理後延性と両立できる余地がある。
特開昭６１－１５７６２５号公報 特許第６１２３９６６号公報 特願２０２１－５１２４５７号公報 特許第６９０１０５０号公報
　本発明は、上記の様な現状に鑑みなされたものであり、その目的は、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、かつ、めっき処理後に延性が低下せずに優れた成形性と鋼中に内在する水素量の少ない耐水素曲げ脆化特性を有し、さらに耐ＬＭＥ性に優れた高強度めっき鋼板およびその製造方法を提供することにある。ここで云う成形性とは、延性と曲げ性を示す。また、ここで云うめっき処理とは、めっき層の形成処理のみの場合と、当該めっき層の形成後に更に当該めっき層の合金化処理を行う場合の両方を含む。また、ここで云う耐水素曲げ脆化特性とは曲げ性への水素の影響の受けやすさの指標を意味する。一方で、成形性における曲げ性とは、材料そのものの曲げ性を意味しており、これらは異なる特性である。
　本発明者らは、上記した課題を解決するべく、鋼板の成分組成および製造方法の観点から鋭意研究を重ねたところ、以下のことを見出した。
　すなわち、０．１０質量％以上８．００質量％以下のＭｎを含有し、その他の合金元素の成分組成を適正に調整して、熱間圧延後、必要に応じて、Ａｃ１変態点以下の温度域で１８００ｓ超保持し、必要に応じて、酸洗処理を施し、冷間圧延する。その後、Ａｃ３変態点－５０℃以上の温度域で２０ｓ以上１８００ｓ以下保持後、マルテンサイト変態開始温度以下の冷却停止温度まで冷却する。続いて、α／γ界面移動を伴うベイナイト変態の生じる温度範囲内の再加熱温度であるＢｓ－１５０°以上Ｂｓ＋１５０℃以下の範囲まで再加熱する。その後、前記再加熱温度で２ｓ以上１８００ｓ以下保持後、室温まで冷却する。これにより、続く焼鈍工程において、アスペクト比が大きく、かつＭｎとＣが著しく濃化した微細な安定性の高い残留オーステナイトの核となるＣが濃化したフィルム状オーステナイトが生成せしめることが重要であることを見出した。
　また、前記冷却後、Ａｃ１変態点－１５０℃からＡｃ１変態点の温度域まで２℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、Ａｃ１変態点以上の温度域で２０ｓ以上６００ｓ以下保持する。その後、安定度の高いオーステナイトのマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ’）以下の冷却停止温度まで冷却し、Ｍｓ’以上Ｍｓ’＋３５０℃以下の範囲内の再加熱温度まで再加熱する。その後、前記再加熱温度で２ｓ以上６００ｓ以下保持後、めっき処理を施し、室温まで冷却する。その後、さらに５０℃以上４００℃以下の温度域内で２ｓ以上保持することで、水素を効率よく脱離させ耐水素曲げ脆化特性が向上することを見出した。この結果、得られた鋼板は、以下の鋼組織を有する。すなわち、面積率で、フェライトが１％以上３０％以下、フレッシュマルテンサイトが１％未満であり、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの和が３５％以上９０％以下であり、残留オーステナイトが６％以上である。さらに、アスペクト比が２．０以上の残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）をフェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値が１．１以上であり、かつ、Ｍｎγ ｅｑ．が５．０以上であり、δＬＭＥが１．０以下であり、鋼中拡散性水素量が０．３ｗｔ.ｐｐｍ以下であることを特徴とする。本発明により、優れた成形性と耐水素曲げ脆化特性と耐ＬＭＥ性を有する高強度めっき鋼板の製造が可能となることがわかった。ここで、Ｍｎγ ｅｑ．とδＬＭＥは次式（１）、（２）で算出される。
Ｍｎγ ｅｑ．＝｛ｌｎ（［Ｃ］γ－０．２）＋ｌｎ（［Ｍｎ］γ－２．６）＋４．３０｝×λγ／Ｄγ　・・・（１）
δＬＭＥ＝１／２×ｌｏｇ｛（１＋［Ｃ］）／（０．３５－［Ｃ］）｝＋｛ｅｘｐ（［Ｓｉ］／３．２３）－１｝＋｛ｅｘｐ（［Ｍｎ］／２２）－１｝　・・・（２）
ここで、［Ｃ］γ、［Ｍｎ］γは夫々、全残留オーステナイト中の平均Ｃ量、平均Ｍｎ量（質量％）、
λγは全残留オーステナイトの平均アスペクト比、
Ｄγは全残留オーステナイトの平均円相当径（μｍ）、
［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］は鋼板全体に含まれるＣ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量（質量％）である。
　本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．３００％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、Ｍｎ：０．１０％以上８．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、および、Ｏ：０．０１００％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、板厚１／４位置において、面積率で、フェライトが１％以上３０％以下、フレッシュマルテンサイト量が１％未満であり、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの和が３５％以上９０％以下であり、残留オーステナイト量が６％以上である鋼組織と、を有し、アスペクト比が２．０以上の残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）をフェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値が１．１以上であり、鋼中拡散性水素量が０．３質量ｐｐｍ以下であり、かつ、（１）式から求められるＭｎγ ｅｑ．が５．０以上であり、（２）式から求められるδＬＭＥが１．０以下である、高強度めっき鋼板。
Ｍｎγ ｅｑ．＝｛ｌｎ（［Ｃ］γ－０．２）＋ｌｎ（［Ｍｎ］γ－２．６）＋４．３０｝×λγ／Ｄγ　・・・（１）
δＬＭＥ＝１／２×ｌｏｇ｛（１＋［Ｃ］）／（０．３５－［Ｃ］）｝＋｛ｅｘｐ（［Ｓｉ］／３．２３）－１｝＋｛ｅｘｐ（［Ｍｎ］／２２）－１｝　・・・（２）
ここで、［Ｃ］γ、［Ｍｎ］γは夫々、全残留オーステナイト中の平均Ｃ量、平均Ｍｎ量（質量％）、λγは全残留オーステナイトの平均アスペクト比、Ｄγは全残留オーステナイトの平均円相当径（μｍ）、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］は鋼板全体に含まれるＣ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量（質量％）である。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｃｏ：１．０００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２００％以下、のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、［１］に記載の高強度めっき鋼板。
［３］全ての残留オーステナイト中のＣ量をＴ０組織におけるＣ量で除した値が１．０未満である、［１］又は［２］に記載の高強度めっき鋼板。
［４］前記高強度めっき鋼板が亜鉛めっき層を有する、［１］～［３］のいずれかに記載の高強度めっき鋼板。
［５］前記溶融亜鉛めっき層が、合金化亜鉛めっき層である、［４］に記載の高強度めっき鋼板。
［６］［１］～［３］のいずれかに記載の高強度めっき鋼板の製造方法であって、前記成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下で熱間圧延し、３００℃以上７５０℃以下で巻き取り、５０％以下の圧延率で冷間圧延を施し、その後、Ａｃ３変態点－５０℃以上の温度域で２０ｓ以上１８００ｓ以下保持後、マルテンサイト変態開始温度以下の冷却停止温度まで冷却し、（３）式から求まるＢｓ温度において、Ｂｓ－１５０℃以上Ｂｓ＋１５０℃以下の範囲内の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２ｓ以上１８００ｓ以下保持後、室温まで冷却し、その後、Ａｃ１変態点－１５０℃からＡｃ１変態点の温度域まで２℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、Ａｃ１変態点以上の温度域で２０ｓ以上６００ｓ以下保持後、（４）式から求まるＭｓ’以下の冷却停止温度まで冷却し、Ｍｓ’以上Ｍｓ’＋３５０℃以下の範囲内の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２ｓ以上６００ｓ以下保持後、めっき処理を施し、室温まで冷却し、さらに５０℃以上４００℃以下の温度域内で２ｓ以上保持する、高強度めっき鋼板の製造方法。
Ｂｓ＝７３２－２０２×［Ｃ］－１０８×［Ｓｉ］－８５×［Ｍｎ］－３９×［Ｍｏ］　・・・（３）
［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］は鋼板全体に含まれる、Ｃ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量、Ｍｏ量（質量％）であり、含まれない場合にはゼロとする。
Ｍｓ’＝Ｍｓ×１５／Ｍｎγ ｅｑ．　・・・（４）
ただし、Ｍｓはマルテンサイト変態開始温度であり、Ｍｎγ ｅｑ．＜１５のとき、Ｍｎγ ｅｑ．＝１５とする。
［７］前記めっき処理が亜鉛めっき処理である、［６］に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
［８］前記亜鉛めっき処理に続いて、４５０℃以上６００℃以下で合金化処理を施す、［７］に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
［９］前記巻き取り後、冷間圧延前に、Ａｃ１変態点以下の温度域で１８００ｓ超保持する、［６］～［８］のいずれかに記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
　本発明によれば、１１８０ＭＰａ以上のＴＳ（引張強さ）を有し、めっき処理後に延性が低下せず、優れた延性と曲げ性を有し、かつ、耐水素曲げ脆化特性と耐ＬＭＥ性に優れた高強度めっき鋼板が得られる。本発明の製造方法によって得られた高強度めっき鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することにより車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。
　以下、本発明の実施形態を具体的に説明する。なお、成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
　本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
　Ｃ：０．０３０％以上０．３００％以下
　Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、マルテンサイト、フェライトおよび残留オーステナイトの分率に影響する重要な元素である。Ｃの含有量が０．０３０％未満では、マルテンサイトの分率が減少し、所望のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｃの含有量が０．３００％を超えると、マルテンサイトが脆化し、所望のＥＬを実現することが困難になる。したがって、Ｃの含有量は、０．０３０％以上０．３００％以下とする。好ましい下限は０．０５０％以上、より好ましくは０．０７０％以上とする。好ましい上限は、０．２８０％以下とし、より好ましくは０．２５０％以下とする。
　Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下
　Ｓｉは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、マルテンサイトの硬さ、および、残留オーステナイトの分率に影響する元素である。Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、残留オーステナイトの分率が減少し、所望のＥＬを実現することが困難になる。一方、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると、スポット溶接時にオーステナイト粒界にＺｎが侵入しやすくなり、液体金属脆性が顕著になり、対ＬＭＥ性が劣化する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．０１％以上２．５０％以下とする。好ましい下限は０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上とする。好ましい上限は２．００％以下、より好ましくは１．８０％以下とする。
　Ｍｎ：０．１０％以上８．００％以下
　Ｍｎは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、マルテンサイトの分率に影響する重要な元素である。Ｍｎは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。このような作用は、鋼のＭｎ量が０．１０％以上で認められる。一方、Ｍｎの含有量が８．００％を超えると、残留オーステナイトの安定性が過剰となり、加工時にＴＲＩＰ効果が発現せず、所望の延性が得られない。したがって、Ｍｎの含有量は、０．１０％以上８．００％以下とする。好ましい下限は、１．００％以上、より好ましくは２．５０％以上である。好ましい上限は、６．００％以下、より好ましくは、４．２０％以下である。
　Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させるため、鋼板の変形能を低下させることから、ＥＬが低下する。そのため、Ｐの含有量は０．１００％以下にする必要がある。なお、Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることができることから、０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｐの含有量は、０．１００％以下とする。好ましい下限は０．００１％以上とする。好ましい上限は０．０７０％以下とする。
　Ｓ：０．０２００％以下
　Ｓは、硫化物として存在し、鋼板の変形能を低下させることから、ＥＬが低下する。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下にする必要がある。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０２００％以下とする。好ましい下限は０．０００１％以上とする。好ましい上限は０．００５０％以下とする。
　Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは、窒化物として存在し、鋼板の変形能を低下させることから、ＥＬが低下する。そのため、Ｎの含有量は０．０１００％以下にする必要がある。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。好ましい下限は０．０００１％以上とする。好ましい上限は０．００５０％以下とする。
　Ａｌ：０．１００％以下
　Ａｌは、Ａ３変態点を上昇し、ミクロ組織中に多量のフェライトを含んでしまうため、所望のＴＳを実現することが困難になる。そのため、Ａｌの含有量は０．１００％以下にする必要がある。なお、Ａｌの含有量の下限は特に規定しないが、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ａｌの含有量は０．１００％以下とする。好ましい下限は０．００１％以上とする。好ましい上限は０．０５０％以下とする。
　Ｏ：０．０１００％以下
　Ｏは、酸化物として存在し、鋼板の変形能を低下させることから、ＥＬが低下する。そのため、Ｏの含有量は０．０１００％以下にする必要がある。なお、Ｏの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｏの含有量は０．０１００％以下とする。好ましい下限は０．０００１％以上とする。好ましい上限は０．００５０％以下とする。
　鋼板は、上記の成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。ここで不可避的不純物として、Ｚｎ、ＰｂおよびＡｓが挙げられる。これら不純物は合計で０．１００％以下含有されることは許容される。
　本発明の高強度めっき鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｏ：１．０００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、およびＢｉ：０．２００％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を単独で、あるいは組み合わせて含有しても良い。
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、それぞれ０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物が多量に生成せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、曲げ性が低下しない。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量の下限は特に規定しない。しかし、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成して鋼板の強度を上昇させることから、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．２００％以下とする。Ｔｉ、ＮｂおよびＶを含有する場合の下限は、より好ましくは０．００１％以上とする。Ｔｉ、ＮｂおよびＶを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．１００％以下とする。
　ＴａおよびＷは、それぞれ０．１０％以下であれば粗大な析出物や介在物が多量に生成せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、曲げ性が低下しない。そのため、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．１０％以下にすることが好ましい。なお、ＴａおよびＷの含有量の下限は特に規定しない。しかし、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させることから、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることがより好ましい。したがって、ＴａおよびＷを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．１０％以下とする。Ｔａ及びＷを含有する場合の下限は、より好ましくは０．０１％以上とする。Ｔａ及びＷを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．０８％以下とする。
　Ｂは、０．０１００％以下であれば鋳造時あるいは熱間圧延時において鋼板内部に割れを生成せず、鋼板の変形能を低下させないことから、ＥＬが低下しない。そのため、Ｂの含有量は０．０１００％以下にすることが好ましい。なお、Ｂの含有量の下限は特に規定しないが、焼鈍中にオーステナイト粒界に偏析し、焼入れ性を向上させる元素であることから、０．０００３％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｂを含有する場合には、その含有量は０．０１００％以下とする。Ｂを含有する場合の下限は、より好ましくは０．０００３％以上とする。Ｂを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．００８０％以下とする。
　Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉは、それぞれ１．００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、曲げ性が低下しない。そのため、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ１．００％以下にすることが好ましい。なお、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量の下限は特に規定しないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、それぞれ０．０１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉを含有する場合には、その含有量はそれぞれ１．００％以下とする。Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉを含有する場合の下限は、より好ましくは０．０１％以上とする。Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．８０％以下とする。
　Ｃｏは、１．０００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、曲げ性が低下しない。そのため、Ｃｏの含有量は１．０００％以下にすることが好ましい。なお、Ｃｏの含有量の下限は特に規定しないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｏの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｃｏを含有する場合には、その含有量は１．０００％以下とする。Ｃｏを含有する場合の下限は、より好ましくは０．００１％以上とする。Ｃｏを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．８００％以下とする。
　Ｃｕは、１．００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、曲げ性が低下しない。そのため、Ｃｕの含有量は１．００％以下にすることが好ましい。なお、Ｃｕの含有量の下限は特に規定しないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることよりが好ましい。したがって、Ｃｕを含有する場合には、その含有量は１．００％以下とする。Ｃｕを含有する場合の下限は、より好ましくは、０．０１％以上とする。Ｃｕを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．８０％以下とする。
　Ｓｎは、０．２００％以下であれば鋳造時あるいは熱間圧延時において鋼板内部に割れを生成せず、鋼板の変形能を低下させないことから、ＥＬが低下しない。そのため、Ｓｎの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｓｎの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓｎは焼入れ性を向上させる元素であることから、０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｓｎを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とする。Ｓｎを含有する場合の下限は、より好ましくは０．００１％以上とする。Ｓｎを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．１００％以下とする。
　Ｓｂは、０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、曲げ性が低下しない。そのため、Ｓｂの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｓｂの含有量の下限は特に規定しないが、表層軟化厚みを制御し、強度調整を可能にする元素であることから、Ｓｂの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｓｂを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とする。Ｓｂを含有する場合の下限は、より好ましくは０．００１％以上とする。Ｓｂを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．１００％以下とする。
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、それぞれ０．０１００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、曲げ性が低下しない。そのため、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は０．０１００％以下にすることが好ましい。なお、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の変形能を向上する元素であることから、それぞれ０．０００５％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．０１００％以下とする。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを含有する場合の下限は、より好ましくは０．０００５％以上とする。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．００５０％以下とする。
　ＺｒおよびＴｅは、それぞれ０．１００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、曲げ性が低下しない。そのため、ＺｒおよびＴｅの含有量は０．１００％以下にすることが好ましい。なお、ＺｒおよびＴｅの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、それぞれ０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、ＺｒおよびＴｅを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．１００％以下とする。ＺｒおよびＴｅを含有する場合の下限は、より好ましくは０．００１％以上とする。ＺｒおよびＴｅを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．０８０％以下とする。
　Ｈｆは、０．１０％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、曲げ性が低下しない。そのため、Ｈｆの含有量は０．１０％以下にすることが好ましい。なお、Ｈｆの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、０．０１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｈｆを含有する場合には、その含有量は０．１０％以下とする。Ｈｆを含有する場合の下限は、より好ましくは０．０１％以上とする。Ｈｆを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．０８％以下とする。
　Ｂｉは、０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、曲げ性が低下しない。そのため、Ｂｉの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｂｉの含有量の下限は特に規定しないが、偏析を軽減する元素であることから、０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｂｉを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とする。Ｂｉを含有する場合の下限は、より好ましくは０．００１％以上とする。Ｂｉを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．１００％以下とする。
　なお、上記したＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｗ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｅ、ＨｆおよびＢｉについて、各含有量が好ましい下限値未満の場合には本発明の効果を害することがないため、不可避的不純物として含むものとする。
　次に、本発明の高強度めっき鋼板の鋼組織について説明する。
　フェライトの面積率：１％以上３０％以下
　十分な延性を確保するため、フェライトの面積率を１％以上にする必要がある。また、１１８０ＭＰａ以上のＴＳ確保のため、軟質なフェライトの面積率を３０％以下にする必要がある。なお、ここで云うフェライトとは、ポリゴナルフェライトやグラニュラーフェライトやアシキュラーフェライトを指し、比較的軟質で延性に富むフェライトのことである。好ましい下限は、３％以上である。好ましい上限は２５％以下である。
　フレッシュマルテンサイトの面積率：１％未満
　フレッシュマルテンサイトの面積率が１％以上となるとフレッシュマルテンサイト内部の格子欠陥に水素がトラップされやすくなり、耐水素曲げ脆化特性を劣化させる。そのため、フレッシュマルテンサイトの面積率が１％未満であることが必要である。下限値は特に規定しないが、フレッシュマルテンサイトは強度向上に有効であるため、好ましくは０．１％以上である。
　ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の和：３５％以上９０％以下
　ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは、曲げ性を高めるのに有効な組織である。ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の和が３５％未満では、良好な曲げ性が得られない。このため、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の和は３５％以上である必要がある。一方、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の和が９０％を超えると、延性を担う所望の残留オーステナイトが得られないため、良好な延性が得られない。したがって、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の和は９０％以下である必要がある。好ましい下限は４５％以上である。また、好ましい上限は８５％以下である。
　なお、フェライト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの面積率を得るには、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食する。次に、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察する。得られた組織画像を用いて、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて各組織（フェライト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト）の面積率を１０視野分算出し、それらの値を平均して求めることが出来る。また、上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織（下地組織）、フレッシュマルテンサイトは白色の組織、焼戻しマルテンサイトは白色のマルテンサイトの内部に灰色の内部構造、ベイナイトは直線的な粒界を多く有する暗灰色を有する組織を呈している。
　残留オーステナイトの面積率：６％以上
　十分な延性を確保するため、残留オーステナイトの面積率を６％以上にする必要がある。好ましくは８％以上である。より好ましくは１０％以上である。
　なお、残留オーステナイトの面積率は、鋼板を板厚１/４位置から０．１ｍｍの面まで研磨後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面に対して測定した。具体的には、Ｘ線回折装置でＣｏＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面および、ｂｃｃ鉄の｛２００｝、｛２１１｝、｛２２０｝面の回折ピークの各々の積分強度比を測定し、得られた９つの積分強度比を平均化して求めた。
　アスペクト比が２．０以上の残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）をフェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値：１．１以上
　アスペクト比が２．０以上の残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）をフェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値が１．１以上であることは、本発明において極めて重要な構成案件である。良好な延性を確保するためには、Ｍｎが濃化した安定な残留オーステナイトの面積率が高い必要がある。好ましくは１．２以上である。残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量は、高ければ高いほど延性が向上するので上限値は特に定めないが、１０．０を超えると延性の向上効果が飽和するため、１０．０以下であることが好ましい。
　残留オーステナイトおよびフェライト中のＣおよびＭｎ量は、ＦＥ－ＥＰＭＡ（Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ－Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ：電界放出型電子プローブマイクロアナライザ）を用いて求める。具体的には、板厚１／４位置における圧延方向断面の各相へのＣおよびＭｎの分布状態を定量化し、３０個の残留オーステナイト粒および３０個のフェライト粒のＣおよびＭｎ量分析結果の平均値により求めることができる。
　残留オーステナイトとマルテンサイトから残留オーステナイトを識別するために、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）とＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｅｄ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）で同一視野を観察する。次いで、ＥＢＳＤのＰｈａｓｅ　Ｍａｐ識別により、ＳＥＭ像における残留オーステナイトを特定する。なお、残留オーステナイトのアスペクト比は、Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ　ｅｌｅｍｅｎｔｓ　１３を用いて、残留オーステナイト粒に外接する楕円を描画し、その長軸長さを短軸長さで除することで算出し、３０個の残留オーステナイト粒のアスペクト比の平均値により求めることができる。
　また、残留オーステナイトの平均円相当径は、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、３０個の残留オーステナイト粒の面積を求め、円相当直径を算出し、それらの値を平均して求める。
　鋼中拡散性水素量：０．３質量ｐｐｍ以下
　良好な耐水素曲げ脆化特性を確保するためには、鋼中拡散性水素量は０．３質量ｐｐｍ以下とすることが重要である。好ましい上限は０．２０質量ｐｐｍ以下である。なお、鋼中拡散性水素量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、０．０１質量ｐｐｍ以上となりうる。
　ここで、鋼中拡散性水素量の測定方法は、以下のとおりである。製品コイルから、長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取する。溶融亜鉛めっき鋼板又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合、試験片の溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を研削又はアルカリにより除去する。その後、試験片から放出される水素量を昇温脱離分析法（Ｔｈｅｒｍａｌ　Ｄｅｓｏｒｐｔｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：ＴＤＳ）によって測定する。具体的には、試験片を室温から３００℃まで昇温速度２００℃／ｈで連続加熱した後、室温まで冷却し、室温から２１０℃までに試験片から放出された積算水素量を測定して、鋼中拡散性水素量とする。
　Ｍｎγ ｅｑ．：５．０以上
　Ｍｎγ ｅｑ．が５．０以上であることは、本発明において重要な構成要件である。Ｍｎγ ｅｑ．は残留オーステナイトの安定性を向上させ、めっき処理時に残留オーステナイトの分解を抑制し、良好なめっき処理後延性を得るために有効なパラメータである。Ｍｎγ ｅｑ．が５．０未満では、残留オーステナイトの安定性が低下し、めっき処理後に延性が低下する。一方、上限は特に規定しないが、残留オーステナイトの過剰な安定化によりＴＲＩＰ効果が発現しなくなるため、Ｍｎγ ｅｑ．は２５０以下とすることが好ましい。より好ましくは、１０．０以上２００以下とする。ここで、Ｍｎγ ｅｑ．は、次式（１）により算出する。
Ｍｎγ ｅｑ．＝｛ｌｎ（［Ｃ］γ－０．２）＋ｌｎ（［Ｍｎ］γ－２．６）＋４．３０｝×λγ／Ｄγ　・・・（１）
ここで、［Ｃ］γ、［Ｍｎ］γは夫々、全残留オーステナイト中の平均Ｃ量、平均Ｍｎ量（質量％）、
λγは全残留オーステナイトの平均アスペクト比、Ｄγは全残留オーステナイトの平均円相当径（μｍ）。
　δＬＭＥ：１．０以下
　δＬＭＥが１．０以下であることは本発明において極めて重要な構成案件である。δＬＭＥは鋼板に含まれるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ濃度によりスポット溶接時のＬＭＥ割れ感受性を低減させ、良好な耐ＬＭＥ性を得るために有効なパラメータである。δＬＭＥが１．０超では、鋼板のＬＭＥ割れ感受性が増加することで溶接時に割れを生じやすくなり、耐ＬＭＥ性が低下する。一方、下限は特に規定しないが、δＬＭＥが０．２未満となるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ量では、１１８０ＭＰa以上のＴＳが得られない場合があることから、０．２以上とすることが好ましい。より好ましい下限は０．３以上である。よりこのましい上限は０．９以下とする。ここで、δＬＭＥは、次式（２）により算出する。
δＬＭＥ＝１／２×ｌｏｇ｛（１＋［Ｃ］）／（０．３５－［Ｃ］）｝＋｛ｅｘｐ（［Ｓｉ］／３．２３）－１｝＋｛ｅｘｐ（［Ｍｎ］／２２）－１｝　・・・（２）
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］は鋼板全体に含まれるＣ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量（質量％）である。
　全ての残留オーステナイト中のＣ量をＴ０組織におけるＣ量で除した値：１．０未満
　Ｔ０組成とは、任意の温度でｆｃｃとｂｃｃの自由エネルギーが等しくなる組成であり、オーステナイトはｆｃｃ、フェライトやベイナイトはｂｃｃである。全ての残留オーステナイト中のＣ量をｆｃｃとｂｃｃの自由エネルギーが等しくなるＴ０組成におけるＣ量よりも低くすることで、残留オーステナイトの加工によるマルテンサイト変態した後の硬さが低減する。その結果、軟質層との硬度差が緩和され、より良好な曲げ性を得られる。そのため、全ての残留オーステナイト中のＣ量をＴ０組成におけるＣ量で除した値が１．０未満であることが好ましい。また、下限値は特に規定しないが、全ての残留オーステナイト中のＣ量をＴ０組成におけるＣ量で除した値が０．１未満になると残留オーステナイトそのものの安定性が低下し、良好な延性が得られない場合がある。したがって、０．１以上とすることが好ましい。より好ましい下限は０．２以上である。また、より好ましい上限は０.９以下である。
　ここでの全ての残留オーステナイト中のＣ量はＸ線回折装置でＣｏのＫα線を用い、（２２０）面の回折ピークのシフト量と、下記［１］、［２］式を用いて算出する。
ａ＝１．７８８９×√２／ｓｉｎθ　・・・［１］
ａ＝３．５７８＋０．０３３［Ｃ］＋０．０００９５［Ｍｎ］　・・・［２］
ここで、［１］、［２］式において、ａはオーステナイトの格子定数（Å）であり、θは（２２０）面の回折ピーク角度を２で除した値（ｒａｄ）である。［２］式において、［Ｍ］は全てのオーステナイト中の元素Ｍの質量％である。本発明では残留オーステナイト中の元素Ｍの質量％は鋼全体に占める質量％とした。
　また、Ｔ０組成におけるＣ量は、統合型熱力学計算ソフトウェアであるＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃを用いて、かつ、データベースはＴＣＦＥ７を用いることで、鋼の成分とその含有量から一義的に計算することができる。計算されるＴ０組成は、亜鉛めっき浴侵入直前のＭｓ’以上Ｍｓ’＋３５０℃以下の範囲内の再加熱温度で計算される組成である。なお、Ｍｓ’については後の製造方法の説明にて詳細を記載する。
　本発明の鋼組織には、フェライト、フレッシュマルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外に、パーライト、セメンタイト等の炭化物が、面積率で１０％以下の範囲で含まれても、本発明の効果が損なわれることはない。
　上記高強度めっき鋼板は、めっき層としてＡｌ－Ｎｉ系めっき層を含むＡｌ系めっき層を有していても良いが、亜鉛めっき層であることが好ましい。亜鉛めっき層は、合金化処理が施された合金化亜鉛めっき層であっても良い。
　次に、本発明の製造方法について説明する。
　鋼スラブの加熱温度
　本発明において、特に限定はしないが、スラブの加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下にすることが好ましい。鋼スラブの加熱段階で存在している析出物は、最終的にえられる鋼板内では粗大な析出物として存在し、強度に寄与しないため、鋳造時に析出したＴｉ、Ｎｂ系析出物を再溶解させることが好ましい。そのため、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にすることが好ましい。また、スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂、凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からも鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にすることが好ましい。一方、鋼スラブの加熱温度が１３００℃超では、酸化量の増加に伴いスケールロスが増大するため、鋼スラブの加熱温度は１３００℃以下にすることが好ましい。より好ましくは、１１５０℃以上１２５０℃以下とする。
　鋼スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。また、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法を用いることができる。これに加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。また、スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされ得る。しかし、加熱温度を低目にした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。
　熱間圧延の仕上げ圧延出側温度：７５０℃以上１０００℃以下
　加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延により熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上げ温度が１０００℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する傾向にある。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在すると、延性や穴広げ性に悪影響を及ぼす。さらに、結晶粒径が過度に粗大となり、加工時にプレス品表面荒れを生じる場合がある。一方、仕上げ温度が７５０℃未満では圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなることや、オーステナイトが未再結晶状態での圧下率が高くなることが生じる。その結果、異常な集合組織が発達し、最終製品における面内異方性が顕著となり、材質の均一性（材質安定性）が損なわれるだけでなく、延性そのものも低下する。従って、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下にする必要がある。好ましい下限は８００℃以上とする。また、好ましい上限は９５０℃以下とする。
　熱間圧延後の巻き取り温度：３００℃以上７５０℃以下
　熱間圧延後の巻き取り温度が７５０℃を超えると、熱延板組織のフェライトの結晶粒径が大きくなり、最終焼鈍板の所望の強度確保が困難となる。一方、熱間圧延後の巻き取り温度が３００℃未満では、熱延板強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大したり、板形状の不良が発生したりするため、生産性が低下する。従って、熱間圧延後の巻き取り温度を３００℃以上７５０℃以下にする必要がある。好ましい下限は４００℃以上とする。また、好ましい上限は６５０℃以下とする。
　なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下とすることが好ましい。
　このようにして製造した熱延鋼板に、必要に応じて酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の高強度めっき鋼板の良好な化成処理性やめっき品質の確保のために行うことが好ましい。また酸洗を行う場合には、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
　Ａｃ１変態点以下の温度域で１８００ｓ超保持
　Ａｃ１変態点以下の温度域で、１８００ｓ超保持することは、続く冷間圧延を施すための鋼板を軟質化させることができるので、必要に応じて実施する。Ａｃ１変態点超の温度域で保持する場合、オーステナイトが粒界から形成されてしまい、アスペクト比の小さな残留オーステナイトが増加してしまう。これにより、残留オーステナイトの安定性が低下することで、めっき処理後延性が低下する。また、１８００ｓ以下で保持する場合、熱間圧延後のひずみが除去できず、鋼板の軟質化がなされない場合がある。
　なお、熱処理方法は連続焼鈍やバッチ焼鈍のいずれの焼鈍方法でも構わない。また、前記の熱処理後、室温まで冷却するが、その冷却方法および冷却速度は特に規定せず、バッチ焼鈍における炉冷、空冷および連続焼鈍におけるガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷などのいずれの冷却でも構わない。また、酸洗処理を施す場合は常法でよい。
　冷間圧延
　巻き取った後、必要に応じて酸洗を施した後、冷間圧延を行う。５０％超の圧延率で冷間圧延を施すと、その後の焼鈍工程で形成される残留オーステナイトの粒径が微細になり、残留オーステナイト中のＣ量が著しく濃化してしまい、硬度が上昇して曲げ性が低下し、一方で、アスペクト比が２．０以上の残留オーステナイト中のＭｎ濃化が阻害され、延性が低下する。したがって、圧延率は５０％以下とする。好ましい下限は５％以上、より好ましくは１０％以上である。好ましい上限は４５％以下、より好ましくは４０％以下である。
　Ａｃ３変態点－５０℃以上の温度域で２０ｓ以上１８００ｓ以下保持（実施例の冷延板１回目焼鈍処理に対応）
　Ａｃ３変態点－５０℃未満の温度域で保持する場合、オーステナイト中にＭｎが濃化し、冷却中にマルテンサイト変態が生じず、アスペクト比の大きな残留オーステナイトの核を得ることが出来ない。その結果、その後の焼鈍工程（実施例の冷延板２回目焼鈍処理に対応）において、残留オーステナイトが粒界から形成されてしまい、アスペクト比の小さな残留オーステナイトが増加してしまう。これにより、残留オーステナイトの安定性が低下することで、延性およびめっき処理後延性が低下する。一方、焼鈍温度の上限は特に規定しないが、Ａｃ３変態点＋３００℃超の温度域で保持する場合、オーステナイト中の炭素の拡散が促進され、炭素が表層から脱離し、所望の組織が得られないため、好ましくはＡｃ３変態点＋３００℃以下とする。
　一方で、２０ｓ未満で保持する場合、十分な再結晶が行われず、所望の組織が得られないため、延性が低下する。一方、１８００ｓを超えて保持する場合、Ｍｎ表面濃化が過剰となりめっき品質が劣化するだけでなく、焼鈍中のオーステナイト粒が粗大化することで、その後の冷却過程で形成される残留オーステナイトの核も粗大化してしまう。その結果、その後の焼鈍工程（実施例の冷延板２回目焼鈍処理に対応）において、残留オーステナイトが粒界から形成されてしまい、アスペクト比の小さな残留オーステナイトが増加してしまう。これにより、残留オーステナイトの安定性が低下することで、延性およびめっき処理後延性が低下する。
　マルテンサイト変態開始温度以下の冷却停止温度まで冷却
　マルテンサイト変態開始温度超の冷却停止温度の場合、変態するマルテンサイト量が少ないと、未変態オーステナイトが最終冷却で全てマルテンサイト変態してしまい、アスペクト比の大きな残留オーステナイトの核を得ることが出来ない。その結果、その後の焼鈍工程（実施例の冷延板２回目焼鈍処理に対応）において、残留オーステナイトが粒界から形成されてしまい、アスペクト比の小さな残留オーステナイトが増加してしまう。その結果、残留オーステナイトの安定性が低下することで、延性およびめっき処理後延性が低下する。好ましい冷却停止温度は、マルテンサイト変態開始温度－２５０℃以上マルテンサイト変態開始温度－５０℃以下である。
　Ｂｓ－１５０℃以上Ｂｓ＋１５０℃以下の範囲内の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２ｓ以上１８００ｓ以下保持後、室温まで冷却
　Ｂｓ－１５０℃未満の再加熱温度の場合、その後の焼鈍工程で形成される残留オーステナイト中にＣが過剰に濃化し、曲げ性が低下し、一方でアスペクト比が大きな残留オーステナイト中へのＭｎ濃化が阻害され、延性が低下する。Ｂｓ＋１５０℃超の再加熱温度の場合、アスペクト比の大きな残留オーステナイトの核が分解し、アスペクト比の小さな残留オーステナイトが増加し、所望の組織が得られないため、延性とめっき処理後延性が低下する。また、２ｓ未満で保持する場合も同じく、アスペクト比の大きな残留オーステナイトの核を得ることが出来ず、所望の組織が得られないため、延性、およびめっき処理後延性が低下する。さらに１８００ｓを超えて保持する場合、アスペクト比の大きな残留オーステナイトの核が分解し、アスペクト比の小さな残留オーステナイトが増加し、所望の組織が得られないため、延性およびめっき処理後延性が低下する。なお、Ｂｓは、以下の（３）式から求まる温度（℃）である。
Ｂｓ＝７３２－２０２×［Ｃ］－１０８×［Ｓｉ］－８５×［Ｍｎ］－３９×［Ｍｏ］　・・・（３）
［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］は鋼板全体に含まれる、Ｃ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量、Ｍｏ量（質量％）であり、含まれない場合にはゼロとする。
　当該再加熱後に所定の時間保持した後、一旦室温まで冷却する。冷却方法は特に制限されず、公知の方法で良い。
　Ａｃ１変態点－１５０℃からＡｃ１変態点の温度域までの加熱速度：２℃／ｓ以上
　Ａｃ１変態点－１５０℃からＡｃ１変態点の温度域まで２℃／ｓ未満の加熱速度で加熱した場合、微細な安定性の高い残留オーステナイトの核が分解してしまう。その結果、その後の焼鈍工程（実施例の冷延板２回目焼鈍処理に対応）において、残留オーステナイトが粒界から形成されてしまい、アスペクト比の小さな残留オーステナイトが増加してしまう。これにより、残留オーステナイトの安定性が低下することで、延性およびめっき処理後延性が低下する。また、加熱速度の上限は特に規定しないが、加熱速度が２００℃／ｓ超となると過剰に微細なオーステナイトが生成する。このため残留オーステナイト中のＣ量が著しく濃化してしまい、硬度が上昇して曲げ性が低下するので、好ましくは２００℃／ｓ以下とする。より好ましい下限は３℃／ｓ以上である。また、より好ましい上限は１５０℃／ｓ以下とする。
　Ａｃ１変態点以上の温度域で２０ｓ以上６００ｓ以下保持（実施例の冷延板２回目焼鈍処理に対応）
　Ａｃ１変態点以上の温度域で２０ｓ以上６００ｓ以下保持することは、本発明において、極めて重要な発明構成要件である。Ａｃ１変態点未満の温度域で保持する場合、フェライト量が過剰となり残留オーステナイトが得られない。好ましくは、Ａｃ１変態点＋２０℃以上である。より好ましくはＡｃ１変態点＋３０℃以上である。また、好ましい上限は、Ａｃ３変態点以下である。また、２０ｓ未満の保持の場合、オーステナイト中にＭｎが濃化せず、安定な残留オーステナイトが得られないだけでなく、最終冷却後に焼入れマルテンサイト量が過剰となり、耐水素曲げ脆性および延性が低下する。さらに、６００ｓを超えて保持する場合、焼鈍中にオーステナイトが粗大化するために、オーステナイトの安定性が低下し、所望の残留オーステナイト量が得られず、さらに、良好なめっき処理後延性を得ることができない。
　Ｍｓ’以下の冷却停止温度まで冷却
　Ｍｓ’超の冷却停止温度の場合、変態するマルテンサイト量が少なく、その後の再加熱で焼戻すマルテンサイトの量が少なく、所望の焼戻しマルテンサイト量が得られない。好ましくはＭｓ’－２５０℃以上マルテンサイト変態開始温度－３０℃以下である。
ここでＭｓ’は次式（４）から算出される温度（℃）である。また、Ｍｎγ ｅｑ．は、上述の式（１）から算出される。
Ｍｓ’＝Ｍｓ×１５／Ｍｎγ ｅｑ．　・・・（４）
ただし、Ｍｓはマルテンサイト変態開始温度（℃）であり、Ｍｎγ ｅｑ．＜１５のとき、Ｍｎγ ｅｑ．＝１５とする。
　Ｍｓ’以上Ｍｓ’＋３５０℃以下の範囲内の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２ｓ以上６００ｓ以下保持、めっき処理を施し、室温まで冷却
　Ｍｓ’未満の再加熱の場合、フレッシュマルテンサイトが焼戻されず、所望の組織が得られない。Ｍｓ’＋３５０℃超の再加熱温度の場合、ベイナイト変態が遅延し、所望の組織が得られない。また、２ｓ未満で保持する場合、ベイナイト変態の進行が不十分なため、所望の組織が得られない。一方、６００ｓ超の保持の場合、ベイナイト変態時に炭化物が析出し、残留オーステナイト中のＣ量が低下し、所望の組織が得られない。
　当該温度で所定の時間保持した後、めっき処理を施し、室温まで冷却する。また、めっき処理後の冷却方法は特に限定されず、公知の方法で良い。
　めっき処理
　めっき処理として、亜鉛めっき処理、Ａｌ－Ｎｉめっきを含むＡｌ系めっき処理等が挙げられるが、溶融亜鉛めっき処理、電気亜鉛めっき処理を含む亜鉛めっき処理が好ましい。溶融亜鉛めっき処理を施す場合には、前記焼鈍処理を施した鋼板を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。なお、溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．０８％以上０．３０％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。
　溶融亜鉛めっきの合金化処理を施す場合には、溶融亜鉛めっき処理後に、４５０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す。６００℃を超える温度で合金化処理を行うと、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、所望の残留オーステナイトの面積率を確保できず、延性が低下する場合がある。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４５０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことが好ましい。
　その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍は、連続焼鈍設備で行うことが好ましい。また、焼鈍、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきの合金化処理などの一連の処理は、溶融亜鉛めっきラインであるＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ　Ｌｉｎｅ）で行うのが好ましい。
　５０℃以上４００℃以下の温度域内で２ｓ以上保持
　最後の熱処理として、５０℃以上４００℃以下の温度域内で２ｓ以上保持することは、本発明において重要な発明構成要件である。５０℃未満の温度域内または２ｓ未満で保持する場合、フレッシュマルテンサイト量が過剰に生成され、さらに鋼中拡散性水素が鋼板から放出されないため、耐水素曲げ脆化特性が低下する。一方、４００℃超の温度域で保持する場合、残留オーステナイトの分解により、十分な体積率の残留オーステナイトが得られず鋼の延性が低下する。保持時間の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、４３２００ｓ以下となりうる。
　なお、上記の「高強度めっき鋼板」に、形状矯正や表面粗度の調整等を目的にスキンパス圧延を行うことができる。スキンパス圧延の圧下率は、０．１％以上２．０％以下の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが良好範囲の下限となる。また、２．０％を超えると、生産性が著しく低下するので、これを良好範囲の上限とする。なお、スキンパス圧延は、オンラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。また、樹脂や油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。
　表１、２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転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを１２５０℃まで再加熱した後、表３、４に示す条件で溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。なお、ＧＩ、ＧＡの板厚は１．０ｍｍ以上１．８ｍｍ以下であった。溶融亜鉛めっき浴は、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）では、Ａｌ：０．１９質量％含有亜鉛浴を使用し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）では、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４６５℃とした。めっき付着量は片面あたり４５ｇ/ｍ２（両面めっき）とし、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下になるように調整した。得られた鋼板の断面の鋼組織を上述の方法で観察し、引張特性、曲げ性、耐ＬＭＥ性について調査を行い、その結果を表５～８に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　マルテンサイト変態開始温度および、Ａｃ１変態点とＡｃ３変態点は以下の式を用いて求めた。
マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ（℃）＝５５０－３５０×（％Ｃ）－４０×（％Ｍｎ）－１０×（％Ｃｕ）－１７×（％Ｎｉ）－２０×（％Ｃｒ）－１０×（％Ｍｏ）－３５×（％Ｖ）－５×（％Ｗ）＋３０×（％Ａｌ）
Ａｃ１変態点（℃）＝７５１－１６×（％Ｃ）＋１１×（％Ｓｉ）－２８×（％Ｍｎ）－５．５×（％Ｃｕ）－１６×（％Ｎｉ）＋１３×（％Ｃｒ）＋３．４×（％Ｍｏ）
Ａｃ３変態点（℃）＝９１０－２０３√（％Ｃ）＋４５×（％Ｓｉ）－３０×（％Ｍｎ）－２０×（％Ｃｕ）－１５×（％Ｎｉ）＋１１×（％Ｃｒ）＋３２×（％Ｍｏ）＋１０４×（％Ｖ）＋４００×（％Ｔｉ）＋２００×（％Ａｌ）
ここで、（％Ｃ）、（％Ｓｉ）、（％Ｍｎ）、（％Ｎｉ）、（％Ｃｕ）、（％Ｃｒ）、（％Ｍｏ）、（％Ｖ）、（％Ｔｉ）、（％Ｗ）、（％Ａｌ）は、それぞれの元素の含有量（質量％）であり、含有しない場合にはゼロとする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１年）に準拠して行った。ＴＳ（引張強さ）、ＥＬ（全伸び）および、ＧＡの場合は合金化後延性（ＥＬ／ＥＬ’）を測定した。ここで、ＥＬ’は合金化せずに通板した場合の全伸びを示し、ＧＩの場合は、ＥＬ＝ＥＬ’である。また、機械的特性は以下の場合を良好と判断した。
ＥＬ≧１２％、且つ、ＥＬ／ＥＬ’≧０．７
　曲げ試験は、各焼鈍鋼板から、圧延方向が曲げ軸（Ｂｅｎｄｉｎｇ　ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）となるように幅３０ｍｍ、長さ１００ｍｍの曲げ試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８（１９９６年）のＶブロック法に基づき測定を実施した。押し込み速度１００ｍｍ／秒、各曲げ半径でｎ＝３の試験を実施し、曲げ部外側について実体顕微鏡で亀裂の有無を判定し、亀裂が発生していない最小の曲げ半径を限界曲げ半径Ｒとした。なお、本発明では、９０°Ｖ曲げでの限界曲げＲ／ｔ≦２．５（ｔ：鋼板の板厚）を満足する場合を、鋼板の曲げ性が良好と判定した。
　耐水素曲げ脆化特性は上記の曲げ試験から次のように評価した。上記で測定した鋼板におけるＲ／ｔを、同一鋼板の鋼中水素量が０．００質量ｐｐｍのときの（Ｒ／ｔ）’で除した値が１．４未満のとき、本発明では耐水素脆化特性が良好と判定した。なお、（Ｒ／ｔ）’は、同一鋼板を大気中に長時間放置することで内部の鋼中水素を低減させた。その後、ＴＤＳ（Ｔｈｅｒｍａｌ　Ｄｅｓｏｒｐｔｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）により鋼中水素量が０．００質量ｐｐｍになったことを確認してから、曲げ試験を行うことで測定した。
　耐ＬＭＥ性の評価は、圧延直角方向：１００ｍｍ、圧延方向：３０ｍｍとなるサンプルを鋼板から採取して行った。評価サンプルを２枚重ねて、溶接ガンに取付けられたサーボモータ加圧式で単相直流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて抵抗スポット溶接を施す際、打角５°つけて行い、溶接の加圧力は３．５ｋＮとした。ここで、スポット溶接における打角は、スポット溶接部材の断面において、ナゲットの長径を通る線と、鋼板の表面に平行な線とがなす角θのことと定義する。また、溶接電流パターンは、得られるナゲット径が４．０√ｔとなるように制御した。ここで、ｔは鋼板１枚の板厚（１．４ｍｍ）である。抵抗スポット溶接においては、ＤＲ６型のＣｕＣｒ電極を使用し、重ね合わせた評価サンプルと電極のクリアランスは１．５ｍｍとした。なお、耐ＬＭＥ性の評価におけるホールド時間は５Ｃｙｃｌｅｓ／５０Ｈｚである。
　１つの評価につき、１０個の評価サンプルをスポット溶接し、溶接部材を作製し、光学顕微鏡（倍率１００倍）を用いてスポット溶接部材の断面を観察して耐ＬＭＥ性の評価を行った。割れ発生した部材無しの場合は◎、割れ発生した部材が２個以下で、かつ、割れの平均深さが１００μｍ未満の場合は○、割れ発生した部材が２個以下で、かつ、割れの平均深さが１００μｍ以上の場合は△、割れ発生した部材が３個以上の場合は×と判定した。実施例において、×と判定された鋼は比較例とした。
　本発明例の高強度めっき鋼板は、いずれも１１８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、成形性に優れた高強度めっき鋼板が得られている。一方、比較例では、ＴＳ、ＥＬ、めっき処理後延性、曲げ性、耐水素曲げ脆化特性、耐ＬＭＥ性の少なくとも一つの特性が劣っている。
　本発明によれば、１１８０ＭＰａ以上のＴＳ（引張強さ）を有する成形性、耐水素曲げ脆化特性および耐ＬＭＥ性に優れた高強度めっき鋼板が得られる。本発明の高強度めっき鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することにより車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は非常に大きい。

Claims (9)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０３０％以上０．３００％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
    Ｍｎ：０．１０％以上８．００％以下、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．１００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、および、
    Ｏ：０．０１００％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、
    　板厚１／４位置において、
    面積率で、フェライトが１％以上３０％以下、フレッシュマルテンサイト量が１％未満であり、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの和が３５％以上９０％以下であり、残留オーステナイト量が６％以上である鋼組織と、を有し、
    　アスペクト比が２．０以上の残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）をフェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値が１．１以上であり、鋼中拡散性水素量が０．３質量ｐｐｍ以下であり、かつ、
    （１）式から求められるＭｎγ ｅｑ．が５．０以上であり、
    （２）式から求められるδＬＭＥが１．０以下である、高強度めっき鋼板。
    Ｍｎγ ｅｑ．＝｛ｌｎ（［Ｃ］γ－０．２）＋ｌｎ（［Ｍｎ］γ－２．６）＋４．３０｝×λγ／Ｄγ　・・・（１）
    δＬＭＥ＝１／２×ｌｏｇ｛（１＋［Ｃ］）／（０．３５－［Ｃ］）｝＋｛ｅｘｐ（［Ｓｉ］／３．２３）－１｝＋｛ｅｘｐ（［Ｍｎ］／２２）－１｝　・・・（２）
    ここで、［Ｃ］γ、［Ｍｎ］γは夫々、全残留オーステナイト中の平均Ｃ量、平均Ｍｎ量（質量％）、
    λγは全残留オーステナイトの平均アスペクト比、
    Ｄγは全残留オーステナイトの平均円相当径（μｍ）、
    ［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］は鋼板全体に含まれるＣ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量（質量％）である。
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、
    Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、
    Ｗ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、
    Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、
    Ｃｏ：１．０００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、
    Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、
    Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、
    Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、
    Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、
    Ｈｆ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２００％以下、
    のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項１に記載の高強度めっき鋼板。
  3. 　全ての残留オーステナイト中のＣ量をＴ０組織におけるＣ量で除した値が１．０未満である、請求項１又は２に記載の高強度めっき鋼板。
  4. 　前記高強度めっき鋼板が溶融亜鉛めっき層を有する、請求項１～３のいずれかに記載の高強度めっき鋼板。
  5. 　前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層である、請求項４に記載の高強度めっき鋼板。
  6. 　請求項１～３のいずれかに記載の高強度めっき鋼板の製造方法であって、
    　前記成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下で熱間圧延し、３００℃以上７５０℃以下で巻き取り、５０％以下の圧延率で冷間圧延を施し、
    　その後、Ａｃ３変態点－５０℃以上の温度域で２０ｓ以上１８００ｓ以下保持後、マルテンサイト変態開始温度以下の冷却停止温度まで冷却し、
    　（３）式から求まるＢｓ温度において、Ｂｓ－１５０℃以上Ｂｓ＋１５０℃以下の範囲内の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２ｓ以上１８００ｓ以下保持後、室温まで冷却し、
    　その後、Ａｃ１変態点－１５０℃からＡｃ１変態点の温度域まで２℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、Ａｃ１変態点以上の温度域で２０ｓ以上６００ｓ以下保持後、（４）式から求まるＭｓ’以下の冷却停止温度まで冷却し、
    　Ｍｓ’以上Ｍｓ’＋３５０℃以下の範囲内の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２ｓ以上６００ｓ以下保持後、めっき処理を施し、室温まで冷却し、さらに５０℃以上４００℃以下の温度域内で２ｓ以上保持する、高強度めっき鋼板の製造方法。
    Ｂｓ＝７３２－２０２×［Ｃ］－１０８×［Ｓｉ］－８５×［Ｍｎ］－３９×［Ｍｏ］　・・・（３）
    ［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］は鋼板全体に含まれる、Ｃ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量、Ｍｏ量（質量％）であり、含まれない場合にはゼロとする。
    Ｍｓ’＝Ｍｓ×１５／Ｍｎγ ｅｑ．　・・・（４）
    ただし、Ｍｓはマルテンサイト変態開始温度であり、Ｍｎγ ｅｑ．＜１５のとき、Ｍｎγ ｅｑ．＝１５とする。
  7. 　前記めっき処理が亜鉛めっき処理である、請求項６に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
  8. 　前記亜鉛めっき処理に続いて、４５０℃以上６００℃以下で合金化処理を施す、請求項７に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
  9. 　前記巻き取り後、冷間圧延前に、Ａｃ１変態点以下の温度域で１８００ｓ超保持する、請求項６～８のいずれかに記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
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