JP7144711B1 - 亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
高い強度、具体的には、引張強さ：１１６０ＭＰａ以上を有し、かつ、抵抗スポット溶接性に優れる亜鉛系めっき鋼板を提供する。下地鋼板の成分組成においてＴｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒのうち１種以上を合計で０．０２％以上０．２０％以下含有させ、亜鉛系めっき層の拡散性水素量を０．４０質量ｐｐｍ以下とする。
Description
本発明は、亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法に関する。
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、自動車部材の素材となる鋼板を高強度化し、薄くすることで、自動車車体を軽量化しようとする動きが活発となってきている。また、車体防錆性能の観点から、自動車部材の素材となる鋼板には、亜鉛系めっきが施される場合がある。そのため、高い強度を有する亜鉛系めっき鋼板の開発が求められている。
このような高い強度を有する鋼板および亜鉛系めっき鋼板に関する技術として、例えば、特許文献１には、
「質量％で、Ｃ：０．０７～０．２５％、Ｓｉ：０．３～２．５０％、Ｍｎ：１．５～３．０％、Ｔｉ：０．００５～０．０９％、Ｂ：０．０００１～０．０１％、Ｐ：０．００１～０．０３％、Ｓ：０．０００１～０．０１％、Ａｌ：２．５％以下、Ｎ：０．０００５～０．０１００％、Ｏ：０．０００５～０．００７％、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、 鋼板組織がフェライトを主とし、１μｍ以下のブロックサイズより構成されるマルテンサイトを含み、フェライトの体積率が６０％以上であり、マルテンサイト中のＣ濃度が０．３％～０．９％であり、引張最大強度（ＴＳ）と降伏応力（ＹＳ）との比からなる降伏比（ＹＲ）が０．７５以下であることを特徴とする延性及び耐遅れ破壊特性の良好な引張最大強度９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。」
が開示されている。
「質量％で、Ｃ：０．０７～０．２５％、Ｓｉ：０．３～２．５０％、Ｍｎ：１．５～３．０％、Ｔｉ：０．００５～０．０９％、Ｂ：０．０００１～０．０１％、Ｐ：０．００１～０．０３％、Ｓ：０．０００１～０．０１％、Ａｌ：２．５％以下、Ｎ：０．０００５～０．０１００％、Ｏ：０．０００５～０．００７％、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、 鋼板組織がフェライトを主とし、１μｍ以下のブロックサイズより構成されるマルテンサイトを含み、フェライトの体積率が６０％以上であり、マルテンサイト中のＣ濃度が０．３％～０．９％であり、引張最大強度（ＴＳ）と降伏応力（ＹＳ）との比からなる降伏比（ＹＲ）が０．７５以下であることを特徴とする延性及び耐遅れ破壊特性の良好な引張最大強度９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。」
が開示されている。
また、特許文献２には、
「質量％で、Ｃ：０．１～０．５％、Ｓｉ：０．０５～２％、Ｍｎ：０．１～３％、
さらに、Ｔｉ：０．００５～１％、Ｎｂ：０．０１～１％、Ｖ：０．０１～１％、Ｍｏ：０．０１～１％、Ｗ：０．００５～１％、Ｃｕ：０．０１～３％、Ｚｒ：０．００５～０．１％、Ｙ：０．００５～０．５％、Ｍｇ：０．００５～１％、Ｌａ：０．００５～０．１％、Ｃｅ：０．００５～０．１％のうち１種類以上を含有し、鋼板表面にアルミニウム又は亜鉛を主体とするめっきが施され、鋼板中の水素量が下記の（式１）を満たすことを特徴とするホットプレス用の鋼板。
Ｈｍａｘ－Ｈｔ≧０．０７ｐｐｍ ・・・（式１）
ここで、Ｈｍａｘ：鋼板がトラップすることができる最大の非拡散性水素量（ｐｐｍ）、Ｈｔ：めっき後の鋼板中にトラップしている非拡散性水素量（ｐｐｍ）である。」
が開示されている。
「質量％で、Ｃ：０．１～０．５％、Ｓｉ：０．０５～２％、Ｍｎ：０．１～３％、
さらに、Ｔｉ：０．００５～１％、Ｎｂ：０．０１～１％、Ｖ：０．０１～１％、Ｍｏ：０．０１～１％、Ｗ：０．００５～１％、Ｃｕ：０．０１～３％、Ｚｒ：０．００５～０．１％、Ｙ：０．００５～０．５％、Ｍｇ：０．００５～１％、Ｌａ：０．００５～０．１％、Ｃｅ：０．００５～０．１％のうち１種類以上を含有し、鋼板表面にアルミニウム又は亜鉛を主体とするめっきが施され、鋼板中の水素量が下記の（式１）を満たすことを特徴とするホットプレス用の鋼板。
Ｈｍａｘ－Ｈｔ≧０．０７ｐｐｍ ・・・（式１）
ここで、Ｈｍａｘ：鋼板がトラップすることができる最大の非拡散性水素量（ｐｐｍ）、Ｈｔ：めっき後の鋼板中にトラップしている非拡散性水素量（ｐｐｍ）である。」
が開示されている。
自動車を組み立てる際には、コストや効率の面から、重ね合わせた２枚以上の鋼板（以下、板組みともいう）を、抵抗スポット溶接によって接合することが多い。
ここで、抵抗スポット溶接とは、板組みを挟んでその上下から一対の電極で加圧しつつ、上下電極間に高電流の溶接電流を短時間通電して接合する方法であり、高電流の溶接電流を流すことで発生する抵抗発熱を利用して、点状の溶接部が得るものである。この点状の溶接部はナゲットと呼ばれる。ナゲットは、板組みに電流を流した際に、板組みを構成する鋼板の接触箇所で鋼板が互いに溶融し、凝固した部分である。このナゲットにより、鋼板同士が点状に接合される。
ここで、抵抗スポット溶接とは、板組みを挟んでその上下から一対の電極で加圧しつつ、上下電極間に高電流の溶接電流を短時間通電して接合する方法であり、高電流の溶接電流を流すことで発生する抵抗発熱を利用して、点状の溶接部が得るものである。この点状の溶接部はナゲットと呼ばれる。ナゲットは、板組みに電流を流した際に、板組みを構成する鋼板の接触箇所で鋼板が互いに溶融し、凝固した部分である。このナゲットにより、鋼板同士が点状に接合される。
ところで、抵抗スポット溶接の実際の施工では、板の確度や板通しの密着度合といった不可避的に生じる溶接条件の変化により、ナゲット径が通常よりも小さくなる場合がある。
しかし、特許文献１に開示される鋼板を下地鋼板とした亜鉛系めっき鋼板や特許文献２に開示される亜鉛系めっき鋼板が板組みに含まれる場合に、ナゲット径が小さくなる条件で抵抗スポット溶接を行うと、ナゲットの端部近傍に割れが生じる。そして、この割れが起点となって、ナゲットの破壊を招く場合がある。このようなナゲットの端部近傍の割れは、ナゲットが小さくなるほど発生し易い傾向にあり、この点の改善が求められているのが現状である。
しかし、特許文献１に開示される鋼板を下地鋼板とした亜鉛系めっき鋼板や特許文献２に開示される亜鉛系めっき鋼板が板組みに含まれる場合に、ナゲット径が小さくなる条件で抵抗スポット溶接を行うと、ナゲットの端部近傍に割れが生じる。そして、この割れが起点となって、ナゲットの破壊を招く場合がある。このようなナゲットの端部近傍の割れは、ナゲットが小さくなるほど発生し易い傾向にあり、この点の改善が求められているのが現状である。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、高い強度、具体的には、引張強さ：１１６０ＭＰａ以上を有し、かつ、抵抗スポット溶接性にも優れる亜鉛系めっき鋼板を提供することを目的とする。
また、本発明は、上記の亜鉛系めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
また、本発明は、上記の亜鉛系めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
ここで、「抵抗スポット溶接性に優れる」とは、後述する実施例に記載の抵抗スポット溶接性の評価において測定されるＤ／√ｔ（最小のナゲット径Ｄ（ｍｍ）を亜鉛系めっき鋼板の板厚ｔ（ｍｍ）の平方根で除した値）が４．０以下であることを意味する。
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねた。
まず、発明者らは、引張強さ：１１６０ＭＰａ以上の高い強度を得るべく検討を重ねたところ、亜鉛系めっき鋼板の下地鋼板の成分組成を適正に調整する、特に、ＣおよびＭｎを活用することが有効であると考えるに至った。
まず、発明者らは、引張強さ：１１６０ＭＰａ以上の高い強度を得るべく検討を重ねたところ、亜鉛系めっき鋼板の下地鋼板の成分組成を適正に調整する、特に、ＣおよびＭｎを活用することが有効であると考えるに至った。
つぎに、発明者らは、どのような因子が、亜鉛系めっき鋼板の抵抗スポット溶接性に影響を与えるかを検討した。
その結果、亜鉛系めっき層の拡散性水素量が、亜鉛系めっき鋼板の抵抗スポット溶接性に影響を与える因子（以下、抵抗スポット溶接性の影響因子ともいう）となることが分かった。
その結果、亜鉛系めっき層の拡散性水素量が、亜鉛系めっき鋼板の抵抗スポット溶接性に影響を与える因子（以下、抵抗スポット溶接性の影響因子ともいう）となることが分かった。
すなわち、従来、亜鉛系めっき層の拡散性水素量は極微量であると考えられており、亜鉛系めっき層の拡散性水素量が抵抗スポット溶接性の影響因子になるとは考えられていなかった。
しかし、発明者らが、検討を重ねたところ、
・従来公知の亜鉛系めっき鋼板の亜鉛系めっき層には一定量の拡散性水素が含まれており、この拡散性水素が、抵抗スポット溶接時にナゲットに移動し、溶接部の脆化を招く原因となること、および、
・亜鉛系めっき層の拡散性水素量を０．４０質量ｐｐｍ以下にすることによって、溶接部の脆化が防止され、抵抗スポット溶接性が大幅に向上すること、
を知見した。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
・従来公知の亜鉛系めっき鋼板の亜鉛系めっき層には一定量の拡散性水素が含まれており、この拡散性水素が、抵抗スポット溶接時にナゲットに移動し、溶接部の脆化を招く原因となること、および、
・亜鉛系めっき層の拡散性水素量を０．４０質量ｐｐｍ以下にすることによって、溶接部の脆化が防止され、抵抗スポット溶接性が大幅に向上すること、
を知見した。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．下地鋼板と、該下地鋼板の表面に亜鉛系めっき層と、を有する亜鉛系めっき鋼板であって、
該下地鋼板は、
質量％で、
Ｃ：０．０８％以上０．３０％以下、
Ｓｉ：２．０％未満、
Ｍｎ：１．５％以上３．５％以下、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．１０％以下および
Ｎ：０．００６％以下
であり、
Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒのうち１種以上を合計で０．０２％以上０．２０％以下含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
該亜鉛系めっき層の拡散性水素量が０．４０質量ｐｐｍ以下であり、
引張強さが１１６０ＭＰａ以上である、亜鉛系めっき鋼板。
１．下地鋼板と、該下地鋼板の表面に亜鉛系めっき層と、を有する亜鉛系めっき鋼板であって、
該下地鋼板は、
質量％で、
Ｃ：０．０８％以上０．３０％以下、
Ｓｉ：２．０％未満、
Ｍｎ：１．５％以上３．５％以下、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．１０％以下および
Ｎ：０．００６％以下
であり、
Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒのうち１種以上を合計で０．０２％以上０．２０％以下含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
該亜鉛系めっき層の拡散性水素量が０．４０質量ｐｐｍ以下であり、
引張強さが１１６０ＭＰａ以上である、亜鉛系めっき鋼板。
２．前記下地鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、以下の（１）～（３）のうち少なくとも１つを含有する、前記１に記載の亜鉛系めっき鋼板。
（１）Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉのうち１種以上を合計で０．５％以下
（２）Ｂ：０．００５０％以下
（３）Ｓｂ：０．１０％以下およびＳｎ：０．１０％以下のうちの１種または２種
（１）Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉのうち１種以上を合計で０．５％以下
（２）Ｂ：０．００５０％以下
（３）Ｓｂ：０．１０％以下およびＳｎ：０．１０％以下のうちの１種または２種
３．前記亜鉛系めっき鋼板の拡散性水素量が０．６０質量ｐｐｍ以下である、前記１または２に記載の亜鉛系めっき鋼板。
４．前記亜鉛系めっき層が、溶融亜鉛めっき層、または、Ｆｅ含有量：８～１５質量％の合金化溶融亜鉛めっき層である、前記１～３のいずれかに記載の亜鉛系めっき鋼板。
５．前記亜鉛系めっき層の片面あたりのめっき付着量が２０～１２０ｇ／ｍ２である、前記１～４のいずれかに記載の亜鉛系めっき鋼板。
６．前記１または２に記載の成分組成を有する素材鋼板を準備し、
ついで、該素材鋼板を、焼鈍温度：７５０～８７０℃、６５０℃以上の温度域における雰囲気の水素濃度：２０体積％以下の条件で焼鈍し、
ついで、該素材鋼板を４５０～５５０℃の保持温度域に冷却し、該保持温度域で１５秒以上保持し、
ついで、該素材鋼板に、処理雰囲気の水素濃度：１５体積％以下の条件で溶融亜鉛めっき処理を施す、亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
ついで、該素材鋼板を、焼鈍温度：７５０～８７０℃、６５０℃以上の温度域における雰囲気の水素濃度：２０体積％以下の条件で焼鈍し、
ついで、該素材鋼板を４５０～５５０℃の保持温度域に冷却し、該保持温度域で１５秒以上保持し、
ついで、該素材鋼板に、処理雰囲気の水素濃度：１５体積％以下の条件で溶融亜鉛めっき処理を施す、亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
７．前記溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行う、前記６に記載の亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
本発明によれば、高い強度を有し、かつ、抵抗スポット溶接性にも優れる亜鉛系めっき鋼板が得られる。
本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
［１］亜鉛系めっき鋼板
まず、本発明の一実施形態に従う亜鉛系めっき鋼板の下地鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
［１］亜鉛系めっき鋼板
まず、本発明の一実施形態に従う亜鉛系めっき鋼板の下地鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
Ｃ：０．０８％以上０．３０％以下
Ｃは、鋼の高強度化に有効な元素であり、特に、鋼組織において硬質相の一つであるマルテンサイトを形成することで高強度化に寄与する。ここで、所望の高い強度、具体的には、引張強さ：１１６０ＭＰａ以上を得る観点から、Ｃ含有量は０．０８％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると、抵抗スポット溶接性の低下を招く。そのため、Ｃ含有量は０．０８％以上０．３０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０９％以上、より好ましくは０．１０％以上である。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．２８％以下である。
Ｃは、鋼の高強度化に有効な元素であり、特に、鋼組織において硬質相の一つであるマルテンサイトを形成することで高強度化に寄与する。ここで、所望の高い強度、具体的には、引張強さ：１１６０ＭＰａ以上を得る観点から、Ｃ含有量は０．０８％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると、抵抗スポット溶接性の低下を招く。そのため、Ｃ含有量は０．０８％以上０．３０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０９％以上、より好ましくは０．１０％以上である。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．２８％以下である。
Ｓｉ：２．０％未満
Ｓｉは、鋼の高強度化に有効な元素である。このような効果を得る観点から、Ｓｉ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が２．０％以上になると、下地鋼板の表面にＳｉ系酸化物が形成しやすくなって、不めっきの原因となる場合がある。また、表面外観を損なう場合もある。そのため、Ｓｉ含有量は２．０％未満とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．６％以下である。
Ｓｉは、鋼の高強度化に有効な元素である。このような効果を得る観点から、Ｓｉ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が２．０％以上になると、下地鋼板の表面にＳｉ系酸化物が形成しやすくなって、不めっきの原因となる場合がある。また、表面外観を損なう場合もある。そのため、Ｓｉ含有量は２．０％未満とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．６％以下である。
Ｍｎ：１．５％以上３．５％以下
Ｍｎは、固溶強化およびマルテンサイトの形成により、鋼の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るため、Ｍｎ含有量は１．５％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．８％以上、より好ましくは２．０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．５％を超えると、抵抗スポット溶接時に溶接部の割れを招く。また、Ｍｎの偏析などに起因した鋼組織のムラが生じ、加工性の低下を招く。さらに、Ｍｎは下地鋼板の表面に酸化物または複合酸化物を形成して、不めっきの原因となる場合がある。そのため、Ｍｎ含有量は３．５％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．４％以下、より好ましくは３．３％以下である。
Ｍｎは、固溶強化およびマルテンサイトの形成により、鋼の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るため、Ｍｎ含有量は１．５％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．８％以上、より好ましくは２．０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．５％を超えると、抵抗スポット溶接時に溶接部の割れを招く。また、Ｍｎの偏析などに起因した鋼組織のムラが生じ、加工性の低下を招く。さらに、Ｍｎは下地鋼板の表面に酸化物または複合酸化物を形成して、不めっきの原因となる場合がある。そのため、Ｍｎ含有量は３．５％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．４％以下、より好ましくは３．３％以下である。
Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは、固溶強化により鋼の高強度化に寄与する元素である。しかし、Ｐ含有量が０．０１０％を超えると、抵抗スポット溶接性、さらには伸びフランジ性などの加工性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．０１０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００７％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されるものではない。ただし、Ｐ含有量を０．００１％未満にしようとすると、製造過程において生産能率の低下と脱Ｐによるコスト増を招く。そのため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐは、固溶強化により鋼の高強度化に寄与する元素である。しかし、Ｐ含有量が０．０１０％を超えると、抵抗スポット溶接性、さらには伸びフランジ性などの加工性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．０１０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００７％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されるものではない。ただし、Ｐ含有量を０．００１％未満にしようとすると、製造過程において生産能率の低下と脱Ｐによるコスト増を招く。そのため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、抵抗スポット溶接性や熱間脆性の低下の原因となる。また、Ｓは、鋼中に硫化物系介在物として存在して鋼板の加工性を低下させる有害な元素である。そのため、Ｓ含有量は極力低減することが好ましく、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量の下限は特に限定されるものではない。ただし、Ｓ含有量を０．０００１％未満にしようとすると、製造過程において生産能率の低下と脱Ｓによるコスト増を招く。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｓは、抵抗スポット溶接性や熱間脆性の低下の原因となる。また、Ｓは、鋼中に硫化物系介在物として存在して鋼板の加工性を低下させる有害な元素である。そのため、Ｓ含有量は極力低減することが好ましく、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量の下限は特に限定されるものではない。ただし、Ｓ含有量を０．０００１％未満にしようとすると、製造過程において生産能率の低下と脱Ｓによるコスト増を招く。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは、脱酸材として添加される。その効果を得る観点から、Ａｌ含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０２％以上である。一方Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、抵抗スポット溶接性の低下を招く。また、原料コストの上昇や鋼板の表面欠陥を誘発する原因にもなる。そのため、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下である。
Ａｌは、脱酸材として添加される。その効果を得る観点から、Ａｌ含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０２％以上である。一方Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、抵抗スポット溶接性の低下を招く。また、原料コストの上昇や鋼板の表面欠陥を誘発する原因にもなる。そのため、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下である。
Ｎ：０．００６％以下
Ｎ含有量が０．００６％を超えると、鋼中に過剰に窒化物が生成して延性や靭性の低下を招く。また、表面性状の悪化を招く場合もある。そのため、Ｎ含有量は０．００６％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００４％以下である。なお、Ｎ含有量は、フェライトの清浄化による延性向上の観点からは極力少ない方が好ましい。ただし、過度にＮを低減しようとすると、製造過程における生産能率の低下とコスト増を招く。そのため、Ｎ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００１０％以上、さらに好ましくは０．００１５％以上である。
Ｎ含有量が０．００６％を超えると、鋼中に過剰に窒化物が生成して延性や靭性の低下を招く。また、表面性状の悪化を招く場合もある。そのため、Ｎ含有量は０．００６％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００４％以下である。なお、Ｎ含有量は、フェライトの清浄化による延性向上の観点からは極力少ない方が好ましい。ただし、過度にＮを低減しようとすると、製造過程における生産能率の低下とコスト増を招く。そのため、Ｎ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００１０％以上、さらに好ましくは０．００１５％以上である。
Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒのうち１種以上：合計で０．０２％以上０．２０％以下
Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒは、ＣやＮと炭化物や窒化物（炭窒化物の場合もある）といった微細析出物を形成する。これらの微細析出物は、水素のトラップサイト（無害化）として働く。そのため、これらの微細析出物は、下地鋼板に含まれる水素（以下、鋼中水素ともいう）を非拡散性とし、亜鉛系めっき層の拡散性水素量を低減する効果がある。すなわち、これらの微細析出物は、めっき処理時などに鋼中水素が亜鉛系めっき層に直接または間接的に移動することを抑制して、亜鉛系めっき層の拡散性水素量を低減する効果がある。このような効果を得る観点から、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒのうち１種以上を合計で０．０２％以上含有させる。これらの元素の合計含有量は、好ましくは０．０３％以上である。しかしながら、これらの元素の合計含有量が０．２０％を超えると、冷間圧延時の変形抵抗が高まり、生産性の低下を招く。また、析出物の粗大化や過剰化によるフェライトの延性の低下を招き、亜鉛系めっき鋼板の延性や曲げ性、伸びフランジ性などの加工性を低下させる。そのため、これらの元素の合計含有量は０．２０％以下とする。これらの元素の合計含有量は、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下である。
Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒは、ＣやＮと炭化物や窒化物（炭窒化物の場合もある）といった微細析出物を形成する。これらの微細析出物は、水素のトラップサイト（無害化）として働く。そのため、これらの微細析出物は、下地鋼板に含まれる水素（以下、鋼中水素ともいう）を非拡散性とし、亜鉛系めっき層の拡散性水素量を低減する効果がある。すなわち、これらの微細析出物は、めっき処理時などに鋼中水素が亜鉛系めっき層に直接または間接的に移動することを抑制して、亜鉛系めっき層の拡散性水素量を低減する効果がある。このような効果を得る観点から、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒのうち１種以上を合計で０．０２％以上含有させる。これらの元素の合計含有量は、好ましくは０．０３％以上である。しかしながら、これらの元素の合計含有量が０．２０％を超えると、冷間圧延時の変形抵抗が高まり、生産性の低下を招く。また、析出物の粗大化や過剰化によるフェライトの延性の低下を招き、亜鉛系めっき鋼板の延性や曲げ性、伸びフランジ性などの加工性を低下させる。そのため、これらの元素の合計含有量は０．２０％以下とする。これらの元素の合計含有量は、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下である。
以上、本発明の一実施形態に従う亜鉛系めっき鋼板の下地鋼板の基本成分について説明したが、本発明の一実施形態に従う亜鉛系めっき鋼板の下地鋼板は、上記基本成分を含有し、上記基本成分以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の一実施形態に従う亜鉛系めっき鋼板の下地鋼板は、上記基本成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。本発明の一実施形態に従う亜鉛系めっき鋼板の下地鋼板には、上記基本成分に加え、任意成分として、さらに、以下の（１）～（３）のうち少なくとも１つを含有させることができる。
（１）Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉのうち１種以上を合計で０．５％以下
（２）Ｂ：０．００５０％以下
（３）Ｓｂ：０．１０％以下およびＳｎ：０．１０％以下のうちの１種または２種
なお、以下に示す任意成分は、以下で示す上限値以下で含有する場合、所定の効果が得られるため、下限は特に設けない。なお、以下の任意成分を後述する好適な下限値未満で含む場合、当該成分は不可避的不純物として含まれるものとする。
（１）Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉのうち１種以上を合計で０．５％以下
（２）Ｂ：０．００５０％以下
（３）Ｓｂ：０．１０％以下およびＳｎ：０．１０％以下のうちの１種または２種
なお、以下に示す任意成分は、以下で示す上限値以下で含有する場合、所定の効果が得られるため、下限は特に設けない。なお、以下の任意成分を後述する好適な下限値未満で含む場合、当該成分は不可避的不純物として含まれるものとする。
Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉのうち１種以上：合計で０．５％以下
Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉは、鋼の焼入れ性を高めてマルテンサイトを生成させやすくし、これにより、鋼の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得る観点から、Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉのうち１種以上を合計で０．００５％以上とすることが好ましい。これらの元素の合計含有量は、より好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。しかし、これらの元素の合計含有量が０．５％を超えると、上記の効果の飽和やコスト増を招く。そのため、これらの元素の合計含有量は０．５％以下が好ましい。
なお、Ｃｕは、熱間圧延時の割れを誘発して表面疵の発生原因となる場合がある。この点、Ｎｉは、Ｃｕによる表面疵の発生を抑止する効果があるので、Ｃｕを含有させる場合には、Ｎｉも同時に含有させることが好ましい。この場合、特に、Ｎｉ含有量を、Ｃｕ含有量の１／２以上とすることが好ましい。
Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉは、鋼の焼入れ性を高めてマルテンサイトを生成させやすくし、これにより、鋼の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得る観点から、Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉのうち１種以上を合計で０．００５％以上とすることが好ましい。これらの元素の合計含有量は、より好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。しかし、これらの元素の合計含有量が０．５％を超えると、上記の効果の飽和やコスト増を招く。そのため、これらの元素の合計含有量は０．５％以下が好ましい。
なお、Ｃｕは、熱間圧延時の割れを誘発して表面疵の発生原因となる場合がある。この点、Ｎｉは、Ｃｕによる表面疵の発生を抑止する効果があるので、Ｃｕを含有させる場合には、Ｎｉも同時に含有させることが好ましい。この場合、特に、Ｎｉ含有量を、Ｃｕ含有量の１／２以上とすることが好ましい。
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂも、鋼の焼入れ性を高めてマルテンサイトを生成させやすくし、これにより、鋼の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得る観点から、Ｂ含有量は０．０００３％以上が好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。しかし、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、上記の効果の飽和を招く。また、鋼の焼入れ性が過度に高まり、抵抗スポット溶接時の溶接部割れを招くおそれもある。そのため、Ｂ含有量は０．００５０％以下が好ましい。
Ｂも、鋼の焼入れ性を高めてマルテンサイトを生成させやすくし、これにより、鋼の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得る観点から、Ｂ含有量は０．０００３％以上が好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。しかし、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、上記の効果の飽和を招く。また、鋼の焼入れ性が過度に高まり、抵抗スポット溶接時の溶接部割れを招くおそれもある。そのため、Ｂ含有量は０．００５０％以下が好ましい。
Ｓｂ：０．１０％以下
Ｓｂは、脱炭や脱窒、脱硼などを抑制して、鋼板の強度低下を抑制する元素である。また、抵抗スポット溶接による溶接部の割れを抑制する上でも有効に作用する。そのため、ため、Ｓｂ含有量は０．００１％以上が好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００５％以上である。しかし、Ｓｂ含有量が０．１０％を超えると、亜鉛系めっき鋼板の伸びフランジ性などの加工性を低下させる。そのため、Ｓｂ含有量は０．１０％以下が好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
Ｓｂは、脱炭や脱窒、脱硼などを抑制して、鋼板の強度低下を抑制する元素である。また、抵抗スポット溶接による溶接部の割れを抑制する上でも有効に作用する。そのため、ため、Ｓｂ含有量は０．００１％以上が好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００５％以上である。しかし、Ｓｂ含有量が０．１０％を超えると、亜鉛系めっき鋼板の伸びフランジ性などの加工性を低下させる。そのため、Ｓｂ含有量は０．１０％以下が好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
Ｓｎ：０．１０％以下
Ｓｎは、Ｓｂと同様、脱炭や脱窒、脱硼などを抑制して、鋼板の強度低下を抑制する元素である。また、抵抗スポット溶接による溶接部の割れを抑制する上でも有効に作用する。そのため、Ｓｎ含有量は０．００１％以上が好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００５％以上である。しかし、Ｓｎ含有量が０．１０％を超えると、亜鉛系めっき鋼板の伸びフランジ性などの加工性を低下させる。そのため、Ｓｎ含有量は０．１０％以下が好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
Ｓｎは、Ｓｂと同様、脱炭や脱窒、脱硼などを抑制して、鋼板の強度低下を抑制する元素である。また、抵抗スポット溶接による溶接部の割れを抑制する上でも有効に作用する。そのため、Ｓｎ含有量は０．００１％以上が好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００５％以上である。しかし、Ｓｎ含有量が０．１０％を超えると、亜鉛系めっき鋼板の伸びフランジ性などの加工性を低下させる。そのため、Ｓｎ含有量は０．１０％以下が好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
上記の元素以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。また、上記の任意元素を前述する好適な下限値未満で含む場合、当該元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
つぎに、本発明の一実施形態に従う亜鉛系めっき鋼板の下地鋼板の好適な鋼組織について説明する。
１１６０ＭＰａ以上の引張強さを得る観点からは、マルテンサイトの組織全体に対する面積率（以下、単に面積率ともいう）を４０％以上とすることが好ましい。マルテンサイトの面積率は、より好ましくは６０％以上、さらに好ましくは８０％以上である。マルテンサイトの面積率は１００％であってもよい。
また、マルテンサイト以外の残部組織の面積率は６０％以下とすることが好ましい。残部組織の面積率は、より好ましくは４０％以下、さらに好ましくは２０％以下である。残部組織の面積率は０％であってもよい。
なお、残部組織としては、フェライト、残留オーステナイト、パーライトおよびベイナイトなどが挙げられる。
１１６０ＭＰａ以上の引張強さを得る観点からは、マルテンサイトの組織全体に対する面積率（以下、単に面積率ともいう）を４０％以上とすることが好ましい。マルテンサイトの面積率は、より好ましくは６０％以上、さらに好ましくは８０％以上である。マルテンサイトの面積率は１００％であってもよい。
また、マルテンサイト以外の残部組織の面積率は６０％以下とすることが好ましい。残部組織の面積率は、より好ましくは４０％以下、さらに好ましくは２０％以下である。残部組織の面積率は０％であってもよい。
なお、残部組織としては、フェライト、残留オーステナイト、パーライトおよびベイナイトなどが挙げられる。
また、マルテンサイトの面積率は以下のようにして測定する。
すなわち、亜鉛系めっき鋼板から、下地鋼板の圧延方向に平行なＬ断面が試験面となるように試験片を採取する。ついで、試験片の試験面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出する。組織現出した試験片の試験面を、ＳＥＭにより倍率１５００倍で観察し、ポイントカウンティング法により、下地鋼板の板厚１／４位置におけるマルテンサイトの面積率を測定する。また、残部組織の面積率は、１００％からマルテンサイトの面積率を減ずることにより算出する。なお、ＳＥＭ像では、マルテンサイトは白色の組織を呈している。
すなわち、亜鉛系めっき鋼板から、下地鋼板の圧延方向に平行なＬ断面が試験面となるように試験片を採取する。ついで、試験片の試験面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出する。組織現出した試験片の試験面を、ＳＥＭにより倍率１５００倍で観察し、ポイントカウンティング法により、下地鋼板の板厚１／４位置におけるマルテンサイトの面積率を測定する。また、残部組織の面積率は、１００％からマルテンサイトの面積率を減ずることにより算出する。なお、ＳＥＭ像では、マルテンサイトは白色の組織を呈している。
また、本発明の一実施形態に従う亜鉛系めっき鋼板の亜鉛系めっき層は、下地鋼板の一方の表面のみに設けてもよく、両面に設けてもよい。
なお、ここでいう亜鉛系めっき層は、Ｚｎを主成分（Ｚｎ含有量が８０質量％以上）とするめっき層を指し、例えば、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層が挙げられる。
ここで、溶融亜鉛めっき層は、基本的にＺｎにより構成され、Ｚｎ以外の残部は不可避的不純物である。
合金化溶融亜鉛めっき層は、基本的にＺｎと８～１５質量％のＦｅにより構成され、ＺｎおよびＦｅ以外の残部の成分は不可避的不純物である。
なお、ここでいう亜鉛系めっき層は、Ｚｎを主成分（Ｚｎ含有量が８０質量％以上）とするめっき層を指し、例えば、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層が挙げられる。
ここで、溶融亜鉛めっき層は、基本的にＺｎにより構成され、Ｚｎ以外の残部は不可避的不純物である。
合金化溶融亜鉛めっき層は、基本的にＺｎと８～１５質量％のＦｅにより構成され、ＺｎおよびＦｅ以外の残部の成分は不可避的不純物である。
また、本発明の一実施形態に従う亜鉛系めっき鋼板の亜鉛系めっき層では、拡散性水素量を０．４０質量ｐｐｍ以下とすることが極めて重要である。
亜鉛系めっき層の拡散性水素量：０．４０質量ｐｐｍ以下
亜鉛系めっき鋼板の亜鉛系めっき層に含まれる拡散性水素は抵抗スポット溶接時にナゲットに移動し、溶接部の脆化を招く。そのため、亜鉛系めっき層の拡散性水素量は０．４０質量ｐｐｍ以下とする。亜鉛系めっき層の拡散性水素量は、好ましくは０．３０質量ｐｐｍ以下、より好ましくは０．２０質量ｐｐｍ以下である。なお、亜鉛系めっき層の拡散性水素量の下限は特に限定されず、０質量ｐｐｍであってもよい。ただし、亜鉛系めっき層の拡散性水素量を０．０１質量ｐｐｍ未満にしようとすると、製造過程において生産能率の低下を招く場合がある。そのため、亜鉛系めっき層の拡散性水素量は０．０１質量ｐｐｍ以上とすることが好ましい。
亜鉛系めっき鋼板の亜鉛系めっき層に含まれる拡散性水素は抵抗スポット溶接時にナゲットに移動し、溶接部の脆化を招く。そのため、亜鉛系めっき層の拡散性水素量は０．４０質量ｐｐｍ以下とする。亜鉛系めっき層の拡散性水素量は、好ましくは０．３０質量ｐｐｍ以下、より好ましくは０．２０質量ｐｐｍ以下である。なお、亜鉛系めっき層の拡散性水素量の下限は特に限定されず、０質量ｐｐｍであってもよい。ただし、亜鉛系めっき層の拡散性水素量を０．０１質量ｐｐｍ未満にしようとすると、製造過程において生産能率の低下を招く場合がある。そのため、亜鉛系めっき層の拡散性水素量は０．０１質量ｐｐｍ以上とすることが好ましい。
ここで、亜鉛系めっき層の拡散性水素量は、次式により算出する。
［亜鉛系めっき層の拡散性水素量（質量ｐｐｍ）］＝［亜鉛系めっき鋼板の拡散性水素量（質量ｐｐｍ）］－［下地鋼板の拡散性水素量（質量ｐｐｍ）］
また、亜鉛系めっき鋼板および下地鋼板の拡散性水素量はそれぞれ、亜鉛系めっき鋼板および下地鋼板を供試材としたガスクロマトグラフィーによる昇温分析により、昇温到達温度：３００℃、昇温速度：２００℃／ｈｒの条件で測定される放出水素量を、供試材の質量で除した値である。
［亜鉛系めっき層の拡散性水素量（質量ｐｐｍ）］＝［亜鉛系めっき鋼板の拡散性水素量（質量ｐｐｍ）］－［下地鋼板の拡散性水素量（質量ｐｐｍ）］
また、亜鉛系めっき鋼板および下地鋼板の拡散性水素量はそれぞれ、亜鉛系めっき鋼板および下地鋼板を供試材としたガスクロマトグラフィーによる昇温分析により、昇温到達温度：３００℃、昇温速度：２００℃／ｈｒの条件で測定される放出水素量を、供試材の質量で除した値である。
なお、亜鉛系めっき鋼板（全体）の拡散性水素量は、より具体的には以下のようにして測定する。
すなわち、亜鉛系めっき鋼板を供試材として、ガスクロマトグラフィーによる昇温分析により、昇温到達温度：３００℃、昇温速度：２００℃／ｈｒの条件で、測定周期を５ｍｉｎとして水素放出速度（供試材から放出される１ｍｉｎ当たりの水素量）を測定する。ついで、各測定周期で測定された水素放出速度を測定時間（昇温開始から３００℃に到達するまでの時間）で積分することにより、供試材から放出された合計の水素量を算出する。そして、供試材から放出された合計の水素量を（分析前の）サンプルの質量で除し、質量ｐｐｍ単位に換算した値を、亜鉛系めっき鋼板の拡散性水素量とする。
なお、上記の積分は、具体的には、次式により行うものとする。
［供試材から放出される合計の水素量］
＝（Ａ１＋Ａ２＋・・・＋ＡＮ－１）×５ｍｉｎ＋ＡＮ×（Ｎ回目の測定から３００℃に到達するまでの時間（ｍｉｎ））
ここで、Ｎは昇温開始から３００℃に到達するまでの間の測定回数、ＡＮはＮ回目の測定における水素放出速度（供試材から放出される１ｍｉｎ当たりの水素量）である。
すなわち、亜鉛系めっき鋼板を供試材として、ガスクロマトグラフィーによる昇温分析により、昇温到達温度：３００℃、昇温速度：２００℃／ｈｒの条件で、測定周期を５ｍｉｎとして水素放出速度（供試材から放出される１ｍｉｎ当たりの水素量）を測定する。ついで、各測定周期で測定された水素放出速度を測定時間（昇温開始から３００℃に到達するまでの時間）で積分することにより、供試材から放出された合計の水素量を算出する。そして、供試材から放出された合計の水素量を（分析前の）サンプルの質量で除し、質量ｐｐｍ単位に換算した値を、亜鉛系めっき鋼板の拡散性水素量とする。
なお、上記の積分は、具体的には、次式により行うものとする。
［供試材から放出される合計の水素量］
＝（Ａ１＋Ａ２＋・・・＋ＡＮ－１）×５ｍｉｎ＋ＡＮ×（Ｎ回目の測定から３００℃に到達するまでの時間（ｍｉｎ））
ここで、Ｎは昇温開始から３００℃に到達するまでの間の測定回数、ＡＮはＮ回目の測定における水素放出速度（供試材から放出される１ｍｉｎ当たりの水素量）である。
また、下地鋼板の拡散性水素量は、より具体的には以下のようにして測定する。
すなわち、亜鉛系めっき鋼板の表面の亜鉛系めっき層を、リューターなどにより物理的に研削して除去する。なお、下地鋼板部分の研削量は、下地鋼板の板厚の５％以内とする。ついで、亜鉛系めっき層を除去した下地鋼板部分のみからなる鋼板を供試材として、上記の要領（亜鉛系めっき鋼板の拡散性水素量の測定方法と同じ要領）でガスクロマトグラフィーによる昇温分析を行い、下地鋼板の拡散性水素量を測定する。
すなわち、亜鉛系めっき鋼板の表面の亜鉛系めっき層を、リューターなどにより物理的に研削して除去する。なお、下地鋼板部分の研削量は、下地鋼板の板厚の５％以内とする。ついで、亜鉛系めっき層を除去した下地鋼板部分のみからなる鋼板を供試材として、上記の要領（亜鉛系めっき鋼板の拡散性水素量の測定方法と同じ要領）でガスクロマトグラフィーによる昇温分析を行い、下地鋼板の拡散性水素量を測定する。
亜鉛系めっき鋼板（全体）の拡散性水素量：０．６０質量ｐｐｍ以下
亜鉛系めっき鋼板の亜鉛系めっき層に含まれる拡散性水素に加え、下地鋼板に含まれる拡散性水素も、抵抗スポット溶接時にナゲットに移動し、溶接部の脆化を招く。そのため、亜鉛系めっき鋼板（全体）の拡散性水素量は０．６０質量ｐｐｍ以下とすることが好ましい。亜鉛系めっき鋼板（全体）の拡散性水素量は、より好ましくは０．４５質量ｐｐｍ以下、さらに好ましくは０．３０質量ｐｐｍ以下である。なお、亜鉛系めっき鋼板（全体）の拡散性水素量の下限は特に限定されず、０質量ｐｐｍであってもよい。ただし、亜鉛系めっき鋼板（全体）の拡散性水素量を０．０１質量ｐｐｍ未満にしようとすると、製造過程において生産能率の低下を招く場合がある。そのため、亜鉛系めっき層の拡散性水素量は０．０１質量ｐｐｍ以上とすることが好ましい。
亜鉛系めっき鋼板の亜鉛系めっき層に含まれる拡散性水素に加え、下地鋼板に含まれる拡散性水素も、抵抗スポット溶接時にナゲットに移動し、溶接部の脆化を招く。そのため、亜鉛系めっき鋼板（全体）の拡散性水素量は０．６０質量ｐｐｍ以下とすることが好ましい。亜鉛系めっき鋼板（全体）の拡散性水素量は、より好ましくは０．４５質量ｐｐｍ以下、さらに好ましくは０．３０質量ｐｐｍ以下である。なお、亜鉛系めっき鋼板（全体）の拡散性水素量の下限は特に限定されず、０質量ｐｐｍであってもよい。ただし、亜鉛系めっき鋼板（全体）の拡散性水素量を０．０１質量ｐｐｍ未満にしようとすると、製造過程において生産能率の低下を招く場合がある。そのため、亜鉛系めっき層の拡散性水素量は０．０１質量ｐｐｍ以上とすることが好ましい。
加えて、亜鉛系めっき層の片面あたりのめっき付着量は２０～１２０ｇ／ｍ２とすることが好ましい。というのは、亜鉛系めっき層の片面あたりのめっき付着量が２０ｇ／ｍ２未満になると、亜鉛めっきによる防錆特性を十分に得られない場合があるからである。また、亜鉛系めっき層の片面あたりのめっき付着量が１２０ｇ／ｍ２を超えると、高コストとなるからである。
ここで、亜鉛系めっき層のめっき付着量および亜鉛系めっき層（合金化溶融亜鉛めっき層）におけるＦｅ含有量は以下のようにして測定する。
すなわち、１０質量％塩酸水溶液１Ｌに対し、Ｆｅに対する腐食抑制剤（朝日化学工業（株）製「イビット７００ＢＫ」（登録商標））を０．６ｇ添加した処理液を調整する。ついで、該処理液に、供試材となる亜鉛系めっき鋼板を浸漬し、亜鉛系めっき層を溶解させる。そして、溶解前後での供試材の質量減少量を測定し、その値を、下地鋼板の表面積で除することにより、めっき付着量（ｇ／ｍ２）を算出する。
また、ＩＣＰ発光分光分析法により、上記の処理液に溶解したＺｎおよびＦｅの量（以下、Ｚｎ溶解量およびＦｅ溶解量ともいう）を測定し、次式により、亜鉛系めっき層におけるＦｅ含有量を求める。
［亜鉛系めっき層におけるＦｅ含有量（質量％）］
＝［Ｆｅ溶解量］／（［Ｆｅ溶解量］＋［Ｚｎ溶解量］）×１００
すなわち、１０質量％塩酸水溶液１Ｌに対し、Ｆｅに対する腐食抑制剤（朝日化学工業（株）製「イビット７００ＢＫ」（登録商標））を０．６ｇ添加した処理液を調整する。ついで、該処理液に、供試材となる亜鉛系めっき鋼板を浸漬し、亜鉛系めっき層を溶解させる。そして、溶解前後での供試材の質量減少量を測定し、その値を、下地鋼板の表面積で除することにより、めっき付着量（ｇ／ｍ２）を算出する。
また、ＩＣＰ発光分光分析法により、上記の処理液に溶解したＺｎおよびＦｅの量（以下、Ｚｎ溶解量およびＦｅ溶解量ともいう）を測定し、次式により、亜鉛系めっき層におけるＦｅ含有量を求める。
［亜鉛系めっき層におけるＦｅ含有量（質量％）］
＝［Ｆｅ溶解量］／（［Ｆｅ溶解量］＋［Ｚｎ溶解量］）×１００
引張強さ（ＴＳ）：１１６０ＭＰａ以上
本発明の一実施形態に従う亜鉛系めっき鋼板の引張強さは、１１６０ＭＰａ以上である。本発明の一実施形態に従う亜鉛系めっき鋼板の引張強さは、好ましくは１１８０ＭＰａ以上である。
本発明の一実施形態に従う亜鉛系めっき鋼板の引張強さは、１１６０ＭＰａ以上である。本発明の一実施形態に従う亜鉛系めっき鋼板の引張強さは、好ましくは１１８０ＭＰａ以上である。
ここで、引張強さ（ＴＳ）は、以下のようにして測定する。
すなわち、亜鉛系めっき鋼板から、下地鋼板の圧延方向と直角な方向が長手方向となるように、標点間距離：５０ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取する。ついで、採取したＪＩＳ５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）を測定する。なお、引張速度は１０ｍｍ／分とする。
すなわち、亜鉛系めっき鋼板から、下地鋼板の圧延方向と直角な方向が長手方向となるように、標点間距離：５０ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取する。ついで、採取したＪＩＳ５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）を測定する。なお、引張速度は１０ｍｍ／分とする。
なお、本発明の一実施形態に従う亜鉛系めっき鋼板の板厚は、好ましくは０．８ｍｍ以上２．０ｍｍ以下である。
［２］亜鉛系めっき鋼板の製造方法
つぎに、本発明の一実施形態に従う亜鉛系めっき鋼板の製造方法について、説明する。なお、以下の各温度は、特に説明がない限り、スラブおよび鋼板の表面温度を意味する。
つぎに、本発明の一実施形態に従う亜鉛系めっき鋼板の製造方法について、説明する。なお、以下の各温度は、特に説明がない限り、スラブおよび鋼板の表面温度を意味する。
まず、上記の成分組成を有する素材鋼板を準備する。
このような素材鋼板は、例えば、
上記の成分組成を有するスラブを加熱して保持する、スラブ加熱工程と、
該スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする、熱間圧延工程と、
該熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷間圧延工程、
により、準備することができる。
このような素材鋼板は、例えば、
上記の成分組成を有するスラブを加熱して保持する、スラブ加熱工程と、
該スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする、熱間圧延工程と、
該熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷間圧延工程、
により、準備することができる。
なお、上記各工程の条件については、常法に従えばよい。また、熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を酸洗してもよい。酸洗条件も特に限定されず、常法に従えばよい。
ついで、得られた素材鋼板に、焼鈍を施す。この際、焼鈍温度、および、６５０℃以上の温度域における雰囲気を適切に制御することが重要である。
焼鈍温度：７５０～８７０℃
焼鈍温度が７５０℃未満の場合、鋼板組織のマルテンサイト分率が低下し、所望のＴＳが得られない。また、焼鈍温度が８７０℃を超える場合、焼鈍時に鋼板に含有される水素が増加し、最終的にめっき中に含まれる水素量が増加する。以上の理由から、焼鈍温度は７５０～８７０℃の範囲とする。なお、焼鈍温度は、焼鈍時の最高到達温度である。
焼鈍温度が７５０℃未満の場合、鋼板組織のマルテンサイト分率が低下し、所望のＴＳが得られない。また、焼鈍温度が８７０℃を超える場合、焼鈍時に鋼板に含有される水素が増加し、最終的にめっき中に含まれる水素量が増加する。以上の理由から、焼鈍温度は７５０～８７０℃の範囲とする。なお、焼鈍温度は、焼鈍時の最高到達温度である。
６５０℃以上の温度域における雰囲気の水素濃度：２０体積％以下
素材鋼板に水素が吸収されると、鋼中水素量、ひいては亜鉛系めっき層の拡散性水素量の増加を招く。特に、６５０℃以上の温度域では、素材鋼板に吸収される水素量が増加する。そのため、６５０℃以上の温度域における雰囲気（以下、焼鈍雰囲気ともいう）の水素濃度は２０体積％以下とする。焼鈍雰囲気の水素濃度は、好ましくは１０体積％以下、より好ましくは６体積％以下である。ただし、焼鈍雰囲気中の水素を過度に低減すると、最終製品となる亜鉛系めっき鋼板の亜鉛系めっき層に不めっき等の表面欠陥が生じるおそれがある。そのため、焼鈍雰囲気の水素濃度は、１体積％以上とすることが好ましい。焼鈍雰囲気における水素以外の残部としては、例えば、窒素、水蒸気などが挙げられる。なお、焼鈍雰囲気における水素以外の残部には、酸素などの不可避的に含有されるガスが極微量（１００体積ｐｐｍ以下、例えば、数１０体積ｐｐｍ程度）存在する場合がある。
素材鋼板に水素が吸収されると、鋼中水素量、ひいては亜鉛系めっき層の拡散性水素量の増加を招く。特に、６５０℃以上の温度域では、素材鋼板に吸収される水素量が増加する。そのため、６５０℃以上の温度域における雰囲気（以下、焼鈍雰囲気ともいう）の水素濃度は２０体積％以下とする。焼鈍雰囲気の水素濃度は、好ましくは１０体積％以下、より好ましくは６体積％以下である。ただし、焼鈍雰囲気中の水素を過度に低減すると、最終製品となる亜鉛系めっき鋼板の亜鉛系めっき層に不めっき等の表面欠陥が生じるおそれがある。そのため、焼鈍雰囲気の水素濃度は、１体積％以上とすることが好ましい。焼鈍雰囲気における水素以外の残部としては、例えば、窒素、水蒸気などが挙げられる。なお、焼鈍雰囲気における水素以外の残部には、酸素などの不可避的に含有されるガスが極微量（１００体積ｐｐｍ以下、例えば、数１０体積ｐｐｍ程度）存在する場合がある。
また、上記以外の焼鈍条件については常法に従えばよい。例えば、焼鈍時間は、３０～６００秒とすることが好適である。
ついで、上記の素材鋼板を、４５０～５５０℃の保持温度域に冷却し、該保持温度域で１５秒以上保持する。
保持温度域での保持時間：１５秒以上
焼鈍雰囲気における水素濃度を低減しても、焼鈍温度近傍での保持中には、一定量の水素が素材鋼板に吸収される。この点、素材鋼板を４５０～５５０℃の保持温度域に冷却し、当該保持温度域で一定時間保持することにより、素材鋼板の脱水素を行うことができる。しかしながら、保持温度域での保持時間が１５秒未満になると、素材鋼板の脱水素が十分に行われず、鋼中水素量、ひいては亜鉛系めっき層の拡散性水素量の増加を招く。従って、保持温度域での保持時間は１５秒以上とする。保持温度域での保持時間は、好ましくは３０秒以上である。また、保持温度域での保持時間の上限は特に限定されるものではないが、保持温度域での保持時間は６００秒以下とすることが好ましい。なお、保持温度域での保持時間は、焼鈍～溶融亜鉛めっき処理の間の当該保持温度域での滞留時間であり、保持中の温度は常に一定でなくともよい。
焼鈍雰囲気における水素濃度を低減しても、焼鈍温度近傍での保持中には、一定量の水素が素材鋼板に吸収される。この点、素材鋼板を４５０～５５０℃の保持温度域に冷却し、当該保持温度域で一定時間保持することにより、素材鋼板の脱水素を行うことができる。しかしながら、保持温度域での保持時間が１５秒未満になると、素材鋼板の脱水素が十分に行われず、鋼中水素量、ひいては亜鉛系めっき層の拡散性水素量の増加を招く。従って、保持温度域での保持時間は１５秒以上とする。保持温度域での保持時間は、好ましくは３０秒以上である。また、保持温度域での保持時間の上限は特に限定されるものではないが、保持温度域での保持時間は６００秒以下とすることが好ましい。なお、保持温度域での保持時間は、焼鈍～溶融亜鉛めっき処理の間の当該保持温度域での滞留時間であり、保持中の温度は常に一定でなくともよい。
なお、保持温度域での雰囲気の水素濃度は、１５体積％以下とすることが好ましい。また、保持温度域での雰囲気の水素濃度の下限は特に限定されず、０体積％であってもよい。保持温度域での雰囲気における水素以外の残部としては、例えば、窒素、水蒸気などが挙げられる。なお、保持温度域での雰囲気における水素以外の残部には、酸素などの不可避的に含有されるガスが極微量（１００体積ｐｐｍ以下、例えば、数１０体積ｐｐｍ程度）存在する場合がある。
ついで、上記の素材鋼板に、溶融亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき層を有する亜鉛系めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板）とする。または、上記の冷延鋼板に、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき層を有する亜鉛系めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）とする。そして、この溶融亜鉛めっき処理の際に、めっき処理雰囲気の水素濃度を適切に制御することが重要である。
めっき処理雰囲気の水素濃度：１５体積％以下
最終製品となる亜鉛系めっき鋼板の亜鉛系めっき層の拡散性水素は、（下地鋼板から直接または間接的に導入されるものもあるが、）主に溶融亜鉛めっき浴を介して導入される。ここで、溶融亜鉛めっき浴中に含まれる水素を低減するには、溶融亜鉛めっき浴面と接するめっき処理雰囲気の水素濃度を低減することが有効である。そのため、めっき処理雰囲気の水素濃度は、１５体積％以下とする。めっき処理雰囲気の水素濃度は、好ましくは１０体積％以下、より好ましくは５体積％以下である。ただし、めっき処理雰囲気中の水素を過度に低減すると、最終製品となる亜鉛系めっき鋼板の亜鉛系めっき層に不めっき等の表面欠陥が生じるおそれがある。そのため、めっき処理雰囲気の水素濃度は、１体積％以上とすることが好ましい。めっき処理雰囲気における水素以外の残部としては、例えば、窒素、水蒸気などが挙げられる。なお、めっき処理雰囲気における水素以外の残部には、酸素などの不可避的に含有されるガスが極微量（１００体積ｐｐｍ以下、例えば、数１０体積ｐｐｍ程度）存在する場合がある。
なお、めっき処理雰囲気の水素濃度は、例えば、スナウト部（焼鈍炉出口と溶融亜鉛めっき浴槽とをつなぎ、大気環境とは遮断された通板路）で測定することができる。
最終製品となる亜鉛系めっき鋼板の亜鉛系めっき層の拡散性水素は、（下地鋼板から直接または間接的に導入されるものもあるが、）主に溶融亜鉛めっき浴を介して導入される。ここで、溶融亜鉛めっき浴中に含まれる水素を低減するには、溶融亜鉛めっき浴面と接するめっき処理雰囲気の水素濃度を低減することが有効である。そのため、めっき処理雰囲気の水素濃度は、１５体積％以下とする。めっき処理雰囲気の水素濃度は、好ましくは１０体積％以下、より好ましくは５体積％以下である。ただし、めっき処理雰囲気中の水素を過度に低減すると、最終製品となる亜鉛系めっき鋼板の亜鉛系めっき層に不めっき等の表面欠陥が生じるおそれがある。そのため、めっき処理雰囲気の水素濃度は、１体積％以上とすることが好ましい。めっき処理雰囲気における水素以外の残部としては、例えば、窒素、水蒸気などが挙げられる。なお、めっき処理雰囲気における水素以外の残部には、酸素などの不可避的に含有されるガスが極微量（１００体積ｐｐｍ以下、例えば、数１０体積ｐｐｍ程度）存在する場合がある。
なお、めっき処理雰囲気の水素濃度は、例えば、スナウト部（焼鈍炉出口と溶融亜鉛めっき浴槽とをつなぎ、大気環境とは遮断された通板路）で測定することができる。
上記以外の溶融亜鉛めっき処理条件および合金化処理条件は特に限定されず、常法に従えばよい。例えば、合金化処理における合金化温度は４７０～６００℃とすればよい。なお、上記の焼鈍および溶融亜鉛めっき処理は、ＣＡＬ（連続焼鈍ライン）で行ってもよく、ＣＧＬ（連続焼鈍溶融亜鉛めっきライン）で行ってもよい。また、それぞれをバッチ処理で行ってもよい。
また、めっき処理後、上記の亜鉛系めっき鋼板に、さらに、処理温度：３０～２００℃で処理時間：１時間以上、２１６０時間以下の条件となる後熱処理を行うことが好適である。この後熱処理を行うことにより、材料特性を劣化させることなく、亜鉛系めっき鋼板の亜鉛系めっき層、さらには亜鉛系めっき鋼板全体の拡散性水素量を一層低減することができる。
表１に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を有するスラブに、表２に記載の条件で熱間圧延を施して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に酸洗を施し、ついで、表２に記載の条件で冷間圧延を施して、素材鋼板を準備した。
ついで、準備した素材鋼板に、表２に記載の条件で焼鈍を施した。ついで、素材鋼板を４５０～５５０℃の保持温度域に冷却し、当該保持温度域において表２の記載の保持時間で保持した。ついで、素材鋼板に表２に記載の条件で溶融亜鉛めっき処理を施し、さらに、Ｎｏ．１４以外の鋼板には表２に記載の条件で合金化処理を施し、両面に亜鉛系めっき層（溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層）を有する亜鉛系めっき鋼板を得た。また、Ｎｏ．１５については、さらに表２に記載の条件の後熱処理を施した。なお、焼鈍雰囲気およびめっき処理雰囲気における水素以外の残部はいずれも、窒素、水蒸気および不可避的に含有されるガスであった。また、焼鈍、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理は、連続溶融亜鉛めっき設備を用いて行った。
得られた亜鉛系めっき鋼板を用いて、上述した要領で、（１）めっき付着量、（２）亜鉛系めっき層におけるＦｅ含有量、（３）亜鉛系めっき鋼板、下地鋼板および亜鉛系めっき層の拡散性水素量、ならびに、（４）引張強さを測定した。測定結果を表３に示す。なお、めっき付着量および亜鉛系めっき層におけるＦｅ含有量の測定は表裏面両方で行い、便宜的に、一方の面を第１面、他方の面を第２面として、測定結果を表示している。
なお、上述した要領で下地鋼板の鋼組織におけるマルテンサイトの面積率を測定したところ、いずれの鋼板でもマルテンサイトの面積率は４０％以上であった。
ついで、得られた亜鉛系めっき鋼板を用いて、以下の要領で、抵抗スポット溶接性を評価した。
・抵抗スポット溶接性の評価
得られた亜鉛系めっき鋼板から、３０ｍｍ×１００ｍｍの板材を採取した。ついで、板材の長手方向の両端に、板厚２ｍｍの板（３０ｍｍ×３０ｍｍ）をスペーサとして挟んで、亜鉛系めっき鋼板から採取した２枚の板材を重ね合わせた。なお、スペーサ間隔は４０ｍｍとし、板材とスペーサは、予め溶接により固定した。そして、重ね合わせた板材を、両端のスペーサの中央部で抵抗スポット溶接により接合し、試験片を作製した。この抵抗スポット溶接では、インバータ直流抵抗スポット溶接機を用い、電極はクロム銅製の先端径６ｍｍのドーム型を用いた。また、加圧力は３８０ｋｇｆ、通電時間は１６サイクル／５０Ｈｚ、保持時間は５サイクル／５０Ｈｚとした。また、この際、同じ亜鉛系めっき鋼板から作製した複数の試験片を用いて溶接電流値を４．０ｋＡから６．０ｋＡまで０．１ｋＡ刻みで種々変化させ、種々のナゲット径となる溶接材を作製した。
作製した溶接材を溶接後２４時間保管したのち、スペーサ部を切り落として、溶接ナゲットの断面観察を行い、脆化による割れ（亀裂）の有無を目視により確認した。ついで、亀裂が確認されなかった最小のナゲット径Ｄ（ｍｍ）を求め、ついで、この最小のナゲット径Ｄ（ｍｍ）を亜鉛系めっき鋼板の板厚ｔ（ｍｍ）の平方根で除し、Ｄ／√ｔを求めた。そして、以下の基準により、抵抗スポット溶接性を評価した。評価結果を表３に併記する。
◎（合格、特に優れる）：Ｄ／√ｔが３．０以下
〇（合格、優れる）：Ｄ／√ｔが３．０超４．０以下
×（不合格）：Ｄ／√ｔが４．０超
得られた亜鉛系めっき鋼板から、３０ｍｍ×１００ｍｍの板材を採取した。ついで、板材の長手方向の両端に、板厚２ｍｍの板（３０ｍｍ×３０ｍｍ）をスペーサとして挟んで、亜鉛系めっき鋼板から採取した２枚の板材を重ね合わせた。なお、スペーサ間隔は４０ｍｍとし、板材とスペーサは、予め溶接により固定した。そして、重ね合わせた板材を、両端のスペーサの中央部で抵抗スポット溶接により接合し、試験片を作製した。この抵抗スポット溶接では、インバータ直流抵抗スポット溶接機を用い、電極はクロム銅製の先端径６ｍｍのドーム型を用いた。また、加圧力は３８０ｋｇｆ、通電時間は１６サイクル／５０Ｈｚ、保持時間は５サイクル／５０Ｈｚとした。また、この際、同じ亜鉛系めっき鋼板から作製した複数の試験片を用いて溶接電流値を４．０ｋＡから６．０ｋＡまで０．１ｋＡ刻みで種々変化させ、種々のナゲット径となる溶接材を作製した。
作製した溶接材を溶接後２４時間保管したのち、スペーサ部を切り落として、溶接ナゲットの断面観察を行い、脆化による割れ（亀裂）の有無を目視により確認した。ついで、亀裂が確認されなかった最小のナゲット径Ｄ（ｍｍ）を求め、ついで、この最小のナゲット径Ｄ（ｍｍ）を亜鉛系めっき鋼板の板厚ｔ（ｍｍ）の平方根で除し、Ｄ／√ｔを求めた。そして、以下の基準により、抵抗スポット溶接性を評価した。評価結果を表３に併記する。
◎（合格、特に優れる）：Ｄ／√ｔが３．０以下
〇（合格、優れる）：Ｄ／√ｔが３．０超４．０以下
×（不合格）：Ｄ／√ｔが４．０超
表３に示したように、発明例ではいずれも、１１６０ＭＰａ以上の引張強さが得られており、また、抵抗スポット溶接性にも優れていた。
一方、比較例では、１１６０ＭＰａ以上の引張強さが得られないか、または、十分な抵抗スポット溶接性が得られなかった。
一方、比較例では、１１６０ＭＰａ以上の引張強さが得られないか、または、十分な抵抗スポット溶接性が得られなかった。
本発明の亜鉛めっき系鋼板は、高い強度と、優れた抵抗スポット溶接性を兼備するので、自動車車体の骨格部品、特に衝突安全性に影響するキャビン周辺の部品に適用することによって、安全性能の向上とともに、高強度薄肉化効果による車体軽量化に寄与する。その結果、ＣＯ２排出など環境面にも貢献することができる。また、本発明の亜鉛めっき系鋼板は、自動車の足回り部品など雨雪による腐食が懸念される箇所にも積極的に適用することができ、車体の防錆・耐腐食性についても性能向上が期待できる。さらに、本発明の亜鉛めっき系鋼板は、自動車部品に限らず、土木・建築、家電分野にも適用することができる。
Claims (7)
- 下地鋼板と、該下地鋼板の表面に亜鉛系めっき層と、を有する亜鉛系めっき鋼板であって、
該下地鋼板は、
質量％で、
Ｃ：０．０８％以上０．３０％以下、
Ｓｉ：２．０％未満、
Ｍｎ：１．５％以上３．５％以下、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．１０％以下および
Ｎ：０．００６％以下
であり、
Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒのうち１種以上を合計で０．０２％以上０．２０％以下含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
該亜鉛系めっき層の拡散性水素量が０．４０質量ｐｐｍ以下であり、
引張強さが１１６０ＭＰａ以上である、亜鉛系めっき鋼板。 - 前記下地鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、以下の（１）～（３）のうち少なくとも１つを含有する、請求項１に記載の亜鉛系めっき鋼板。
（１）Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉのうち１種以上を合計で０．５％以下
（２）Ｂ：０．００５０％以下
（３）Ｓｂ：０．１０％以下およびＳｎ：０．１０％以下のうちの１種または２種 - 前記亜鉛系めっき鋼板の拡散性水素量が０．６０質量ｐｐｍ以下である、請求項１または２に記載の亜鉛系めっき鋼板。
- 前記亜鉛系めっき層が、溶融亜鉛めっき層、または、Ｆｅ含有量：８～１５質量％の合金化溶融亜鉛めっき層である、請求項１～３のいずれかに記載の亜鉛系めっき鋼板。
- 前記亜鉛系めっき層の片面あたりのめっき付着量が２０～１２０ｇ／ｍ２である、請求項１～４のいずれかに記載の亜鉛系めっき鋼板。
- 請求項１～５のいずれかに記載の亜鉛系めっき鋼板を製造するための方法であって、
請求項１または２に記載の成分組成を有する素材鋼板を準備し、
ついで、該素材鋼板を、焼鈍温度：７５０～８７０℃、６５０℃以上の温度域における雰囲気の水素濃度：２０体積％以下の条件で焼鈍し、
ついで、該素材鋼板を４５０～５５０℃の保持温度域に冷却し、該保持温度域で１５秒以上保持し、
ついで、該素材鋼板に、処理雰囲気の水素濃度：１５体積％以下の条件で溶融亜鉛めっき処理を施す、亜鉛系めっき鋼板の製造方法。 - 前記溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行う、請求項６に記載の亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
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