JP7323062B2 - Ｆｅ系電気めっき鋼板，電着塗装鋼板，自動車部品，電着塗装鋼板の製造方法，及びＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は，耐抵抗溶接割れ特性に優れたＦｅ系電気めっき鋼板，電着塗装鋼板，自動車部品，電着塗装鋼板の製造方法，及びＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法に関する。
近年，地球環境を保護する観点から，自動車の燃費改善が強く求められている。また，衝突時における乗員の安全を確保する観点から，自動車の安全性向上も強く要求されている。これらの要求に応えるためには，自動車車体の軽量化と高強度化とを両立する必要があり，自動車部品の素材となる冷延鋼板においては，高強度化による薄肉化が積極的に進められている。しかし，自動車部品の多くは，鋼板を成形加工して製造されることから，これらの鋼板には，高い強度に加えて，優れた成形性が求められる。
冷延鋼板の強度を高めるには種々の方法があるが，冷延鋼板の成形性を大きく損なわずに高強度化を図ることができる方法としては，Ｓｉ添加による固溶強化が挙げられる。一方，自動車部品の製造において，プレス成型された部品は抵抗溶接（スポット溶接）により組み合わせることが多い。抵抗溶接される部品が高強度亜鉛めっき鋼板を含んでいる場合，抵抗溶接時に，溶接部近傍に残留応力が生成した状態で，めっき層の亜鉛が溶融して結晶粒界に拡散侵入することで，液体金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ：ＬＭＥ）が起き，鋼板に粒界割れ（ＬＭＥ割れ）が生じてしまうことが懸念される。特に溶接用の電極が鋼板に対して角度がついた状態で溶接が行われると，残留応力が増加して割れが生成する虞がある。残留応力は鋼板の高強度化に伴い増大すると考えられるため，鋼板の高強度化に伴うＬＭＥ割れの発生が懸念される。高強度鋼板が亜鉛めっき層を有さない鋼板であっても，溶接される相手側の鋼板が亜鉛めっき鋼板であると，その亜鉛めっき層が溶融してしまうため，亜鉛めっき層を有さない鋼板においてもＬＭＥ割れが起こりうることが問題である。このようなＬＭＥ割れの問題は，特にＳｉを含有する鋼板において顕著である。
以上より，板組相手が亜鉛めっき鋼板である場合の溶接部における耐抵抗溶接割れ特性（以下，単に「溶接部における耐抵抗溶接割れ特性」とも称する）に優れる高強度鋼板が求められている。
従来，上記問題に対する改善策が報告されている。例えば，特許文献１においては，母材の表面から５．０μｍ以上の深さまで，結晶粒界の少なくとも一部が酸化物に被覆された内部酸化層を有し，かつ，前記母材の表面から５．０μｍの深さまでの領域において，前記酸化物の粒界被覆率が６０％以上である鋼板が開示されている。
本発明者らは，Ｆｅ系電気めっき層を冷延鋼板表面に形成することにより，耐抵抗溶接割れ特性を改善できることを新たに知見したが，一方でＦｅ系電気めっき層を形成後に焼鈍を施す場合，焼鈍条件によってはＦｅ系電気めっき層と冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層と冷延鋼板との結晶方位が高い割合で一体化することを見出した。このようなＦｅ系電気めっき鋼板においては，板組相手が亜鉛めっき鋼板である場合に溶融した亜鉛がＦｅ系電気めっき層の結晶粒界を経由して冷延鋼板の結晶粒界に侵入しやすくなることを知見した。特許文献１ではこのような現象は全く検討されていなかった。
そこで本発明は，Ｆｅ系電気めっき層と冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が高い割合で一体化している場合であっても，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れる鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは，上記課題を解決すべく，鋭意検討を重ねた結果，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を高い水準で満足するためには，冷間圧延後の連続焼鈍前の冷延鋼板の表面に，Ｆｅ系電気めっき層を片面あたりの付着量：２０．０ｇ／ｍ２超で形成することが重要であることを見出した。軟質なＦｅ系電気めっき層を冷延鋼板の片面あたりの付着量：２０．０ｇ／ｍ２超で形成することで，溶接時に鋼板表面に印加される応力を緩和するとともに，冷延鋼板がＳｉを含有する場合にＦｅ系電気めっき層が固溶Ｓｉ欠乏層として働いてＳｉ固溶による靭性低下を抑制し，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を向上させることができることを見出し，本発明を完成させた。
本発明は，上記知見に基づいてなされたものである。すなわち，本発明の要旨構成は以下の通りである。
［１］ Ｓｉを０．１質量％以上３．０質量％以下含有するＳｉ含有冷延鋼板と，
前記Ｓｉ含有冷延鋼板の少なくとも片面に形成された，片面あたりの付着量が２０．０ｇ／ｍ２超であるＦｅ系電気めっき層とを有し，
前記Ｆｅ系電気めっき層と前記Ｓｉ含有冷延鋼板との界面において前記Ｆｅ系電気めっき層と前記Ｓｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合が５０％超である，Ｆｅ系電気めっき鋼板。
前記Ｓｉ含有冷延鋼板の少なくとも片面に形成された，片面あたりの付着量が２０．０ｇ／ｍ２超であるＦｅ系電気めっき層とを有し，
前記Ｆｅ系電気めっき層と前記Ｓｉ含有冷延鋼板との界面において前記Ｆｅ系電気めっき層と前記Ｓｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合が５０％超である，Ｆｅ系電気めっき鋼板。
［２］ 前記Ｓｉ含有冷延鋼板は，Ｓｉを０．５０質量％以上３．０質量％以下含有する，前記［１］に記載のＦｅ系電気めっき鋼板。
［３］ 前記Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量が，２５．０ｇ／ｍ２以上である，前記［１］または［２］に記載のＦｅ系電気めっき鋼板。
［４］ 前記Ｓｉ含有冷延鋼板は，前記Ｓｉに加えて，質量％で，
Ｃ：０．８％以下，
Ｍｎ：１．０％以上１２．０％以下，
Ｐ：０．１％以下，
Ｓ：０．０３％以下，
Ｎ：０．０１０％以下及び
Ａｌ：１．０％以下を含有し，残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する，前記［１］から［３］のいずれか１項に記載のＦｅ系電気めっき鋼板。
Ｃ：０．８％以下，
Ｍｎ：１．０％以上１２．０％以下，
Ｐ：０．１％以下，
Ｓ：０．０３％以下，
Ｎ：０．０１０％以下及び
Ａｌ：１．０％以下を含有し，残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する，前記［１］から［３］のいずれか１項に記載のＦｅ系電気めっき鋼板。
［５］ 前記成分組成がさらに，
Ｂ：０．００５％以下，
Ｔｉ：０．２％以下，
Ｃｒ：１．０％以下，
Ｃｕ：１．０％以下，
Ｎｉ：１．０％以下，
Ｍｏ：１．０％以下，
Ｎｂ：０．２０％以下，
Ｖ：０．５％以下，
Ｓｂ：０．２００％以下，
Ｔａ：０．１％以下，
Ｗ：０．５％以下，
Ｚｒ：０．１％以下，
Ｓｎ：０．２０％以下，
Ｃａ：０．００５％以下，
Ｍｇ：０．００５％以下及び
ＲＥＭ：０．００５％以下
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する，前記［４］に記載のＦｅ系電気めっき鋼板。
Ｂ：０．００５％以下，
Ｔｉ：０．２％以下，
Ｃｒ：１．０％以下，
Ｃｕ：１．０％以下，
Ｎｉ：１．０％以下，
Ｍｏ：１．０％以下，
Ｎｂ：０．２０％以下，
Ｖ：０．５％以下，
Ｓｂ：０．２００％以下，
Ｔａ：０．１％以下，
Ｗ：０．５％以下，
Ｚｒ：０．１％以下，
Ｓｎ：０．２０％以下，
Ｃａ：０．００５％以下，
Ｍｇ：０．００５％以下及び
ＲＥＭ：０．００５％以下
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する，前記［４］に記載のＦｅ系電気めっき鋼板。
［６］ 前記Ｆｅ系電気めっき層は，Ｂ，Ｃ，Ｐ，Ｎ，Ｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｃｒ，Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる１または２以上の元素を合計で１０質量％以下含み，残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する，前記［１］から［５］のいずれか１項に記載のＦｅ系電気めっき鋼板。
［７］ 冷延鋼板と，
前記冷延鋼板の少なくとも片面に形成された，片面あたりの付着量が２０．０ｇ／ｍ２超であるＦｅ系電気めっき層とを有し，
前記Ｆｅ系電気めっき層と前記冷延鋼板との界面において前記Ｆｅ系電気めっき層と前記冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合が５０％超である，Ｆｅ系電気めっき鋼板。
ここで，前記冷延鋼板は，圧延直角方向を長手として５０×１５０ｍｍに切り出した試験片を，同サイズに切り出した溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ２である試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板と重ねて板組とし，
次いで，サーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて，該抵抗溶接機の電極対（先端径６ｍｍ）の中心軸同士を結んだ線に対する垂直面に対して前記板組を該板組の長手方向側に５°傾け，前記電極対の下側電極と前記試験片との間に前記板組の長手方向６０ｍｍ×前記板組の厚さ方向２．０ｍｍの空隙を設けて前記下側電極と前記板組とを固定し，前記電極対の上側電極を可動にした状態で，前記板組に，加圧力：３．５ｋＮ，ホールドタイム：０．１６秒，並びにナゲット径が５．９ｍｍになる溶接電流及び溶接時間の条件にて抵抗溶接を施して溶接部付き板組とし，
次いで，前記溶接部付き板組を溶接部を含むように前記試験片の長手方向に沿って半切して，該溶接部の断面を光学顕微鏡（倍率２００倍）で観察した場合に，０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる冷延鋼板である。
前記冷延鋼板の少なくとも片面に形成された，片面あたりの付着量が２０．０ｇ／ｍ２超であるＦｅ系電気めっき層とを有し，
前記Ｆｅ系電気めっき層と前記冷延鋼板との界面において前記Ｆｅ系電気めっき層と前記冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合が５０％超である，Ｆｅ系電気めっき鋼板。
ここで，前記冷延鋼板は，圧延直角方向を長手として５０×１５０ｍｍに切り出した試験片を，同サイズに切り出した溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ２である試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板と重ねて板組とし，
次いで，サーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて，該抵抗溶接機の電極対（先端径６ｍｍ）の中心軸同士を結んだ線に対する垂直面に対して前記板組を該板組の長手方向側に５°傾け，前記電極対の下側電極と前記試験片との間に前記板組の長手方向６０ｍｍ×前記板組の厚さ方向２．０ｍｍの空隙を設けて前記下側電極と前記板組とを固定し，前記電極対の上側電極を可動にした状態で，前記板組に，加圧力：３．５ｋＮ，ホールドタイム：０．１６秒，並びにナゲット径が５．９ｍｍになる溶接電流及び溶接時間の条件にて抵抗溶接を施して溶接部付き板組とし，
次いで，前記溶接部付き板組を溶接部を含むように前記試験片の長手方向に沿って半切して，該溶接部の断面を光学顕微鏡（倍率２００倍）で観察した場合に，０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる冷延鋼板である。
［８］ 前記冷延鋼板は，前記ホールドタイムを０．２４秒とした条件にて，前記抵抗溶接を施して前記溶接部付き板組を得，前記溶接部の断面を前記光学顕微鏡（倍率２００倍）で観察した場合に，０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる冷延鋼板である，前記［７］に記載のＦｅ系電気めっき鋼板。
［９］ 前記［１］から［８］のいずれか１項に記載のＦｅ系電気めっき鋼板上に，前記Ｆｅ系電気めっき層に接触して形成された化成処理皮膜と，該化成処理皮膜上に形成された電着塗装皮膜とをさらに有する，電着塗装鋼板。
［１０］ 前記［９］に記載の電着塗装鋼板を少なくとも一部に用いてなる，自動車部品。
［１１］ 前記［１］から［８］のいずれか１項に記載のＦｅ系電気めっき鋼板に追加のめっき処理を施さずに化成処理を施して，前記Ｆｅ系電気めっき層に接触して化成処理皮膜が形成された化成処理鋼板を得る，化成処理工程と，
前記化成処理鋼板に電着塗装処理を施して，前記化成処理皮膜上に電着塗装皮膜が形成された電着塗装鋼板を得る，電着塗装工程と，
を含む，電着塗装鋼板の製造方法。
前記化成処理鋼板に電着塗装処理を施して，前記化成処理皮膜上に電着塗装皮膜が形成された電着塗装鋼板を得る，電着塗装工程と，
を含む，電着塗装鋼板の製造方法。
［１２］ Ｓｉを０．１質量％以上３．０質量％以下含有する冷延鋼板にＦｅ系電気めっきを施して，片面あたりの付着量が２０．０ｇ／ｍ２超の焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層が少なくとも片面に形成された焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板とし，
次いで，前記焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を露点－３０℃以下の雰囲気下で焼鈍して，Ｆｅ系電気めっき鋼板を得る，Ｆｅ系電気めっき鋼板の製造方法。
次いで，前記焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を露点－３０℃以下の雰囲気下で焼鈍して，Ｆｅ系電気めっき鋼板を得る，Ｆｅ系電気めっき鋼板の製造方法。
［１３］ 前記冷延鋼板は，Ｓｉを０．５質量％以上３．０質量％以下含有する，前記［１２］に記載のＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法。
［１４］ 冷延鋼板にＦｅ系電気めっきを施して，片面あたりの付着量が２０．０ｇ／ｍ２超の焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層が少なくとも片面に形成された焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板とし，
次いで，前記焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を焼鈍して，Ｆｅ系電気めっき鋼板を得る，Ｆｅ系電気めっき鋼板の製造方法。
ここで，前記冷延鋼板は，圧延直角方向を長手として５０×１５０ｍｍに切り出した試験片を，同サイズに切り出した溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ２である試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板と重ねて板組とし，
次いで，サーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて，該抵抗溶接機の電極対（先端径６ｍｍ）の中心軸同士を結んだ線に対する垂直面に対して前記板組を該板組の長手方向側に５°傾け，前記電極対の下側電極と前記試験片との間に前記板組の長手方向６０ｍｍ×前記板組の厚さ方向２．０ｍｍの空隙を設けて前記下側電極と前記板組とを固定し，前記電極対の上側電極を可動にした状態で，前記板組に，加圧力：３．５ｋＮ，ホールドタイム：０．１６秒，並びにナゲット径が５．９ｍｍになる溶接電流及び溶接時間の条件にて抵抗溶接を施して溶接部付き板組とし，
次いで，前記溶接部付き板組を溶接部を含むように前記試験片の長手方向に沿って半切して，該溶接部の断面を光学顕微鏡（倍率２００倍）で観察した場合に，０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる冷延鋼板である。
次いで，前記焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を焼鈍して，Ｆｅ系電気めっき鋼板を得る，Ｆｅ系電気めっき鋼板の製造方法。
ここで，前記冷延鋼板は，圧延直角方向を長手として５０×１５０ｍｍに切り出した試験片を，同サイズに切り出した溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ２である試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板と重ねて板組とし，
次いで，サーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて，該抵抗溶接機の電極対（先端径６ｍｍ）の中心軸同士を結んだ線に対する垂直面に対して前記板組を該板組の長手方向側に５°傾け，前記電極対の下側電極と前記試験片との間に前記板組の長手方向６０ｍｍ×前記板組の厚さ方向２．０ｍｍの空隙を設けて前記下側電極と前記板組とを固定し，前記電極対の上側電極を可動にした状態で，前記板組に，加圧力：３．５ｋＮ，ホールドタイム：０．１６秒，並びにナゲット径が５．９ｍｍになる溶接電流及び溶接時間の条件にて抵抗溶接を施して溶接部付き板組とし，
次いで，前記溶接部付き板組を溶接部を含むように前記試験片の長手方向に沿って半切して，該溶接部の断面を光学顕微鏡（倍率２００倍）で観察した場合に，０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる冷延鋼板である。
［１５］ 前記冷延鋼板は，前記ホールドタイムを０．２４秒とした条件にて，前記抵抗溶接を施して前記溶接部付き板組を得，前記溶接部の断面を光学顕微鏡（倍率２００倍）で観察した場合に，０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる冷延鋼板である，前記［１４］に記載のＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法。
［１６］ Ｂ，Ｃ，Ｐ，Ｎ，Ｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｃｒ，Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる１または２以上の元素を，前記焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層中でこれらの元素の合計含有量が１０質量％以下となるように含有するＦｅ系電気めっき浴を用いて，前記Ｆｅ系電気めっきを施す，前記［１２］から［１５］のいずれか１項に記載のＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法。
本発明によれば，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が高い割合で一体化している場合であっても，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れる鋼板を提供することができる。
上述したＬＭＥ割れは，大きく「電極と接する表面で発生する割れ（以下，表面割れ）」と「鋼板間においてコロナボンド近傍で発生する割れ（以下，内割れ）」とに分類することができる。表面割れは，スパッタが発生するような高電流域での抵抗溶接において起こりやすいことが知られており，スパッタが発生しない適正な電流範囲内とすることで表面割れの抑制が可能である。一方で，内割れは抵抗溶接時の電流をスパッタが発生しない適正な範囲内としても起こる。また，表面割れが製造工程における外観検査で発見されやすいのに対し，内割れは外観検査で発見されにくい。これらの理由から，ＬＭＥ割れの中でも，内割れが特に大きな課題となる。溶接用の電極が鋼板に対して角度がついた状態で抵抗溶接が行われると，残留応力が増加して内割れが生成する虞がある。残留応力は鋼板の高強度化に伴い増大すると考えられるため，鋼板の高強度化に伴う内割れの発生が懸念される。本開示においては，耐抵抗溶接割れ特性の中でも，特にこの内割れを防ぐ特性を向上することができる。
以下，本発明の実施形態について説明する。
なお，以下の説明において，Ｓｉ含有冷延鋼板の成分組成の各元素の含有量，めっき層成分組成の各元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であり，特に断らない限り単に「％」で示す。また，本明細書中において，「～」を用いて表される数値範囲は，「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。また，本明細書において，鋼板が「高強度」であるとは，ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して測定した鋼板の引張強さＴＳが５９０ＭＰａ以上であることを意味する。
なお，以下の説明において，Ｓｉ含有冷延鋼板の成分組成の各元素の含有量，めっき層成分組成の各元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であり，特に断らない限り単に「％」で示す。また，本明細書中において，「～」を用いて表される数値範囲は，「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。また，本明細書において，鋼板が「高強度」であるとは，ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して測定した鋼板の引張強さＴＳが５９０ＭＰａ以上であることを意味する。
［実施形態１］
図１に，本実施形態に係るＦｅ系電気めっき鋼板１の断面の概要を示す。図１に示すように，Ｆｅ系電気めっき鋼板１は，Ｓｉ含有冷延鋼板２の少なくとも片面に，Ｆｅ系電気めっき層３を有する。まず，Ｓｉ含有冷延鋼板の成分組成について説明する。
図１に，本実施形態に係るＦｅ系電気めっき鋼板１の断面の概要を示す。図１に示すように，Ｆｅ系電気めっき鋼板１は，Ｓｉ含有冷延鋼板２の少なくとも片面に，Ｆｅ系電気めっき層３を有する。まず，Ｓｉ含有冷延鋼板の成分組成について説明する。
Ｓｉ：０．１％以上３．０％以下
Ｓｉは，加工性を大きく損なうことなく，固溶により鋼の強度を高める効果（固溶強化能）が大きいため，鋼板の高強度化を達成するのに有効な元素である。一方で，Ｓｉは溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に悪影響を及ぼす元素でもある。Ｓｉを鋼板の高強度化を達成するために添加する場合には，０．１％以上の添加が必要である。Ｓｉが０．５０％未満では，従来の０．２４秒程度のホールドタイムによる溶接では，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に特に問題は生じない。しかしながら，自動車部品の組み立て工程におけるスポット溶接時のタクトタイムが生産コストの観点で課題となり，ホールドタイム低減による対策が取られた場合，Ｓｉ量が０．５０％未満でも溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が不十分となる場合がある。一方，Ｓｉの含有量が３．０％を超えると，熱間圧延性及び冷間圧延性が大きく低下し，生産性に悪影響を及ぼしたり，鋼板自体の延性の低下を招いたりする。よって，Ｓｉは０．１％以上３．０％以下の範囲で添加する。Ｓｉ量は，好ましくは０．５０％以上，より好ましくは０．７％以上，さらに好ましくは０．９％以上とする。また，Ｓｉ量は，好ましくは２．５％以下，より好ましくは２．０％以下，さらに好ましくは１．７％以下とする。
Ｓｉは，加工性を大きく損なうことなく，固溶により鋼の強度を高める効果（固溶強化能）が大きいため，鋼板の高強度化を達成するのに有効な元素である。一方で，Ｓｉは溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に悪影響を及ぼす元素でもある。Ｓｉを鋼板の高強度化を達成するために添加する場合には，０．１％以上の添加が必要である。Ｓｉが０．５０％未満では，従来の０．２４秒程度のホールドタイムによる溶接では，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に特に問題は生じない。しかしながら，自動車部品の組み立て工程におけるスポット溶接時のタクトタイムが生産コストの観点で課題となり，ホールドタイム低減による対策が取られた場合，Ｓｉ量が０．５０％未満でも溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が不十分となる場合がある。一方，Ｓｉの含有量が３．０％を超えると，熱間圧延性及び冷間圧延性が大きく低下し，生産性に悪影響を及ぼしたり，鋼板自体の延性の低下を招いたりする。よって，Ｓｉは０．１％以上３．０％以下の範囲で添加する。Ｓｉ量は，好ましくは０．５０％以上，より好ましくは０．７％以上，さらに好ましくは０．９％以上とする。また，Ｓｉ量は，好ましくは２．５％以下，より好ましくは２．０％以下，さらに好ましくは１．７％以下とする。
本実施形態に係るＳｉ含有冷延鋼板は，Ｓｉを上記範囲で含有することを必須の要件とするが，その他の成分については，通常の冷延鋼板が有する組成範囲であれば許容することができ，特に制限されるものではない。ただし，本実施形態のＳｉ含有冷延鋼板を，引張強さ（ＴＳ）５９０ＭＰａ以上の高強度とする場合には，以下の成分組成とすることが好ましい。
Ｃ：０．８％以下（０％を含まない）
Ｃは，鋼組織としてマルテンサイトなどを形成させることで加工性を向上する。Ｃを含有させる場合，良好な溶接性を得るため，Ｃ量は０．８％以下とすることが好ましく，０．３％以下とすることがより好ましい。Ｃの下限は特に限定されないが，良好な加工性を得るためにはＣ量は０％超であることが好ましく，０．０３％以上とすることがより好ましく，０．０８％以上含有させることがさらに好ましい。
Ｃは，鋼組織としてマルテンサイトなどを形成させることで加工性を向上する。Ｃを含有させる場合，良好な溶接性を得るため，Ｃ量は０．８％以下とすることが好ましく，０．３％以下とすることがより好ましい。Ｃの下限は特に限定されないが，良好な加工性を得るためにはＣ量は０％超であることが好ましく，０．０３％以上とすることがより好ましく，０．０８％以上含有させることがさらに好ましい。
Ｍｎ：１．０％以上１２．０％以下
Ｍｎは，鋼を固溶強化して高強度化するとともに，焼入性を高め，残留オーステナイト，ベイナイト，及びマルテンサイトの生成を促進する作用を有する元素である。このような効果は，Ｍｎを１．０％以上添加することで発現する。一方，Ｍｎ量が１２．０％以下であれば，コストの上昇を招かずに上記効果が得られる。よって，Ｍｎ量は１．０％以上とすることが好ましく，１２．０％以下とすることが好ましい。Ｍｎ量は１．３％以上とすることがより好ましく，１．５％以上とすることがさらに好ましく，１．８％以上とすることが最も好ましい。また，Ｍｎ量は３．５％以下とすることがより好ましく，３．３％以下とすることがさらに好ましい。
Ｍｎは，鋼を固溶強化して高強度化するとともに，焼入性を高め，残留オーステナイト，ベイナイト，及びマルテンサイトの生成を促進する作用を有する元素である。このような効果は，Ｍｎを１．０％以上添加することで発現する。一方，Ｍｎ量が１２．０％以下であれば，コストの上昇を招かずに上記効果が得られる。よって，Ｍｎ量は１．０％以上とすることが好ましく，１２．０％以下とすることが好ましい。Ｍｎ量は１．３％以上とすることがより好ましく，１．５％以上とすることがさらに好ましく，１．８％以上とすることが最も好ましい。また，Ｍｎ量は３．５％以下とすることがより好ましく，３．３％以下とすることがさらに好ましい。
Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｐの含有量を抑制することで，溶接性の低下を防ぐことができる。さらにＰが粒界に偏析することを防いで，延性，曲げ性，及び靭性が劣化することを防ぐことができる。また，Ｐを多量に添加すると，フェライト変態を促進することで結晶粒径も大きくなってしまう。そのため，Ｐ量は０．１％以下とすることが好ましい。Ｐの下限は特に限定されず，生産技術上の制約から０％超であり得，０．００１％以上であり得る。
Ｐの含有量を抑制することで，溶接性の低下を防ぐことができる。さらにＰが粒界に偏析することを防いで，延性，曲げ性，及び靭性が劣化することを防ぐことができる。また，Ｐを多量に添加すると，フェライト変態を促進することで結晶粒径も大きくなってしまう。そのため，Ｐ量は０．１％以下とすることが好ましい。Ｐの下限は特に限定されず，生産技術上の制約から０％超であり得，０．００１％以上であり得る。
Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｓ量は０．０３％以下とすることが好ましく，０．０２％以下とすることがより好ましい。Ｓ量を抑制することで，溶接性の低下を防ぐとともに，熱間時の延性の低下を防いで，熱間割れを抑制し，表面性状を著しく向上することができる。さらに，Ｓ量を抑制することで，不純物元素として粗大な硫化物を形成することにより，鋼板の延性，曲げ性，伸びフランジ性の低下を防ぐことができる。これらの問題はＳ量が０．０３％を超えると顕著となり，Ｓの含有量は極力低減することが好ましい。Ｓの下限は特に限定されず，生産技術上の制約から０％超であり得，０．０００１％以上であり得る。
Ｓ量は０．０３％以下とすることが好ましく，０．０２％以下とすることがより好ましい。Ｓ量を抑制することで，溶接性の低下を防ぐとともに，熱間時の延性の低下を防いで，熱間割れを抑制し，表面性状を著しく向上することができる。さらに，Ｓ量を抑制することで，不純物元素として粗大な硫化物を形成することにより，鋼板の延性，曲げ性，伸びフランジ性の低下を防ぐことができる。これらの問題はＳ量が０．０３％を超えると顕著となり，Ｓの含有量は極力低減することが好ましい。Ｓの下限は特に限定されず，生産技術上の制約から０％超であり得，０．０００１％以上であり得る。
Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）
Ｎの含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｎの含有量を０．０１０％以下とすることで，ＮがＴｉ，Ｎｂ，Ｖと高温で粗大な窒化物を形成することでＴｉ，Ｎｂ，Ｖ添加による鋼板の高強度化の効果が損なわれることを防ぐことができる。また，Ｎの含有量を０．０１０％以下とすることで靭性の低下も防ぐことができる。さらに，Ｎの含有量を０．０１０％以下とすることで，熱間圧延中にスラブ割れ，表面疵が発生することを防ぐことができる。Ｎの含有量は，好ましくは０．００５％以下であり，より好ましくは０．００３％以下であり，さらに好ましくは０．００２％以下である。Ｎの含有量の下限は特に限定されず，生産技術上の制約から０％超であり得，０．０００５％以上であり得る。
Ｎの含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｎの含有量を０．０１０％以下とすることで，ＮがＴｉ，Ｎｂ，Ｖと高温で粗大な窒化物を形成することでＴｉ，Ｎｂ，Ｖ添加による鋼板の高強度化の効果が損なわれることを防ぐことができる。また，Ｎの含有量を０．０１０％以下とすることで靭性の低下も防ぐことができる。さらに，Ｎの含有量を０．０１０％以下とすることで，熱間圧延中にスラブ割れ，表面疵が発生することを防ぐことができる。Ｎの含有量は，好ましくは０．００５％以下であり，より好ましくは０．００３％以下であり，さらに好ましくは０．００２％以下である。Ｎの含有量の下限は特に限定されず，生産技術上の制約から０％超であり得，０．０００５％以上であり得る。
Ａｌ：１．０％以下（０％を含まない）
Ａｌは熱力学的に最も酸化しやすいため，Ｓｉ及びＭｎに先だって酸化し，Ｓｉ及びＭｎの鋼板最表層での酸化を抑制し，Ｓｉ及びＭｎの鋼板内部での酸化を促進する効果がある。この効果はＡｌ量が０．０１％以上で得られる。一方，Ａｌ量が１．０％を超えるとコストアップになる。したがって，添加する場合，Ａｌ量は１．０％以下とすることが好ましい。Ａｌ量は０．１％以下とすることがより好ましい。Ａｌの下限は特に限定されず，０％超であり得，０．００１％以上であり得る。
Ａｌは熱力学的に最も酸化しやすいため，Ｓｉ及びＭｎに先だって酸化し，Ｓｉ及びＭｎの鋼板最表層での酸化を抑制し，Ｓｉ及びＭｎの鋼板内部での酸化を促進する効果がある。この効果はＡｌ量が０．０１％以上で得られる。一方，Ａｌ量が１．０％を超えるとコストアップになる。したがって，添加する場合，Ａｌ量は１．０％以下とすることが好ましい。Ａｌ量は０．１％以下とすることがより好ましい。Ａｌの下限は特に限定されず，０％超であり得，０．００１％以上であり得る。
成分組成はさらに，任意で，Ｂ：０．００５％以下，Ｔｉ：０．２％以下，Ｃｒ：１．０％以下，Ｃｕ：１．０％以下，Ｎｉ：１．０％以下，Ｍｏ：１．０％以下，Ｎｂ：０．２０％以下，Ｖ：０．５％以下，Ｓｂ：０．２００％以下，Ｔａ：０．１％以下，Ｗ：０．５％以下，Ｚｒ：０．１％以下，Ｓｎ：０．２０％以下，Ｃａ：０．００５％以下，Ｍｇ：０．００５％以下及びＲＥＭ：０．００５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有し得る。
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。焼入れ性を向上するためには，Ｂ量は０．０００３％以上とすることが好ましく，０．０００５％以上とすることがより好ましい。しかし，Ｂを過度に添加すると成形性が低下するため，Ｂ量は０．００５％以下とすることが好ましい。
Ｂは鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。焼入れ性を向上するためには，Ｂ量は０．０００３％以上とすることが好ましく，０．０００５％以上とすることがより好ましい。しかし，Ｂを過度に添加すると成形性が低下するため，Ｂ量は０．００５％以下とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．２％以下
Ｔｉは鋼の析出強化に有効である。Ｔｉの下限は特に限定されないが，強度調整の効果を得るためには，０．００５％以上とすることが好ましい。しかし，Ｔｉを過度に添加すると，硬質相が過大となり，成形性が低下するため，Ｔｉを添加する場合，Ｔｉ量は０．２％以下とすることが好ましく，０．０５％以下とすることがより好ましい。
Ｔｉは鋼の析出強化に有効である。Ｔｉの下限は特に限定されないが，強度調整の効果を得るためには，０．００５％以上とすることが好ましい。しかし，Ｔｉを過度に添加すると，硬質相が過大となり，成形性が低下するため，Ｔｉを添加する場合，Ｔｉ量は０．２％以下とすることが好ましく，０．０５％以下とすることがより好ましい。
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒ量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｃｒ量を０．００５％以上とすることで，焼き入れ性を向上し，強度と延性とのバランスを向上することができる。添加する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｃｒ量は１．０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｃｒ量を０．００５％以上とすることで，焼き入れ性を向上し，強度と延性とのバランスを向上することができる。添加する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｃｒ量は１．０％以下とすることが好ましい。
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕ量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｃｕ量を０．００５％以上とすることで，残留γ相の形成を促進することができる。また，Ｃｕ量を添加する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｃｕ量は１．０％以下とすることが好ましい。
Ｃｕ量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｃｕ量を０．００５％以上とすることで，残留γ相の形成を促進することができる。また，Ｃｕ量を添加する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｃｕ量は１．０％以下とすることが好ましい。
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉ量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｎｉ量を０．００５％以上とすることで，残留γ相の形成を促進することができる。また，Ｎｉを添加する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｎｉ量は１．０％以下とすることが好ましい。
Ｎｉ量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｎｉ量を０．００５％以上とすることで，残留γ相の形成を促進することができる。また，Ｎｉを添加する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｎｉ量は１．０％以下とすることが好ましい。
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏ量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｍｏ量を０．００５％以上とすることで，強度調整の効果を得ることができる。Ｍｏ量はより好ましくは０．０５％以上とする。また，Ｍｏを添加する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｍｏ量は１．０％以下が好ましい。
Ｍｏ量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｍｏ量を０．００５％以上とすることで，強度調整の効果を得ることができる。Ｍｏ量はより好ましくは０．０５％以上とする。また，Ｍｏを添加する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｍｏ量は１．０％以下が好ましい。
Ｎｂ：０．２０％以下
Ｎｂは，０．００５％以上含有することで強度向上の効果が得られる。また，Ｎｂを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｎｂ量は０．２０％以下とすることが好ましい。
Ｎｂは，０．００５％以上含有することで強度向上の効果が得られる。また，Ｎｂを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｎｂ量は０．２０％以下とすることが好ましい。
Ｖ：０．５％以下
Ｖは，０．００５％以上含有することで強度向上の効果が得られる。また，Ｖを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｖ量は０．５％以下とすることが好ましい。
Ｖは，０．００５％以上含有することで強度向上の効果が得られる。また，Ｖを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｖ量は０．５％以下とすることが好ましい。
Ｓｂ：０．２００％以下
Ｓｂは鋼板表面の窒化，酸化，あるいは酸化により生じる鋼板表面の数十ミクロン領域の脱炭を抑制する観点から含有することができる。Ｓｂは，鋼板表面の窒化及び酸化を抑制することで，鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し，鋼板の疲労特性及び表面品質を改善する。このような効果を得るために，Ｓｂ量は０．００１％以上とすることが好ましい。一方，良好な靭性を得るためには，Ｓｂ量は０．２００％以下とすることが好ましい。
Ｓｂは鋼板表面の窒化，酸化，あるいは酸化により生じる鋼板表面の数十ミクロン領域の脱炭を抑制する観点から含有することができる。Ｓｂは，鋼板表面の窒化及び酸化を抑制することで，鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し，鋼板の疲労特性及び表面品質を改善する。このような効果を得るために，Ｓｂ量は０．００１％以上とすることが好ましい。一方，良好な靭性を得るためには，Ｓｂ量は０．２００％以下とすることが好ましい。
Ｔａ：０．１％以下
Ｔａは，０．００１％以上含有することで強度向上の効果が得られる。また，Ｔａを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｔａ量は０．１％以下とすることが好ましい。
Ｔａは，０．００１％以上含有することで強度向上の効果が得られる。また，Ｔａを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｔａ量は０．１％以下とすることが好ましい。
Ｗ：０．５％以下
Ｗは，０．００５％以上含有することで強度向上の効果が得られる。また，Ｗを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｗ量は０．５％以下とすることが好ましい。
Ｗは，０．００５％以上含有することで強度向上の効果が得られる。また，Ｗを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｗ量は０．５％以下とすることが好ましい。
Ｚｒ：０．１％以下
Ｚｒは，０．０００５％以上含有することで強度向上の効果が得られる。また，Ｚｒを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｚｒ量は０．１％以下とすることが好ましい。
Ｚｒは，０．０００５％以上含有することで強度向上の効果が得られる。また，Ｚｒを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｚｒ量は０．１％以下とすることが好ましい。
Ｓｎ：０．２０％以下
Ｓｎは脱窒，脱硼等を抑制して，鋼の強度低下抑制に有効な元素である。こうした効果を得るにはそれぞれ０．００２％以上とすることが好ましい。一方，良好な耐衝撃性を得るために，Ｓｎ量は０．２０％以下とすることが好ましい。
Ｓｎは脱窒，脱硼等を抑制して，鋼の強度低下抑制に有効な元素である。こうした効果を得るにはそれぞれ０．００２％以上とすることが好ましい。一方，良好な耐衝撃性を得るために，Ｓｎ量は０．２０％以下とすることが好ましい。
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは，０．０００５％以上含有することで硫化物の形態を制御し，延性，靭性を向上させることができる。また，良好な延性を得る観点から，Ｃａ量は０．００５％以下とすることが好ましい。
Ｃａは，０．０００５％以上含有することで硫化物の形態を制御し，延性，靭性を向上させることができる。また，良好な延性を得る観点から，Ｃａ量は０．００５％以下とすることが好ましい。
Ｍｇ：０．００５％以下
Ｍｇは，０．０００５％以上含有することで硫化物の形態を制御し，延性，靭性を向上させることができる。また，Ｍｇを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｍｇ量は０．００５％以下とすることが好ましい。
Ｍｇは，０．０００５％以上含有することで硫化物の形態を制御し，延性，靭性を向上させることができる。また，Ｍｇを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｍｇ量は０．００５％以下とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．００５％以下
ＲＥＭは，０．０００５％以上含有することで硫化物の形態を制御し，延性，靭性を向上させることができる。また，ＲＥＭを含有する場合，良好な靭性を得る観点から，ＲＥＭ量は０．００５％以下とすることが好ましい。
ＲＥＭは，０．０００５％以上含有することで硫化物の形態を制御し，延性，靭性を向上させることができる。また，ＲＥＭを含有する場合，良好な靭性を得る観点から，ＲＥＭ量は０．００５％以下とすることが好ましい。
本実施形態のＳｉ含有冷延鋼板は，上記成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。
次に，上述したＳｉ含有冷延鋼板の少なくとも片面に形成されたＦｅ系電気めっき層について説明する。
Ｆｅ系電気めっき層：２０．０ｇ／ｍ２超
片面あたりの付着量が２０．０ｇ／ｍ２超のＦｅ系電気めっき層を有することで溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が向上するメカニズムは明らかではないが，Ｆｅ系電気めっき層が軟質層として機能し，溶接時に鋼板表面に付与される応力を緩和することができ，抵抗溶接部の残留応力を低減することにより，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性，特に内割れを防ぐ特性を向上させることができていると考えられる（応力緩和効果）。また，鋼板表面における固溶Ｓｉ量が多い場合には溶接部で靭性が低下して溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が劣化するものと考えられる。これに対し，一定量以上のＦｅ系電気めっき層を鋼板表面に有する場合，該Ｆｅ系電気めっき層が固溶Ｓｉ欠乏層として働き，溶接部に固溶するＳｉ量が減少するため，Ｓｉ固溶による溶接部の靭性の低下が抑制されて溶接部における耐抵抗溶接割れ特性，特に内割れを防ぐ特性が改善すると考えられる（靭性低下抑制効果）。一方，本実施形態においては，後述するように，Ｆｅ系電気めっき層を形成後に焼鈍を施す。Ｆｅ系電気めっき層を形成後に焼鈍を施すことにより，焼鈍時に形成するＳｉ及びＭｎ等の表面酸化物によりピックアップと呼ばれる押疵がＦｅ系電気めっき鋼板の表面に発生することを抑制できる反面，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が５０％超の割合で一体化する。そのため，溶融した亜鉛がＦｅ系電気めっき層の結晶粒界を経由してＳｉ含有冷延鋼板の結晶粒界に侵入しやすくなる。したがって，本実施形態においては，２０．０ｇ／ｍ２超の付着量を有するＦｅ系電気めっき層を形成させる。２０．０ｇ／ｍ２超の付着量を有するＦｅ系電気めっき層を形成させることにより，抵抗溶接時に溶融した亜鉛がＳｉ含有冷延鋼板の結晶粒界に到達する時間を遅延させ，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性，特に内割れを防ぐ特性を改善することができると考えられる（亜鉛の粒界侵入抑制効果）。これらＦｅ系電気めっき層付与による応力緩和効果，靭性低下抑制効果，及び亜鉛の粒界侵入抑制効果の耐抵抗溶接割れ特性への寄与は複雑ゆえ定量的には明らかではないが，複合的に作用して耐抵抗溶接割れ特性を改善しているものと考えられる。溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を向上させる効果を生じさせるためには，Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量を２０．０ｇ／ｍ２超とすることが必要である。Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量の上限は特に限定されないが，コストの観点から，Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量を６０．０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。Ｆｅ系電気めっき層の付着量は，好ましくは２５．０ｇ／ｍ２以上，より好ましくは３０．０ｇ／ｍ２以上，さらに好ましくは３５．０ｇ／ｍ２以上とする。Ｆｅ系電気めっき鋼板は，好ましくはＳｉ含有冷延鋼板の表裏両面にＦｅ系電気めっき層を有する。Ｆｅ系電気めっき層の付着量を２５．０ｇ／ｍ２以上とすることで，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が特に良好となる。
Ｆｅ系電気めっき層：２０．０ｇ／ｍ２超
片面あたりの付着量が２０．０ｇ／ｍ２超のＦｅ系電気めっき層を有することで溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が向上するメカニズムは明らかではないが，Ｆｅ系電気めっき層が軟質層として機能し，溶接時に鋼板表面に付与される応力を緩和することができ，抵抗溶接部の残留応力を低減することにより，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性，特に内割れを防ぐ特性を向上させることができていると考えられる（応力緩和効果）。また，鋼板表面における固溶Ｓｉ量が多い場合には溶接部で靭性が低下して溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が劣化するものと考えられる。これに対し，一定量以上のＦｅ系電気めっき層を鋼板表面に有する場合，該Ｆｅ系電気めっき層が固溶Ｓｉ欠乏層として働き，溶接部に固溶するＳｉ量が減少するため，Ｓｉ固溶による溶接部の靭性の低下が抑制されて溶接部における耐抵抗溶接割れ特性，特に内割れを防ぐ特性が改善すると考えられる（靭性低下抑制効果）。一方，本実施形態においては，後述するように，Ｆｅ系電気めっき層を形成後に焼鈍を施す。Ｆｅ系電気めっき層を形成後に焼鈍を施すことにより，焼鈍時に形成するＳｉ及びＭｎ等の表面酸化物によりピックアップと呼ばれる押疵がＦｅ系電気めっき鋼板の表面に発生することを抑制できる反面，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が５０％超の割合で一体化する。そのため，溶融した亜鉛がＦｅ系電気めっき層の結晶粒界を経由してＳｉ含有冷延鋼板の結晶粒界に侵入しやすくなる。したがって，本実施形態においては，２０．０ｇ／ｍ２超の付着量を有するＦｅ系電気めっき層を形成させる。２０．０ｇ／ｍ２超の付着量を有するＦｅ系電気めっき層を形成させることにより，抵抗溶接時に溶融した亜鉛がＳｉ含有冷延鋼板の結晶粒界に到達する時間を遅延させ，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性，特に内割れを防ぐ特性を改善することができると考えられる（亜鉛の粒界侵入抑制効果）。これらＦｅ系電気めっき層付与による応力緩和効果，靭性低下抑制効果，及び亜鉛の粒界侵入抑制効果の耐抵抗溶接割れ特性への寄与は複雑ゆえ定量的には明らかではないが，複合的に作用して耐抵抗溶接割れ特性を改善しているものと考えられる。溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を向上させる効果を生じさせるためには，Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量を２０．０ｇ／ｍ２超とすることが必要である。Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量の上限は特に限定されないが，コストの観点から，Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量を６０．０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。Ｆｅ系電気めっき層の付着量は，好ましくは２５．０ｇ／ｍ２以上，より好ましくは３０．０ｇ／ｍ２以上，さらに好ましくは３５．０ｇ／ｍ２以上とする。Ｆｅ系電気めっき鋼板は，好ましくはＳｉ含有冷延鋼板の表裏両面にＦｅ系電気めっき層を有する。Ｆｅ系電気めっき層の付着量を２５．０ｇ／ｍ２以上とすることで，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が特に良好となる。
なお，Ｆｅ系電気めっき層の厚みは，以下の通り測定する。Ｆｅ系電気めっき鋼板から１０×１５ｍｍサイズのサンプルを採取して樹脂に埋め込み，断面埋め込みサンプルとする。同断面の任意の３か所を走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）を用いて加速電圧１５ｋＶ，及びＦｅ系電気めっき層の厚みに応じて倍率２０００～１００００倍で観察し，３視野の厚みの平均値に鉄の密度を乗じることによってＦｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量に換算する。
Ｆｅ系電気めっき層としては，純Ｆｅの他，Ｆｅ－Ｂ合金，Ｆｅ－Ｃ合金，Ｆｅ－Ｐ合金，Ｆｅ－Ｎ合金，Ｆｅ－Ｏ合金，Ｆｅ－Ｎｉ合金，Ｆｅ－Ｍｎ合金，Ｆｅ－Ｍｏ合金，Ｆｅ－Ｗ合金等の合金めっき層が使用できる。Ｆｅ系電気めっき層の成分組成は特に限定されないが，Ｂ，Ｃ，Ｐ，Ｎ，Ｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｃｒ，Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる１または２以上の元素を合計で１０質量％以下含み，残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成とすることが好ましい。Ｆｅ以外の元素の量を合計で１０質量％以下とすることで，電解効率の低下を防ぎ，低コストでＦｅ系電気めっき層を形成することができる。Ｆｅ－Ｃ合金の場合，Ｃの含有量は０．０８質量％以下とすることが好ましい。
なお，本実施形態に係るＳｉ含有冷延鋼板は，表面にＦｅ系電気めっき以外のめっき層を有さないことが好ましい。Ｓｉ含有冷延鋼板が表面にＦｅ系電気めっき以外のめっき層を有さないことで，防錆用途としての亜鉛めっき鋼板が過剰に必要とされない部品，あるいは腐食環境がマイルドで過剰な防錆が必要とされない環境下で用いられる部品を，低コストで提供できる。
Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合は，５０％超とする。Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合が５０％超の場合に，溶融した亜鉛がＦｅ系電気めっき層の結晶粒界を経由してＳｉ含有冷延鋼板の結晶粒界に侵入しやすくなり，本実施形態によるＦｅ系電気めっき層を設けることによる効果が顕著になるからである。本実施形態に係るＦｅ系電気めっき鋼板は，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合が，７０％以上であり得，７５％以上であり得る。なお，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合の上限は特に限定されず，１００％であってもよい。
上述の通り，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合が高いほど，溶融した亜鉛がＦｅ系電気めっき層の結晶粒界を経由してＳｉ含有冷延鋼板の結晶粒界に侵入しやすくなる。特に，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合が５０％超の場合に，その傾向は顕著となる。本実施形態においては，Ｓｉ含有冷延鋼板に対してＦｅ系電気めっきを施した後に焼鈍を施し，かつ後述の通り低露点の雰囲気化で焼鈍を施すため，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化する割合が高い。そこで，２０．０ｇ／ｍ２超の付着量を有するＦｅ系電気めっき層を形成することによって，溶融した亜鉛がＦｅ系電気めっき層の結晶粒界を経由してＳｉ含有冷延鋼板の結晶粒界に侵入することを遅延させることが期待でき，ひいては溶接部における耐抵抗溶接割れ特性，特に内割れを防ぐ特性をより向上することが期待できる。
ここで，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合は，以下のように測定する。Ｆｅ系電気めっき鋼板から１０×１０ｍｍサイズのサンプルを採取する。該サンプルの任意の箇所を集束イオンビーム（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ：ＦＩＢ）装置にて加工し，Ｔ断面（鋼板の圧延直角方向に対して平行かつ鋼板表面に垂直な断面）方向に対して４５°の角度をつけた，圧延直角方向３０μｍ幅，Ｔ断面方向に対して４５°方向の長さが５０μｍの４５°断面を該箇所に形成して，観察用サンプルとする。図２に，該観察用サンプルの概要を示す。図２（ａ）は，観察用サンプルの斜視図である。図２（ｂ）は，図２（ａ）に示す観察用サンプルのＡ－Ａ断面図である。次いで，走査イオン顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｉｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＩＭ）を用いて該観察用サンプルの４５°断面の中央部を倍率５０００倍で観察し，幅１０２４×高さ９４３ピクセル，８ビットのＳＩＭ像を撮影する。３箇所に作成した４５°断面毎に撮像したＳＩＭ像から，以下の式（１）に基づいて，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合を求める。なお，小数点以下は切り上げとする。
（Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合）＝（Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面のうち，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している箇所の長さ）÷（観察視野での界面の長さ）×１００・・・（１）
（Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合）＝（Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面のうち，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している箇所の長さ）÷（観察視野での界面の長さ）×１００・・・（１）
Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化しているか否かは，画像処理で判断する。図３を用いて，結晶方位が一体化している割合の評価方法を説明する。まず，図３（ａ）に示すように，前述したＳＩＭ像のＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面に，走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて境界線Ｂを描画する。次いで，前境界線を描画した像とは別に，ＳＩＭ像を画像処理した像を作成する。具体的には，まず撮像した幅１０２４×高さ９４３ピクセル，８ビットのＳＩＭ像に対し，ソーベルフィルタにより結晶粒界を強調する。続いて，結晶粒界を強調した画像にガウスフィルタ（半径（Ｒ）：１０ピクセル）により平滑化処理を行なう。次いで，平滑化処理後の画像に二値化処理（閾値：１７）を行う。引き続き，界面を描画した像の境界線Ｂを，二値化処理した像に転写する。その後，図３（ｂ）に示すように，２値化処理後の画像において，境界線Ｂを中心とする幅４０ピクセルの判定領域（図３（ｂ）のＬ１及びＬ２によって囲まれる領域）を二値化処理した像上の境界線Ｂに沿うように描画する。境界線Ｂの長さのうち，該判定領域内にＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面（二値化処理した像上の白黒の境界）が存在しない長さの合計を，結晶方位が一体化している箇所の長さとみなす。ここで，境界線の長さのうち判定領域内にＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面が存在しない長さの合計は，以下の通り求める。まず，境界線Ｂの法線二本によって，白黒いずれか一色のみが含まれるよう判定領域を略矩形に区分できる箇所を判定領域全域について探す。次いで，該箇所における境界線と二本の法線との交点同士の最大距離を，判定領域全域について合計して，境界線の長さのうち判定領域内にＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面が存在しない長さの合計とする。なお，観察視野での界面の長さから結晶方位が一体化していない箇所の長さを引くことによって，結晶方位が一体化している箇所の長さを求めてもよい。説明のために，図３（ｃ）に，図３（ｂ）の四角で囲った箇所の拡大図を示す。まず，図３（ｃ）に示すように境界線Ｂの法線二本（図３（ｃ）においては，ｌ１及びｌ２，並びにｌ３及びｌ４）によって，白黒の二色が含まれるよう判定領域を略矩形に区分できる箇所を判定領域全域について探す。次いで，該箇所における境界線と二本の法線との交点同士の最大距離を，判定領域全域について合計して，境界線の長さのうち判定領域内にＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面が存在する長さの合計とする。該長さ，すなわち，結晶方位が一体化していない箇所の長さを，観察視野での界面の長さから引くことにより，結晶方位が一体化している箇所の長さを求めることができる。
図４に，後述する実施例の発明例Ｎｏ．３１についての，Ｆｅ系電気めっき層及びＳｉ含有冷延鋼板の界面のＳＩＭ像を示す。該ＳＩＭ像を上述したように画像処理して２値化処理した後の画像を，図５に示す。発明例Ｎｏ．３１においては，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合は，９７％であった。また，図６に，後述する実施例の発明例Ｎｏ．３４についての，Ｆｅ系電気めっき層及びＳｉ含有冷延鋼板の界面のＳＩＭ像を示す。該ＳＩＭ像を上述したように画像処理して２値化処理した後の画像を，図７に示す。発明例Ｎｏ．３４においては，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合は，９５％であった。
本開示によれば，ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して測定した鋼板の引張強さＴＳが５９０ＭＰａ以上の高強度のＦｅ系電気めっき鋼板を提供することができる。Ｆｅ系電気めっき鋼板の強度は，より好ましくは，８００ＭＰａ以上である。
本実施形態に係るＦｅ系電気めっき鋼板の板厚は特に限定されないが，通常０．５ｍｍ以上であり，また３．２ｍｍ以下であり得る。
＜Ｆｅ系電気めっき鋼板の製造方法＞
次に，Ｆｅ系電気めっき鋼板の製造方法を説明する。
一実施形態に係るＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法は，Ｓｉを０．１質量％以上３．０質量％以下含有する冷延鋼板にＦｅ系電気めっきを施して，片面あたりの付着量が２０．０ｇ／ｍ２超の焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層が少なくとも片面に形成された焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板とし，
次いで，前記焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を露点－３０℃以下の雰囲気下で焼鈍して，Ｆｅ系電気めっき鋼板を得る，Ｆｅ系電気めっき鋼板の製造方法であり得る。
次に，Ｆｅ系電気めっき鋼板の製造方法を説明する。
一実施形態に係るＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法は，Ｓｉを０．１質量％以上３．０質量％以下含有する冷延鋼板にＦｅ系電気めっきを施して，片面あたりの付着量が２０．０ｇ／ｍ２超の焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層が少なくとも片面に形成された焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板とし，
次いで，前記焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を露点－３０℃以下の雰囲気下で焼鈍して，Ｆｅ系電気めっき鋼板を得る，Ｆｅ系電気めっき鋼板の製造方法であり得る。
まず，Ｓｉを０．１質量％以上３．０質量％以下含有する冷延鋼板を製造する。なお，冷延鋼板は，Ｓｉを０．５０質量％以上３．０質量％以下含有してもよい。冷延鋼板の製造方法は，通常の冷延鋼板の製造方法に従うことができる。一例において，冷延鋼板は，上述した成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延板とし，次いで該熱延板に酸洗を施し，次いで，熱延板に冷間圧延を施して冷延鋼板とすることによって製造する。
次いで，冷延鋼板の表面にＦｅ系電気めっき処理を施して，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき処理鋼板とする。Ｆｅ系電気めっき処理方法は特に限定されない。例えば，Ｆｅ系電気めっき浴としては硫酸浴，塩酸浴あるいは両者の混合などが適用できる。なお，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板とは，Ｆｅ系電気めっき層が焼鈍工程を経ていないことを意味し，Ｆｅ系電気めっき処理前の冷延鋼板について予め焼鈍された態様を除外するものではない。
通電開始前のＦｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量は，Ｆｅ２＋として０．５ｍｏｌ／Ｌ以上とすることが好ましい。Ｆｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量が，Ｆｅ２＋として０．５ｍｏｌ／Ｌ以上であれば，十分なＦｅ付着量を得ることができる。また，十分なＦｅ付着量を得るために，通電開始前のＦｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量は，２．０ｍｏｌ／Ｌ以下とすることが好ましい。
また，Ｆｅ系電気めっき浴中にはＦｅイオン，並びにＢ，Ｃ，Ｐ，Ｎ，Ｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｃｒ，Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる少なくとも一種の元素を含有することができる。Ｆｅ系電気めっき浴中でのこれらの元素の合計含有量は，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層中でこれらの元素の合計含有量が１０質量％以下となるようにすることが好ましい。なお，金属元素は金属イオンとして含有すればよく，非金属元素はホウ酸，リン酸，硝酸，有機酸等の一部として含有することができる。また，硫酸鉄めっき液中には，硫酸ナトリウム，硫酸カリウム等の伝導度補助剤や，キレート剤，ｐＨ緩衝剤が含まれていてもよい。
Ｆｅ系電気めっき浴のその他の条件についても特に限定しない。Ｆｅ系電気めっき液の温度は，定温保持性を考えると，３０℃以上とすることが好ましく，８５℃以下が好ましい。Ｆｅ系電気めっき浴のｐＨも特に規定しないが，水素発生による電流効率の低下を防ぐ観点から１．０以上とすることが好ましく，またＦｅ系電気めっき浴の電気伝導度を考慮すると，３．０以下が好ましい。電流密度は，生産性の観点から１０Ａ／ｄｍ２以上とすることが好ましく，Ｆｅ系電気めっき層の付着量制御を容易にする観点から１５０Ａ／ｄｍ２以下とすることが好ましい。通板速度は，生産性の観点から５ｍｐｍ以上とすることが好ましく，付着量を安定的に制御する観点から１５０ｍｐｍ以下とすることが好ましい。
なお，Ｆｅ系電気めっき処理を施す前の処理として，冷延鋼板表面を清浄化するための脱脂処理及び水洗，さらには，冷延鋼板表面を活性化するための酸洗処理及び水洗を施すことができる。これらの前処理に引き続いてＦｅ系電気めっき処理を実施する。脱脂処理及び水洗の方法は特に限定されず，通常の方法を用いることができる。酸洗処理においては，硫酸，塩酸，硝酸，及びこれらの混合物等各種の酸が使用できる。中でも，硫酸，塩酸あるいはこれらの混合が好ましい。酸の濃度は特に規定しないが，酸化皮膜の除去能力，及び過酸洗による肌荒れ（表面欠陥）防止等を考慮すると，１～２０ｍａｓｓ％程度が好ましい。また，酸洗処理液には，消泡剤，酸洗促進剤，酸洗抑制剤等を含有してもよい。
次いで，Ｆｅ系電気めっき処理を施した後，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板に，露点：－３０℃以下，水素濃度：１．０体積％以上３０．０体積％以下の還元性雰囲気中で，６５０℃以上９００℃以下の温度域で３０秒以上６００秒以下保持した後に冷却する焼鈍工程を行なって，Ｆｅ系電気めっき鋼板を得る。焼鈍工程は，圧延工程によって生じた焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板の歪を除去し，組織を再結晶させることで，鋼板強度を高めるために行う。
露点：－３０℃以下
本実施形態において，焼鈍工程における焼鈍雰囲気の露点は，加湿設備等の追加設備が不要な条件となる－３０℃以下の低露点とする。露点－３０℃以下の制御は６５０℃以上９００℃以下の温度域にて行なうことが好ましい。本発明者らは独自の検討によって，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合と，Ｆｅ系電気めっき層形成後の焼鈍工程における焼鈍雰囲気の露点との間に相関関係があることを見出した。すなわち，Ｆｅ系電気めっき層形成後の焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板に焼鈍を施す際に，焼鈍雰囲気の露点が低いほど，焼鈍後に得られるＦｅ系電気めっき鋼板のＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合が高く，逆に焼鈍雰囲気の露点が高いほどＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合が低いことが分かった。このように，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合と，露点との間に相関関係が見いだせる理由は明らかではないが，以下のように推測することができる。一定以上の高露点で制御した場合，焼鈍時に鋼板からＦｅ系電気めっき層へ拡散する元素がＦｅ系電気めっき層の内部で酸化物として形成し，この酸化物がＦｅ系電気めっき層の結晶成長を阻害し，細粒化させる。一方で，Ｆｅ系電気めっき層を形成後に低露点の雰囲気下にて焼鈍を施した場合，上記のような酸化物は形成されにくく，Ｆｅ系電気めっき層の結晶粒径が粗大化する。そのため，低露点で焼鈍を施した際にはＦｅ系電気めっき層の結晶方位がＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位と高い割合で一体化すると考えることができる。焼鈍炉の加湿設備のコストなどを理由に，焼鈍工程における焼鈍雰囲気の露点を－３０℃以下とした場合，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合が高まる。その結果，板組相手が亜鉛めっき鋼板である場合，抵抗溶接時に溶融した亜鉛がＦｅ系電気めっき層の結晶粒界を経由してＳｉ含有冷延鋼板の結晶粒界に侵入しやすくなる。本実施形態においては，特定の付着量を有するＦｅ系電気めっき層を形成させることにより，板組相手が亜鉛めっき鋼板である場合，抵抗溶接時に溶融した亜鉛がＦｅ系電気めっき層の結晶粒界を経由してＳｉ含有冷延鋼板の結晶粒界に到達する時間を遅延させ，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を改善する。焼鈍雰囲気の露点の下限は特に定めないが，－８０℃未満は工業的に実現が困難であるため，－８０℃以上とすることが好ましい。焼鈍雰囲気の露点はより好ましくは－５５℃以上である。
本実施形態において，焼鈍工程における焼鈍雰囲気の露点は，加湿設備等の追加設備が不要な条件となる－３０℃以下の低露点とする。露点－３０℃以下の制御は６５０℃以上９００℃以下の温度域にて行なうことが好ましい。本発明者らは独自の検討によって，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合と，Ｆｅ系電気めっき層形成後の焼鈍工程における焼鈍雰囲気の露点との間に相関関係があることを見出した。すなわち，Ｆｅ系電気めっき層形成後の焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板に焼鈍を施す際に，焼鈍雰囲気の露点が低いほど，焼鈍後に得られるＦｅ系電気めっき鋼板のＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合が高く，逆に焼鈍雰囲気の露点が高いほどＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合が低いことが分かった。このように，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合と，露点との間に相関関係が見いだせる理由は明らかではないが，以下のように推測することができる。一定以上の高露点で制御した場合，焼鈍時に鋼板からＦｅ系電気めっき層へ拡散する元素がＦｅ系電気めっき層の内部で酸化物として形成し，この酸化物がＦｅ系電気めっき層の結晶成長を阻害し，細粒化させる。一方で，Ｆｅ系電気めっき層を形成後に低露点の雰囲気下にて焼鈍を施した場合，上記のような酸化物は形成されにくく，Ｆｅ系電気めっき層の結晶粒径が粗大化する。そのため，低露点で焼鈍を施した際にはＦｅ系電気めっき層の結晶方位がＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位と高い割合で一体化すると考えることができる。焼鈍炉の加湿設備のコストなどを理由に，焼鈍工程における焼鈍雰囲気の露点を－３０℃以下とした場合，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合が高まる。その結果，板組相手が亜鉛めっき鋼板である場合，抵抗溶接時に溶融した亜鉛がＦｅ系電気めっき層の結晶粒界を経由してＳｉ含有冷延鋼板の結晶粒界に侵入しやすくなる。本実施形態においては，特定の付着量を有するＦｅ系電気めっき層を形成させることにより，板組相手が亜鉛めっき鋼板である場合，抵抗溶接時に溶融した亜鉛がＦｅ系電気めっき層の結晶粒界を経由してＳｉ含有冷延鋼板の結晶粒界に到達する時間を遅延させ，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を改善する。焼鈍雰囲気の露点の下限は特に定めないが，－８０℃未満は工業的に実現が困難であるため，－８０℃以上とすることが好ましい。焼鈍雰囲気の露点はより好ましくは－５５℃以上である。
水素濃度：１．０体積％以上３０．０体積％以下
焼鈍工程は，水素濃度が１．０体積％以上３０．０体積％以下の還元性雰囲気中で行う。水素は，焼鈍工程中の焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板表面のＦｅの酸化を抑制し，鋼板表面を活性化する役割を果たす。水素濃度が１．０体積％以上であれば，鋼板表面のＦｅが酸化することにより，後述するように化成処理皮膜を設ける場合に化成処理性が劣化することを回避することができる。よって，焼鈍工程は水素濃度１．０体積％以上の還元性雰囲気にて行うことが好ましく，２．０体積％以上の還元性雰囲気にて行うことがより好ましい。焼鈍工程における水素濃度の上限は特に限定されないが，コストの観点から，水素濃度は３０．０体積％以下とすることが好ましく，２０．０体積％以下とすることがより好ましい。焼鈍雰囲気の水素以外の残部は，窒素とすることが好ましい。
焼鈍工程は，水素濃度が１．０体積％以上３０．０体積％以下の還元性雰囲気中で行う。水素は，焼鈍工程中の焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板表面のＦｅの酸化を抑制し，鋼板表面を活性化する役割を果たす。水素濃度が１．０体積％以上であれば，鋼板表面のＦｅが酸化することにより，後述するように化成処理皮膜を設ける場合に化成処理性が劣化することを回避することができる。よって，焼鈍工程は水素濃度１．０体積％以上の還元性雰囲気にて行うことが好ましく，２．０体積％以上の還元性雰囲気にて行うことがより好ましい。焼鈍工程における水素濃度の上限は特に限定されないが，コストの観点から，水素濃度は３０．０体積％以下とすることが好ましく，２０．０体積％以下とすることがより好ましい。焼鈍雰囲気の水素以外の残部は，窒素とすることが好ましい。
６５０℃以上９００℃以下の温度域での保持時間：３０秒以上６００秒以下
焼鈍工程において，６５０℃以上９００℃以下の温度域での保持時間を，３０秒以上６００秒以下とすることが好ましい。当該温度域での保持時間を３０秒以上とすることで，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層表面に形成したＦｅの自然酸化膜を好適に除去し，後述するようにＦｅ系電気めっき鋼板表面に化成処理皮膜を設ける場合の化成処理性を向上することができる。よって，当該温度域での保持時間は３０秒以上とすることが好ましい。当該温度域での保持時間の上限は特に定めないが，生産性の観点から，当該温度域での保持時間は６００秒以下とすることが好ましい。
焼鈍工程において，６５０℃以上９００℃以下の温度域での保持時間を，３０秒以上６００秒以下とすることが好ましい。当該温度域での保持時間を３０秒以上とすることで，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層表面に形成したＦｅの自然酸化膜を好適に除去し，後述するようにＦｅ系電気めっき鋼板表面に化成処理皮膜を設ける場合の化成処理性を向上することができる。よって，当該温度域での保持時間は３０秒以上とすることが好ましい。当該温度域での保持時間の上限は特に定めないが，生産性の観点から，当該温度域での保持時間は６００秒以下とすることが好ましい。
焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板の最高到達温度：６５０℃以上９００℃以下
焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板の最高到達温度は特に限定されないが，６５０℃以上９００℃以下とすることが好ましい。焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板の最高到達温度を６５０℃以上とすることで，鋼板組織の再結晶が好適に進み，所望の強度を得ることができる。また，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層表面に形成したＦｅの自然酸化膜を好適に還元させ，後述するようにＦｅ系電気めっき鋼板表面に化成処理皮膜を設ける場合の化成処理性を向上することができる。また，Ｆｅ系電気めっき鋼板の最高到達温度が９００℃以下であれば，鋼中のＳｉ及びＭｎの拡散速度が増加しすぎることを防ぎ，鋼板表面へのＳｉ及びＭｎの拡散を防ぐことができるため，後述するように鋼板表面に化成処理皮膜を設ける場合の化成処理性を向上することができる。また，最高到達温度が９００℃以下であれば，熱処理炉の炉体ダメージを防ぐことができ，コストダウンすることもできる。よって，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板の最高到達温度は９００℃以下とすることが好ましい。なお，上記最高到達温度は，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板の表面にて測定された温度を基準とする。
焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板の最高到達温度は特に限定されないが，６５０℃以上９００℃以下とすることが好ましい。焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板の最高到達温度を６５０℃以上とすることで，鋼板組織の再結晶が好適に進み，所望の強度を得ることができる。また，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層表面に形成したＦｅの自然酸化膜を好適に還元させ，後述するようにＦｅ系電気めっき鋼板表面に化成処理皮膜を設ける場合の化成処理性を向上することができる。また，Ｆｅ系電気めっき鋼板の最高到達温度が９００℃以下であれば，鋼中のＳｉ及びＭｎの拡散速度が増加しすぎることを防ぎ，鋼板表面へのＳｉ及びＭｎの拡散を防ぐことができるため，後述するように鋼板表面に化成処理皮膜を設ける場合の化成処理性を向上することができる。また，最高到達温度が９００℃以下であれば，熱処理炉の炉体ダメージを防ぐことができ，コストダウンすることもできる。よって，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板の最高到達温度は９００℃以下とすることが好ましい。なお，上記最高到達温度は，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板の表面にて測定された温度を基準とする。
＜電着塗装鋼板＞
また，本実施形態によれば，上述したＦｅ系電気めっき鋼板上に，前記Ｆｅ系電気めっき層に接触して形成された化成処理皮膜と，該化成皮膜上に形成された電着塗装皮膜とをさらに有する電着塗装鋼板を提供することもできる。本実施形態に係るＦｅ系電気めっき鋼板は，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れるため，該Ｆｅ系電気めっき鋼板を用いて形成した電着塗装鋼板は，自動車部品への適用に特に好適である。本実施形態に係る電着塗装鋼板は，Ｆｅ系電気めっき層の上に，直接化成処理皮膜が形成されていることが好ましい。換言すれば，本実施形態に係る電着塗装鋼板は，Ｆｅ系電気めっき層の他に，追加のめっき層を有さないことが好ましい。化成処理皮膜，及び電着塗装皮膜の種類は特に限定されず，公知の化成処理皮膜，及び電着塗装皮膜とすることができる。化成処理皮膜としては，リン酸亜鉛皮膜，ジルコニウム皮膜等が使用できる。電着塗装皮膜としては，自動車用の電着塗装皮膜であれば特に限定されない。電着塗装皮膜の厚みは，用途により異なるが，乾燥状態の塗膜で１０μｍ以上３０μｍ以下程度とすることが好ましい。また，本実施形態によれば，電着塗装を施すための電着塗装用Ｆｅ系電気めっき鋼板を提供することもできる。
また，本実施形態によれば，上述したＦｅ系電気めっき鋼板上に，前記Ｆｅ系電気めっき層に接触して形成された化成処理皮膜と，該化成皮膜上に形成された電着塗装皮膜とをさらに有する電着塗装鋼板を提供することもできる。本実施形態に係るＦｅ系電気めっき鋼板は，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れるため，該Ｆｅ系電気めっき鋼板を用いて形成した電着塗装鋼板は，自動車部品への適用に特に好適である。本実施形態に係る電着塗装鋼板は，Ｆｅ系電気めっき層の上に，直接化成処理皮膜が形成されていることが好ましい。換言すれば，本実施形態に係る電着塗装鋼板は，Ｆｅ系電気めっき層の他に，追加のめっき層を有さないことが好ましい。化成処理皮膜，及び電着塗装皮膜の種類は特に限定されず，公知の化成処理皮膜，及び電着塗装皮膜とすることができる。化成処理皮膜としては，リン酸亜鉛皮膜，ジルコニウム皮膜等が使用できる。電着塗装皮膜としては，自動車用の電着塗装皮膜であれば特に限定されない。電着塗装皮膜の厚みは，用途により異なるが，乾燥状態の塗膜で１０μｍ以上３０μｍ以下程度とすることが好ましい。また，本実施形態によれば，電着塗装を施すための電着塗装用Ｆｅ系電気めっき鋼板を提供することもできる。
＜電着塗装鋼板の製造方法＞
次いで，上述した電着塗装鋼板の製造方法について説明する。上述した電着塗装鋼板は，Ｆｅ系電気めっき鋼板に追加のめっき処理を施さずに化成処理を施して，前記Ｆｅ系電気めっき層に接触して化成処理皮膜が形成された化成処理鋼板を得る，化成処理工程と，前記化成処理鋼板に電着塗装処理を施して，前記化成処理皮膜上に電着塗装皮膜が形成された電着塗装鋼板を得る，電着塗装工程と，を含む，電着塗装鋼板の製造方法によって製造することができる。化成処理，及び電着塗装処理は，公知の方法によることができる。なお，化成処理を施す前の処理として，Ｆｅ系電気めっき鋼板表面を清浄化するための脱脂処理，水洗及び必要に応じて表面調整処理を施すことができる。これらの前処理に引き続いて化成処理を実施する。脱脂処理及び水洗の方法は特に限定されず，通常の方法を用いることができる。表面調整処理においては，Ｔｉコロイド，あるいはリン酸亜鉛コロイドを有する表面調整剤等を使用できる。これらの表面調整剤を施すに際して，特別な工程を設ける必要はなく，常法に従い実施すればよい。例えば，所望の表面調整剤を所定の脱イオン水に溶解させ，十分攪拌したのち，既定の温度（通常は常温，２５～３０℃）の処理液とし，該処理液中に鋼板を所定時間（２０～３０秒）浸漬させる。引き続き乾燥させることなく，次工程の化成処理を行う。化成処理においても，常法に従い実施すればよい。例えば，所望の化成処理剤を所定の脱イオン水に溶解させ，十分攪拌したのち，所定の温度（通常３５～４５℃）の処理液とし，該処理液中に鋼板を所定時間（６０～１２０秒）浸漬させる。化成処理剤としては，例えば鋼用のリン酸亜鉛処理剤，鋼・アルミニウム併用型のリン酸亜鉛処理剤，及びジルコニウム処理剤等を使用できる。引き続き，次工程の電着塗装を行う。電着塗装も，常法に従い実施すればよい。必要に応じて水洗処理等の前処理を施したのち，十分攪拌された電着塗料に鋼板を浸漬し，電着処理によって所望の厚みの電着塗装を得る。電着塗装としては，カチオン型の電着塗装の他，アニオン型電着塗装を使用できる。さらに，用途に応じて電着塗装後に上塗り塗装などを施してもよい。
次いで，上述した電着塗装鋼板の製造方法について説明する。上述した電着塗装鋼板は，Ｆｅ系電気めっき鋼板に追加のめっき処理を施さずに化成処理を施して，前記Ｆｅ系電気めっき層に接触して化成処理皮膜が形成された化成処理鋼板を得る，化成処理工程と，前記化成処理鋼板に電着塗装処理を施して，前記化成処理皮膜上に電着塗装皮膜が形成された電着塗装鋼板を得る，電着塗装工程と，を含む，電着塗装鋼板の製造方法によって製造することができる。化成処理，及び電着塗装処理は，公知の方法によることができる。なお，化成処理を施す前の処理として，Ｆｅ系電気めっき鋼板表面を清浄化するための脱脂処理，水洗及び必要に応じて表面調整処理を施すことができる。これらの前処理に引き続いて化成処理を実施する。脱脂処理及び水洗の方法は特に限定されず，通常の方法を用いることができる。表面調整処理においては，Ｔｉコロイド，あるいはリン酸亜鉛コロイドを有する表面調整剤等を使用できる。これらの表面調整剤を施すに際して，特別な工程を設ける必要はなく，常法に従い実施すればよい。例えば，所望の表面調整剤を所定の脱イオン水に溶解させ，十分攪拌したのち，既定の温度（通常は常温，２５～３０℃）の処理液とし，該処理液中に鋼板を所定時間（２０～３０秒）浸漬させる。引き続き乾燥させることなく，次工程の化成処理を行う。化成処理においても，常法に従い実施すればよい。例えば，所望の化成処理剤を所定の脱イオン水に溶解させ，十分攪拌したのち，所定の温度（通常３５～４５℃）の処理液とし，該処理液中に鋼板を所定時間（６０～１２０秒）浸漬させる。化成処理剤としては，例えば鋼用のリン酸亜鉛処理剤，鋼・アルミニウム併用型のリン酸亜鉛処理剤，及びジルコニウム処理剤等を使用できる。引き続き，次工程の電着塗装を行う。電着塗装も，常法に従い実施すればよい。必要に応じて水洗処理等の前処理を施したのち，十分攪拌された電着塗料に鋼板を浸漬し，電着処理によって所望の厚みの電着塗装を得る。電着塗装としては，カチオン型の電着塗装の他，アニオン型電着塗装を使用できる。さらに，用途に応じて電着塗装後に上塗り塗装などを施してもよい。
＜自動車部品＞
また，本実施形態によれば，上述した電着塗装鋼板を少なくとも一部に用いてなる自動車部品を提供することができる。本実施形態に係るＦｅ系電気めっき鋼板は，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れるため，該Ｆｅ系電気めっき鋼板を用いた電着塗装鋼板は，自動車部品への適用に特に好適である。電着塗装鋼板を用いてなる自動車部品は，本実施形態に係る電着塗装鋼板以外の鋼板を，素材として含んでいてもよい。本実施形態に係る電着塗装鋼板は溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れるため，該Ｆｅ系電気めっき鋼板を用いてなる自動車部品が溶接相手として高強度溶融亜鉛めっき鋼板を含んでいる場合であっても，溶接部におけるもらい割れが好適に防がれる。電着塗装鋼板を少なくとも一部に用いてなる自動車部品の種類は特に限定されないが，例えば，サイドシル部品，ピラー部品，及び自動車車体等であり得る。
また，本実施形態によれば，上述した電着塗装鋼板を少なくとも一部に用いてなる自動車部品を提供することができる。本実施形態に係るＦｅ系電気めっき鋼板は，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れるため，該Ｆｅ系電気めっき鋼板を用いた電着塗装鋼板は，自動車部品への適用に特に好適である。電着塗装鋼板を用いてなる自動車部品は，本実施形態に係る電着塗装鋼板以外の鋼板を，素材として含んでいてもよい。本実施形態に係る電着塗装鋼板は溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れるため，該Ｆｅ系電気めっき鋼板を用いてなる自動車部品が溶接相手として高強度溶融亜鉛めっき鋼板を含んでいる場合であっても，溶接部におけるもらい割れが好適に防がれる。電着塗装鋼板を少なくとも一部に用いてなる自動車部品の種類は特に限定されないが，例えば，サイドシル部品，ピラー部品，及び自動車車体等であり得る。
［実施形態２］
次に，本発明の実施形態２に係るＦｅ系電気めっき鋼板について説明する。
本実施形態に係るＦｅ系電気めっき鋼板は，
冷延鋼板と，
前記冷延鋼板の少なくとも片面に形成された，片面あたりの付着量が２０．０ｇ／ｍ２超であるＦｅ系電気めっき層とを有し，
前記Ｆｅ系電気めっき層と前記冷延鋼板との界面において前記Ｆｅ系電気めっき層と前記冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合が５０％超である，Ｆｅ系電気めっき鋼板であり得る。
ここで，前記冷延鋼板は，圧延直角方向を長手として５０×１５０ｍｍに切り出した試験片を，同サイズに切り出した溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ２である試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板と重ねて板組とし，
次いで，サーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて，該抵抗溶接機の電極対（先端径６ｍｍ）の中心軸同士を結んだ線に対する垂直面に対して前記板組を該板組の長手方向側に５°傾け，前記電極対の下側電極と前記試験片との間に前記板組の長手方向６０ｍｍ×前記板組の厚さ方向２．０ｍｍの空隙を設けて前記下側電極と前記板組とを固定し，前記電極対の上側電極を可動にした状態で，前記板組に，加圧力：３．５ｋＮ，ホールドタイム：０．１６秒，並びにナゲット径が５．９ｍｍになる溶接電流及び溶接時間の条件にて抵抗溶接を施して溶接部付き板組とし，
次いで，前記溶接部付き板組を溶接部を含むように前記試験片の長手方向に沿って半切して，該溶接部の断面を光学顕微鏡（倍率２００倍）で観察した場合に，０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる冷延鋼板である。
次に，本発明の実施形態２に係るＦｅ系電気めっき鋼板について説明する。
本実施形態に係るＦｅ系電気めっき鋼板は，
冷延鋼板と，
前記冷延鋼板の少なくとも片面に形成された，片面あたりの付着量が２０．０ｇ／ｍ２超であるＦｅ系電気めっき層とを有し，
前記Ｆｅ系電気めっき層と前記冷延鋼板との界面において前記Ｆｅ系電気めっき層と前記冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合が５０％超である，Ｆｅ系電気めっき鋼板であり得る。
ここで，前記冷延鋼板は，圧延直角方向を長手として５０×１５０ｍｍに切り出した試験片を，同サイズに切り出した溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ２である試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板と重ねて板組とし，
次いで，サーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて，該抵抗溶接機の電極対（先端径６ｍｍ）の中心軸同士を結んだ線に対する垂直面に対して前記板組を該板組の長手方向側に５°傾け，前記電極対の下側電極と前記試験片との間に前記板組の長手方向６０ｍｍ×前記板組の厚さ方向２．０ｍｍの空隙を設けて前記下側電極と前記板組とを固定し，前記電極対の上側電極を可動にした状態で，前記板組に，加圧力：３．５ｋＮ，ホールドタイム：０．１６秒，並びにナゲット径が５．９ｍｍになる溶接電流及び溶接時間の条件にて抵抗溶接を施して溶接部付き板組とし，
次いで，前記溶接部付き板組を溶接部を含むように前記試験片の長手方向に沿って半切して，該溶接部の断面を光学顕微鏡（倍率２００倍）で観察した場合に，０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる冷延鋼板である。
本実施形態に係る冷延鋼板は，下記の試験によって評価した場合に，板組相手が亜鉛めっき鋼板である場合の溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に劣る鋼板であれば，特に限定されない。冷延鋼板の成分組成も特に限定されない。発明者らは，鋼中のＳｉ含有量が０．１質量％以上の冷延鋼板であれば，以下の試験によって評価される溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に劣るという知見を得ている。
冷延鋼板は，ホールドタイムを０．２４秒とした条件にて，抵抗溶接を施して溶接部付き板組を得，溶接部の断面を光学顕微鏡（倍率２００倍）で観察した場合に，０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる冷延鋼板であってもよい。なお，同一の冷延鋼板であれば，一般的にホールドタイムを低減するほど溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が劣位となる。そのため，ホールドタイムを０．２４秒とした条件にて以下試験を実施した場合に，０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる冷延鋼板であれば，ホールドタイムを０．１６秒とした条件にて抵抗溶接を施した場合にも，溶接部の断面を光学顕微鏡（倍率２００倍）で観察した場合に，０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる。冷延鋼板の鋼中のＳｉ含有量が０．５０質量％以上の冷延鋼板であれば，以下の試験によって評価される溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に劣るが，鋼中のＳｉ含有量が０．５０質量％未満の冷延鋼板であっても以下の試験によって評価される溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に劣る例も確認している。
＜板組相手が亜鉛めっき鋼板である場合の溶接部における耐抵抗溶接割れ特性＞
図８を用いて，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性の評価方法について説明する。圧延直角方向（ＴＤ）を長手とし，圧延方向を短手として５０×１５０ｍｍに切り出した試験片６を，同サイズに切り出した，溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ２である試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板５と重ねて板組とする。板組は，試験片６の評価対象面（Ｆｅ系電気めっき層）と，試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板５の亜鉛めっき層とが向かい合うように組み立てる。当該板組を，厚さ２．０ｍｍのスペーサー７を介して，固定台８に固定する。スペーサー７は，長手方向５０ｍｍ×短手方向４５ｍｍ×厚さ２．０ｍｍの一対の鋼板であり，図８（ａ）に示すように，一対の鋼板各々の長手方向端面が，板組短手方向両端面とそろうように配置する。よって，一対の鋼板間の距離は６０ｍｍとなる。固定台８は，中央部に穴が開いた一枚の板である。
図８を用いて，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性の評価方法について説明する。圧延直角方向（ＴＤ）を長手とし，圧延方向を短手として５０×１５０ｍｍに切り出した試験片６を，同サイズに切り出した，溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ２である試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板５と重ねて板組とする。板組は，試験片６の評価対象面（Ｆｅ系電気めっき層）と，試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板５の亜鉛めっき層とが向かい合うように組み立てる。当該板組を，厚さ２．０ｍｍのスペーサー７を介して，固定台８に固定する。スペーサー７は，長手方向５０ｍｍ×短手方向４５ｍｍ×厚さ２．０ｍｍの一対の鋼板であり，図８（ａ）に示すように，一対の鋼板各々の長手方向端面が，板組短手方向両端面とそろうように配置する。よって，一対の鋼板間の距離は６０ｍｍとなる。固定台８は，中央部に穴が開いた一枚の板である。
次いで，サーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて，板組を一対の電極９（先端径：６ｍｍ）で加圧しつつ板組をたわませた状態で，加圧力：３．５ｋＮ，ホールドタイム：０．１８秒又は０．２４秒の条件下で，ナゲット径ｒが５．９ｍｍになる溶接電流及び溶接時間にて抵抗溶接を施して，溶接部付き板組とする。このとき，一対の電極９は，鉛直方向の上下から板組を加圧し，下側の電極は，固定台８の穴を介して，試験片６を加圧する。加圧に際しては，一対の電極９のうち下側の電極がスペーサー７と固定台８とが接する面を延長した平面に接するように，下側の電極と固定台８とを固定し，上側の電極を可動とする。また，上側の電極が試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板５の中央部に接するようにする。また，板組は，該抵抗溶接機の電極対の中心軸同士を結んだ線に対する垂直面（図８（ａ）では水平方向）に対して前記板組を該板組の長手方向側に５°傾けた状態で，溶接を行なう。上述のスペーサーにより，下側の電極と試験片６との間には，板組の長手方向６０ｍｍ×板組の厚さ方向２．０ｍｍの空隙が形成されている。なお，ホールドタイムとは，溶接電流を流し終わってから，電極を開放し始めるまでの時間を指す。ここで，図８（ｂ）下図を参照して，ナゲット径ｒとは，板組の長手方向における，ナゲット１０の端部同士の距離を意味する。
次いで，前記溶接部付き板組を，ナゲット１０を含めた溶接部の中心を含むように，図８（ｂ）上図のＢ－Ｂ線に沿って切断して，該溶接部の断面を光学顕微鏡（２００倍）で観察し，以下の基準で溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を評価した。なお，◎又は○であれば，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れると判断とする。×であれば，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に劣ると判断とする。
◎ ： ホールドタイム０．１４秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められない
○ ： ホールドタイム０．１４秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められるが，ホールドタイム０．１６秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められない
× ： ホールドタイム０．１６秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる
◎ ： ホールドタイム０．１４秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められない
○ ： ホールドタイム０．１４秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められるが，ホールドタイム０．１６秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められない
× ： ホールドタイム０．１６秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる
さらに，より穏やかな溶接条件として，以下の基準で同様に溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を評価してもよい。
◎ ： ホールドタイム０．１８秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められない
○ ： ホールドタイム０．１８秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められるが，ホールドタイム０．２４秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められない
× ： ホールドタイム０．２４秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる
◎ ： ホールドタイム０．１８秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められない
○ ： ホールドタイム０．１８秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められるが，ホールドタイム０．２４秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められない
× ： ホールドタイム０．２４秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる
なお，図１２（ｂ）下図には，試験片６に発生したき裂の一例を模式的に符号１１として示している。
本実施形態に係るＦｅ系電気めっき鋼板のＦｅ系電気めっき層については，上述した実施形態１と同様であるため，ここでは説明を省略する。また，Ｆｅ系電気めっき層と冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層と冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合は上述した実施形態１と同様，５０％超である。Ｆｅ系電気めっき層と冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層と冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合の詳細については上述した実施形態１と同様であるため，ここでは説明を省略する。
次に，実施形態２に係るＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法を説明する。
一実施形態に係るＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法は，冷延鋼板にＦｅ系電気めっきを施して，片面あたりの付着量が２０．０ｇ／ｍ２超の焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層が少なくとも片面に形成された焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板とし，
次いで，前記焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を焼鈍して，Ｆｅ系電気めっき鋼板を得る，Ｆｅ系電気めっき鋼板の製造方法である。
ここで，前記冷延鋼板は，圧延直角方向を長手として５０×１５０ｍｍに切り出した試験片を，同サイズに切り出した溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ２である試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板と重ねて板組とし，
次いで，サーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて，該抵抗溶接機の電極対（先端径６ｍｍ）の中心軸同士を結んだ線に対する垂直面に対して前記板組を該板組の長手方向側に５°傾け，前記電極対の下側電極と前記試験片との間に前記板組の長手方向６０ｍｍ×前記板組の厚さ方向２．０ｍｍの空隙を設けて前記下側電極と前記板組とを固定し，前記電極対の上側電極を可動にした状態で，前記板組に，加圧力：３．５ｋＮ，ホールドタイム：０．１６秒，並びにナゲット径が５．９ｍｍになる溶接電流及び溶接時間の条件にて抵抗溶接を施して溶接部付き板組とし，
次いで，前記溶接部付き板組を溶接部を含むように前記試験片の長手方向に沿って半切して，該溶接部の断面を光学顕微鏡（倍率２００倍）で観察した場合に，０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる冷延鋼板である。
一実施形態に係るＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法は，冷延鋼板にＦｅ系電気めっきを施して，片面あたりの付着量が２０．０ｇ／ｍ２超の焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層が少なくとも片面に形成された焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板とし，
次いで，前記焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を焼鈍して，Ｆｅ系電気めっき鋼板を得る，Ｆｅ系電気めっき鋼板の製造方法である。
ここで，前記冷延鋼板は，圧延直角方向を長手として５０×１５０ｍｍに切り出した試験片を，同サイズに切り出した溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ２である試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板と重ねて板組とし，
次いで，サーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて，該抵抗溶接機の電極対（先端径６ｍｍ）の中心軸同士を結んだ線に対する垂直面に対して前記板組を該板組の長手方向側に５°傾け，前記電極対の下側電極と前記試験片との間に前記板組の長手方向６０ｍｍ×前記板組の厚さ方向２．０ｍｍの空隙を設けて前記下側電極と前記板組とを固定し，前記電極対の上側電極を可動にした状態で，前記板組に，加圧力：３．５ｋＮ，ホールドタイム：０．１６秒，並びにナゲット径が５．９ｍｍになる溶接電流及び溶接時間の条件にて抵抗溶接を施して溶接部付き板組とし，
次いで，前記溶接部付き板組を溶接部を含むように前記試験片の長手方向に沿って半切して，該溶接部の断面を光学顕微鏡（倍率２００倍）で観察した場合に，０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる冷延鋼板である。
まず，冷延鋼板を製造する。冷延鋼板の製造方法は，通常の冷延鋼板の製造方法に従うことができる。一例においては，鋼スラブに熱間圧延を施して熱延板とし，次いで該熱延板に酸洗を施し，次いで，熱延板に冷間圧延を施して冷延鋼板を製造する。
本実施形態に係る冷延鋼板は，上述した試験によって評価した場合に，板組相手が亜鉛めっき鋼板である場合の溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に劣る鋼板であれば，特に限定されない。冷延鋼板の成分組成も特に限定されず，鋼中のＳｉ含有量が０．１質量％以上の冷延鋼板であれば，上述した試験によって評価される溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に劣る。
冷延鋼板は，ホールドタイムを０．２４秒とした条件にて，上述した抵抗溶接を施して溶接部付き板組を得，溶接部の断面を光学顕微鏡（倍率２００倍）で観察した場合に，０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる冷延鋼板であってもよい。なお，同一の冷延鋼板であれば，一般的にホールドタイムを低減するほど溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が劣位となる。そのため，ホールドタイムを０．２４秒とした条件にて抵抗溶接を施して得，溶接部の断面を光学顕微鏡（倍率２００倍）で観察した場合に，０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる冷延鋼板であれば，ホールドタイムを０．１６秒とした条件にて抵抗溶接を施した場合にも，溶接部の断面を光学顕微鏡（倍率２００倍）で観察した場合に，０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる。冷延鋼板の鋼中のＳｉ含有量が０．５０質量％以上の冷延鋼板であれば，上述した試験によって評価される溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に劣るが，鋼中のＳｉ含有量が０．５０質量％未満の冷延鋼板であっても上述した試験によって評価される溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に劣る例も確認している。
次いで，冷延鋼板の表面にＦｅ系電気めっき処理を施して，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を得る。Ｆｅ系電気めっき処理の詳細については上述したので，ここでは説明を省略する。
次いで，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板に，露点：－３０℃以下，水素濃度：１．０体積％以上３０．０体積％以下の還元性雰囲気中で，６５０℃以上９００℃以下の温度域で３０秒以上６００秒以下保持した後に冷却する焼鈍工程を行なって，Ｆｅ系電気めっき鋼板を得る。焼鈍工程の詳細については上述したので，ここでは説明を省略する。
本実施形態においても，上述した実施形態１と同様，本実施形態に係るＦｅ系電気めっき鋼板上に，前記Ｆｅ系電気めっき層に接触して形成された化成処理皮膜と，該化成皮膜上に形成された電着塗装皮膜とをさらに有する電着塗装鋼板を提供することもできる。また，電着塗装を施すための電着塗装用Ｆｅ系電気めっき鋼板を提供することもできる。電着塗装鋼板及び電着塗装鋼板の製造方法の詳細については上述した実施形態１と同様であるため，ここでは説明を省略する。
また，本実施形態においても，上述した実施形態１と同様，自動車部品を提供することができる。自動車部品の詳細については上述したため，ここでは記載を省略する。
以下，本発明を，実施例に基づいて具体的に説明する。
表１及び表３に示す化学成分の鋼を溶製して得た鋳片を熱間圧延，酸洗，及び冷間圧延によって板厚１．６ｍｍの冷延鋼板とした。
次いで，冷延鋼板に対して，アルカリにて脱脂処理を施し，次いで，以下に示す条件で，鋼板を陰極として電解処理を行ない，片面にＦｅ系電気めっき層を有する焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を製造した。Ｆｅ系電気めっき層の付着量は，通電時間で制御した。引き続き，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板に対して，１５％Ｈ２－Ｎ２，均熱帯温度８００℃，雰囲気の露点を表２－１，２－２及び表４に示すように調整して還元焼鈍を施してＦｅ系電気めっき鋼板を得た。還元焼鈍は１００秒間実施した。
〔電解条件〕
浴温：５０℃
ｐＨ：２．０
電流密度：４５Ａ／ｄｍ２
Ｆｅ系電気めっき浴：Ｆｅ２＋イオンを１．５ｍｏｌ／Ｌ含む
電極（陽極）：酸化イリジウム電極
〔電解条件〕
浴温：５０℃
ｐＨ：２．０
電流密度：４５Ａ／ｄｍ２
Ｆｅ系電気めっき浴：Ｆｅ２＋イオンを１．５ｍｏｌ／Ｌ含む
電極（陽極）：酸化イリジウム電極
上記のように作製したＦｅ系電気めっき鋼板から，上述した方法に従って，Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量，並びに，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合を求めた。
以上により得られたＦｅ系電気めっき鋼板について，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を調査した。以下に，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性の測定方法及び評価方法を示す。
＜板組相手が亜鉛めっき鋼板である場合の溶接部における耐抵抗溶接割れ特性＞
Ｆｅ系電気めっき鋼板について，上述した方法に従って，板組相手が，０．１８秒のホールドタイムにおいて耐抵抗溶接割れ特性が課題とならないＳｉが０．５０％未満の引張強さが９８０ＭＰａ級，及び片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ２の試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板（板厚１．６ｍｍ）である場合の溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を評価した。溶接時間は０．３６秒，ホールドタイムは０．１８秒及び０．２４秒とし，実施例Ｎｏ．毎に溶接電流を変化させてナゲット径を測定し，ナゲット径が５．９ｍｍとなる溶接電流にて評価した。また，板組相手である試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板に割れが発生していないものを実施例データとして採用した。板組相手に割れが発生した場合，評価対象のＦｅ系電気めっき鋼板への応力が分散し，適切な評価とならないためである。
Ｆｅ系電気めっき鋼板について，上述した方法に従って，板組相手が，０．１８秒のホールドタイムにおいて耐抵抗溶接割れ特性が課題とならないＳｉが０．５０％未満の引張強さが９８０ＭＰａ級，及び片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ２の試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板（板厚１．６ｍｍ）である場合の溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を評価した。溶接時間は０．３６秒，ホールドタイムは０．１８秒及び０．２４秒とし，実施例Ｎｏ．毎に溶接電流を変化させてナゲット径を測定し，ナゲット径が５．９ｍｍとなる溶接電流にて評価した。また，板組相手である試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板に割れが発生していないものを実施例データとして採用した。板組相手に割れが発生した場合，評価対象のＦｅ系電気めっき鋼板への応力が分散し，適切な評価とならないためである。
上記試験の結果を表２－１，２－２及び表４に併記した。この結果から，連続焼鈍前に，本発明に適合する条件でＦｅ系電気めっき層を形成した発明例のＦｅ系電気めっき鋼板は，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が優れていることがわかる。なお，参考例１及び２については，Ｓｉが０．５％未満であるため，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に特に問題は生じなかった。Ｆｅ系電気めっき層の付着量を２５．０ｇ／ｍ２以上とした各発明例においては，ホールドタイム０．１８秒の条件下でも０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められず，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が特に良好であった。なお，表２－１，２－２中において，Ｆｅ系電気めっき層を形成しなかった例については，Ｆｅ系電気めっき層の付着量を「－」と示している。また，高露点における焼鈍工程を行なった参考例No.１７，３０，４６においては，高露点における焼鈍によりＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合が低く，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が良好であった。なお，これらの参考例においては，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を，４００℃以上６５０℃以下の温度域における平均昇温速度を１０℃／秒以上として均熱帯温度８００℃まで加熱し，還元焼鈍を施した。
表５に示す化学成分の鋼を溶製して得た鋳片を熱間圧延，酸洗，及び冷間圧延によって板厚１．６ｍｍの冷延鋼板とした。
次いで，冷延鋼板に対して，アルカリにて脱脂処理を施し，次いで，以下に示す条件で，鋼板を陰極として電解処理を行ない，片面にＦｅ系電気めっき層を有する焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を製造した。Ｆｅ系電気めっき層の付着量は，通電時間で制御した。引き続き，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板に対して，１５％Ｈ２－Ｎ２，均熱帯温度８００℃，雰囲気の露点を表６に示すように調整して還元焼鈍を施してＦｅ系電気めっき鋼板を得た。還元焼鈍は１００秒間実施した。
〔電解条件〕
浴温：５０℃
ｐＨ：２．０
電流密度：４５Ａ／ｄｍ２
Ｆｅ系電気めっき浴：Ｆｅ２＋イオンを１．５ｍｏｌ／Ｌ含む
電極（陽極）：酸化イリジウム電極
〔電解条件〕
浴温：５０℃
ｐＨ：２．０
電流密度：４５Ａ／ｄｍ２
Ｆｅ系電気めっき浴：Ｆｅ２＋イオンを１．５ｍｏｌ／Ｌ含む
電極（陽極）：酸化イリジウム電極
上記のように作製したＦｅ系電気めっき鋼板から，上述した方法に従って，Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量，並びに，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面においてＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合を求めた。
以上により得られたＦｅ系電気めっき鋼板について，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を調査した。以下に，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性の測定方法及び評価方法を示す。
＜板組相手が亜鉛めっき鋼板である場合の溶接部における耐抵抗溶接割れ特性＞
Ｆｅ系電気めっき鋼板について，上述した方法に従って，板組相手が，０．１４秒のホールドタイムにおいて耐抵抗溶接割れ特性が課題とならないＳｉが０．１％未満の引張強さが５９０ＭＰａ級，及び片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ２の試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板（板厚１．６ｍｍ）である場合の溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を評価した。溶接時間は０．３６秒，ホールドタイムは０．１４秒及び０．１６秒とし，実施例Ｎｏ．毎に溶接電流を変化させてナゲット径を測定し，ナゲット径が５．９ｍｍとなる溶接電流にて評価した。また，板組相手である試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板に割れが発生していないものを実施例データとして採用した。板組相手に割れが発生した場合，評価対象のＦｅ系電気めっき鋼板への応力が分散し，適切な評価とならないためである。
Ｆｅ系電気めっき鋼板について，上述した方法に従って，板組相手が，０．１４秒のホールドタイムにおいて耐抵抗溶接割れ特性が課題とならないＳｉが０．１％未満の引張強さが５９０ＭＰａ級，及び片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ２の試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板（板厚１．６ｍｍ）である場合の溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を評価した。溶接時間は０．３６秒，ホールドタイムは０．１４秒及び０．１６秒とし，実施例Ｎｏ．毎に溶接電流を変化させてナゲット径を測定し，ナゲット径が５．９ｍｍとなる溶接電流にて評価した。また，板組相手である試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板に割れが発生していないものを実施例データとして採用した。板組相手に割れが発生した場合，評価対象のＦｅ系電気めっき鋼板への応力が分散し，適切な評価とならないためである。
上記試験の結果を表６に記した。この結果から，連続焼鈍前に，本発明に適合する条件でＦｅ系電気めっき層を形成した発明例のＦｅ系電気めっき鋼板は，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が優れていることがわかる。Ｆｅ系電気めっき層の付着量を２５．０ｇ／ｍ２以上とした各発明例においては，ホールドタイム０．１４秒の条件下でも０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められず，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が特に良好であった。なお，表６中において，Ｆｅ系電気めっき層を形成しなかった例については，Ｆｅ系電気めっき層の付着量を「－」と示している。
本発明により製造されるＦｅ系電気めっき鋼板は，板組相手が亜鉛めっき鋼板である場合の溶接部における耐抵抗溶接割れ特性，特に内割れを防ぐ特性に優れるだけでなく，高い強度と優れた加工性とを有しているので，自動車部品に用いられる素材としてだけでなく，家電製品や建築部材などの分野で同様の特性が求められる用途の素材としても好適に用いることができる。
１ Ｆｅ系電気めっき鋼板
２ Ｓｉ含有冷延鋼板
３ Ｆｅ系電気めっき層
５ 試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板
６ 試験片
７ スペーサー
８ 固定台
９ 電極
１０ ナゲット
１１ き裂
２ Ｓｉ含有冷延鋼板
３ Ｆｅ系電気めっき層
５ 試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板
６ 試験片
７ スペーサー
８ 固定台
９ 電極
１０ ナゲット
１１ き裂
Claims (19)
- Ｓｉを０．１質量％以上３．０質量％以下含有するＳｉ含有冷延鋼板と，
前記Ｓｉ含有冷延鋼板の少なくとも片面に形成された，片面あたりの付着量が２５．０ｇ／ｍ２ 以上であるＦｅ系電気めっき層とを有し，
前記Ｆｅ系電気めっき層と前記Ｓｉ含有冷延鋼板との界面において前記Ｆｅ系電気めっき層と前記Ｓｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合が５０％超である，Ｆｅ系電気めっき鋼板。 - 前記Ｓｉ含有冷延鋼板は，Ｓｉを０．５０質量％以上３．０質量％以下含有する，請求項１に記載のＦｅ系電気めっき鋼板。
- 前記Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量が，３５．０ｇ／ｍ２以上である，請求項１または２に記載のＦｅ系電気めっき鋼板。
- 前記Ｓｉ含有冷延鋼板は，前記Ｓｉに加えて，質量％で，
Ｃ：０．８％以下，
Ｍｎ：１．０％以上１２．０％以下，
Ｐ：０．１％以下，
Ｓ：０．０３％以下，
Ｎ：０．０１０％以下及び
Ａｌ：１．０％以下を含有し，残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する，請求項１から３のいずれか１項に記載のＦｅ系電気めっき鋼板。 - 前記成分組成がさらに，
Ｂ：０．００５％以下，
Ｔｉ：０．２％以下，
Ｃｒ：１．０％以下，
Ｃｕ：１．０％以下，
Ｎｉ：１．０％以下，
Ｍｏ：１．０％以下，
Ｎｂ：０．２０％以下，
Ｖ：０．５％以下，
Ｓｂ：０．２００％以下，
Ｔａ：０．１％以下，
Ｗ：０．５％以下，
Ｚｒ：０．１％以下，
Ｓｎ：０．２０％以下，
Ｃａ：０．００５％以下，
Ｍｇ：０．００５％以下及び
ＲＥＭ：０．００５％以下
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する，請求項４に記載のＦｅ系電気めっき鋼板。 - 前記Ｆｅ系電気めっき層は，Ｂ，Ｃ，Ｐ，Ｎ，Ｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｃｒ，Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる１または２以上の元素を合計で１０質量％以下含み，残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する，請求項１から５のいずれか１項に記載のＦｅ系電気めっき鋼板。
- 冷延鋼板と，
前記冷延鋼板の少なくとも片面に形成された，片面あたりの付着量が２５．０ｇ／ｍ２ 以上であるＦｅ系電気めっき層とを有し，
前記Ｆｅ系電気めっき層と前記冷延鋼板との界面において前記Ｆｅ系電気めっき層と前記冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合が５０％超である，Ｆｅ系電気めっき鋼板。
ここで，前記冷延鋼板は，圧延直角方向を長手として５０×１５０ｍｍに切り出した試験片を，同サイズに切り出した溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ２である試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板と重ねて板組とし，
次いで，サーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて，該抵抗溶接機の電極対（先端径６ｍｍ）の中心軸同士を結んだ線に対する垂直面に対して前記板組を該板組の長手方向側に５°傾け，前記電極対の下側電極と前記試験片との間に前記板組の長手方向６０ｍｍ×前記板組の厚さ方向２．０ｍｍの空隙を設けて前記下側電極と前記板組とを固定し，前記電極対の上側電極を可動にした状態で，前記板組に，加圧力：３．５ｋＮ，ホールドタイム：０．１６秒，並びにナゲット径が５．９ｍｍになる溶接電流及び溶接時間の条件にて抵抗溶接を施して溶接部付き板組とし，
次いで，前記溶接部付き板組を溶接部を含むように前記試験片の長手方向に沿って半切して，該溶接部の断面を光学顕微鏡（倍率２００倍）で観察した場合に，０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる冷延鋼板である。 - 前記冷延鋼板は，前記ホールドタイムを０．２４秒とした条件にて，前記抵抗溶接を施して前記溶接部付き板組を得，前記溶接部の断面を前記光学顕微鏡（倍率２００倍）で観察した場合に，０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる冷延鋼板である，請求項７に記載のＦｅ系電気めっき鋼板。
- 請求項１から８のいずれか１項に記載のＦｅ系電気めっき鋼板上に，前記Ｆｅ系電気めっき層に接触して形成された化成処理皮膜と，該化成処理皮膜上に形成された電着塗装皮膜とをさらに有する，電着塗装鋼板。
- 請求項９に記載の電着塗装鋼板を少なくとも一部に用いてなる，自動車部品。
- 請求項１から８のいずれか１項に記載のＦｅ系電気めっき鋼板に追加のめっき処理を施さずに化成処理を施して，前記Ｆｅ系電気めっき層に接触して化成処理皮膜が形成された化成処理鋼板を得る，化成処理工程と，
前記化成処理鋼板に電着塗装処理を施して，前記化成処理皮膜上に電着塗装皮膜が形成された電着塗装鋼板を得る，電着塗装工程と，
を含む，電着塗装鋼板の製造方法。 - Ｓｉを０．１質量％以上３．０質量％以下含有する冷延鋼板にＦｅ系電気めっきを施して，片面あたりの付着量が２５．０ｇ／ｍ２ 以上の焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層が少なくとも片面に形成された焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板とし，
次いで，前記焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を露点－３０℃以下の雰囲気下で焼鈍して，Ｆｅ系電気めっき鋼板を得る，Ｆｅ系電気めっき鋼板の製造方法。 - 前記冷延鋼板は，Ｓｉを０．５質量％以上３．０質量％以下含有する，請求項１２に記載のＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法。
- 冷延鋼板にＦｅ系電気めっきを施して，片面あたりの付着量が２５．０ｇ／ｍ２ 以上の焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層が少なくとも片面に形成された焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板とし，
次いで，前記焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を焼鈍して，Ｆｅ系電気めっき鋼板を得る，Ｆｅ系電気めっき鋼板の製造方法。
ここで，前記冷延鋼板は，圧延直角方向を長手として５０×１５０ｍｍに切り出した試験片を，同サイズに切り出した溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ２である試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板と重ねて板組とし，
次いで，サーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて，該抵抗溶接機の電極対（先端径６ｍｍ）の中心軸同士を結んだ線に対する垂直面に対して前記板組を該板組の長手方向側に５°傾け，前記電極対の下側電極と前記試験片との間に前記板組の長手方向６０ｍｍ×前記板組の厚さ方向２．０ｍｍの空隙を設けて前記下側電極と前記板組とを固定し，前記電極対の上側電極を可動にした状態で，前記板組に，加圧力：３．５ｋＮ，ホールドタイム：０．１６秒，並びにナゲット径が５．９ｍｍになる溶接電流及び溶接時間の条件にて抵抗溶接を施して溶接部付き板組とし，
次いで，前記溶接部付き板組を溶接部を含むように前記試験片の長手方向に沿って半切して，該溶接部の断面を光学顕微鏡（倍率２００倍）で観察した場合に，０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる冷延鋼板である。 - 前記冷延鋼板は，前記ホールドタイムを０．２４秒とした条件にて，前記抵抗溶接を施して前記溶接部付き板組を得，前記溶接部の断面を光学顕微鏡（倍率２００倍）で観察した場合に，０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる冷延鋼板である，請求項１４に記載のＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法。
- Ｂ，Ｃ，Ｐ，Ｎ，Ｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｃｒ，Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる１または２以上の元素を，前記焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層中でこれらの元素の合計含有量が１０質量％以下となるように含有するＦｅ系電気めっき浴を用いて，前記Ｆｅ系電気めっきを施す，請求項１２から１５のいずれか１項に記載のＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法。
- Ｓｉを０．１質量％以上３．０質量％以下含有するＳｉ含有冷延鋼板と，前記Ｓｉ含有冷延鋼板の少なくとも片面に形成された，片面あたりの付着量が２０．０ｇ／ｍ ２ 超であるＦｅ系電気めっき層とを有し，前記Ｆｅ系電気めっき層と前記Ｓｉ含有冷延鋼板との界面において前記Ｆｅ系電気めっき層と前記Ｓｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合が５０％超であるＦｅ系電気めっき鋼板上に，前記Ｆｅ系電気めっき層に接触して形成された化成処理皮膜と，該化成処理皮膜上に形成された電着塗装皮膜とをさらに有する，電着塗装鋼板。
- 請求項１７に記載の電着塗装鋼板を少なくとも一部に用いてなる，自動車部品。
- Ｓｉを０．１質量％以上３．０質量％以下含有するＳｉ含有冷延鋼板と，前記Ｓｉ含有冷延鋼板の少なくとも片面に形成された，片面あたりの付着量が２０．０ｇ／ｍ ２ 超であるＦｅ系電気めっき層とを有し，前記Ｆｅ系電気めっき層と前記Ｓｉ含有冷延鋼板との界面において前記Ｆｅ系電気めっき層と前記Ｓｉ含有冷延鋼板との結晶方位が一体化している割合が５０％超であるＦｅ系電気めっき鋼板に追加のめっき処理を施さずに化成処理を施して，前記Ｆｅ系電気めっき層に接触して化成処理皮膜が形成された化成処理鋼板を得る，化成処理工程と，
前記化成処理鋼板に電着塗装処理を施して，前記化成処理皮膜上に電着塗装皮膜が形成された電着塗装鋼板を得る，電着塗装工程と，
を含む，電着塗装鋼板の製造方法。
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