WO2022264585A1 - 高強度亜鉛めっき鋼板および部材ならびにそれらの製造方法 - Google Patents

高強度亜鉛めっき鋼板および部材ならびにそれらの製造方法 Download PDF

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WO2022264585A1
WO2022264585A1 PCT/JP2022/012541 JP2022012541W WO2022264585A1 WO 2022264585 A1 WO2022264585 A1 WO 2022264585A1 JP 2022012541 W JP2022012541 W JP 2022012541W WO 2022264585 A1 WO2022264585 A1 WO 2022264585A1
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WO
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less
steel sheet
galvanized steel
strength
cold
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PCT/JP2022/012541
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English (en)
French (fr)
Inventor
霊玲 楊
勇樹 田路
友美 金澤
俊佑 山本
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Publication date
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength galvanized steel sheet having a tensile strength (TS) of 1320 MPa or more and a method for producing the same. Furthermore, the present invention relates to a member using a high-strength galvanized steel sheet and a manufacturing method thereof.
  • TS tensile strength
  • Patent Literature 1 discloses a high-strength steel sheet having good formability.
  • High-strength steel sheets having a tensile strength of 1320 MPa or more usually contain many alloying elements necessary for increasing the strength.
  • the toughness of the heat-affected zone around the nugget (melt-solidified part) is insufficient, and the strength (fatigue strength) when stress is repeatedly applied ) may be insufficient. If the drop in fatigue strength of spot welds can be suppressed, the collision strength of the entire automobile can be sufficiently maintained.
  • the present invention has been made in view of the above points, and aims to provide a high-strength galvanized steel sheet that has a tensile strength of 1320 MPa or more and is excellent in formability and fatigue strength of spot welds. aim.
  • the total area ratio of tempered martensite and bainite is 60 to 95%
  • the area ratio of retained austenite is 5 to 30%
  • the aspect ratio to the entire retained austenite is A high-strength galvanized steel sheet, wherein the area ratio of the retained austenite having a
  • the above component composition further includes, in % by mass, B: 0.0050% or less, Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.500% or less, W: 0.5% or less. 500% or less, Mo: 1.000% or less, Cr: 1.000% or less, Sb: 0.200% or less, Sn: 0.200% or less, Zr: 0.1000% or less, Cu: 1.000% Below, Ni: 1.000% or less, Ca: 0.0050% or less, Mg: 0.0050% or less, REM: 0.0050% or less, Co: 0.30% or less, Ta: 0.10% or less, At least one selected from the group consisting of As: 0.100% or less, Pb: 0.100% or less, Zn: 0.100% or less, Bi: 0.100% or less, and Hf: 0.10% or less.
  • Galvanized steel sheet [5] The high-strength galvanized steel sheet according to [4] above, wherein the metal plating layer has a chemical composition of Fe and unavoidable impurities.
  • the component composition of the metal plating layer is further selected from the group consisting of B, C, P, N, O, Ni, Mn, Mo, Zn, W, Pb, Sn, Cr, V and Co.
  • a method for producing the high-strength galvanized steel sheet described in [1] or [2] above comprising hot-rolling a steel slab having the chemical composition described in [1] or [2] above,
  • the obtained hot-rolled steel sheet is coiled at a coiling temperature of 350 to 700° C.
  • the coiled hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet
  • the cold-rolled steel sheet is coated with a first Heat treatment, galvanizing treatment, and second heat treatment are performed in this order, and in the first heat treatment, the cold-rolled steel sheet is heated at a heating temperature T3 of 750 to 950 ° C., and is heated from the heating temperature T3 to 350 ° C. to 550 ° C.
  • cooling to the cooling stop temperature T4 provided that the average cooling rate v1 from the heating temperature T3 to 550 ° C. is 10 ° C./s or more, and in the second heat treatment, the cold-rolled steel sheet is cooled to 50 to 350 ° C.
  • reheating to a reheating temperature T6 above the cooling stop temperature T5 and 300 to 500 ° C. then (Ms point -200) ° C. to 50 ° C. Satisfies the following formula (1) Cooling at an average cooling rate v2, holding time t1 in a temperature range T1 of 300 ° C. or higher and lower than 450 ° C. and a temperature of 450 ° C. or higher and 600 ° C.
  • a method for producing a high-strength galvanized steel sheet according to 1. [11] The high temperature steel according to [9] or [10] above, wherein the cold-rolled steel sheet is subjected to metal plating treatment before the first heat treatment to form a metal plating layer on at least one surface of the cold-rolled steel sheet.
  • a method for producing a high-strength galvanized steel sheet. [12] The method for producing a high-strength galvanized steel sheet according to [11] above, wherein the component composition of the metal plating layer consists of Fe and unavoidable impurities.
  • the component composition of the metal plating layer is further selected from the group consisting of B, C, P, N, O, Ni, Mn, Mo, Zn, W, Pb, Sn, Cr, V and Co.
  • a method for producing a member comprising subjecting the high-strength galvanized steel sheet according to any one of [1] to [7] to at least one of forming and joining to obtain a member.
  • a high-strength galvanized steel sheet that has a tensile strength of 1320 MPa or more and is also excellent in formability and fatigue strength of spot welds.
  • FIG. 4 is a cross-sectional view showing a plate assembly used for resistance welding
  • FIG. 10 is a plan view showing the plate assembly after resistance welding
  • 4 is a cross-sectional view taken along line AA of FIG. 3;
  • High-strength galvanized steel sheet The high-strength galvanized steel sheet of the present invention has a steel sheet (base steel sheet) and a galvanized layer, and the steel sheet has the chemical composition and microstructure described later, and satisfies the amount of diffusible hydrogen in the steel described later. do.
  • High strength means that the tensile strength (TS) is 1320 MPa or more.
  • TS tensile strength
  • galvanized steel sheet is also simply referred to as "galvanized steel sheet”.
  • the high-strength galvanized steel sheet of the present invention has a tensile strength of 1320 MPa or more, and is also excellent in formability and fatigue strength of spot welds. For this reason, it is possible to maintain a sufficient collision strength, so it is suitable for use in transportation equipment such as automobiles.
  • a general working method such as press working can be used without limitation.
  • a method for welding the high-strength galvanized steel sheet of the present invention general welding methods such as spot welding and arc welding can be used without limitation.
  • the steel sheet (base steel sheet) that constitutes the galvanized steel sheet will be described.
  • the steel sheet is, for example, a cold-rolled steel sheet after undergoing a second heat treatment to be described later.
  • the plate thickness of the steel plate is not particularly limited, and is, for example, 0.5 mm or more and 3.0 mm or less.
  • composition of the steel sheet (hereinafter also referred to as “chemical composition of the present invention” for convenience) will be described.
  • “%” in the component composition of the present invention means “% by mass” unless otherwise specified.
  • C (C: 0.150 to 0.450%) C generates martensite and increases the strength of the steel sheet. If the amount of C is too small, the hardness of martensite is lowered and the total area ratio of tempered martensite and bainite is lowered, so that a tensile strength of 1320 MPa or more cannot be obtained. Therefore, the C content is 0.150% or more, preferably 0.180% or more, and more preferably 0.190% or more. On the other hand, if the amount of C is too large, a large amount of cementite is generated in the heat-affected zone, and the toughness of the spot-welded portion is lowered, thereby lowering the fatigue strength of the spot-welded portion. Therefore, the C content is 0.450% or less, preferably 0.400% or less, and more preferably 0.370% or less.
  • Si 0.80 to 3.00%
  • Si enhances the strength of the steel sheet through solid solution strengthening.
  • the Si content is 0.80% or more, preferably 1.00% or more, and more preferably 1.10% or more.
  • the Si content is 3.00% or less, preferably 2.60% or less, and more preferably 2.40% or less.
  • Mn increases the strength of the steel sheet through solid solution strengthening. From the viewpoint of obtaining a tensile strength of 1320 MPa or more, the Mn content is 2.00% or more, preferably 2.20% or more, and more preferably 2.40% or more. On the other hand, if the amount of Mn is too large, a large amount of cementite is generated during tempering, and the toughness of the spot welded portion is lowered, thereby lowering the fatigue strength of the spot welded portion. Therefore, the Mn content is 4.00% or less, preferably 3.60% or less, and more preferably 3.50% or less.
  • the P content is 0.100% or less, preferably 0.030% or less, and more preferably 0.010% or less.
  • S (S: 0.0200% or less) S combines with Mn to form coarse MnS, which reduces the toughness of spot welds and reduces the fatigue strength of spot welds. Therefore, the S content is 0.0200% or less, preferably 0.0100% or less, and more preferably 0.0020% or less.
  • Al acts as a deoxidizing agent. If the amount of Al is too large, the oxides and nitrides aggregate and coarsen, thereby reducing the toughness of the spot welds and the fatigue strength of the spot welds. Therefore, the Al content is 0.100% or less, preferably 0.080% or less, and more preferably 0.060% or less. Although the lower limit of the amount of Al is not particularly limited, it is, for example, 0.010%, preferably 0.020%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding Al.
  • O forms oxides to reduce the toughness of spot welds and reduce the fatigue strength of spot welds. Therefore, the O content is 0.0100% or less, preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0020% or less.
  • N (N: 0.0100% or less) N combines with Ti to form TiN. If the amount of N is too large, the amount of TiN formed will increase, resulting in a decrease in the toughness of the spot welds and a decrease in the fatigue strength of the spot welds. Therefore, the N content is 0.0100% or less, preferably 0.0080% or less, and more preferably 0.0060% or less.
  • the component composition of the present invention contains the above components, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • At least one element selected from the group consisting of the elements described below (also referred to as "arbitrary element” in mass%) ) may be included.
  • B is an element that can improve the hardenability of the steel sheet by segregating at the austenite grain boundary, and increases the tensile strength of the steel sheet, so it is preferably added.
  • the B content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0040% or less, and even more preferably 0.0030% or less.
  • the lower limit of the amount of B is not particularly limited, it is, for example, 0.0005%, preferably 0.0010%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding B.
  • Ti forms fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling or heat treatment, thereby increasing the tensile strength of the steel sheet, and is therefore preferably added.
  • the Ti content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.100% or less, and even more preferably 0.050% or less.
  • the lower limit of the amount of Ti is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding Ti, it is, for example, 0.005%, preferably 0.010%.
  • Nb ((Nb: 0.200% or less, V: 0.500% or less, W: 0.500% or less))
  • Nb, V and W form fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling or heat treatment, thereby increasing the tensile strength of the steel sheet, and are therefore preferably added.
  • the Nb content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.100% or less, and even more preferably 0.050% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is, for example, 0.005%, preferably 0.010%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding Nb.
  • the V content is preferably 0.500% or less, more preferably 0.300% or less, and even more preferably 0.100% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is, for example, 0.005%, preferably 0.010%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding V.
  • the W content is preferably 0.500% or less, more preferably 0.200% or less, and even more preferably 0.050% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is, for example, 0.001%, preferably 0.002%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding W.
  • Mo and Cr increase the tensile strength of the steel sheet by increasing the hardenability of the steel sheet, and are therefore preferably added.
  • the Mo content is preferably 1.000% or less, more preferably 0.700% or less, and even more preferably 0.400% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is, for example, 0.005%, preferably 0.020%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding Mo.
  • the Cr content is preferably 1.000% or less, more preferably 0.700% or less, and even more preferably 0.400% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is, for example, 0.005%, preferably 0.020%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding Cr.
  • Sb and Sn increase the tensile strength of the steel sheet by suppressing decarburization of the surface of the steel sheet, and are therefore preferably added.
  • the Sb content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.080% or less, and even more preferably 0.040% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is, for example, 0.001%, preferably 0.002%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding Sb.
  • the Sn content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.080% or less, and even more preferably 0.040% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is, for example, 0.001%, preferably 0.002%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding Sn.
  • Zr ((Zr: 0.1000% or less)) Zr spheroidizes the shape of precipitates and increases the toughness of spot welds, so it is preferably added.
  • the Zr content is preferably 0.1000% or less, more preferably 0.0700% or less, and even more preferably 0.0400% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is, for example, 0.0005%, preferably 0.0010%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding Zr.
  • the Cu content is preferably 1.000% or less, more preferably 0.700% or less, and even more preferably 0.400% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is, for example, 0.005%, preferably 0.010%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding Cu.
  • Ni increases the tensile strength of the steel sheet by increasing the hardenability of the steel sheet, so it is preferably added.
  • the Ni content is preferably 1.000% or less, more preferably 0.700% or less, and even more preferably 0.400% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is, for example, 0.003%, preferably 0.005%, from the viewpoint of obtaining the effect of Ni addition.
  • Ca, Mg, and REM (Rare Earth Metal) spheroidize the shape of precipitates such as sulfides and oxides, and increase the toughness of spot welds, so they are preferably added.
  • the Ca content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0045% or less, and even more preferably 0.0040% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is, for example, 0.0005%, preferably 0.0010%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding Ca.
  • the Mg content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0048% or less, and even more preferably 0.0045% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is, for example, 0.0005%, preferably 0.0010%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding Mg.
  • the REM amount is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0040% or less, and even more preferably 0.0030% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is, for example, 0.0005%, preferably 0.0010%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding REM.
  • Co ((Co: 0.30% or less)) Co is preferably added because it spheroidizes the shape of precipitates and increases the toughness of spot welds.
  • the Co content is preferably 0.30% or less, more preferably 0.20% or less, and even more preferably 0.10% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is, for example, 0.01%, preferably 0.02%, from the viewpoint of obtaining the effect of Co addition.
  • Ta ((Ta: 0.10% or less)) Ta is preferably added because it spheroidizes the shape of the precipitates and increases the toughness of the spot welds.
  • the Ta content is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less, and even more preferably 0.06% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is, for example, 0.01%, preferably 0.02%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding Ta.
  • the As content is preferably 0.100% or less, more preferably 0.050% or less, and even more preferably 0.010% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is, for example, 0.001%, preferably 0.002%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding As.
  • the Pb content is preferably 0.100% or less, more preferably 0.050% or less, and even more preferably 0.010% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is, for example, 0.001%, preferably 0.002%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding Pb.
  • the amount of Zn is preferably 0.100% or less, more preferably 0.050% or less, and even more preferably 0.010% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is, for example, 0.001%, preferably 0.002%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding Zn.
  • the Bi amount is preferably 0.100% or less, more preferably 0.050% or less, and even more preferably 0.010% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is, for example, 0.001%, preferably 0.002%, from the viewpoint of obtaining the effect of Bi addition.
  • Hf ((Hf: 0.10% or less)) Hf spheroidizes the shape of precipitates and increases the toughness of spot welds, so it is preferably added.
  • the Hf content is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less, and even more preferably 0.06% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is, for example, 0.01%, preferably 0.02%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding Hf.
  • the component composition of the present invention contains the above optional element in an amount less than the above lower limit, the optional element is contained as an unavoidable impurity.
  • the microstructure of the steel sheet (hereinafter also referred to as "the microstructure of the present invention” for convenience) will be described.
  • the area ratio is the area ratio to the entire microstructure. The area ratio of each tissue is determined by the method described in Examples below.
  • Total area ratio of tempered martensite and bainite 60 to 95%) From the viewpoint of stably ensuring a tensile strength of 1320 MPa or more, the total area ratio of tempered martensite and bainite is 60% or more, preferably 65% or more, and more preferably 70% or more. On the other hand, if the total area ratio is too high, the area ratio of retained austenite will be low, and the ductility of the steel sheet will be lowered, resulting in poor formability. Therefore, the total area ratio is 95% or less, preferably 92% or less, and more preferably 88% or less.
  • the area ratio of retained austenite is 5% or more, preferably 6% or more, and more preferably 8% or more.
  • the area ratio of retained austenite is 30% or less, preferably 25% or less, and more preferably 20% or less.
  • the area ratio of retained austenite having an aspect ratio of 5.5 or more to the entire retained austenite is 50% or less, preferably 45% or less, more preferably 40% or less.
  • the lower limit of the area ratio of retained austenite having an aspect ratio of 5.5 or more to the entire retained austenite is not particularly limited, and is, for example, 2%, preferably 4%.
  • the diameter of fresh martensite is set to 2.0 ⁇ m or less.
  • the area ratio of fresh martensite having a diameter of 2.0 ⁇ m or less is 20% or less, preferably 17% or less, and more preferably 15% or less.
  • the lower limit of the area ratio of fresh martensite having a diameter of 2.0 ⁇ m or less is not particularly limited, and is, for example, 1%, preferably 3%.
  • the microstructure of the present invention includes structures (residual structures) other than tempered martensite, bainite, retained austenite and fresh martensite, such as pearlite; ferrite; iron - based carbonitrides; alloy carbonitrides; Inclusions such as 3 ;
  • the area ratio of the residual structure is preferably 10% or less, more preferably 8% or less, and even more preferably 5% or less. If the area ratio of the residual structure is within this range, the effects of the present invention are not impaired.
  • the amount of diffusible hydrogen in steel is 0.60 mass ppm or less, preferably 0.50 mass ppm or less, and more preferably 0.40 mass ppm or less.
  • the amount of diffusible hydrogen in steel is determined by the method described in Examples below.
  • the galvanized steel sheet is resistant to such cracks (hereinafter referred to as "resistance weld crack resistance at spot welds”, “resistance weld crack resistance at welds”, or simply “resistance weld crack resistance”). (Also called), it may be required to be excellent.
  • the steel sheet (base steel sheet) constituting the galvanized steel sheet has a decarburized layer, which is a layer with a low C concentration, as the outermost layer.
  • the galvanized steel sheet is excellent in resistance weld crack resistance at spot welds.
  • the decarburized layer has a low C concentration and is sticky.
  • the thickness (depth in the plate thickness direction) of the decarburized layer is, for example, 10 ⁇ m or more.
  • the thickness (depth in the sheet thickness direction) of the decarburized layer is preferably 20 ⁇ m or more, more preferably 30 ⁇ m or more, and even more preferably 40 ⁇ m or more, because the resistance weld cracking resistance of the spot welded portion is more excellent.
  • the upper limit of the thickness of the decarburized layer is not particularly limited.
  • the thickness of the decarburized layer is preferably 130 ⁇ m or less, more preferably 100 ⁇ m or less, and even more preferably 70 ⁇ m or less.
  • the decarburized layer (and its thickness) is determined as follows. First, from the interface between the galvanized layer and the steel sheet (if the galvanized steel sheet has a metal plating layer described later, the interface between the galvanized layer and the metal plating layer; the same applies hereinafter), measure the C concentration in the thickness direction. . An Electron Probe Micro Analyzer (EPMA) is used to measure the C concentration. Specifically, first, the resin-filled galvanized steel sheet is polished, and a cross section perpendicular to the rolling direction is finished for observation. After that, the galvanized steel sheet is taken out from the resin and used as a sample.
  • EPMA Electron Probe Micro Analyzer
  • the cross section of the sample is subjected to surface analysis or line analysis in steps of 1 ⁇ m over a range of 300 ⁇ 300 ⁇ m including the outermost layer of the steel sheet to measure the C intensity.
  • a plasma cleaner is used to remove hydrocarbons on the surface and surroundings of the sample in two places, the measurement chamber and the sample preparation chamber, before starting the measurement.
  • the sample is heated on a stage in the measurement chamber, and the temperature of the sample is maintained at a maximum of 100°C during measurement. Confirm that the detection limit of C is sufficiently lower than 0.10% by mass due to the effect of suppressing contamination. Details of the equipment used and methods of controlling contamination can be found in Reference 1 below.
  • the measured C intensity is converted into a C concentration (unit: % by mass) to obtain a concentration map.
  • a calibration curve prepared in advance using standard samples is used.
  • a line profile in the plate thickness direction is extracted from the obtained density map.
  • the profile of the C concentration in the thickness direction is obtained.
  • a smoothing process using a simple moving average method is performed on the obtained profile of the C concentration in the plate thickness direction. The number of smoothing points is about 21 points.
  • a region where the C concentration is 80% by mass or less of the maximum value is defined as the decarburized layer, and the thickness of the decarburized layer is defined as the distance in the plate thickness direction of that region.
  • the average value of the measurement results of 2 fields of view is used for each sample.
  • the galvanized layer is formed by a galvanizing treatment to be described later.
  • the coating weight of the galvanized layer is preferably 20 to 80 g/m 2 per side.
  • the high-strength galvanized steel sheet of the present invention further has a metal plating layer (a different plating layer from the above-described zinc plating layer) on at least one side of the steel sheet and between the steel sheet and the galvanization layer.
  • a metal plating layer (a different plating layer from the above-described zinc plating layer) on at least one side of the steel sheet and between the steel sheet and the galvanization layer.
  • the metal plating layer is preferably a metal plating layer having a component composition composed of Fe and unavoidable impurities (hereinafter also referred to as "Fe-based plating layer").
  • the component composition of the Fe-based plating layer further includes at least one selected from the group consisting of B, C, P, N, O, Ni, Mn, Mo, Zn, W, Pb, Sn, Cr, V and Co. A total of 10% by mass or less of the elements may be contained.
  • the Fe-based plating layer acts as a solid-solution Si-deficient layer. Since the decrease in toughness is suppressed, it is thought that resistance weld cracking resistance is better (effect of suppressing decrease in toughness).
  • the Fe-based plating layer functions as a soft layer, which relieves the stress applied to the surface of the steel sheet during spot welding and reduces the residual stress in the spot-welded portion. conceivable (stress relaxation effect).
  • a metal plating layer such as an Fe-based plating layer on the surface of the steel sheet having the above-described decarburized layer.
  • the adhesion amount of the metal plating layer per side is, for example, more than 0 g/m 2 , preferably 2.0 g/m 2 or more, more preferably 4.0 g/m 2 or more, and further preferably 6.0 g/m 2 or more. preferable.
  • the upper limit is not particularly limited, but from the viewpoint of cost, the adhesion amount of the metal plating layer is preferably 60 g/m 2 or less, more preferably 50 g/m 2 or less, and even more preferably 40 g/m 2 or less per side. , 30 g/m 2 or less are particularly preferred.
  • the adhesion amount of the metal plating layer is obtained as follows. First, a test piece having a size of 10 mm ⁇ 15 mm is taken from a galvanized steel sheet having a metal plating layer and embedded in a resin to obtain an embedded sample in which the cross section of the galvanized steel sheet is exposed. Any three points of this cross section are observed with a scanning electron microscope (SEM) at an accelerating voltage of 15 kV and a magnification of 2000 to 10000 times depending on the thickness of the metal plating layer. By multiplying the average value of the thickness of the metal plating layer in the three fields of view by the specific gravity of the metal, it is converted into the adhesion amount per one side of the metal plating layer.
  • SEM scanning electron microscope
  • FIG. 2 is a cross-sectional view showing a plate assembly 5 used for resistance welding.
  • FIG. 3 is a plan view showing the plate assembly 5 after resistance welding.
  • 4 is a cross-sectional view taken along line AA of FIG. 3.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view showing a plate assembly 5 used for resistance welding.
  • FIG. 3 is a plan view showing the plate assembly 5 after resistance welding.
  • 4 is a cross-sectional view taken along line AA of FIG. 3.
  • test piece 4 is cut out from the galvanized steel sheet to be evaluated.
  • the test piece 4 has a longitudinal direction in the direction perpendicular to the rolling (TD) and a transverse direction in the rolling direction.
  • Thickness t 1.6 mm.
  • a counterpart test piece 3 of the same size is cut out from another galvanized steel sheet.
  • the evaluation target surface (the surface of the galvanized layer) of the test piece 4 is brought into contact with the galvanized layer of the counterpart test piece 3 to obtain the plate assembly 5 .
  • the plate assembly 5 is fixed to the fixing base 7 via a pair of spacers 6 (longitudinal length: 50 mm, widthwise length: 45 mm, thickness t S : 2.0 mm) made of steel plates.
  • the spacer 6 is arranged so that its longitudinal end faces are aligned with the transverse end faces of the plate assembly 5 . Therefore, the distance D between the pair of spacers 6 is 60 mm.
  • the fixed base 7 is a single plate with a hole 7a in the center.
  • the plate assembly 5 is pressed by a pair of electrodes 8 (tip diameter: 6 mm), and the plate assembly 5 is bent. and perform resistance welding. More specifically, under predetermined conditions (pressure, hold time, and welding time), resistance welding is performed with a welding current that provides a predetermined nugget diameter d to form a welded portion including the nugget 9 .
  • the hold time refers to the time from the end of the welding current to the start of opening the electrode 8 .
  • the nugget diameter d is the distance between the ends of the nugget 9 in the longitudinal direction of the plate assembly 5 .
  • the pair of electrodes 8 apply pressure to the plate assembly 5 from above and below in the vertical direction.
  • the lower electrode 8a presses the test piece 4 through the hole 7a of the fixture 7.
  • the lower electrode 8a and the fixing table 7 are fixed at a position where the lower electrode 8a is in contact with a virtual plane S obtained by extending the surface where the spacer 6 and the fixing table 7 are in contact.
  • the upper electrode 8b is made movable at a position where it can come into contact with the central portion of the counterpart test piece 3. Resistance welding is performed in a state in which the plate assembly 5 is tilted 5° toward the longitudinal direction of the plate assembly 5 with respect to the horizontal direction (that is, the angle ⁇ with respect to the horizontal direction is 5°).
  • FIG. 4 schematically shows a crack 10 generated in the test piece 4 . If cracking occurs in the mating test piece 3, the stress of the test piece 4 is dispersed, and an appropriate evaluation cannot be obtained. For this reason, data in which no cracks have occurred in the counterpart test piece 3 is adopted.
  • the manufacturing method of the present invention is also a method of manufacturing the above-described high-strength galvanized steel sheet of the present invention.
  • the temperatures at which steel slabs, steel sheets (hot-rolled steel sheets, cold-rolled steel sheets), etc. are heated or cooled refer to their surface temperatures.
  • the method of melting the steel slab (steel material) is not particularly limited, and known melting methods such as converters and electric furnaces can be used. After smelting, it is preferable to obtain a steel slab by continuous casting. However, the steel slab may be obtained by using other known casting methods such as ingot casting-slabbing rolling method and thin slab continuous casting method.
  • a steel slab having the chemical composition described above is hot rolled.
  • a hot-rolled steel sheet is thus obtained.
  • the steel slab may be reheated in a heating furnace and then rolled.
  • direct rolling may be performed without heating the steel slab.
  • the steel slab is preferably heated to dissolve the carbides in the steel slab.
  • the temperature at which the steel slab is heated is preferably 1100° C. or higher, more preferably 1150° C. or higher.
  • the steel slab heating temperature is preferably 1300°C or lower, more preferably 1280°C or lower.
  • the conditions for rough rolling and finish rolling are not particularly limited, but for example, the finishing temperature of finish rolling is preferably 700 to 1100°C, more preferably 800 to 1000°C.
  • Winding temperature 350 to 700°C>>
  • the hot-rolled steel sheet obtained by hot-rolling the steel slab is wound up. If the temperature at which the hot-rolled steel sheet is coiled (winding temperature) is too low, hard martensite with a high carbon concentration is generated, and coarse fresh martensite increases after the heat treatment. In addition, when a hard hot-rolled steel sheet mainly composed of martensite is subjected to cold-rolling, the fatigue strength of the spot-welded portion is lowered. Therefore, the winding temperature is 350° C. or higher, preferably 400° C. or higher, and more preferably 450° C. or higher.
  • the winding temperature is 700° C. or lower, preferably 650° C. or lower, and more preferably 600° C. or lower.
  • Cold rolling> the wound hot-rolled steel sheet is subjected to cold rolling to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the rolling reduction of cold rolling is preferably 30% or more, more preferably 35% or more.
  • the upper limit is not particularly limited, and is, for example, 70% or less, preferably 65% or less.
  • a cold-rolled steel sheet obtained by cold rolling may be subjected to a metal plating treatment before being subjected to a first heat treatment, which will be described later.
  • the metal plating layer described above is formed on at least one side of the cold-rolled steel sheet.
  • the Fe-based plating layer described above is preferable.
  • metal plating treatment is not particularly limited, electroplating treatment is preferable from the viewpoint of manufacturability.
  • metal plating baths used for electroplating include sulfuric acid baths, hydrochloric acid baths, mixed baths of both, and the like.
  • the amount of metal plating layer to be formed can be adjusted by the current application time or the like.
  • an Fe-based plating bath When forming an Fe-based plating layer by metal plating, an Fe-based plating bath is used.
  • the Fe-based plating bath is, for example, Fe and at least one selected from the group consisting of B, C, P, N, O, Ni, Mn, Mo, Zn, W, Pb, Sn, Cr, V and Co. element.
  • the contents of these elements are appropriately adjusted according to the component composition of the Fe-based plating layer to be formed.
  • metal elements may be contained as metal ions, and non-metal elements may be contained as part of boric acid, phosphoric acid, nitric acid, organic acids, and the like.
  • an iron sulfate plating bath When an iron sulfate plating bath is used as the Fe-based plating bath, it may further contain conductive aids such as sodium sulfate and potassium sulfate; chelating agents; pH buffers;
  • the cold-rolled steel sheet before metal plating may be degreased and washed with water to clean the surface of the cold-rolled steel sheet. Furthermore, in order to activate the surface of the cold-rolled steel sheet, pickling and water washing may be performed. Methods for degreasing and washing with water are not particularly limited, and conventionally known methods can be employed. Various acid solutions such as sulfuric acid, hydrochloric acid, nitric acid, and mixtures thereof can be used for pickling, with sulfuric acid, hydrochloric acid, or mixtures thereof being preferred. Although the concentration of the acid solution is not particularly limited, it is preferably 1 to 20% by mass in consideration of the ability to remove the oxide film and the prevention of surface roughness (surface defects) due to over-acid washing. Antifoaming agents, pickling accelerators, pickling inhibitors, and the like may be added to the acid solution.
  • the cold-rolled steel sheet (or metal-plated cold-rolled steel sheet) obtained by cold rolling is subjected to the following first heat treatment, zinc plating treatment and second heat treatment in this order.
  • the cold-rolled steel sheet is heated at a heating temperature T3, which will be described later, and then cooled to a cooling stop temperature T4, which will be described later.
  • This cooling includes cooling at an average cooling rate v1, which will be described later.
  • Heating temperature T3 750 to 950°C>> If the heating temperature T3 is too low, the heating will be in the two-phase region of ferrite and austenite, so the final microstructure will contain ferrite and the total area fraction of tempered martensite and bainite will decrease, resulting in the desired tensile strength. It becomes difficult to secure strength. Therefore, the heating temperature T3 is 750° C. or higher, preferably 800° C. or higher, and more preferably 830° C. or higher. On the other hand, if the heating temperature T3 is too high, the amount of hydrogen that penetrates into the steel increases due to the increase in the hydrogen partial pressure, so the amount of diffusible hydrogen in the steel increases. Therefore, the heating temperature is 950° C. or lower, preferably 930° C. or lower, and more preferably 900° C. or lower.
  • the time (heating time) for holding the cold-rolled steel sheet at the heating temperature T3 is not particularly limited, and is, for example, 10 to 500 seconds, preferably 50 to 300 seconds, more preferably 80 to 200 seconds.
  • the dew point of the atmosphere when the cold-rolled steel sheet is heated at the heating temperature T3 may exceed -30°C.
  • the decarburization reaction of the cold-rolled steel sheet is promoted, and the C concentration in the outermost layer of the cold-rolled steel sheet can be reduced. That is, the decarburized layer described above can be formed.
  • the finally obtained galvanized steel sheet is excellent in resistance weld crack resistance at the spot welded portion.
  • the dew point is preferably -20.degree.
  • the upper limit of the dew point is not particularly limited.
  • the dew point is preferably 40 ° C. or less, and more preferably 30 ° C. or less.
  • the temperature is preferably 20°C or lower, and more preferably 20°C or lower.
  • v1 be the average cooling rate from the heating temperature T3 to 550°C. If the average cooling rate v1 is too low, ferrite transformation occurs during cooling and the total area ratio of tempered martensite and bainite decreases, making it difficult to secure the desired tensile strength. Therefore, the average cooling rate v1 is 10° C./s or higher, preferably 11° C./s or higher, and more preferably 13° C./s or higher.
  • the upper limit of the average cooling rate v1 is not particularly limited, and is, for example, 45° C./s, preferably 30° C./s.
  • ⁇ Cooling stop temperature T4 350 to 550°C>> If the cooling stop temperature T4 is too low, the total area ratio of tempered martensite and bainite becomes too high, the area ratio of retained austenite decreases, the ductility of the steel sheet (cold-rolled steel sheet) decreases, and the formability decreases. do. Therefore, the cooling stop temperature T4 is 350° C. or higher, preferably 370° C. or higher, and more preferably 390° C. or higher. On the other hand, if the cooling stop temperature T4 is too high, pearlite is formed, the area ratio of retained austenite decreases, the ductility of the steel sheet (cold-rolled steel sheet) decreases, and the formability decreases. Therefore, the cooling stop temperature T4 is 550° C. or lower, preferably 530° C. or lower, and more preferably 510° C. or lower.
  • the cold-rolled steel sheet that has been subjected to the first heat treatment (hereinafter also simply referred to as “cold-rolled steel sheet”) is subjected to galvanizing treatment to form a galvanized layer on its surface.
  • galvanizing treatment hot-dip galvanizing treatment or alloying hot-dip galvanizing treatment is preferable.
  • an apparatus configured so that the heat treatments (the first heat treatment and the second heat treatment) and the zinc plating treatment can be carried out continuously may be used.
  • a cold-rolled steel sheet is immersed in a zinc bath having a bath temperature of 440 to 500°C. After that, it is preferable to adjust the adhesion amount of the galvanized layer (hot-dip galvanized layer) by gas wiping or the like.
  • a zinc bath having a component composition in which the Al content is 0.10 to 0.23% by mass and the balance is Zn and unavoidable impurities is preferable.
  • the alloying temperature is preferably 450 to 600.degree. C., more preferably 470 to 550.degree. C., and even more preferably 470 to 530.degree.
  • the coating weight of the galvanized layer on the hot-dip galvanized steel sheet (GI) and the alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA) is preferably 20 to 80 g/m 2 per side.
  • the galvanized cold-rolled steel sheet (hereinafter also simply referred to as “cold-rolled steel sheet”) is cooled to a cooling stop temperature T5 described later, and then reheated to a reheating temperature T6 described later. , then cooled to at least 50°C.
  • This cooling (hereinafter also referred to as "re-cooling") includes cooling at an average cooling rate v2, which will be described later.
  • ⁇ Cooling stop temperature T5 50 to 350°C>> If the cooling stop temperature T5 is too low, the area ratio of retained austenite decreases, the ductility of the steel sheet (cold-rolled steel sheet) decreases, and the formability decreases. Therefore, the cooling stop temperature T5 is 50° C. or higher, preferably 100° C. or higher, and more preferably 120° C. or higher. On the other hand, if the cooling stop temperature T5 is too high, the area ratio of fresh martensite having a diameter of 2.0 ⁇ m or less becomes too high. Therefore, the cooling stop temperature T5 is preferably 350° C. or lower, more preferably 300° C. or lower.
  • the cold-rolled steel sheet may be immediately heated to the reheating temperature T6, which will be described later, without being held at the cooling stop temperature T5.
  • the cooling stop temperature T5 may be maintained for a certain period of time, and then the temperature may be raised to the reheating temperature T6, which will be described later.
  • ⁇ Reheating temperature T6 over cooling stop temperature T5 and 300 to 500 ° C>>
  • the reheating temperature T6 is a temperature exceeding the cooling stop temperature T5 and within the range of 300 to 500.degree. This promotes the distribution of carbon from the martensite generated when cooling down to the cooling stop temperature T5 to the untransformed austenite, and the desired area ratio of the retained austenite is obtained.
  • v2 be the average cooling rate that satisfies the following formula (1) from (Ms point -200)°C to 50°C.
  • the average cooling rate v2 satisfies the following formula (1).
  • [C], [Mn] and [Si] in the above formula (1) are respectively the content of C, Mn and Si in the above-described component composition (component composition of the present invention) (unit: mass%). .
  • the martensite generated during recooling is self-tempered, and fine carbides are generated in the martensite.
  • the area ratio of fresh martensite having a diameter of 2.0 ⁇ m or less can be reduced.
  • the lower limit of the average cooling rate v2 is not particularly limited, and is, for example, 1°C/s, preferably 2°C/s.
  • the Ms point (unit: °C) is obtained from the following formula (3).
  • Ms 550 ⁇ 350 ⁇ [C] ⁇ 40 ⁇ [Mn] ⁇ 35 ⁇ [V] ⁇ 20 ⁇ [Cr] ⁇ 17 ⁇ [Ni] ⁇ 10 ⁇ [Cu] ⁇ 10 ⁇ [Mo] ⁇ 5 ⁇ [W ]+15 ⁇ [Co]+30 ⁇ [Al] (3)
  • [X] is the content (unit: mass %) of the element X in the above-described component composition (component composition of the present invention).
  • FIG. 1 is a chart showing an example of the first heat treatment, zinc plating treatment and second heat treatment described above.
  • FIG. 1 shows the heating temperature T3, the cooling stop temperature T4, the cooling stop temperature T5, and the reheating temperature T6.
  • FIG. 1 shows a temperature range T1 of 300° C. or higher and less than 450° C. and a temperature range T2 of 450° C. or higher and 600° C. or lower.
  • the holding time (residence time) of the cold - rolled steel sheet in the temperature range T1 is t1.
  • the holding time t1 is indicated by diagonal hatching from upper right to lower left in FIG.
  • the holding time (residence time) of the cold - rolled steel sheet in the temperature range T2 is t2.
  • the holding time t2 is indicated by diagonal hatching from the upper left to the lower right in FIG .
  • the retention time t1 and the retention time t2 satisfy the following formula ( 2 ). 1.1 ⁇ 3t1 /t2 ⁇ 6.5 ( 2 )
  • the bainite transformation progresses, the concentration of carbon in retained austenite progresses, and the amount of retained austenite with good stability and a small aspect ratio increases. That is, the area ratio of retained austenite having an aspect ratio of 5.5 or more can be reduced.
  • the value of 3t 1 /t 2 is 1.1 or more, preferably 1.3 or more, and more preferably 1.5 or more.
  • the value of 3t 1 /t 2 is 6.5 or less, preferably 6.3 or less, and more preferably 6.1 or less.
  • the holding time t 1 in the temperature range T1 is not particularly limited as long as the value of 3t 1 /t 2 satisfies the above formula (2). ⁇ 90 seconds is more preferred.
  • the holding time t 2 in the temperature range T2 is also not particularly limited as long as the value of 3t 1 /t 2 satisfies the above formula (2). ⁇ 80 seconds is more preferred.
  • the time for holding the cold-rolled steel sheet at each temperature is determined by the above formula ( 2) is not particularly limited as long as it satisfies.
  • the holding temperature such as the heating temperature and the reheating temperature may not be constant as long as it is within the temperature range described above.
  • the cooling rate may vary during cooling within the speed ranges described above. As long as the conditions such as the temperature range described above are satisfied, any equipment may be used for the heat treatment.
  • the member of the present invention is obtained by subjecting the high-strength galvanized steel sheet of the present invention to at least one of forming and joining.
  • the molding process is not particularly limited, and examples thereof include general molding processes such as press working.
  • the joining process is not particularly limited, and examples thereof include welding such as spot welding, laser welding, and arc welding; riveting; caulking; and the like.
  • Conditions for molding and bonding are not particularly limited, and conventional methods may be used.
  • Cold-rolled steel sheets were obtained by cold-rolling the coiled hot-rolled steel sheets at the rolling reductions shown in Table 3 below.
  • the obtained cold-rolled steel sheets were subjected to a first heat treatment, a galvanizing treatment and a second heat treatment under the conditions shown in Table 3 below.
  • the cold-rolled steel sheet was held for 100 seconds in an atmosphere with a dew point of ⁇ 30° C. or higher.
  • the cold-rolled steel sheet was cooled to the cooling stop temperature T5 and then immediately heated to the reheating temperature T6 without being held at the cooling stop temperature T5.
  • both sides of the cold-rolled steel sheet after the first heat treatment are subjected to hot-dip galvanizing treatment or alloying hot-dip galvanizing treatment to obtain hot-dip galvanized steel sheets (GI) or alloyed hot-dip galvanized steel sheets (GA ).
  • GI hot-dip galvanized steel sheets
  • GA alloyed hot-dip galvanized steel sheets
  • the hot-dip galvanizing bath when producing GI, a zinc bath containing 0.20% by mass of Al with the balance being Zn and unavoidable impurities is used. A zinc bath containing 14% by weight with the balance consisting of Zn and incidental impurities was used. The bath temperature was set at 470° C. for both GI and GA production.
  • the coating weight of the galvanized layer was 45 to 72 g/m 2 per side when manufacturing GI, and 45 g/m 2 per side when manufacturing GA.
  • the alloying temperature was set to 530°C.
  • the composition of the GI galvanized layer was Fe: 0.1 to 1.0% by mass, Al: 0.2 to 1.0% by mass, and the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the composition of the galvanized layer of GA contained 7 to 15% by mass of Fe, 0.1 to 1.0% by mass of Al, and the balance was composed of Fe and unavoidable impurities.
  • galvanized steel sheet hot-dip galvanized steel sheet (GI) or alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA)) after the second heat treatment is also simply referred to as "galvanized steel sheet”.
  • the obtained galvanized steel sheet was polished so that the cross section (L cross section) parallel to the rolling direction was the observation surface.
  • the observation surface was corroded with 1% by volume nital, and then observed with a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 3000 times.
  • SEM images were obtained by observing 10 visual fields of the L cross section at a position corresponding to 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate.
  • the area ratio of each tissue was determined for the acquired SEM images, and the average area ratio of 10 fields of view was taken as the area ratio of each tissue.
  • Image-Pro manufactured by Media Cybernetics was used as analysis software for the analysis of the SEM images.
  • EBSD data phase map data
  • a region of 30 ⁇ m ⁇ 30 ⁇ m on the observation surface was defined as one field of view, and data was obtained for 10 fields of view spaced apart from each other by 50 ⁇ m or more.
  • the longest grain length is the major axis length a
  • the grain length when crossing the longest grain in the direction perpendicular to this is the minor axis length b
  • a / b is the aspect ratio and
  • the area of retained austenite having an aspect ratio (a/b) of 5.5 or more was determined, and the ratio to the area of the entire retained austenite in the same field of view was determined.
  • the average value of the obtained ratios in 10 fields of view was defined as the area ratio (unit: %) of retained austenite having an aspect ratio of 5.5 or more with respect to the entire retained austenite in each steel plate.
  • ⁇ Tensile test ⁇ A No. 5 test piece according to JIS Z 2201 was taken from the obtained galvanized steel sheet, with the longitudinal direction (tensile direction) being 90° to the rolling direction. A tensile test based on JIS Z 2241 was performed 5 times using the sampled test piece, and the tensile strength (TS) and butt elongation (EL) were obtained from the average value of the 5 times. If TS is 1320 MPa or more, it can be evaluated as having high strength. If the EL is 10.0% or more, it can be evaluated that the moldability is excellent.
  • the obtained galvanized steel sheet was subjected to a hole expansion test in accordance with JIS Z 2256. Specifically, first, the obtained galvanized steel sheet was sheared to obtain a test piece having a size of 100 mm ⁇ 100 mm. A 10 mm diameter hole with a clearance of 12.5% was punched in the specimen taken. After that, using a die with an inner diameter of 75 mm, a conical punch with an apex angle of 60° was pressed into the hole while the wrinkle holding force was 9 tons (88.26 kN), and the hole diameter D f (unit: mm) at the crack generation limit. was measured.
  • ⁇ Measurement of diffusible hydrogen content in steel plate After removing the galvanized layer from the obtained galvanized steel sheet using a router (precision grinder), a test piece having a length of 30 mm and a width of 5 mm was taken. The amount of diffusible hydrogen in steel of the steel plate was measured for the sampled test piece by thermal desorption spectroscopy. The heating rate was 200° C./hr. The cumulative value of the amount of hydrogen detected in the temperature range from room temperature (25°C) to less than 210°C was defined as the amount of diffusible hydrogen in steel (unit: mass ppm). The amount of diffusible hydrogen in the steel sheet is preferably 0.60 ppm by mass or less.
  • the fatigue strength of the spot welded portion was evaluated from the maximum cross tension strength at which no peeling of the test piece occurred. Specifically, if the cross tensile strength was 250 N or more, "A”, if it was 180 N or more and less than 250 N, "B”, and if it was less than 180 N, "C” is shown in Table 4 below. did. If it is "A” or "B”, it can be evaluated that the fatigue strength of the spot welded portion is excellent.
  • No. Galvanized steel sheets of Nos. 1 to 3, 5 to 6, 9, 14 to 16, 19, 27 and 32 to 41 were subjected to molding or joining to obtain members. All of the obtained members had a tensile strength of 1320 MPa or more, and were also excellent in formability and fatigue strength of spot welds.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was electroplated using an Fe-based plating bath to form an Fe-based plating layer before performing a first heat treatment described later.
  • Table 5 “yes” is indicated when the electroplating treatment is performed, and "-” is indicated when the electroplating treatment is not performed.
  • the adhesion amount of the formed Fe-based plating layer is shown in Table 6 below.
  • the surface of the cold-rolled steel sheet was degreased with an alkali before the electroplating treatment.
  • a sulfuric acid bath containing 1.5 mol/L of Fe 2+ ions bath temperature: 50° C., pH: 2.0 was used as the Fe-based plating bath.
  • Electrolytic treatment was carried out in an Fe-based plating bath at a current density of 45 A/dm 2 using the cold-rolled steel sheet as the cathode and the iridium oxide electrode as the anode.
  • the adhesion amount of the Fe-based plating layer was controlled by adjusting the energization time.
  • the obtained cold-rolled steel sheet (or electroplated cold-rolled steel sheet) was subjected to a first heat treatment, a galvanizing treatment, and a second heat treatment under the conditions shown in Table 5 below.
  • the cold-rolled steel sheet was held for 100 seconds in the dew point atmosphere shown in Table 5 below.
  • the cold-rolled steel sheet was cooled to the cooling stop temperature T5 and then immediately heated to the reheating temperature T6 without being held at the cooling stop temperature T5.
  • both surfaces of the cold-rolled steel sheet after the first heat treatment were subjected to alloying hot-dip galvanizing treatment to obtain an alloying hot-dip galvanized steel sheet (GA).
  • a hot-dip galvanizing bath a zinc bath (bath temperature: 470° C.) containing 0.14% by mass of Al and the balance being Zn and unavoidable impurities was used.
  • the coating weight of the galvanized layer was 45 g/m 2 per side.
  • the alloying temperature was 530°C.
  • the composition of the galvanized layer of GA contained 7 to 15% by mass of Fe, 0.1 to 1.0% by mass of Al, and the balance was composed of Fe and unavoidable impurities.
  • galvanized steel sheet alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA)
  • G formed hot-dip galvanized steel sheet
  • A Cracks with a length of 0.1 mm or longer were observed at a hold time of 0.12 seconds, but no cracks with a length of 0.1 mm or longer were observed at a hold time of 0.18 seconds.
  • B Cracks with a length of 0.1 mm or longer were observed at a hold time of 0.18 seconds, but no cracks with a length of 0.1 mm or longer were observed at a hold time of 0.24 seconds.
  • C A crack having a length of 0.1 mm or longer was observed at a hold time of 0.24 seconds.
  • the galvanized steel sheets No. 1, 15 and 42 to 46 were subjected to molding or joining to obtain members. All of the obtained members had a tensile strength of 1320 MPa or more, and were also excellent in formability and fatigue strength of spot welds.
  • No. using steel symbol A Contrast 1 and 42-45.
  • No. 1 which does not have a decarburized layer and an Fe-based plating layer.
  • No. 1 has a decarburized layer (but does not have an Fe-based plating layer) than No. 1.
  • 42 to 43 were superior in resistance weld crack resistance.
  • No. 1 having both the decarburized layer and the Fe-based plating layer. 45 is No. Compared to 42-43, the resistance weld cracking resistance was even better.
  • No. No. 44 has both a decarburized layer and an Fe-based plating layer, but the thickness of the decarburized layer is small. It is presumed that it was equivalent to 42-43.

Abstract

１３２０ＭＰａ以上の引張強さを有し、成形性およびスポット溶接部の疲労強度にも優れる高強度亜鉛めっき鋼板を提供する。鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１５０～０．４５０％、Ｓｉ：０．８０～３．００％、Ｍｎ：２．００～４．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下およびＮ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。鋼板の鋼中拡散性水素量が０．６０質量ｐｐｍ以下である。焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計が６０～９５％、残留オーステナイトが５～３０％、残留オーステナイト全体に対するアスペクト比が５．５以上の残留オーステナイトの割合が５０％以下、直径が２．０μｍ以下のフレッシュマルテンサイトが２０％以下である。

Description

高強度亜鉛めっき鋼板および部材ならびにそれらの製造方法
　本発明は、１３２０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有する高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
　更に、本発明は、高強度亜鉛めっき鋼板を用いてなる部材およびその製造方法に関する。
　近年、例えば自動車業界において、地球環境の保全という観点から、炭酸ガス（ＣＯ２）の排出量を削減するため、自動車の燃費向上が望まれている。
　自動車の燃費向上には、車体の軽量化を図ることが有効であるが、このとき、車体の強度を維持しつつ、車体の軽量化を図る必要がある。
　例えば、特許文献１には、良好な成形性を有する高強度鋼板が開示されている。
国際公開第２０２０／０１７６０９号
　１３２０ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度鋼板は、通常、高強度化のために必要な合金元素を多く含有する。このような高強度鋼板どうしをスポット溶接して得られたスポット溶接部においては、ナゲット（溶融凝固部）周辺の熱影響部の靱性が不足し、応力が繰り返し負荷されたときの強度（疲労強度）が不十分となる場合がある。
　スポット溶接部の疲労強度の低下を抑制できれば、自動車全体の衝突強度を十分に維持できる。
　本発明は、以上の点を鑑みてなされたものであり、１３２０ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ、成形性およびスポット溶接部の疲労強度にも優れる高強度亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、鋭意検討した結果、下記構成を採用することにより、上記目的が達成されることを見出し、本発明を完成させた。
　すなわち、本発明は、以下の［１］～［１５］を提供する。
［１］鋼板および亜鉛めっき層を有し、引張強さが１３２０ＭＰａ以上である、高強度亜鉛めっき鋼板であって、上記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．１５０～０．４５０％、Ｓｉ：０．８０～３．００％、Ｍｎ：２．００～４．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、および、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、ミクロ組織と、を有し、鋼中拡散性水素量が、０．６０質量ｐｐｍ以下であり、上記ミクロ組織において、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が、６０～９５％であり、残留オーステナイトの面積率が、５～３０％であり、上記残留オーステナイト全体に対するアスペクト比が５．５以上の上記残留オーステナイトの面積率が、５０％以下であり、直径が２．０μｍ以下のフレッシュマルテンサイトの面積率が、２０％以下である、高強度亜鉛めっき鋼板。
［２］上記成分組成が、更に、質量％で、Ｂ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．５００％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｚｒ：０．１０００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下、Ｃｏ：０．３０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ａｓ：０．１００％以下、Ｐｂ：０．１００％以下、Ｚｎ：０．１００％以下、Ｂｉ：０．１００％以下、および、Ｈｆ：０．１０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、上記［１］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［３］上記鋼板が、脱炭層を有する、上記［１］または［２］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［４］上記鋼板の少なくとも片面側であって、かつ、上記鋼板と上記亜鉛めっき層との間に、金属めっき層を有する、上記［１］～［３］のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［５］上記金属めっき層の成分組成が、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる、上記［４］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［６］上記金属めっき層の成分組成が、更に、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、ＶおよびＣｏからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を、合計で１０質量％以下含有する、上記［５］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［７］溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板である、上記［１］～［６］のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［８］上記［１］～［７］のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
［９］上記［１］または［２］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、上記［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、得られた熱延鋼板を、３５０～７００℃の巻取温度で巻き取り、巻き取りされた上記熱延鋼板を冷間圧延して、冷延鋼板を得て、上記冷延鋼板に、第１熱処理、亜鉛めっき処理および第２熱処理を、この順で施し、上記第１熱処理では、上記冷延鋼板を、７５０～９５０℃の加熱温度Ｔ３で加熱し、上記加熱温度Ｔ３から３５０℃～５５０℃の冷却停止温度Ｔ４まで冷却し、ただし、上記加熱温度Ｔ３から５５０℃までの平均冷却速度ｖ１が１０℃／ｓ以上であり、上記第２熱処理では、上記冷延鋼板を、５０～３５０℃の冷却停止温度Ｔ５まで冷却した後、上記冷却停止温度Ｔ５超かつ３００～５００℃の再加熱温度Ｔ６まで再加熱し、その後、（Ｍｓ点－２００）℃から５０℃まで下記式（１）を満たす平均冷却速度ｖ２で冷却し、上記第１熱処理、上記亜鉛めっき処理および上記第２熱処理において、３００℃以上４５０℃未満の温度域Ｔ１での保持時間ｔ１と、４５０℃以上６００℃以下の温度域Ｔ２での保持時間ｔ２とが、下記式（２）を満たす、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　ｖ２≦３．８［Ｃ］＋２．４［Ｍｎ］＋１．２［Ｓｉ］・・・（１）
　１．１≦３ｔ１／ｔ２≦６．５　　　　　　　　　　　・・・（２）
　ただし、上記式（１）中の［Ｃ］、［Ｍｎ］および［Ｓｉ］は、それぞれ、上記成分組成におけるＣ、ＭｎおよびＳｉの含有量であり、上記含有量の単位は質量％である。
［１０］上記第１熱処理において、上記加熱温度Ｔ３での加熱を、露点が－３０℃超の雰囲気下で実施して、上記冷延鋼板の最表層に脱炭層を形成する、上記［９］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１１］上記第１熱処理の前に、上記冷延鋼板に金属めっき処理を施して、上記冷延鋼板の少なくとも片面に金属めっき層を形成する、上記［９］または［１０］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１２］上記金属めっき層の成分組成が、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる、上記［１１］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１３］上記金属めっき層の成分組成が、更に、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、ＶおよびＣｏからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を、合計で１０質量％以下含有する、上記［１２］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１４］上記亜鉛めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理である、上記［９］～［１３］のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１５］上記［１］～［７］のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材を得る、部材の製造方法。
　本発明によれば、１３２０ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ、成形性およびスポット溶接部の疲労強度にも優れる高強度亜鉛めっき鋼板を提供できる。
第１熱処理、亜鉛めっき処理および第２熱処理の一例を示すチャート図である。 抵抗溶接に用いる板組を示す断面図である。 抵抗溶接後の板組を示す平面図である。 図３のＡ－Ａ線断面図である。
［高強度亜鉛めっき鋼板］
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、鋼板（下地鋼板）および亜鉛めっき層を有し、この鋼板が、後述する成分組成およびミクロ組織を有し、かつ、後述する鋼中拡散性水素量を満足する。
　高強度とは、引張強さ（ＴＳ）が１３２０ＭＰａ以上であることを意味する。
　以下、「高強度亜鉛めっき鋼板」を、単に、「亜鉛めっき鋼板」ともいう。
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、１３２０ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ、成形性およびスポット溶接部の疲労強度にも優れる。このため、衝突強度を十分に維持できるから、自動車等の輸送機に好適に使用される。
　なお、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を成形加工する方法としては、プレス加工等の一般的な加工方法を制限なく使用できる。本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を溶接する方法としては、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接方法を制限なく使用できる。
 〈鋼板〉
　まず、亜鉛めっき鋼板を構成する鋼板（下地鋼板）について説明する。
　鋼板は、例えば、後述する第２熱処理を経た後の冷延鋼板である。
　鋼板の板厚は、特に限定されず、例えば、０．５ｍｍ以上３．０ｍｍ以下である。
 《成分組成》
　鋼板の成分組成（以下、便宜的に、「本発明の成分組成」ともいう）を説明する。
　本発明の成分組成における「％」は、特に説明が無い限り、「質量％」を意味する。
　（Ｃ：０．１５０～０．４５０％）
　Ｃは、マルテンサイトを生成させて、鋼板の強度を上昇させる。Ｃ量が少なすぎると、マルテンサイトの硬さが低くなり、また、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が低下するため、１３２０ＭＰａ以上の引張強さが得られない。このため、Ｃ量は、０．１５０％以上であり、０．１８０％以上が好ましく、０．１９０％以上がより好ましい。
　一方、Ｃ量が多すぎると、熱影響部にセメンタイトが多量に生成して、スポット溶接部の靱性が低下し、スポット溶接部の疲労強度が低下する。このため、Ｃ量は、０．４５０％以下であり、０．４００％以下が好ましく、０．３７０％以下がより好ましい。
　（Ｓｉ：０．８０～３．００％）
　Ｓｉは、固溶強化により鋼板の強度を高める。１３２０ＭＰａ以上の引張強さを得る観点から、Ｓｉ量は、０．８０％以上であり、１．００％以上が好ましく、１．１０％以上がより好ましい。
　一方、Ｓｉ量が多すぎると、スポット溶接部の靭性が低下し、スポット溶接部の疲労強度が低下する。また、Ｓｉ量が多すぎると、スポット溶接部における耐抵抗溶接割れ特性（後述する）の低下が懸念される。このため、Ｓｉ量は、３．００％以下であり、２．６０％以下が好ましく、２．４０％以下がより好ましい。
　（Ｍｎ：２．００～４．００％）
　Ｍｎは、固溶強化により鋼板の強度を高める。１３２０ＭＰａ以上の引張強さを得る観点から、Ｍｎ量は、２．００％以上であり、２．２０％以上が好ましく、２．４０％以上がより好ましい。
　一方、Ｍｎ量が多すぎると、焼戻しで多量なセメンタイト生成するとともに、スポット溶接部の靭性が低下し、スポット溶接部の疲労強度が低下する。このため、Ｍｎ量は、４．００％以下であり、３．６０％以下が好ましく、３．５０％以下がより好ましい。
　（Ｐ：０．１００％以下）
　Ｐは、粒界に偏析してスポット溶接部の靭性を低下させ、スポット溶接部の疲労強度を低下させる。このため、Ｐ量は、０．１００％以下であり、０．０３０％以下が好ましく、０．０１０％以下がより好ましい。
　（Ｓ：０．０２００％以下）
　Ｓは、Ｍｎと結合して粗大なＭｎＳを形成し、スポット溶接部の靭性を低下させ、スポット溶接部の疲労強度を低下させる。このため、Ｓ量は、０．０２００％以下であり、０．０１００％以下が好ましく、０．００２０％以下がより好ましい。
　（Ａｌ：０．１００％以下）
　Ａｌは、脱酸剤として作用する。Ａｌ量が多すぎると、酸化物や窒化物が凝集粗大化することにより、スポット溶接部の靭性を低下させ、スポット溶接部の疲労強度が低下させる。このため、Ａｌ量は、０．１００％以下であり、０．０８０％以下が好ましく、０．０６０％以下がより好ましい。
　Ａｌ量の下限は、特に限定されないが、Ａｌの添加効果を得る観点から、例えば、０．０１０％であり、０．０２０％が好ましい。
　（Ｏ：０．０１００％以下）
　Ｏは、酸化物を形成して、スポット溶接部の靭性を低下させて、スポット溶接部の疲労強度を低下させる。このため、Ｏ量は、０．０１００％以下であり、０．００５０％以下が好ましく、０．００２０％以下がより好ましい。
　（Ｎ：０．０１００％以下）
　Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成する。Ｎ量が多すぎると、形成されるＴｉＮ量が多くなることに起因して、スポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。このため、Ｎ量は、０．０１００％以下であり、０．００８０％以下が好ましく、０．００６０％以下がより好ましい。
　本発明の成分組成は、上記成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
　（その他の元素）
　本発明の成分組成は、残部（Ｆｅおよび不可避的不純物）の一部に代えて、更に、質量％で、以下に記載する元素からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素（「任意元素」ともいう）を含有してもよい。
　((Ｂ：０．００５０％以下))
　Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで鋼板の焼入れ性を向上できる元素であり、鋼板の引張強さを上昇させるので、添加することが好ましい。
　もっとも、Ｂ量が多すぎると、Ｆｅ２３（ＣＢ）６を形成して、スポット溶接部の靭性を低下させて、スポット溶接部の疲労強度を低下させる。このため、Ｂ量は、０．００５０％以下が好ましく、０．００４０％以下がより好ましく、０．００３０％以下が更に好ましい。
　Ｂ量の下限は、特に限定されないが、Ｂの添加効果を得る観点からは、例えば、０．０００５％であり、０．００１０％が好ましい。
　((Ｔｉ：０．２００％以下))
　Ｔｉは、熱間圧延時または熱処理時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することにより、鋼板の引張強さを上昇させるので、添加することが好ましい。
　もっとも、Ｔｉ量が多すぎると、Ｎと結合して粗大な窒化物を形成することにより、スポット溶接部の靭性を低下させて、スポット溶接部の疲労強度を低下させる。このため、Ｔｉ量は、０．２００％以下が好ましく、０．１００％以下がより好ましく、０．０５０％以下が更に好ましい。
　Ｔｉ量の下限は、特に限定されないが、Ｔｉの添加効果を得る観点からは、例えば、０．００５％であり、０．０１０％が好ましい。
　((Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．５００％以下、Ｗ：０．５００％以下))
　Ｎｂ、ＶおよびＷは、熱間圧延時または熱処理時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することにより、鋼板の引張強さを上昇させるので、添加することが好ましい。
　もっとも、これらの元素の量が過度に多い場合、鋼スラブ加熱時に溶解しないで粗大な炭化物として残存する。粗大な炭化物は、スポット溶接部の靭性を低下させて、スポット溶接部の疲労強度を低下させる。
　このため、Ｎｂ量は、０．２００％以下が好ましく、０．１００％以下がより好ましく、０．０５０％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｎｂの添加効果を得る観点からは、例えば、０．００５％であり、０．０１０％が好ましい。
　Ｖ量は、０．５００％以下が好ましく、０．３００％以下がより好ましく、０．１００％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｖの添加効果を得る観点からは、例えば、０．００５％であり、０．０１０％が好ましい。
　Ｗ量は、０．５００％以下が好ましく、０．２００％以下がより好ましく、０．０５０％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｗの添加効果を得る観点からは、例えば、０．００１％であり、０．００２％が好ましい。
　((Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下))
　ＭｏおよびＣｒは、鋼板の焼入れ性を高めることによって、鋼板の引張強さを上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、これらの元素の量が過度に多い場合、硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、スポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
　このため、Ｍｏ量は、１．０００％以下が好ましく、０．７００％以下がより好ましく、０．４００％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｍｏの添加効果を得る観点からは、例えば、０．００５％であり、０．０２０％が好ましい。
　Ｃｒ量は、１．０００％以下が好ましく、０．７００％以下がより好ましく、０．４００％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｃｒの添加効果を得る観点からは、例えば、０．００５％であり、０．０２０％が好ましい。
　((Ｓｂ：０．２００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下))
　ＳｂおよびＳｎは、鋼板表面の脱炭を抑制することによって、鋼板の引張強さを上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、これらの元素の量が過度に多い場合、鋼が脆化して、熱影響部に亀裂が発生し、スポット溶接部の疲労強度を低下させる。
　このため、Ｓｂ量は、０．２００％以下が好ましく、０．０８０％以下がより好ましく、０．０４０％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｓｂの添加効果を得る観点から、例えば、０．００１％であり、０．００２％が好ましい。
　Ｓｎ量は、０．２００％以下が好ましく、０．０８０％以下がより好ましく、０．０４０％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｓｎの添加効果を得る観点から、例えば、０．００１％であり、０．００２％が好ましい。
　((Ｚｒ：０．１０００％以下))
　Ｚｒは、析出物の形状を球状化して、スポット溶接部の靭性を上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、Ｚｒ量が過度に多い場合、熱間圧延の鋼スラブ加熱時に未固溶で残存する粗大な析出物が増加し、スポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
　このため、Ｚｒ量は、０．１０００％以下が好ましく、０．０７００％以下がより好ましく、０．０４００％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｚｒの添加効果を得る観点から、例えば、０．０００５％であり、０．００１０％が好ましい。
　((Ｃｕ：１．０００％以下))
　Ｃｕは、鋼板の焼入れ性を高めることによって、鋼板の引張強さを上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、Ｃｕ量が過度に多い場合、Ｃｕの介在物の増加によりスポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
　このため、Ｃｕ量は、１．０００％以下が好ましく、０．７００％以下がより好ましく、０．４００％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｃｕの添加効果を得る観点から、例えば、０．００５％であり、０．０１０％が好ましい。
　((Ｎｉ：１．０００％以下))
　Ｎｉは、鋼板の焼入れ性を高めることによって、鋼板の引張強さを上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、Ｎｉ量が過度に多い場合、硬質なマルテンサイトが増加することによりスポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
　このため、Ｎｉ量は、１．０００％以下が好ましく、０．７００％以下がより好ましく、０．４００％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｎｉの添加効果を得る観点から、例えば、０．００３％であり、０．００５％が好ましい。
　((Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下))
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）は、硫化物や酸化物などの析出物の形状を球状化して、スポット溶接部の靭性を上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、これらの元素の量が過度に多い場合、硫化物の粗大化によりスポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
　このため、Ｃａ量は、０．００５０％以下が好ましく、０．００４５％以下がより好ましく、０．００４０％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｃａの添加効果を得る観点から、例えば、０．０００５％であり、０．００１０％が好ましい。
　Ｍｇ量は、０．００５０％以下が好ましく、０．００４８％以下がより好ましく、０．００４５％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｍｇの添加効果を得る観点から、例えば、０．０００５％であり、０．００１０％が好ましい。
　ＲＥＭ量は、０．００５０％以下が好ましく、０．００４０％以下がより好ましく、０．００３０％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、ＲＥＭの添加効果を得る観点から、例えば、０．０００５％であり、０．００１０％が好ましい。
　((Ｃｏ：０．３０％以下))
　Ｃｏは、析出物の形状を球状化して、スポット溶接部の靭性を上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、Ｃｏ量が過度に多い場合、硬質なマルテンサイトが増加することによりスポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
　このため、Ｃｏ量は、０．３０％以下が好ましく、０．２０％以下がより好ましく、０．１０％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｃｏの添加効果を得る観点から、例えば、０．０１％であり、０．０２％が好ましい。
　((Ｔａ：０．１０％以下))
　Ｔａは、析出物の形状を球状化して、スポット溶接部の靭性を上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、Ｔａ量が過度に多い場合、粗大な炭化物が増加することによりスポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
　このため、Ｔａ量は、０．１０％以下が好ましく、０．０８％以下がより好ましく、０．０６％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｔａの添加効果を得る観点から、例えば、０．０１％であり、０．０２％が好ましい。
　((Ａｓ：０．１００％以下、Ｐｂ：０．１００％以下、Ｚｎ：０．１００％以下、および、Ｂｉ：０．１００％以下))
　Ａｓ、Ｐｂ、ＺｎおよびＢｉは、析出物の形状を球状化して、スポット溶接部の靭性を上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、これらの元素の量が過度に多い場合は、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、これにより、スポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
　このため、Ａｓ量は、０．１００％以下が好ましく、０．０５０％以下がより好ましく、０．０１０％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ａｓの添加効果を得る観点から、例えば、０．００１％であり、０．００２％が好ましい。
　Ｐｂ量は、０．１００％以下が好ましく、０．０５０％以下がより好ましく、０．０１０％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｐｂの添加効果を得る観点から、例えば、０．００１％であり、０．００２％が好ましい。
　Ｚｎ量は、０．１００％以下が好ましく、０．０５０％以下がより好ましく、０．０１０％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｚｎの添加効果を得る観点から、例えば、０．００１％であり、０．００２％が好ましい。
　Ｂｉ量は、０．１００％以下が好ましく、０．０５０％以下がより好ましく、０．０１０％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｂｉの添加効果を得る観点から、例えば、０．００１％であり、０．００２％が好ましい。
　((Ｈｆ：０．１０％以下))
　Ｈｆは、析出物の形状を球状化して、スポット溶接部の靭性を上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、Ｈｆ量が過度に多い場合、粗大な炭化物が増加することによりスポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
　このため、Ｈｆ量は、０．１０％以下が好ましく、０．０８％以下がより好ましく、０．０６％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｈｆの添加効果を得る観点から、例えば、０．０１％であり、０．０２％が好ましい。
　本発明の成分組成が、上記任意元素を、上述した下限値未満の量で含有する場合、その任意元素は、不可避的不純物として含有するものとする。
 《ミクロ組織》
　次に、鋼板のミクロ組織（以下、便宜的に、「本発明のミクロ組織」ともいう）を説明する。
　本発明の効果を得るためには、上述した本発明の成分組成を満足するだけでは不十分であり、以下に説明する本発明のミクロ組織を満足することを要する。
　以下、面積率は、ミクロ組織全体に対する面積率である。各組織の面積率は、後述する実施例に記載する方法により求める。
　（焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率：６０～９５％）
　１３２０ＭＰａ以上の引張強さを安定して確保する観点から、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率は、６０％以上であり、６５％以上が好ましく、７０％以上がより好ましい。
　一方、この合計面積率が高すぎると、残留オーステナイトの面積率が低くなり、鋼板の延性が低下して、成形性が低下する。このため、この合計面積率は、９５％以下であり、９２％以下が好ましく、８８％以下がより好ましい。
　（残留オーステナイトの面積率：５～３０％）
　残留オーステナイトは鋼板の延性を向上させる。このため、残留オーステナイトの面積率は、５％以上であり、６％以上が好ましく、８％以上がより好ましい。
　一方、残留オーステナイトの面積率が高すぎると、応力を受ける際にマルテンサイト変態する残留オーステナイトが増加し、熱影響部に亀裂が発生し、スポット溶接部の疲労強度を低下する。このため、残留オーステナイトの面積率は、３０％以下であり、２５％以下が好ましく、２０％以下がより好ましい。
　（アスペクト比が５．５以上の残留オーステナイトの面積率：５０％以下）
　応力が繰り返し負荷された場合、加工硬化により残留オーステナイトが硬いマルテンサイトに変態する。アスペクト比が５．５以上の残留オーステナイトが多すぎると、変態後のマルテンサイトの先端部に応力集中し、ボイドが発生しやすい。そして、ボイドが連結することで容易にナゲット周囲に亀裂が発生するため、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
　また、アスペクト比が５．５以上の残留オーステナイトは、不安定のため、これが多すぎると、残留オーステナイトによるＴＲＩＰ（Transformation Induced plasticity）効果が得られなくなり、延性が低下する。
　このため、残留オーステナイト全体に対するアスペクト比が５．５以上の残留オーステナイトの面積率は、５０％以下であり、４５％以下が好ましく、４０％以下がより好ましい。
　一方、残留オーステナイト全体に対するアスペクト比が５．５以上の残留オーステナイトの面積率の下限は、特に限定されず、例えば、２％であり、４％が好ましい。
　（直径が２．０μｍ以下のフレッシュマルテンサイトの面積率：２０％以下）
　微細なフレッシュマルテンサイトは、鋼板の強度を向上させる。このような効果を得るため、フレッシュマルテンサイトの直径を、２．０μｍ以下とする。
　もっとも、直径が２．０μｍ以下のフレッシュマルテンサイトが多すぎると、組織の硬度差によりボイドが発生し、成形性が低下する。また、ボイドが連結することで容易にナゲット周囲に亀裂が発生するため、スポット溶接部の疲労強度が低下する。このため、直径が２．０μｍ以下のフレッシュマルテンサイトの面積率は、２０％以下であり、１７％以下が好ましく、１５％以下がより好ましい。
　一方、直径が２．０μｍ以下のフレッシュマルテンサイトの面積率の下限は、特に限定されず、例えば、１％であり、３％が好ましい。
　本発明のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイト以外の組織（残部組織）として、例えば、パーライト；フェライト；鉄系炭窒化物；合金炭窒化物；ＭｎＳ、Ａｌ２Ｏ３などの介在物；等の公知の組織を含んでいてもよい。
　残部組織の面積率は、１０％以下が好ましく、８％以下がより好ましく、５％以下が更に好ましい。残部組織の面積率がこの範囲であれば、本発明の効果が損なわれない。
 《鋼中拡散性水素量：０．６０質量ｐｐｍ以下》
　鋼中拡散性水素量が高すぎると、溶接する際にスポット溶接部が割れやすく、スポット溶接部の疲労強度が低下する。このため、鋼中拡散性水素量は、０．６０質量ｐｐｍ以下であり、０．５０質量ｐｐｍ以下が好ましく、０．４０質量ｐｐｍ以下がより好ましい。
　鋼中拡散性水素量は、後述する実施例に記載の方法により求める。
 《脱炭層》
　亜鉛めっき鋼板がスポット溶接（抵抗溶接）される場合、以下の点が懸念される。
　すなわち、抵抗溶接の際に、スポット溶接部の近傍に残留応力が生成し、その状態で、亜鉛めっき層の亜鉛が溶融して鋼板の結晶粒界に拡散侵入することにより、液体金属脆化（Liquid Metal Embrittlement：ＬＭＥ）が起き、鋼板に粒界割れ（ＬＭＥ割れ）が生じ得る。鋼板がＳｉを含有する場合（特にＳｉ量が多い場合）、ＬＭＥ割れが生じやすい。
　このため、亜鉛めっき鋼板は、このような割れに対する耐性（以下、「スポット溶接部における耐抵抗溶接割れ特性」、「溶接部における耐抵抗溶接割れ特性」、または、単に「耐抵抗溶接割れ特性」ともいう）に優れることが要求される場合がある。
　そこで、亜鉛めっき鋼板を構成する鋼板（下地鋼板）は、その最表層に、Ｃ濃度が低い層である脱炭層を有することが好ましい。これにより、亜鉛めっき鋼板は、スポット溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れる。
　その理由は、明らかではないが、脱炭層はＣ濃度が低いことで粘り気があり、そのため、上述した割れが生じにくいと考えられる。
　鋼板が脱炭層を有する場合、脱炭層の厚さ（板厚方向深さ）は、例えば、１０μｍ以上である。
　スポット溶接部における耐抵抗溶接割れ特性がより優れるという理由から、脱炭層の厚さ（板厚方向深さ）は、２０μｍ以上が好ましく、３０μｍ以上がより好ましく、４０μｍ以上が更に好ましい。
　一方、脱炭層の厚さの上限は、特に限定されない。もっとも、鋼板の引張強さを良好な範囲にする観点から、脱炭層の厚さは、１３０μｍ以下が好ましく、１００μｍ以下がより好ましく、７０μｍ以下がより好ましい。
　脱炭層（および、その厚さ）は、次のように求める。
　まず、亜鉛めっき層と鋼板との界面（亜鉛めっき鋼板が後述する金属めっき層を有する場合は、亜鉛めっき層と金属めっき層との界面。以下同様）から、板厚方向にＣ濃度を測定する。
　Ｃ濃度を測定するためには、電子線マイクロアナライザ（Electron Probe Micro Analyzer：ＥＰＭＡ）を用いる。
　具体的には、まず、樹脂埋めした亜鉛めっき鋼板を研磨し、圧延方向に垂直な断面を観察用に仕上げる。その後、樹脂から亜鉛めっき鋼板を取り出して、試料とする。
　加速電圧を７ｋＶ、照射電流を５０ｎＡとして、鋼板の最表層を含む３００×３００μｍの範囲で、１μｍステップで、試料の断面を面分析または線分析し、Ｃ強度を測定する。
　この際、コンタミネーションを抑制するため、プラズマクリーナーを用いて、測定室および試料準備室の２か所において、測定開始前に、試料の表面および周辺のハイドロカーボンを除去する。
　測定中のハイドロカーボンの蓄積を抑制するため、測定室内のステージ上で試料を加熱し、試料の温度を最高１００℃に保持したまま、測定する。
　コンタミネーション抑制の効果によって、Ｃの検出下限が０．１０質量％よりも十分低いことを確認する。
　使用する装置およびコンタミネーションを抑制する方法の詳細は、以下の参考文献１に記載されている。
　参考文献１：山下ら、「高精度ＦＥ－ＥＰＭＡによる低炭素鋼の初析フェライト変態初期における炭素の分配」、鉄と鋼、一般社団法人日本鉄鋼協会、２０１７年、第１０３巻、第１１号、ｐ．１４－２０
　ただし、コンタミネーションの抑制は、使用する装置の機種、コンディション等によるため、必ずしも必須ではなく、十分な精度でＣ強度を測定できればよい。
　次いで、測定されたＣ強度をＣ濃度（単位：質量％）に換算し、濃度マップを得る。換算には、標準試料を用いて予め作成した検量線を用いる。
　得られた濃度マップから、板厚方向のラインプロファイルを抽出する。鋼板の表面と並行な方向（板厚方向と直交する方向）に沿った３００箇所でのラインプロファイルを平均化することで、Ｃ濃度の板厚方向のプロファイルを得る。
　得られたＣ濃度の板厚方向のプロファイルに対し、単純移動平均法を用いた平滑化処理を実施する。平滑化点数は、２１点程度とする。
　平滑化処理後のプロファイルにおいて、Ｃ濃度が最大値の８０質量％以下である領域を脱炭層とし、その領域の板厚方向の距離を脱炭層の厚さとする。
　各試料について２視野の測定結果の平均値を用いる。
 〈亜鉛めっき層〉
　亜鉛めっき層は、後述する亜鉛めっき処理によって形成される。
　亜鉛めっき層の付着量は、片面あたり２０～８０ｇ／ｍ２が好ましい。
 〈金属めっき層〉
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、鋼板の少なくとも片面側であって、かつ、鋼板と亜鉛めっき層との間に、金属めっき層（上述した亜鉛めっき層とは異なるめっき層）を更に有していてもよい。
　これにより、スポット溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が優れる。
　その理由は、明らかではないが、抵抗溶接の際に亜鉛めっき層の亜鉛（Ｚｎ）が鋼板に拡散侵入することを金属めっき層が抑制するためと考えられる（亜鉛侵入抑制効果）。
　金属めっき層に用いる金属としては、例えば、Ｚｎよりも融点の高い金属（Ｆｅ、Ｎｉなど）が挙げられるが、上述した亜鉛侵入抑制効果に加え、以下の効果を期待できることから、Ｆｅが好ましい。
　すなわち、金属めっき層は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する金属めっき層（以下、「Ｆｅ系めっき層」ともいう）であることが好ましい。
　Ｆｅ系めっき層の成分組成は、更に、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、ＶおよびＣｏからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を、合計で１０質量％以下含有してもよい。
　鋼板の表面にＳｉ量が多い場合、スポット溶接部において、靭性が低下して、耐抵抗溶接割れ特性が劣化しやすいと考えられる。
　この場合、Ｆｅ系めっき層を鋼板の表面に設けることにより、Ｆｅ系めっき層が固溶Ｓｉ欠乏層として働き、その結果、スポット溶接部に固溶するＳｉ量が減少することで、スポット溶接部の靭性の低下が抑制されるため、耐抵抗溶接割れ特性がより優れると考えられる（靭性低下抑制効果）。
　また、Ｆｅ系めっき層は軟質層として機能し、スポット溶接の際に鋼板の表面に付与される応力を緩和し、スポット溶接部の残留応力を低減するため、耐抵抗溶接割れ特性がより優れると考えられる（応力緩和効果）。
　スポット溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を向上させる観点からは、Ｆｅ系めっき層などの金属めっき層を、上述した脱炭層を有する鋼板の表面に設けることが好ましい。
　金属めっき層の付着量は、片面あたり、例えば０ｇ／ｍ２超であり、２．０ｇ／ｍ２以上が好ましく、４．０ｇ／ｍ２以上がより好ましく、６．０ｇ／ｍ２以上が更に好ましい。
　一方、上限は特に限定されないが、コストの観点から、金属めっき層の付着量は、片面あたり、６０ｇ／ｍ２以下が好ましく、５０ｇ／ｍ２以下がより好ましく、４０ｇ／ｍ２以下が更に好ましく、３０ｇ／ｍ２以下が特に好ましい。
　金属めっき層の付着量は、次のように求める。
　まず、金属めっき層を有する亜鉛めっき鋼板から、１０ｍｍ×１５ｍｍサイズの試験片を採取して樹脂に埋め込み、亜鉛めっき鋼板の断面が露出した埋め込みサンプルを得る。この断面の任意の３か所を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、加速電圧１５ｋＶで、金属めっき層の厚さに応じて２０００～１００００倍の倍率で観察する。３視野における金属めっき層の厚さの平均値に、金属の比重を乗じることによって、金属めっき層の片面あたりの付着量に換算する。
［スポット溶接部における耐抵抗溶接割れ特性の評価試験］
　スポット溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を評価するための試験方法を、図２～図４に基づいて説明する。
　図２は、抵抗溶接に用いる板組５を示す断面図である。図３は、抵抗溶接後の板組５を示す平面図である。図４は、図３のＡ－Ａ線断面図である。
　まず、評価対象である亜鉛めっき鋼板から、試験片４を切り出す。試験片４は、圧延直角方向（ＴＤ）を長手方向、圧延方向を短手方向として、そのサイズは、長手方向の長さＬ：１５０ｍｍ、短手方向の長さである幅Ｗ：５０ｍｍ、板厚ｔ：１．６ｍｍである。
　同様にして、別の亜鉛めっき鋼板から、同サイズの相手方試験片３を切り出す。
　試験片４の評価対象面（亜鉛めっき層の表面）と、相手方試験片３の亜鉛めっき層とを接触させて、板組５を得る。
　板組５を、鋼板である一対のスペーサー６（長手方向の長さ：５０ｍｍ、短手方向の長さ：４５ｍｍ、厚さｔＳ：２．０ｍｍ）を介して、固定台７に固定する。スペーサー６は、その長手方向端面が、板組５の短手方向両端面と合うように配置する。このため、一対のスペーサー６どうしの距離Ｄは、６０ｍｍである。固定台７は、中央部に穴７ａが空いた一枚板である。
　次いで、サーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて、板組５を、一対の電極８（先端径：６ｍｍ）で加圧しつつ、板組５をたわませた状態で、抵抗溶接を実施する。
　より詳細には、所定の条件（加圧力、ホールドタイムおよび溶接時間）下で、所定のナゲット径ｄとなる溶接電流で抵抗溶接を実施して、ナゲット９を含む溶接部を形成する。
　ホールドタイムとは、溶接電流を流し終わってから、電極８を開放し始めるまでの時間を指す。
　ナゲット径ｄは、板組５の長手方向における、ナゲット９の端部どうしの距離である。
　抵抗溶接に際して、一対の電極８は、鉛直方向の上下から板組５を加圧する。
　下側の電極８ａは、固定台７の穴７ａを介して、試験片４を加圧する。加圧に際しては、下側の電極８ａが、スペーサー６と固定台７とが接する面を延長した仮想的な平面Ｓと接する位置で、下側の電極８ａと固定台７とを固定する。上側の電極８ｂは、相手方試験片３の中央部と接触可能な位置で、可動にする。
　抵抗溶接は、板組５を水平方向に対して板組５の長手方向側に５°傾けた状態（すなわち、水平方向に対する角度θを５°にした状態）で実施する。
　抵抗溶接後の板組５を、ナゲット９を含む溶接部の中心を含むように、図３のＡ－Ａ線に沿って切断する。溶接部の断面を、光学顕微鏡（２００倍）を用いて観察し、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を評価する。
　なお、図４には、試験片４に発生したき裂１０を模式的に示している。
　相手方試験片３に割れが発生した場合、試験片４の応力が分散し、適切な評価が得られない。このため、相手方試験片３に割れが発生していないデータを採用する。
［高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法］
　次に、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法（以下、便宜的に、「本発明の製造方法」ともいう）を説明する。本発明の製造方法は、上述した本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を製造する方法でもある。
　以下に示す鋼スラブ、鋼板（熱延鋼板、冷延鋼板）などを加熱または冷却する際の温度は、特に説明が無い限り、それらの表面温度を意味する。
　鋼スラブ（鋼素材）の溶製方法は、特に限定されず、転炉、電気炉などの公知の溶製方法を採用できる。溶製後、連続鋳造法により鋼スラブを得ることが好ましい。もっとも、造塊－分塊圧延法、薄スラブ連鋳法などのその他の公知の鋳造方法を用いて鋼スラブを得てもよい。
　本発明の製造方法においては、まず、上述した成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延する。これにより、熱延鋼板を得る。
　熱間圧延するに際して、加熱炉で鋼スラブを再加熱した後に圧延してもよい。鋼スラブが所定温度以上の温度を保持している場合には、鋼スラブを加熱することなく直送圧延してもよい。
 〈熱間圧延〉
　熱間圧延においては、鋼スラブに、粗圧延および仕上げ圧延を施す。
　粗圧延前に、鋼スラブを加熱して、鋼スラブ中の炭化物を溶解させることが好ましい。
　炭化物を溶解させたり、圧延荷重の増大を防止したりする観点から、鋼スラブを加熱する際の温度（鋼スラブ加熱温度）は、１１００℃以上が好ましく、１１５０℃以上がより好ましい。
　一方、スケールロスの増大を防止する観点から、鋼スラブ加熱温度は、１３００℃以下が好ましく、１２８０℃以下がより好ましい。
　上述したように、粗圧延前の鋼スラブが所定温度以上の温度を保持しており、鋼スラブ中の炭化物が溶解している場合には、粗圧延前の鋼スラブの加熱は省略できる。
　粗圧延および仕上げ圧延の条件については、特に限定されないが、例えば、仕上げ圧延終了温度は、７００～１１００℃が好ましく、８００～１０００℃がより好ましい。
 《巻取温度：３５０～７００℃》
　次に、鋼スラブの熱間圧延によって得られた熱延鋼板を巻き取りする。
　熱延鋼板が巻き取りされる際の温度（巻取温度）が低すぎると、炭素濃度が高い硬質なマルテンサイトが生成するため、熱処理後に粗大なフレッシュマルテンサイトが増える。また、マルテンサイトを主体とする硬質な熱延鋼板に冷延圧延を施すと、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
　このため、巻取温度は、３５０℃以上であり、４００℃以上が好ましく、４５０℃以上がより好ましい。
　一方、巻取温度が高すぎると、熱延鋼板のミクロ組織にフェライトおよびパーライトが過剰に生成し、熱処理中におけるオーステナイトの核生成サイトが減少する（つまり、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が減少する）ため、熱処理後に所望の強度を確保することが困難となる。
　このため、巻取温度は、７００℃以下であり、６５０℃以下が好ましく、６００℃以下がより好ましい。
 〈冷間圧延〉
　次に、巻き取りされた熱延鋼板に冷間圧延を施して、冷延鋼板を得る。
　冷間圧延の圧延率は、３０％以上が好ましく、３５％以上がより好ましい。上限は、特に限定されず、例えば、７０％以下であり、６５％以下が好ましい。
 〈金属めっき処理〉
　冷間圧延によって得られた冷延鋼板に対して、後述する第１熱処理を施す前に、金属めっき処理を施してもよい。これにより、冷延鋼板の少なくとも片面に、上述した金属めっき層が形成される。
　形成される金属めっき層としては、上述したＦｅ系めっき層が好ましい。
　金属めっき処理としては、特に限定されないが、製造性の観点から、電気めっき処理が好ましい。電気めっき処理に用いる金属めっき浴としては、硫酸浴、塩酸浴、両者を混合した浴などが挙げられる。電気めっき処理を実施する場合、形成される金属めっき層の付着量は、通電時間などによって調整できる。
　金属めっき処理によって、Ｆｅ系めっき層を形成する場合、Ｆｅ系めっき浴を用いる。
　Ｆｅ系めっき浴は、例えば、Ｆｅ、ならびに、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、ＶおよびＣｏからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する。これらの元素の含有量は、形成するＦｅ系めっき層の成分組成に応じて、適宜調整される。
　Ｆｅ系めっき浴中、金属元素は、金属イオンとして含有すればよく、非金属元素は、ホウ酸、リン酸、硝酸、有機酸などの一部として含有できる。
　Ｆｅ系めっき浴として、硫酸鉄めっき浴を用いる場合、硫酸ナトリウム、硫酸カリウムなどの導電助剤；キレート剤；ｐＨ緩衝剤；等を更に含有してもよい。
　金属めっき処理を施す前の冷延鋼板に対して、冷延鋼板の表面を清浄化するために、脱脂および水洗を実施してもよい。更に、冷延鋼板の表面を活性化するために、酸洗および水洗を施してもよい。
　脱脂および水洗の方法は、特に限定されず、従来公知の方法を採用できる。
　酸洗には、硫酸、塩酸、硝酸、および、これらの混合物などの各種の酸液を使用でき、なかでも、硫酸、塩酸、または、これらの混合物が好ましい。酸液の濃度は、特に限定されないが、酸化皮膜の除去能力、過酸洗による肌荒れ（表面欠陥）防止などを考慮すると、１～２０質量％が好ましい。酸液には、消泡剤、酸洗促進剤、酸洗抑制剤などを添加してもよい。
　次に、冷間圧延によって得られた冷延鋼板（または、金属めっき処理が施された冷延鋼板）に対して、以下に説明する第１熱処理、亜鉛めっき処理および第２熱処理を、この順で施す。
 〈第１熱処理〉
　第１熱処理では、冷延鋼板を、後述する加熱温度Ｔ３で加熱し、その後、後述する冷却停止温度Ｔ４まで冷却する。この冷却は、後述する平均冷却速度ｖ１での冷却を含む。
 《加熱温度Ｔ３：７５０～９５０℃》
　加熱温度Ｔ３が低すぎる場合、フェライトおよびオーステナイトの２相域での加熱になるため、最終的なミクロ組織がフェライトを含有し、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が低下するため、所望の引張強さの確保が困難となる。このため、加熱温度Ｔ３は、７５０℃以上であり、８００℃以上が好ましく、８３０℃以上がより好ましい。
　一方、加熱温度Ｔ３が高すぎると、水素分圧の増加により、鋼中に侵入する水素量が増加するため、鋼中拡散性水素量が高くなる。このため、加熱温度は、９５０℃以下であり、９３０℃以下が好ましく、９００℃以下がより好ましい。
　加熱温度Ｔ３で冷延鋼板を保持する時間（加熱時間）は、特に限定されず、例えば、１０～５００秒であり、５０～３００秒が好ましく、８０～２００秒がより好ましい。
 《露点：－３０℃超》
　冷延鋼板を加熱温度Ｔ３で加熱する際の雰囲気の露点を、－３０℃超にしてもよい。
　これにより、冷延鋼板の脱炭反応が促進され、冷延鋼板の最表層のＣ濃度を低減できる。すなわち、上述した脱炭層を形成できる。この場合、最終的に得られる亜鉛めっき鋼板は、スポット溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が優れる。
　形成される脱炭層の厚さが増して、スポット溶接部における耐抵抗溶接割れ特性がより優れるという理由から、露点は、－２０℃以上が好ましく、－５℃以上がより好ましい。
　露点の上限は、特に限定されない。もっとも、冷延鋼板の表面の酸化を抑制し、後述する亜鉛めっき処理によって形成される亜鉛めっき層の密着性を良好にする観点からは、露点は、４０℃以下が好ましく、３０℃以下がより好ましく、２０℃以下が更に好ましい。
 《平均冷却速度ｖ１：１０℃／ｓ以上》
　次に、加熱温度Ｔ３で加熱された冷延鋼板を、後述する冷却停止温度Ｔ４まで冷却する。ここで、加熱温度Ｔ３から５５０℃までの平均冷却速度をｖ１とする。
　平均冷却速度ｖ１が低すぎると、冷却中にフェライト変態が起きて、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が低下するため、所望する引張強さの確保が困難となる。このため、平均冷却速度ｖ１は、１０℃／ｓ以上であり、１１℃／ｓ以上が好ましく、１３℃／ｓ以上がより好ましい。
　平均冷却速度ｖ１の上限は、特に限定されず、例えば、４５℃／ｓであり、３０℃／ｓが好ましい。
 《冷却停止温度Ｔ４：３５０～５５０℃》
　冷却停止温度Ｔ４が低すぎると、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が高くなりすぎて、残留オーステナイトの面積率が低下し、鋼板（冷延鋼板）の延性が低下して、成形性が低下する。このため、冷却停止温度Ｔ４は、３５０℃以上であり、３７０℃以上が好ましく、３９０℃以上がより好ましい。
　一方、冷却停止温度Ｔ４が高すぎると、パーライトが生成して、残留オーステナイトの面積率が低下し、鋼板（冷延鋼板）の延性が低下し、成形性が低下する。このため、冷却停止温度Ｔ４は、５５０℃以下であり、５３０℃以下が好ましく、５１０℃以下がより好ましい。
 〈亜鉛めっき処理〉
　次に、第１熱処理が施された冷延鋼板（以下、単に「冷延鋼板」ともいう）に、亜鉛めっき処理を施すことにより、その表面に、亜鉛めっき層を形成する。
　亜鉛めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理が好ましい。
　亜鉛めっき処理を実施するに際しては、熱処理（第１熱処理および第２熱処理）と亜鉛めっき処理とを連続実施できるように構成された装置を用いてもよい。
　以下、亜鉛めっき処理の好適条件を説明する。
　ただし、本発明の製造方法においては、後述する保持時間ｔ１および保持時間ｔ２が後述する条件を満たすことを要する。
　溶融亜鉛めっき処理を実施する場合、例えば、冷延鋼板を、浴温が４４０～５００℃である亜鉛浴中に浸漬させる。その後、ガスワイピング等によって、亜鉛めっき層（溶融亜鉛めっき層）の付着量を調整することが好ましい。
　亜鉛浴としては、Ａｌ含有量が０．１０～０．２３質量％であり、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する亜鉛浴が好ましい。
　合金化溶融亜鉛めっき処理を実施する場合、合金化温度が低すぎると、Ｚｎ－Ｆｅ合金化速度が過度に遅くなり、合金化が著しく困難になる場合がある。一方、合金化温度が高すぎると、未変態オーステナイトがパーライトに変態し、引張強さおよび延性が低下する場合がある。このため、合金化温度は、４５０～６００℃が好ましく、４７０～５５０℃がより好ましく、４７０～５３０℃が更に好ましい。
　溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）における亜鉛めっき層の付着量は、片面あたり２０～８０ｇ／ｍ２が好ましい。
 〈第２熱処理〉
　第２熱処理では、亜鉛めっき処理が施された冷延鋼板（以下、単に「冷延鋼板」ともいう）を、後述する冷却停止温度Ｔ５まで冷却した後、後述する再加熱温度Ｔ６まで再加熱し、その後、少なくとも５０℃まで冷却する。この冷却（以下、「再冷却」ともいう）は、後述する平均冷却速度ｖ２での冷却を含む。
 《冷却停止温度Ｔ５：５０～３５０℃》
　冷却停止温度Ｔ５が低すぎると、残留オーステナイトの面積率が低下して、鋼板（冷延鋼板）の延性が低下し、成形性が低下する。このため、冷却停止温度Ｔ５は、５０℃以上であり、１００℃以上が好ましく、１２０℃以上がより好ましい。
　一方、冷却停止温度Ｔ５が高すぎると、直径が２．０μｍ以下のフレッシュマルテンサイトの面積率が高くなりすぎる。このため、冷却停止温度Ｔ５は、３５０℃以下が好ましく、３００℃以下がより好ましい。
　なお、冷延鋼板を、冷却停止温度Ｔ５まで冷却したならば、冷却停止温度Ｔ５にて保持することなく、直ちに、後述する再加熱温度Ｔ６まで昇温してもよい。または、冷却停止温度Ｔ５にて一定時間保持してから、後述する再加熱温度Ｔ６まで昇温してもよい。
 《再加熱温度Ｔ６：冷却停止温度Ｔ５超かつ３００～５００℃》
　再加熱温度Ｔ６は、冷却停止温度Ｔ５を超え、かつ、３００～５００℃の範囲内の温度である。これにより、冷却停止温度Ｔ５まで冷却した際に生成するマルテンサイトから、未変態オーステナイトへの炭素の分配が促進されて、残留オーステナイトについて、所望の面積率が得られる。
 《平均冷却速度ｖ２：ｖ２≦３．８［Ｃ］＋２．４［Ｍｎ］＋１．２［Ｓｉ］》
　再加熱温度Ｔ６から少なくとも５０℃までの冷却（再冷却）において、（Ｍｓ点－２００）℃から５０℃まで下記式（１）を満たす平均冷却速度をｖ２とする。
　本発明の製造方法においては、平均冷却速度ｖ２が、下記式（１）を満たす。
　ｖ２≦３．８［Ｃ］＋２．４［Ｍｎ］＋１．２［Ｓｉ］・・・（１）
　上記式（１）中の［Ｃ］、［Ｍｎ］および［Ｓｉ］は、それぞれ、上述した成分組成（本発明の成分組成）におけるＣ、ＭｎおよびＳｉの含有量（単位：質量％）である。
　平均冷却速度ｖ２が上記式（１）を満たすことにより、再冷却中に生成するマルテンサイトが自己焼き戻しされ、マルテンサイト中に微細な炭化物が生成する。その結果、最終的に得られるミクロ組織において、直径が２．０μｍ以下のフレッシュマルテンサイトの面積率を低くできる。
　平均冷却速度ｖ２の下限は、特に限定されず、例えば、１℃／ｓであり、２℃／ｓが好ましい。
　なお、Ｍｓ点（単位：℃）は、下記式（３）より求める。
Ｍｓ＝５５０－３５０×［Ｃ］－４０×［Ｍｎ］－３５×［Ｖ］－２０×［Ｃｒ］－１７×［Ｎｉ］－１０×［Ｃｕ］－１０×［Ｍｏ］－５×［Ｗ］＋１５×［Ｃｏ］＋３０×［Ａｌ］・・・（３）
　上記式（３）中、［Ｘ］は、上述した成分組成（本発明の成分組成）における元素Ｘの含有量（単位：質量％）である。
 〈保持時間ｔ１と保持時間ｔ２との関係：１．１≦３ｔ１／ｔ２≦６．５〉
　図１は、上述した第１熱処理、亜鉛めっき処理および第２熱処理の一例を示すチャート図である。図１においては、上述した加熱温度Ｔ３、冷却停止温度Ｔ４、冷却停止温度Ｔ５および再加熱温度Ｔ６が示されている。
　更に、図１においては、３００℃以上４５０℃未満の温度域Ｔ１と、４５０℃以上６００℃以下の温度域Ｔ２とが図示されている。
　ここで、温度域Ｔ１での冷延鋼板の保持時間（滞留時間）をｔ１とする。保持時間ｔ１は、図１中、右上から左下に向かう斜線のハッチングで示されている。
　また、温度域Ｔ２での冷延鋼板の保持時間（滞留時間）をｔ２とする。保持時間ｔ２は、図１中、左上から右下に向かう斜線のハッチングで示されている。
　本発明の製造方法では、保持時間ｔ１と保持時間ｔ２とが、下記式（２）を満たす。
　１．１≦３ｔ１／ｔ２≦６．５　　　　　　　　　　　・・・（２）
　３ｔ１／ｔ２の値を一定値以上にすることで、ベイナイト変態が進み、残留オーステナイト中における炭素の濃縮が進み、安定性が良いアスペクト比が小さい残留オーステナイト量が増える。すなわち、アスペクト比が５．５以上の残留オーステナイトの面積率を低くできる。
　具体的には、３ｔ１／ｔ２の値は、１．１以上であり、１．３以上が好ましく、１．５以上がより好ましい。
　一方、３ｔ１／ｔ２の値が高すぎると、ベイナイト変態が進み過ぎて、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が高くなりすぎる。
　このため、３ｔ１／ｔ２の値は、６．５以下であり、６．３以下が好ましく、６．１以下がより好ましい。
　温度域Ｔ１での保持時間ｔ１は、３ｔ１／ｔ２の値が上記式（２）を満たす限り、特に限定されないが、例えば、１０～１１０秒であり、２０～１００秒が好ましく、３０～９０秒がより好ましい。
　温度域Ｔ２での保持時間ｔ２も、３ｔ１／ｔ２の値が上記式（２）を満たす限り、特に限定されないが、例えば、１０～１００秒であり、２０～９０秒が好ましく、３０～８０秒がより好ましい。
　上述した第１熱処理、亜鉛めっき処理および第２熱処理において、冷延鋼板を各温度（冷却停止温度Ｔ４、再加熱温度Ｔ６など）で保持する時間は、３ｔ１／ｔ２の値が上記式（２）を満たす限り、特に限定されない。
　上述した本発明の製造方法において、例えば、加熱温度や再加熱温度などの保持温度は、上述した温度範囲内であれば、一定でなくてもよい。冷却速度については、上述した速度範囲内であれば、冷却中に変化してもよい。上述した温度範囲などの条件を満たす限り、いかなる設備で熱処理が実施されてもよい。
［部材およびその製造方法］
　次に、上述した本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を用いてなる部材（以下、「本発明の部材」ともいう）を説明する。
　本発明の部材は、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施すことにより得られる。
　成形加工としては、特に限定されず、例えば、プレス加工などの一般的な成形加工が挙げられる。
　接合加工としては、特に限定されず、例えば、スポット溶接、レーザー溶接、アーク溶接などの溶接；リベット接合；かしめ接合；等が挙げられる。
　成形加工および接合加工の条件については、特に限定されず、常法に従えばよい。
　以下に、実施例を挙げて本発明を具体的に説明する。ただし、本発明は、以下に説明する実施例に限定されない。
［試験例１］
 〈亜鉛めっき鋼板の製造〉
　下記表１～表２に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によって鋼スラブを得た。なお、下記表２は、下記表１の続きであり、下記表１～表２中の下線は、本発明の範囲外を意味する（他の表についても同様）。
　得られた鋼スラブを下記表３に示す条件で熱間圧延して、熱延鋼板を得た。具体的には、鋼スラブを１２５０℃に加熱して、粗圧延した。次いで、仕上げ圧延終了温度９００℃で仕上げ圧延を施し、下記表３に示す巻取温度で巻き取りした。
　巻き取りされた熱延鋼板を、下記表３に示す圧延率で冷間圧延することにより、冷延鋼板を得た。
　得られた冷延鋼板に対して、下記表３に示す条件で、第１熱処理、亜鉛めっき処理および第２熱処理を実施した。
　なお、いずれの例においても、加熱温度Ｔ３では、露点が－３０℃以上の雰囲気下で冷延鋼板を１００秒保持した。
　また、いずれの例においても、冷延鋼板は、冷却停止温度Ｔ５まで冷却した後、冷却停止温度Ｔ５にて保持することなく、直ちに再加熱温度Ｔ６まで昇温した。
　亜鉛めっき処理では、第１熱処理後の冷延鋼板の両面に対して、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施して、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）または合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。
　溶融亜鉛めっき浴として、ＧＩを製造する場合は、Ａｌ：０．２０質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる亜鉛浴を使用し、ＧＡを製造する場合は、Ａｌ：０．１４質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる亜鉛浴を使用した。
　浴温は、ＧＩおよびＧＡのいずれを製造する場合においても、４７０℃とした。
　亜鉛めっき層の付着量は、ＧＩを製造する場合は、片面あたり４５～７２ｇ／ｍ２とし、ＧＡを製造する場合は、片面あたり４５ｇ／ｍ２とした。
　ＧＡを製造する場合、合金化温度は、５３０℃とした。
　ＧＩの亜鉛めっき層の組成は、Ｆｅ：０．１～１．０質量％、Ａｌ：０．２～１．０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成であった。ＧＡの亜鉛めっき層の組成は、Ｆｅ：７～１５質量％、Ａｌ：０．１～１．０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成であった。
　以下、第２熱処理後の亜鉛めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）または合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ））を、単に「亜鉛めっき鋼板」ともいう。
 〈ミクロ組織の観察〉
　得られた亜鉛めっき鋼板について、以下のようにして、鋼板のミクロ組織を観察した。結果を下記表４に示す。
 《焼戻しマルテンサイト、ベイナイトおよびフレッシュマルテンサイトの面積率》
　得られた亜鉛めっき鋼板について、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）が観察面となるように、研磨した。観察面を、１体積％ナイタールを用いて腐食させてから、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて３０００倍に拡大して観察した。鋼板の表面から板厚の１／４に相当する位置のＬ断面について、１０視野分を観察し、ＳＥＭ画像を取得した。
　取得したＳＥＭ画像について、各組織の面積率を求め、１０視野の平均面積率を、各組織の面積率とした。ＳＥＭ画像の解析には、解析ソフトとして、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いた。
　各視野のＳＥＭ画像において、暗灰色の部分を、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトと判定し、両者の合計面積率（単位：％）を求めた。
　同様に、各視野のＳＥＭ画像において、白または明灰色の部分を、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトと判定した。
　そこから、面心立方構造（ｆｃｃ）を有する残留オーステナイトを除いた。具体的には、同じ視野のＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）のデータを取得し、このデータに基づいてｆｃｃ組織を除き、残りの組織を、フレッシュマルテンサイトと判定した。
　その後、ＳＥＭ画像において、フレッシュマルテンサイトと判定した各組織の面積を求めた。求めた面積から、各フレッシュマルテンサイトの円相当直径を求め、これを、各フレッシュマルテンサイトの直径とした。このようにして、直径が２．０μｍ以下のフレッシュマルテンサイトの面積率（単位：％）を求めた。
 《残留オーステナイトの面積率》
　観察面（板厚の１／４に相当する位置のＬ断面）を、Ｘ線回折法により観察した。入射Ｘ線としては、ＣｏのＫα線源を用いた。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た。求めた９つの比を平均化して求めた値を、残留オーステナイトの体積率とした。
　求めた体積率を、残留オーステナイトの面積率（単位：％）とみなした。
 《アスペクト比が５．５以上の残留オーステナイトの面積率》
　観察面（板厚の１／４に相当する位置のＬ断面）について、ＥＢＳＤのデータ（フェーズマップデータ）を取得して、ｆｃｃ組織を特定し、これを、残留オーステナイトの粒子とした。観察面における３０μｍ×３０μｍの領域を１視野とし、互いに５０μｍ以上離れた１０視野について、データを取得した。
　残留オーステナイトの各粒子において、最長の粒子長さを長軸長さａとし、これに垂直な方向で最も粒子を長く横切るときの粒子長さを短軸長さｂとし、ａ／ｂをアスペクト比とした。複数の粒子が互いに接している場合は、およそ均等に分割し、個々の粒子とみなした。
　アスペクト比（ａ／ｂ）が５．５以上である残留オーステナイトの面積を求め、同じ視野の残留オーステナイト全体の面積に対する割合を求めた。求めた割合の１０視野の平均値を、各鋼板における、残留オーステナイト全体に対するアスペクト比が５．５以上の残留オーステナイトの面積率（単位：％）とした。
 〈評価〉
　得られた亜鉛めっき鋼板を、以下の方法により評価した。結果を下記表４に示す。
 《引張試験》
　得られた亜鉛めっき鋼板から、圧延方向と９０°の方向を長手方向（引張方向）とするＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験を５回実施して、５回の平均値から、引張強さ（ＴＳ）および突合せ伸び（ＥＬ）を求めた。ＴＳが１３２０ＭＰａ以上であれば、高強度であると評価できる。ＥＬが１０．０％以上であれば、成形性に優れると評価できる。
 《穴広げ試験》
　得られた亜鉛めっき鋼板について、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に準拠して、穴広げ試験を実施した。
　具体的には、まず、得られた亜鉛めっき鋼板を剪断して、１００ｍｍ×１００ｍｍのサイズの試験片を採取した。採取した試験片に、クリアランス１２．５％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。その後、内径７５ｍｍのダイスを用いて、しわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、頂角６０°の円錐ポンチを穴に押し込み、亀裂発生限界における穴径Ｄｆ（単位：ｍｍ）を測定した。初期の穴径をＤ０（単位：ｍｍ）として、下記式から、穴広げ率λ（単位：％）を求めた。λが２０％以上であれば、成形性に優れると評価できる。
　λ＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
 《鋼板の鋼中拡散性水素量の測定》
　得られた亜鉛めっき鋼板から、ルータ（精密グラインダ）を使用して亜鉛めっき層を除去した後、長さ３０ｍｍ、幅５ｍｍの試験片を採取した。採取した試験片について、昇温脱離分析法により、鋼板の鋼中拡散性水素量を測定した。昇温速度は、２００℃／ｈｒとした。室温（２５℃）から２１０℃未満の温度域で検出された水素量の累積値を、鋼中拡散性水素量（単位：質量ｐｐｍ）とした。鋼板の鋼中拡散性水素量は０．６０質量ｐｐｍ以下が好ましい。
 《スポット溶接部の疲労試験》
　得られた亜鉛めっき鋼板を用いて、ＪＩＳ Ｚ ３１３８に基づいて、スポット溶接部を有する十字引張試験片を作製し、疲労試験を実施した。
　まず、電極：ＤＲ６ｍｍ－４０Ｒ、加圧力：４８０２Ｎ（４９０ｋｇｆ）、通電時間：１７ｃｙｃｌｅｓの条件でスポット溶接を実施し、ナゲット径が６．５ｍｍになるように電流値を調整して、十字引張試験片を作製した。
　最小最大荷重比０．０５、周波数２０Ｈｚ、繰り返し数１０７回の条件で、荷重を負荷し、その後、５ｍｍ／ｍｉｎの引張速度で十字引張試験を実施した。試験片の剥離が生じなかった最大の十字引張強さから、スポット溶接部の疲労強度を評価した。
　具体的には、十字引張強さが２５０Ｎ以上であった場合は「Ａ」、１８０Ｎ以上２５０Ｎ未満であった場合は「Ｂ」、１８０Ｎ未満であった場合は「Ｃ」を下記表４に記載した。「Ａ」または「Ｂ」であれば、スポット溶接部の疲労強度に優れると評価できる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
 〈評価結果まとめ〉
　上記表１～表４に示すように、Ｎｏ．１～３、５～６、９、１４～１６、１９、２７および３２～４１の亜鉛めっき鋼板は、いずれも、引張強さが１３２０ＭＰａ以上であり、かつ、成形性およびスポット溶接部の疲労強度にも優れていた。
　これに対して、Ｎｏ．４、７～８、１０～１３、１７～１８、２０～２６および２８～３１の亜鉛めっき鋼板は、引張強さ、成形性およびスポット溶接部の疲労強度の少なくともいずれかが不十分であった。
　更に、Ｎｏ．１～３、５～６、９、１４～１６、１９、２７および３２～４１の亜鉛めっき鋼板に対して、成形加工または接合加工を施して、部材を得た。
　得られた部材は、いずれも、引張強さが１３２０ＭＰａ以上であり、かつ、成形性およびスポット溶接部の疲労強度にも優れていた。
［試験例２］
 〈亜鉛めっき鋼板の製造〉
　下記表５に示す鋼記号の鋼スラブ（上記表１～表２を参照）を、下記表５に示す条件で熱間圧延して、熱延鋼板を得た。具体的には、鋼スラブを１２５０℃に加熱して、粗圧延した。次いで、仕上げ圧延終了温度９００℃で仕上げ圧延を施し、下記表５に示す巻取温度で巻き取りした。
　巻き取りされた熱延鋼板を、下記表５に示す圧延率で冷間圧延することにより、冷延鋼板を得た。
　一部の例においては、得られた冷延鋼板に対して、後述する第１熱処理を実施する前に、Ｆｅ系めっき浴を用いて、電気めっき処理を施して、Ｆｅ系めっき層を形成した。
　電気めっき処理を実施した場合は「有り」を、電気めっき処理を実施しなかった場合は「－」を下記表５に記載した。形成したＦｅ系めっき層の付着量は、下記表６に示す。
　なお、電気めっき処理を実施する前に、アルカリを用いて冷延鋼板の表面を脱脂した。
　Ｆｅ系めっき浴としては、１．５ｍｏｌ／ＬのＦｅ２＋イオンを含有する硫酸浴（浴温：５０℃、ｐＨ：２．０）を用いた。
　Ｆｅ系めっき浴中で、冷延鋼板を陰極とし、酸化イリジウム電極を陽極として、４５Ａ／ｄｍ２の電流密度で、電解処理を実施した。Ｆｅ系めっき層の付着量は、通電時間を調整することによって制御した。
　得られた冷延鋼板（または、電気めっき処理が施された冷延鋼板）に対して、下記表５に示す条件で、第１熱処理、亜鉛めっき処理および第２熱処理を実施した。
　なお、いずれの例においても、加熱温度Ｔ３では、下記表５に示す露点の雰囲気下で冷延鋼板を１００秒保持した。
　また、いずれの例においても、冷延鋼板は、冷却停止温度Ｔ５まで冷却した後、冷却停止温度Ｔ５にて保持することなく、直ちに再加熱温度Ｔ６まで昇温した。
　亜鉛めっき処理では、第１熱処理後の冷延鋼板の両面に対して、合金化溶融亜鉛めっき処理を施して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。
　溶融亜鉛めっき浴として、Ａｌ：０．１４質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる亜鉛浴（浴温：４７０℃）を使用した。
　亜鉛めっき層の付着量は、片面あたり４５ｇ／ｍ２とした。合金化温度は、５３０℃とした。
　ＧＡの亜鉛めっき層の組成は、Ｆｅ：７～１５質量％、Ａｌ：０．１～１．０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成であった。
　以下、第２熱処理後の亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ））を、単に「亜鉛めっき鋼板」ともいう。
 〈ミクロ組織の観察〉
　得られた亜鉛めっき鋼板について、上記［試験例１］と同様にして、鋼板のミクロ組織を観察した。結果を下記表６に示す。
 〈脱炭層の厚さの測定〉
　得られた亜鉛めっき鋼板について、上述した方法に従って、脱炭層の厚さを測定した。結果を下記表６に示す。
 〈評価〉
　得られた亜鉛めっき鋼板について、上記［試験例１］と同様に引張試験および穴広げ試験を実施して、ＴＳ、ＥＬおよびλを求めた。
　更に、上記［試験例１］と同様にして、鋼板の鋼中拡散水素量を求めた。このとき、亜鉛めっき層がＦｅ系めっき層を有する場合は、亜鉛めっき層だけでなく、Ｆｅ系めっき層も除去してから、鋼板の鋼中拡散水素量を測定した。
　更に、上記［試験例１］と同様にして、疲労試験を実施して、スポット溶接部の疲労強度を評価した。
　いずれも結果を下記表６に示す。
 《スポット溶接部における耐抵抗溶接割れ特性》
　得られた亜鉛めっき鋼板から試験片を切り出して、図２～図４に基づいて説明した試験方法に従って、スポット溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を評価した。
　相手方試験片は、引張強さが９８０ＭＰａ級であり、かつ、亜鉛めっき層の付着量が５０ｇ／ｍ２である試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板（板厚ｔ：１．６ｍｍ）から切り出した。
　角度θを５°にした状態で、試験片と相手側試験片との板組に対して、加圧力：３．５ｋＮ、ホールドタイム：０．１２秒、０．１８秒または０．２４秒、および、ナゲット径ｄが５．９ｍｍになる溶接電流および溶接時間の条件で、抵抗溶接を実施して、溶接部を形成した。
　溶接部の断面を観察し、下記基準で、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を評価した。
　Ａ＋、ＡまたはＢであれば、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れると判断した。結果を下記表６に示す。
　Ａ＋：ホールドタイム０．１２秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められなかった。
　Ａ：ホールドタイム０．１２秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められたが、ホールドタイム０．１８秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められなかった。
　Ｂ：ホールドタイム０．１８秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められたが、ホールドタイム０．２４秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められなかった。
　Ｃ：ホールドタイム０．２４秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
 〈評価結果まとめ〉
　上記表５～表６に示すように、Ｎｏ．１、１５および４２～４６の亜鉛めっき鋼板は、いずれも、引張強さが１３２０ＭＰａ以上であり、かつ、成形性およびスポット溶接部の疲労強度にも優れていた。
　更に、Ｎｏ．１、１５および４２～４６の亜鉛めっき鋼板に対して、成形加工または接合加工を施して、部材を得た。
　得られた部材は、いずれも、引張強さが１３２０ＭＰａ以上であり、かつ、成形性およびスポット溶接部の疲労強度にも優れていた。
　次に、鋼記号Ａを用いたＮｏ．１および４２～４５を対比する。
　脱炭層およびＦｅ系めっき層を有さないＮｏ．１よりも、脱炭層を有する（ただし、Ｆｅ系めっき層を有さない）Ｎｏ．４２～４３の方が、耐抵抗溶接割れ特性が優れていた。
　また、脱炭層およびＦｅ系めっき層の両方を有するＮｏ．４５は、Ｎｏ．４２～４３よりも、更に、耐抵抗溶接割れ特性が優れていた。
　なお、Ｎｏ．４４は、脱炭層およびＦｅ系めっき層の両方を有するが、脱炭層の厚さが小さいため、耐抵抗溶接割れ特性は、Ｎｏ．４２～４３と同等であったと推測される。
　次に、鋼記号Ｅを用いたＮｏ．１５および４６を対比する。
　脱炭層およびＦｅ系めっき層を有さないＮｏ．１５よりも、脱炭層およびＦｅ系めっき層の両方を有するＮｏ．４６の方が、耐抵抗溶接割れ特性が優れていた。
　Ｎｏ．１および４２～４６の亜鉛めっき鋼板に成形加工または接合加工を施して得られた部材は、耐抵抗溶接割れ特性が優れていた。
 

Claims (15)

  1. 　鋼板および亜鉛めっき層を有し、引張強さが１３２０ＭＰａ以上である、高強度亜鉛めっき鋼板であって、
    　前記鋼板が、
    　質量％で、
    　Ｃ：０．１５０～０．４５０％、
    　Ｓｉ：０．８０～３．００％、
    　Ｍｎ：２．００～４．００％、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ｓ：０．０２００％以下、
    　Ａｌ：０．１００％以下、
    　Ｏ：０．０１００％以下、および、
    　Ｎ：０．０１００％以下を含有し、
    　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、ミクロ組織と、を有し、
    　鋼中拡散性水素量が、０．６０質量ｐｐｍ以下であり、
    　前記ミクロ組織において、
    　焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が、６０～９５％であり、
    　残留オーステナイトの面積率が、５～３０％であり、
    　前記残留オーステナイト全体に対するアスペクト比が５．５以上の前記残留オーステナイトの面積率が、５０％以下であり、
    　直径が２．０μｍ以下のフレッシュマルテンサイトの面積率が、２０％以下である、高強度亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記成分組成が、更に、質量％で、
    　Ｂ：０．００５０％以下、
    　Ｔｉ：０．２００％以下、
    　Ｎｂ：０．２００％以下、
    　Ｖ：０．５００％以下、
    　Ｗ：０．５００％以下、
    　Ｍｏ：１．０００％以下、
    　Ｃｒ：１．０００％以下、
    　Ｓｂ：０．２００％以下、
    　Ｓｎ：０．２００％以下、
    　Ｚｒ：０．１０００％以下、
    　Ｃｕ：１．０００％以下、
    　Ｎｉ：１．０００％以下、
    　Ｃａ：０．００５０％以下、
    　Ｍｇ：０．００５０％以下、
    　ＲＥＭ：０．００５０％以下、
    　Ｃｏ：０．３０％以下、
    　Ｔａ：０．１０％以下、
    　Ａｓ：０．１００％以下、
    　Ｐｂ：０．１００％以下、
    　Ｚｎ：０．１００％以下、
    　Ｂｉ：０．１００％以下、および、
    　Ｈｆ：０．１０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項１に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記鋼板が、脱炭層を有する、請求項１または２に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  4. 　前記鋼板の少なくとも片面側であって、かつ、前記鋼板と前記亜鉛めっき層との間に、金属めっき層を有する、請求項１～３のいずれか１項に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  5. 　前記金属めっき層の成分組成が、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる、請求項４に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  6. 　前記金属めっき層の成分組成が、更に、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、ＶおよびＣｏからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を、合計で１０質量％以下含有する、請求項５に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  7. 　溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板である、請求項１～６のいずれか１項に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  8. 　請求項１～７のいずれか１項に記載の高強度亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
  9. 　請求項１または２に記載の高強度亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、
    　請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、得られた熱延鋼板を、３５０～７００℃の巻取温度で巻き取り、
    　巻き取りされた前記熱延鋼板を冷間圧延して、冷延鋼板を得て、
    　前記冷延鋼板に、第１熱処理、亜鉛めっき処理および第２熱処理を、この順で施し、
    　前記第１熱処理では、前記冷延鋼板を、７５０～９５０℃の加熱温度Ｔ３で加熱し、前記加熱温度Ｔ３から３５０℃～５５０℃の冷却停止温度Ｔ４まで冷却し、ただし、前記加熱温度Ｔ３から５５０℃までの平均冷却速度ｖ１が１０℃／ｓ以上であり、
    　前記第２熱処理では、前記冷延鋼板を、５０～３５０℃の冷却停止温度Ｔ５まで冷却した後、前記冷却停止温度Ｔ５超かつ３００～５００℃の再加熱温度Ｔ６まで再加熱し、その後、（Ｍｓ点－２００）℃から５０℃まで下記式（１）を満たす平均冷却速度ｖ２で冷却し、
    　前記第１熱処理、前記亜鉛めっき処理および前記第２熱処理において、３００℃以上４５０℃未満の温度域Ｔ１での保持時間ｔ１と、４５０℃以上６００℃以下の温度域Ｔ２での保持時間ｔ２とが、下記式（２）を満たす、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    　ｖ２≦３．８［Ｃ］＋２．４［Ｍｎ］＋１．２［Ｓｉ］・・・（１）
    　１．１≦３ｔ１／ｔ２≦６．５　　　　　　　　　　　・・・（２）
    　ただし、前記式（１）中の［Ｃ］、［Ｍｎ］および［Ｓｉ］は、それぞれ、前記成分組成におけるＣ、ＭｎおよびＳｉの含有量であり、前記含有量の単位は質量％である。
  10. 　前記第１熱処理において、前記加熱温度Ｔ３での加熱を、露点が－３０℃超の雰囲気下で実施して、前記冷延鋼板の最表層に脱炭層を形成する、請求項９に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  11. 　前記第１熱処理の前に、前記冷延鋼板に金属めっき処理を施して、前記冷延鋼板の少なくとも片面に金属めっき層を形成する、請求項９または１０に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  12. 　前記金属めっき層の成分組成が、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる、請求項１１に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  13. 　前記金属めっき層の成分組成が、更に、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、ＶおよびＣｏからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を、合計で１０質量％以下含有する、請求項１２に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  14. 　前記亜鉛めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理である、請求項９～１３のいずれか１項に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  15. 　請求項１～７のいずれか１項に記載の高強度亜鉛めっき鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材を得る、部材の製造方法。
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