WO2022138395A1 - 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

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拓弥 平島
達也 中垣内
正貴 木庭
洋一 牧水
克弥 秦
聖太郎 寺嶋
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a hot-dip galvanized steel sheet and a method for manufacturing the same, which are suitably used for automobile members and the like.
  • Patent Document 1 “By mass%, C: 0.01% or more, 0.4% or less Si: 0.001% or more, 2.5% or less, Mn: 0.001% or more, 4.0% or less, P: 0.001% or more, 0.15% or less, S: 0.0005% or more, 0.03% or less, Al: 0.001% or more, 2.0% or less, N: 0.0005% or more, 0.01% or less, O: Containing 0.0005% or more and 0.01% or less, consisting of residual iron and unavoidable impurities, and having an texture of at least 5/8 to 3/8 from the surface of the steel sheet, ⁇
  • the average value of the X-ray random intensity ratios of the 112 ⁇ ⁇ 110> to ⁇ 113 ⁇ ⁇ 110> orientation groups and the crystal orientations of ⁇ 112 ⁇ ⁇ 131> is 5.0 or less and the crystal orientation of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 110>.
  • the X-ray random intensity ratio is 4.0 or less
  • the r (rC) value in the direction perpendicular to the rolling direction is 0.70 or more
  • the r value in the rolling direction and 30 ° (r30) is 1.10 or less.
  • a steel sheet structure a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent uniform deformability and local deformability, characterized in that the total area ratio of ferrite and bainite is 50% or more and martensite is 1% or more and 50% or less. .. " Is disclosed.
  • Patent Document 2 "By mass%, C: 0.05% to 0.20%, Si: 0.3 to 1.50%, Mn: 1.3-2.6%, P: 0.001 to 0.03%, S: 0.0001 to 0.01%, Al: 0.0005-0.1%, N: 0.0005 to 0.0040%, O: 0.0015 to 0.007%,
  • the steel sheet contains iron and unavoidable impurities as the balance, the steel sheet structure is mainly composed of ferrite and bainite structure, the BH after baking treatment is 60 MPa or more, and the maximum tensile strength is 540 MPa or more. A high-strength steel sheet with extremely little deterioration in aging and excellent baking curability. " Is disclosed.
  • the steel plate used as a material for automobile parts may be subjected to zinc-based plating, for example, hot-dip galvanizing.
  • the present invention has been developed in view of the above-mentioned current situation, and an object of the present invention is to provide a hot-dip galvanized steel sheet having both high strength and good workability and excellent plating quality. Another object of the present invention is to provide the above-mentioned method for manufacturing a hot-dip galvanized steel sheet.
  • the wettability of the base steel sheet due to the plating bath is lowered, resulting in poor plating appearance such as non-plating or plating adhesion. It causes a decrease in sex.
  • the oxides existing in the surface layer portion of these base steel sheets serve as a barrier, and the base steel sheet becomes a barrier.
  • the formation of oxides on the surface (hereinafter, also referred to as external oxidation) is suppressed.
  • the plating quality such as the plating appearance and the plating adhesion is improved.
  • the plating quality, particularly the plating adhesion is improved.
  • the dew point is set in the range of -20 ° C or higher and 5 ° C or lower, and a certain amount of oxygen is secured in the annealing holding atmosphere to promote internal oxidation in the surface layer of the base steel sheet, while the hydrogen concentration is 3 mass. % Or more and 20% by mass or less to reduce the oxide formed on the surface of the base steel sheet (and formed during the holding of annealing).
  • the hydrogen concentration is 3 mass. % Or more and 20% by mass or less to reduce the oxide formed on the surface of the base steel sheet (and formed during the holding of annealing).
  • it is important to suppress external oxidation while sufficiently introducing oxygen in the atmosphere to the inside (surface layer portion) of the base steel sheet.
  • it is important to promote the diffusion of Fe from the base steel plate into the plating layer by setting the intrusion plate temperature into the plating bath to the plating bath temperature of +10 ° C. or higher.
  • the present invention has been completed with further studies based on the above findings.
  • the gist structure of the present invention is as follows. 1.
  • a hot-dip galvanized steel sheet having a base steel sheet and a hot-dip galvanized layer on the surface of the base steel sheet.
  • the base steel plate is By mass%, C: 0.09% or more and 0.17% or less, Si: 0.3% or more and 1.1% or less, Mn: 1.9% or more and 2.7% or less, P: 0.10% or less, S: 0.050% or less, Al: 0.01% or more and 0.20% or less and N: 0.10% or less, and the balance has a component composition of Fe and unavoidable impurities.
  • the area ratio to the entire steel structure Ferrite is 30% or more and 85% or less, Martensite is 5% or more and 30% or less, It has a steel structure with bainite of 10% or more and 60% or less and other metallic phases of 15% or less.
  • the amount of oxygen present as an oxide on the surface layer portion of the base steel sheet is 0.05 g / m 2 or more and 0.50 g / m 2 or less per side, and the surface layer portion is deep from the surface of the base steel sheet.
  • composition of the base steel sheet is further increased by mass%.
  • Nb 0.040% or less
  • Ti 0.030% or less
  • B 0.0030% or less
  • Cr 0.3% or less
  • composition of the base steel sheet is further increased by mass%.
  • a cold rolling process in which the hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet
  • An annealing step in which the cold-rolled steel sheet is heated to an annealing temperature, held at the annealing temperature, and then cooled. Then, the cold-rolled steel sheet is subjected to a hot-dip galvanizing treatment, and a plating treatment step is performed.
  • the average heating rate in the temperature range from 500 ° C. to the annealing temperature is 1 ° C./sec or more and 7 ° C./sec or less.
  • the annealing temperature is (AC 1 point + 50 ° C.) or more (AC 3 points + 20 ° C.) or less.
  • the holding time in the holding is 1 second or more and 40 seconds or less, and the holding time is 1 second or more and 40 seconds or less.
  • the dew point of the atmosphere in the holding is ⁇ 20 ° C. or higher and 5 ° C. or lower, and the hydrogen concentration is 3% by mass or higher and 20% by mass or lower.
  • the average cooling rate in the temperature range from the annealing temperature to the primary cooling stop temperature is 10 ° C./sec or more.
  • the primary cooling shutdown temperature is 450 ° C. or higher and 600 ° C. or lower.
  • the secondary cooling time is 20 seconds or more and 100 seconds or less.
  • the secondary cooling shutdown temperature is 400 ° C or higher and 500 ° C or lower.
  • a method for manufacturing a hot-dip galvanized steel sheet in which the plate temperature invading the plating bath is the plating bath temperature + 10 ° C. or higher.
  • a hot-dip galvanized steel sheet having both high strength and good workability and excellent plating quality can be obtained.
  • the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention to an automobile member, it is possible to greatly contribute to improving the performance of the automobile body.
  • the present invention will be described based on the following embodiments. First, the composition of the base steel sheet of the hot-dip galvanized steel sheet according to the embodiment of the present invention will be described.
  • the unit in the component composition is "mass%”, but hereinafter, unless otherwise specified, it is simply indicated by "%".
  • C 0.09% or more and 0.17% or less
  • C is an element that improves hardenability. C also plays a role of increasing the strength of ferrite. Therefore, C is required to secure the desired tensile strength (TS): 750 MPa or more.
  • TS tensile strength
  • the C content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.11% or more.
  • the C content is set to 0.17% or less.
  • the C content is preferably 0.16% or less, more preferably 0.15% or less.
  • Si 0.3% or more and 1.1% or less Si is a strengthening element by solid solution strengthening. Further, Si plays a role of increasing the yield ratio by increasing the strength of ferrite. From the viewpoint of obtaining such an effect, the Si content is set to 0.3% or more. The Si content is preferably 0.4% or more, more preferably 0.5% or more. On the other hand, when Si is excessively contained, Si is concentrated on the surface of the base steel sheet and external oxidation occurs, which deteriorates the plating quality such as the plating appearance. Therefore, the Si content is 1.1% or less. The Si content is preferably 1.0% or less, more preferably 0.9% or less.
  • Mn 1.9% or more and 2.7% or less
  • Mn is an element that improves the hardenability of steel. Therefore, Mn is required to secure the desired tensile strength.
  • the Mn content is preferably 2.0% or more, more preferably 2.1% or more.
  • Mn is concentrated on the surface of the base steel sheet to cause external oxidation, which deteriorates the plating quality such as the appearance of plating.
  • Mn tends to be concentrated in austenite during annealing, and the strength of martensite transformed from austenite increases excessively. As a result, the yield ratio decreases. Therefore, the Mn content is 2.7% or less.
  • the Mn content is preferably 2.6% or less, more preferably 2.5% or less.
  • P 0.10% or less
  • P is an element that reinforces steel. However, if P is excessively contained, P segregates at the grain boundaries and deteriorates the hole-spreading property. Therefore, the P content is set to 0.10% or less.
  • the P content is preferably 0.05% or less, more preferably 0.03% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, but is preferably 0.001% or more from the viewpoint of cost and the like.
  • the P content is more preferably 0.003% or more, still more preferably 0.005% or more.
  • S 0.050% or less S is an element that deteriorates elongation through the formation of MnS and the like. Further, when Ti is contained together with S, there is a possibility that the hole expandability may be deteriorated through the formation of TiS, Ti (C, S) and the like. Therefore, the S content is set to 0.050% or less.
  • the S content is preferably 0.030% or less, more preferably 0.020% or less, still more preferably 0.015% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but is preferably 0.0002% or more from the viewpoint of cost and the like.
  • the S content is more preferably 0.0005% or more.
  • Al 0.01% or more and 0.20% or less
  • Al is an element added as a deoxidizing material. Al also plays a role of reducing coarse inclusions in the steel and improving the hole expanding property.
  • the Al content is 0.01% or more.
  • the Al content is preferably 0.02% or more.
  • the Al content exceeds 0.20%, the nitride-based precipitates such as AlN become coarse and the hole expandability deteriorates. Therefore, the amount of Al is 0.20% or less.
  • the Al content is preferably 0.17% or less, more preferably 0.15% or less.
  • N 0.10% or less
  • N is an element that produces nitride-based precipitates such as AlN that pin the crystal grain boundaries and contributes to the improvement of hole expandability.
  • the N content is set to 0.10% or less.
  • the N content is preferably 0.05% or less, more preferably 0.010% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but the N content is preferably 0.0006% or more from the viewpoint of cost and the like.
  • the N content is more preferably 0.0010% or more.
  • the base steel sheet of the hot-dip galvanized steel sheet according to the embodiment of the present invention contains the above elements and has a component composition containing the balance Fe (iron) and unavoidable impurities.
  • the base steel sheet of the hot-dip galvanized steel sheet according to the embodiment of the present invention contains the above elements and has a component composition in which the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • the basic composition of the base steel sheet of the hot-dip galvanized steel sheet according to the embodiment of the present invention has been described above, but as an optional additive element, Nb: 0.040% or less, Ti: 0.030% or less, B: 0.0030% or less, Cr: 0.3% or less, It can contain one or more of Mo: 0.2% or less and V: 0.065% or less. Further, as an optional additive element, one or more selected from Ta, W, Ni, Cu, Sn, Sb, Ca, Mg and Zr can be contained in an amount of 0.1% or less in total. When the above optional additive element is contained below the suitable lower limit value described later, the element is considered to be contained as an unavoidable impurity.
  • Nb 0.040% or less Nb contributes to high strength through the miniaturization of old ⁇ grains and the formation of fine precipitates. In addition, the fine precipitates increase the strength of the ferrite and contribute to the increase in the yield ratio.
  • the Nb content is preferably 0.0010% or more.
  • the Nb content is more preferably 0.0015% or more, still more preferably 0.0020% or more.
  • the content thereof is preferably 0.040% or less.
  • the Nb content is more preferably 0.035% or less, still more preferably 0.030% or less.
  • Ti 0.030% or less Ti, like Nb, contributes to higher strength through the miniaturization of old ⁇ grains and the formation of fine precipitates. In addition, the fine precipitates increase the strength of the ferrite and contribute to the increase in the yield ratio.
  • the Ti content is preferably 0.0010% or more.
  • the Ti content is more preferably 0.0015% or more, still more preferably 0.0020% or more.
  • the content thereof is preferably 0.030% or less.
  • the Ti content is more preferably 0.025% or less, still more preferably 0.020% or less.
  • B 0.0030% or less
  • B is an element that improves the hardenability of steel. By containing B, it is possible to secure the desired tensile strength even when the Mn content is low. In order to obtain such an effect, the B content is preferably 0.0001% or more. The B content is more preferably 0.0002% or more. On the other hand, when the B content is 0.0030% or more, the nitride-based precipitates such as BN become excessive, and the hole-spreading property is deteriorated. Therefore, when B is contained, the content thereof is preferably 0.0030% or less. The B content is more preferably 0.0025% or less, still more preferably 0.0020% or less.
  • Cr 0.3% or less Cr is an element that improves the hardenability of steel.
  • the Cr content is preferably 0.005% or more.
  • an oxide formation reaction accompanied by generation of hydrogen ions may occur, which may deteriorate the plating quality.
  • the amount of precipitates such as carbides becomes excessive, and the hole-spreading property is lowered. Therefore, when Cr is contained, the content thereof is preferably 0.3% or less.
  • the Cr content is more preferably 0.2% or less, still more preferably 0.1% or less.
  • Mo 0.2% or less
  • Mo is an element that improves the hardenability of steel, similar to Cr.
  • the Mo content is preferably 0.005% or more.
  • Mo is contained in an excessive amount, an oxide formation reaction accompanied by generation of hydrogen ions may occur, which may deteriorate the plating quality.
  • the amount of precipitates such as carbides becomes excessive, and the hole-spreading property is lowered. Therefore, when Mo is contained, the content thereof is preferably 0.2% or less.
  • the Mo content is more preferably 0.1% or less, still more preferably 0.04% or less.
  • V 0.065% or less
  • V is an element that improves the hardenability of steel, similar to Cr.
  • the V content is preferably 0.005% or more.
  • an oxide formation reaction accompanied by generation of hydrogen ions may occur, which may deteriorate the plating quality.
  • the amount of precipitates such as carbides becomes excessive, and the hole-spreading property is lowered. Therefore, when V is contained, the content thereof is preferably 0.065% or less.
  • the V content is more preferably 0.050% or less, still more preferably 0.035% or less.
  • One or more selected from Ta, W, Ni, Cu, Sn, Sb, Ca, Mg and Zr: 0.1% or less in total Ta, W, Ni, Cu, Sn, Sb, Ca, Mg and Zr are elements that increase the strength without degrading the plating quality.
  • the content of these elements is preferably 0.0010% or more alone or in total. However, if the total content of these elements exceeds 0.1%, the above effects will be saturated. Therefore, when one or more selected from Ta, W, Ni, Cu, Sn, Sb, Ca, Mg and Zr are contained, the total content of these elements is 0.1% or less. It is preferable to do so.
  • the rest other than the above elements are Fe and unavoidable impurities.
  • the steel structure of the base steel sheet of the hot-dip galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention is the area ratio with respect to the entire steel structure. Ferrite is 30% or more and 85% or less, It is a complex tissue containing 5% or more and 30% or less of martensite and 10% or more and 60% or less of bainite.
  • the area ratio refers to the ratio of the area of each metal phase to the total area of the steel structure.
  • the area ratio of ferrite is set to 30% or more.
  • the area ratio of ferrite is preferably 35% or more, more preferably 40% or more.
  • the area ratio of martensite required to secure the strength decreases, and it becomes difficult to secure the strength.
  • the formation of bainite is suppressed, and the hole-spreading property and the yield ratio are also reduced. Therefore, the area ratio of ferrite is set to 85% or less.
  • the area ratio of ferrite is preferably 80% or less.
  • the ferrite referred to here is a structure composed of crystal grains of the BCC lattice, and is formed by transformation from austenite at a relatively high temperature.
  • Area ratio of martensite 5% or more and 30% or less Martensite contributes to the improvement of strength and is a necessary phase for ensuring the desired tensile strength. Therefore, the area ratio of martensite is 5% or more.
  • the area ratio of martensite is preferably 8% or more, more preferably 10% or more.
  • the area ratio of martensite is 30% or less.
  • the area ratio of martensite is preferably 28% or less, more preferably 25% or less.
  • the martensite referred to here refers to a hard structure generated from austenite below the martensite transformation point (also simply referred to as the Ms point), and the so-called fresh martensite as hardened and the fresh martensite are reheated. It shall contain both tempered so-called tempered martensite.
  • Bainite is a necessary phase for improving the hole-spreading property and increasing the yield ratio. Therefore, the area ratio of bainite is 10% or more.
  • the area ratio of bainite is preferably 15% or more, more preferably 20% or more.
  • the area ratio of bainite is 60% or less.
  • the area ratio of bainite is preferably 55% or less, more preferably 50% or less.
  • the bainite referred to here is a hard structure in which fine carbides are dispersed in a needle-shaped or plate-shaped ferrite, and is produced from austenite at a relatively low temperature (above the martensitic transformation point).
  • Area ratio of other metal phases 15% or less Further, even if the steel structure of the base steel sheet of the hot-dip galvanized steel sheet according to the embodiment of the present invention contains other metal phases other than martensite, ferrite and bainite. good. Here, it is permissible if the area ratio of the other metal phases is 15% or less in total. Therefore, the area ratio of other metal phases shall be 15% or less.
  • the area ratio of the other metal phases is preferably 10% or less, more preferably 5% or less.
  • the area ratio of the other metal phase may be 0%.
  • Examples of other metal phases include pearlite, retained austenite, and unrecrystallized ferrite.
  • pearlite and unrecrystallized ferrite deteriorate workability (El and ⁇ ), so the total area ratio of pearlite and unrecrystallized ferrite is 5% or less.
  • the area ratios of pearlite and unrecrystallized ferrite may be 0%, respectively. Since the retained austenite does not deteriorate the processability (El and ⁇ ), there is no problem if the area ratio of the retained austenite is 15% or less.
  • the area ratio of retained austenite is preferably 10% or less, more preferably 5% or less.
  • the area ratio of retained austenite may be 0% or less.
  • pearlite here is a structure composed of ferrite and needle-like cementite.
  • Retained austenite is austenite that remains without martensitic transformation.
  • the unrecrystallized ferrite is a ferrite that has not been recrystallized, and subgrain boundaries are present in the crystal grains.
  • the area ratio of each phase is measured as follows. That is, a test piece is collected from the base steel sheet of the hot-dip galvanized steel sheet so that the L cross section parallel to the rolling direction is the test surface. Then, the test surface of the test piece is mirror-polished and the structure is exposed with a nital solution. The test surface of the test piece showing the structure was observed by SEM at a magnification of 1500 times, and the area ratio of martensite, the area ratio of ferrite, and the area ratio of bainite at the position of 1/4 of the plate thickness of the base steel plate were measured by the point counting method. To measure. In the SEM image, martensite exhibits a white tissue.
  • the tempered martensite has fine carbides precipitated inside.
  • Ferrites have a black structure.
  • In bainite white carbides are precipitated in the black structure. From these points, each phase is identified in the SEM image. However, depending on the surface orientation of the block grains and the degree of etching, it may be difficult for carbides inside to appear. In that case, sufficient etching shall be performed to confirm.
  • the total area ratio of the other metal phases is calculated by subtracting the area ratio of martensite, the area ratio of ferrite and the area ratio of bainite from 100%.
  • pearlite is a structure composed of ferrite and needle-like cementite as described above, and from this point, pearlite is identified by the above SEM image, and the area ratio of pearlite is measured.
  • the unrecrystallized ferrite has subgrain boundaries in the crystal grains, and from this point, the unrecrystallized ferrite is identified from the above SEM image, and the area ratio of the unrecrystallized ferrite is measured. ..
  • the area ratio of retained austenite is measured as follows. That is, the surface obtained by polishing the base steel plate of the hot-dip galvanized steel sheet to a position of 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction (depth direction) and then further polishing by 0.1 mm by chemical polishing is defined as the observation surface. Then, the observation surface is observed by an X-ray diffraction method. Mo K ⁇ rays are used as incident X-rays, and fcc iron (austenite) (200), (220) and (311) with respect to the diffraction intensity of each of the (200), (211) and (220) surfaces of bcc iron.
  • the ratio of the diffraction intensity of each surface is obtained, and the volume ratio of retained austenite is calculated from the ratio of the diffraction intensity of each surface. Then, assuming that the retained austenite is three-dimensionally homogeneous, the volume fraction of the retained austenite is defined as the area ratio of the retained austenite.
  • Amount of oxygen present as an oxide in the surface layer portion of the base steel sheet (hereinafter, also referred to as the amount of oxygen in the oxide form in the surface layer portion of the base steel sheet): 0.05 g / m 2 or more and 0.50 g / m 2 or less per surface described above.
  • Si and Mn are easily oxidizing elements and combine with oxygen to form an oxide on the surface of the steel sheet.
  • the wettability of the base steel sheet due to the plating bath is lowered, resulting in poor plating appearance such as non-plating or plating adhesion. It causes a decrease in sex.
  • the oxides existing in the surface layer portion of these base steel sheets serve as a barrier, and the base steel sheet becomes a barrier. The formation of oxides on the surface (hereinafter, also referred to as external oxidation) is suppressed.
  • the amount of oxygen in the oxide form on the surface layer portion of the base steel sheet is 0.05 g / m 2 or more per side (note that the oxygen amounts described below are all per one side).
  • the amount of oxygen in the oxide form on the surface layer portion of the base steel sheet is preferably 0.06 g / m 2 or more.
  • the oxide promotes fracture and deteriorates elongation and hole expandability.
  • the amount of oxygen in the oxide form on the surface layer of the base steel sheet is set to 0.50 g / m 2 or less.
  • the amount of oxygen in the oxide form on the surface layer portion of the base steel sheet is preferably 0.45 g / m 2 or less.
  • the surface layer portion is a region from the surface of the base steel plate to a position at a depth of 100 ⁇ m.
  • the oxide is a compound of O and elements such as Si, Mn, Fe, P, Al, Nb, Ti, B, Cr, Mo and V contained in the base steel sheet, and is mainly a Si oxide. And Mn oxide. Since the amount of internal oxidation and the amount of external oxidation are inversely correlated, when external oxidation occurs in the base steel sheet, the amount of oxygen in the oxide form on the surface layer of the base steel sheet is less than 0.05 g / m 2 . Become.
  • the amount of oxygen in the oxide form on the surface layer of the base steel sheet is measured by the "impulse furnace-infrared absorption method". That is, first, the hot-dip galvanized layer is removed from the hot-dip galvanized steel sheet.
  • the method for removing the hot-dip galvanized layer is not particularly limited as long as the hot-dip galvanized layer can be sufficiently removed, and examples thereof include pickling, alkali peeling, and mechanical polishing.
  • the amount of oxygen in the steel of the base steel sheet is measured. Then, the measured value is taken as the total oxygen amount OI (g) contained in the base steel sheet.
  • the surface layer portion (the region from the surface of the base steel plate to the position of 100 ⁇ m in depth) is polished and removed, and the amount of oxygen in the steel of the base steel plate after the surface layer portion is removed is measured. .. Then, the measured value is OH (g). Then, the amount of oxygen in the oxide form in the surface layer portion of the base steel sheet is calculated by the following equation.
  • the amount of oxygen contained in the base steel sheet in the solid solution state is reduced from the total amount of oxygen OI (g) contained in the base steel sheet. Further, the value is divided by [area of the surface (per one side) of the base steel plate (m 2 )] and 2. As a result, the amount of oxygen in the oxide form on the surface layer of the base steel sheet is calculated.
  • the thickness of the base steel sheet of the hot-dip galvanized steel sheet according to the embodiment of the present invention is preferably 0.2 mm or more and 3.2 mm or less.
  • Fe content in the hot-dip galvanized layer 0.40% by mass or more
  • the Fe content in the hot-dip galvanized layer is high. Therefore, the Fe content in the hot-dip galvanized layer is 0.40% by mass or more.
  • the Fe content in the hot-dip galvanized layer is preferably 0.50% by mass or more.
  • the Fe content in the hot-dip galvanized layer is preferably 8.0% by mass or less.
  • the Fe content in the hot-dip galvanized layer is more preferably 7.5% by mass or less, still more preferably 7.0% by mass or less.
  • Amount of plating adhesion in the hot-dip galvanized layer 20 g / m 2 or more per side It is preferable that the amount of plating adhered is large in order to improve corrosion resistance. Therefore, the amount of plating adhesion is preferably 20 g / m 2 or more per side (note that the amount of plating adhesion described below is for one side). The amount of plating adhered is more preferably 25 g / m 2 or more, still more preferably 30 g / m 2 or more.
  • the upper limit of the plating adhesion amount is not particularly limited, but when the plating adhesion amount exceeds 120 g / m 2 , the above effect is saturated. Therefore, the plating adhesion amount is preferably 120 g / m 2 or less.
  • the Fe content and the plating adhesion amount in the hot-dip galvanized layer are measured as follows. That is, after degreasing the surface of the hot-dip galvanized steel sheet to be the test piece, the mass of the test piece is weighed in the primary basis. Then, 2 to 3 drops of an inhibitor (inhibitor), which is a corrosion inhibitor for Fe, is added to a 30 cc 1: 3 HCl aqueous solution (an HCl aqueous solution having a concentration of 25% by volume), and then the test material is immersed in the solution and used. Dissolve the hot-dip galvanized layer of the sample material.
  • an inhibitor inhibitor
  • plating adhesion amount ([Mass of test piece at primary basis weight (g)]-[Mass of test piece at secondary basis weight (g)]) ⁇ [Test piece Area of plated portion (area of the portion covered by the hot-dip galvanized layer in the test piece before melting the hot-dip galvanized layer) (m 2 )]
  • Fe dissolved amount, Zn dissolved amount and Al dissolved amount are measured by the ICP (Inductively Coupled Plasma) method, and are calculated by the following formula.
  • the hot-dip galvanized layer contains Zn as a main component, and is basically composed of Zn and the above-mentioned Fe. Further, depending on the composition of the plating bath, the hot-dip galvanized layer may contain 0.30% by mass or less, particularly 0.15 to 0.30% by mass of Al. The rest other than Zn, Fe and Al are unavoidable impurities. Further, the hot-dip galvanized layer may be provided only on one surface of the base steel sheet, or may be provided on both sides.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention has a tensile strength (TS) of 750 MPa or more.
  • the tensile strength (TS) is preferably 780 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited, but the tensile strength is preferably less than 980 MPa from the viewpoint of easy balancing with other characteristics.
  • TS x El is 18000 MPa ⁇ % or more
  • TS ⁇ ⁇ is 40,000 MPa ⁇ % or more
  • TS ⁇ El is preferably 19000 MPa ⁇ % or more, more preferably 20000 MPa ⁇ % or more.
  • TS ⁇ ⁇ preferably 45,000 MPa ⁇ % or more, more preferably 50,000 MPa ⁇ % or more.
  • YR is preferably 0.60 or more, more preferably 0.65 or more.
  • the tensile strength (TS), the yield strength (YS) and the elongation (El) are measured as follows. That is, a JIS No. 5 test piece having a distance between gauge points of 50 mm and a width between gauge points of 25 mm is collected from the central portion of the plate width of the hot-dip galvanized steel sheet so that the rolling direction is the longitudinal direction. Then, using the collected JIS No. 5 test piece, a tensile test is performed in accordance with the regulations of JIS Z 2241 (2011), and the tensile strength (TS), yield strength (YS) and elongation (El) are measured. The tensile speed is 10 mm / min.
  • ⁇ is the limit hole expansion rate (%), which is measured as follows. That is, a 100 mm square test piece is collected from the center of the width of the hot-dip galvanized steel sheet. Then, using the collected test pieces, a hole expansion test is carried out according to the Japan Iron and Steel Federation standard JFST1001, and ⁇ is measured. Specifically, after punching a hole having a diameter of 10 mm in the test piece, a 60 ° conical punch is pushed into the hole with the surroundings restrained, and the diameter of the hole at the crack generation limit is measured. Then, the limit hole expansion rate ⁇ (%) is obtained by the following formula.
  • Limit hole expansion rate ⁇ (%) ⁇ (D f ⁇ D 0 ) / D 0 ⁇ ⁇ 100
  • D f is the diameter of the hole at the crack generation limit (mm)
  • D 0 is the diameter of the initial hole (before pushing the punch).
  • excellent in plating quality means that there is no peeling of the hot-dip galvanized layer by the ball impact test under the following conditions, and that there is no non-plating defect of the hot-dip galvanized layer by observing the appearance (preferably the plating appearance). It means that there is no unevenness).
  • the non-plating defect has a size of about several ⁇ m to several mm, and means a region where the base steel sheet is exposed without the hot-dip galvanizing layer.
  • Ball impact test conditions Ball mass: 2.8 kg, drop height: 1 m (After dropping the ball under the above conditions and causing the ball to collide with the hot-dip galvanized steel sheet, the ball collision portion is peeled off from the tape (tape conforming to JIS Z 1522 (2009) and having an adhesive strength of 8 N per 25 mm width). , Visually determine whether or not the hot-dip galvanized layer has peeled off.)
  • the method for manufacturing a hot-dip galvanized steel sheet according to an embodiment of the present invention is as follows.
  • a hot rolling process in which a steel slab having the above composition is hot-rolled to form a hot-rolled steel sheet
  • a cold rolling process in which the hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet
  • An annealing step in which the cold-rolled steel sheet is heated to an annealing temperature, held at the annealing temperature, and then cooled.
  • the cold-rolled steel sheet is subjected to a hot-dip galvanizing treatment, and a plating treatment step is performed.
  • the temperature is the surface temperature of the steel plate or slab unless otherwise specified.
  • the surface temperature of the steel plate or slab is measured, for example, using a radiation thermometer.
  • This process is a process of hot rolling a steel material (steel slab) having the above-mentioned composition to make a hot-rolled steel sheet.
  • the steel material used is preferably manufactured by a continuous casting method in order to prevent macrosegregation of the components.
  • the steel material can also be manufactured by the ingot forming method and the thin slab casting method.
  • suitable manufacturing conditions in the hot rolling process will be described.
  • Heating temperature of slab If the heating temperature of the slab is 1200 ° C or higher and lower than 1200 ° C, precipitates such as AlN do not sufficiently dissolve. Therefore, the precipitates such as AlN may be coarsened during hot rolling, and the hole expandability may be deteriorated. Therefore, the heating temperature of the slab is preferably 1200 ° C. or higher.
  • the heating temperature of the slab is more preferably 1230 ° C. or higher, still more preferably 1250 ° C. or higher.
  • the upper limit of the heating temperature of the slab is not particularly limited, but is preferably 1400 ° C. or lower.
  • the heating temperature of the slab is more preferably 1350 ° C. or lower.
  • Finish rolling temperature 840 ° C or higher and 900 ° C or lower If the finish rolling temperature is lower than 840 ° C, inclusions and coarse carbides may be generated and the hole expandability may be deteriorated. In addition, the quality inside the base steel sheet may deteriorate. Therefore, the finish rolling temperature is preferably 840 ° C. or higher. The finish rolling temperature is more preferably 860 ° C. or higher. On the other hand, if the holding time at high temperature is long, coarse inclusions may be generated and the hole expanding property may be deteriorated. Therefore, the finish rolling temperature is preferably 900 ° C. or lower. The finish rolling temperature is more preferably 880 ° C. or lower.
  • Winding temperature 450 ° C or higher and 650 ° C or lower
  • the winding temperature exceeds 650 ° C.
  • the surface of the ground iron may be decarburized.
  • a structure difference occurs between the inside and the surface of the base steel sheet, which may cause uneven alloy concentration.
  • coarse carbides and nitrides may be generated to deteriorate the hole expanding property. Therefore, the winding temperature is preferably 650 ° C. or lower.
  • the take-up temperature is more preferably 630 ° C. or lower.
  • the take-up temperature is preferably 450 ° C. or higher.
  • the take-up temperature is more preferably 470 ° C. or higher.
  • the hot-rolled steel sheet after winding may be pickled.
  • the pickling conditions are not particularly limited, and a conventional method may be followed.
  • the hot-rolled steel sheet after winding may be heat-treated to soften the structure.
  • This process is a process in which the hot-rolled steel sheet obtained in the hot-rolling process is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold rolling ratio is preferably 20% or more.
  • the cold rolling ratio is more preferably 30% or more.
  • the cold rolling ratio is preferably 90% or less.
  • the cold rolling ratio is more preferably 80% or less.
  • Annealing process is a process in which the cold-rolled steel sheet obtained in the cold rolling process is heated to an annealing temperature, held at the annealing temperature, and then cooled. Then, in this step, the above-mentioned composite structure is formed, and internal oxidation is generated in the surface layer portion of the base steel sheet to form an oxide of Si or Mn in the surface layer portion of the base steel sheet, and further in the hot-dip galvanized layer. From the viewpoint of containing an appropriate amount of Fe in The average heating rate (hereinafter, also referred to as the average heating rate) in the temperature range from 500 ° C to the quenching temperature during heating is 1 ° C / sec or more and 7 ° C / sec or less.
  • Annealing temperature is (AC 1 point + 50 ° C ) or higher ( AC 3 points + 20 ° C) or lower.
  • the holding time (hereinafter, also referred to as annealing time) in holding is 1 second or more and 40 seconds or less. Dew point: -20 ° C or higher and 5 ° C or lower, hydrogen concentration: 3% by mass or more and 20% by mass or less,
  • the average cooling rate (hereinafter, also referred to as the primary cooling rate) in the temperature range from the annealing temperature in cooling to the primary cooling stop temperature is 10 ° C / sec or more.
  • Primary cooling shutdown temperature is 450 ° C or higher and 600 ° C or lower
  • Secondary cooling shutdown temperature is 400 ° C or higher and 500 ° C or lower
  • Average heating rate 1 ° C./sec or more and 7 ° C./sec or less
  • the average heating rate should be slow in order to recrystallize ferrite and secure the desired area ratio of ferrite. Therefore, the average heating rate is set to 7 ° C./sec or less.
  • the average heating rate is preferably 6 ° C./sec or less, more preferably 5 ° C./sec or less.
  • Mn having a slow diffusion rate is also concentrated in austenite, and austenite is stabilized. As a result, bainite transformation is less likely to occur, and the desired complex structure cannot be obtained. Therefore, the average heating rate is set to 1 ° C./sec or more.
  • the average heating rate is preferably 2 ° C./sec or higher, more preferably 3 ° C./sec or higher.
  • Annealing temperature (AC 1 point + 50 ° C ) or more ( AC 3 points + 20 ° C) or less If the annealing temperature is less than (AC 1 point + 50 ° C), coarse Fe-based precipitates are generated, resulting in decreased strength and hole expandability. do. Therefore, the annealing temperature is set to ( AC 1 point + 50 ° C.) or higher.
  • the annealing temperature is preferably ( AC 1 point + 60 ° C.) or higher.
  • the annealing temperature exceeds ( AC3 points + 20 ° C.)
  • the area ratio of ferrite decreases and the elongation decreases. Therefore, the annealing temperature is set to ( AC 3 points + 20 ° C.) or less.
  • the annealing temperature is preferably ( AC 3 points + 10 ° C.) or less.
  • the AC1 point and the AC3 point referred to here are calculated by the following formulas, respectively. Further, in the following formula, (% element symbol) means the content (mass%) of each element in the component composition of the base steel sheet. However, if the element is not contained (including the case where it is unavoidably contained), it is calculated as 0.
  • the annealing temperature may be constant during holding. Further, the annealing temperature does not have to be constant during holding as long as it is within the above temperature range and the temperature fluctuation range is within the set temperature ⁇ 10 ° C.
  • Annealing time 1 second or more and 40 seconds or less
  • Annealing time is an important condition for bainite transformation of austenite.
  • the annealing time is set to 40 seconds or less.
  • the annealing time is preferably 30 seconds or less, more preferably 25 seconds or less.
  • the annealing time is set to 1 second or more.
  • the annealing time is preferably 5 seconds or longer.
  • the annealing time is the holding time at the annealing temperature.
  • Dew point of holding atmosphere -20 ° C or higher and 5 ° C or lower
  • the dew point of the holding atmosphere is set to ⁇ 20 ° C. or higher.
  • the dew point of the holding atmosphere is preferably ⁇ 18 ° C. or higher, more preferably ⁇ 15 ° C. or higher.
  • the dew point of the holding atmosphere is set to 5 ° C. or lower.
  • the dew point of the holding atmosphere is preferably 0 ° C. or lower.
  • Hydrogen concentration in the holding atmosphere 3% by mass or more and 20% by mass or less It is formed on the surface of the base steel sheet in order to promote internal oxidation on the surface layer of the base steel sheet and to secure the plating adhesion amount of the hot-dip galvanized layer. Oxides (and formed during the retention of galvanization) need to be reduced. Therefore, the hydrogen concentration in the holding atmosphere is set to 3% by mass or more. The hydrogen concentration in the holding atmosphere is preferably 5% by mass or more. On the other hand, if the hydrogen concentration in the holding atmosphere becomes excessive, hydrogen invades the steel and deteriorates elongation and hole expansion. Therefore, the hydrogen concentration in the holding atmosphere is set to 20% by mass or less. The hydrogen concentration in the holding atmosphere is preferably 17% by mass or less.
  • the primary cooling rate 10 ° C / sec or more
  • the primary cooling rate is preferably 12 ° C./sec or higher, more preferably 15 ° C./sec or higher. Since it is better that the primary cooling rate is high in order to suppress the pearlite transformation, the upper limit of the primary cooling rate is not particularly limited. For example, there is no problem even if the primary cooling rate is 2000 ° C./sec or more by water cooling or the like.
  • Primary cooling stop temperature 450 ° C or higher and 600 ° C or lower
  • the primary cooling stop temperature should be 450 ° C or higher and 600 ° C or lower in order to suppress pearlite transformation during primary cooling and secure a predetermined amount of bainite during secondary cooling. .. That is, when the primary cooling shutdown temperature exceeds 600 ° C., the pearlite transformation is promoted during the secondary cooling. Therefore, the primary cooling shutdown temperature is set to 600 ° C. or lower.
  • the primary cooling shutdown temperature is preferably 580 ° C. or lower, more preferably 560 ° C. or lower.
  • the primary cooling shutdown temperature is 450 ° C. or higher.
  • the primary cooling shutdown temperature is preferably 460 ° C. or higher, more preferably 470 ° C. or higher.
  • Secondary cooling time 20 seconds or more and 100 seconds or less
  • bainite is generated, so the secondary cooling time is appropriately controlled.
  • the secondary cooling time is set to 20 seconds or more.
  • the secondary cooling time is preferably 25 seconds or longer, more preferably 30 seconds or longer.
  • the secondary cooling time is set to 100 seconds or less.
  • the secondary cooling time is preferably 90 seconds or less, more preferably 80 seconds or less.
  • Secondary cooling stop temperature 400 ° C or higher and 500 ° C or lower
  • the secondary cooling stop temperature secures a predetermined bainite fraction and controls the temperature of the plate entering the plating bath in the plating process described later within a predetermined range. From the viewpoint of this, the temperature is set to 400 ° C. or higher and 500 ° C. or lower. That is, when the secondary cooling shutdown temperature exceeds 500 ° C., the bainite transformation is promoted during the secondary cooling, and the bainite fraction becomes excessive. Therefore, the secondary cooling shutdown temperature is set to 500 ° C. or lower.
  • the secondary cooling shutdown temperature is preferably 495 ° C. or lower, more preferably 490 ° C. or lower.
  • the secondary cooling shutdown temperature is set to 400 ° C. or higher.
  • the secondary cooling shutdown temperature is preferably 420 ° C. or higher, more preferably 440 ° C. or higher.
  • This process is a process of hot-dip galvanizing a cold-rolled steel sheet after the above annealing treatment. In this step, it is important that the temperature of the plate entering the plating bath is the plating bath temperature + 10 ° C. or higher.
  • Plate temperature entering the plating bath Plate bath temperature + 10 ° C or higher
  • the plate temperature entering the plating bath is higher than the plating bath temperature, especially plating. It is necessary to control the bath temperature to + 10 ° C or higher.
  • the plate temperature entering the plating bath is preferably the plating bath temperature + 15 ° C. or higher, and more preferably the plating bath temperature + 20 ° C. or higher.
  • the upper limit of the plate temperature for entering the plating bath is not particularly limited, but is preferably 500 ° C. or lower.
  • the plating bath composition is basically composed of Zn, and may contain 0.15 to 0.30% by mass of Al. The rest other than Zn and Al are unavoidable impurities.
  • the plating bath temperature is preferably 440 to 500 ° C.
  • the above annealing step and plating treatment step may be performed by CAL (continuous annealing line) or CGL (continuous annealing hot-dip galvanizing line). Moreover, each may be performed by batch processing.
  • each step other than the above are not particularly limited, and a conventional method may be followed. Further, after the annealing step, temper rolling for shape adjustment may be performed. According to the above manufacturing method, a hot-dip galvanized steel sheet having both high strength and good workability and excellent plating quality can be obtained, and the hot-dip galvanized steel sheet can be suitably used for automobile members. ..
  • a steel material having the component composition shown in Table 1 (the balance is Fe and unavoidable impurities) was melted in a vacuum melting furnace and then lump-rolled to obtain a lump-rolled material having a thickness of 27 mm.
  • the obtained lump-rolled material was hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain a hot-rolled steel sheet having a plate thickness of 4.0 mm.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was ground to a plate thickness of 3.0 mm, and then cold-rolled under the conditions shown in Table 2 to manufacture a cold-rolled steel sheet having a plate thickness of 0.9 to 1.8 mm. did.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was annealed and plated under the conditions shown in Table 2 to produce a hot-dip galvanized steel sheet having a hot-dip galvanized layer on both sides.
  • the blanks in Table 1 indicate that the element was not intentionally added (it may be unavoidably contained instead of 0% by mass).
  • the structure of the base steel sheet was identified, the amount of oxygen in the oxide form on the surface layer of the base steel sheet was measured, and one side of the hot-dip galvanized steel sheet was measured.
  • the plating adhesion amount and Fe content were measured.
  • Table 3 In the identification of the structure of the base steel sheet (point counting method), a 16 ⁇ 15 grid was placed on the observation region (82 ⁇ m ⁇ 57 ⁇ m region) by SEM so that the intervals were even. Then, the number of points of each phase at the grid points was counted, and the ratio of the number of grid points occupied by each phase to the total number of grid points was defined as the area ratio of each phase. The area ratio of each phase was taken as the average value of the area ratio of each phase obtained from three separate SEM images.
  • the plating quality (plating adhesion and plating appearance) was investigated according to the above-mentioned procedure, and evaluated according to the following criteria.
  • the evaluation results are shown in Table 4.
  • Plating appearance ⁇ (passed, particularly excellent): No non-plating defects and plating appearance unevenness of the hot-dip zinc plating layer ⁇ (Passed, excellent): There is uneven plating appearance of the hot-dip zinc plating layer, but no non-plating defects ⁇ (Failure) ): There is a non-plating defect in the hot-dip zinc plating layer.

Abstract

高い強度と良好な加工性とを兼備し、めっき品質にも優れる溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。下地鋼板の成分組成を所定の範囲とし、下地鋼板の鋼組織をフェライト、マルテンサイトおよびベイナイトの複合組織とし、下地鋼板の表層部に酸化物として存在する酸素量を片面あたり０．０５ｇ／ｍ２以上０．５０ｇ／ｍ２以下とし、溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量を０．４０質量％以上とする。

Description

溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車部材等に好適に用いられる、溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、自動車部材の素材となる鋼板を高強度化し、薄くすることで、自動車車体を軽量化しようとする動きが活発となってきている。また、自動車部材に使用される鋼板は複雑な形状に成形されるため、良好な加工性も要求される。
　このような要求に対して、例えば、特許文献１には、
「質量％で、
  Ｃ：０．０１%以上、０．４%以下
  Ｓｉ：０．００１%以上、２．５％以下、
  Ｍｎ：０．００１%以上、４．０%以下、
  Ｐ： ０．００１%以上、０．１５%以下、
  Ｓ：０．０００５%以上、０．０３%以下、
  Ａｌ：０．００１%以上、２．０%以下、
  Ｎ：０．０００５%以上、０．０１%以下、
  Ｏ：０．０００５%以上、０．０１%以下
  を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなり、集合組織が、少なくとも鋼板の表面から５／８～３／８の板厚における板面の｛１１２｝＜１１０＞～｛１１３｝＜１１０＞方位群および｛１１２｝＜１３１＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が５．０以下でかつ｛００１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比が４．０以下で、さらに圧延方向と直角方向のｒ（ｒＣ）値が０．７０以上、かつ圧延方向と３０°（ｒ３０）のｒ値が１．１０以下であり、さらに鋼板組織として、面積率でフェライトとベイナイトを合わせて５０%以上、マルテンサイトを１％以上、５０％以下含有することを特徴とする均一変形能及び局部変形能に優れた高強度冷延鋼板。」
が開示されている。
　また、特許文献２には、
「質量％で、
  Ｃ  ：０．０５％～０．２０％、
  Ｓｉ：０．３～１．５０％、
  Ｍｎ：１．３～２．６％、
  Ｐ  ：０．００１～０．０３％、
  Ｓ  ：０．０００１～０．０１％、
  Ａｌ：０．０００５～０．１％、
  Ｎ  ：０．０００５～０．００４０％、
　Ｏ：０．００１５～０．００７％、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、鋼板組織が主としてフェライトとベイナイト組織からなり、焼付け処理後のＢＨが６０ＭＰａ以上であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上であることを特徴とする時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板。」
が開示されている。
特開２０１２－１７２１５９号公報 特願２００９－２４９７３３号公報
　ところで、車体防錆性能の観点から、自動車部材の素材となる鋼板には、亜鉛系めっき、例えば、溶融亜鉛めっきが施される場合がある。
　しかし、特許文献１および２に開示される鋼板に溶融亜鉛めっきを施すと、めっき外観やめっき密着性といっためっき品質が十分に得られない場合がある。そのため、この点の改善が求められているのが現状である。
　本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、高い強度と良好な加工性とを兼備し、めっき品質にも優れる溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
　また、本発明は、上記の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ね、以下の知見を得た。
（ａ）良好な加工性を得るためには、鋼板の穴広げ性および伸びを高くする必要がある。また、成形加工時の割れを防止する観点からは、鋼板の降伏比ＹＲ（＝降伏強度（ＹＳ）／引張強度（ＴＳ））を高くすることが有効である。
（ｂ）高い強度を得るためには、マルテンサイトの活用が有効である。一方、優れた伸びを得るためにはフェライトの活用が有効である。また、優れた穴広げ性を得るためには、軟質相であるフェライトと硬質相であるマルテンサイトとの硬度差を低減する必要がある。これには、中間生成相であるベイナイトの活用が有効である。また、ベイナイトを活用することにより、降伏比も高くなる。
（ｃ）すなわち、鋼組織を、所定の面積率に制御したフェライト、マルテンサイトおよびベイナイトの複合組織（以下、単に複合組織ともいう）とすることにより、高い強度と良好な加工性とを兼備させることが可能となる。
（ｄ）また、良好なめっき品質を得るためには、
・めっき処理前に下地鋼板の表層部で内部酸化を生じさせ、下地鋼板の表層部にＳｉやＭｎの酸化物を形成し、かつ、
・溶融亜鉛めっき層中に適正量のＦｅを含有させる、
ことが有効である。
　すなわち、鋼板の高強度化の観点からは、ＳｉやＭｎを活用することが有効である。しかし、ＳｉやＭｎ等の元素は易酸化性元素であり、酸素と結びついて、鋼板表面で酸化物を形成する。このようなＳｉやＭｎの酸化物がめっき処理時に下地鋼板の表面に存在していると、めっき浴（溶融亜鉛）による下地鋼板の濡れ性を低下させ、不めっきなどのめっき外観不良やめっき密着性の低下を引き起こす原因となる。
　この点、めっき処理前に、下地鋼板の表層部で内部酸化を生じさせて、ＳｉやＭｎの酸化物を形成すると、これらの下地鋼板の表層部に存在する酸化物が障壁となり、下地鋼板の表面での酸化物の形成（以下、外部酸化ともいう）が抑制される。その結果、めっき外観やめっき密着性といっためっき品質が向上する。
　また、溶融亜鉛めっき層中に適正量のＦｅを含有させることにより、めっき品質、特に、めっき密着性が向上する。
（ｅ）加えて、上記の複合組織を作り込み、かつ、下地鋼板の表層部で内部酸化を生じさせて下地鋼板の表層部にＳｉやＭｎの酸化物を形成し、さらに溶融亜鉛めっき層中に適正量のＦｅを含有させるには、めっき処理前に行う焼鈍条件、および、めっき処理条件を適切に制御することが重要である。特には、焼鈍の保持における雰囲気の制御、および、めっき処理におけるめっき浴への侵入板温の制御が重要である。
　具体的には、露点を－２０℃以上５℃以下の範囲として、焼鈍の保持雰囲気中に一定量の酸素を確保して下地鋼板の表層部での内部酸化を促す一方、水素濃度を３質量％以上２０質量％以下として、下地鋼板の表面に形成されている（および焼鈍の保持中に形成される）酸化物を還元する。これにより、下地鋼板の内部（表層部）へ雰囲気中の酸素を十分に導入しつつ、外部酸化を抑制することが重要である。また、めっき浴への侵入板温をめっき浴温＋１０℃以上とすることにより、下地鋼板からめっき層中へのＦｅの拡散を促進することが重要である。
　本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．下地鋼板と、該下地鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層と、を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
　該下地鋼板は、
　　質量％で、
　　　Ｃ：０．０９％以上０．１７％以下、
　　　Ｓｉ：０．３％以上１．１％以下、
　　　Ｍｎ：１．９％以上２．７％以下、
　　　Ｐ：０．１０％以下、
　　　Ｓ：０．０５０％以下、
　　　Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下および
　　　Ｎ：０．１０％以下
　　であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
　　また、鋼組織全体に対する面積率で、
　　　フェライトが３０％以上８５％以下、
　　　マルテンサイトが５％以上３０％以下、
　　　ベイナイトが１０％以上６０％以下および
　　　その他の金属相が１５％以下
　　である鋼組織を有し、
　該下地鋼板の表層部に酸化物として存在する酸素の量が片面あたり０．０５ｇ／ｍ２以上０．５０ｇ／ｍ２以下であり、また、該表層部は、該下地鋼板の表面から深さ１００μｍの位置までの領域であり、
　　該溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量が０．４０質量％以上である、溶融亜鉛めっき鋼板。
２．前記その他の金属相の面積率が５％以下である、前記１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
３．前記溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量が８．０質量％以下である、前記１または２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
４．前記溶融亜鉛めっき層における片面あたりのめっき付着量が２０ｇ／ｍ２以上である、前記１～３のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
５．前記下地鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、
　Ｎｂ：０．０４０％以下、
　Ｔｉ：０．０３０％以下、
　Ｂ：０．００３０％以下、
　Ｃｒ：０．３％以下、
　Ｍｏ：０．２％以下および
　Ｖ：０．０６５％以下
のうち１種または２種以上を含有する、前記１～４のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
６．前記下地鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、
　Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＺｒのうちから選んだ１種または２種以上：合計で０．１％以下
を含有する、前記１～５のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
７．前記１、５または６に記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、熱延鋼板とする、熱間圧延工程と、
　該熱延鋼板を冷間圧延し、冷延鋼板とする、冷間圧延工程と、
　該冷延鋼板を焼鈍温度まで加熱し、該焼鈍温度で保持後、冷却する、焼鈍工程と、
　ついで、該冷延鋼板に、溶融亜鉛めっき処理を施す、めっき処理工程と、
を有し、
　該焼鈍工程では、
　　５００℃から該焼鈍温度までの温度域における平均加熱速度が１℃／秒以上７℃／秒以下であり、
　　該焼鈍温度が（ＡＣ１点＋５０℃）以上（ＡＣ３点＋２０℃）以下であり、
　　該保持における保持時間が１秒以上４０秒以下であり、
　　該保持における雰囲気の露点が－２０℃以上５℃以下で、かつ、水素濃度が３質量％以上２０質量％以下であり、
　　該焼鈍温度から一次冷却停止温度までの温度域における平均冷却速度が１０℃／秒以上であり、
　　該一次冷却停止温度が４５０℃以上６００℃以下であり、
　　二次冷却時間が２０秒以上１００秒以下であり、
　　二次冷却停止温度が４００℃以上５００℃以下であり、
　該めっき処理工程では、
　　めっき浴への侵入板温がめっき浴温＋１０℃以上である、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　本発明によれば、高い強度と良好な加工性とを兼備し、めっき品質にも優れる溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
　そして、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板を自動車部材に適用することにより、自動車車体の高性能化に大きく寄与することができる。
　本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
　まず、本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
Ｃ：０．０９％以上０．１７％以下
　Ｃは、焼入れ性を向上させる元素である。また、Ｃは、フェライトの強度を上昇させる役割も果たす。そのため、Ｃは、所望とする引張強度（ＴＳ）：７５０ＭＰａ以上を確保するために必要となる。ここで、Ｃ含有量が０．０９％未満では、所望とする引張強度が得られない。したがって、Ｃ含有量は０．０９％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．１１％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１７％を超えると、オーステナイトの安定度が増し、ベイナイトが生成しにくくなる。また、マルテンサイトの強度が過度に増加し、降伏比が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１７％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１６％以下、より好ましくは０．１５％以下である。
Ｓｉ：０．３％以上１．１％以下
　Ｓｉは、固溶強化による強化元素である。また、Ｓｉは、フェライトの強度を上昇させることにより、降伏比を増加させる役割を果たす。このような効果を得る観点から、Ｓｉ含有量は０．３％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４％以上、より好ましくは０．５％以上である。一方、Ｓｉが過剰に含有されると、Ｓｉが下地鋼板の表面に濃化して外部酸化が生じ、めっき外観などのめっき品質を劣化させる。したがって、Ｓｉ含有量は１．１％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．０％以下、より好ましくは０．９％以下である。
Ｍｎ：１．９％以上２．７％以下
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。そのため、Ｍｎは、所望とする引張強度を確保するために必要となる。ここで、Ｍｎ含有量が１．９％未満では、所望とする引張強度が得られない。したがって、Ｍｎ含有量は１．９％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．０％以上、より好ましくは２．１％以上である。一方、Ｍｎが過剰に含有されると、Ｍｎが下地鋼板の表面に濃化して外部酸化が生じ、めっき外観などのめっき品質を劣化させる。また、焼鈍の保持時などにＭｎがオーステナイトへ濃化しやすくなり、オーステナイトから変態するマルテンサイトの強度が過度に増加する。その結果、降伏比が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は２．７％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．６％以下、より好ましくは２．５％以下である。
Ｐ：０．１０％以下
　Ｐは、鋼を強化する元素である。しかし、Ｐが過剰に含有されると、Ｐが粒界に偏析し、穴広げ性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は０．１０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されるものではないが、コスト等の観点から、０．００１％以上とすることが好ましい。Ｐ含有量は、より好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００５％以上である。
Ｓ：０．０５０％以下
　Ｓは、ＭｎＳ等の形成を通じて伸びを劣化させる元素である。また、ＳとともにＴｉを含有する場合には、ＴｉＳ、Ｔｉ（Ｃ、Ｓ）等の形成を通じて穴広げ性を劣化させるおそれもある。したがって、Ｓ含有量は０．０５０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０３０％以下、より好ましくは０．０２０％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されるものではないが、コスト等の観点から、０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。
Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下
　Ａｌは、脱酸材として添加される元素である。また、Ａｌは、鋼中の粗大介在物を低減し、穴広げ性を良好にする役割も果たす。ここで、Ａｌ含有量が０．０１％未満であると、上記の効果が十分に得られない。したがって、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０２％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．２０％を超えると、ＡｌＮ等の窒化物系の析出物が粗大化し、穴広げ性が低下する。したがって、Ａｌ量は０．２０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．１７％以下、より好ましくは０．１５％以下である。
Ｎ：０．１０％以下
　Ｎは、結晶粒界をピン止めするＡｌＮ等の窒化物系の析出物を生成し、穴広げ性の向上に寄与する元素である。しかし、Ｎ含有量が０．１０％を超えると、ＡｌＮ等の窒化物系の析出物が粗大化し、却って穴広げ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．１０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されるものではないが、コスト等の観点から、Ｎ含有量は０．０００６％以上とすることが好ましい。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００１０％以上である。
　本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の下地鋼板は、上記の元素を含有し、残部のＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。特に、本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の下地鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。
　以上、本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の基本成分組成について説明したが、任意添加元素として、
　Ｎｂ：０．０４０％以下、
　Ｔｉ：０．０３０％以下、
　Ｂ：０．００３０％以下、
　Ｃｒ：０．３％以下、
　Ｍｏ：０．２％以下および
　Ｖ：０．０６５％以下
のうち１種または２種以上を含有させることができる。
　さらに、任意添加元素として、Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＺｒのうちから選んだ１種または２種以上を、合計で０．１％以下含有させることができる。
　なお、上記の任意添加元素を後述する好適な下限値未満で含む場合、当該元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
Ｎｂ：０．０４０％以下
　Ｎｂは、旧γ粒の微細化や微細析出物の生成を通じて、高強度化に寄与する。また、微細析出物により、フェライトの強度が上昇し、降伏比の増加にも寄与する。このような効果を得るため、Ｎｂ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００１５％以上、さらに好ましくは０．００２０％以上である。一方、Ｎｂを過剰に含有させると、炭窒化物系の析出物量が過剰となり、穴広げ性が低下する。このため、Ｎｂを含有させる場合、その含有量は０．０４０％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０３５％以下、さらに好ましくは０．０３０％以下である。
Ｔｉ：０．０３０％以下
　Ｔｉは、Ｎｂと同様、旧γ粒の微細化や微細析出物の生成を通じて、高強度化に寄与する。また、微細析出物により、フェライトの強度が上昇し、降伏比の増加にも寄与する。このような効果を得るため、Ｔｉ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００１５％以上、さらに好ましくは０．００２０％以上である。一方、Ｔｉを過剰に含有させると、炭窒化物系の析出物量が過剰となり、穴広げ性が低下する。このため、Ｔｉを含有させる場合、その含有量は０．０３０％以下とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０２５％以下、さらに好ましくは０．０２０％以下である。
Ｂ：０．００３０％以下
　Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。Ｂを含有させることにより、Ｍｎ含有量が少ない場合にも、所望とする引張強度を確保することが可能となる。このような効果を得るため、Ｂ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００２％以上である。一方、Ｂ含有量が０．００３０％以上になると、ＢＮ等の窒化物系の析出物が過剰となり、穴広げ性が低下する。したがって、Ｂを含有させる場合、その含有量は０．００３０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００２５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
Ｃｒ：０．３％以下
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。このような効果を得るため、Ｃｒ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、水素イオンの発生を伴う酸化物形成反応を起こす場合があり、これにより、めっき品質が劣化するおそれがある。また、炭化物等の析出物量が過剰となり、穴広げ性が低下する。そのため、Ｃｒを含有させる場合、その含有量は０．３％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．２％以下、さらに好ましくは０．１％以下である。
Ｍｏ：０．２％以下
　Ｍｏは、Ｃｒと同様、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。このような効果を得るため、Ｍｏ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有させると、水素イオンの発生を伴う酸化物形成反応を起こす場合があり、これにより、めっき品質が劣化するおそれがある。また、炭化物等の析出物量が過剰となり、穴広げ性が低下する。そのため、Ｍｏを含有させる場合、その含有量は０．２％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０４％以下である。
Ｖ：０．０６５％以下
　Ｖは、Ｃｒと同様、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。このような効果を得るため、Ｖ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、水素イオンの発生を伴う酸化物形成反応を起こす場合があり、これにより、めっき品質が劣化するおそれがある。また、炭化物等の析出物量が過剰となり、穴広げ性が低下する。そのため、Ｖを含有させる場合、その含有量は０．０６５％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０５０％以下、さらに好ましくは０．０３５％以下である。
Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＺｒのうちから選んだ１種または２種以上：合計で０．１％以下
　Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＺｒは、めっき品質を劣化させることなく、強度を高める元素である。このような効果を得るため、これらの元素の含有量は、単独または合計で０．００１０％以上とすることが好ましい。ただし、これらの元素の合計の含有量が０．１％を超えると、上記の効果が飽和する。そのため、Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＺｒのうちから選んだ１種または２種以上を含有させる場合、これらの元素の合計の含有量は０．１％以下とすることが好ましい。
　上記の元素以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　つぎに、本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の鋼組織について説明する。
　本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の鋼組織は、鋼組織全体に対する面積率で、
　　　フェライトが３０％以上８５％以下、
　　　マルテンサイトが５％以上３０％以下、および
　　　ベイナイトが１０％以上６０％以下
の複合組織である。なお、面積率とは、鋼組織全体の面積に対する各金属相の面積が占める割合のことを指す。
フェライトの面積率：３０％以上８５％以下
　フェライトは、所望とする伸びを得る観点から必要な相である。したがって、フェライトの面積率は３０％以上とする。フェライトの面積率は、好ましくは３５％以上、より好ましくは４０％以上である。一方、フェライトが過剰となると、強度を確保するために必要なマルテンサイトの面積率が減少し、強度の確保が困難となる。また、ベイナイトの生成も抑制され、穴広げ性や降伏比も低下させる。したがって、フェライトの面積率は８５％以下とする。フェライトの面積率は、好ましくは８０％以下である。
　なお、ここでいうフェライトは、ＢＣＣ格子の結晶粒からなる組織であり、比較的高温でオーステナイトからの変態により生成する。
マルテンサイトの面積率：５％以上３０％以下
　マルテンサイトは強度の向上に寄与し、所望とする引張強度を確保するために必要な相である。したがって、マルテンサイトの面積率は５％以上とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは８％以上、より好ましくは１０％以上である。一方、マルテンサイトが過剰となると、伸びが低下する。したがって、マルテンサイトの面積率は３０％以下とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは２８％以下、より好ましくは２５％以下である。
　なお、ここでいうマルテンサイトは、マルテンサイト変態点（単にＭｓ点ともいう。）以下でオーステナイトから生成した硬質な組織を指し、焼入れままのいわゆるフレッシュマルテンサイトと、フレッシュマルテンサイトが再加熱されて焼戻されたいわゆる焼戻しマルテンサイトの両方を含むものとする。
ベイナイトの面積率：１０％以上６０％以下
　ベイナイトは、穴広げ性の向上および降伏比の増加のために必要な相である。したがって、ベイナイトの面積率は１０％以上とする。ベイナイトの面積率は、好ましくは１５％以上、より好ましくは２０％以上である。一方、ベイナイトが過剰になると、伸びが低下する。したがって、ベイナイトの面積率は６０％以下とする。ベイナイトの面積率は、好ましくは５５％以下、より好ましくは５０％以下である。
　なお、ここでいうベイナイトとは、針状又は板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織であり、比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成する。
その他の金属相の面積率：１５％以下
　また、本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の鋼組織には、マルテンサイト、フェライトおよびベイナイト以外のその他の金属相を含んでいてもよい。ここで、その他の金属相の面積率は合計で１５％以下であれば許容される。そのため、その他の金属相の面積率は１５％以下とする。その他の金属相の面積率は、好ましくは１０％以下、より好ましくは５％以下である。なお、その他の金属相の面積率は０％でもよい。
　その他の金属相としては、例えば、パーライト、残留オーステナイト、未再結晶フェライトが挙げられる。このうち、パーライトおよび未再結晶フェライトは加工性（Ｅｌおよびλ）を劣化させるため、パーライトおよび未再結晶フェライトの面積率は合計で５％以下とする。パーライトおよび未再結晶フェライトの面積率はそれぞれ０％であってもよい。残留オーステナイトは、加工性（Ｅｌおよびλ）を劣化させるものではないので、残留オーステナイトの面積率は１５％以下であれば問題はない。残留オーステナイトの面積率は、好ましくは１０％以下、より好ましくは５％以下である。残留オーステナイトの面積率は０％以下であってもよい。
　なお、ここでいうパーライトとは、フェライトと針状セメンタイトからなる組織である。残留オーステナイトとは、マルテンサイト変態せずに残ったオーステナイトである。未再結晶フェライトとは、再結晶していないフェライトのことであり、結晶粒内に亜粒界が存在している。
　ここで、各相の面積率は以下のようにして測定する。
　すなわち、溶融亜鉛めっき鋼板の下地鋼板から、圧延方向に平行なＬ断面が試験面となるように試験片を採取する。ついで、試験片の試験面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出する。組織現出した試験片の試験面を、ＳＥＭにより倍率１５００倍で観察し、ポイントカウンティング法により、下地鋼板の板厚１／４位置におけるマルテンサイトの面積率、フェライトの面積率、ベイナイトの面積率を測定する。
　なお、ＳＥＭ像では、マルテンサイトは白色の組織を呈している。また、マルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトでは、内部に微細な炭化物が析出している。フェライトは、黒色の組織を呈している。ベイナイトは、黒色の組織の中に白色の炭化物が析出している。これらの点から、ＳＥＭ像において各相を識別する。ただし、ブロック粒の面方位とエッチングの程度によっては、内部の炭化物が現出しにくい場合もあるので、その場合はエッチングを十分に行い確認するものとする。
　その他の金属相の合計の面積率は、１００％からマルテンサイトの面積率、フェライトの面積率およびベイナイトの面積率を減ずることにより算出する。
　また、その他金属相のうち、パーライトは、上述したようにフェライトと針状セメンタイトからなる組織であり、この点から上記のＳＥＭ像でパーライトを識別し、パーライトの面積率を測定する。未再結晶フェライトは、上述したように、結晶粒内に亜粒界が存在しており、この点から上記のＳＥＭ像で未再結晶フェライトを識別し、未再結晶フェライトの面積率を測定する。
　残留オーステナイトの面積率は、以下のように測定する。
　すなわち、溶融亜鉛めっき鋼板の下地鋼板を板厚方向（深さ方向）に板厚の１／４位置まで研磨した後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面を、観察面とする。ついで、当該観察面を、Ｘ線回折法により観察する。入射Ｘ線にはＭｏのＫα線を使用し、ｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）および（２２０）各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）、（２２０）および（３１１）各面の回折強度の比を求め、各面の回折強度の比から、残留オーステナイトの体積率を算出する。そして、残留オーステナイトが三次元的に均質であるとみなして、残留オーステナイトの体積率を、残留オーステナイトの面積率とする。
下地鋼板の表層部に酸化物として存在する酸素の量（以下、下地鋼板の表層部における酸化物形態の酸素量ともいう）：片面あたり０．０５ｇ／ｍ２以上０．５０ｇ／ｍ２以下
　上述したように、鋼板の高強度化の観点からは、ＳｉやＭｎを活用することが有効である。しかし、ＳｉやＭｎ等の元素は易酸化性元素であり、酸素と結びついて、鋼板表面で酸化物を形成する。このようなＳｉやＭｎの酸化物がめっき処理時に下地鋼板の表面に存在していると、めっき浴（溶融亜鉛）による下地鋼板の濡れ性を低下させ、不めっきなどのめっき外観不良やめっき密着性の低下を引き起こす原因となる。
　この点、めっき処理前に、下地鋼板の表層部で内部酸化を生じさせて、ＳｉやＭｎの酸化物を形成すると、これらの下地鋼板の表層部に存在する酸化物が障壁となり、下地鋼板の表面での酸化物の形成（以下、外部酸化ともいう）が抑制される。その結果、めっき外観やめっき密着性といっためっき品質が向上する。したがって、下地鋼板の表層部における酸化物形態の酸素量は、片面あたり０．０５ｇ／ｍ２以上とする（なお、以下の記載の酸素量はいずれも片面あたりのものである。）。下地鋼板の表層部における酸化物形態の酸素量は、好ましくは０．０６ｇ／ｍ２以上である。一方、下地鋼板の表層部における酸化物形態の酸素量が０．５０ｇ／ｍ２を超えると、酸化物により破壊が助長され、伸びおよび穴広げ性が低下する。したがって、下地鋼板の表層部における酸化物形態の酸素量は、０．５０ｇ／ｍ２以下とする。下地鋼板の表層部における酸化物形態の酸素量は、好ましくは０．４５ｇ／ｍ２以下である。
　ここで、表層部とは、下地鋼板の表面から深さ１００μｍの位置までの領域である。
　また、酸化物とは、Ｏと、下地鋼板に含有されるＳｉやＭｎ、Ｆｅ、Ｐ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶといった元素との化合物であり、主にＳｉ酸化物およびＭｎ酸化物から構成される。
　なお、内部酸化量と外部酸化量とは逆相関にあるので、下地鋼板において外部酸化が生じた場合には、下地鋼板の表層部における酸化物形態の酸素量は０．０５ｇ／ｍ２未満となる。
　また、下地鋼板の表層部における酸化物形態の酸素量は、「インパルス炉―赤外線吸収法」により測定する。
　すなわち、まず、溶融亜鉛めっき鋼板から、溶融亜鉛めっき層を除去する。溶融亜鉛めっき層の除去方法は、溶融亜鉛めっき層が十分に除去できれば特に限定されず、例えば、酸洗やアルカリ剥離、機械研磨等が挙げられる。
　ついで、下地鋼板の鋼中酸素量を測定する。そして、その測定値を下地鋼板に含まれる合計の酸素量ＯＩ（ｇ）とする。
　ついで、下地鋼板の両面において、少なくとも表層部（下地鋼板の表面から深さ１００μｍの位置までの領域）を研磨して除去し、表層部を除去した後の下地鋼板の鋼中酸素量を測定する。そして、その測定値をＯＨ（ｇ）とする。
　そして、次式により、下地鋼板の表層部における酸化物形態の酸素量を算出する。
　［下地鋼板の表層部における酸化物形態の酸素量］
　＝｛ＯＩ（ｇ）－ＯＨ（ｇ）×（［研磨前の下地鋼板の板厚（ｍｍ）］／［研磨後の下地鋼板の板厚（ｍｍ）］）｝÷（［下地鋼板の表面（片面あたり）の面積（ｍ２）］÷２
　なお、上掲式では、
　ＯＨ（ｇ）を（［研磨前の下地鋼板の板厚（ｍｍ）］／［研磨後の下地鋼板の板厚（ｍｍ）］）を除することにより下地鋼板に含まれる固溶状態の酸素量を算出し、
　ついで、下地鋼板に含まれる合計の酸素量ＯＩ（ｇ）から下地鋼板に含まれる固溶状態の酸素量を減じ、
　さらに、その値を、［下地鋼板の表面（片面あたり）の面積（ｍ２）］および２で除する、
ことにより、下地鋼板の表層部における酸化物形態の酸素量を算出している。
　また、本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の板厚は、好ましくは０．２ｍｍ以上３．２ｍｍ以下である。
　つぎに、本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の溶融亜鉛めっき層について説明する。
溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量：０．４０質量％以上
　めっき密着性向上のためには、溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量は多いほうが好ましい。そのため、溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量は０．４０質量％以上とする。溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量は、好ましくは０．５０質量％以上である。一方、溶融亜鉛めっき層におけるＦｅが過剰になると、溶融亜鉛めっき層中に硬質なＦｅ－Ｚｎ合金相が形成される。その結果、めっき自体が破壊されやすくなり、却って、めっき密着性の低下を招く場合がある。そのため、溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量は８．０質量％以下が好ましい。溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量は、より好ましくは７．５質量％以下、さらに好ましくは７．０質量％以下である。
溶融亜鉛めっき層におけるめっき付着量：片面あたり２０ｇ／ｍ２以上
　耐食性向上のためにはめっき付着量は多いほうが好ましい。そのため、めっき付着量は片面あたり２０ｇ／ｍ２以上とすることが好ましい（なお、以下の記載のめっき付着量はいずれも片面あたりのものである。）。めっき付着量は、より好ましくは２５ｇ／ｍ２以上、さらに好ましくは３０ｇ／ｍ２以上である。めっき付着量の上限は特に限定されるものではないが、めっき付着量が１２０ｇ／ｍ２を超えると、上記の効果は飽和する。そのため、めっき付着量は１２０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。
　ここで、溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量およびめっき付着量は、以下の要領で測定する。
　すなわち、試験片とする溶融亜鉛めっき鋼板の表面を脱脂した後、試験片の質量を１次坪量する。ついで、３０ｃｃの１：３ＨＣｌ水溶液（濃度２５体積％のＨＣｌ水溶液）に、Ｆｅに対する腐食抑制剤であるインヒビター（ｉｎｈｉｂｉｔｏｒ）を２～３滴投入したのち、当該溶液に供試材を浸漬させ、供試材の溶融亜鉛めっき層を溶解させる。溶融亜鉛めっき層を溶解させたのち（試験片表面でのＨ２ガスの発生が終了したのち）、当該溶液を捕集する。また、試験片を回収して乾燥させたのち、試験片の質量を２次坪量する。
　そして、次式により、めっき付着量を算出する。
　［めっき付着量（ｇ／ｍ２）］＝（［１次坪量での試験片の質量（ｇ）］－［２次坪量での試験片の質量（ｇ）］）÷［試験片のめっき部分の面積（溶融亜鉛めっき層を溶解する前の試験片において、溶融亜鉛めっき層により覆われている部分の面積）（ｍ２）］
　また、ＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ）法により、捕集した溶液に溶解したＦｅ、ＺｎおよびＡｌの質量（以下、Ｆｅ溶解量、Ｚｎ溶解量およびＡｌ溶解量ともいう）を測定し、次式により、溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量を求める。
　［溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量（質量％）］
　＝［Ｆｅ溶解量（ｇ）］／（［Ｆｅ溶解量（ｇ）］＋［Ｚｎ溶解量（ｇ）］＋［Ａｌ溶解量（ｇ）］）×１００
　なお、溶融亜鉛めっき層は、Ｚｎを主成分とし、基本的にＺｎと上記のＦｅにより構成される。また、めっき浴組成によっては、溶融亜鉛めっき層に０．３０質量％以下、特には、０．１５～０．３０質量％のＡｌが含有される場合がある。ＺｎとＦｅとＡｌ以外の残部は、不可避的不純物である。また、溶融亜鉛めっき層は、下地鋼板の一方の表面のみに設けてもよく、両面に設けてもよい。
　つぎに、本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の機械特性について説明する。
　本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度（ＴＳ）が７５０ＭＰａ以上である。引張強度（ＴＳ）は、好ましくは７８０ＭＰａ以上である。なお、引張強度の上限は特に限定されないが、他の特性とのバランスの取りやすさの観点から、引張強度は９８０ＭＰａ未満が好ましい。
　また、加工性の観点からは、
　　ＴＳ×Ｅｌが１８０００ＭＰａ・％以上、
　　ＴＳ×λが４００００ＭＰａ・％以上、および、
　　降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ）が０．５５以上
である。
　ＴＳ×Ｅｌは、好ましくは１９０００ＭＰａ・％以上、より好ましくは２００００ＭＰａ・％以上である。
　ＴＳ×λ、好ましくは４５０００ＭＰａ・％以上、より好ましくは５００００ＭＰａ・％以上である。
　ＹＲは、好ましくは０．６０以上、より好ましくは０．６５以上である。
　ここで、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）および伸び（Ｅｌ）は、以下のようにして測定する。
　すなわち、溶融亜鉛めっき鋼板の板幅中央部から、圧延方向が長手方向となるように、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取する。ついで、採取したＪＩＳ５号試験片を用い、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）および伸び（Ｅｌ）を測定する。なお、引張速度は１０ｍｍ／分とする。
　また、λは限界穴拡げ率（％）であり、以下のようにして測定する。
　すなわち、溶融亜鉛めっき鋼板の板幅中央部から、１００ｍｍ角の試験片を採取する。ついで、採取した試験片を用い、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準じて穴広げ試験を実施し、λを測定する。具体的には、試験片に直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、周囲を拘束した状態で６０°円錐のポンチを穴に押し込み、亀裂発生限界における穴の直径を測定する。そして、以下の式により、限界穴広げ率λ（％）を求める。
　限界穴拡げ率λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
　ここで、Ｄｆは亀裂発生限界における穴の直径（ｍｍ）、Ｄ０は初期（ポンチを押し込み前）の穴の直径（ｍｍ）である。
　また、「めっき品質に優れる」とは、以下の条件のボールインパクト試験により、溶融亜鉛めっき層の剥離がないこと、および、外観観察により溶融亜鉛めっき層の不めっき欠陥がない（好ましくはめっき外観ムラもない）ことを意味する。なお、不めっき欠陥とは数μｍ～数ｍｍ程度の大きさで、溶融亜鉛めっき層が存在せずに下地鋼板が露出している領域を意味する。
・ボールインパクト試験条件
　ボール質量：２．８ｋｇ、落下高さ：１ｍ
（上記の条件でボールを落下させてボールを溶融亜鉛めっき鋼板に衝突させたのち、ボール衝突部をテープ（ＪＩＳ Ｚ １５２２（２００９）に準拠し、粘着力が幅２５ｍｍあたり８Ｎのテープ）剥離し、溶融亜鉛めっき層の剥離有無を目視で判定する。）
　つぎに、本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、
　上記の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、熱延鋼板とする、熱間圧延工程と、
　該熱延鋼板を冷間圧延し、冷延鋼板とする、冷間圧延工程と、
　該冷延鋼板を焼鈍温度まで加熱し、該焼鈍温度で保持後、冷却する、焼鈍工程と、
　ついで、該冷延鋼板に、溶融亜鉛めっき処理を施す、めっき処理工程と、
を有する。
　なお、以下の説明において、温度は特に断らない限り鋼板またはスラブの表面温度とする。鋼板またはスラブの表面温度は、例えば、放射温度計を用いて測定する。
・熱間圧延工程
　本工程は、上述した成分組成を有する鋼素材（鋼スラブ）を熱間圧延し、熱延鋼板とする工程である。
　なお、使用する鋼素材は、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造することが好ましい。鋼素材は、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても製造することが可能である。
　以下、熱間圧延工程における好適製造条件について、説明する。
スラブの加熱温度：１２００℃以上
　スラブの加熱温度が１２００℃未満では、ＡｌＮ等の析出物が十分に固溶しない。そのため、ＡｌＮ等の析出物が熱間圧延時に粗大化し、穴広げ性を劣化させるおそれがある。したがって、スラブの加熱温度は１２００℃以上が好ましい。スラブの加熱温度は、より好ましくは１２３０℃以上、さらに好ましくは１２５０℃以上である。なお、スラブの加熱温度の上限は特に限定されないが、１４００℃以下が好ましい。スラブの加熱温度は、より好ましくは１３５０℃以下である。
仕上げ圧延温度：８４０℃以上９００℃以下
　仕上げ圧延温度が８４０℃未満では、介在物および粗大炭化物が生成して穴広げ性を劣化させるおそれがある。また、下地鋼板の内部の品質も低下するおそれがある。したがって、仕上げ圧延温度は８４０℃以上が好ましい。仕上げ圧延温度は、より好ましくは８６０℃以上である。一方、高温での保持時間が長くなると、粗大な介在物が生成して穴広げ性を劣化させるおそれがある。したがって、仕上げ圧延温度は９００℃以下が好ましい。仕上げ圧延温度は、より好ましくは８８０℃以下である。
巻取温度：４５０℃以上６５０℃以下
　上記のようにして鋼素材に熱間圧延したのち、得られた熱延鋼板を巻取る。ここで、巻取温度が６５０℃超になると、地鉄表面が脱炭する場合がある。この場合、下地鋼板内部と表面とで組織差が生じ、合金濃度ムラの原因となるおそれがある。また、粗大な炭化物や窒化物が生成して穴広げ性を劣化させるおそれがある。したがって、巻取温度は６５０℃以下が好ましい。巻取温度は、より好ましくは６３０℃以下である。一方、冷間圧延性の低下を防ぐために、巻取温度は４５０℃以上が好ましい。巻取温度は、より好ましくは４７０℃以上である。
　また、巻取り後の熱延鋼板を酸洗してもよい。酸洗条件は特に限定されず、常法に従えばよい。加えて、巻取り後の熱延鋼板に、組織軟質化のための熱処理を施してもよい。
・冷間圧延工程
　本工程は、熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延し、冷延鋼板とする工程である。ここで、狙いの板厚に制御できれば冷間圧延率の制限は無いが、冷間圧延率が過度に小さい場合、次の焼鈍工程時に再結晶が生じにくくなる。すなわち、未再結晶フェライトが生成して、伸びが低下するおそれがある。したがって、冷間圧延率は２０％以上が好ましい。冷間圧延率は、より好ましくは３０％以上である。一方、冷間圧延率が高い場合、ひずみの過剰付与により、やはり次の焼鈍工程時に再結晶が生じにくくなる。すなわち、未再結晶フェライトが生成して、伸びが低下するおそれがある。したがって、冷間圧延率は９０％以下が好ましい。冷間圧延率は、より好ましくは８０％以下である。
・焼鈍工程
　本工程は、冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を焼鈍温度まで加熱し、該焼鈍温度で保持後、冷却する工程である。
　そして、本工程では、上記の複合組織を作り込み、かつ、下地鋼板の表層部で内部酸化を生じさせて下地鋼板の表層部にＳｉやＭｎの酸化物を形成し、さらに溶融亜鉛めっき層中に適正量のＦｅを含有させる観点から、
　　加熱における５００℃から焼鈍温度までの温度域における平均加熱速度（以下、平均加熱速度ともいう）を１℃／秒以上７℃／秒以下、
　　焼鈍温度を（ＡＣ１点＋５０℃）以上（ＡＣ３点＋２０℃）以下で、
　　保持における保持時間（以下、焼鈍時間ともいう）を１秒以上４０秒以下、
　　保持における雰囲気を、露点：－２０℃以上５℃以下、水素濃度：３質量％以上２０質量％以下、
　　冷却における焼鈍温度から一次冷却停止温度までの温度域における平均冷却速度（以下、一次冷却速度ともいう）を１０℃／秒以上、
　　一次冷却停止温度を４５０℃以上６００℃以下、
　　二次冷却時間（一次冷却停止温度に到達してから二次冷却停止温度に到達するまでの時間（一次冷却停止温度＝二次冷却停止温度の場合、一次冷却停止温度に到達してからの当該温度での滞留時間））を２０秒以上１００秒以下、
　　二次冷却停止温度を４００℃以上５００℃以下、
とすることが重要である。
平均加熱速度：１℃／秒以上７℃／秒以下
　平均加熱速度は、フェライトを再結晶させて所望とするフェライトの面積率を確保するためには遅い方が良い。したがって、平均加熱速度は７℃／秒以下とする。平均加熱速度は、好ましくは６℃／秒以下、より好ましくは５℃／秒以下である。一方、平均加熱速度が遅くなると、拡散速度が遅いＭｎもオーステナイトへ濃化し、オーステナイトが安定化する。その結果、ベイナイト変態が生じにくくなり、所望とする複合組織が得られなくなる。したがって、平均加熱速度は１℃／秒以上とする。平均加熱速度は、好ましくは２℃／秒以上、より好ましくは３℃／秒以上である。
焼鈍温度：（ＡＣ１点＋５０℃）以上（ＡＣ３点＋２０℃）以下
　焼鈍温度が（ＡＣ１点＋５０℃）未満では、粗大なＦｅ系析出物が生成するため、強度および穴広げ性が低下する。したがって、焼鈍温度は（ＡＣ１点＋５０℃）以上とする。焼鈍温度は、好ましくは（ＡＣ１点＋６０℃）以上である。一方、焼鈍温度が（ＡＣ３点＋２０℃）を超えると、フェライトの面積率が減少し、伸びが低下する。したがって、焼鈍温度は（ＡＣ３点＋２０℃）以下とする。焼鈍温度は、好ましくは（ＡＣ３点＋１０℃）以下である。
　なお、ここでいうＡＣ１点およびＡＣ３点はそれぞれ以下の式により算出する。また、以下の式において、（％元素記号）は下地鋼板の成分組成における各元素の含有量（質量％）を意味する。ただし、当該元素が含有されない場合（不可避的に含有される場合も含む）は０として計算する。
　ＡＣ１＝７２３＋２２（％Ｓｉ）－１８（％Ｍｎ）＋１７（％Ｃｒ）＋４．５（％Ｍｏ）＋１６（％Ｖ）
　ＡＣ３＝９１０－２０３√（％Ｃ）＋４５（％Ｓｉ）－３０（％Ｍｎ）－２０（％Ｃｕ）－１５（％Ｎｉ）＋１１（％Ｃｒ）＋３２（％Ｍｏ）＋１０４（％Ｖ）＋４００（％Ｔｉ）＋４６０（％Ａｌ）
　また、焼鈍温度は、保持中、一定であってもよい。また、焼鈍温度は、上記の温度範囲内にあり、かつ、温度変動幅が設定温度±１０℃以内であれば、保持中、常に一定でなくてもよい。
焼鈍時間：１秒以上４０秒以下
　焼鈍時間は、オーステナイトをベイナイト変態させるために重要な条件である。ここで、オーステナイトへＭｎを濃化させないようにする、すなわち、オーステナイトの過度の安定化を避け、適正量のベイナイトを得る観点からは、焼鈍時間は短いほうがよい。したがって、焼鈍時間は４０秒以下とする。焼鈍時間は、好ましくは３０秒以下、より好ましくは２５秒以下である。一方、焼鈍時間が１秒未満になると、フェライトの再結晶が促進されないため、穴広げ性が低下する。したがって、焼鈍時間は１秒以上とする。焼鈍時間は、好ましくは５秒以上である。なお、焼鈍時間とは、焼鈍温度での保持時間である。
保持雰囲気の露点：－２０℃以上５℃以下
　上述したように、下地鋼板の表層部で内部酸化を生じさせ、下地鋼板の表層部に適正量のＳｉやＭｎの酸化物を形成するには、保持雰囲気中に一定量の酸素を確保する必要がある。また、溶融亜鉛めっき層において適正量のＦｅ含有量を確保する観点からも、露点をある程度高くする必要がある。そのため、保持雰囲気の露点は－２０℃以上とする。保持雰囲気の露点は、好ましくは－１８℃以上、より好ましくは－１５℃以上である。一方、露点が高くなり過ぎると、下地鋼板の表層部での内部酸化が過剰となり、伸びおよび穴広げ性を低下させる。また、露点が高くなり過ぎると、めっき処理の際に鉄の拡散が過度に促進され、めっき層中の鉄拡散量が過剰になる。したがって、保持雰囲気の露点は５℃以下とする。保持雰囲気の露点は、好ましくは０℃以下である。
保持雰囲気の水素濃度：３質量％以上２０質量％以下
　下地鋼板の表層部で内部酸化を促すとともに、溶融亜鉛めっき層のめっき付着量を確保するためには、下地鋼板の表面に形成されている（および焼鈍の保持中に形成される）酸化物を還元する必要がある。そのため、保持雰囲気の水素濃度は３質量％以上とする。保持雰囲気の水素濃度は、好ましくは５質量％以上である。一方、保持雰囲気の水素濃度が過大となると、鋼中へ水素が侵入し、伸びおよび穴広げ性を低下させる。したがって、保持雰囲気の水素濃度は２０質量％以下とする。保持雰囲気の水素濃度は、好ましくは１７質量％以下である。
一次冷却速度：１０℃／秒以上
　焼鈍温度から一次冷却停止温度までの温度域における冷却過程では、ベイナイトを生成させるため、冷却速度を適切に制御する必要がある。すなわち、一次冷却速度が遅くなると、フェライトに加えてパーライトが生成し、適正量のベイナイトが得られなくなる。したがって、一次冷却速度は１０℃／秒以上とする。一次冷却速度は、好ましくは１２℃／秒以上、より好ましくは１５℃／秒以上である。なお、パーライト変態を抑制するためには一次冷却速度は速い方が良いので、一次冷却速度の上限は特に限定されない。例えば、水冷等により、一次冷却速度を２０００℃／秒以上としても問題はない。
一次冷却停止温度：４５０℃以上６００℃以下
　一次冷却停止温度は、一次冷却時のパーライト変態を抑制し、二次冷却時の所定のベイナイト量を確保するために、４５０℃以上６００℃以下とする。すなわち、一次冷却停止温度が６００℃超では、二次冷却時にパーライト変態が促進される。したがって、一次冷却停止温度は６００℃以下とする。一次冷却停止温度は、好ましくは５８０℃以下、より好ましくは５６０℃以下である。一方、一次冷却停止温度が４５０℃未満では、二次冷却時のベイナイト変態が抑制されるため、所定のベイナイト分率の確保が困難となる。したがって、一次冷却停止温度は４５０℃以上とする。一次冷却停止温度は、好ましくは４６０℃以上、より好ましくは４７０℃以上とする。
二次冷却時間：２０秒以上１００秒以下
　一次冷却過程に続く、一次冷却停止温度から二次冷却停止温度までの二次冷却過程では、ベイナイトを生成させるため、二次冷却時間を適切に制御する必要がある。すなわち、二次冷却時間が長いほど、ベイナイト変態が促される。したがって、二次冷却時間は２０秒以上とする。二次冷却時間は、好ましくは２５秒以上、より好ましくは３０秒以上である。一方、二次冷却時間が長くなりすぎると、ベイナイト量が過剰となり、強度確保に必要なマルテンサイトの面積率が得られなくなる。したがって、二次冷却時間は１００秒以下とする。二次冷却時間は、好ましくは９０秒以下、より好ましくは８０秒以下である。
二次冷却停止温度：４００℃以上５００℃以下
　二次冷却停止温度は、所定のベイナイト分率を確保し、かつ、後述するめっき処理工程でのめっき浴への侵入板温を所定の範囲に制御する観点から、４００℃以上５００℃以下とする。すなわち、二次冷却停止温度が５００℃超では、二次冷却時にベイナイト変態が促進され、ベイナイト分率が過剰となる。したがって、二次冷却停止温度は５００℃以下とする。二次冷却停止温度は、好ましくは４９５℃以下、より好ましくは４９０℃以下である。一方、二次冷却停止温度が４００℃未満では、特に、ＣＧＬ（連続焼鈍溶融亜鉛めっきライン）を使用する場合に、めっき処理直前に加熱処理を施したとしても、めっき浴への侵入板温をめっき浴温＋１０℃以上とすることが困難となる。したがって、二次冷却停止温度は４００℃以上とする。二次冷却停止温度は、好ましくは４２０℃以上、より好ましくは４４０℃以上とする。
・めっき処理工程
　本工程は、上記の焼鈍処理後、冷延鋼板に、溶融亜鉛めっき処理を施す工程である。
　そして、本工程では、めっき浴への侵入板温をめっき浴温＋１０℃以上とすることが重要である。
めっき浴への侵入板温：めっき浴温＋１０℃以上
　溶融亜鉛めっき層において適正量のＦｅ含有量を確保するためには、めっき浴への侵入板温をめっき浴温よりも高く、特にはめっき浴温＋１０℃以上に制御する必要がある。めっき浴への侵入板温は、好ましくはめっき浴温＋１５℃以上、より好ましくはめっき浴温＋２０℃以上である。めっき浴への侵入板温の上限は特に限定しないが、５００℃以下が好ましい。
　なお、めっき浴組成は、基本的にＺｎにより構成され、０．１５～０．３０質量％のＡｌが含有される場合がある。なお、ＺｎおよびＡｌ以外の残部は不可避的不純物である。
　また、めっき浴温は、好適には、４４０～５００℃である。
　加えて、上記の焼鈍工程およびめっき処理工程は、ＣＡＬ（連続焼鈍ライン）で行ってもよく、ＣＧＬ（連続焼鈍溶融亜鉛めっきライン）で行ってもよい。また、それぞれをバッチ処理で行ってもよい。
　なお、上記以外の各工程の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。また、焼鈍工程後に形状調整のための調質圧延を行ってもよい。
　そして、上記の製造方法によれば、高い強度と良好な加工性とを兼備し、めっき品質にも優れる溶融亜鉛めっき鋼板が得られ、該溶融亜鉛めっき鋼板を自動車部材に好適に用いることができる。
　表１に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を有する鋼素材を、真空溶解炉にて溶製後、分塊圧延し、厚さ：２７ｍｍの分塊圧延材を得た。得られた分塊圧延材を表２に示す条件で熱間圧延し、板厚：４．０ｍｍの熱延鋼板を得た。ついで、得られた熱延鋼板を研削加工し、板厚：３．０ｍｍにしたのち、表２に示す条件で冷間圧延し、板厚：０．９～１．８ｍｍの冷延鋼板を製造した。ついで、得られた冷延鋼板に、表２に示す条件で焼鈍およびめっき処理を行い、両面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。表１の空欄は、当該元素を意図的に添加していないことを表している（０質量％ではなく、不可避的に含有される場合もある）。
　ついで、得られた溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、前述した要領により、下地鋼板における組織の同定、下地鋼板の表層部における酸化物形態の酸素量の測定、並びに、溶融亜鉛めっき層における片面あたりのめっき付着量およびＦｅ含有量の測定を行った。
　結果を表３に示す。
　なお、下地鋼板における組織の同定（ポイントカウンティング法）では、ＳＥＭによる観察領域（８２μｍ×５７μｍの領域）上に間隔が均等となるように１６×１５の格子を置いた。そして、格子点おける各相の点数を数え、格子点総数に対する各相が占める格子点数の割合を、各相の面積率とした。また、各相の面積率は、別々の３つのＳＥＭ像から求めた各相の面積率の平均値とした。
　また、得られた溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、前述した要領により、機械特性の測定を行った。結果を表４に示す。
　なお、目標とする引張強度（ＴＳ）は７５０ＭＰａ以上である。
　また、加工性の観点から、目標とするＴＳ×Ｅｌは１８０００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×λは４００００ＭＰａ・％以上、および、降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ）は０．５５以上である。
　さらに、得られた溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、前述した要領により、めっき品質（めっき密着性およびめっき外観）を調査し、以下の基準で評価した。評価結果を表４に示す。
・めっき密着性
　〇（合格、優れる）：前述した要領によるボールインパクト試験において、溶融亜鉛めっき層の剥離なし
　×（不合格）：前述した要領によるボールインパクト試験において、溶融亜鉛めっき層の剥離あり
・めっき外観
　◎（合格、特に優れる）：溶融亜鉛めっき層の不めっき欠陥およびめっき外観ムラなし
　〇（合格、優れる）：溶融亜鉛めっき層のめっき外観ムラはあるが、不めっき欠陥はなし
　×（不合格）：溶融亜鉛めっき層の不めっき欠陥あり
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示したように、発明例ではいずれも、高い強度と良好な加工性とを兼備し、めっき品質にも優れていた。
　一方、比較例では、強度、加工性およびめっき品質の少なくとも１つが十分ではなかった。

Claims (7)

  1. 　下地鋼板と、該下地鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層と、を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
    　該下地鋼板は、
    　　質量％で、
    　　　Ｃ：０．０９％以上０．１７％以下、
    　　　Ｓｉ：０．３％以上１．１％以下、
    　　　Ｍｎ：１．９％以上２．７％以下、
    　　　Ｐ：０．１０％以下、
    　　　Ｓ：０．０５０％以下、
    　　　Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下および
    　　　Ｎ：０．１０％以下
    　　であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
    　　また、鋼組織全体に対する面積率で、
    　　　フェライトが３０％以上８５％以下、
    　　　マルテンサイトが５％以上３０％以下、
    　　　ベイナイトが１０％以上６０％以下および
    　　　その他の金属相が１５％以下
    　　である鋼組織を有し、
    　該下地鋼板の表層部に酸化物として存在する酸素の量が片面あたり０．０５ｇ／ｍ２以上０．５０ｇ／ｍ２以下であり、また、該表層部は、該下地鋼板の表面から深さ１００μｍの位置までの領域であり、
    　　該溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量が０．４０質量％以上である、溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記その他の金属相の面積率が５％以下である、請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量が８．０質量％以下である、請求項１または２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　前記溶融亜鉛めっき層における片面あたりのめっき付着量が２０ｇ／ｍ２以上である、請求項１～３のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 　前記下地鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、
    　Ｎｂ：０．０４０％以下、
    　Ｔｉ：０．０３０％以下、
    　Ｂ：０．００３０％以下、
    　Ｃｒ：０．３％以下、
    　Ｍｏ：０．２％以下および
    　Ｖ：０．０６５％以下
    のうち１種または２種以上を含有する、請求項１～４のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. 　前記下地鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、
    　Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＺｒのうちから選んだ１種または２種以上：合計で０．１％以下
    を含有する、請求項１～５のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
  7. 　請求項１、５または６に記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、熱延鋼板とする、熱間圧延工程と、
    　該熱延鋼板を冷間圧延し、冷延鋼板とする、冷間圧延工程と、
    　該冷延鋼板を焼鈍温度まで加熱し、該焼鈍温度で保持後、冷却する、焼鈍工程と、
    　ついで、該冷延鋼板に、溶融亜鉛めっき処理を施す、めっき処理工程と、
    を有し、
    　該焼鈍工程では、
    　　５００℃から該焼鈍温度までの温度域における平均加熱速度が１℃／秒以上７℃／秒以下であり、
    　　該焼鈍温度が（ＡＣ１点＋５０℃）以上（ＡＣ３点＋２０℃）以下であり、
    　　該保持における保持時間が１秒以上４０秒以下であり、
    　　該保持における雰囲気の露点が－２０℃以上５℃以下で、かつ、水素濃度が３質量％以上２０質量％以下であり、
    　　該焼鈍温度から一次冷却停止温度までの温度域における平均冷却速度が１０℃／秒以上であり、
    　　該一次冷却停止温度が４５０℃以上６００℃以下であり、
    　　二次冷却時間が２０秒以上１００秒以下であり、
    　　二次冷却停止温度が４００℃以上５００℃以下であり、
    　該めっき処理工程では、
    　　めっき浴への侵入板温がめっき浴温＋１０℃以上である、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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