WO2013047836A1 - 亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 Download PDF

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貴行 野崎
高橋　学
藤田　展弘
東　昌史
千智 若林
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a galvanized steel sheet having a tensile strength (TS) of 980 MPa or more and excellent delayed fracture resistance, plating adhesion, elongation, and hole expandability.
  • the galvanized steel sheet according to the present invention is particularly suitable for structural members, reinforcing members, and suspension members for automobiles.
  • the galvanized steel sheet (Zinc Coated Steel Sheet) according to the present invention can be classified into a galvanized steel sheet and a galvanized steel sheet.
  • steel plates having a tensile strength of 440 MPa class or 590 MPa class are mainly used in the framework members of automobiles.
  • steel sheets having a tensile strength of 980 MPa or more will be developed in the future. It is desired.
  • the 980 MPa grade steel plate When replacing a 590 MPa grade steel plate with a 980 MPa grade steel plate, the 980 MPa grade steel plate is required to have an elongation equivalent to that of a 590 MPa grade steel plate. For this reason, development of a steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and excellent elongation is eagerly desired.
  • TRIP steel has a particularly excellent elongation compared to precipitation-strengthened steel and DP steel (steel made of ferrite and martensite, Dual Phase Steel), and is a steel sheet that is strongly desired to expand its application.
  • DP steel steel made of ferrite and martensite, Dual Phase Steel
  • TRIP steel is excellent in strength and ductility, it is generally characterized by low hole expansibility.
  • Delayed fracture is a phenomenon that occurs due to stress applied to a steel material or hydrogen embrittlement, and hydrogen diffused in a stress concentration portion of a steel material used as a structure accumulates to break the structure.
  • a phenomenon in which a member subjected to a high stress load under usage conditions such as PC steel wire (Prestressed Concrete Steel Wire) or a bolt suddenly breaks down is an example of delayed fracture.
  • Delayed fracture is known to be closely related to hydrogen entering the steel from the environment.
  • hydrogen sources that enter the steel from the environment, such as hydrogen contained in the atmosphere and hydrogen generated in a corrosive environment. Regardless of the hydrogen source, if hydrogen enters the steel, it can cause delayed fracture.
  • Examples of the stress acting on the steel material used as the structure include a stress applied to the structure and a residual stress in which a part of the stress generated during forming remains in the steel material.
  • steel materials used as members after forming such as thin steel plates for automobiles, have a large residual stress compared to thick plates and strips (for example, bolts) that use the product as it is with little deformation. Become. Therefore, when forming a steel sheet in which delayed fracture is a problem, it is desired to form the steel sheet so that no residual stress remains.
  • Patent Document 1 discloses a hot press forming method for a metal plate, in which a steel plate is heated to a high temperature, processed, and then baked using a mold to increase the strength.
  • a steel plate is heated to a high temperature, processed, and then baked using a mold to increase the strength.
  • the dislocation introduced at the time of processing that causes residual stress is recovered, or transformation occurs after processing, and the residual stress is relaxed. Therefore, there is not much residual stress in the molded product.
  • the delayed fracture characteristics of the steel sheet can be improved.
  • heating is required before pressing, so that energy costs and equipment costs are higher than cold forming.
  • the molded product is directly quenched from a high temperature of 600 ° C. or higher, the characteristics of the steel sheet (for example, plating properties in the plated steel sheet) are likely to change, and it is difficult to control characteristics other than strength and delayed fracture characteristics.
  • Non-Patent Document 1 discloses a high-strength bolt having high hydrogen embrittlement resistance, in which fine precipitates of elements exhibiting temper softening resistance such as Cr, Mo, and V are coherently precipitated in martensite. It is disclosed. In this high-strength bolt, the steel material is quenched from a high-temperature austenite single phase to obtain a martensite single-phase microstructure, and then the fine precipitates described above are coherently precipitated in the martensite by tempering treatment. .
  • precipitation of these precipitates requires precipitation heat treatment for several hours or more, and there is a problem in manufacturability. That is, in steel sheets manufactured using general thin steel sheet manufacturing equipment such as continuous annealing equipment and continuous hot dip galvanizing equipment, the structure is controlled in a few tens of minutes. In this case, it was difficult to improve the delayed fracture resistance by these precipitates.
  • the precipitates precipitated in the hot rolling process even if the precipitates are precipitated in the hot rolling process, by recrystallization during subsequent cold rolling and continuous annealing, The orientation relationship with the parent phase (ferrite, martensite) is lost. That is, in this case, the precipitate is not a matched precipitate. As a result, the delayed fracture resistance of the obtained steel sheet is greatly reduced.
  • a high-strength steel sheet that is likely to cause delayed fracture has a microstructure mainly composed of martensite. Martensite can be formed in a low temperature range, but in this temperature range, precipitates that become trapping sites for hydrogen, including VC, cannot be precipitated.
  • Non-Patent Document 1 has a C content of 0.4% or more and is a steel containing a large amount of alloy elements, so that the workability and weldability required for thin steel sheets are inferior. .
  • Patent Document 2 discloses a thick steel plate in which hydrogen defects are reduced by an oxide mainly composed of Ti and Mg.
  • the thick steel sheet disclosed in Patent Document 2 only reduces hydrogen defects caused by hydrogen trapped in the steel at the time of manufacture, and does not take into account hydrogen embrittlement resistance (delayed fracture resistance) at all. Absent. Furthermore, no consideration is given to the compatibility between high formability and hydrogen embrittlement resistance required for thin steel sheets.
  • residual stress In the molded member, a stress called residual stress remains inside the member. Although the residual stress exists locally, it may be a high value that exceeds the yield stress of the material. For this reason, a thin steel plate is required not to cause hydrogen embrittlement under high residual stress.
  • Non-Patent Document 2 reports that hydrogen embrittlement is promoted by processing-induced transformation of retained austenite.
  • the forming of a thin steel sheet is considered, but in order not to deteriorate the hydrogen embrittlement resistance, the concentration of C in the austenite is suppressed and the amount of retained austenite is greatly reduced.
  • the microstructure of the high-strength thin steel sheet is limited to a very narrow range, and only hydrogen embrittlement occurring in a relatively short period is evaluated. It is difficult to fundamentally solve the hydrogen embrittlement in actual use.
  • the retained austenite cannot be actively used, and the use of the steel sheet is limited. As described above, when a large amount of retained austenite that easily causes hydrogen embrittlement is contained, it is extremely difficult to obtain a steel sheet that simultaneously satisfies high corrosion resistance, high tensile strength, excellent delayed fracture resistance, and high ductility.
  • the present invention is a galvanized steel sheet (including hot dip galvanized steel sheet and alloyed hot dip galvanized steel sheet) having a tensile strength (TS) of 980 MPa or more and excellent in delayed fracture resistance, plating adhesion, elongation, and hole expansibility.
  • TS tensile strength
  • the inventors of the present invention improved the delayed fracture resistance of steel by applying plating capable of improving delayed fracture resistance as a means of improving delayed fracture resistance without affecting the steel material. I found out.
  • an oxide containing one or more chemical elements selected from Si, Mn, and Al is dispersed in the plating layer, and hydrogen entering from the environment is trapped by the oxide in the plating layer. And, it was found that the diffusion of hydrogen to the stress concentration part and the delayed fracture caused by this can be delayed.
  • Si which is a strengthening element, is used to the maximum, and in the microstructure, tempered martensite having a volume ratio of 30% or more and It was found that it is important to form retained austenite having a volume ratio of 8% or more.
  • a galvanized steel sheet having a tensile strength (TS) of 980 MPa or more and excellent in delayed fracture resistance, plating adhesion, elongation, and hole expandability can be provided. It is.
  • a galvanized steel sheet includes a steel sheet and a plating layer on the surface of the steel sheet, and the steel sheet is C: 0.05 to 0.40% by mass%, Si. : 0.5 to 3.0%, Mn: 1.5 to 3.0%, P: 0.04% or less, S: 0.01% or less, N: 0.01% or less, Al: 2 0.0% or less, O: limited to 0.01% or less, the balance being a steel chemical composition consisting of iron and inevitable impurities, ferrite, bainite, and tempered martensite with a volume fraction of 30% or more And austenite with a volume fraction of 8% or more, the volume fraction of pearlite is limited to 10% or less, and the total volume fraction of the tempered martensite and the bainite is 40% or more.
  • the proportion of the area occupied by the crystal grains is 10% or less, the tensile strength is 980 MPa or more, and the plating metal in the plating layer limits the Fe content to 15 mass% or less and the Al content to 2 mass% or less.
  • the balance has a plating chemical composition composed of Zn and inevitable impurities, and the plating layer contains an oxide containing one or more chemical elements selected from Si, Mn, and Al, and the steel plate and the When viewed in a cross section in the plate thickness direction including the plating layer, the length of the oxide projected on the interface between the plating layer and the steel plate is divided by the length of the interface between the plating layer and the steel plate.
  • the obtained projected area ratio is 10% or more, and the coverage of the plating layer on the steel sheet is 99% or more.
  • the steel chemical composition further includes, in mass%, Mo: 0.01 to 1.0%, Cr: 0.05 to 1.0%, Ni : 0.05 to 1.0%, Cu: 0.05 to 1.0%, Nb: 0.005 to 0.3%, Ti: 0.005 to 0.3%, V: 0.005 to 0 0.5%, B: 0.0001 to 0.01%, Ca, Mg, and one or more selected from REM may be included: one or more selected from 0.0005 to 0.04%.
  • the plated layer may be a hot dip galvanized layer.
  • the plated layer may be an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • the amount of Fe in the plating chemical composition may be limited to less than 7% by mass.
  • the plating chemical composition may include 7 to 15% by mass of Fe.
  • the plating chemical composition may include Al in excess of 0% and 2% by mass or less.
  • the method for producing a galvanized steel sheet according to one aspect of the present invention is, in mass%, C: 0.05 to 0.40%, Si: 0.5 to 3.0%, Mn: 1.5 to Including 3.0%, P: 0.04% or less, S: 0.01% or less, N: 0.01% or less, Al: 2.0% or less, O: 0.01% or less,
  • a tenth step of controlling the temperature of the steel within a range an eleventh step of galvanizing the steel by immersing the steel in a hot dip galvanizing bath flowing at a flow rate of 10 to 50 m / min; Cooling the steel to a temperature below 100 ° C.
  • a second average cooling rate of 1 to 100 ° C./second, and in a step after the ninth step, the temperature of the steel is 350 to 500 ° C.
  • the time in the range is 20 seconds or more.
  • the steel chemical composition further includes, in mass%, Mo: 0.01 to 1.0%, Cr: 0.05 to 1.0. %, Ni: 0.05 to 1.0%, Cu: 0.05 to 1.0%, Nb: 0.005 to 0.3%, Ti: 0.005 to 0.3%, V: 0.00. 005 to 0.5%, B: 0.0001 to 0.01%, one or more selected from Ca, Mg, and REM: one or more selected from 0.0005 to 0.04% But you can.
  • the ratio of this length was measured for five visual fields at a magnification of 10,000, and the average value was defined as the projected area ratio.
  • the steel plate 2 may contain any one or more of Mo, Cr, Ni, Cu, Nb, Ti, V, B, Ca, Mg, and REM as selective elements or inevitable impurities.
  • the lower limits of these 11 kinds of chemical elements are all 0% and are not limited. Therefore, only the upper limit of these 11 kinds of chemical elements is limited.
  • Cr 0 to 1.0% Cr is a strengthening element and an important element for improving hardenability.
  • the Cr content is less than 0.05%, the effect of the addition cannot be obtained, so the lower limit of the Cr content may be 0.05%.
  • the upper limit of the Cr content was set to 1.0%. From the viewpoint of the manufacturability and cost of the steel plate 2, the upper limit of the Cr amount is preferably 0.9%, more preferably 0.8% or 0.5%.
  • Ni is an element that is difficult to oxidize compared to Fe. Therefore, in order to prevent Fe oxidation and to flexibly control the size and amount of the oxide 3a in the plating layer 3, or to appropriately control the plating property, the upper limit of the Ni amount is further limited. Also good. For example, the upper limit of the Ni amount may be 0.9%.
  • B is an element effective for strengthening grain boundaries and improving the strength of the steel plate 2.
  • the amount of B is less than 0.0001%, the effect of addition cannot be obtained, so the lower limit of the amount of B may be 0.0001%.
  • the amount of B exceeds 0.01%, not only the effect of addition is saturated, but also the manufacturability of the steel sheet 2 during hot rolling is lowered, so the upper limit of the amount of B is set to 0.01%.
  • the upper limit of the B amount is preferably 0.008%, more preferably 0.006% or 0.005%.
  • Ti is a strengthening element. Ti contributes to an increase in the strength of the steel sheet 2 by precipitation strengthening, fine grain strengthening by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization. When adding Ti to the steel, if the Ti content is less than 0.005%, the effect of the addition cannot be obtained, so the lower limit of the Ti content may be 0.005%. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.3%, carbonitride precipitation increases and the formability deteriorates, so the upper limit of the Ti content was set to 0.3%. In order to further improve the formability of the steel plate 2, the upper limit of the Ti amount is preferably 0.25%, more preferably 0.20% or 0.15%.
  • V (V: 0-0.5%) V is a strengthening element.
  • V contributes to the strength increase of the steel sheet 2 by precipitation strengthening, fine grain strengthening by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization.
  • the lower limit of the amount of V may be 0.005%.
  • the upper limit of the amount of V was set to 0.5%.
  • the upper limit of the V amount is preferably 0.4%, and more preferably 0.3% or 0.2%.
  • Total of one or more of Ca, Mg, and REM 0 to 0.04%
  • One or more of Ca, Mg, and REM may be added up to a maximum of 0.04% in total.
  • Ca, Mg, and REM are elements used for deoxidation, and one, two, or three selected from Ca, Mg, and REM are added to the steel in a total amount of 0.0005% or more. You may make it contain.
  • the upper limit of this total amount was set to 0.04%.
  • REM is often added to steel with misch metal.
  • La and Ce one or more lanthanoid series elements may be contained.
  • the steel plate 2 may contain a lanthanoid series element other than La and Ce, and a metal La or Ce may be added to the steel.
  • the upper limit of the total amount of one or more selected from Ca, Mg, and REM is preferably 0.03%, 0.02%, or 0 0.01% is more preferable.
  • microstructure of the steel plate 2 that is the material to be plated will be described.
  • % in the microstructure of the steel plate 2 means volume% (volume fraction, that is, area% in cross-sectional observation).
  • each structure in the microstructure (six types of tempered martensite, austenite, ferrite, bainite, pearlite, and martensite) is referred to as “phase” for convenience.
  • the amount of tempered martensite is 30% or more. Tempered martensite can increase the tensile strength compared to ferrite and can increase the hole expandability compared to martensite.
  • Tempered martensite is martensite containing iron-based carbides such as cementite in its interior, compared to as-quenched martensite (also called fresh martensite) having the same chemical composition, strength (tensile strength) Is low and the hole expandability is high.
  • tempered martensite contains a lot of dislocations, so it has high strength but is inferior in ductility. Therefore, the ductility is improved by utilizing transformation-induced plasticity of retained austenite. If the volume fraction of retained austenite is less than 8%, sufficient ductility (total elongation El) cannot be obtained. Therefore, the lower limit of the amount of retained austenite is 8%.
  • the microstructure contains 40% or more of tempered martensite and bainite (total) and ferrite, the amount of retained austenite may be less than 60% in volume fraction. In order to ensure higher elongation, the amount of retained austenite is preferably 9% or more, and more preferably 10% or more.
  • the microstructure contains ferrite.
  • Ferrite is effective in increasing the amount of C in austenite.
  • ferrite is formed by cooling after two-phase annealing or single-phase region annealing in order to stabilize retained austenite.
  • the ferrite content may be more than 0% or 1% or more.
  • the volume fraction of ferrite may be 10% or more, or 20% or more according to such a requirement.
  • the microstructure includes bainite.
  • Bainite is effective in increasing the amount of C in retained austenite.
  • the amount of bainite is not particularly limited, but the total amount of tempered martensite and bainite is 40% or more in order to make the tensile strength 980 MPa or more.
  • the amount of bainite may be more than 0% or 1% or more.
  • the volume fraction of bainite may be 2% or more, or 5% or more according to such a request.
  • the microstructure contains 30% or more of tempered martensite, ferrite, and 8% or more of austenite, the amount of bainite is less than 62% in volume fraction.
  • the steel sheet 2 includes tempered martensite having a volume fraction of 30% or more and austenite (residual austenite) having a volume fraction of 8% or more, and the volume fraction of pearlite is limited to 10% or less. If necessary, the volume fraction of martensite is limited to 10% or less, the balance has a microstructure composed of ferrite and bainite, and the total volume fraction of tempered martensite and bainite is 40% or more. There should be.
  • the proportion of the area occupied by crystal grains (coarse grains) having a grain size exceeding 35 ⁇ m per unit area (coarse grain fraction) for all the structural elements (each phase) of the microstructure is limited to 10% or less.
  • the tensile strength decreases and the local deformability also decreases. Therefore, it is preferable to make the crystal grains as fine as possible.
  • the hole expansibility is improved. Therefore, by restricting the amount of coarse grains, local crystal grain strain can be suppressed.
  • the particle size at this time is evaluated as a region surrounded by a grain boundary of 15 ° or more measured from EBSP (Electron Back Scattering Pattern).
  • each phase of the above microstructure (bainite, martensite, tempered martensite, retained austenite, ferrite, pearlite) and the remaining structure are identified, the location of each phase is observed, and the area ratio of each phase (Corresponding to the volume fraction of each phase) was measured.
  • the cross section including the rolling direction of the steel plate 2 or the cross section including the direction perpendicular to the rolling direction is corroded.
  • Each phase can be quantified by observing (with a magnification of 1000 times) or with a scanning or transmission electron microscope (with a magnification of 1000 to 100,000). In this case, 20 or more visual fields can be observed, and the area ratio of each phase (that is, corresponding to the volume ratio of each phase) can be obtained by a point counting method or image analysis.
  • a galvanized steel sheet is manufactured by the following steps. That is, steel (slab) is cast (S1), heated (S2), and hot-rolled (S3). After hot rolling (S3), the steel (steel plate, hot rolled steel plate) is wound (S4), pickled (S5), and cold rolled (S6). After cold rolling (S6), the steel (steel plate, cold rolled steel plate) is heated so that the ferrite recrystallizes (S7), annealed (S8), controlled to cool (S9), and the temperature of the plating bath is the standard.
  • the temperature is controlled (S10), and hot dip galvanizing is performed (S11).
  • S11 steel (steel plate, galvanized steel plate) is cooled (S12), and a hot dip galvanized steel plate is obtained as the final product.
  • S11 hot dip galvanization
  • S11 steel (steel plate, galvanized steel plate) is cooled (S12), and a hot dip galvanized steel plate is obtained as the final product.
  • an alloying process is performed on steel (steel plate, plated steel plate) after hot dip galvanizing (S11) (S20)
  • S21 an alloyed hot dip galvanized steel plate is obtained as a final product after cooling
  • S9 steel (a steel plate, a cold-rolled steel plate, or a plated steel plate) may be heat-held as needed (S30, S31, S32).
  • the steel having the chemical composition described in the above embodiment is melted and cast by a conventional method (S1).
  • the steel (slab) after casting is directly or once cooled, and then heated (S2) and subjected to hot rolling (S3).
  • the heating temperature before hot rolling is not particularly limited, but is preferably 1150 ° C. or higher, or 1200 ° C. or higher in order to make the chemical composition in steel more uniform.
  • hot rolling is completed at the Ar 3 transformation point or higher.
  • the Ar 3 transformation point (Ar 3 ) and the Ac 3 transformation point (Ac 3 ) in Table 1 to be described later are C amount (% C), Mn amount (% Mn), Si amount (% Si), and And Cr amount (% Cr), respectively, can be calculated by the following formulas 2 and 3.
  • Ar 3 901-325 ⁇ (% C) ⁇ 92 ⁇ (% Mn) + 33 ⁇ (% Si) ⁇ 20 ⁇ (% Cr) (Formula 2)
  • Ac 3 910 ⁇ 203 ⁇ (% C) ⁇ 0.5 + 44.7 ⁇ (% Si) ⁇ 30 ⁇ (% Mn) ⁇ 11 ⁇ (% Cr) (Formula 3)
  • the Ar 3 transformation point and the Ac 3 transformation point can be calculated by the following formulas 4 and 5, respectively.
  • Ar 3 901-325 ⁇ (% C) ⁇ 92 ⁇ (% Mn) + 33 ⁇ (% Si) (Formula 4)
  • Ac 3 910 ⁇ 203 ⁇ (% C) ⁇ 0.5 + 44.7 ⁇ (% Si) ⁇ 30 ⁇ (% Mn) (Formula 5)
  • the hot rolled steel (steel plate, hot rolled steel plate) is wound at a winding temperature of 300 to 700 ° C. (S4).
  • the coiling temperature in hot rolling exceeds 700 ° C.
  • the microstructure of the hot-rolled steel sheet becomes a coarse ferrite-pearlite structure, and after subsequent processes (for example, cold rolling, annealing, galvanizing and alloying heat treatment)
  • Each phase of the microstructure of the final steel sheet becomes coarse and the microstructure becomes non-uniform.
  • the coarse particle fraction cannot be sufficiently controlled, and good hole expansibility cannot be obtained. Therefore, the upper limit of the coiling temperature is set to 700 ° C.
  • the winding temperature is desirably 650 ° C. or lower.
  • the lower limit of the coiling temperature is not particularly specified, but if the coiling temperature is 300 ° C. or higher, the strength of the hot-rolled steel sheet can be made suitable for cold rolling. Therefore, the winding temperature is desirably 300 ° C. or higher.
  • the hot-rolled steel sheet thus manufactured is pickled (S5).
  • Pickling removes oxides on the surface of the steel sheet and is therefore important for improving the plating property. Pickling may be performed once, or pickling may be performed in a plurality of times.
  • the pickled hot-rolled steel sheet is cold-rolled with a roll having a roll diameter of 1400 mm or less (work roll) at a cumulative reduction rate of 30% or more (S6), and passed through a continuous hot dip galvanizing line.
  • This cold rolling it is possible to promote the recrystallization of ferrite and the formation of oxides (oxides necessary for forming the oxide 3a) by the recrystallization at the time of heating (retention) in the subsequent process. it can.
  • the cumulative rolling reduction is set to 30% or more.
  • the cumulative rolling reduction is 40% or more.
  • the upper limit of the cumulative rolling reduction of cold rolling is not particularly specified (less than 100%), but the cumulative rolling reduction is 80% or less in order to suppress an increase in cold rolling load and easily perform cold rolling. preferable.
  • the number of rolling passes and the rolling reduction for each pass are not particularly specified because they hardly affect plating adhesion, elongation, strength, hole expandability, and hydrogen embrittlement resistance.
  • the cumulative reduction ratio is based on the inlet plate thickness before the first pass in cold rolling, and the cumulative reduction amount (inlet plate thickness before the first pass in cold rolling and the final pass in cold rolling). The difference between the thickness of the outlet plate and the thickness after the outlet.
  • the strain required for recrystallization increases with an increase in the deformation rate of the steel sheet per unit thickness (hereinafter referred to as the average deformation rate), so that the average deformation rate can be sufficiently obtained.
  • a roll having a small roll diameter and having a small area on the surface in contact with the rolled material and the amount of elastic deformation of the roll on this surface is used.
  • an oxide necessary for obtaining sufficient hydrogen embrittlement resistance can be formed. The smaller the roll diameter, the higher the average deformation speed. Therefore, it is possible to shorten the time until recrystallization starts, increase the recrystallization speed, and increase the amount of oxide formed.
  • the roll diameter was set to 1400 mm or less.
  • the roll diameter is desirably 1200 mm or less, and more desirably 1000 mm or less.
  • the steel (steel plate, cold rolled steel plate) after cold rolling is heated (S7).
  • the heating rate (average heating rate) for passing the steel sheet through the plating line is not particularly specified because it hardly affects the plating adhesion, elongation, strength, hole expansibility, and hydrogen embrittlement resistance. If the heating rate is 0.5 ° C./second or more, sufficient productivity can be secured, so the heating rate is preferably 0.5 ° C./second or more. When the heating rate is 100 ° C./second or less, it can be carried out with ordinary equipment investment. Therefore, the heating rate is preferably 100 ° C./second in terms of cost.
  • the steel plate is retained at 550 to 750 ° C. for 20 seconds or more. This is because the oxide can be dispersed by retaining the steel sheet in this temperature range.
  • This oxide formation is thought to be closely related to the recrystallization of cold worked ferrite. That is, since Si, Al, or Mn forming the oxide is supplied by diffusion (particularly, grain boundary diffusion) from the inside of the steel sheet, the oxide containing Si, Mn, Al alone or in combination is a steel sheet. It tends to form at the grain boundary of ferrite on the surface. The grain boundaries of fine ferrite generated by such recrystallization are utilized as oxide generation sites.
  • oxides are preferentially generated at ferrite grain boundaries, they often have a network structure and tend to be in a form (projected area ratio) capable of efficiently trapping hydrogen.
  • the rate of recrystallization of ferrite is faster than the rate of oxide formation. Therefore, if the temperature of the steel sheet after cold rolling is controlled within this temperature range, recrystallization starts before the oxide is formed, so that a sufficient amount (area) of oxide can be formed on the steel sheet surface. it can.
  • the residence temperature is less than 550 ° C., in addition to the recrystallization taking a long time, there is only a large and extended ferrite as processed, and an amount (density) of grains sufficient to form an oxide. There is no world.
  • the residence temperature exceeds 750 ° C., the oxide formation rate is faster than the ferrite recrystallization rate, and a granular oxide is formed at the grain boundary during recrystallization and grain growth or reverse transformation. For this reason, it is difficult to form a sufficient amount (area) of oxide on the steel sheet surface. Therefore, the time during which the temperature of the steel (steel plate) is in the temperature range of 550 to 750 ° C. is controlled.
  • the residence time is 30 seconds or more.
  • the time during which the temperature of the steel sheet is in the temperature range of 550 to 750 ° C. may be controlled by isothermal holding, or may be controlled by heating (temperature increase).
  • the upper limit of the time during which the temperature of the steel sheet is in the temperature range of 550 to 750 ° C. is not particularly limited, and may be 2000 seconds or 1000 seconds.
  • the ferrite grains extend in the rolling direction, the ferrite grain size is large, and the amount of ferrite grain boundaries is small.
  • the time during which the temperature of the steel sheet is in the temperature range of 550 to 750 ° C. is controlled to recrystallize the ferrite before forming the oxide, thereby reducing the ferrite grain size.
  • the steel sheet after recrystallization is annealed at an annealing temperature (maximum heating temperature) of 750 to 900 ° C. (S8). If the annealing temperature is less than 750 ° C., it takes too much time for the carbides generated during hot rolling to re-dissolve, and the carbides remain and the hardenability decreases. Therefore, a sufficient amount of tempered martensite and austenite cannot be secured, and it is difficult to secure a tensile strength of 980 MPa or more. Therefore, 750 ° C. is the lower limit of the annealing temperature.
  • the upper limit of the annealing temperature is set to 900 ° C.
  • the heat treatment time (annealing time) in the above temperature range (750 to 900 ° C.) is not particularly limited, but is preferably 10 seconds or more for dissolving the carbide.
  • the heat treatment time is preferably 600 seconds or less.
  • the steel sheet may be annealed by holding it isothermally at the maximum heating temperature, or after the gradient heating is performed and the maximum heating temperature is reached, cooling is started and the steel sheet may be annealed.
  • the atmosphere in the annealing process of the continuous hot dip galvanizing line it is possible to flexibly control the oxide (oxide containing one or more chemical elements selected from Si, Mn, and Al) formed on the steel sheet surface. it can. That is, by managing the H 2 concentration and the dew point in the annealing atmosphere, the oxygen potential that is important for reaction control can be flexibly controlled. For example, in an N 2 atmosphere with an H 2 concentration of 20% by volume or less applied under normal annealing conditions, the dew point may be ⁇ 20 ° C. or higher. In this case, the amount and shape of the oxide containing one or more chemical elements selected from Si, Mn, and Al can be controlled more flexibly.
  • the cooling conditions are controlled so that other structures (for example, ferrite, pearlite, bainite) are not excessively generated during the cooling process after annealing. This is very important.
  • first average cooling rate 0.1 ° C./second or more.
  • the first average cooling rate is preferably 0.2 ° C./second or more, preferably 0.5 ° C./second or more, or 0.8 ° C./second or more. preferable.
  • a 1st average cooling rate shall be 30 degrees C / sec or less.
  • the first average cooling rate is preferably 25 ° C./second or less, 22 ° C./second or less, or 20 ° C./second. More preferably, it is less than a second. Therefore, the first average cooling rate is set to 0.1 to 30 ° C./second.
  • the intermediate cooling temperature is less than 500 ° C.
  • a structure other than austenite and martensite for example, ferrite and bainite
  • austenite residual austenite
  • the intermediate cooling temperature is Ar 3 ° C. or higher in order to ensure productivity and prevent the formation of pearlite. And it is desirable to set it below 750 degreeC.
  • the intermediate cooling temperature is 750 ° C.
  • the intermediate cooling temperature is preferably 740 ° C. or lower, and more preferably 730 ° C. or lower. Therefore, the intermediate cooling temperature is set to 500 ° C. or higher and lower than 750 ° C.
  • the intermediate cooling temperature is higher than the first average cooling rate from the intermediate cooling temperature to a cooling stop temperature of 100 ° C. or higher and lower than 350 ° C.
  • the steel sheet is cooled at a certain average cooling rate (hereinafter referred to as a second average cooling rate) (second stage cooling).
  • second stage cooling a certain average cooling rate
  • the cooling stop temperature is set to less than 350 ° C.
  • the cooling stop temperature is preferably 340 ° C. or lower, more preferably 320 ° C. or lower, or 300 ° C. or lower.
  • the cooling stop temperature is set to 100 ° C. or more.
  • the cooling stop temperature is preferably 120 ° C. or higher, more preferably 150 ° C. or higher, or 180 ° C. or higher.
  • the cooling stop temperature is set to 100 ° C. or more and less than 350 ° C.
  • the second average cooling rate is set to 1 ° C./second or more.
  • the second average cooling rate is preferably 2 ° C / second or more, or 5 ° C / second or more, preferably 10 ° C / second or more.
  • the second average cooling rate is set to 100 ° C./second or less.
  • This second average cooling rate is preferably 80 ° C./second or less, and more preferably 50 ° C./second or less. Therefore, the second average cooling rate is set to 1 to 100 ° C./second.
  • the second average cooling rate is set to the first average cooling rate.
  • the average cooling rate may be larger than the cooling rate.
  • the second average cooling It is desirable that the difference between the speed and the first average cooling rate be large.
  • the steel sheet has a mean cooling rate of 1 to 30 ° C./second up to a cooling stop temperature of 100 ° C. or more and less than 350 ° C. for the same reason as the two-stage cooling. Can be cooled.
  • This one-stage cooling condition is the above-described two-stage cooling condition in which the first average cooling rate is equal to the second average cooling rate (in this case, the intermediate cooling temperature is 500 ° C. or more and less than 750 ° C. It is included in the temperature range.
  • the average cooling rate in this one-stage cooling is preferably 10 ° C./second or more, or 12 ° C./second or more, more preferably 15 ° C./second or more, or 20 ° C./second or more. It is more desirable that the cooling rate per second satisfies the average cooling rate condition in addition to the average cooling rate.
  • the steel plate is reheated. Subsequently, the steel is immersed in a hot dip galvanizing bath and then cooled to room temperature.
  • the time during which the temperature of the steel sheet is in the temperature range of 350 to 500 ° C. is controlled to 20 seconds or more.
  • the transformation from austenite to bainite (bainite transformation) proceeds sufficiently, and the amount of C in untransformed austenite can be increased.
  • the stability of austenite is increased, and 8% or more of austenite (residual austenite) can be secured in the final product.
  • this time is less than 20 seconds, the transformation from austenite to bainite (bainite transformation) does not proceed sufficiently, so that the stability of austenite is lowered and 8% or more austenite can be secured in the final product. Can not.
  • the upper limit of the time during which the steel temperature is in the temperature range of 350 to 500 ° C. is not particularly limited, but may be, for example, 1000 seconds or 500 seconds from the viewpoint of productivity.
  • the temperature of the steel plate is 350 to What is necessary is just to control the time in the temperature range of 500 degreeC to 20 seconds or more in total.
  • the step of holding the steel plate in the temperature range of 350 to 500 ° C. after the second stage cooling may be further added.
  • the time for holding the steel sheet in the temperature range of 350 to 500 ° C. is not particularly limited, but may be, for example, 20 seconds or more.
  • the temperature of the steel sheet is within a temperature range of 40 ° C. higher than the plating bath temperature and 40 ° C. higher than the plating bath temperature by reheating. Is controlled (S10).
  • the plate temperature is lower than the plating bath temperature by 40 ° C. or more, when the steel is immersed in the plating bath, the temperature of the molten zinc near the surface of the steel plate is greatly reduced, and a part of the molten zinc is solidified. Since this solidification deteriorates the plating appearance, the plate temperature is set to (plating bath temperature ⁇ 40 ° C.) or higher by reheating. Further, when the plate temperature is higher by 40 ° C. or more than the plating bath temperature, operational problems occur during hot dip galvanization, so the plate temperature is set to (plating bath temperature + 40 ° C.) or less.
  • the steel is immersed in a hot dip galvanizing bath (plating bath) having a molten metal flowing at a flow rate of 10 to 50 m / min, and hot dip galvanizing is performed (S11).
  • a hot dip galvanizing bath plating bath having a molten metal flowing at a flow rate of 10 to 50 m / min, and hot dip galvanizing is performed (S11).
  • the flow rate of the molten metal By setting the flow rate of the molten metal to 10 to 50 m / min, it is possible to form a plating layer containing an oxide while preventing unplating. If the flow rate of the molten metal is less than 10 m / min, the adhesion of the oxide in the plating bath to the steel sheet surface cannot be suppressed and the contact ratio of the molten metal in the plating bath cannot be increased. This is not possible and the appearance of the plating layer deteriorates. On the other hand, when the flow rate of the molten metal exceeds 50 m / min, not only an excessive capital investment is required to obtain such a flow rate, but also a pattern due to the flow of the molten metal occurs in the plating layer, The appearance of will deteriorate.
  • the flow rate of the molten metal is set to 10 to 50 m / min.
  • the oxide of the easily oxidizable element formed on the plating layer can be taken into the plating layer. Therefore, it becomes possible to disperse the oxide in the plating layer having a good appearance.
  • the oxide containing one or more chemical elements selected from Si, Mn, and Al is formed on the surface of the steel sheet during the heating before the above-described annealing, it is not effective after the steel sheet is lifted from the plating bath. Plating (plating defects, portions where plating is not formed) is likely to occur. Therefore, in the plating bath, the molten metal is caused to flow at a flow rate of 10 to 50 m / min. By causing the molten metal (jet) to flow at such a flow rate, non-plating can be prevented. In addition, when an oxide is formed on the surface of the steel sheet, alloying is delayed when the plating layer is alloyed, but alloying can be promoted by controlling the flow rate of the molten metal.
  • the direction of the flow rate of the molten metal is not particularly limited, and only the magnitude of the flow rate of the molten metal may be controlled.
  • the molten metal in the plating bath may be pure zinc (zinc and unavoidable impurities), Al (for example, 2% by mass or less) as a selective element or unavoidable impurities, Fe, Mg as unavoidable impurities. , Mn, Si, Cr and other chemical elements may be contained.
  • the effective amount of Al in the plating bath is controlled to 0.05 to 0.500 mass in order to control the properties of the plating layer. It is desirable to control to%.
  • the effective amount of Al in the plating bath is a value obtained by subtracting the amount of Fe in the plating bath from the amount of Al in the plating bath.
  • the effective Al amount is 0.05 to 0.500% by mass, it is possible to obtain a plated layer having a good appearance and to sufficiently increase productivity. That is, when the effective Al amount is 0.05% by mass or more, dross generation can be suppressed and a plating layer having a good appearance can be obtained. Further, when the effective Al amount is 0.500% by mass or less, alloying can be efficiently performed, and productivity can be sufficiently improved.
  • the steel plate immersed in the plating bath is pulled up from the plating bath, and wiping is performed as necessary.
  • the amount of plating (plating adhesion amount) adhering to the surface of the steel plate can be controlled.
  • the amount of plating adhesion amount is 5 g / m ⁇ 2 > or more per one side.
  • the plating adhesion amount is 100 g / m 2 or less per side.
  • the steel sheet After the hot dip galvanizing is performed on the steel sheet, the steel sheet is cooled to a temperature lower than 100 ° C. (for example, room temperature) (S12).
  • the cooling stop temperature in this cooling is not particularly limited as long as the microstructure is stable, and may be, for example, 0 ° C. or higher (for example, water temperature or room temperature or higher) in terms of cost.
  • a hot-dip galvanized steel sheet can be obtained as the plated steel sheet.
  • the obtained plated steel sheet may be alloyed (S20). Since Fe in the steel sheet is taken into the plating layer by the alloying treatment, after cooling (S21), a galvanized steel sheet excellent in paintability and spot weldability (that is, galvannealed steel sheet) can be obtained. .
  • the plated steel sheet may be heated to 460 ° C. or higher.
  • the temperature of alloying treatment (alloying temperature) is set to 460 ° C. or higher, alloying can be efficiently performed at a high alloying speed, and thus productivity can be sufficiently increased.
  • the alloying temperature exceeds 600 ° C., carbides are generated, the volume fraction of austenite in the steel in the final product is reduced, and 8% or more austenite cannot be secured. Therefore, the upper limit of the alloying temperature is set to 600 ° C. That is, the maximum temperature in the process after the second stage cooling is preferably limited to 600 ° C. or less.
  • an upper layer plating (additional plating, for example, electroplating) may be applied on a galvanized steel sheet for the purpose of improving characteristics such as paintability and weldability, and various treatments (for example, chromate treatment, phosphoric acid) Salt treatment, treatment for improving lubricity, treatment for improving weldability, etc.) may be applied.
  • various treatments for example, chromate treatment, phosphoric acid) Salt treatment, treatment for improving lubricity, treatment for improving weldability, etc.
  • the steel sheet is plated with one or more of Ni, Cu, Co, Fe (one selected from these chemical elements) between cold rolling and annealing.
  • Plating comprising two or more chemical elements and inevitable impurities may be applied. Although this plating is intentionally performed, the amount of chemical elements mixed into the plating layer by this plating is small enough to be judged as an impurity.
  • skin pass rolling may be performed on a plated steel sheet cooled to a temperature of less than 100 ° C.
  • the cumulative rolling reduction of this skin pass rolling is preferably 0.1 to 1.5%.
  • the cumulative rolling reduction is 0.1% or more, the appearance of the plated steel sheet can be further enhanced by the skin pass, and the cumulative rolling reduction can be easily controlled. Therefore, the cumulative rolling reduction is preferably 0.1% or more. If the cumulative rolling reduction is 1.5% or less, sufficient productivity can be secured, so the cumulative rolling reduction is preferably 1.5% or less.
  • the skin pass may be performed inline or offline. The skin pass may be performed once or divided into several times so as to achieve the target cumulative reduction ratio.
  • the cumulative reduction ratio is based on the inlet plate thickness before the first pass in skin pass rolling, and the cumulative reduction amount relative to this reference (the inlet plate thickness before the first pass in skin pass rolling and the outlet after the final pass in skin pass rolling) It is a percentage of the difference from the plate thickness.
  • the specific method from the step of pickling the steel plate to the step of immersing the steel plate in the plating bath is not particularly limited as long as the above conditions are satisfied.
  • “steel plate is degreased and pickled, heated in a non-oxidizing atmosphere, annealed in a reducing atmosphere containing H 2 and N 2 , then cooled to near the plating bath temperature, and plated.
  • the Zenzimer method “After oxidizing the steel sheet surface by adjusting the atmosphere during annealing, the steel sheet surface is reduced (here, oxides of oxidizable elements are not reduced).
  • immersing the steel plate in the plating bath "" After cleaning the steel plate surface, immersing the steel plate in the plating bath "," After the steel plate is degreased and pickled, flux treatment is performed using ammonium chloride, etc.
  • the flux method of “immersing” or the like may be applied after changing as necessary along each step of the present embodiment.
  • the slab after continuous casting having the chemical composition shown in Table 1 (where the balance is iron and inevitable impurities) is heated under the hot rolling conditions shown in Tables 2 and 5 (slab heating temperature and finish rolling temperature in the table). After hot rolling, the obtained hot-rolled steel sheet was water-cooled in a water-cooled zone, and then wound at the temperatures shown in Tables 2 and 5 (winding temperature in the table). The thickness of the hot-rolled steel sheet was 2 to 4.5 mm.
  • cold-rolling is performed under the cold-rolling conditions shown in Tables 2 and 5 (in the table, roll diameter and cold-rolling rate) so that the thickness after cold rolling becomes 1.2 mm. And cold rolled steel sheet. Thereafter, various heat treatments and hot dip galvanizing were performed on these cold-rolled steel sheets in a continuous alloying hot dip galvanizing line under the conditions shown in Table 3 (continuation of Table 2) and Table 6 (continuation of Table 5). And processed.
  • the cold-rolled steel sheet in the heat treatment after cold rolling, is cooled so that the time (in the table, t A ) in the temperature range of 550 to 750 ° C. becomes a predetermined time.
  • the cold rolled steel sheet was annealed under predetermined annealing conditions (in the table, the annealing temperature (however, the maximum heating temperature), the H 2 concentration, and the dew point).
  • the annealing temperatures in Tables 3 and 6 the cold-rolled steel sheet is cooled to a predetermined intermediate cooling temperature at a predetermined primary cooling rate, and then to a predetermined cooling stop temperature at a predetermined secondary cooling rate. Cooled (one-stage or two-stage controlled cooling).
  • Table 4 continuous of Table 3
  • Table 7 continuous of Table 6
  • the obtained steel plate (plated steel plate) was cooled to room temperature.
  • the effective amount of Al of molten metal (molten zinc) in the plating bath was 0.09 to 0.17% by mass.
  • alloying processing was performed on each condition (in the table, alloying temperature), and the obtained steel plates were cooled to room temperature.
  • the basis weight (amount of plating layer) at that time was about 35 g / m 2 on both sides.
  • t B in Tables 4 and 7 represents the total time during which the temperature of the steel sheet is 350 to 500 ° C. after the end of the controlled cooling.
  • GI indicates a galvanized steel sheet
  • GA indicates an alloyed galvanized steel sheet.
  • the hole expansion rate ( ⁇ ) was determined by a hole expansion test in accordance with the Iron Federation standard JFS T1001.
  • the amount of Fe in the plating layer was analyzed by ICP emission analysis of the solution obtained by dissolving the plating layer of the plated steel sheet using 5% HCl aqueous solution to which inhibitor was added, and removing residues such as undissolved oxides. Was measured. Three samples were used for the measurement, and the average value of the amount of Fe in these three samples was defined as Fe% of the plating layer.
  • the microstructure of the cross section of the plated steel sheet was observed.
  • Each phase of the microstructure is determined using an optical microscope, a scanning electron microscope, and a transmission electron microscope as necessary, and the area ratio and coarse grain area ratio of each phase (over 35 ⁇ m per unit area) The ratio of crystal grains having a particle size) was measured.
  • the oxide in the plating layer of the obtained thin piece was processed using a focused ion beam processing apparatus (FIB).
  • FIB focused ion beam processing apparatus
  • FE-TEM field emission transmission electron microscope
  • composition analysis identification of oxide
  • EDX energy dispersive X-ray detector
  • a test piece was prepared by a U-bending test, and a delayed fracture test by electrolytic charging was performed on the test piece.
  • the plated steel sheet obtained by the above method was evaluated for delayed fracture resistance according to the method described in “Materia (Journal of the Japan Institute of Metals Vol. 44, No. 3, (2005) p254-256”).
  • the end surface thereof was mechanically ground, and then a U-bending test was performed so that the test piece had a bending radius of 10R.
  • a strain gauge was attached to the center of the surface of the obtained test piece, and both ends of the test piece were tightened with bolts to apply stress to the test piece.
  • the applied stress was calculated from the strain of the monitored strain gauge.
  • the applied stress was about 0.7 times the tensile strength TS (0.7 ⁇ TS). For example, it is 700 MPa for a 980 MPa grade steel plate, 840 MPa for a 1180 MPa grade steel plate, and 925 MPa for a 1320 MPa grade steel plate.
  • the reason why the additional stress is increased as the tensile strength TS is increased is that the residual stress introduced into the steel sheet during forming is considered to increase as the tensile strength TS of the steel sheet increases.
  • the obtained U-bending specimen is immersed in an ammonium thiocyanate solution, and the electrolytic charging apparatus is placed at a current density of 0.1 mA / cm 2 so that the steel sheet (U-bending specimen) serves as a cathode and the platinum electrode serves as an anode. An electric current was passed and the electrolytic charge test was conducted for 2 hours.
  • the plating property (wetting property) was evaluated using a stereomicroscope (100 times magnification). That is, the surface of the plated steel sheet (however, the region of 3/8 of the plate width from the center position of the plate width toward both edges) is observed over 3 fields of view, and there is no plating (defect reaching the base material (steel plate)) It was confirmed. As a result, when the coverage of the plating layer is less than 99% (when the defect rate is more than 1%), since there are many unplated, the wettability was evaluated as “No Good”. Further, when the coverage of the plating layer was 100%, there was no non-plating, so the wettability was evaluated as “Good”.
  • the measured microstructures are shown in Tables 8 and 11, the tensile properties are shown in Table 9 (continuation of Table 8) and Table 12 (continuation of Table 11), and the delayed fracture resistance, plating properties and Fe% in the plating layer are shown. 10 and Table 13.

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Abstract

　この亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板の表面上のめっき層とを備え、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０５～０．４０％、Ｓｉ：０．５～３．０％、Ｍｎ：１．５～３．０％を含む鋼化学組成を有し、フェライトと、ベイナイトと、３０％以上の体積分率の焼き戻しマルテンサイトと、８％以上の体積分率のオーステナイトとを含むミクロ組織を有し、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、前記めっき層が、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ａｌから選ばれる１種以上の化学元素を含む酸化物を含有し、前記鋼板と前記めっき層とを含む板厚方向断面で見た場合に、前記酸化物の投影面積率が１０％以上である。

Description

亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
　本発明は、９８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、耐遅れ破壊特性、めっき密着性、伸び、及び、穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板に関する。本発明に係る亜鉛めっき鋼板は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に特に適する。なお、本発明に係る亜鉛めっき鋼板（Ｚｉｎｃ　Ｃｏａｔｅｄ　Ｓｔｅｅｌ　Ｓｈｅｅｔ）は、溶融亜鉛めっき鋼板（Ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ　Ｓｔｅｅｌ　Ｓｈｅｅｔ）及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板（Ｇａｌｖａｎｎｅａｌｅｄ　Ｓｔｅｅｌ　Ｓｈｅｅｔ）に分類することができる。
　本願は、２０１１年９月３０日に、日本に出願された特願２０１１－２１７８１１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車のクロスメンバーやサイドメンバー等の部材では、近年の燃費低減の動向に対応すべく軽量化が検討されており、部材により薄い鋼板を使用しても、自動車の強度及び衝突安全性を確保するという観点から、鋼板の高強度化が進められている。しかし、材料の成形性は、強度が上昇するのに伴って劣化するので、上記部材の軽量化を実現するには、プレス成形性と高強度との両方を満足する鋼板を製造する必要がある。
　特に、複雑な形状を有する自動車の構造用部材や補強用部材に鋼板を成形する場合、鋼板には、優れた延性が要求される。近年における自動車の骨格部材では、４４０ＭＰａ級、又は、５９０ＭＰａ級の引張強度を有する鋼板が主に使用されており、さらなる部材の軽量化のために、今後９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板の開発が望まれている。
　５９０ＭＰａ級の鋼板を９８０ＭＰａ級の鋼板で置き換える場合、９８０ＭＰａ級の鋼板には、５９０ＭＰａ級の鋼板の伸びと同等の伸びが要求される。このことから、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、伸びに優れる鋼板の開発が切望されている。
　引張試験の全伸び（Ｅｌ）に優れる鋼板としては、主相である軟質のフェライト中に、第二相として、残留オーステナイトを分散させたミクロ組織を有する複相組織鋼板が存在する。この複相組織鋼板では、フェライトにより延性を確保し、残留オーステナイトのマルテンサイト変態により強度を確保しており、この残留オーステナイトは、塑性加工時に、マルテンサイト変態する。この変態を利用した鋼にＴＲＩＰ（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼があり、近年、このＴＲＩＰ鋼の用途が拡大しつつある。
　ＴＲＩＰ鋼は、析出強化鋼やＤＰ鋼（フェライト及びマルテンサイトよりなる鋼、Ｄｕａｌ　Ｐｈａｓｅ　Ｓｔｅｅｌ）に比較し、特に優れた伸びを有するので、適用拡大が強く望まれる鋼板である。ＴＲＩＰ鋼は、強度及び延性に優れるものの、一般には、穴拡げ性が低いという特徴がある。
　さらに、自動車車体の軽量化を、今後進めていくためには、従来以上に、高強度鋼板の使用強度レベルを高めなければならない。例えば、足回り部品などの難成形性部材に高強度鋼板を用いるためには、穴拡げ性などの成形性を改善しなければならない。
　加えて、９８０ＭＰａ以上の鋼板の自動車用部材への適用を考えた場合、強度や加工性といった特性に加え、耐遅れ破壊特性が求められる。遅れ破壊は、鋼材にかかる応力や、水素脆性に起因して生じ、構造体として使用されている鋼材の応力集中部に拡散してきた水素が集積して、構造体が破壊する現象である。
　具体的には、例えば、ＰＣ鋼線（Ｐｒｅｓｔｒｅｓｓｅｄ Ｃｏｎｃｒｅｔｅ　Ｓｔｅｅｌ　Ｗｉｒｅ）やボルト等の、使用状況下で高い応力負荷を受ける部材が、突然、破壊する現象などが遅れ破壊の一例として挙げられる。
　遅れ破壊は、環境から鋼材に侵入する水素と密接に関係することが知られている。環境から鋼材に侵入する水素としては、大気中に含まれる水素、腐食環境下で発生する水素など、さまざまの種類の水素源が存在する。水素源がいずれであっても、水素が鋼材中へ侵入した場合、遅れ破壊を誘発する原因となり得る。
　このことから、鋼材の使用環境としては、水素の存在しない環境が望まれるが、構造体又は自動車への適用を考えた場合、鋼材を屋外で使用することになるので、水素の侵入を避けられない。
　構造体として使用している鋼材に働く応力としては、構造体に負荷される応力や、成形時に生じた応力の一部が鋼材内部に残留した残留応力が挙げられる。特に、自動車用の薄鋼板など、成形後に部材として使用する鋼材においては、変形を殆ど与えることなく製品をそのまま使用する厚板や条鋼（例えば、ボルト）と比較して、残留応力が大きな問題となる。したがって、遅れ破壊が問題となる鋼板を成形する場合には、残留応力を残さないように鋼板を成形することが望まれている。
　例えば、特許文献１には、鋼板を、高温に加熱し、加工した後、金型を用いて焼きを入れ、高強度化する金属板の熱間プレス成形方法が開示されている。この方法では、鋼板を高温で加工するので、残留応力の原因となる加工時に導入される転位が回復したり、又は、加工後に変態が生じたりして残留応力が緩和される。そのため、成形品に残留応力はあまり残らない。この方法で鋼板を強化することにより、鋼板の遅れ破壊特性を向上することができる。しかしながら、この方法では、プレス前に加熱が必要であるため、冷間成形に比べ、エネルギーコストや設備コストが高い。また、６００℃以上の高温から成形品を直接焼き入れるため、鋼板の特性（例えば、めっき鋼板におけるめっき性状）が変化しやすく、強度及び遅れ破壊特性以外の特性を制御することが困難である。
　また、切断や打抜きという機械加工においては、切断面に残留応力が存在するので、遅れ破壊を引き起こす懸念がある。このため、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼板の加工時においては、直接的な機械加工を伴わないレーザー等による方法を用いて鋼板を切断し、残留応力の発生を回避している。しかし、レーザー切断は、シャー切断や打抜き加工に比較し、コストが高い。
　そのため、成形方法ではなく、必要とされる特性に応じた材料開発によって鋼板の耐遅れ破壊特性を確保することが求められている。
　棒鋼や条鋼、厚鋼板の製品分野では、耐水素脆化特性を向上させて、遅れ破壊を回避可能とする材料が開発された。例えば、非特許文献１には、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖなどの焼き戻し軟化抵抗性を示す元素の微細析出物をマルテンサイト中に整合析出させた、高い耐水素脆化特性を有する高強度ボルトが開示されている。この高強度ボルトでは、鋼材を、高温のオーステナイト単相より焼き入れ、マルテンサイト単相のミクロ組織を得た後、焼き戻し処理によって上記の微細析出物をマルテンサイト中に、整合析出させている。
　この高強度ボルトでは、鋼材中に侵入した水素が、マルテンサイト中に整合析出したＶＣなどの微細析出物の周りにトラップされることを利用して、鋼材中に侵入した水素が、応力の集中する遅れ破壊の起点となる部位へ拡散したり集中したりするのを抑制している。このような鋼材中の微細析出物を活用して、従来から、高強度で耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の開発が進められている。
　ＶＣ等の析出物を水素のトラップサイトとして活用して耐遅れ破壊特性を向上させるためには、マルテンサイト組織中へこれら析出物を整合析出させることが必須である。
　しかし、これらの析出物の析出には、数時間以上の析出熱処理が必要であり、製造性に問題がある。即ち、連続焼鈍設備や連続溶融亜鉛めっき設備等の一般的な薄鋼板の製造設備を用いて製造する鋼板では、高々、数十分という短時間で組織制御がなされているので、薄鋼板を製造する場合には、これら析出物によって耐遅れ破壊特性を向上させるのは困難であった。
　また、熱間圧延工程で析出される析出物を活用する場合、熱延工程で、上記析出物が析出していたとしても、その後の冷間圧延及び連続焼鈍時の再結晶により、析出物と、母相（フェライト、マルテンサイト）との間の方位関係が失われてしまう。即ち、この場合には、析出物が整合析出物でなくなってしまう。この結果、得られた鋼板の耐遅れ破壊特性は大幅に低下する。
　通常、遅れ破壊の発生が懸念される高強度鋼板は、マルテンサイトを主体とするミクロ組織を有している。マルテンサイトは、低温の温度域で形成させることができるが、この温度域では、ＶＣをはじめとする水素のトラップサイトとなる析出物を析出させることはできない。
　その結果、ＶＣ等の整合析出物を薄鋼板中に析出させて耐遅れ破壊特性を向上させる場合には、連続焼鈍設備や連続溶融亜鉛めっき設備で、鋼材のミクロ組織を造り込んだ後、付加的な熱処理を施し、これら析出物を析出させる必要がある。これは、大幅な製造コストの増加をもたらす。
　加えて、マルテンサイトを主体とするミクロ組織に上記の付加的な熱処理を施すと、マルテンサイトが大幅に軟化する。その結果、高強度薄鋼板の耐遅れ破壊特性を向上させるために、ＶＣなどの整合析出物を活用することは難しい。
　なお、非特許文献１に記載の鋼は、Ｃ量が０．４％以上であり、かつ、合金元素を多く含む鋼であるので、薄鋼板で要求される加工性や溶接性が劣っている。
　特許文献２には、Ｔｉ、Ｍｇを主体とする酸化物によって水素性欠陥を低減した厚鋼板が開示されている。しかし、特許文献２に開示された厚鋼板では、製造時に鋼中にトラップされる水素によって生じる水素性欠陥を低減しているだけであり、耐水素脆性（耐遅れ破壊特性）について一切考慮されていない。さらには、薄鋼板に要求される高い成形性と耐水素脆性との両立に関しても、一切、考慮されていない。
　従来、薄鋼板においては、（１）板厚が薄いため、薄鋼板中に水素が侵入しても短時間で外部へ放出されること、（２）加工性を優先させてきたため、９００ＭＰａ以上の引張強度の鋼板がほとんど利用されていなかったことなどから、水素脆性に対する問題は小さかった。しかし、高強度鋼板を被加工材として適用する要求が急速に高まっていることから、耐水素脆性に優れた高強度鋼板を開発することが求められる。
　上述のように、耐水素脆性を向上させる技術は、ほとんどが、ボルトや条鋼、厚板といった鋼材に対して開発されてきた。これら鋼材は、成形をほとんど施さず、かつ、耐力又は降伏応力以下で使用されることが多い。そのため、従来の技術では、切断、部材成形（プレス成形）といった自動車部材に必要とされる加工性、及び、加工後の耐水素脆性を配慮していなかった。
　成形後の部材には、残留応力と呼ばれる応力が部材内部に残留する。残留応力は、局所的に存在するが、素材の降伏応力を上回る高い値になる場合がある。このため、薄鋼板には、高い残留応力下で水素脆化が生じないことが求められている。
　薄鋼板の水素脆性に関して、例えば、非特許文献２には、残留オーステナイトの加工誘起変態によって水素脆性が助長されることが報告されている。この非特許文献２では、薄鋼板の成形を考慮しているが、耐水素脆性を劣化させないために、オーステナイト中のＣの濃化を抑制し、残留オーステナイトの量を大幅に低下させている。
　加えて、非特許文献２に記載の技術では、高強度薄鋼板のミクロ組織が極めて狭い範囲に制限され、比較的短期間で発生する水素脆性のみが評価されているため、自動車用の部材として実際に使用する際の水素脆性を根本的に解決することは困難である。加えて、この非特許文献２に記載の技術では、残留オーステナイトを積極的に活用することができず、鋼板の用途が限定されてしまう。
　このように、水素脆性を起こしやすい残留オーステナイトを多く含む場合において、高い耐食性、高い引張強度、優れた耐遅れ破壊特性及び高い延性を同時に満足する鋼板を得ることは、極めて難しい。
日本国特開２００２－１８５３１号公報 日本国特開平１１－２９３３８３号公報
遅れ破壊解明の新展開、日本鉄鋼協会、１９９７年１月発行 ＣＡＭＰ－ＩＳＩＪ、ｖｏｌ．５、Ｎｏ．６、１８３９～１８４２頁、山崎ら、１９９２年１０月、日本鉄鋼協会発行
　本発明は、引張強度（ＴＳ）９８０ＭＰａ以上の、耐遅れ破壊特性、めっき密着性、伸び、及び、穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）を提供することを目的とする。
　本発明者らは、鋭意検討を進めた結果、鋼材の材質に影響なく耐遅れ破壊特性を向上させる手段として、耐遅れ破壊特性が向上可能なめっきを施すと、鋼材の耐遅れ破壊特性が向上することを見出した。
　具体的には、めっき層中に、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ａｌから選択される１種以上の化学元素を含む酸化物を分散させて、環境から侵入する水素をめっき層内の酸化物でトラップし、応力集中部への水素の拡散と、これによる遅れ破壊とを遅延できることを見出した。
　また、９８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）と優れた成形性とを両立させるためには、強化元素であるＳｉを最大限活用し、ミクロ組織中に、体積率３０％以上の焼き戻しマルテンサイトと、体積率８％以上の残留オーステナイトとを形成することが重要であることを見出した。
　即ち、本発明では、引張強度（ＴＳ）９８０ＭＰａ以上の、耐遅れ破壊特性、めっき密着性、伸び、及び、穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板を提供することができ、その要旨は以下の通りである。
　（１）本発明の一態様に係る亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板の表面上のめっき層とを備え、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０５～０．４０％、Ｓｉ：０．５～３．０％、Ｍｎ：１．５～３．０％を含み、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼化学組成を有し、フェライトと、ベイナイトと、３０％以上の体積分率の焼き戻しマルテンサイトと、８％以上の体積分率のオーステナイトとを含み、パーライトの体積分率を１０％以下に制限し、前記焼き戻しマルテンサイトと前記ベイナイトとの合計体積分率が４０％以上であるミクロ組織を有し、このミクロ組織の単位面積に対して３５μｍを超える粒径を有する結晶粒が占める面積の割合が１０％以下であり、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、前記めっき層中のめっき金属が、Ｆｅ量を１５質量％以下、Ａｌ量を２質量％以下に制限し、残部が、Ｚｎ及び不可避的不純物からなるめっき化学組成を有し、前記めっき層がＳｉ、Ｍｎ、及び、Ａｌから選ばれる１種以上の化学元素を含む酸化物を含有し、前記鋼板と前記めっき層とを含む板厚方向断面で見た場合に、前記酸化物を前記めっき層と前記鋼板との界面に投影した長さを前記めっき層と前記鋼板との界面の長さで除して得られる投影面積率が１０％以上であり、前記鋼板に対する前記めっき層の被覆率が９９％以上である。
　（２）上記（１）に記載の亜鉛めっき鋼板では、前記鋼化学組成が、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０１～１．０％、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｎｉ：０．０５～１．０％、Ｃｕ：０．０５～１．０％、Ｎｂ：０．００５～０．３％、Ｔｉ：０．００５～０．３％、Ｖ：０．００５～０．５％、Ｂ：０．０００１～０．０１％、Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭから選ばれる１種以上の合計：０．０００５～０．０４％から選ばれる１種以上を含んでもよい。
　（３）上記（１）または（２）に記載の亜鉛めっき鋼板では、前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層であってもよい。
　（４）上記（１）または（２）に記載の亜鉛めっき鋼板では、前記めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
　（５）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板では、前記めっき化学組成のＦｅ量を７質量％未満に制限してもよい。
　（６）上記（１）～（４）のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板では、前記めっき化学組成が、Ｆｅを７～１５質量％を含んでもよい。
　（７）上記（１）～（６）のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板では、前記めっき化学組成が、Ａｌを０％超かつ２質量％以下含んでもよい。
　（８）本発明の一態様に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．４０％、Ｓｉ：０．５～３．０％、Ｍｎ：１．５～３．０％を含み、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼化学組成を有する鋼を鋳造する第１の工程と；前記鋼を、直接又は一旦冷却した後、加熱する第２の工程と；Ａｒ３変態点以上で熱間圧延が完了するように前記鋼を熱間圧延する第３の工程と；前記鋼を３００～７００℃で巻き取る第４の工程と；前記鋼を酸洗する第５の工程と；ロール径１４００ｍｍ以下のワークロールを有する冷間圧延機にて３０％以上かつ１００％未満の累積圧下率で前記鋼を冷間圧延する第６の工程と；前記鋼を加熱して５５０～７５０℃で２０秒以上前記鋼を滞留させる第７の工程と；７５０～９００℃にて前記鋼を焼鈍する第８の工程と；　５００℃以上かつ７５０℃未満の温度域の中間冷却温度まで０．１～３０℃／秒の第一の平均冷却速度で前記鋼を冷却し、この中間冷却温度から１００℃以上かつ３５０℃未満の冷却停止温度まで前記第一の平均冷却速度以上の第二の平均冷却速度で前記鋼を冷却する第９の工程と；めっき浴温度よりも４０℃低い温度以上かつ前記めっき浴温度よりも４０℃高い温度以下の温度範囲内に前記鋼の温度を制御する第１０の工程と；流速１０～５０ｍ／ｍｉｎにて流動する溶融亜鉛めっき浴に前記鋼を浸漬して前記鋼に亜鉛めっきを施す第１１の工程と；前記鋼を１００℃未満の温度まで冷却する第１２の工程と；を含み、前記第二の平均冷却速度が１～１００℃／秒であり、前記第９の工程よりも後の工程では、前記鋼の温度が３５０～５００℃の温度範囲にある時間が２０秒以上である。
　（９）上記（８）に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前記鋼化学組成が、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０１～１．０％、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｎｉ：０．０５～１．０％、Ｃｕ：０．０５～１．０％、Ｎｂ：０．００５～０．３％、Ｔｉ：０．００５～０．３％、Ｖ：０．００５～０．５％、Ｂ：０．０００１～０．０１％、Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭから選ばれる１種以上の合計：０．０００５～０．０４％から選ばれる１種以上を含んでもよい。
　（１０）上記（８）または（９）に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前記第９の工程において、前記第一の平均冷却速度が前記第二の平均冷却速度と等しい場合に、前記第一の平均冷却速度が１０℃／秒超かつ３０℃／秒以下であってもよい。
　（１１）上記（８）～（１０）のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前記第１０の工程よりも後に、前記鋼を再加熱して３５０～５００℃の温度範囲に保持する工程をさらに含んでもよい。
　（１２）上記（８）～（１１）のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前記第１２の工程よりも後に、前記鋼を４６０～６００℃に加熱して合金化処理を施す工程をさらに含んでもよい。
　本発明の上記実施態様によれば、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適な、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、耐遅れ破壊特性、めっき密着性、伸び、及び、穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）を安価に提供することができる。
本発明の一実施形態に係る亜鉛めっき鋼板におけるめっき層中の酸化物の投影面積率の計算方法を模式的に示す図である。 本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）の断面においてめっき層中に酸化物が分散していることを示す図である。 本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の概略縦断面図である。 本発明の一実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法の一例を示すフローチャートである。 本発明の一実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法の一例を示すフローチャート（図４Ａの続き）である。
　本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った結果、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ａｌの少なくとも１種を含有する酸化物を、めっき層中に分散させると、酸化物を水素のトラップサイトとして活用でき、鋼板（亜鉛めっき鋼板）の耐遅れ破壊特性が向上することを見出した。また、本発明者らは、焼鈍のための加熱中に、５５０～７５０℃で鋼板を保持して、鋼板表層に、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ａｌの少なくとも１種を含有する酸化物を形成させると、その後のめっき、又は、めっき及び合金化処理により、上記酸化物が分散しためっき層を有する亜鉛めっき鋼板を得ることができることを見出した。
　さらに、本発明者らは、鋼板表面の酸化物を利用すると、酸化物のサイズや個数密度といった酸化物形態の制御が容易であることを見出した。めっき層中に、酸化物を分散させる方法として、酸化物を含む溶融亜鉛（溶融金属）を鋼板にめっきする方法が考えられるが、以下の理由からこのような方法は難しい。
　例えば、溶融亜鉛中に酸化物を分散させたとしても、ファンデルワールス力によって酸化物がクラスターを形成し、数～数百μｍにも達する巨大な酸化物に成長する。その結果、この巨大な酸化物が不めっきや疵の原因となるため、めっき浴内に酸化物を分散させることは好ましくない。加えて、めっき密着性を高めるため、めっき前には鋼板の表面の酸化物を除去して清浄な表面を得ることが一般的であり、めっき前の鋼板には、通常意図的に酸化物を形成させない。
　通常、溶融亜鉛めっき浴中には、スカムと呼ばれる、ＺｎやＡｌの酸化膜が浮遊しており、不めっきや合金化遅延の原因となる。本発明者らは、鋼板表面に酸化物が存在している場合、鋼板の浴への浸漬時にスカムが付着し易く、不めっきが発生し易いことを見出した。
　加えて、本発明者らは、鋼板に付着したスカムが、不めっきを引き起こすのみならず、合金化を遅延する問題点を見出した。この問題点は、ＳｉやＭｎを多く含む鋼板で顕著となる。詳細なメカニズムは明確でないが、鋼板表面に生成するＳｉやＭｎの酸化物と、酸化物であるスカムとが反応または相互作用して、不めっきや合金化遅延を助長していると考えられる。
　本発明者らは、溶融亜鉛めっき浴中で溶融金属を流動させると、上記の酸化物間の反応または相互作用を抑制して不めっきを抑制することができることも見出した。
　以下に、本発明の一実施形態に係る亜鉛めっき鋼板について詳細に説明する。
　本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板１（以下では、めっき鋼板１と記載する）は、図３に示すように、鋼板２と、鋼板２の表面上のめっき層３とを備えている。なお、めっき鋼板１が、めっき層３の表面に有機層や無機層等の各種被覆層をさらに備えてもよい。めっき鋼板１にこのような被膜層が形成されない場合には、めっき鋼板１は、鋼板２と、鋼板２の表面上のめっき層３とからなる。また、めっき層３は、溶融金属の凝固により形成されており、合金化処理が施されていない溶融亜鉛めっき層（Ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ　Ｌａｙｅｒ）であっても、合金化処理が施された合金化溶融亜鉛めっき層（Ｇａｌｖａｎｎｅａｌｅｄ　Ｌａｙｅｒ）であってもよい。
　まず、めっき層３について説明する。
　めっき層３は、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ａｌから選ばれる１種以上の化学元素を含む酸化物３ａを含有する。このような酸化物３ａをめっき層３中に分散させることは、最も重要である。特に、上記酸化物３ａを、鋼板２とめっき層３との界面から５μｍ以内のめっき層３の領域に分散させると、水素のトラップ効果が顕著となる。
　詳細なメカニズムは明確でないが、酸化物３ａは多数の欠陥を含んでいるので、めっき層３中の酸化物３ａが、めっき鋼板１の表面から侵入する水素（例えば、腐食反応によって生じる水素や大気中の水素）をトラップして、鋼板２への水素の侵入を遅延させ、その結果、耐遅れ破壊特性が向上すると考えられる。
　加えて、自動車用鋼板は、湿潤環境と乾燥環境とが繰り返される環境（湿潤－乾燥環境）で使用されることから、湿潤環境でめっき層３中の酸化物３ａ（すなわち、鋼板２の上方の酸化物３ａ）にトラップされた水素は、乾燥環境で大気中に放出される。そのため、自動車が使用される実環境では、上記酸化物による水素のトラップ効果を継続的に利用することができ、上記めっき鋼板１は、耐遅れ破壊特性により高い効果を発揮すると考えられる。
　この効果は、めっき層３中に、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ａｌから選ばれる１種以上の化学元素を含む酸化物３ａを分散させることで顕著となる。特に、Ｓｉの酸化物、Ｍｎの酸化物、Ａｌの酸化物、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌから選ばれる２種以上の化学元素の複合酸化物は、亜鉛と比較して、融点が高く、水素のトラップ効果が高い酸化物として、めっき層３中に分散させやすい。
　めっき層３中の酸化物３ａは、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ａｌを、単独又は複合で含む酸化物（以下では、単に酸化物３ａと記載する場合がある）である。但し、製造上混入する不可避的不純物（例えば、めっき浴に起因するＺｎやＡｌ等を含む不可避的酸化物や鋼板２の化学組成に起因する化学元素（Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ａｌを除く）を含む不可避的酸化物）が酸化物３ａ中に含まれてもよい。
　そのため、例えば、酸化物３ａは、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ａｌを、単独または複合で（すなわち、少なくとも１種）含み、残部がＯ（酸素）及び不可避的不純物からなってもよい。
　ここで、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ａｌを、単独又は複合で含む酸化物３ａとして、ＳｉＯ２、ＭｎＯ、Ａｌ２Ｏ３、Ｍｎ２ＳｉＯ４等が挙げられ、酸化物３ａが、ＳｉＯ２、または、Ｍｎ２ＳｉＯ４を含むと望ましい。
　鋼板２の表面に対して酸化物３ａを投影した酸化物３ａの投影面積率は、１０％以上である。この投影面積率は、めっき鋼板１の表面より上方から鋼板２を見た場合に鋼板２の表面に影を作る酸化物３ａの見かけ上の被覆率である。酸化物３ａの投影面積率が大きいほど、めっき鋼板１の表面から侵入する水素をめっき層３中により多くトラップすることができる。そのため、酸化物３ａが、めっき層３内で、かつ、鋼板２の表面に平行な面内になるべく多く存在することが望ましい。そこで、投影面積率を１０％以上とする。この投影面積率は、望ましくは１５％以上であり、さらに望ましくは２０％以上である。なお、この投影面積率の上限は、特に制限されず、１００％であってもよいが、めっき密着性や合金化速度をより高めるために、投影面積率を、９０％以下、または、８０％以下としてもよい。
　なお、投影面積率が１０％以上であれば、酸化物３ａの形態は特に制限されない。例えば、酸化物３ａの形態は、膜状、粒状、紐状のいずれであってもよい。膜状の酸化物は、酸化物３ａの体積当たりの投影面積率を高めることができる。そのため、酸化物３ａ全体に対する膜状の酸化物の割合が多いと、投影面積率を大きくできる。したがって、酸化物３ａの形態が、膜状であると望ましい。
　酸化物３ａの投影面積率は、めっき鋼板１の断面（鋼板２とめっき層３とを含む板厚方向断面）を観察することで、容易に測定できる。例えば、図１に示すように、めっき層３と鋼板２との界面（直線近似された界面）に対して酸化物３ａを垂直に投影した場合において、めっき層３と鋼板２との間の界面の長さ（例えば、図１における長さＬ）に対する投影された酸化物３ａ（影）の投影長さ（例えば、図１における長さ（Ｌ－ｌ１－ｌ２－ｌ３））の割合で投影面積率Ａ（％）を評価できる。すなわち、図１の例を一般化し、酸化物３ａが投影されない部分（非投影部）がｎ個（ｎは、自然数）存在する場合のｉ番目（ｉは、１以上かつｎ以下の自然数）の非投影部の長さをｌｉと仮定すると、投影面積率Ａは、測定した上記界面の長さＬを用いて下記式１により表現できる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
 　
　本実施形態では、この長さの割合を１万倍の倍率で５視野測定し、その平均値を投影面積率と定義した。
　酸化物３ａの化学組成や面積率は、めっき鋼板１の断面の組織を観察することにより評価することができる。例えば、集束イオンビーム加工装置（ＦＩＢ加工装置）により、めっき層３（めっき鋼板１の板厚方向断面）を含むようにめっき鋼板１を薄片に加工した後、この薄片の表面に対して、電界放出型透過型電子顕微鏡（ＦＥ－ＴＥＭ）による観察と、エネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＸ）による組成分析とを行う方法が挙げられる。
　例えば、図２では、ＦＩＢにより観察用試料を作製した後、ＦＥ－ＴＥＭにより５万倍で酸化物３ａを観察した。加えて、この酸化物３ａをＥＤＸで分析することで、酸化物３ａを同定することができる。
　めっき層３は、めっき金属３ｂを含み、このめっき金属３ｂは、Ｆｅ量を１５質量％以下、Ａｌ量を２質量％以下に制限し、残部が、Ｚｎ及び不可避的不純物からなる化学組成（めっき化学組成）を有している。めっき金属３ｂ中のＦｅ量が１５質量％を超えると、めっき鋼板１におけるめっき層３の密着性が損なわれ、成形の際に、めっき層３が破壊または脱落する。この破壊または脱落しためっき層３が、金型に付着すると、成形時の疵の原因となる。同様に、めっき金属３ｂ中のＡｌ量が２質量％を超えると、厚いＦｅ－Ａｌ－Ｚｎ系のバリア層が形成され、めっき層３の密着性が損なわれる。この場合、合金化処理後のＦｅ量を制御することが困難であるという問題も生じる。
　また、めっき層３が合金化溶融亜鉛めっき層であると、めっき層３中に鋼板２中のＦｅが取り込まれているため、スポット溶接性や塗装性を高めることができる。特に、合金化処理後のめっき層３のめっき金属３ｂ中のＦｅ量が７質量％以上であると、スポット溶接性を十分に高めることができる。したがって、合金化処理を行う場合には、めっき金属３ｂ中のＦｅ量を７～１５質量％とするとよい。加えて、合金化処理を行う場合には、合金化速度の制御によりめっき金属３ｂ中のＦｅ量をより柔軟に制御するために、例えば、Ａｌ量を０．０５質量％以上としてもよい。
　なお、めっき金属３ｂ中のＦｅ量が７質量％未満であっても、めっき鋼板１の耐食性、成形性、及び、穴拡げ性は良好である。また、めっき金属３ｂがＦｅを含む場合には、Ｆｅ量を０質量％超かつ１５質量％以下とすればよく、めっき金属３ｂがＡｌを含む場合には、Ａｌ量を０質量％超かつ２質量％以下とすればよい。なお、めっき金属３ｂ中のＺｎ量は、例えば、８０質量％以上かつ１００％以下である。
　ここで、めっき層３中のめっき金属３ｂにおける上記不可避的不純物として、例えば、製造上混入する不可避的不純物（例えば、めっき浴中の不可避的不純物や鋼板２の化学組成に起因する化学元素（Ｆｅ、Ａｌ、及び、Ｚｎを除く）や、必要に応じたプレめっき中の化学元素（Ｎｉ、Ｃｕ、及び、Ｃｏ））が挙げられる。そのため、めっき金属３ｂは、Ｚｎに加え、選択元素または不可避的不純物としてＦｅ、Ａｌの少なくとも１種の化学元素を、不可避的不純物としてＭｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕなどの化学元素を含有しても構わない。
　鋼板２の表面の単位面積（１ｍ２）当たりのめっき層３の量（めっきの量）については、特に制約はないが、耐食性をより高める観点から、めっきの量が片面当たり５ｇ／ｍ２以上であると望ましい。また、めっき密着性をより高める観点から、めっきの量が片面当たり１００ｇ／ｍ２以下であると望ましい。なお、めっき層３の表面上に、塗装性や溶接性等の特性をさらに改善する目的で、各種の処理被膜（例えば、電気めっき等による上層めっき層、クロメート処理によるクロメート被膜、りん酸塩処理によるりん酸塩被膜、潤滑被膜、溶接性を向上させる被膜）等を有してもよい。
　また、構造物として使用した際の耐食性及び耐水素脆性を確保するために、めっき層３において鋼板２まで達する欠陥（不めっき）を制限する。具体的には、実体顕微鏡を用い１００倍の倍率でめっき鋼板１の表面（但し、板幅の中心位置から両エッジに向けて板幅の３／８の領域）を３視野以上観察した場合に、鋼板２に対するめっき層３の被覆率（めっき鋼板１の表面積に対するめっき鋼板１の最表面がめっき層３である面積の割合）が９９％以上である。すなわち、めっき鋼板１の最表面に対するめっき鋼板１の最表面が鋼板２である面積の割合（欠陥率）を１．０％未満に制限すればよい。被覆率は、１００％であることが望ましい（すなわち、欠陥率は、０％であることが望ましい）。被覆率が９９％以上かつ１００％未満である場合には、例えば、部品に適用する際に欠陥部分をトリミングすればよい。
　めっき層３中のＦｅ量及びＡｌ量を測定するには、めっき層３を酸で溶解し、未溶解の酸化物等を除去した後、得られた溶解液を化学分析すればよい。合金化溶融亜鉛めっき鋼板については、例えば、３０ｍｍ×４０ｍｍの寸法に切断しためっき鋼板１を、インヒビタを添加した５％ＨＣｌ水溶液に浸漬して、鋼板２中の化学元素の溶出を抑制しながらめっき層３のみを溶解し溶解液を得ることができる。得られた溶解液より未溶解の酸化物等を除去した後、この溶解液をＩＣＰ発光分析して得られた信号強度と、濃度既知の溶液から作成した検量線とからＦｅ量及びＡｌ量を定量すればよい。
　また、この場合、各試料間の測定のばらつきを考慮して、同じ合金化溶融亜鉛めっき鋼板から切出した、少なくとも３つの試料に対する測定値を平均すればよい。
　次に、鋼板２の化学組成について説明する。なお、鋼板２の化学組成における％は、質量％を意味する。
　（Ｃ：０．０５～０．４０％）
　Ｃは、鋼板２の強度を上昇させる元素である。Ｃ量が０．０５％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度と加工性とを両立することが難しくなる。また、Ｃ量が０．４０％を超えると、ミクロ組織中のマルテンサイト及びセメンタイトの量が多くなり、十分な伸び及び穴拡げ性が得られない。加えて、この場合には、スポット溶接性の確保が困難となる。このため、Ｃ量を０．０５～０．４０％とした。鋼板２の強度をより高める場合には、Ｃ量を、０．０８％以上とすると好ましく、０．１０％以上、または、０．１２％以上とするとより好ましい。また、鋼板２のスポット溶接性をより高める場合には、Ｃ量を、０．３８％以下とすると好ましく、０．３５％以下、または、０．３２％以下とするとより好ましい。
　（Ｓｉ：０．５～３．０％）
　Ｓｉは、耐水素脆性を改善するための重要な元素である。Ｓｉ量が０．５％未満では、めっき層３中の酸化物３ａの量が十分でなく、耐遅れ破壊特性が向上しない。そのため、Ｓｉ量の下限を０．５％とする。Ｓｉ量が３．０％を超えると、過剰のフェライトの生成によりミクロ組織が制御できなかったり、加工性が低下したりする。そのため、Ｓｉ量を０．５～３．０％とした。また、Ｓｉは、鋼板２の強度を上昇させる元素である。そのため、鋼板２の強度をより高める場合には、Ｓｉ量を、０．６％以上とすると好ましく、０．７％以上、または、０．８％以上とするとより好ましい。また、鋼板２の加工性をより高める場合には、Ｓｉ量を、２．８％以下とすると好ましく、２．５％以下、または、２．２％以下とするとより好ましい。
　（Ｍｎ：１．５～３．０％）
　Ｍｎは、酸化物を形成する元素であり、かつ、鋼板２の強度を上昇させる元素である。Ｍｎ量が１．５％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。Ｍｎ量が多いと、Ｍｎと、Ｐ及びＳとの共偏析が助長されて、加工性が低下する。そのため、Ｍｎ量の上限を３．０％とする。鋼板２の強度をより高める場合には、Ｍｎ量を、１．６％以上とすると好ましく、１．８％以上、または、２．０％以上とするとより好ましい。また、鋼板の加工性をより高める場合には、Ｍｎ量を、２．８％以下とすると好ましく、２．７％以下、または、２．６％以下とするとより好ましい。
　また、鋼板２の化学組成について以下の化学元素（Ｏ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ）の量を制限する。なお、これら５種の化学元素の量の下限は、いずれも０％であり制限されない。そのため、これら５種の化学元素の上限のみが制限される。
　（Ｏ：０～０．０１％）
　Ｏは、鋼中に酸化物を形成し、伸び、曲げ性、及び、穴拡げ性を劣化させるので、鋼中のＯ量を抑える必要がある。特に、酸化物は、介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、又は、切断面に存在すると、端面に切欠き状の傷や粗大なディンプルが形成する。この傷やディンプルは、穴拡げ時や強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり、大幅に穴拡げ性又は曲げ性を低下させる。
　Ｏ量が０．０１％を超えると、上記傾向が顕著となるので、Ｏ量の上限を０．０１％とした。Ｏ量の下限は、特に制限されないが、Ｏ量を０．０００１％未満にすると、コストが過度に増加するため、Ｏ量の下限を、０．０００１％としてもよい。より鋼板２の加工性を高めるために、Ｏ量を、０．００８％以下に制限すると好ましく、０．００６％以下、または、０．００５％以下に制限するとより好ましい。
　（Ｐ：０～０．０４％）
　Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析し、溶接部を脆化させる元素である。Ｐ量が０．０４％を超えると、溶接部の脆化が顕著になるので、Ｐ量の上限を０．０４％とした。Ｐ量の下限は特に定めないが、Ｐ量を０．０００１％未満にすると、コストが増加するので、Ｐ量を０．０００１％以上とすると好ましい。より鋼板２の溶接性を高めるために、Ｐ量を、０．０３５％以下に制限すると好ましく、０．０３％以下、または、０．０２％以下に制限するとより好ましい。
　（Ｓ：０～０．０１％）
　Ｓは、溶接性、及び、鋳造時及び熱延時の鋼板２の製造性に悪影響を及ぼす元素である。このことから、Ｓ量の上限を０．０１％とした。Ｓ量の下限は特に定めないが、Ｓ量を０．０００１％未満にすると、コストが増加するので、Ｓ量を０．０００１％以上とすると好ましい。また、Ｓは、Ｍｎと結びついて、粗大なＭｎＳを形成して、曲げ性や穴拡げ性を劣化させるので、Ｓ量をできるだけ少なくする必要がある。より鋼板２の加工性を高めるために、Ｓ量を、０．００８％以下に制限すると好ましく、０．００５％以下、または、０．００４％以下に制限するとより好ましい。
　（Ａｌ：０～２．０％）
　Ａｌは、酸化物として、耐遅れ破壊特性の向上に活用できる元素である。また、Ａｌは、脱酸材としても活用可能な元素である。しかし、Ａｌを鋼中に過剰に添加すると、Ａｌ系の粗大介在物の個数が増大し、穴拡げ性の劣化や表面疵の原因になるので、Ａｌ量の上限を２．０％とした。Ａｌ量の下限は、特に限定しないが、Ａｌ量を０．０００５％以下にするのは困難であるので、Ａｌ量の下限を０．０００５％としてもよい。Ａｌ量は、１．８％以下であると好ましく、１．５％以下、または、１．２％以下であるとより好ましい。
　（Ｎ：０～０．０１％）
　Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させる元素である。それ故、鋼中のＮ量を抑える必要がある。Ｎ量が０．０１％を超えると、上記傾向が顕著となるので、Ｎ量の上限を０．０１％とした。加えて、Ｎは、溶接時のブローホールを発生させるので、少ない方が好ましい。Ｎ量の下限は、特に限定しないが、Ｎ量を０．０００５％未満にすると、製造コストが大幅に増加するので、Ｎ量の下限を０．０００５％としてもよい。より鋼板２の溶接性を高める場合には、Ｎ量を、０．００８％以下とすると好ましく、０．００５％以下、または、０．００４％以下とするとより好ましい。
　ここで、Ａｌ及びＳｉは、いずれもセメンタイトの生成を抑制する元素である。それ故、ＡｌとＳｉとの合計量を制御すると、後述のミクロ組織の制御に有利である。これら合計量が０．５％以上であると、セメンタイトの生成をより容易に抑制することができる。そのため、ＡｌとＳｉとの合計量を、０．５％以上とすると好ましく、０．６％以上、または、０．８％以上とするとより好ましい。
　以上の化学元素は、本実施形態における鋼板２の基本成分（基本元素）であり、この基本元素が制御（含有または制限）され、残部が鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物よりなる化学組成が、本実施形態における鋼板２の基本組成である。しかしながら、この基本成分に加え（残部のＦｅの一部の代わりに）、本実施形態では、さらに必要に応じて以下の化学元素（選択元素）を鋼板２に含有させてもよい。なお、これらの選択元素が鋼板２中に不可避的に（例えば、各選択元素の量の好ましい下限未満の量）混入しても、本実施形態における効果を損なわない。
　すなわち、鋼板２が、選択元素または不可避的不純物として、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのうちいずれか１種以上を含有しても構わない。なお、これらの化学元素を、必ずしも鋼板２中に添加する必要がないため、これらの１１種の化学元素の下限は、いずれも０％であり制限されない。そのため、これらの１１種の化学元素の上限のみが制限される。
　（Ｍｏ：０～１．０％）
　Ｍｏは、強化元素であるとともに焼き入れ性の向上に重要な元素である。鋼中にＭｏを添加する場合、Ｍｏ量が０．０１％未満では、添加による効果が得られないので、Ｍｏ量の下限を０．０１％としてもよい。Ｍｏ量が１．０％を超えると、製造時及び熱延時の鋼板２の製造性が低下するので、Ｍｏ量の上限を１．０％とした。鋼板２の製造性及びコストの観点から、Ｍｏ量の上限は、０．８％であると好ましく、０．５％、または、０．３％であるとより好ましい。
　（Ｃｒ：０～１．０％）
　Ｃｒは、強化元素であるとともに焼き入れ性の向上に重要な元素である。鋼中にＣｒを添加する場合、Ｃｒ量が０．０５％未満では、添加による効果が得られないので、Ｃｒ量の下限を０．０５％としてもよい。Ｃｒ量が１．０％を超えると、製造時及び熱延時の鋼板２の製造性が低下するので、Ｃｒ量の上限を１．０％とした。鋼板２の製造性及びコストの観点から、Ｃｒ量の上限は、０．９％であると好ましく、０．８％、または、０．５％であるとより好ましい。
　（Ｎｉ：０～１．０％）
　Ｎｉは、強化元素であるとともに焼き入れ性の向上に重要な元素である。鋼中にＮｉを添加する場合、Ｎｉ量が０．０５％未満では、添加による効果が得られないので、Ｎｉ量の下限を０．０５％としてもよい。Ｎｉ量が１．０％を超えると、製造時及び熱延時の鋼板２の製造性が低下するので、Ｎｉ量の上限を１．０％とした。加えて、Ｎｉは、鋼板２の濡れ性を向上させたり、合金化反応を促進させたりする。そのため、Ｎｉ量を０．２％以上としてもよい。
　一方、Ｎｉは、Ｆｅに比べて酸化し難い元素である。そのため、Ｆｅの酸化を防止して、めっき層３中の酸化物３ａのサイズ及び量を柔軟に制御したり、めっき性を適切に制御したりするために、Ｎｉ量の上限をさらに制限してもよい。例えば、Ｎｉ量の上限が、０．９％であってもよい。
　（Ｃｕ：０～１．０％）
　Ｃｕは、強化元素であるとともに焼き入れ性の向上に重要な元素である。鋼中にＣｕを添加する場合、Ｃｕ量が０．０５％未満では、添加による効果が得られないので、Ｃｕ量の下限を０．０５％としてもよい。Ｃｕ量が１．０％を超えると、製造時及び熱延時の鋼板２の製造性が低下するので、Ｃｕ量の上限を１．０％とした。加えて、Ｃｕは、鋼板２の濡れ性を向上させたり、合金化反応を促進させたりする。そのため、Ｃｕ量を０．２％以上としてもよい。Ｎｉと同様に、Ｃｕは、Ｆｅに比べて酸化し難い元素である。そのため、Ｃｕ量の上限が、０．９％であってもよい。
　（Ｂ：０～０．０１％）
　Ｂは、粒界の強化や鋼板２の強度向上に有効な元素である。鋼中にＢを添加する場合、Ｂ量が０．０００１％未満では、添加による効果が得られないので、Ｂ量の下限を０．０００１％としてもよい。一方、Ｂ量が０．０１％を超えると、添加による効果が飽和するばかりでなく、熱延時の鋼板２の製造性を低下させるので、Ｂ量の上限を０．０１％とした。鋼板２の製造性及びコストの観点から、Ｂ量の上限は、０．００８％であると好ましく、０．００６％、または、０．００５％であるとより好ましい。
　（Ｔｉ：０～０．３％）
　Ｔｉは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び、再結晶の抑制を通じた転位強化で、鋼板２の強度上昇にＴｉが寄与する。鋼中にＴｉを添加する場合、Ｔｉ量が０．００５％未満では、添加による効果が得られないので、Ｔｉ量の下限を０．００５％としてもよい。一方、Ｔｉ量が０．３％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり、成形性が劣化するので、Ｔｉ量の上限を０．３％とした。鋼板２の成形性をより高める場合には、Ｔｉ量の上限は、０．２５％であると好ましく、０．２０％、または、０．１５％であるとより好ましい。
　（Ｎｂ：０～０．３％）
　Ｎｂは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び、再結晶の抑制を通じた転位強化で、鋼板２の強度上昇にＮｂが寄与する。鋼中にＮｂを添加する場合、Ｎｂ量が０．００５％未満では、添加による効果が得られないので、Ｎｂ量の下限を０．００５％としてもよい。一方、Ｎｂ量が０．３％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり、成形性が劣化するので、Ｎｂ量の上限を０．３％とした。鋼板２の成形性をより高める場合には、Ｎｂ量の上限は、０．２５％であると好ましく、０．２０％、または、０．１５％であるとより好ましい。
　（Ｖ：０～０．５％）
　Ｖは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び、再結晶の抑制を通じた転位強化で、鋼板２の強度上昇にＶが寄与する。鋼中にＶを添加する場合、Ｖ量が０．００５％未満では、添加による効果が得られないので、Ｖ量の下限を０．００５％としてもよい。一方、Ｖ量が０．５％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり、成形性が劣化するので、Ｖ量の上限を０．５％とした。鋼板２の成形性をより高める場合には、Ｖ量の上限は、０．４％であると好ましく、０．３％、または、０．２％であるとより好ましい。
　（Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭの１種以上の合計：０～０．０４％）
　Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）の１種以上を、合計で最大０．０４％まで添加してもよい。Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭは、脱酸に用いる元素であり、Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭから選択された１種、２種、又は、３種を、合計で０．０００５％以上鋼中に含有させてもよい。
　Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭから選択される１種以上の合計量が０．０４％を超えると、成形性が悪化するので、この合計量の上限を０．０４％とした。なお、ＲＥＭは、ミッシュメタルで鋼に添加することが多い。ＬａやＣｅの他に、ランタノイド系列の元素を１種以上含有する場合がある。不可避不純物として、鋼板２がＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んでいてもよく、金属ＬａやＣｅを鋼中に添加してもよい。鋼板２の成形性をより高める場合には、Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭから選択される１種以上の合計量の上限は、０．０３％であると好ましく、０．０２％、または、０．０１％であるとより好ましい。
　以上のように、鋼板２は、上述の基本元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成、または、上述の基本元素と、上述の選択元素から選択される少なくとも１種とを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。
　次に、被めっき材である鋼板２のミクロ組織について説明する。なお、鋼板２のミクロ組織における％は、体積％（体積分率、すなわち、断面観察における面積％）を意味する。また、ミクロ組織中の各組織（焼き戻しマルテンサイト、オーステナイト、フェライト、ベイナイト、パーライト、マルテンサイトの６種）を、便宜上「相」と呼ぶ。
　鋼板２のミクロ組織は、フェライトと、ベイナイトと、焼き戻しマルテンサイトと、残留オーステナイトとを含む。
　引張強度を９８０ＭＰａ以上にした上で、延性と穴拡げ性とを両立させるためには、焼き戻しマルテンサイトの量を３０％以上とする。焼き戻しマルテンサイトは、フェライトに比べ引張強度を高めることができ、マルテンサイトに比べ穴拡げ性を高めることができる。
　一般に、組織間の硬度差が大きいと、穴拡げ性が低下する。例えば、フェライト及びマルテンサイトよりなる鋼では、変形中にフェライトとマルテンサイトとの界面で歪が集中してボイドが生成するため、穴拡げ性が低い。そこで、マルテンサイトよりも軟質な焼き戻しマルテンサイトの量を制御することにより、変形時のボイドの生成を抑制し、穴拡げ性を向上させている。焼き戻しマルテンサイトは、その内部にセメンタイトなどの鉄基炭化物を含むマルテンサイトであり、同一の化学組成を有する焼き入れままのマルテンサイト（フレッシュマルテンサイトとも呼ばれる）と比べて、強度（引張強度）が低く、穴拡げ性が高い。
　焼き戻しマルテンサイトの量が３０％未満であると、延性と穴拡げ性とを両立させた上で９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することができない。より引張強度を高める場合には、焼き戻しマルテンサイトの量を、３２％以上とすることが好ましく、３５％以上、または、３８％以上とすることがより好ましい。この場合、焼き戻しマルテンサイトの体積分率が焼き戻しマルテンサイト以外の相の体積分率よりも多いとさらに好ましい。一方、ミクロ組織が、８％以上のオーステナイトと、フェライトと、ベイナイトとを含むので、焼き戻しマルテンサイトの量は、体積分率で９２％未満であってもよい。
　一方で、焼き戻しマルテンサイトは、転位を多く含むので、高強度ではあるが、延性に劣る。そこで、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用し、延性を向上させている。残留オーステナイトの体積分率が８％未満では、十分な延性（全伸びＥｌ）が得られない。そのため、残留オーステナイトの量の下限を８％とした。一方で、ミクロ組織が、４０％以上の焼き戻しマルテンサイト及びベイナイト（合計）と、フェライトとを含むので、残留オーステナイトの量は、体積分率で６０％未満であってもよい。より高い伸びを確保する場合には、残留オーステナイトの量を９％以上とすると好ましく、１０％以上とするとより好ましい。
　また、ミクロ組織は、フェライトを含む。フェライトは、オーステナイト中のＣ量を高めるのに有効である。例えば、後述の製造方法に係る実施形態では、残留オーステナイトを安定化させるために、二相焼鈍、又は、単相域焼鈍後の冷却で、フェライトを形成させている。なお、フェライトの体積分率が高くなると、強度が低下する。そのため、フェライトの体積分率を３０％以下に制限すると好ましい。なお、フェライト量は、０％超であってもよく、１％以上であってもよい。例えば、加工後のミクロ組織にオーステナイトを残留させ、部品として使用する際の衝撃吸収能を高める必要がある場合には、残留オーステナイトの量と残留オーステナイト中のＣ量とを高めることが有効である。そのため、このような要求に応じて、フェライトの体積分率を、１０％以上、または、２０％以上としてもよい。
　さらに、ミクロ組織は、ベイナイトを含む。ベイナイトは、残留オーステナイト中のＣ量を高めるのに有効である。ベイナイトの量は、特に制限されないが、引張強度を９８０ＭＰａ以上にするために、焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計量を４０％以上とする。ベイナイト量は、０％超であってもよく、１％以上であってもよい。例えば、加工後のミクロ組織にオーステナイトを残留させ、部品として使用する際の衝撃吸収能を高める必要がある場合には、残留オーステナイトの量と残留オーステナイト中のＣ量とを高めることが有効である。そのため、このような要求に応じて、ベイナイトの体積分率を、２％以上、または、５％以上としてもよい。一方で、ミクロ組織が、３０％以上の焼き戻しマルテンサイトと、フェライトと、８％以上のオーステナイトとを含むので、ベイナイトの量は、体積分率で６２％未満である。
　加えて、ミクロ組織中のパーライトを体積分率で１０％以下に制限する。パーライトは、オーステナイトが変態することで生成する。このことから、パーライトは、オーステナイトの量及びオーステナイト中のＣ量を低下させるため、強度や延性を低下させる。そのため、ミクロ組織がパーライトを含まない方が望ましいが、パーライトの体積分率を１０％以下に制限すれば、９８０ＭＰａ以上の引張強度及び延性を確保できる。そのため、パーライトの体積分率の上限を１０％とする。Ｃをより有効に活用する場合には、パーライトの体積分率を、５％以下に制限すると好ましい。パーライトの体積分率の下限は、制限されず、０％である。
　伸び及び穴拡げ性を十分に確保するために、ミクロ組織中には、マルテンサイトを含まない方が望ましい。具体的には、マルテンサイトの体積分率を、１０％以下に制限するとよい。より伸び及び穴拡げ性を高める場合には、マルテンサイトの体積分率を、８％以下に制限すると好ましく、７％以下、または、５％以下に制限するとより好ましい。マルテンサイトの体積分率の下限は、制限されず、０％である。
　したがって、例えば、鋼板２が、３０％以上の体積分率の焼き戻しマルテンサイトと、８％以上の体積分率のオーステナイト（残留オーステナイト）とを含み、パーライトの体積分率を１０％以下に制限し、必要に応じてマルテンサイトの体積分率を１０％以下に制限し、残部がフェライト及びベイナイトからなるミクロ組織を有し、焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計体積分率が４０％以上であるとよい。
　さらに、穴拡げ性を改善するために、ミクロ組織の全構成要素（各相）について、単位面積当たりに粒径が３５μｍを超える結晶粒（粗大粒）が占める面積の割合（粗大粒分率）を１０％以下に制限する。粒径の大きな粒が増えると、引張強度が小さくなり、局部変形能も低下する。したがって、なるべく結晶粒を細粒にすることが好ましい。加えて、全ての結晶粒が均一かつ等価に歪を受けることにより穴拡げ性が改善されるため、粗大粒の量を制限することにより、局部的な結晶粒の歪を抑制することができる。ここで、この際の粒径は、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｐａｔｔｅｒｎ）から測定される１５°以上の粒界に囲まれた領域として評価される。
　なお、上記ミクロ組織の各相（ベイナイト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイト、フェライト、パーライト）、及び、残部組織を同定し、各相の存在位置を観察して、各相の面積率（各相の体積率に相当）を測定した。この測定では、ナイタール試薬、及び、日本国特開昭５９－２１９４７３号公報に開示された試薬で、鋼板２の圧延方向を含む断面又は圧延方向に直角な方向を含む断面を腐食し、光学顕微鏡（１０００倍の倍率）、又は、走査型又は透過型電子顕微鏡（１０００～１０００００倍の倍率）で観察して、各相を定量化することができる。この場合、各２０視野以上を観察し、ポイントカウント法や画像解析により各相の面積率（すなわち、各相の体積率に相当）を求めることができる。
　以上のように、鋼板２の化学組成及びミクロ組織を制御することで、９８０ＭＰａ以上の引張強度と、優れた延性及び穴拡げ性とを具備しためっき鋼板１（鋼板２）が得られる。
　なお、鋼板２の板厚は、特に制限されないが、板厚の上限が６．０ｍｍであってもよい。鋼板２の板厚の下限は、用途に応じて、例えば、０．５ｍｍとしてもよい。
　ここで、引張強度が大きくなると、一般的に、伸び及び穴拡げ性が低下するため、伸び及び穴拡げ性を以下のように評価する。
　伸びの指標を、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と全伸びＥｌ（％）との積から得た上で、この積が１６０００（ＭＰａ×％）以上である場合（ＴＳ×Ｅｌ≧１６０００ＭＰａ×％）に、伸びが優れていると評価する。伸びを重要視する場合、この積（ＴＳ×Ｅｌ）は、望ましくは、１８０００ＭＰａ×％以上であり、さらに望ましくは、２００００ＭＰａ×％以上である。
　穴拡げ性の指標を、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と穴拡げ率λ（％）との積から得た上で、この積が４００００（ＭＰａ×％）以上である場合（ＴＳ×λ≧４００００ＭＰａ×％）に、穴拡げ性が優れていると評価する。穴拡げ性を重要視する場合には、この積（ＴＳ×λ）は、望ましくは、４５０００ＭＰａ×％以上であり、さらに望ましくは、５００００ＭＰａ×％以上である。
　本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板１は、９８０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを有し、耐遅れ破壊特性、めっき密着性、伸び、及び、穴拡げ性に優れている。本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板１（素材）は、通常の製鉄工程である製錬、製鋼（精錬）、鋳造、熱延、冷延の各工程を経て製造される製品を原則とし、後述の実施形態の製造方法により好適に得ることができる。しかしながら、製鉄工程の一部、又は、全部を省略して製造される製品でも、本実施形態に係る条件を満足する限り、本実施形態において説明した効果を得ることができるため、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板１は、必ずしも製造方法によって制限されない。
　また、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板１を部材として適用する際には、例えば、溶接性を確保するために、めっき層３の一部を除去してもよく、目的に応じて適宜亜鉛めっき鋼板を加工することができる。
　続いて、本発明の一実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法について詳細に説明する。
　図４Ａ及び図４Ｂに、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法の一例のフローチャートを示す。このフローチャートに示すように、本実施形態では、以下の工程により、亜鉛めっき鋼板が製造される。すなわち、鋼（スラブ）を、鋳造し（Ｓ１）、加熱し（Ｓ２）、熱間圧延する（Ｓ３）。熱間圧延（Ｓ３）後、鋼（鋼板、熱延鋼板）を、巻取り（Ｓ４）、酸洗し（Ｓ５）、冷間圧延する（Ｓ６）。冷間圧延（Ｓ６）後、鋼（鋼板、冷延鋼板）を、フェライトが再結晶するように加熱し（Ｓ７）、焼鈍し（Ｓ８）、制御冷却し（Ｓ９）、めっき浴の温度を基準に温度制御し（Ｓ１０）、溶融亜鉛めっきする（Ｓ１１）。溶融亜鉛めっき（Ｓ１１）後、鋼（鋼板、めっき鋼板）を、冷却し（Ｓ１２）、最終製品として、溶融亜鉛めっき鋼板を得る。また、溶融亜鉛めっき（Ｓ１１）よりも後に鋼（鋼板、めっき鋼板）に対して合金化処理を施すと（Ｓ２０）、冷却（Ｓ２１）後に、最終製品として、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る。なお、制御冷却（Ｓ９）よりも後に、必要に応じて、鋼（鋼板、冷延鋼板またはめっき鋼板）を加熱保持する（Ｓ３０、Ｓ３１、Ｓ３２）場合もある。
　ここで、上記実施形態に係る亜鉛めっき鋼板のめっき層中の酸化物３ａの投影面積率を１０％以上に制御するために、本実施形態では、少なくとも、冷間圧延（Ｓ６）の条件と、加熱（Ｓ７）の条件と、溶融亜鉛めっき（Ｓ１１）の条件とを、後述のように適切に制御している。
　以下に、本実施形態の各工程について説明する。
　本実施形態においては、上記実施形態で説明した化学組成を有する鋼を、常法で溶製し、鋳造する（Ｓ１）。
　鋳造後の鋼（スラブ）を、直接又は一旦冷却した後、加熱し（Ｓ２）、熱間圧延に供する（Ｓ３）。熱間圧延前の加熱温度は、特に制限されないが、鋼中の化学組成をより均一にするために、１１５０℃以上、または、１２００℃以上であることが好ましい。二相域での圧延によりミクロ組織が不均一になることを防止するために、熱間圧延をＡｒ３変態点以上で完了する。ここで、Ａｒ３変態点（Ａｒ３）及び後述の表１中のＡｃ３変態点（Ａｃ３）は、Ｃ量（％Ｃ）、Ｍｎ量（％Ｍｎ）、Ｓｉ量（％Ｓｉ）、及び、Ｃｒ量（％Ｃｒ）を用いて、それぞれ、下記式２及び式３により算出することができる。
　Ａｒ３＝９０１－３２５×（％Ｃ）－９２×（％Ｍｎ）＋３３×（％Ｓｉ）－２０×（％Ｃｒ）　　・・・（式２）
　Ａｃ３＝９１０－２０３×（％Ｃ）＾０．５＋４４．７×（％Ｓｉ）－３０×（％Ｍｎ）－１１×（％Ｃｒ）　　・・・（式３）
　鋼板が選択元素としてＣｒを含まない場合には、Ａｒ３変態点及びＡｃ３変態点は、それぞれ、下記式４及び式５により算出することができる。
　Ａｒ３＝９０１－３２５×（％Ｃ）－９２×（％Ｍｎ）＋３３×（％Ｓｉ）　　・・・（式４）
　Ａｃ３＝９１０－２０３×（％Ｃ）＾０．５＋４４．７×（％Ｓｉ）－３０×（％Ｍｎ）　　・・・（式５）
　次いで、熱間圧延後の鋼（鋼板、熱延鋼板）を、３００～７００℃の巻取り温度で巻き取る（Ｓ４）。熱間圧延における巻取り温度が７００℃を超えると、熱延鋼板のミクロ組織が粗大なフェライト・パーライト組織となり、その後の工程（例えば、冷間圧延、焼鈍、亜鉛めっき及び合金化熱処理）後の最終的な鋼板のミクロ組織の各相が粗大化し、ミクロ組織が不均一となる。その結果、上記の粗大粒分率を十分に制御することができず、良好な穴拡げ性が得られないので、巻取り温度の上限を７００℃にした。巻取り温度を６５０℃以下とすることが望ましい。
　巻取り温度の下限は特に規定しないが、巻取り温度が３００℃以上であれば、熱延鋼板の強度を冷間圧延に適した強度にすることができる。そのため、巻取り温度は、３００℃以上が望ましい。
　このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を施す（Ｓ５）。酸洗は、鋼板表面の酸化物を除去するので、めっき性の向上のために重要である。一回の酸洗を行ってもよいし、複数回に分けて酸洗を行ってもよい。
　酸洗した熱延鋼板を、１４００ｍｍ以下のロール径を有するロール（ワークロール）にて３０％以上の累積圧下率で冷間圧延して（Ｓ６）、連続溶融亜鉛めっきラインに通板する。この冷間圧延により、後工程の加熱（滞留）時において、フェライトの再結晶とこの再結晶による酸化物（上記酸化物３ａを形成するために必要な酸化物）の形成とを促進させることができる。
　累積圧下率が３０％未満では、後工程の加熱（滞留）時において、再結晶が十分に進まないため、後工程で酸化物が十分に形成されず、十分な耐水素脆性が得られない。そのため、累積圧下率（下限）を、３０％以上とする。好ましくは、累積圧下率は、４０％以上である。一方、冷間圧延の累積圧下率の上限は特に規定しない（１００％未満）が、冷延荷重の増大を抑制し、容易に冷延を行うために、累積圧下率が８０％以下であると好ましい。圧延パスの回数や、パス毎の圧下率は、めっき密着性、伸び、強度、穴拡げ性、耐水素脆性にほとんど影響を与えないため、特に規定しない。ここで、累積圧下率は、冷間圧延における最初のパス前の入口板厚を基準とし、この基準に対する累積圧下量（冷間圧延における最初のパス前の入口板厚と冷間圧延における最終パス後の出口板厚との差）の百分率である。
　また、再結晶に必要とされる歪は、単位板厚当たりの鋼板の変形速度（以下、平均変形速度）の増加とともに増加するため、この平均変形速度を十分に得ることができるように、被圧延材と接触する面の面積及びこの面でのロールの弾性変形量が少ない、小さなロール径のロールを使用する。３０％以上の累積圧下率での冷間圧延において、１４００ｍｍ以下のロール径を有するロールを使用すると、十分な耐水素脆性を得るために必要な酸化物を形成させることができる。ロール径が小さいほど、上記平均変形速度が大きくなるため、再結晶が開始するまでの時間を短くし、再結晶の速度を大きくすることができ、かつ形成される酸化物の量も増加する。再結晶の速度を大きくする効果及び酸化物を形成させる効果は、ロール径が１４００ｍｍ以下で引き起こされる。そのため、ロール径を、１４００ｍｍ以下とした。ロール径は、望ましくは、１２００ｍｍ以下であり、さらに望ましくは、１０００ｍｍ以下である。
　冷間圧延後の鋼（鋼板、冷延鋼板）を加熱する（Ｓ７）。鋼板をめっきラインに通板する際の加熱速度（平均加熱速度）は、めっき密着性、伸び、強度、穴拡げ性、耐水素脆性にほとんど影響を与えないため、特に規定しない。加熱速度が０．５℃／秒以上であると、生産性を十分に確保できるため、加熱速度は０．５℃／秒以上が好ましい。加熱速度が１００℃／秒以下であると、通常の設備投資で実施可能であるため、コスト上、加熱速度が１００℃／秒であると好ましい。
　この加熱中に、鋼板を、５５０～７５０℃で、２０秒以上滞留させる。これは、この温度域で鋼板を滞留させることで、酸化物を分散させることが可能なためである。この酸化物の生成は、冷間加工されたフェライトの再結晶と密接に関係すると考えられる。即ち、酸化物を形成するＳｉ、ＡｌあるいはＭｎは、鋼板内部からの拡散（特に、粒界拡散）により供給されるため、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌを単独、又は、複合で含む酸化物は、鋼板表面のフェライトの粒界に生成する傾向にある。このような再結晶により生成した微細なフェライトの粒界が、酸化物の生成サイトとして活用される。また、このように、酸化物は、フェライト粒界に優先的に生成するため、網目状の構造を有することが多く、水素を効率よくトラップすることができる形態（投影面積率）になりやすい。
　また、５５０～７５０℃の温度域では、酸化物の生成速度に比べ、フェライトの再結晶の速度が速い。そのため、この温度域内に冷延後の鋼板の温度が制御されると、酸化物が形成する前に再結晶が開始するため、鋼板表面に十分な量（面積）の酸化物を形成させることができる。
　滞留温度が５５０℃未満では、再結晶に長時間を要することに加え、加工されたままの大きく延びたフェライトが存在するだけであり、酸化物を形成するのに十分な量（密度）の粒界が存在しない。また、滞留温度が７５０℃を超えると、フェライトの再結晶速度に比べ、酸化物の形成速度が速く、再結晶及び粒成長、または、逆変態の途中で粒界に粒状の酸化物が形成するため、鋼板表面に十分な量（面積）の酸化物を形成させることは困難である。そこで、鋼（鋼板）の温度が５５０～７５０℃の温度域にある時間を制御している。この鋼板の温度が５５０～７５０℃の温度域にある時間が２０秒未満であると、十分な量の酸化物（特に、上記の投影面積率に有利な形状の酸化物）を得ることができず、最終製品において上記の酸化物の投影面積率が１０％未満になる。鋼板の耐水素脆性をより高める場合には、この滞留時間を、３０秒以上とすると好ましい。
　ここで、鋼板の温度が５５０～７５０℃の温度域にある時間を、等温保持で制御してもよく、加熱（温度上昇）により制御してもよい。鋼板の温度が５５０～７５０℃の温度域にある時間の上限は、特に制限されず、２０００秒であっても、１０００秒であってもよい。
　一方、冷間圧延ままの鋼板では、フェライト粒が圧延方向に伸びており、フェライトの粒径が大きく、フェライトの粒界の量が少ない。その結果、フェライトのほとんどが未再結晶フェライトである、冷間圧延ままの鋼板を焼鈍しても、酸化物の投影面積率を１０％以上確保することができない。そのため、上記のように、鋼板の温度が５５０～７５０℃の温度域にある時間を制御して、酸化物形成前にフェライトを再結晶させ、フェライトの粒径を微細化している。
　さらに、再結晶後の鋼板を、７５０～９００℃の焼鈍温度（最高加熱温度）で焼鈍する（Ｓ８）。焼鈍温度が７５０℃未満になると、熱間圧延時に生成した炭化物が、再固溶するのに時間がかかりすぎて、炭化物が残存し、焼き入れ性が低下する。そのため、焼き戻しマルテンサイトやオーステナイトの量を十分に確保できず、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが難しい。それ故、７５０℃が焼鈍温度の下限である。
　過度の高温加熱は、コストを増加させるだけでなく、高温下での通板時の板形状の悪化やロールの寿命の低下といったトラブルも誘発する。そのため、焼鈍温度の上限を９００℃とする。上記温度域（７５０～９００℃）での熱処理時間（焼鈍時間）は、特に限定しないが、炭化物の溶解のために、１０秒以上が望ましい。
　コストを抑制するために、熱処理時間が６００秒以下であると好ましい。最高加熱温度にて等温保持を行って鋼板を焼鈍してもよいし、傾斜加熱を行い、最高加熱温度に到達した後、直ちに、冷却を開始して鋼板を焼鈍してもよい。
　連続溶融亜鉛めっきラインの焼鈍工程における雰囲気を制御すると、鋼板表面に形成する酸化物（Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ａｌから選ばれる１種以上の化学元素を含む酸化物）を柔軟に制御することができる。即ち、焼鈍雰囲気中のＨ２濃度と露点とを管理すると、反応制御に重要である酸素ポテンシャルを柔軟に制御することができる。例えば、通常の焼鈍条件で適用されるＨ２濃度が２０体積％以下のＮ２雰囲気では、露点を－２０℃以上とするとよい。この場合には、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ａｌから選ばれる１種以上の化学元素を含む酸化物の量及び形状をより柔軟に制御することができる。
　焼き戻しマルテンサイトやオーステナイトの量を十分に確保するためには、焼鈍後の冷却の過程で、これら以外の組織（例えば、フェライト、パーライト、ベイナイト）が過剰に生成しないように冷却条件を制御することが重要である。特に、オーステナイト中のＣ量を増加させるように冷却条件（例えば、フェライト変態の制御やパーライト変態の抑制）を制御してオーステナイトを安定化させると好ましい。
　そのため、焼鈍後の鋼板を以下のように一段階または二段階の冷却によって制御冷却する（Ｓ９）。
　まず、二段階の冷却を行う場合には、上記焼鈍の終了後、５００℃以上かつ７５０℃未満の温度域の所定温度（以下では、中間冷却温度と記載する）まで０．１～３０℃／秒の平均冷却速度（以下では、第一の平均冷却速度と記載する）で鋼板を冷却する（第一段の冷却）。以下に、この第一段の冷却について詳細に説明する。
　十分に生産性を確保するために、第一の平均冷却速度を、０．１℃／秒以上とする。より生産性を高める場合には、第一の平均冷却速度が０．２℃／秒以上であることが好ましく、０．５℃／秒以上、または、０．８℃／秒以上であることが好ましい。また、フェライトを生成させるために、第一の平均冷却速度を、３０℃／秒以下とする。フェライトの量をさらに高めてオーステナイトの量及び安定度を高める場合には、この第一の平均冷却速度が、２５℃／秒以下であることが好ましく、２２℃／秒以下、または、２０℃／秒以下であることがより好ましい。したがって、第一の平均冷却速度を０．１～３０℃／秒とする。また、第一の平均冷却速度が３０℃／秒以下である場合に、中間冷却温度を５００℃未満にすると、オーステナイト及びマルテンサイト以外の組織（例えば、フェライトやベイナイト）が過剰に生成するため、最終製品において、焼き戻しマルテンサイトを３０％以上、オーステナイト（残留オーステナイト）を８％以上確保することができなくなる。但し、第一の平均冷却速度が０．１～０．８℃／秒である場合には、生産性を確保し、かつ、パーライトの生成を防止するために、中間冷却温度をＡｒ３℃以上かつ７５０℃未満とすると望ましい。一方、中間冷却温度が７５０℃以上であると、製造コストが増加する上、フェライトが生成しない場合もある。より安定的にフェライトを生成させるために、中間冷却温度は、７４０℃以下であることが好ましく、７３０℃以下であることがより好ましい。したがって、中間冷却温度を、５００℃以上かつ７５０℃未満とする。
　次に、上記第一段の冷却の終了後、中間冷却温度から１００℃以上かつ３５０℃未満の冷却停止温度まで上記の第一の平均冷却速度よりも大きく、かつ、１～１００℃／秒である平均冷却速度（以下では、第二の平均冷却速度と記載する）で鋼板を冷却する（第二段の冷却）。以下に、この第二段の冷却について詳細に説明する。
　最終製品において３０％以上の焼き戻しマルテンサイトを得るために必要なマルテンサイトを確保するために、冷却停止温度を３５０℃未満とする。最終製品においてより多くの焼き戻しマルテンサイトを確保するためには、冷却停止温度を、３４０℃以下にすることが好ましく、３２０℃以下、または、３００℃以下にすることがより好ましい。また、最終製品において８％以上のオーステナイト（残留オーステナイト）を得るために必要なオーステナイトを確保するために、冷却停止温度を１００℃以上とする。最終製品においてより多くのオーステナイトを確保するために、冷却停止温度を、１２０℃以上にすることが好ましく、１５０℃以上、または、１８０℃以上にすることがより好ましい。特に、冷却停止温度をマルテンサイト変態が開始する温度（ＭＳ点）より１００℃低い温度以上とするとさらに好ましい。したがって、冷却停止温度を１００℃以上かつ３５０℃未満とする。このような冷却停止温度を制御することにより、第一段の冷却の終了直後に存在したオーステナイトのうち、適切な量のオーステナイトをマルテンサイトに変態させることができる。最終製品において３０％以上の焼き戻しマルテンサイトを得るために必要なマルテンサイトを確保するために、第二の平均冷却速度を１℃／秒以上とする。第二の平均冷却速度が１℃／秒未満であると、生産性が低下するだけでなく、オーステナイト及びマルテンサイト以外の組織が過剰に生成する。最終製品においてより多くの焼き戻しマルテンサイト及びオーステナイトを確保するために、第二の平均冷却速度を、２℃／秒以上、または、５℃／秒以上にすることが好ましく、１０℃／秒以上、または、２０℃／秒以上にすることがより好ましい。特に、上記第一の平均冷却速度が０．１～０．８℃／秒である場合には、この第二の平均冷却速度を前述のように高めることが望ましい。また、製造コスト（設備コスト）を十分に抑えるために、第二の平均冷却速度を１００℃／秒以下とする。この第二の平均冷却速度を、８０℃／秒以下とすると好ましく、５０℃／秒以下とするとより好ましい。したがって、第二の平均冷却速度を１～１００℃／秒とする。加えて、生産性を高め、かつ、オーステナイト及びマルテンサイト以外の相の生成をできる限り抑制するために、二段階の冷却を行う場合には、この第二の平均冷却速度を、第一の平均冷却速度よりも大きな平均冷却速度にするとよい。第一段の冷却及び第二段の冷却後のオーステナイト中のＣ量をより高め、かつ、第二段の冷却後のマルテンサイト及びオーステナイトの量をより増加させるためには、第二の平均冷却速度と第一の平均冷却速度との差が大きいことが望ましい。
　一方、一段階の冷却を行う場合には、上記二段階の冷却の冷却条件と同様の理由から、１～３０℃／秒の平均冷却速度で１００℃以上かつ３５０℃未満の冷却停止温度まで鋼板を冷却すればよい。この一段階の冷却の条件は、上記二段階の冷却の条件において、第一の平均冷却速度が第二の平均冷却速度と等しい場合（この場合、中間冷却温度が５００℃以上かつ７５０℃未満の温度域に含まれる）に相当する。この一段階の冷却における平均冷却速度は、１０℃／秒超、または、１２℃／秒以上であると好ましく、１５℃／秒以上、または、２０℃／秒以上であるとさらに好ましい。
　なお、上記各平均冷却速度に加え、秒毎の冷却速度が上記平均冷却速度の条件を満足するとより望ましい。
　さらに、上記の制御冷却後、鋼板を、再加熱する。続いて、鋼を、溶融亜鉛めっき浴に浸漬後、室温まで冷却する。上記の制御冷却よりも後の工程において、鋼板の温度が３５０～５００℃の温度範囲にある時間を２０秒以上に制御する。この時間を２０秒以上とすることにより、オーステナイトからベイナイトへの変態（ベイナイト変態）が十分に進み、未変態のオーステナイト中のＣ量を高めることができる。その結果、オーステナイトの安定性が高まり、最終製品において８％以上のオーステナイト（残留オーステナイト）を確保することができる。一方、この時間が２０秒未満であると、オーステナイトからベイナイトへの変態（ベイナイト変態）が十分に進まないため、オーステナイトの安定性が低下し、最終製品において８％以上のオーステナイトを確保することができない。よりオーステナイトの体積分率を高める場合には、鋼板の温度が３５０～５００℃の温度範囲にある時間を２５秒以上、または、３０秒以上に制御すると好ましい。また、鋼の温度が３５０～５００℃の温度範囲にある時間の上限は、特に制限されないが、例えば、生産性の観点から、１０００秒、または、５００秒であってもよい。なお、３５０～５００℃の温度範囲は、ベイナイト変態が十分な速度で生じる温度範囲である。すなわち、めっき浴に鋼を浸漬する前の鋼板の温度調整、めっき浴への鋼板の浸漬、めっき層の合金化処理といった第二段の冷却よりも後の各工程において、鋼板の温度が３５０～５００℃の温度範囲にある時間を合計で２０秒以上に制御すればよい。鋼板の温度が３５０～５００℃の温度範囲にある時間をより確実に２０秒以上に制御するために、第二段の冷却よりも後に、３５０～５００℃の温度範囲に鋼板を保持する工程（Ｓ３０、Ｓ３１、Ｓ３２）をさらに追加してもよい。この保持工程において３５０～５００℃の温度範囲に鋼板を保持する時間は、特に制限されないが、例えば、２０秒以上であってもよい。
　また、鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬する前に、再加熱によりめっき浴温度よりも４０℃低い温度以上かつめっき浴温度よりも４０℃高い温度以下の温度範囲内に鋼板の温度（板温）を制御する（Ｓ１０）。板温がめっき浴温度よりも４０℃以上低い場合には、めっき浴に鋼が浸漬される際に鋼板の表面近傍の溶融亜鉛の温度が大きく低下し、溶融亜鉛の一部が凝固する。この凝固は、めっき外観を劣化させるので、再加熱によって板温を、（めっき浴温度－４０℃）以上とする。また、板温がめっき浴温度よりも４０℃以上高い場合には、溶融亜鉛めっき時に操業上の問題が生じるため、板温を（めっき浴温度＋４０℃）以下とする。
　このように鋼板の温度を制御した後、流速１０～５０ｍ／ｍｉｎにて流動する溶融金属を有する溶融亜鉛めっき浴（めっき浴）に鋼を浸漬し、溶融亜鉛めっきを施す（Ｓ１１）。
　溶融金属の流速を１０～５０ｍ／ｍｉｎとすることで、不めっきを防止しながら酸化物を含むめっき層の形成が可能となる。溶融金属の流速が１０ｍ／ｍｉｎ未満では、鋼板表面へのめっき浴中の酸化物の付着を抑制してめっき浴中の溶融金属の接触率を高めることができないため、不めっきを防止することができず、めっき層の外観が悪化する。一方、溶融金属の流速が５０ｍ／ｍｉｎを超えると、このような流速を得るために過大な設備投資が必要となるだけでなく、溶融金属の流動に起因した模様がめっき層に生じ、めっき層の外観が悪化する。したがって、溶融金属の流速を１０～５０ｍ／ｍｉｎとする。このように、溶融金属の流速を制御した結果、鋼板表面に形成した酸化物との化学的親和性が高いめっき浴中の亜鉛の酸化物が鋼板表面に付着することを防止しながら、鋼板表面に形成された易酸化性元素の酸化物をめっき層中に取り込むことができる。そのため、良好な外観を有するめっき層中に酸化物を分散させることが可能となる。
　なお、上述の焼鈍前の加熱時に、鋼板表面に、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ａｌから選ばれる１種以上の化学元素を含む酸化物を形成させているので、鋼板をめっき浴から引き上げた後に不めっき（めっきの欠陥、めっきが形成されない部分）が起こり易い。そこで、めっき浴中では、溶融金属を１０～５０ｍ／ｍｉｎの流速で流動させている。このような流速で溶融金属（噴流）を流動させることにより、不めっきを防止することができる。加えて、鋼板表面に酸化物を形成させると、めっき層を合金化する場合に、合金化が遅延するが、上記の溶融金属の流速を制御することにより、合金化を促進することができる。ここで、溶融金属の流速の方向については、特に制限されず、溶融金属の流速の大きさのみを制御すればよい。
　また、めっき浴中の溶融金属は、純亜鉛（亜鉛及び不可避的不純物）であってもよく、選択元素または不可避的不純物としてＡｌ（例えば、２質量％以下）を、不可避的不純物としてＦｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどの化学元素を含有しても構わない。
　例えば、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合（めっき層の合金化を行う場合）には、めっき層の特性を制御するため、めっき浴中の有効Ａｌ量を０．０５～０．５００質量％に制御することが望ましい。ここで、めっき浴中の有効Ａｌ量は、めっき浴中のＡｌ量から、めっき浴中のＦｅ量を引いた値である。
　有効Ａｌ量を０．０５～０．５００質量％とすると、良好な外観のめっき層を得ることができることに加え、十分に生産性を高めることができる。すなわち、有効Ａｌ量が０．０５質量％以上であると、ドロス発生を抑制することができ、良好な外観のめっき層を得ることができる。また、有効Ａｌ量が０．５００質量％以下であると、合金化を効率よく行うことができ、十分に生産性を高めることができる。
　溶融金属中には、不可避不純物として、Ｚｎ酸化物やＡｌ酸化物が存在する。これら酸化物については、できるだけ除去するか、又は、鋼板との反応を抑制することが望ましいが、溶融めっき後のめっき層中に不可避的に混入したとしても構わない。
　さらに、めっき浴に浸漬した鋼板を、めっき浴から引き上げ、必要に応じてワイピングを行う。鋼板に対してワイピングを行うと、鋼板表面に付着するめっきの量（めっき付着量）を制御することができる。めっき付着量について、特に制約はないが、耐食性をより高める観点から、めっき付着量が片面当たり５ｇ／ｍ２以上であると望ましい。また、めっき密着性をより高める観点から、めっき付着量が片面当たり１００ｇ／ｍ２以下であると望ましい。
　鋼板に溶融亜鉛めっきを施した後、１００℃未満の温度（例えば、室温）まで冷却する（Ｓ１２）。この冷却における冷却停止温度は、ミクロ組織が安定する温度であれば特に制限されず、例えば、コスト面から０℃以上（例えば、水温や室温以上）であってもよい。
　冷却後、めっき鋼板として、溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。このめっき鋼板のスポット溶接性や塗装性をより高める場合には、得られためっき鋼板に対し合金化処理を行ってもよい（Ｓ２０）。合金化処理によってめっき層中に鋼板中のＦｅが取り込まれるため、冷却（Ｓ２１）後、塗装性やスポット溶接性に優れた亜鉛めっき鋼板（すなわち、合金化溶融亜鉛めっき鋼板）を得ることができる。
　このように、めっき層の合金化を行う場合には、めっき鋼板を４６０℃以上に加熱するとよい。合金化処理の温度（合金化温度）を４６０℃以上にすると、高い合金化速度で合金化を効率よく行えるため、十分に生産性を高めることができる。一方で、合金化温度が６００℃を超えると、炭化物が生成して、最終製品における鋼中のオーステナイトの体積率が減少し、８％以上のオーステナイトを確保することができない。そのため、合金化温度の上限を６００℃とする。すなわち、第二段の冷却より後の工程における最高温度を６００℃以下に制限するとよい。
　以上、亜鉛めっき鋼板の製造方法の一実施形態の基本的な構成について説明したが、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で、構成の付加が可能である。例えば、亜鉛めっき鋼板上に、塗装性や溶接性といった特性を改善する目的で、上層めっき（追加のめっき、例えば、電気めっき）を施してもよく、各種の処理（例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性を向上させる処理、溶接性を向上させる処理等）を施してもよい。
　また、例えば、めっき密着性をさらに向上させるため、冷間圧延と焼鈍との間に、鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独又は複数を含むめっき（これらの化学元素から選択される１つ以上の化学元素及び不可避的不純物からなるめっき）を施してもよい。このめっきは、意図的に施されるが、このめっきによってめっき層に混入する化学元素の量は、不純物として判断することができるほど十分に少ない量である。
　さらに、例えば、１００℃未満の温度まで冷却されためっき鋼板に対してスキンパス圧延を行ってもよい。このスキンパス圧延の累積圧下率は、０．１～１．５％が好ましい。累積圧下率が０．１％以上であると、スキンパスによりめっき鋼板の外観をより高めることができ、累積圧下率の制御も容易である。そのため、累積圧下率は、０．１％以上が好ましい。累積圧下率が１．５％以下であれば、生産性を十分に確保することができるので、累積圧下率は１．５％以下が好ましい。スキンパスは、インラインで行ってもよいし、オフラインで行ってもよい。目的の累積圧下率になるように、スキンパスを、一度で行ってもよいし、数回に分けて行ってもよい。ここで、累積圧下率は、スキンパス圧延における最初のパス前の入口板厚を基準とし、この基準に対する累積圧下量（スキンパス圧延における最初のパス前の入口板厚とスキンパス圧延における最終パス後の出口板厚との差）の百分率である。
　ここで、鋼板を酸洗する工程から鋼板をめっき浴に浸漬する工程までの具体的な方法については上記の条件を満足する限り特に制限されない。例えば、このような方法として、「鋼板を、脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ２及びＮ２を含む還元雰囲気にて焼鈍し、その後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に浸漬する」というゼンジマー法、「焼鈍時の雰囲気を調節して一旦鋼板表面を酸化させた後、鋼板表面を還元する（ここで、易酸化性元素の酸化物は、還元しない）ことにより、鋼板表面の清浄化を行った後、鋼板をめっき浴に浸漬する」という全還元炉方式、「鋼板を、脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に浸漬する」というフラックス法等を本実施形態の各工程に沿うように必要に応じて変更を加えた上で適用してもよい。
　次に、本発明を実施例により詳細に説明する。
　表１に示す化学組成（但し、残部は鉄及び不可避的不純物）を有する連続鋳造後のスラブを、表２及び表５に示す熱延条件（表中、スラブ加熱温度及び仕上げ圧延温度）で熱間圧延し、得られた熱延鋼板を、水冷帯にて水冷した後、表２及び表５に示す温度（表中、巻取温度）で巻き取った。熱延鋼板の厚みは、２～４．５ｍｍとした。
　熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延後の板厚が１．２ｍｍとなるように、表２及び表５に示す冷延条件（表中、ロール径及び冷延率）で冷延を行い、冷延鋼板とした。その後、これらの冷延鋼板に対して、表３（表２の続き）及び表６（表５の続き）に示す条件で、連続合金化溶融亜鉛めっきラインにて、各種の熱処理と溶融亜鉛めっき処理とを施した。
　表３及び表６に示すように、冷間圧延後の熱処理では、冷延鋼板の温度が５５０～７５０℃の温度域にある時間（表中、ｔＡ）が所定時間になるように、冷延鋼板を加熱した後、この冷延鋼板を所定の焼鈍条件（表中、焼鈍温度（但し、最高加熱温度）、Ｈ２濃度、及び、露点）で焼鈍した。さらに、表３及び表６中の焼鈍温度から、冷延鋼板を、所定の中間冷却温度まで、所定の一次冷却速度で冷却し、その後、所定の冷却停止温度まで、所定の二次冷却速度で冷却した（一段階または二段階の制御冷却）。また、表４（表３の続き）及び表７（表６の続き）に示すように、必要に応じて、冷延鋼板を、所定の温度域まで再加熱してこの温度域で所定の保持時間保持した。
　その後、表４及び表７に示す所定の条件（表中、めっき浴温度及びめっき浴流速）に制御した亜鉛めっき浴に所定の温度（表中、めっき前調節温度）に制御された冷延鋼板を浸漬し、得られた鋼板（めっき鋼板）を室温まで冷却した。めっき浴中の溶融金属（溶融亜鉛）の有効Ａｌ量は、０．０９～０．１７質量％とした。一部の鋼板については、亜鉛めっき浴に浸漬後、各条件（表中、合金化温度）にて合金化処理を行い、得られた鋼板を室温まで冷却した。その際の目付け量（めっき層の量）は、両面とも、約３５ｇ／ｍ２とした。最後に、得られた鋼板に、０．４％の累積圧下率でスキンパス圧延を施した。なお、表４及び表７中のｔＢは、制御冷却の終了よりも後において鋼板の温度が３５０～５００℃である時間の合計を示す。加えて、表４及び表７中の製品板の種類については、「ＧＩ」が溶融亜鉛めっき鋼板（Ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ　ｓｔｅｅｌ　ｓｈｅｅｔ）を示し、「ＧＡ」が合金化溶融亜鉛めっき鋼板（Ｇａｌｖａｎｎｅａｌｅｄ　ｓｔｅｅｌ　ｓｈｅｅｔ）を示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　引張試験では、１．２ｍｍ厚の鋼板から、圧延方向に直角方向及び平行に、ＪＩＳ５号試験片を採取し、引張特性を評価した。各５本の試験片に対してＪＩＳＺ２２４１（２０１１）による引張試験を行い、各値（各５つの降伏強度、引張強度、全伸び）の平均値を求め、その平均値から、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）、及び、降伏比（ＹＲ）を算出した。ここで、降伏比（ＹＲ）は、降伏強度（ＹＳ）を引張強度（ＴＳ）で除することにより得られる。
　また、鉄連規格ＪＦＳ　Ｔ１００１に準拠した穴拡げ試験により、穴拡げ率（λ）を決定した。
　ここで、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）とのバランスの指標（ＴＳ×Ｅｌ）が１６０００（ＭＰａ×％）を超える場合には、伸びが優れていると評価した。引張強度（ＴＳ）と穴拡げ率（λ）とのバランスの指標（ＴＳ×λ）が４００００（ＭＰａ×％）を超える場合には、穴拡げ性が優れていると評価した。
　インヒビタを添加した５％ＨＣｌ水溶液を用いてめっき鋼板のめっき層を溶解し、未溶解の酸化物等の残渣を除去して得られた溶解液をＩＣＰ発光分析してめっき層中のＦｅの量を測定した。測定には、３つの試料を用い、これら３つの試料のＦｅの量の平均値を、めっき層のＦｅ％とした。
　また、めっき鋼板の断面のミクロ組織を観察した。光学顕微鏡と、走査型電子顕微鏡と、必要に応じて透過型電子顕微鏡とを用いて、ミクロ組織の各相を決定し、各相の面積率及び粗大粒面積率（単位面積当たりに３５μｍを超える粒径を有する結晶粒が占める割合）を測定した。さらに、集束イオンビーム加工装置（ＦＩＢ）を用いて、めっき鋼板の表層のめっき層を含むように鋼板の板厚方向の断面を薄片に加工した後、得られた薄片のめっき層中の酸化物に対し、電界放出型透過型電子顕微鏡（ＦＥ－ＴＥＭ）による観察と、エネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＸ）による組成分析（酸化物の同定）とを行った。ＦＥ－ＴＥＭでは、１万～５万倍の倍率で５視野を観察し、ＦＥ－ＴＥＭ及びＥＤＸにより得られたデータから酸化物の化学組成（化合物の種類）及び投影面積率を評価した。
　次に、耐遅れ破壊特性を評価するため、Ｕ曲げ試験によって試験片を作製し、この試験片に対して電解チャージによる耐遅れ破壊試験を行った。上記に方法により得られためっき鋼板を、「まてりあ（日本金属学会会報第４４巻第３号（２００５）ｐ２５４－２５６」に記載の方法に従って、耐遅れ破壊特性を評価した。
　具体的には、鋼板を機械切断した後、その端面を機械研削し、その後、試験片が１０Ｒの曲げ半径を有するようにＵ曲げ試験を行った。得られた試験片の表面の中央に歪ゲージを貼り、試験片の両端をボルトで締め付けて試験片に応力を付加した。付加した応力（付加応力）は、モニタリングした歪ゲージの歪より算出した。付加応力は、引張強度ＴＳの約０．７倍（０．７×ＴＳ）とした。例えば、９８０ＭＰａ級の鋼板であれば７００ＭＰａであり、１１８０ＭＰａ級の鋼板であれば８４０ＭＰａであり、１３２０ＭＰａ級の鋼板であれば９２５ＭＰａである。
　このように引張強度ＴＳの増加とともに付加応力を増加させる理由は、成形時に鋼板に導入される残留応力が鋼板の引張強度ＴＳの増加とともに増加すると考えられるためである。得られたＵ曲げ試験片を、チオシアン酸アンモニウム溶液に浸漬し、鋼板（Ｕ曲げ試験片）が陰極、白金電極が陽極となるように、電流密度０．１ｍＡ／ｃｍ２にて電解チャージ装置に電流を流し、電解チャージ試験を２時間行った。
　電解チャージ試験中に発生した水素は、鋼板中に侵入し、遅れ破壊をもたらす可能性がある。電解チャージ試験後、試験片を溶液から取り出し、Ｕ曲げ試験片の中央部（曲げ加工部）を目視にて観察して、割れの有無を調査した。曲げ加工部には大きな残留応力があるので、曲げ加工部に亀裂が発生すると、その進展は速い。そのため、亀裂がある場合には、全ての試験片で大きな開口亀裂が存在し、目視であっても、容易に亀裂の有無を判定することが可能であった。
　なお、ルーペや実体顕微鏡等を用いて、試験片の端部まで入念に観察し、亀裂の有無を再度確認し、開口亀裂がない場合は、微細な亀裂もないことを確認した。
　なお、表１０（表９の続き）及び表１３（表１２の続き）に示す遅れ破壊試験結果（耐遅れ破壊特性）において、「Ｇｏｏｄ」は、亀裂が発生していなかったことを示し、「Ｎｏ　Ｇｏｏｄ」は、亀裂が発生していたことを示す。
　さらに、めっき性（濡れ性）を、実体顕微鏡（１００倍の倍率）を用いて評価した。すなわち、めっき鋼板の表面（但し、板幅の中心位置から両エッジに向けて板幅の３／８の領域）を３視野以上観察し、不めっき（母材（鋼板）に達する欠陥）の有無を確認した。その結果、めっき層の被覆率が９９％未満である場合（欠陥率が１％超である場合）には、不めっきが多数存在するため、濡れ性を「Ｎｏ　Ｇｏｏｄ」と評価した。また、めっき層の被覆率が１００％である場合には、不めっきがないため、濡れ性を「Ｇｏｏｄ」と評価した。
　測定したミクロ組織を表８及び表１１に、引張特性を表９（表８の続き）及び表１２（表１１の続き）に、耐遅れ破壊特性、めっき性及びめっき層中のＦｅ％を表１０及び表１３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
　鋼Ｎｏ．Ａ－１、Ａ－９、Ｂ－１、Ｂ－２、Ｂ－５、Ｃ－１、Ｃ－２、Ｄ－１、Ｄ－２、Ｅ－１、Ｅ－２、Ｅ－４、Ｆ－１、Ｆ－２、Ｇ－１、Ｇ－２、Ｇ－４、Ｈ－１、Ｈ－２、Ｉ－１、Ｉ－２、Ｉ－３、Ｊ－１、Ｋ－１、Ｋ－２、Ｋ－３、Ｋ－４、Ｌ－１、Ｌ－２、Ｍ－１、Ｍ－２、Ｎ－１、Ｎ－２、Ｏ－１、Ｐ－１、Ｑ－１、Ｒ－１、Ｒ－２、Ｒ－３、Ｓ－１、Ｓ－２、Ｔ－１、Ｔ－２、Ｔ－４、Ｔ－５、Ｕ－１、Ｕ－２、Ｕ－３、Ｕ－４、Ｖ－１、Ｖ－２、Ｖ－３、Ｖ－４、Ｖ－５、及び、Ｖ－６では、いずれも、化学組成、ミクロ組織、及び、めっき層中のＦｅ量及び酸化物が適切に制御され、耐遅れ破壊特性、成形性、めっき性に優れていた。
　鋼Ｎｏ．Ａ－１１、Ｂ－６、及び、Ｅ－３では、冷間圧延におけるロール径が１４００ｍｍよりも大きかった。また、鋼Ｎｏ．Ｒ－８では、冷間圧延における累積圧下率が３０％未満であった。さらに、鋼Ｎｏ．Ａ－７、Ｃ－４、Ｍ－３、Ｒ－６、及び、Ｔ－３では、焼鈍のための加熱時において、鋼板の温度が５５０～７５０℃の温度範囲にある時間を２０秒未満とした。そのため、上記鋼Ｎｏ．Ａ－７、Ａ－１１、Ｂ－６、Ｃ－４、Ｅ－３、Ｍ－３、Ｒ－６、Ｒ－８、及び、Ｔ－３では、酸化物の投影面積率が１０％未満であり、耐遅れ破壊特性が十分ではなかった。
　鋼Ｎｏ．Ａ－８、Ｂ－４、及び、Ｒ－６では、めっき浴中の溶融金属の流速が１０ｍ／ｍｉｎ未満であった。そのため、これら鋼Ｎｏ．Ａ－８、Ｂ－４、及び、Ｒ－６では、鋼板表面の酸化物に起因する不めっきが発生し、この不めっきの部分（めっき層により被覆されていない部分）によって外観及び耐久性が低下した。
　鋼Ｎｏ．Ａ－２、Ｅ－３、及び、Ｒ－４では、巻取り温度が７００℃を超えていたため、熱延鋼板のミクロ組織が粗大なフェライト－パーライト組織となり、その後の工程（冷間圧延、焼鈍、亜鉛めっき、及び、合金化熱処理）後の最終的な鋼板のミクロ組織の各相が粗大化し（粗大粒面積率が３０％超）、ミクロ組織が不均一化した。そのため、これら鋼Ｎｏ．Ａ－２、Ｅ－３、及び、Ｒ－４では、伸び（ＴＳ×Ｅｌ）及び穴拡げ性（ＴＳ×λ）の少なくとも１つが十分ではなかった。
　鋼Ｎｏ．Ａ－３、Ｂ－３、Ｒ－５、及び、Ｔ－３では、焼鈍温度が７５０℃未満であったため、フェライト中の炭化物がそのまま残存し、焼き戻しマルテンサイト、オーステナイト、及び、焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計について、体積分率が十分ではなかった。そのため、鋼Ｎｏ．Ａ－３、Ｂ－３、Ｒ－５、及び、Ｔ－３では、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ未満になり、伸び（ＴＳ×Ｅｌ）及び穴拡げ性（ＴＳ×λ）が十分ではなかった。
　鋼Ｎｏ．Ａ－４及びＣ－３では、一段目の冷却における冷却停止温度が５００℃未満であったため、フェライトが過剰に生成し、焼き戻しマルテンサイト、オーステナイト、及び、焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計について、体積分率が十分ではなかった。そのため、鋼Ｎｏ．Ａ－４及びＣ－３では、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ未満になり、伸び（ＴＳ×Ｅｌ）及び穴拡げ性（ＴＳ×λ）の少なくとも１つが十分ではなかった。
　鋼Ｎｏ．Ａ－１２及びＢ－７では、二段目の冷却における平均冷却速度が１℃／秒未満であったため、フェライトの過剰生成と鋼板の焼き入れ不足とにより、焼き戻しマルテンサイト、オーステナイト、及び、焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計について、体積分率が十分ではなかった。そのため、鋼Ｎｏ．Ａ－１２及びＢ－７では、伸び（ＴＳ×Ｅｌ）及び穴拡げ性（ＴＳ×λ）が十分ではなかった。
　鋼Ｎｏ．Ａ－２、Ａ－８、Ａ－１０、及び、Ｃ－４では、二段目の冷却における冷却停止温度が３５０℃以上であったため、十分にミクロ組織が焼き入れられず、焼き戻しマルテンサイトの体積分率が３０％未満であった。そのため、鋼Ｎｏ．Ａ－２、Ａ－８、Ａ－１０、及び、Ｃ－４では、伸び（ＴＳ×Ｅｌ）及び穴拡げ性（ＴＳ×λ）の少なくとも１つが十分ではなかった。
　鋼Ｎｏ．Ａ－１３では、二段目の冷却における冷却停止温度が１００℃未満であったため、オーステナイトのほとんどがマルテンサイトに変態してしまい、オーステナイトの体積分率が８％未満であった。そのため、この鋼Ｎｏ．Ａ－１３では、伸び（ＴＳ×Ｅｌ）が十分でなかった。
　鋼Ｎｏ．Ａ－１１では、めっき後の合金化温度が６００℃を超えていたため、パーライトの生成によりパーライトの体積分率が１０％を超えてしまい、オーステナイトの体積分率が８％未満であった。そのため、鋼Ｎｏ．Ａ－１１では、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ未満になり、伸び（ＴＳ×Ｅｌ）及び穴拡げ性（ＴＳ×λ）が十分ではなかった。
　鋼Ｎｏ．Ａ－５、Ａ－６、Ａ－７、Ｃ－４、Ｇ－３、Ｍ－３、Ｒ－６、及び、Ｒ－７では、制御冷却の終了（二段目の冷却の終了）から最終製品が得られるまでの工程において、鋼板の温度が３５０～５００℃の温度範囲にある時間を２０秒未満とした。そのため、鋼Ｎｏ．Ａ－５及びＧ－３では、３５０℃未満に鋼板を保持したにも関わらず、オーステナイトを十分に安定化できず、オーステナイトの体積率が８％未満であった。また、鋼Ｎｏ．Ａ－６では、５００℃を超える温度に鋼板を保持したにも関わらず、ベイナイト変態が十分に進まずマルテンサイトの体積率の増加により、焼き戻しマルテンサイト、オーステナイト、及び、焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計について、体積分率が十分ではなかった。なお、鋼Ｎｏ．Ｃ－４については、二段目の冷却直後に鋼板を保持しているため、上述の理由により焼き戻しマルテンサイトの体積分率が３０％未満であった。鋼Ｎｏ．Ａ－７、Ｍ－３、及び、Ｒ－６では、３５０～５００℃の温度範囲に鋼板を保持したが、鋼板の温度が３５０～５００℃の温度範囲にある時間を十分に確保できなかった。鋼Ｎｏ．Ｒ－７では、鋼板を保持せず、鋼板の温度が３５０～５００℃の温度範囲にある時間を十分に確保できなかった。そのため、これら鋼Ｎｏ．Ａ－７、Ｍ－３、Ｒ－６、及び、Ｒ－７では、オーステナイトを十分に安定化できず、オーステナイトの体積率が８％未満であった。したがって、鋼Ｎｏ．Ａ－５、Ａ－６、Ａ－７、Ｃ－４、Ｇ－３、Ｍ－３、Ｒ－６、及び、Ｒ－７では、伸び（ＴＳ×Ｅｌ）及び穴拡げ性（ＴＳ×λ）の少なくとも１つが十分ではなかった。
　鋼Ｎｏ．Ｗ－１では、鋼中のＣ量が０．０５％未満であり、鋼Ｎｏ．Ｘ－１では、鋼中のＳｉ量が０．５％未満であった。そのため、これら鋼Ｎｏ．Ｗ－１及びＸ－１では、焼き入れ性及びオーステナイトの安定化（Ｓｉについては、フェライト形成によるオーステナイト中への炭素の濃化）が不十分であり、焼き戻しマルテンサイト、オーステナイト、及び、焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計について、体積分率が十分ではなかった。その結果、鋼Ｎｏ．Ｗ－１及びＸ－１では、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ未満になり、伸び（ＴＳ×Ｅｌ）及び穴拡げ性（ＴＳ×λ）が十分ではなかった。
　鋼Ｎｏ．Ｙ－１では、鋼中のＳｉ量が３％を超えていたため、フェライトの安定化により過剰のフェライトが生成し、焼き戻しマルテンサイトの体積分率が３０％未満、焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計の体積分率が４０％未満であった。そのため、この鋼Ｎｏ．Ｙ－１では、穴拡げ性（ＴＳ×λ）が十分ではなかった。また、鋼Ｎｏ．Ｙ－１では、鋼板表面の酸化物量が多くなったため、不めっきが発生し、耐遅れ破壊特性が十分でなかった。
　鋼Ｎｏ．Ｚ－１では、鋼中のＭｎ量が１．５％未満であったため、焼き入れ性の低下によりフェライトが過剰に生成し、焼き戻しマルテンサイト、オーステナイト、及び、焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計について、体積分率が十分ではなかった。その結果、鋼Ｎｏ．Ｚ－１では、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ未満になり、伸び（ＴＳ×Ｅｌ）及び穴拡げ性（ＴＳ×λ）が十分ではなかった。また、この鋼Ｎｏ．Ｚ－１では、パーライトの生成をＭｎによって抑制できなかったため、パーライトの体積分率が１０％を超えていた。
　鋼Ｎｏ．ＡＡ－１では、鋼中のＭｎ量が３％を超えていたため、焼き入れ性が高くなりすぎ、二段目の冷却後にオーステナイトのほとんどがマルテンサイトに変態した。そのため、この鋼Ｎｏ．ＡＡ－１では、オーステナイトの体積分率が８％未満になり、伸び（ＴＳ×Ｅｌ）及び穴拡げ性（ＴＳ×λ）が十分ではなかった。
　鋼Ｎｏ．ＡＢ－１では、鋼中のＣ量が０．４％を超えていたため、セメンタイトの体積分率が１０％を超えていた。また、この鋼Ｎｏ．ＡＢでは、焼き入れ性が高すぎるため、焼き戻しマルテンサイトの体積分率が３０％未満であり、マルテンサイトとベイナイトとの合計の体積分率が４０％未満であった。そのため、この鋼Ｎｏ．ＡＢでは、伸び（ＴＳ×Ｅｌ）及び穴拡げ性（ＴＳ×λ）が十分ではなかった。
　以上、本発明の好ましい実施例を説明したが、本発明はこれら実施例に限定されることはない。本発明の趣旨を逸脱しない範囲で、構成の付加、省略、置換、およびその他の変更が可能である。本発明は前述した説明によって限定されることはなく、添付のクレームの範囲によってのみ限定される。
　前述したように、本発明によれば、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適な、引張最大強度９８０ＭＰａ以上の、耐遅れ破壊特性、めっき密着性、伸び、及び、穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）を安価に提供することができる。よって、本発明は、例えば、自動車の軽量化に大きく貢献するので、産業上の利用可能性が高い。

Claims (12)

  1. 　鋼板と、
    　前記鋼板の表面上のめっき層と
    を備え、
    　前記鋼板が、質量％で、
    Ｃ：０．０５～０．４０％、
    Ｓｉ：０．５～３．０％、
    Ｍｎ：１．５～３．０％
    を含み、
    Ｐ：０．０４％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ａｌ：２．０％以下、
    Ｏ：０．０１％以下
    に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼化学組成を有し、フェライトと、ベイナイトと、３０％以上の体積分率の焼き戻しマルテンサイトと、８％以上の体積分率のオーステナイトとを含み、パーライトの体積分率を１０％以下に制限し、前記焼き戻しマルテンサイトと前記ベイナイトとの合計体積分率が４０％以上であるミクロ組織を有し、このミクロ組織の単位面積に対して３５μｍを超える粒径を有する結晶粒が占める面積の割合が１０％以下であり、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、
    　前記めっき層中のめっき金属が、Ｆｅ量を１５質量％以下、Ａｌ量を２質量％以下に制限し、残部が、Ｚｎ及び不可避的不純物からなるめっき化学組成を有し、前記めっき層がＳｉ、Ｍｎ、及び、Ａｌから選ばれる１種以上の化学元素を含む酸化物を含有し、前記鋼板と前記めっき層とを含む板厚方向断面で見た場合に、前記酸化物を前記めっき層と前記鋼板との界面に投影した長さを前記めっき層と前記鋼板との界面の長さで除して得られる投影面積率が１０％以上であり、前記鋼板に対する前記めっき層の被覆率が９９％以上である
    ことを特徴とする亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記鋼化学組成が、さらに、質量％で、
    Ｍｏ：０．０１～１．０％、
    Ｃｒ：０．０５～１．０％、
    Ｎｉ：０．０５～１．０％、
    Ｃｕ：０．０５～１．０％、
    Ｎｂ：０．００５～０．３％、
    Ｔｉ：０．００５～０．３％、
    Ｖ：０．００５～０．５％、
    Ｂ：０．０００１～０．０１％、
    Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭから選ばれる１種以上の合計：０．０００５～０．０４％
    から選ばれる１種以上を含む
    ことを特徴とする請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項１または２に記載の亜鉛めっき鋼板。
  4. 　前記めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項１または２に記載の亜鉛めっき鋼板。
  5. 　前記めっき化学組成のＦｅ量を７質量％未満に制限することを特徴とする請求項１または２に記載の亜鉛めっき鋼板。
  6. 　前記めっき化学組成が、Ｆｅを７～１５質量％を含むことを特徴とする請求項１または２に記載の亜鉛めっき鋼板。
  7. 　前記めっき化学組成が、Ａｌを０％超かつ２質量％以下含むことを特徴とする請求項１または２に記載の亜鉛めっき鋼板。
  8. 　質量％で、
    Ｃ：０．０５～０．４０％、
    Ｓｉ：０．５～３．０％、
    Ｍｎ：１．５～３．０％
    を含み、
    Ｐ：０．０４％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ａｌ：２．０％以下、
    Ｏ：０．０１％以下
    に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼化学組成を有する鋼を鋳造する第１の工程と；
    　前記鋼を、直接又は一旦冷却した後、加熱する第２の工程と；
    　Ａｒ３変態点以上で熱間圧延が完了するように前記鋼を熱間圧延する第３の工程と；
    　前記鋼を３００～７００℃で巻き取る第４の工程と；
    　前記鋼を酸洗する第５の工程と；
    　ロール径１４００ｍｍ以下のワークロールを有する冷間圧延機にて３０％以上かつ１００％未満の累積圧下率で前記鋼を冷間圧延する第６の工程と；
    　前記鋼を加熱して５５０～７５０℃で２０秒以上前記鋼を滞留させる第７の工程と；
    　７５０～９００℃にて前記鋼を焼鈍する第８の工程と；
    　５００℃以上かつ７５０℃未満の温度域の中間冷却温度まで０．１～３０℃／秒の第一の平均冷却速度で前記鋼を冷却し、この中間冷却温度から１００℃以上かつ３５０℃未満の冷却停止温度まで前記第一の平均冷却速度以上の第二の平均冷却速度で前記鋼を冷却する第９の工程と；
    　めっき浴温度よりも４０℃低い温度以上かつ前記めっき浴温度よりも４０℃高い温度以下の温度範囲内に前記鋼の温度を制御する第１０の工程と；
    　流速１０～５０ｍ／ｍｉｎにて流動する溶融亜鉛めっき浴に前記鋼を浸漬して前記鋼に亜鉛めっきを施す第１１の工程と；
    　前記鋼を１００℃未満の温度まで冷却する第１２の工程と；
    を含み、
    　前記第二の平均冷却速度が１～１００℃／秒であり、
    　前記第９の工程よりも後の工程では、前記鋼の温度が３５０～５００℃の温度範囲にある時間が２０秒以上である
    ことを特徴とする亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  9. 　前記鋼化学組成が、さらに、質量％で、
    Ｍｏ：０．０１～１．０％、
    Ｃｒ：０．０５～１．０％、
    Ｎｉ：０．０５～１．０％、
    Ｃｕ：０．０５～１．０％、
    Ｎｂ：０．００５～０．３％、
    Ｔｉ：０．００５～０．３％、
    Ｖ：０．００５～０．５％、
    Ｂ：０．０００１～０．０１％、
    Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭから選ばれる１種以上の合計：０．０００５～０．０４％
    から選ばれる１種以上を含むことを特徴とする請求項８に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  10. 　前記第９の工程では、前記第一の平均冷却速度が前記第二の平均冷却速度と等しい場合に、前記第一の平均冷却速度が１℃／秒以上かつ３０℃／秒以下である
    ことを特徴とする請求項８または９に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  11. 　前記第１０の工程よりも後に、前記鋼を再加熱して３５０～５００℃の温度範囲に保持する工程をさらに含む
    ことを特徴とする請求項８または９に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  12. 　前記第１２の工程よりも後に、前記鋼を４６０～６００℃に加熱して合金化処理を施す工程をさらに含む
    ことを特徴とする請求項８または９に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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Cited By (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2014185395A (ja) * 2012-04-23 2014-10-02 Kobe Steel Ltd ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板の製造方法
WO2015019558A1 (ja) * 2013-08-09 2015-02-12 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2016008310A (ja) * 2014-06-23 2016-01-18 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
JP2016191125A (ja) * 2015-03-31 2016-11-10 新日鐵住金株式会社 延性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
JP2017075394A (ja) * 2015-10-16 2017-04-20 株式会社神戸製鋼所 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP6323617B1 (ja) * 2017-02-10 2018-05-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2018092735A1 (ja) * 2016-11-15 2018-05-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法並びに高強度亜鉛めっき鋼板
WO2018146828A1 (ja) * 2017-02-10 2018-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP2019505690A (ja) * 2015-12-21 2019-02-28 アルセロールミタル 改善された延性及び成形加工性を有する高強度鋼板を製造するための方法並びに得られた鋼板
JP2019505692A (ja) * 2015-12-21 2019-02-28 アルセロールミタル 改善された強度、延性及び成形加工性を有する鋼板を製造するための方法
JP6525114B1 (ja) * 2017-11-29 2019-06-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2019106894A1 (ja) * 2017-11-29 2019-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2019189842A1 (ja) * 2018-03-30 2019-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板、高強度部材およびそれらの製造方法
JP2019533083A (ja) * 2016-09-26 2019-11-14 ポスコＰｏｓｃｏ 耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板、熱間成形部材及びその製造方法
JP2020122213A (ja) * 2019-01-29 2020-08-13 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2021002422A1 (ja) * 2019-07-02 2021-01-07 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
WO2021002415A1 (ja) * 2019-07-02 2021-01-07 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板、ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板の製造方法およびホットスタンプ成形体
WO2021153177A1 (ja) * 2020-01-31 2021-08-05 株式会社神戸製鋼所 ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板、ホットスタンプ部品及びホットスタンプ部品の製造方法
JP2022513695A (ja) * 2018-12-03 2022-02-09 ポスコ 水素脆性に対する抵抗性に優れた熱間プレス成形部材及びその製造方法
WO2022230402A1 (ja) * 2021-04-27 2022-11-03 日本製鉄株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2022230064A1 (ja) * 2021-04-27 2022-11-03 日本製鉄株式会社 鋼板及びめっき鋼板
JP2023505445A (ja) * 2019-12-03 2023-02-09 ポスコホールディングス インコーポレーティッド 電気抵抗スポット溶接部の疲労強度に優れた亜鉛めっき鋼板、及びその製造方法
JP2023505444A (ja) * 2019-12-03 2023-02-09 ポスコホールディングス インコーポレーティッド 表面品質及びスポット溶接性に優れた亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
CN115768915A (zh) * 2020-06-30 2023-03-07 杰富意钢铁株式会社 镀锌钢板、构件和它们的制造方法
US11685963B2 (en) 2018-05-01 2023-06-27 Nippon Steel Corporation Zinc-plated steel sheet and manufacturing method thereof
EP4265809A4 (en) * 2020-12-18 2024-04-10 POSCO Co., Ltd HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT SURFACE QUALITY AND ELECTRICAL RESISTANCE SPOT WELDABILITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME

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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5852690B2 (ja) * 2013-04-26 2016-02-03 株式会社神戸製鋼所 ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板
MX2016016129A (es) * 2014-06-06 2017-03-28 Arcelormittal Hoja de acero galvanizada multifasica de alta resistencia, metodo de produccion y uso.
WO2016020714A1 (en) * 2014-08-07 2016-02-11 Arcelormittal Method for producing a coated steel sheet having improved strength, ductility and formability
JP6282576B2 (ja) * 2014-11-21 2018-02-21 株式会社神戸製鋼所 高強度高延性鋼板
KR101647224B1 (ko) * 2014-12-23 2016-08-10 주식회사 포스코 표면품질, 도금밀착성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
CN107148488B (zh) * 2015-01-07 2020-02-07 Posco公司 拉伸强度为1300Mpa以上的超高强度镀覆钢板及其制造方法
CN105239074B (zh) * 2015-06-10 2018-02-13 浙江连翔五金科技股份有限公司 电缆桥架表面处理方法
CN107849652B (zh) * 2015-07-31 2020-04-03 日本制铁株式会社 加工诱发相变型复合组织钢板及其制造方法
CN108291283B (zh) * 2015-11-26 2020-07-10 杰富意钢铁株式会社 高强度热浸镀锌钢板及用于其的热轧钢板和冷轧钢板的制造方法、高强度热浸镀锌钢板
EP3409808B1 (en) * 2016-01-27 2020-03-04 JFE Steel Corporation High-yield ratio high-strength galvanized steel sheet, and method for producing same
JP6249113B2 (ja) * 2016-01-27 2017-12-20 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
US20190048436A1 (en) * 2016-02-18 2019-02-14 Jfe Steel Corporation High-strength cold rolled steel sheet and method of producing same
TWI598158B (zh) * 2016-09-02 2017-09-11 China Steel Corp Wire production method that dynamically adjusts cooling rate
WO2018062342A1 (ja) 2016-09-30 2018-04-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度めっき鋼板及びその製造方法
WO2018115936A1 (en) 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
US11028458B2 (en) * 2017-01-27 2021-06-08 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
KR102336669B1 (ko) * 2017-04-21 2021-12-07 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
WO2018203097A1 (en) * 2017-05-05 2018-11-08 Arcelormittal A method for the manufacturing of liquid metal embrittlement resistant galvannealed steel sheet
WO2018234839A1 (en) * 2017-06-20 2018-12-27 Arcelormittal ZINC COATED STEEL SHEET HAVING HIGH STRENGTH POINTS WELDABILITY
CN111279007B (zh) * 2017-10-24 2023-01-24 安赛乐米塔尔公司 用于制造镀锌扩散退火钢板的方法
MA50898A (fr) * 2017-11-17 2021-04-07 Arcelormittal Procédé pour la fabrication d'une tôle d'acier revêtue de zinc résistant à la fragilisation par métal liquide
US11913118B2 (en) 2018-03-01 2024-02-27 Nucor Corporation Zinc alloy coated press-hardenable steels and method of manufacturing the same
WO2019169199A1 (en) * 2018-03-01 2019-09-06 Nucor Corporation Zinc-based alloy coating for steel and methods
JP6635236B1 (ja) * 2018-03-19 2020-01-22 日本製鉄株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR102503913B1 (ko) * 2019-01-30 2023-02-27 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
CN112143993B (zh) * 2019-06-26 2023-06-02 宝山钢铁股份有限公司 具备镀后除氢功能的连续热镀锌镀工艺方法及设备
WO2021084304A1 (en) * 2019-10-30 2021-05-06 Arcelormittal A press hardening method
WO2021084302A1 (en) * 2019-10-30 2021-05-06 Arcelormittal A press hardening method
WO2021145310A1 (ja) * 2020-01-14 2021-07-22 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
WO2021154240A1 (en) 2020-01-29 2021-08-05 Nucor Corporation Zinc alloy coating layer of press-hardenable steel
KR20220124766A (ko) * 2020-02-13 2022-09-14 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 접합 부품 및 그 제조 방법
CN111378896B (zh) * 2020-03-24 2021-02-26 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种高强度耐候型建筑桥梁用钢板及其制造方法
CN114032457A (zh) * 2021-10-18 2022-02-11 首钢集团有限公司 一种连续热浸镀锌高强钢板及其制造方法
CN114875336A (zh) * 2022-05-31 2022-08-09 山东钢铁集团日照有限公司 一种增塑性热镀锌复相钢的生产调控方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59219473A (ja) 1983-05-26 1984-12-10 Nippon Steel Corp カラ−エツチング液及びエツチング方法
JPH11293383A (ja) 1998-04-09 1999-10-26 Nippon Steel Corp 水素性欠陥の少ない厚鋼板およびその製造方法
JP2002018531A (ja) 2000-07-06 2002-01-22 Sumitomo Metal Ind Ltd 金属板の熱間プレス成形方法
JP2007231373A (ja) * 2006-03-01 2007-09-13 Nippon Steel Corp 溶接部の耐水素脆性に優れる高強度鋼板及びその製造方法
JP2008024980A (ja) * 2006-07-20 2008-02-07 Nippon Steel Corp 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2010103936A1 (ja) * 2009-03-10 2010-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2011065591A1 (ja) * 2009-11-30 2011-06-03 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰa以上の高強度鋼板及びその製造方法
JP2011111673A (ja) * 2009-11-30 2011-06-09 Nippon Steel Corp 機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4299430B2 (ja) 2000-02-21 2009-07-22 新日本製鐵株式会社 亜鉛メッキ密着性および成形性の優れた高強度薄鋼板とその製造方法
DE60220191T2 (de) * 2001-06-06 2008-01-17 Nippon Steel Corp. Hochfestes feuerverzinktes galvanisiertes stahlblech und feuerverzinktes geglühtes stahlblech mit ermüdungsfestigkeit,korrosionsbeständigkeit,duktilität und plattierungshaftung,nach starker verformung und verfahren zu dessen herstellung
JP4057466B2 (ja) 2003-05-27 2008-03-05 住友ゴム工業株式会社 タイヤトレッド用ゴム組成物およびそれを用いたタイヤ
JP4214006B2 (ja) 2003-06-19 2009-01-28 新日本製鐵株式会社 成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4445365B2 (ja) * 2004-10-06 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法
CA2640646C (en) 2006-01-30 2011-07-26 Nippon Steel Corporation High strength hot-dip galvanized steel sheet and high strength hot-dip galvannealed steel sheet and methods of production and apparatuses for production of the same
JP2007270176A (ja) * 2006-03-30 2007-10-18 Nippon Steel Corp 表面外観及びめっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板
EP2009128A1 (en) * 2007-06-29 2008-12-31 ArcelorMittal France Galvanized or galvannealed silicon steel
JP5119903B2 (ja) 2007-12-20 2013-01-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5365217B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5167487B2 (ja) 2008-02-19 2013-03-21 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れる高強度鋼板およびその製造方法
JP4431185B2 (ja) * 2008-06-13 2010-03-10 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
JP5418047B2 (ja) 2008-09-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP4737319B2 (ja) * 2009-06-17 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐疲労特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5521520B2 (ja) * 2009-12-03 2014-06-18 新日鐵住金株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59219473A (ja) 1983-05-26 1984-12-10 Nippon Steel Corp カラ−エツチング液及びエツチング方法
JPH11293383A (ja) 1998-04-09 1999-10-26 Nippon Steel Corp 水素性欠陥の少ない厚鋼板およびその製造方法
JP2002018531A (ja) 2000-07-06 2002-01-22 Sumitomo Metal Ind Ltd 金属板の熱間プレス成形方法
JP2007231373A (ja) * 2006-03-01 2007-09-13 Nippon Steel Corp 溶接部の耐水素脆性に優れる高強度鋼板及びその製造方法
JP2008024980A (ja) * 2006-07-20 2008-02-07 Nippon Steel Corp 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2010103936A1 (ja) * 2009-03-10 2010-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2011065591A1 (ja) * 2009-11-30 2011-06-03 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰa以上の高強度鋼板及びその製造方法
JP2011111673A (ja) * 2009-11-30 2011-06-09 Nippon Steel Corp 機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法

Non-Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
"New Developments in Elucidation of Hydrogen Embrittlement", January 1997, THE IRON AND STEEL INSTITUTE OF JAPAN, pages: 1839 - 1842
CAMP-ISIJ, vol. 5, no. 6, pages 1839 - 1842
MATERIA, BULLETIN OF THE JAPAN INSTITUTE OF METALS, vol. 44, no. 3, 2005, pages 254 - 256
YAMAZAKI ET AL., IRON AND STEEL INSTITUTE OF JAPAN, October 1992 (1992-10-01)

Cited By (57)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2014185395A (ja) * 2012-04-23 2014-10-02 Kobe Steel Ltd ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板の製造方法
WO2015019558A1 (ja) * 2013-08-09 2015-02-12 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2015034327A (ja) * 2013-08-09 2015-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2016008310A (ja) * 2014-06-23 2016-01-18 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
JP2016191125A (ja) * 2015-03-31 2016-11-10 新日鐵住金株式会社 延性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
JP2017075394A (ja) * 2015-10-16 2017-04-20 株式会社神戸製鋼所 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2019505690A (ja) * 2015-12-21 2019-02-28 アルセロールミタル 改善された延性及び成形加工性を有する高強度鋼板を製造するための方法並びに得られた鋼板
US12054799B2 (en) 2015-12-21 2024-08-06 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved ductility and formability, and obtained steel sheet
US12084738B2 (en) 2015-12-21 2024-09-10 Arcelormittal Method for producing a steel sheet having improved strength, ductility and formability
JP2019505692A (ja) * 2015-12-21 2019-02-28 アルセロールミタル 改善された強度、延性及び成形加工性を有する鋼板を製造するための方法
US11788166B2 (en) 2016-09-26 2023-10-17 Posco Co., Ltd Cold-rolled steel plate for hot forming, having excellent corrosion-resistance and spot-weldability, hot-formed member, and method for manufacturing same
JP2019533083A (ja) * 2016-09-26 2019-11-14 ポスコＰｏｓｃｏ 耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板、熱間成形部材及びその製造方法
US11624100B2 (en) 2016-09-26 2023-04-11 Posco Co., Ltd Cold-rolled steel plate for hot forming, having excellent corrosion-resistance and spot-weldability, hot-formed member, and method for manufacturing same
US11441205B2 (en) 2016-09-26 2022-09-13 Posco Cold-rolled steel plate for hot forming, having excellent corrosion-resistance and spot-weldability, hot-formed member, and method for manufacturing same
US12049679B2 (en) 2016-09-26 2024-07-30 Posco Co., Ltd Cold-rolled steel plate for hot forming, having excellent corrosion-resistance and spot-weldability, hot-formed member, and method for manufacturing same
WO2018092735A1 (ja) * 2016-11-15 2018-05-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法並びに高強度亜鉛めっき鋼板
JP2018080362A (ja) * 2016-11-15 2018-05-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法並びに高強度亜鉛めっき鋼板
JP6323617B1 (ja) * 2017-02-10 2018-05-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
US11180823B2 (en) 2017-02-10 2021-11-23 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet and method for producing the same
WO2018146828A1 (ja) * 2017-02-10 2018-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP6525114B1 (ja) * 2017-11-29 2019-06-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2019106895A1 (ja) * 2017-11-29 2019-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US11427880B2 (en) 2017-11-29 2022-08-30 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet and method for manufacturing same
JP6544494B1 (ja) * 2017-11-29 2019-07-17 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2019099922A (ja) * 2017-11-29 2019-06-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板
WO2019106894A1 (ja) * 2017-11-29 2019-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US11408059B2 (en) 2017-11-29 2022-08-09 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet and method for manufacturing same
US11795531B2 (en) 2018-03-30 2023-10-24 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet, high strength member, and method for manufacturing the same
WO2019189842A1 (ja) * 2018-03-30 2019-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板、高強度部材およびそれらの製造方法
JP2020045568A (ja) * 2018-03-30 2020-03-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法、及び高強度部材の製造方法
JP6631760B1 (ja) * 2018-03-30 2020-01-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板および高強度部材
US11685963B2 (en) 2018-05-01 2023-06-27 Nippon Steel Corporation Zinc-plated steel sheet and manufacturing method thereof
JP7216358B2 (ja) 2018-12-03 2023-02-01 ポスコホールディングス インコーポレーティッド 水素脆性に対する抵抗性に優れた熱間プレス成形部材及びその製造方法
JP2022513695A (ja) * 2018-12-03 2022-02-09 ポスコ 水素脆性に対する抵抗性に優れた熱間プレス成形部材及びその製造方法
US11993825B2 (en) 2018-12-03 2024-05-28 Posco Co., Ltd Hot press forming member having excellent resistance to hydrogen embrittlement, and method for manufacturing same
JP7056631B2 (ja) 2019-01-29 2022-04-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2020122213A (ja) * 2019-01-29 2020-08-13 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN113811630A (zh) * 2019-07-02 2021-12-17 日本制铁株式会社 热压成形体
WO2021002422A1 (ja) * 2019-07-02 2021-01-07 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
JP7160204B2 (ja) 2019-07-02 2022-10-25 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
JP7160203B2 (ja) 2019-07-02 2022-10-25 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板、ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板の製造方法およびホットスタンプ成形体
CN113811630B (zh) * 2019-07-02 2022-07-12 日本制铁株式会社 热压成形体
JPWO2021002422A1 (ja) * 2019-07-02 2021-01-07
WO2021002415A1 (ja) * 2019-07-02 2021-01-07 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板、ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板の製造方法およびホットスタンプ成形体
JPWO2021002415A1 (ja) * 2019-07-02 2021-01-07
US11981973B2 (en) 2019-12-03 2024-05-14 Posco Zinc plated steel sheet having excellent fatigue strength of electrical resistance spot welds, and manufacturing method thereof
JP2023505445A (ja) * 2019-12-03 2023-02-09 ポスコホールディングス インコーポレーティッド 電気抵抗スポット溶接部の疲労強度に優れた亜鉛めっき鋼板、及びその製造方法
JP2023505444A (ja) * 2019-12-03 2023-02-09 ポスコホールディングス インコーポレーティッド 表面品質及びスポット溶接性に優れた亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
US12054801B2 (en) 2019-12-03 2024-08-06 Posco Zinc plated steel sheet having excellent surface quality and spot weldability, and manufacturing method therefor
JP2021120483A (ja) * 2020-01-31 2021-08-19 株式会社神戸製鋼所 ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板、ホットスタンプ部品及びホットスタンプ部品の製造方法
JP7443635B2 (ja) 2020-01-31 2024-03-06 株式会社神戸製鋼所 ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板、ホットスタンプ部品及びホットスタンプ部品の製造方法
WO2021153177A1 (ja) * 2020-01-31 2021-08-05 株式会社神戸製鋼所 ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板、ホットスタンプ部品及びホットスタンプ部品の製造方法
CN115768915B (zh) * 2020-06-30 2024-02-23 杰富意钢铁株式会社 镀锌钢板、构件和它们的制造方法
CN115768915A (zh) * 2020-06-30 2023-03-07 杰富意钢铁株式会社 镀锌钢板、构件和它们的制造方法
EP4265809A4 (en) * 2020-12-18 2024-04-10 POSCO Co., Ltd HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT SURFACE QUALITY AND ELECTRICAL RESISTANCE SPOT WELDABILITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME
WO2022230402A1 (ja) * 2021-04-27 2022-11-03 日本製鉄株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2022230064A1 (ja) * 2021-04-27 2022-11-03 日本製鉄株式会社 鋼板及びめっき鋼板

Also Published As

Publication number Publication date
CN103827335B (zh) 2015-10-21
JPWO2013047836A1 (ja) 2015-03-30
ES2712809T3 (es) 2019-05-14
EP2762590A1 (en) 2014-08-06
US20140234658A1 (en) 2014-08-21
US9970092B2 (en) 2018-05-15
JP5376090B2 (ja) 2013-12-25
TW201323656A (zh) 2013-06-16
BR112014007432A2 (pt) 2017-04-04
BR112014007432B1 (pt) 2019-04-02
KR20140076559A (ko) 2014-06-20
EP2762590B1 (en) 2018-12-12
CA2850045A1 (en) 2013-04-04
TWI447262B (zh) 2014-08-01
RU2014117661A (ru) 2015-11-10
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