WO2023135962A1 - 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2023135962A1
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hot
dip galvanized
less
interface
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卓史 横山
千智 吉永
卓也 桑山
健悟 竹田
卓哉 光延
誠司 古迫
竜也 大渕
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日本製鉄株式会社
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    • C21—METALLURGY OF IRON
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    • 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
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    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips

Definitions

  • the present invention relates to a hot-dip galvanized steel sheet and its manufacturing method, and more particularly to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet mainly used as a steel sheet for automobiles and its manufacturing method.
  • Steel sheets used for automobile parts are required to have not only strength but also various workability such as press formability and weldability necessary for forming parts. Specifically, from the viewpoint of press formability, steel sheets are required to have excellent elongation (total elongation in a tensile test: El) and stretch flangeability (hole expansion ratio: ⁇ ).
  • TRIP steel sheets transformation induced plasticity
  • utilizing the transformation induced plasticity of retained austenite are known as means for achieving both high strength and press formability of steel.
  • Patent Documents 1 to 3 disclose high-strength TRIP steel sheets with improved elongation and hole expansion ratio by controlling the compositional fraction within a predetermined range. Further, in Patent Document 4, a volume fraction of ferrite having a predetermined chemical composition and an average crystal grain size of 2 ⁇ m or less is 15% or less, and a retained austenite having an average crystal grain size of 2 ⁇ m or less is 2 ⁇ m or less in a volume fraction.
  • martensite with an average crystal grain size of 3 ⁇ m or less is 10% or less in volume fraction
  • the balance is bainite and tempered martensite with an average crystal grain size of 6 ⁇ m or less
  • bainite and tempered martensite grains describes a high-strength steel sheet containing an average of 10 or more cementite particles having a particle size of 0.04 ⁇ m or more, and the high-strength steel sheet has a tensile strength of 1180 MPa or more, high elongation and hole expansibility, and the accompanying excellent It is described that it has excellent bending workability.
  • Patent Document 5 discloses a TRIP steel sheet with improved stretch flanging formability by limiting the area ratio of massive (low aspect ratio) retained austenite.
  • Patent Document 6 by controlling the amount of solid solution Si and the amount of solid solution Mn contained in retained austenite to be a predetermined value or more, the amount of work hardening in the initial stage of molding is large, and excellent shape freezeability and workability A high-strength TRIP steel sheet having
  • LME liquid metal embrittlement
  • Patent Document 7 discloses that such LME cracks are more likely to occur in steels containing more Si. Therefore, the document discloses a TRIP steel sheet to which Al having a similar effect is added instead of a part of Si added to obtain retained austenite in the TRIP steel. In addition, Patent Documents 8 and 9 also disclose TRIP steel sheets in which Al is added instead of part of Si.
  • Patent Document 10 discloses a method for manufacturing a hot-dip galvanized steel sheet with excellent LME crack resistance, characterized by controlling the atmosphere during heat annealing in a hot-dip galvanizing line.
  • an object of the present invention is to provide a hot-dip galvanized steel sheet that is excellent in press formability and resistance to LME cracking of spot welds, and a method for manufacturing the same.
  • the concave portion existing at the interface between the base steel sheet and the hot-dip galvanized layer (hereinafter simply referred to as the “steel plate/coating interface”) is the input during spot welding. Since Zn melted by heat tends to accumulate and becomes a stress concentration part, it is considered that it is likely to become a starting point of LME cracking. In the present invention, it is not the unevenness of the surface of the hot-dip galvanized steel sheet but the concavity of the steel sheet/plating interface that is important, and this feature is essentially different from the steel sheet roughness that is generally measured. be.
  • the maximum Al concentration of the Al-enriched layer existing at the steel sheet/plating interface is 2.0 mass% or more, a significant improvement effect is obtained.
  • a low-Si layer Si-lean layer
  • LME crack susceptibility is improved when the Si concentration is low in the area of the material steel plate.
  • Si s /Si b is 0.90 or less, a significant improvement effect is obtained.
  • a hot-dip galvanized steel sheet comprising a base steel sheet and a hot-dip galvanized layer formed on at least one surface of the base steel sheet,
  • the base material steel plate is mass%, C: 0.15 to 0.30%, Si: 0.30 to 2.50%, Mn: 1.40-3.49%, P: 0.050% or less, S: 0.0100% or less, Al: 0.001 to 1.50%, N: 0.0100% or less, O: 0.0100% or less, Cr: 0 to 1.00%, Mo: 0 to 1.00%, Cu: 0 to 1.00%, Ni: 0 to 1.00%, Co: 0 to 1.00%, W: 0 to 1.00%, Sn: 0 to 1.00%, Sb: 0 to 0.50%, Nb: 0 to 0.200%, Ti: 0 to 0.200%, V: 0 to 1.00%, B: 0 to 0.0050%, Ca: 0 to 0 to
  • the number density of recesses having a depth of more than 2 ⁇ m at the interface between the base steel sheet and the hot-dip galvanized layer is 2.0/100 ⁇ m or less per interface length, and A hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more.
  • Si s Minimum value of Si luminescence intensity in the base steel plate immediately below the interface between the base steel plate and the hot-dip galvanized layer
  • Si b Average value of Si luminescence intensity in the base steel plate
  • FIG. 4 is a diagram for explaining a method for measuring the number density of recesses having a depth of more than 2 ⁇ m at the interface between the base steel sheet and the hot-dip galvanized layer.
  • FIG. 4 is a diagram for explaining a method for measuring the maximum value of Al concentration in an Al-enriched layer present at the interface between a base steel sheet and a hot-dip galvanized layer;
  • FIG. 4 is a diagram for explaining a method for measuring the maximum value of Al concentration in an Al-enriched layer present at the interface between a base steel sheet and a hot-dip galvanized layer;
  • FIG. 3 is a diagram for explaining a method of measuring Si s /Si b in a base steel sheet immediately below the interface between the base steel sheet and the hot-dip galvanized layer;
  • C is an essential element for ensuring the strength of the steel sheet.
  • the C content is made 0.15% or more.
  • the C content may be 0.16% or more, 0.18% or more, or 0.20% or more.
  • the C content should be 0.30% or less.
  • the C content may be 0.28% or less, 0.27% or less, or 0.25% or less.
  • Si is an element that suppresses the formation of iron carbide and contributes to the improvement of strength and formability.
  • the Si content should be 0.30% or more.
  • Si content may be 0.40% or more, 0.50% or more, 0.51% or more, 0.52% or more, 0.55% or more, 0.60% or more, or 0.70% or more .
  • the Si content should be 2.50% or less.
  • the Si content is preferably lower, specifically 2.00% or less, and more preferably 1.50% or less. Especially when the Si content is limited to 1.20% or less, particularly excellent LME crack resistance can be obtained.
  • Mn manganese
  • Mn manganese
  • the Mn content is set to 1.40% or more.
  • the Mn content may be 1.50% or more, 1.70% or more, or 2.00% or more.
  • excessive addition may deteriorate workability such as press formability, weldability, and low temperature toughness. Therefore, the Mn content should be 3.49% or less.
  • the Mn content may be 3.20% or less, 3.00% or less, or 2.90% or less.
  • Phosphorus (P) is a solid-solution-strengthening element that is effective in increasing the strength of steel sheets, but excessive addition degrades weldability and toughness. Therefore, the P content is limited to 0.050% or less.
  • the P content is preferably 0.045% or less, 0.035% or less or 0.020% or less.
  • the P content may be 0%, the lower limit is preferably set to 0.001% from the viewpoint of economy, because the cost of removing P increases in order to extremely reduce the P content.
  • S sulfur
  • S is an element contained as an impurity, and forms MnS in steel to deteriorate toughness and hole expansibility. Therefore, the S content is limited to 0.0100% or less as a range in which deterioration of toughness and hole expansibility is not remarkable.
  • the S content is preferably 0.0050% or less, 0.0040% or less, or 0.0030% or less.
  • the S content may be 0%, the lower limit is preferably set to 0.0001% from the viewpoint of economy, because the desulfurization cost increases to extremely reduce the S content.
  • Al 0.001 to 1.50%
  • Al aluminum
  • the Al content may be 0.005% or more, 0.01% or more, 0.02% or more, 0.05% or more, or 0.10% or more.
  • the upper limit of the Al content is 1.50%.
  • the Al content may be 1.40% or less, 1.20% or less, or 1.00% or less.
  • Al also has the effect of increasing retained austenite by suppressing the formation of iron carbide. To obtain this effect, it is necessary to add 0.30% or more of Al.
  • the Al content may be 0.50% or more or 0.70% or more.
  • N nitrogen
  • nitrogen is an element contained as an impurity, and when the content is large, coarse nitrides are formed in the steel, which may deteriorate bendability and hole expandability. Therefore, the N content is limited to 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0080% or less, 0.0060% or less or 0.0050% or less. Although the N content may be 0%, it is preferable to set the lower limit to 0.0001% from the viewpoint of economic efficiency, because the cost of removing N increases in order to extremely reduce the N content.
  • O oxygen
  • oxygen is an element contained as an impurity, and if the content is large, it may form coarse oxides in the steel, deteriorating bendability and hole expandability. Therefore, the O content is limited to 0.0100% or less.
  • the O content is preferably 0.0080% or less, 0.0060% or less or 0.0050% or less. Although the O content may be 0%, the lower limit is preferably 0.0001% from the viewpoint of manufacturing costs.
  • the basic chemical composition of the base material steel plate according to the embodiment of the present invention and the slab used for its production are as described above. Furthermore, the base material steel plate and slab may contain the following arbitrary elements as needed. In addition, the lower limit of the content when the arbitrary element is not included is 0%.
  • Cr 0-1.00%, Mo: 0-1.00%, Cu: 0-1.00%, Ni: 0-1.00%, Co: 0-1.00%, W: 0- 1.00%, Sn: 0-1.00%, Sb: 0-0.50%, Nb: 0-0.200%, Ti: 0-0.200%, V: 0-1.00% and B: 0 to 0.0050%] Cr (chromium), Mo (molybdenum), Cu (copper), Ni (nickel), Co (cobalt), W (tungsten), Sn (tin), Sb (antimony), Nb (niobium), Ti (titanium), Both V (vanadium) and B (boron) are effective elements for increasing the strength of steel sheets.
  • the contents are Cr: 0 to 1.00%, Mo: 0 to 1.00%, Cu: 0 to 1.00%, Ni: 0 to 1.00%, Co: 0 to 1.00% , W: 0-1.00%, Sn: 0-1.00%, Sb: 0-0.50%, Nb: 0-0.200%, Ti: 0-0.200%, V: 0- 1.00% and B: 0-0.0050%.
  • Each element may be 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more.
  • the B content may be 0.0001% or more or 0.0002% or more.
  • the B content may be 0.0030% or less, 0.0010% or less, less than 0.0005%, 0.0004% or less, or 0.0003% or less.
  • Ca [Ca: 0-0.0100%, Mg: 0-0.0100%, Ce: 0-0.0150%, Zr: 0-0.0100%, La: 0-0.0150%, Hf: 0- 0.0100%, Bi: 0 to 0.0100% and REM other than Ce and La: 0 to 0.0100%]
  • Ca (calcium), Mg (magnesium), Ce (cerium), Zr (zirconium), La (lanthanum), Hf (hafnium), and REMs (rare earth elements) other than Ce and La are used to finely disperse inclusions in steel.
  • Bismuth (Bi) is an element that contributes to reducing the microsegregation of substitutional alloying elements such as Mn and Si in steel.
  • each element may be added, if necessary, because they each contribute to the improvement of the workability of the steel sheet. However, excessive addition causes deterioration of ductility. Therefore, the upper limit of its content is 0.0150% or 0.0100%. Moreover, each element may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
  • the balance other than the above elements consists of Fe and impurities.
  • Impurities are components and the like that are mixed due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ores and scraps, when the base steel sheet is industrially manufactured.
  • Ferrite has excellent ductility but is a soft structure, and it is desirable to include it as necessary.
  • the content in that case may be 1% or more, 5% or more, or 10% or more in volume %.
  • the content is 50% or less by volume, and may be 45% or less, 40% or less, or 35% or less.
  • Tempered martensite is a high-strength and tough structure, and is an essential metal structure in the embodiments of the present invention.
  • the content of tempered martensite is 1% or more by volume.
  • the tempered martensite content is preferably 5% or more, and may be 10% or more or 20% or more.
  • the upper limit is not particularly limited, for example, the tempered martensite content may be 90% or less, 80% or less, 70% or less, or 50% or less in volume %.
  • the retained austenite content is 5% or more by volume, and may be 8% or more, 9% or more, 10% or more, or 11% or more.
  • the retained austenite content may be 30% or less, 25% or less, or 20% or less in volume %.
  • fresh martensite refers to martensite that has not been tempered, i.e., martensite that does not contain carbides. Since this fresh martensite is a brittle structure, it becomes a starting point of fracture during plastic deformation and deteriorates the local ductility of the steel sheet. Therefore, the content is 0 to 15% by volume.
  • the fresh martensite content is preferably 0-10% or 0-5% in volume %.
  • the fresh martensite content may be 1% or more or 2% or more in volume %.
  • the balance of the metal structure of the base material steel plate according to the embodiment of the present invention is composed of bainite.
  • the bainite in the residual structure includes upper bainite with carbides between laths, lower bainite with carbides in laths, bainitic ferrite with no carbides, and granular bainitic ferrite in which lath boundaries of bainite have recovered and become unclear. or a mixed structure thereof.
  • the balance bainite content may be 0%.
  • the balance bainite content may be 1% or more, 5% or more, or 10% or more in volume %.
  • the upper limit is not particularly limited, for example, the balance bainite content may be 70% or less, 60% or less, 57% or less, 55% or less, 50% or less, or 40% or less in volume %.
  • the fraction of the steel structure is evaluated by a secondary electron image taken using an FE-SEM and an X-ray diffraction method.
  • a thickness cross-section parallel to the rolling direction of the steel sheet, and a sample is taken with the thickness cross-section at the center position in the width direction as the observation surface, and the observation surface is mechanically polished to a mirror surface. etching.
  • a total of 2.0 ⁇ 10 -9 m Secondary electron images are taken for two or more areas.
  • the area fractions of ferrite, retained austenite, bainite, tempered martensite, fresh martensite, and pearlite are respectively measured and regarded as the volume fraction.
  • a region in which there is a substructure in grains and where cementite is precipitated with multiple variants is determined to be tempered martensite.
  • a region in which cementite is precipitated in a lamellar shape is determined to be pearlite (or the sum of pearlite and cementite).
  • a region with low brightness and no substructure is judged to be ferrite. Regions with high brightness and in which the substructure is not revealed by etching are judged to be fresh martensite and retained austenite.
  • a region that does not correspond to any of the above regions is determined to be bainite.
  • the volume ratio of each tissue is calculated by the point counting method.
  • the volume fraction of fresh martensite can be determined by subtracting the volume fraction of retained austenite determined by the X-ray diffraction method.
  • the volume fraction of retained austenite is measured by the X-ray diffraction method. That is, mechanical polishing and chemical polishing are performed to remove the base material steel plate from the plate surface to the depth of 1/4 position in the plate thickness direction. Diffraction peaks of (200), (211) of the bcc phase and (200), (220), (311) of the fcc phase obtained using MoK ⁇ 1 rays as characteristic X-rays for the polished sample From the integrated intensity ratio of , the structure fraction of retained austenite is calculated, and this is taken as the volume fraction of retained austenite.
  • a base steel sheet according to an embodiment of the present invention has a hot-dip galvanized layer on at least one surface, preferably both surfaces.
  • the plating layer may be a hot-dip galvanized (GI) layer having any composition known to those skilled in the art, and may contain additive elements other than Zn such as Al, Mg, Si and Fe.
  • the amount of the plating layer applied is not particularly limited, and may be a general amount of adhesion.
  • a typical coating weight for automotive applications is, for example, 20 to 100 g/m 2 per side.
  • the number density of recesses having a depth exceeding 2 ⁇ m at the interface between the base steel sheet and the hot-dip galvanized layer is 2.0/100 ⁇ m or less per interface length.
  • Zn melted by heat input at the time of spot welding tends to accumulate in the concave portion having a depth of more than 2 ⁇ m, and since it acts as a stress concentration portion, it becomes a starting point of LME cracking.
  • the number density of such recesses increases, specifically when the number density exceeds 2.0/100 ⁇ m, the LME cracking susceptibility remarkably deteriorates. Therefore, from the viewpoint of suppressing or reducing LME cracking, it is desirable to reduce the number density of such recesses to make the interface shape flatter, and specifically, the number density is 1.0/100 ⁇ m. The following are more desirable: From the viewpoint of suppressing or reducing LME cracking, the number density of recesses with a depth of more than 2 ⁇ m is preferably as small as possible, so the lower limit of the number density is preferably 0.0 / 100 ⁇ m. /100 ⁇ m.
  • the number density of the recesses is measured as follows. To explain in detail with reference to FIG. After being mechanically polished to a mirror finish, a backscattered electron image of the coating/steel plate interface is photographed using an FE-SEM at a magnification of 500 (FIG. 1(a)). The obtained backscattered electron image is binarized to clarify the interface between the hot-dip galvanized layer and the base steel sheet (Fig. 1(b)). The converted binary image is converted into numerical data to obtain the height profile of the interface (Fig. 1(c)). Image analysis software capable of such operations includes, for example, Image J.
  • the center line is obtained from the height profile by the method of least squares, and the area where the surface height exceeds 2 ⁇ m from the center line and is dissociated to the negative side is defined as “the depth at the interface between the base steel plate and the hot-dip galvanized layer is 2 ⁇ m. "Exceeding recess”.
  • a similar analysis is performed so that the total measurement range in the X direction (rolling direction) exceeds 1 mm. For example, when the size in the X direction (rolling direction) in one field of view is 200 ⁇ m, the above analysis is performed at least five times while changing the field of view.
  • the interface length refers to the length along the height profile of the interface as shown in FIG. 1(c), and can be measured using image analysis software.
  • a contact-type or laser-type roughness meter is generally used as a means for measuring the height profile of a steel sheet. In this case, the plating must first be dissolved and removed with acid. However, this method is not recommended because it is feared that not only the plating but also the base iron interface will be corroded at the same time when the acid is dissolved, resulting in a change from the original unevenness.
  • a hot-dip galvanized steel sheet according to an embodiment of the present invention has an Al-enriched layer at the interface between the base material steel sheet and the hot-dip galvanized layer.
  • the Al-enriched layer refers to a region where the Al concentration is 10% or more higher than the Al concentration in the hot-dip galvanized layer and 10% or more higher than the Al concentration in the base steel sheet.
  • the Al concentration in the hot-dip galvanized layer refers to the Al concentration measured by a high-frequency glow discharge optical emission spectrometer (GDS) at a position half the thickness of the hot-dip galvanized layer.
  • GDS glow discharge optical emission spectrometer
  • the 1/2 position of the thickness of the hot dip galvanized layer corresponds to the intermediate position between the surface of the hot dip galvanized steel sheet and the interface between the base material steel sheet and the hot dip galvanized layer, which is specified in the GDS measurement described later.
  • the Al concentration in the base material steel sheet refers to the Al concentration corresponding to the average value of the Al emission intensity by GDS at a depth of 100 to 150 ⁇ m from the surface of the hot-dip galvanized steel sheet. It is thought that the presence of the Al-enriched layer at the interface between the base steel sheet and the hot-dip galvanized layer can suppress the penetration of molten Zn into the base steel sheet, and in relation to this, it is possible to improve the LME cracking susceptibility. becomes.
  • the maximum Al concentration of the Al-enriched layer is 2.0 mass % or more, preferably 2.5 mass % or more.
  • the effect of improving LME cracking susceptibility is greater as the Al concentration in the Al-enriched layer is higher, so the upper limit is not particularly limited. 0 mass% or less, 5.0 mass% or less, 4.5 mass% or less, or 4.1 mass% or less.
  • the maximum Al concentration of the Al-enriched layer is measured with a high-frequency glow discharge optical spectrometer (GDS). Specifically, a method is used in which the surface of a hot-dip galvanized steel sheet is placed in an Ar atmosphere, a voltage is applied to generate glow plasma, and the surface of the steel sheet is sputtered and analyzed in the depth direction. Then, the element contained in the material (hot-dip galvanized steel sheet) is identified from the element-specific emission spectrum wavelength emitted by the excited atoms in the glow plasma, and the emission intensity of the identified element is estimated. Depth data can be estimated from the sputtering time.
  • GDS glow discharge optical spectrometer
  • the sputtering time can be converted to the sputtering depth. Therefore, the sputter depth converted from the sputter time can be defined as the depth from the surface of the material.
  • a commercially available analyzer can be used for the high-frequency GDS analysis of the galvanized steel sheet in the present embodiment. In this embodiment, a high-frequency glow discharge emission spectrometer GD-Profiler2 manufactured by Horiba, Ltd. is used. The obtained emission intensity is converted to mass% by preparing a calibration curve as follows. An average value of luminescence intensity is calculated in a certain depth range where the luminescence intensity is sufficiently stable.
  • the emission intensity at a depth of 100 to 150 ⁇ m from the surface of the hot-dip galvanized steel sheet is the average value of the emission intensity at a depth of 100 to 150 ⁇ m from the surface of the hot-dip galvanized steel sheet.
  • This average value corresponds to the Al content [mass%] of the base steel plate.
  • the mass% is also set to 0.
  • a calibration curve is prepared from these two points. The position of the interface between the base steel sheet and the hot-dip galvanized layer can be determined from the emission intensity of Zn.
  • FIG. 3 shows an example of Al concentration (luminescence intensity) measured by GDS. It can be seen from FIG. 2 that the Al concentration peak appears at the position where the emission intensity of Zn sharply drops.
  • the Al concentration (Almax in FIG. 3) calculated from the luminous intensity of such a peak that appears at or near the position where the luminous intensity of Zn sharply drops when measured by GDS is defined as "base material steel sheet and hot dip galvanized The maximum value of the Al concentration in the Al-enriched layer present at the layer interface”.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to the embodiment of the present invention has a Si-lean region in the base steel sheet immediately below the interface between the base steel sheet and the hot-dip galvanized layer.
  • the term “just below the interface” refers to a region up to 10 ⁇ m in the depth direction from the interface between the base steel plate and the hot-dip galvanized layer. It refers to a region up to 10 ⁇ m in the depth direction from the interface of the galvanized layer.
  • Si is an element that degrades LME cracking susceptibility
  • Si s /Si b is the average value of the Si emission intensity in the base steel sheet) is set to 0.90 or less, preferably 0.85 or less.
  • the effect of improving LME cracking susceptibility is greater as Si s / Sib is lower, and therefore the lower limit is not particularly limited. It may be 0.60 or more, or 0.65 or more.
  • Si s and Si b are measured by a high frequency glow discharge optical emission spectrometer (GDS) as in the case of the maximum Al concentration of the Al-enriched layer.
  • GDS glow discharge optical emission spectrometer
  • the details of the measurement conditions are as described in relation to the maximum Al concentration of the Al-enriched layer.
  • an average value may be calculated within a certain depth range where the luminous intensity is sufficiently stable.
  • FIG. 4 shows a measurement example. Referring to FIG. 4, it can be seen that the minimum value of Si (Si s ) appears in the base steel sheet immediately below the interface between the base steel sheet and the hot-dip galvanized layer.
  • Mechanical properties According to the hot-dip galvanized steel sheet according to the embodiment of the present invention, excellent mechanical properties such as high strength, specifically tensile strength (TS) of 980 MPa or more can be achieved.
  • the tensile strength is preferably 1080 MPa or higher, more preferably 1180 MPa or higher.
  • the upper limit is not particularly limited, for example, the tensile strength may be 2000 MPa or less, 1800 MPa or less, 1600 MPa or less, or 1500 MPa or less.
  • high ductility can be achieved, more specifically 8.0% or more, preferably 10.0% or more, more preferably 12%
  • a total elongation (El) of .0% or greater or 15.0% or greater can be achieved.
  • the upper limit is not particularly limited, for example, the total elongation may be 40.0% or less or 35.0% or less.
  • Tensile strength and total elongation are measured by taking a JIS No. 5 tensile test piece from the direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet and performing a tensile test in accordance with JIS Z2241:2011.
  • high hole expandability can be achieved, more specifically 18% or more, preferably 20% or more, more preferably 25% or more
  • a hole expansion ratio ( ⁇ ) can be achieved.
  • the upper limit is not particularly limited, for example, the hole expansion ratio may be 80% or less or 70% or less.
  • the hole expansion rate is measured by performing "JFS T 1001 hole expansion test method" of the Japan Iron and Steel Federation standard.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to the embodiment of the present invention the balance of tensile strength (TS), total elongation (El) and hole expansion ratio ( ⁇ ) can be improved at a high level, so it can be used as an automobile member. It is possible to achieve the desired press formability for use.
  • a hot-dip galvanized steel sheet according to an embodiment of the present invention has a thickness of, for example, 0.6 to 4.0 mm.
  • the plate thickness may be 0.8 mm or more, 1.0 mm or more, or 1.2 mm or more.
  • the plate thickness may be 3.0 mm or less, 2.5 mm or less, or 2.0 mm or less.
  • (A) Hot rolling process First, in the hot rolling process, a slab having the same chemical composition as described above for the base steel sheet is heated before hot rolling and then subjected to rough rolling and finish rolling.
  • the heating temperature of the slab is not particularly limited, but is generally preferably 1150° C. or higher in order to sufficiently dissolve borides, carbides, and the like.
  • the steel slab to be used is preferably cast by a continuous casting method from the viewpoint of manufacturability, but may be produced by an ingot casting method or a thin slab casting method.
  • Rough rolling may be performed on the heated slab before finish rolling.
  • Rough rolling conditions are not particularly limited, but it is preferable to perform the rough rolling so that the completion temperature is 1050° C. or higher and the total rolling reduction is 60% or higher. If the total rolling reduction is less than 60%, recrystallization during hot rolling becomes insufficient, which may lead to heterogeneity in the structure of the hot-rolled steel sheet.
  • the above total rolling reduction may be, for example, 90% or less.
  • finish rolling An optional rough rolling is followed by a finish rolling.
  • the conditions are not particularly limited, but the temperature at the finish rolling entry side is 950 to 1100 ° C., the finish rolling delivery side temperature is 850 to 1000 ° C., and the total rolling reduction is 80 to 95%. is desirable.
  • the finish rolling entry temperature is lower than 950°C, the finish rolling exit temperature is lower than 850°C, or the total rolling reduction is higher than 95%, the texture of the hot rolled steel sheet develops, so the final product sheet Anisotropy in may become apparent.
  • finish rolling entry temperature exceeds 1100°C
  • finish rolling exit temperature exceeds 1000°C
  • total rolling reduction is less than 80%
  • crystal grain size of the hot rolled steel sheet coarsens, and the final This may cause coarsening of the product plate structure.
  • the hot-rolled steel sheet after finish rolling is cooled to, for example, 700° C. or lower and then wound into a coil.
  • a winding temperature of 450 to 680°C is desirable. If the coiling temperature is lower than 450°C, the strength of the hot-rolled sheet becomes excessive, and the cold-rollability may be impaired. On the other hand, if the coiling temperature exceeds 680° C., alloying elements such as Mn are concentrated in the cementite, so that the dissolution of the cementite is delayed in the final annealing step, which may cause a decrease in strength.
  • the coiling temperature may be 500°C or higher and/or may be 650°C or lower or 600°C or lower.
  • T (t) Steel plate temperature [K] when t seconds have elapsed after winding
  • tf time for the steel plate temperature to reach 673K [seconds]
  • Nx sum of atomic fractions [-] of Si, Mn and Al in steel Equation (1) expresses that the larger the ⁇ value, the more the internal oxidation reaction progresses on the surface of the hot-rolled steel sheet.
  • ⁇ in Equation (1) is calculated by the piecewise quadrature method.
  • ⁇ t is a finite value and corresponds to the measurement pitch of temperature T(t). For example, it is 100 sec.
  • Nx is the total amount of main internal oxidation elements in steel.
  • Nx can be calculated by converting the mass fraction of each element (Si, Mn, Al) into an atomic fraction and totaling them. This can be expressed as formula (5).
  • [X] is the mass fraction of element X
  • M X is the atomic weight of element X.
  • the denominator of the formula (5) sums up all the elements added to the target steel.
  • the formula (1) means that the larger the diffusion coefficient of oxygen atoms and the larger the amount of oxygen solid solution, the easier the internal oxidation reaction proceeds, and the larger the amount of the element to be internally oxidized, the more difficult it is to proceed.
  • the Si dissolved in the steel is consumed in the formation of internal oxides, resulting in the formation of a thin layer of Si immediately below the internal oxide layer.
  • Si, especially Si dissolved in steel is an element that deteriorates the LME cracking susceptibility. It is possible to reduce the amount of solid solution Si in the base material steel sheet immediately under the interface in contact with molten Zn. Therefore, it is possible to remarkably improve the LME resistance.
  • the value of formula (1) is limited to more than 0.05 and less than 1.50. It is preferably 0.10 to 1.00, more preferably 0.20 to 0.70.
  • (B) Pickling process The hot-rolled steel sheet obtained in the hot-rolling process was heated to a temperature containing 1.0 to 5.0 mol/L HCl, less than 3.0 mol/L Fe 2+ and less than 0.10 mol/L Fe 3+ .
  • the pickling treatment is carried out by passing through an aqueous solution of 70 to 90° C. at an average speed of 10 m/min or more for 30 seconds or more.
  • the hot-rolled steel sheet before pickling is subjected to at least one bending and unbending deformation by a tension leveler or the like.
  • the HCl concentration in the pickling solution is less than 1.0 mol/L, the Fe 2+ concentration is 3.0 mol/L or more, the temperature of the aqueous solution is less than 70°C, or the average speed of the hot-rolled steel sheet is 10 m /min or the pickling time is less than 30 seconds, the pickling does not proceed sufficiently and the internal oxide layer is removed unevenly. As a result, the number density of recesses exceeding 2 ⁇ m in depth at the steel plate/plating interface of the final product increases. On the other hand, if the HCl concentration exceeds 5.0 mol/L or the temperature exceeds 90° C., pickling proceeds excessively, even the Si thin layer formed on the hot-rolled steel sheet is removed, resulting in the final product.
  • (C) cold rolling process The hot-rolled steel sheet after pickling is then subjected to cold rolling.
  • the rolling reduction in cold rolling is set to 30% or more in order to promote recrystallization and/or to smooth out unevenness of the steel sheet after pickling. If the rolling reduction is less than 30%, the irregularities on the steel sheet surface cannot be sufficiently smoothed, and the number density of recesses with a depth of more than 2 ⁇ m at the steel sheet/plating interface of the final product increases.
  • the rolling reduction may be 40% or more.
  • excessive reduction results in an excessive rolling load and an increase in the load on the cold rolling mill, so the upper limit is set to 75% or 70%.
  • (D) Heat Treatment and Plating Process [(D1) Average heating rate from 600 ° C. to Ac1 + 30 ° C. to 950 ° C. maximum heating temperature is 0.2 to 20 ° C./sec]
  • the obtained cold-rolled steel sheet is subjected to predetermined heat treatment and plating in the heat treatment and plating process. Specifically, first, the cold-rolled steel sheet is heated so that the average heating rate from 600 ° C. to the maximum heating temperature of Ac1 + 30 ° C. to 950 ° C. is 0.2 to 20 ° C./sec.
  • the surrounding atmosphere satisfies the following formula (4).
  • pH 2 O Water vapor partial pressure
  • pH 2 Hydrogen partial pressure
  • the log (pH 2 O/pH 2 ) in formula (4) is also called oxygen potential, and the larger this value is, the more easily oxidizable elements such as Si, Mn, and Al present in the surface layer of the steel are internally oxidized, and Si Lean regions grow more. At least this value must exceed -1.0 to obtain the effect. On the other hand, if this value exceeds -0.1, not only Si, Mn, Al, etc., but also Fe will be oxidized, causing problems such as non-plating.
  • a more preferred range is -0.9 to -0.2, more preferably -0.8 to -0.3.
  • the average heating rate from 600°C to the maximum heating temperature of Ac1+30°C to 950°C is limited to 0.2-20°C/sec. If it exceeds 20°C/sec, the internal oxidation reaction does not proceed sufficiently. On the other hand, when the heating rate is less than 0.2°C/sec, the strength is lowered due to the coarsening of the structure and the excessive progress of the decarburization reaction.
  • a preferred average heating rate is 0.5 to 10°C/sec, more preferably 1 to 7°C/sec.
  • Ac1 (°C) is calculated by the following formula. The mass % of the element in the base steel sheet is substituted for the symbol of the element in the following formula. 0% by mass is substituted for elements that are not contained.
  • Ac1 (°C) 723 - 10.7 x Mn - 16.9 x Ni + 29.1 x Si + 16.9 x Cr
  • the cold-rolled steel sheet is heated to at least Ac1+30° C. and soaked at that temperature (maximum heating temperature). Insufficient austenitization may result in the formation of a large amount of ferrite in the final structure. However, if the heating temperature is excessively increased, not only will the grain size of the austenite coarsen and the toughness will deteriorate, but it will also lead to damage to the annealing equipment. Therefore, the upper limit is 950°C, preferably 900°C.
  • the soaking time should be at least 1 second.
  • the soaking time is preferably 30 seconds or longer or 60 seconds or longer.
  • the upper limit is 1000 seconds, preferably 600 seconds. It is not necessary to keep the cold-rolled steel sheet at a constant temperature during soaking, and the temperature may be changed within a range that satisfies the above conditions.
  • the temperature of the steel sheet is from the plating bath temperature of -20°C to the plating bath temperature of +20°C.
  • Hot-dip galvanizing may be performed according to a conventional method.
  • the plating bath temperature may be 440 to 480° C. and the immersion time may be 5 seconds or less.
  • the plating bath preferably contains 0.1 to 0.5 mass% of Al.
  • Fe, Si, Mg, Mn, Cr, Ti, Pb, etc. may be contained as impurities.
  • the plating weight is controlled by gas wiping.
  • the basis weight may be appropriately changed according to the required corrosion resistance, but is preferably 20 to 100 g/m 2 per side, for example.
  • the time until gas wiping is applied is limited to 0.1 to 5 seconds.
  • the time exceeds 5 seconds or the steel sheet temperature after gas wiping exceeds 440 ° C. the collapse of the Al-enriched layer begins, so the maximum Al concentration in the Al-enriched layer existing at the steel sheet / plating interface is below a given value.
  • the lower limit is not particularly limited, for example, the steel sheet temperature after gas wiping may be 300° C. or higher.
  • the lower limit of the time until gas wiping is applied is determined by the equipment configuration, but it is difficult to make it less than 0.1 seconds in a normal hot-dip galvanizing line.
  • cooling stop temperature is lower than Ms-200° C.
  • untransformed austenite is excessively reduced, and the desired retained austenite content cannot be obtained.
  • a preferable range of the cooling stop temperature is Ms-20 to Ms-150°C, more preferably Ms-40 to Ms-100°C. Note that martensite transformation occurs after ferrite transformation and/or bainite transformation. C distributes to austenite along with the transformation. Therefore, it does not match the Ms when heated to a single austenite phase and then rapidly cooled. Ms in the embodiment of the present invention is obtained by measuring the thermal expansion temperature.
  • Ms reproduces the heat cycle from the start of heat treatment (equivalent to room temperature) to cooling to below Ms using a device that can measure the amount of thermal expansion during continuous heat treatment, such as a Formaster tester, It can be obtained by measuring the amount of thermal expansion during that time.
  • a temperature-thermal expansion curve obtained by simulating a heat cycle with a thermal expansion measuring device the steel sheet shrinks linearly during cooling, but deviates from the linear relationship at a certain temperature.
  • the temperature at this time is Ms in the embodiment of the present invention.
  • the content of retained austenite is below the lower limit of 5% by volume and/or the content of fresh martensite is above the upper limit of 15% by volume.
  • the reheating temperature exceeds 420° C. or the holding time exceeds 600 seconds, the decomposition of austenite into cementite occurs, so the desired residual austenite content cannot be obtained.
  • the order of (D3) and (D4) does not matter. For example, after immersion in the plating bath, it may be cooled to a range of Ms to Ms-200° C., or it may be immersed in the plating bath after the step (D4).
  • Temper rolling may be performed to flatten the steel sheet and adjust the surface roughness.
  • the elongation is preferably 2% or less in order to avoid deterioration of ductility.
  • the conditions in the examples are examples of conditions adopted for confirming the feasibility and effects of the present invention.
  • the present invention is not limited to this one conditional example.
  • Various conditions can be adopted in the present invention as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • a slab was produced by casting steel having the chemical composition shown in Table 1.
  • the balance other than the components shown in Table 1 is Fe and impurities.
  • These slabs were subjected to hot rolling including rough rolling and finish rolling under the conditions shown in Table 2 to produce hot rolled steel sheets. After that, winding and cooling were performed under the conditions shown in Table 2.
  • the hot-rolled steel sheet was pickled under the conditions shown in Table 2 to remove the internal oxide layer, and then cold-rolled.
  • the plate thickness after cold rolling was all 1.6 mm.
  • the obtained cold-rolled steel sheets were further subjected to heat treatment and hot-dip galvanization (GI) under the conditions shown in Table 2.
  • GI hot-dip galvanization
  • a JIS No. 5 tensile test piece was taken from the hot-dip galvanized steel sheet thus obtained from a direction perpendicular to the rolling direction, and a tensile test was performed in accordance with JIS Z2241: 2011. Tensile strength (TS) and total elongation (El ) was measured. In addition, the "JFS T 1001 hole expansion test method" of the Japan Iron and Steel Federation standard was performed to measure the hole expansion rate ( ⁇ ). Those having a TS of 980 MPa or more and a TS ⁇ El ⁇ 0.5 /1000 of 90 or more were judged to have good mechanical properties and favorable press formability for use as automobile members.
  • a test piece of 150 mm width ⁇ 50 mm length was taken and a spot welding test was performed on a pair of sheets.
  • the pair of plates was a pair of steel plates shown in Table 3, which were welded at a striking angle of 3°.
  • a stationary spot welding tester driven by a servomotor was used as the tester.
  • the power source was a single-phase alternating current of 50 Hz, an applied pressure of 400 kgf, an energization time of 20 cycles, and a hold time of 5 cycles.
  • Welding current values were such that the diameter of the molten nugget was 4.0 times, 5.0 times, and 5.5 times ⁇ t (t: plate thickness/mm).
  • a chromium-copper electrode having a tip diameter of ⁇ 6 mm and a curvature radius R of 40 mm was used as the electrode.
  • the cross-section of the nugget portion of the sample after welding was observed, and if a crack of 0.2 mm or more was observed at any current value, it was x (failed), 0.1 mm or more at any current value, 0.
  • Those with cracks of less than 2 mm were evaluated as ⁇ (acceptable), and those with cracks of less than 0.1 mm at any current value were evaluated as ⁇ (acceptable).
  • Table 3 shows the results.
  • Comparative Example 20 the reheating temperature in the heat treatment/plating process was low, so the desired retained austenite content could not be obtained, and the press formability was inferior.
  • Comparative Example 21 since the cooling temperature in the heat treatment/plating process was high, no tempered martensite was formed and the press formability was inferior.
  • Comparative Example 22 since the holding time at the reheating temperature in the heat treatment and plating process was short, the fresh martensite content was high and the press formability was inferior.
  • Comparative Example 33 the reheating temperature in the heat treatment/plating process was high, so the desired residual austenite content could not be obtained, and the press formability was inferior.
  • Comparative Example 34 since the holding time at the reheating temperature in the heat treatment and plating process was long, similarly the desired retained austenite content could not be obtained, and the press formability was inferior.
  • Comparative Example 35 the cooling temperature in the heat treatment/plating process was too low, so the amount of untransformed austenite was excessively reduced, and similarly the desired retained austenite content could not be obtained, resulting in inferior press formability.
  • Comparative Example 36 the reduction ratio of cold rolling was low, so the surface of the steel sheet could not be sufficiently smoothed, and in the finally obtained hot-dip galvanized steel sheet, the interface between the base steel sheet and the hot-dip galvanized layer The number density of recesses exceeding 2 ⁇ m in depth increased, resulting in cracks in the spot welds.
  • Comparative Example 37 the value of formula (4) was high, so not only internal oxidation of Si and the like but also Fe was oxidized, resulting in non-plating. Therefore, Comparative Example 37 was excluded from evaluation as a hot-dip galvanized steel sheet. Comparative Examples 46-48 and 50-52 were inferior in press formability because the chemical composition was not controlled within a predetermined range.
  • Comparative Example 49 since the Si content was high, cracks occurred in the spot welds.
  • Comparative Examples 53 and 54 since the pickling time was short, the pickling did not proceed sufficiently, and the internal oxide layer was removed unevenly. As a result, the number density of recesses with a depth of more than 2 ⁇ m at the interface between the base steel sheet and the hot-dip galvanized layer increased, and cracks occurred in the spot welds.
  • the steel sheets of the examples had a TS of 980 MPa or more and a TS ⁇ El ⁇ 0.5 /1000 of 90 or more, and the LME crack resistance test results of the spot welds were good. From this, it can be seen that the press formability and LME crack resistance of the spot welded portion are excellent.

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Abstract

母材鋼板が所定の化学組成を有し、鋼組織が、体積％で、フェライト：０～５０％、焼き戻しマルテンサイト：１％以上、残留オーステナイト：５％以上、フレッシュマルテンサイト：０～１５％、パーライトおよびセメンタイトの合計：０～５％、および残部：ベイナイトであり、ＧＤＳにより測定した場合に、母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面に存在するＡｌ濃化層のＡｌ濃度の最大値が２．０ｍａｓｓ％以上であり、かつ、界面直下のＳｉs／Ｓｉbが０．９０以下であり、界面における深さが２μｍを超える凹部の数密度が界面長さあたり２．０個／１００μｍ以下であり、かつ、引張強度が９８０ＭＰａ以上である溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が提供される。

Description

溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
　本発明は、溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関し、主として自動車用鋼板として用いられる高強度の溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、地球温暖化対策に伴う温室効果ガス排出量規制の観点から自動車の燃費向上が求められており、車体の軽量化と衝突安全性確保のために高強度鋼板の適用がますます拡大しつつある。特に最近では、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板のニーズが高まりつつある。また、車体の中でも防錆性を要求される部位には表面に溶融亜鉛めっきを施した高強度溶融亜鉛めっき鋼板が求められる。
　自動車用部品に供する鋼板には、強度だけでなくプレス成形性や溶接性等、部品成形のために必要な各種施工性が要求される。具体的には、プレス成形性の観点から、鋼板には、優れた伸び（引張試験における全伸び：Ｅｌ）および伸びフランジ性（穴広げ率：λ）が要求される。
　一般に、鋼板の高強度化に伴って、プレス成形性は劣化する。鋼の高強度化とプレス成形性を両立する手段として、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼板（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）が知られている。
　特許文献１～３には、組織構成分率を所定の範囲に制御して、伸びと穴広げ率を改善した高強度ＴＲＩＰ鋼板が開示されている。また、特許文献４には、所定の化学組成を有し、平均結晶粒径が２μｍ以下のフェライトを体積分率で１５％以下、平均結晶粒径が２μｍ以下の残留オーステナイトを体積分率で２～１５％、平均結晶粒径が３μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で１０％以下、残部は平均結晶粒径が６μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトであり、かつ、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト粒内に粒径０．０４μｍ以上のセメンタイト粒子が平均で１０個以上含有する高強度鋼板が記載され、当該高強度鋼板が１１８０ＭＰａ以上の引張強さを有するとともに、高い伸びと穴広げ性とそれに伴う優れた曲げ加工性を有することが記載されている。
　特許文献５には、塊状（低アスペクト比）の残留オーステナイトの面積率を制限することで伸びフランジ成形性を改善したＴＲＩＰ鋼板が開示されている。
　特許文献６には、残留オーステナイトに含まれる固溶Ｓｉ量および固溶Ｍｎ量を所定の値以上となるよう制御することで、成形初期の加工硬化量が大きく、優れた形状凍結性と加工性を有する高強度ＴＲＩＰ鋼板が開示されている。
　また、自動車用鋼板はプレス成形性に加えて優れた溶接施工性が求められる。特に、溶融亜鉛めっき鋼板同士の溶接、あるいは溶融亜鉛めっき鋼板と非めっき鋼板の溶接においては、液体金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ　Ｍｅｔａｌ　Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅ：ＬＭＥ）割れを抑制することが必要である。この現象は、溶接入熱により液相化した亜鉛が粒界に沿って鋼板内部に浸潤・脆化したところに、溶接により発生する引張応力が作用することで生じる割れである。
　このようなＬＭＥ割れは、鋼中に含まれるＳｉが多い鋼ほど発生しやすいことが特許文献７に開示されている。そこで同文献では、ＴＲＩＰ鋼において残留オーステナイトを得るために添加するＳｉの一部に代えて、同様の効果を有するＡｌを添加したＴＲＩＰ鋼板が開示されている。また、Ｓｉの一部に代えてＡｌを添加したＴＲＩＰ鋼板は特許文献８および９にも開示されている。
　また、特許文献１０には、溶融亜鉛めっきラインにおける加熱焼鈍時の雰囲気を制御することを特徴とする、耐ＬＭＥ割れ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
国際公開第２０１３／０５１２３８号 特開２００６－１０４５３２号公報 特開２０１１－１８４７５７号公報 国際公開第２０１７／１７９３７２号 国際公開第２０１８／１９０４１６号 国際公開第２０１３／０１８７４１号 国際公開第２０１８／２０２９１６号 特開２０１１－１７０４６号公報 国際公開第２０１３／１４４３７７号 国際公開第２０１８／２３４９３８号
　当技術分野においては、高強度化とプレス成形性を両立しつつ、耐ＬＭＥ割れ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板に対する継続したニーズがあり、従来技術の鋼板または溶融亜鉛めっき鋼板においてもこれらの観点で依然として改善の余地がある。
　そこで、本発明の目的は、プレス成形性およびスポット溶接部の耐ＬＭＥ割れ性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することである。
　本発明者は上記目的を達成するため鋭意検討を重ねた結果、溶融亜鉛めっき鋼板におけるスポット溶接部のＬＭＥ割れ感受性は、以下の場合に著しく改善することを見出した。
・母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面が平滑である場合
　母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面（以下、単に「鋼板／めっき界面」ともいう）に存在する凹部は、スポット溶接時の入熱により溶融したＺｎが溜まりやすく、かつ応力集中部となるため、ＬＭＥ割れの起点となり易いと考えられる。なお、本発明においては、溶融亜鉛めっき鋼板の表面の凹凸ではなく、あくまで鋼板／めっき界面の凹部が重要であり、この特徴は一般的に測定される鋼板粗度とは本質的に異なるものである。具体的には、鋼板／めっき界面における深さが２μｍを超える凹部の数密度が界面長さあたり２．０個／１００μｍ以下である場合、著しい改善効果が得られることを見出した。
・鋼板／めっき界面に存在するＡｌ濃化層のＡｌ濃度が高い場合
　詳細なメカニズムは不明であるが、鋼板／めっき界面に存在するＡｌ濃化層が、溶融Ｚｎの母材鋼板への侵入を抑制している可能性が考えられる。また、その効果はＡｌ濃化層中のＡｌ濃度が高いほど大きいことを見出した。具体的には、高周波グロー放電発光分析装置（ＧＤＳ）により溶融亜鉛めっき鋼板の表面から深さ方向にＡｌ濃度を測定した際、鋼板／めっき界面に存在するＡｌ濃化層のＡｌ濃度の最大値が２．０ｍａｓｓ％以上である場合、著しい改善効果が得られることを見出した。
・鋼板／めっき界面直下の母材鋼板に低Ｓｉ層（Ｓｉ希薄層）が存在する場合
　これは、ＳｉはＬＭＥ割れ感受性を劣化させる元素であることから、特に溶融Ｚｎと接するめっき界面直下の母材鋼板の領域においてＳｉ濃度が低い場合、ＬＭＥ割れ感受性が改善すると考えられる。具体的には、高周波グロー放電発光分析装置（ＧＤＳ）により溶融亜鉛めっき鋼板の表面から深さ方向にＳｉの発光強度を測定した際、鋼板／めっき界面直下の母材鋼板におけるＳｉs／Ｓｉbが０．９０以下である場合、著しい改善効果が得られることを見出した。
　本発明は上記知見に基づき実現したものであり、具体的には以下の通りである。
　（１）母材鋼板と、前記母材鋼板の少なくとも一方の表面に形成された溶融亜鉛めっき層とを備えた溶融亜鉛めっき鋼板であって、
　前記母材鋼板が、質量％で、
　Ｃ：０．１５～０．３０％、
　Ｓｉ：０．３０～２．５０％、
　Ｍｎ：１．４０～３．４９％、
　Ｐ：０．０５０％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　Ａｌ：０．００１～１．５０％、
　Ｎ：０．０１００％以下、
　Ｏ：０．０１００％以下、
　Ｃｒ：０～１．００％、
　Ｍｏ：０～１．００％、
　Ｃｕ：０～１．００％、
　Ｎｉ：０～１．００％、
　Ｃｏ：０～１．００％、
　Ｗ：０～１．００％、
　Ｓｎ：０～１．００％、
　Ｓｂ：０～０．５０％、
　Ｎｂ：０～０．２００％、
　Ｔｉ：０～０．２００％、
　Ｖ：０～１．００％、
　Ｂ：０～０．００５０％、
　Ｃａ：０～０．０１００％、
　Ｍｇ：０～０．０１００％、
　Ｃｅ：０～０．０１５０％、
　Ｚｒ：０～０．０１００％、
　Ｌａ：０～０．０１５０％、
　Ｈｆ：０～０．０１００％、
　Ｂｉ：０～０．０１００％、
　Ｃｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ：０～０．０１００％、ならびに
　残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
　前記母材鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲における鋼組織が、体積％で、
　フェライト：０～５０％、
　焼き戻しマルテンサイト：１％以上、
　残留オーステナイト：５％以上、
　フレッシュマルテンサイト：０～１５％、
　パーライトおよびセメンタイトの合計：０～５％、および
　残部：ベイナイト、であり、
　前記溶融亜鉛めっき鋼板を高周波グロー放電発光分析装置（ＧＤＳ）により測定した場合に、前記母材鋼板と前記溶融亜鉛めっき層の界面に存在するＡｌ濃化層のＡｌ濃度の最大値が２．０ｍａｓｓ％以上であり、かつ、前記母材鋼板と前記溶融亜鉛めっき層の界面直下の前記母材鋼板におけるＳｉs／Ｓｉbが０．９０以下であり、
　前記母材鋼板と前記溶融亜鉛めっき層の界面における深さが２μｍを超える凹部の数密度が界面長さあたり２．０個／１００μｍ以下であり、かつ、
　引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする、溶融亜鉛めっき鋼板。
　Ｓｉs：母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面直下の母材鋼板におけるＳｉ発光強度の極小値
　Ｓｉb：母材鋼板におけるＳｉ発光強度の平均値
　（２）前記化学組成が、質量％で、
　Ｓｉ：０．３０～１．２０％、および
　Ａｌ：０．３０～１．５０％
を含むことを特徴とする、上記（１）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
　（３）（Ａ）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有するスラブを熱間圧延し、次いで得られた熱延鋼板を巻き取り、冷却することを含み、前記冷却が下記式（１）を満足する熱間圧延工程、
ここで、
　　　Ｔ（ｔ）：巻取後ｔ秒経過した時の鋼板温度［Ｋ］
　　　ｔｆ：鋼板温度が６７３Ｋに到達する時間［秒］
　　　Ｎｘ：鋼中のＳｉ、ＭｎおよびＡｌの原子分率［－］の合計
　（Ｂ）前記熱延鋼板に少なくとも１回の曲げ曲げ戻し変形を加え、次いで前記熱延鋼板を１．０～５．０ｍｏｌ／ＬのＨＣｌ、３．０ｍｏｌ／Ｌ未満のＦｅ2+および０．１０ｍｏｌ／Ｌ未満のＦｅ3+を含有する温度７０～９０℃の水溶液中に平均速度１０ｍ／分以上で通過させる酸洗処理を、３０秒以上実施することを含む酸洗工程、
　（Ｃ）酸洗処理後の熱延鋼板を圧下率３０～７５％で冷間圧延する冷間圧延工程、
　（Ｄ）得られた冷延鋼板に熱処理およびめっきを施すことを含み、下記（Ｄ１）～（Ｄ４）の条件を満足する熱処理およびめっき工程
　　（Ｄ１）前記冷延鋼板を６００℃からＡｃ１＋３０℃～９５０℃の最高加熱温度までの平均加熱速度が０．２～２０℃／秒となるように加熱し、前記冷延鋼板の周囲の雰囲気が下記式（４）を満たすこと、
　　　ｐＨ2Ｏ：水蒸気分圧
　　　ｐＨ2：水素分圧
　　（Ｄ２）前記冷延鋼板を前記最高加熱温度で１～１０００秒間保持すること、
　　（Ｄ３）めっき浴浸漬後、ガスワイピングを施すまでの時間が０．１～５秒であり、かつガスワイピング後の鋼板温度が４４０℃以下であること、
　　（Ｄ４）鋼板をＭｓ～Ｍｓ－２００℃の範囲に冷却し、次いで３００～４２０℃の温度域に再加熱し、前記温度域で１００～６００秒間保持すること
を含むことを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　本発明により、プレス成形性およびスポット溶接部の耐ＬＭＥ割れ性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面における深さが２μｍを超える凹部の数密度を測定する方法を説明するための図である。 母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面に存在するＡｌ濃化層のＡｌ濃度の最大値を測定する方法を説明するための図である。 母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面に存在するＡｌ濃化層のＡｌ濃度の最大値を測定する方法を説明するための図である。 母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面直下の母材鋼板におけるＳｉs／Ｓｉbを測定する方法を説明するための図である。
『母材鋼板の化学組成』
　まず、本発明の実施形態に係る母材鋼板（以下、単に鋼板とも称する）の化学組成を上述のように限定した理由について説明する。なお、本明細書において化学組成を規定する「％」は特に断りのない限り全て「質量％」である。また、本明細書において、数値範囲を示す「～」とは、特に断りがない場合、その前後に記載される数値を下限値および上限値として含む意味で使用される。
［Ｃ：０．１５～０．３０％］
　Ｃ（炭素）は、鋼板強度確保のために必須の元素である。このような効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．１５％以上とする。Ｃ含有量は０．１６％以上、０．１８％以上または０．２０％以上であってもよい。一方、Ｃを過度に含有すると、プレス成形性等の加工性や溶接性が低下する場合がある。このため、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。Ｃ含有量は０．２８％以下、０．２７％以下または０．２５％以下であってもよい。
［Ｓｉ：０．３０～２．５０％］
　Ｓｉ（ケイ素）は、鉄炭化物の生成を抑制し、強度と成形性の向上に寄与する元素である。これらの効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量は０．３０％以上とする。Ｓｉ含有量は０．４０％以上、０．５０％以上、０．５１％以上、０．５２％以上、０．５５％以上、０．６０％以上または０．７０％以上であってもよい。一方、過度の添加は溶接時のＬＭＥ割れを助長する場合がある。従って、Ｓｉ含有量は２．５０％以下とする。ＬＭＥ割れ抑制の観点からはＳｉ含有量はより低い方が望ましく、具体的には２．００％以下が望ましく、１．５０％以下がより望ましい。とりわけＳｉ含有量を１．２０％以下に制限した場合、特に優れた耐ＬＭＥ割れ感受性を得ることができる。
［Ｍｎ：１．４０～３．４９％］
　Ｍｎ（マンガン）は強力なオーステナイト安定化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｍｎ含有量は１．４０％以上とする。Ｍｎ含有量は１．５０％以上、１．７０％以上または２．００％以上であってもよい。一方、過度の添加はプレス成形性等の加工性や溶接性、さらには低温靭性を劣化させる場合がある。従って、Ｍｎ含有量は３．４９％以下とする。Ｍｎ含有量は３．２０％以下、３．００％以下または２．９０％以下であってもよい。
［Ｐ：０．０５０％以下］
　Ｐ（リン）は固溶強化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素であるが、過度の添加は溶接性および靱性を劣化させる。従って、Ｐ含有量は０．０５０％以下と制限する。Ｐ含有量は、好ましくは０．０４５％以下、０．０３５％以下または０．０２０％以下である。Ｐ含有量は０％であってもよいが、Ｐ含有量を極度に低減させるには、脱Ｐコストが高くなるため、経済性の観点から下限を０．００１％とすることが好ましい。
［Ｓ：０．０１００％以下］
　Ｓ（硫黄）は不純物として含有される元素であり、鋼中でＭｎＳを形成して靱性や穴広げ性を劣化させる。したがって、靱性や穴広げ性の劣化が顕著でない範囲として、Ｓ含有量を０．０１００％以下と制限する。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下、０．００４０％以下または０．００３０％以下である。Ｓ含有量は０％であってもよいが、Ｓ含有量を極度に低減させるには、脱硫コストが高くなるため、経済性の観点から下限を０．０００１％とすることが好ましい。
［Ａｌ：０．００１～１．５０％］
　Ａｌ（アルミニウム）は、鋼の脱酸のため少なくとも０．００１％を添加する。Ａｌ含有量は０．００５％以上、０．０１％以上、０．０２％以上、０．０５％以上または０．１０％以上であってもよい。一方、Ａｌを過剰に添加しても効果が飽和し徒にコスト上昇を招くばかりか、鋼の変態温度を上昇させ熱間圧延時の負荷を増大させ、結果として鋼板の機械特性を低下させる場合がある。従ってＡｌ含有量は１．５０％を上限とする。Ａｌ含有量は１．４０％以下、１．２０％以下または１．００％以下であってもよい。また、Ａｌは鉄炭化物の生成を抑制することで残留オーステナイトを増加させる効果も有する。この効果を得たい場合、Ａｌは０．３０％以上添加する必要がある。Ａｌ含有量は０．５０％以上または０．７０％以上であっても良い。
［Ｎ：０．０１００％以下］
　Ｎ（窒素）は不純物として含有される元素であり、その含有量が多いと鋼中に粗大な窒化物を形成して曲げ性や穴広げ性を劣化させる場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下と制限する。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、０．００６０％以下または０．００５０％以下である。Ｎ含有量は０％であってもよいが、Ｎ含有量を極度に低減させるには、脱Ｎコストが高くなるため、経済性の観点から下限を０．０００１％とすることが好ましい。
［Ｏ：０．０１００％以下］
　Ｏ（酸素）は不純物として含有される元素であり、その含有量が多いと鋼中に粗大な酸化物を形成して曲げ性や穴広げ性を劣化させる場合がある。従って、Ｏ含有量は０．０１００％以下と制限する。Ｏ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、０．００６０％以下または０．００５０％以下である。Ｏ含有量は０％であってもよいが、製造コストの観点から、下限を０．０００１％とすることが好ましい。
　本発明の実施形態に係る母材鋼板およびその製造に用いるスラブの基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該母材鋼板およびスラブは、必要に応じて以下の任意元素を含有してもよい。なお、当該任意元素を含有させない場合の含有量の下限は０％である。
［Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｓｂ：０～０．５０％、Ｎｂ：０～０．２００％、Ｔｉ：０～０．２００％、Ｖ：０～１．００％およびＢ：０～０．００５０％］
　Ｃｒ（クロム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｃｕ（銅）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｏ（コバルト）、Ｗ（タングステン）、Ｓｎ（錫）、Ｓｂ（アンチモン）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｔｉ（チタン）、Ｖ（バナジウム）およびＢ（ホウ素）はいずれも鋼板の高強度化に有効な元素である。このため、必要に応じてこれらの元素のうち１種または２種以上を添加してもよい。しかしこれらの元素を過度に添加すると効果が飽和し徒にコストの増大を招く。従って、その含有量はＣｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｓｂ：０～０．５０％、Ｎｂ：０～０．２００％、Ｔｉ：０～０．２００％、Ｖ：０～１．００％およびＢ：０～０．００５０％とする。各元素は０．００１％以上、０．００５％以上または０．０１０％以上であってもよい。とりわけ、Ｂ含有量は０．０００１％以上または０．０００２％以上であってもよい。同様に、Ｂ含有量は０．００３０％以下、０．００１０％以下、０．０００５％未満、０．０００４％以下または０．０００３％以下であってもよい。
［Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｃｅ：０～０．０１５０％、Ｚｒ：０～０．０１００％、Ｌａ：０～０．０１５０％、Ｈｆ：０～０．０１００％、Ｂｉ：０～０．０１００％およびＣｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ：０～０．０１００％］
　Ｃａ（カルシウム）、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｃｅ（セリウム）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｈｆ（ハフニウム）およびＣｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ（希土類元素）は鋼中介在物の微細分散化に寄与する元素であり、Ｂｉ（ビスマス）は鋼中におけるＭｎ、Ｓｉ等の置換型合金元素のミクロ偏析を軽減する元素である。それぞれ鋼板の加工性向上に寄与することから、必要に応じてこれらの元素のうち１種または２種以上を添加してもよい。ただし過度の添加は延性の劣化を引き起こす。従ってその含有量は０．０１５０％または０．０１００％を上限とする。また、各元素は０．０００１％以上、０．０００５％以上または０．００１０％以上であってもよい。
　本発明の実施形態に係る母材鋼板において、上述の元素以外の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。不純物とは、母材鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。
『母材鋼板内部の鋼組織』
　次に、本発明の実施形態に係る母材鋼板の内部組織の限定理由について説明する。
［フェライト：０～５０％］
　フェライトは延性に優れるが軟質な組織であり、必要に応じて含有させることが望ましい。その場合の含有量は、体積％で１％以上、５％以上、または１０％以上であってもよい。一方、フェライトを過度に含有すると所望の鋼板強度を確保することが困難となる。従って、その含有量は体積％で５０％以下とし、４５％以下、４０％以下または３５％以下であってもよい。
［焼き戻しマルテンサイト：１％以上］
　焼き戻しマルテンサイトは高強度かつ強靭な組織であり、本発明の実施形態において必須となる金属組織である。強度と伸びを高い水準でバランスさせるために、焼き戻しマルテンサイト含有量は、体積％で１％以上とする。焼き戻しマルテンサイト含有量は、好ましくは５％以上であり、１０％以上または２０％以上であってもよい。上限は特に限定されないが、例えば、焼き戻しマルテンサイト含有量は、体積％で９０％以下、８０％以下、７０％以下または５０％以下であってもよい。
［残留オーステナイト：５％以上］
　残留オーステナイトは、鋼板の変形中に加工誘起変態によりマルテンサイトへと変態するＴＲＩＰ効果により鋼板の延性を改善する。そのため、残留オーステナイト含有量は体積％で５％以上とし、８％以上、９％以上、１０％以上または１１％以上であってもよい。残留オーステナイトは多いほど伸びが上昇するため、上限値を規定する必要はない。ただし多量の残留オーステナイトを得るにはＣ等の合金元素を多量に含有させる必要が生じる。本発明ではＣ含有量に上限を設けているため、３０％以上の残留オーステナイトを得ることは事実上困難である。したがって、残留オーステナイト含有量は体積％で３０％以下、２５％以下または２０％以下であってもよい。
［フレッシュマルテンサイト：０～１５％］
　本発明の実施形態において、フレッシュマルテンサイトとは、焼き戻されていないマルテンサイト、すなわち炭化物を含まないマルテンサイトを言うものである。このフレッシュマルテンサイトは脆い組織であるため、塑性変形時に破壊の起点となり、鋼板の局部延性を劣化させる。従って、その含有量は体積％で０～１５％とする。フレッシュマルテンサイト含有量は、好ましくは体積％で０～１０％または０～５％である。フレッシュマルテンサイト含有量は体積％で１％以上または２％以上であってもよい。
［パーライトとセメンタイトの合計：０～５％］
　パーライトは硬質かつ粗大なセメンタイトを含み、塑性変形時に破壊の起点となるため、鋼板の局部延性を劣化させる。従って、その含有量はセメンタイトと合わせて体積％で０～５％とし、０～３％または０～２％であってもよい。
［ベイナイト：残部］
　本発明の実施形態に係る母材鋼板の金属組織の残部はベイナイトにより構成される。残部組織のベイナイトは、ラス間に炭化物を有する上部ベイナイト、ラス内に炭化物を有する下部ベイナイト、炭化物を有さないベイニティックフェライト、ベイナイトのラス境界が回復し不鮮明となったグラニュラーベイニティックフェライトのいずれであっても、その混合組織であってもよい。残部のベイナイト含有量は０％であっても良い。例えば、残部のベイナイト含有量は、体積％で１％以上、５％以上または１０％以上であってもよい。上限は特に限定されないが、例えば、残部のベイナイト含有量は、体積％で７０％以下、６０％以下、５７％以下、５５％以下、５０％以下または４０％以下であってもよい。
　鋼組織の分率は、ＦＥ－ＳＥＭを用いて撮影した二次電子像とＸ線回折法により評価する。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面であって、幅方向の中央位置における板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を機械研磨し鏡面に仕上げた後、ナイタール液を用いてエッチングを行う。次いで、観察面における母材鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲の一つないし複数の観察視野において、合計で２．０×１０-9ｍ2以上の面積について二次電子像を撮影する。得られた二次電子像より、フェライト、残留オーステナイト、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、パーライトの面積分率をそれぞれ測定し、それを以って体積分率と見なす。粒内に下部組織を有し、かつ、セメンタイトが複数のバリアントを持って析出している領域を焼き戻しマルテンサイトと判断する。セメンタイトがラメラ状に析出している領域をパーライト（またはパーライトとセメンタイトの合計）と判断する。輝度が小さく、かつ下部組織が認められない領域をフェライトと判断する。輝度が大きく、かつ下部組織がエッチングにより現出されていない領域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断する。上記領域のいずれにも該当しない領域をベイナイトと判断する。各々の体積率を、ポイントカウンティング法によって算出することで、各組織の体積率とする。フレッシュマルテンサイトの体積率については、Ｘ線回折法により求めた残留オーステナイトの体積率を引くことにより求めることができる。
　残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折法により測定する。すなわち、母材鋼板の板面から板厚方向に深さ１／４位置までを機械研磨および化学研磨により除去する。そして、研磨後の試料に対して特性Ｘ線としてＭｏＫα１線を用いて得られた、ｂｃｃ相の（２００）、（２１１）およびｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの積分強度比から、残留オーステナイトの組織分率を算出し、これを、残留オーステナイトの体積率とする。
『溶融亜鉛めっき層』
　本発明の実施形態に係る母材鋼板は、少なくとも一方の表面、好ましくは両方の表面に溶融亜鉛めっき層を有する。当該めっき層は、当業者に公知の任意の組成を有する溶融亜鉛めっき（ＧＩ）層であってよく、Ｚｎ以外にもＡｌ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｆｅ等の添加元素を含んでいてよい。また、当該めっき層の付着量は、特に制限されず一般的な付着量であってよい。自動車用途に供される場合の一般的な付着量は、例えば、片面あたり２０～１００ｇ／ｍ2である。
［母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面における深さが２μｍを超える凹部の数密度：界面長さあたり２．０個／１００μｍ以下］
　本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板では、母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面における深さが２μｍを超える凹部の数密度が界面長さあたり２．０個／１００μｍ以下である。深さが２μｍを超える凹部はスポット溶接時の入熱により溶融したＺｎが溜まりやすく、かつ応力集中部として働くためにＬＭＥ割れの起点となる。したがって、このような凹部の数密度が高くなると、具体的には当該数密度が２．０個／１００μｍを超えるとＬＭＥ割れ感受性が著しく劣化する。このため、ＬＭＥ割れを抑制または低減する観点からは、このような凹部の数密度を小さくしてより平坦な界面形状とすることが望ましく、具体的には当該数密度は１．０個／１００μｍ以下がより望ましい。ＬＭＥ割れを抑制または低減する観点からは、深さが２μｍを超える凹部の数密度は小さいほど好ましく、それゆえ当該数密度の下限は０．０個／１００μｍであることが好ましく、０．１個／１００μｍであってもよい。
　前記凹部の数密度は以下のように測定する。図１を参照して詳しく説明すると、まず、溶融亜鉛めっき鋼板の圧延方向に平行な板厚断面であって、幅方向の中央位置における板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を機械研磨し鏡面に仕上げた後、ＦＥ－ＳＥＭを用いて撮影倍率５００倍でめっき／鋼板界面の反射電子像を撮影する（図１（ａ））。得られた反射電子像を二値化し、溶融亜鉛めっき層と母材鋼板の界面を明確化する（図１（ｂ））。変換された二値化画像を数値データに変換し、界面の高さプロファイルを得る（図１（ｃ））。このような操作が可能な画像解析ソフトとしては、例えばＩｍａｇｅ　Ｊなどがある。高さプロファイルから中心線を最小二乗法により求め、表面高さが中心線から２μｍを超えてマイナス側に解離している領域を「母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面における深さが２μｍを超える凹部」とする。同様の解析をＸ方向（圧延方向）の測定範囲が合計１ｍｍを超えるよう行う。例えば、一視野におけるＸ方向（圧延方向）のサイズが２００μｍであった場合、視野を変えて上記の解析を少なくとも５回行う。各視野で得られた「母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面における深さが２μｍを超える凹部」の数を合計し、それを界面長さ１００μｍあたりの数密度に換算したものを「母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面における深さが２μｍを超える凹部の数密度」として決定する。ここで、界面長さとは、図１（ｃ）で示されるような界面の高さプロファイルに沿った長さを言うものであり、画像解析ソフトを用いて計測することが可能である。なお、鋼板の高さプロファイルを測定する手段としては接触式ないしレーザー式の粗度計が一般的であるが、本発明のようにめっきと母材鋼板（地鉄）の界面を測定対象とする場合、まずめっきを酸により溶解・剥離する必要がある。しかしこの手法では酸溶解時にめっきのみならず地鉄界面も同時に腐食され本来の凹凸から変化してしまうことが懸念されるため、これらの手段は推奨しない。
［母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面に存在するＡｌ濃化層のＡｌ濃度の最大値：２．０ｍａｓｓ％以上］
　本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面にＡｌ濃化層を有する。ここで、Ａｌ濃化層とは、Ａｌ濃度が溶融亜鉛めっき層中のＡｌ濃度よりも１０％以上高く、かつ母材鋼板中のＡｌ濃度よりも１０％以上高い領域をいうものである。溶融亜鉛めっき層中のＡｌ濃度は、溶融亜鉛めっき層の厚さの１／２位置における高周波グロー放電発光分析装置（ＧＤＳ）によるＡｌ濃度をいうものである。溶融亜鉛めっき層の厚さの１／２位置は、後で説明するＧＤＳによる測定において特定される母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面と、溶融亜鉛めっき鋼板の表面との中間位置に対応する。また、母材鋼板中のＡｌ濃度は、溶融亜鉛めっき鋼板の表面から１００～１５０μｍ深さにおけるＧＤＳによるＡｌ発光強度の平均値に対応するＡｌ濃度をいうものである。母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面にＡｌ濃化層が存在することで溶融Ｚｎの母材鋼板への侵入を抑制できると考えられ、これに関連してＬＭＥ割れ感受性を改善することが可能となる。ＬＭＥ割れ感受性を確実に改善する観点から、当該Ａｌ濃化層のＡｌ濃度の最大値は２．０ｍａｓｓ％以上であり、望ましくは２．５ｍａｓｓ％以上である。ＬＭＥ割れ感受性の改善効果はＡｌ濃化層中のＡｌ濃度が高いほど大きく、それゆえ上限は特に限定されないが、例えば、当該Ａｌ濃化層のＡｌ濃度の最大値は８．０ｍａｓｓ％以下、６．０ｍａｓｓ％以下、５．０ｍａｓｓ％以下、４．５ｍａｓｓ％以下または４．１ｍａｓｓ％以下であってもよい。
　Ａｌ濃化層のＡｌ濃度の最大値は高周波グロー放電発光分析装置（ＧＤＳ）により測定する。具体的には、溶融亜鉛めっき鋼板の表面をＡｒ雰囲気にし、電圧をかけてグロープラズマを発生させた状態で、鋼板表面をスパッタリングさせながら深さ方向に分析する方法を用いる。そして、グロープラズマ中で原子が励起されて発せられる元素特有の発光スペクトル波長から、材料（溶融亜鉛めっき鋼板）に含まれる元素を同定し、同定した元素の発光強度を見積もる。深さ方向のデータは、スパッタ時間から見積もることができる。具体的には、予め標準サンプルを用いてスパッタ時間とスパッタ深さとの関係を求めておくことで、スパッタ時間をスパッタ深さに変換できる。したがって、スパッタ時間から変換したスパッタ深さを、材料の表面からの深さと定義できる。また、本実施形態における亜鉛めっき鋼板の高周波ＧＤＳ分析では、市販の分析装置を用いることができる。本実施形態においては、堀場製作所社製の高周波グロー放電発光分析装置ＧＤ－Ｐｒｏｆｉｌｅｒ２を用いる。得られた発光強度は以下のように検量線を作製することでｍａｓｓ％に換算する。発光強度が十分安定しているある深さ範囲で発光強度の平均値を算出する。例えば溶融亜鉛めっき鋼板の表面から１００～１５０μｍ深さにおける発光強度の平均値である。この平均値は母材鋼板のＡｌ量［ｍａｓｓ％］に対応する。また、発光強度が０の場合、ｍａｓｓ％も０とする。この二点によって検量線を作製する。なお、母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面の位置はＺｎの発光強度から判断できる。
　ＧＤＳにより測定した場合におけるＺｎの発光強度の一例を図２に示す。Ｚｎの発光強度が急峻に低下している位置が母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面に相当する。同様に、ＧＤＳにより測定した場合におけるＡｌ濃度（発光強度）の一例を図３に示す。図２でＺｎの発光強度が急峻に低下した位置においてＡｌ濃度のピークが現れていることが分かる。ＧＤＳにより測定した場合にＺｎの発光強度が急峻に低下した位置またはその近傍に現れるこのようなピークの発光強度から算出されるＡｌ濃度（図３中のＡｌｍａｘ）を「母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面に存在するＡｌ濃化層のＡｌ濃度の最大値」として決定する。
［母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面直下の母材鋼板におけるＳｉs／Ｓｉb：０．９０以下］
　本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面直下の母材鋼板中にＳｉの希薄領域を有する。ここで、界面直下とは、母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面から深さ方向に１０μｍまでの領域をいうものであり、より具体的にはＧＤＳによる測定で特定される母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面から深さ方向に１０μｍまでの領域をいうものである。ＳｉはＬＭＥ割れ感受性を劣化させる元素であることから、特に溶融Ｚｎと接するめっき界面直下の母材鋼板中にこのようなＳｉ希薄領域が存在することで、ＬＭＥ割れ感受性を改善することが可能となる。ＬＭＥ割れ感受性を確実に改善する観点から、Ｓｉs／Ｓｉb（式中、Ｓｉsは母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面直下の母材鋼板におけるＳｉ発光強度の極小値であり、Ｓｉbは母材鋼板におけるＳｉ発光強度の平均値である）は０．９０以下とし、望ましくは０．８５以下である。ＬＭＥ割れ感受性の改善効果はＳｉs／Ｓｉbが低いほど大きく、それゆえ下限は特に限定されないが、例えば、Ｓｉs／Ｓｉbは０．１０以上、０．３０以上、０．５０以上、０．６０以上または０．６５以上であってもよい。ＳｉsおよびＳｉbは、Ａｌ濃化層のＡｌ濃度の最大値の場合と同様に高周波グロー放電発光分析装置（ＧＤＳ）により測定する。測定条件の詳細はＡｌ濃化層のＡｌ濃度の最大値に関連して記載した通りである。Ｓｉbは発光強度が十分安定しているある深さ範囲で平均値を算出すればよく、例えば溶融亜鉛めっき鋼板の表面から１００～１５０μｍ深さ範囲における発光強度の平均値でよい。図４に測定例を示す。図４を参照すると、母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面直下の母材鋼板中にＳｉの極小値（Ｓｉs）が現れていることが分かる。
『機械特性』
　本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板によれば、優れた機械特性、例えば高強度、具体的には９８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を達成することができる。引張強度は、好ましくは１０８０ＭＰａ以上であり、より好ましくは１１８０ＭＰａ以上である。上限は特に限定されないが、例えば、引張強度は２０００ＭＰａ以下、１８００ＭＰａ以下、１６００ＭＰａ以下または１５００ＭＰａ以下であってもよい。本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板によれば、同様に、高い延性を達成することができ、より具体的には８．０％以上、好ましくは１０．０％以上、より好ましくは１２．０％以上または１５．０％以上の全伸び（Ｅｌ）を達成することができる。上限は特に限定されないが、例えば、全伸びは４０．０％以下または３５．０％以下であってもよい。引張強度および全伸びは、鋼板の圧延方向に直角な方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことで測定される。また、本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板によれば、高い穴広げ性を達成することができ、より具体的には１８％以上、好ましくは２０％以上、より好ましくは２５％以上の穴広げ率（λ）を達成することができる。上限は特に限定されないが、例えば、穴広げ率は８０％以下または７０％以下であってもよい。穴広げ率は、日本鉄鋼連盟規格の「ＪＦＳ　Ｔ　１００１　穴広げ試験方法」を行うことで測定される。本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板によれば、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）および穴広げ率（λ）のバランスを高いレベルで向上させることができるので、自動車用部材として使用するのに好ましいプレス成形性を達成することが可能である。
［板厚］
　本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば０．６～４．０ｍｍの板厚を有する。特に限定されないが、板厚は０．８ｍｍ以上、１．０ｍｍ以上または１．２ｍｍ以上であってもよい。同様に、板厚は３．０ｍｍ以下、２．５ｍｍ以下または２．０ｍｍ以下であってもよい。
『製造方法』
　次に、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該溶融亜鉛めっき鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
『（Ａ）熱間圧延工程』
　まず、熱間圧延工程では、母材鋼板に関して上で説明した化学組成と同じ化学組成を有するスラブが熱間圧延前に加熱され、次いで粗圧延および仕上げ圧延が施される。スラブの加熱温度は、特に限定されないが、ホウ化物や炭化物などを十分溶解するため、一般的には１１５０℃以上とすることが好ましい。なお使用する鋼スラブは、製造性の観点から連続鋳造法にて鋳造することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。
［粗圧延］
　加熱されたスラブに対し、仕上げ圧延の前に粗圧延を行ってもよい。粗圧延条件は特に限定されないが、完了温度が１０５０℃以上で総圧下率が６０％以上となるように実施することが好ましい。総圧下率が６０％未満であると、熱間圧延中の再結晶が不十分となるため、熱延鋼板組織の不均質化につながる場合がある。上記の総圧下率は、例えば、９０％以下であってもよい。
［仕上げ圧延］
　任意選択の粗圧延の後、仕上げ圧延を行う。その条件は特に限定されないが、仕上げ圧延入側温度が９５０～１１００℃、仕上げ圧延出側温度が８５０～１０００℃、および総圧下率が８０～９５％の条件を満足する範囲で実施されることが望ましい。仕上げ圧延入側温度が９５０℃を下回るか、仕上げ圧延出側温度が８５０℃を下回るか、または総圧下率が９５％を上回った場合、熱延鋼板の集合組織が発達するため、最終製品板における異方性が顕在化する場合がある。一方、仕上げ圧延入側温度が１１００℃を上回るか、仕上げ圧延出側温度が１０００℃を上回るか、または総圧下率が８０％を下回った場合、熱延鋼板の結晶粒径が粗大化し、最終製品板組織の粗大化を引き起こす場合がある。
［巻取温度］
　仕上げ圧延後の熱延鋼板は、例えば７００℃以下に冷却した後にコイルに巻き取る。巻取温度は４５０～６８０℃が望ましい。巻取温度は４５０℃を下回ると、熱延板強度が過大となり、冷間圧延性を損なう場合がある。一方、巻取温度が６８０℃を上回ると、セメンタイトにＭｎ等の合金元素が濃化するため、最終焼鈍工程においてセメンタイトの溶解が遅延し、強度の低下を引き起こす場合がある。巻取温度は５００℃以上であってよく、および／または６５０℃以下もしくは６００℃以下であってもよい。
［巻取後の熱延コイルの冷却］
　巻取後の熱延コイル（熱延鋼板）は、以下の式（１）を満足するように冷却する。
ここで、
　　　Ｔ（ｔ）：巻取後ｔ秒経過した時の鋼板温度［Ｋ］
　　　ｔｆ：鋼板温度が６７３Ｋに到達する時間［秒］
　　　Ｎｘ：鋼中のＳｉ、ＭｎおよびＡｌの原子分率［－］の合計
　式（１）は、Σ値が大きいほど熱延鋼板表面で内部酸化反応が進むことを表している。式（１）内のΣは区分求積法により算出する。Δｔは有限の値であり、温度Ｔ（ｔ）の測定ピッチに対応する。例えば１００ｓｅｃである。Ｄｏは温度Ｔ（ｔ）における酸素原子の拡散係数、Ｎｏは温度Ｔ（ｔ）における酸素原子の鋼中固溶量であり、Ｎｘは鋼中の主たる被内部酸化元素の総量である。Ｎｘは各元素（Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ）の質量分率を原子分率に換算し合計することで算出できる。これを数式化すると式（５）の通りである。
　ここで、［Ｘ］は元素Ｘの質量分率、ＭＸは元素Ｘの原子量である。なお、式（５）の分母は対象の鋼に添加されている全ての元素を合計する。
　すなわち、式（１）は、酸素原子の拡散係数が大きく、また酸素固溶量が大きいほど内部酸化反応は進み易く、被内部酸化元素の量が多いほど進みにくいことを意味している。内部酸化反応が進むと、鋼中に固溶しているＳｉが内部酸化物の形成で消費されるため、内部酸化層の直下にＳｉの希薄層が形成されることになる。ここで、Ｓｉ、とりわけ鋼中に固溶しているＳｉはＬＭＥ割れ感受性を劣化させる元素であり、一方で、このＳｉ希薄層は後述するように酸洗条件を制限することで最終製品まで残存させることができ、それにより溶融Ｚｎと接する界面直下の母材鋼板中の固溶Ｓｉ量を低減することができる。このため、耐ＬＭＥ性を顕著に改善することが可能となる。一方、過度に内部酸化反応を進めた場合、酸洗後に鋼板の凹凸が大きくなる。この凹凸は冷間圧延により一定程度は平滑化するものの、最終製品までその影響が残存する。その結果、最終製品の鋼板／めっき界面における深さが２μｍを超える凹部の数密度が増加し、耐ＬＭＥ性が劣化する。このような事情により式（１）の値は０．０５超～１．５０未満に限定される。好ましくは０．１０～１．００であり、より好ましくは０．２０～０．７０である。
『（Ｂ）酸洗工程』
　熱間圧延工程において得られた熱延鋼板を、１．０～５．０ｍｏｌ／ＬのＨＣｌ、３．０ｍｏｌ／Ｌ未満のＦｅ2+および０．１０ｍｏｌ／Ｌ未満のＦｅ3+を含有する温度７０～９０℃の水溶液中に平均速度１０ｍ／分以上で通過させる酸洗処理を、３０秒以上実施する。このとき、Ｓｉ酸化物等を含む内部酸化層を効率よく除去するために、酸洗前の熱延鋼板にテンションレベラー等により少なくとも１回の曲げ曲げ戻し変形を付与する。酸洗液中のＨＣｌ濃度が１．０ｍｏｌ／Ｌを下回るか、Ｆｅ2+濃度が３．０ｍｏｌ／Ｌ以上となるか、水溶液の温度が７０℃を下回るか、熱延鋼板の平均速度が１０ｍ／分を下回るか、または酸洗時間が３０秒を下回ると、酸洗が十分進行せず、内部酸化層の除去が不均一となる。その結果、最終製品の鋼板／めっき界面における深さが２μｍを超える凹部の数密度が増加する。一方、ＨＣｌ濃度が５．０ｍｏｌ／Ｌを上回るか、あるいは温度が９０℃を上回ると、酸洗が過度に進行し、熱延鋼板に形成されていたＳｉ希薄層まで除去されてしまい、最終製品の母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面直下におけるＳｉ希薄領域の形成が不十分となる。また、酸洗液中のＦｅ3+はインヒビターの効果を抑制することにより母材鋼板の溶解を促進することが知られており、Ｆｅ3+含有量を０．１０ｍｏｌ／Ｌ以上とするとその効果が著しくなる。その結果、やはり最終製品の母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面直下におけるＳｉ希薄領域の形成が不十分となる。以上の理由から、酸洗条件は前述のように制限する。
『（Ｃ）冷間圧延工程』
　酸洗後の熱延鋼板は、次いで冷間圧延を施される。冷間圧延の圧下率は再結晶を促進するためおよび／または酸洗後の鋼板の凹凸を平滑化するために３０％以上とする。圧下率が３０％未満であると、鋼板表面の凹凸を十分に平滑化することができず、最終製品の鋼板／めっき界面における深さが２μｍを超える凹部の数密度が増加する。圧下率は４０％以上でもよい。一方、過度の圧下は圧延加重が過大となり冷延ミルの負荷増大を招くため、その上限は７５％または７０％とする。
『（Ｄ）熱処理およびめっき工程』
［（Ｄ１）６００℃からＡｃ１＋３０℃～９５０℃の最高加熱温度までの平均加熱速度が０．２～２０℃／秒］
　次に、得られた冷延鋼板は熱処理およびめっき工程において所定の熱処理およびめっきを施される。具体的には、まず、冷延鋼板は、６００℃からＡｃ１＋３０℃～９５０℃の最高加熱温度までの平均加熱速度が０．２～２０℃／秒となるように加熱され、当該冷延鋼板の周囲の雰囲気は下記式（４）を満たす。
　　　ｐＨ2Ｏ：水蒸気分圧
　　　ｐＨ2：水素分圧
　熱延工程だけでなく、冷間圧延後の熱処理工程においても内部酸化反応を進めることにより、さらにＳｉ希薄部の形成を進める。式（４）のｌｏｇ（ｐＨ2Ｏ／ｐＨ2）は酸素ポテンシャルとも呼ばれ、この値が大きいほど鋼中表層部に存在するＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ等の易酸化元素の内部酸化が進み、Ｓｉ希薄領域がより成長する。その効果を得るには少なくともこの値が－１．０を上回ることが必要である。一方、この値が－０．１を上回ると、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ等のみならずＦｅまでも酸化が進んでしまうことにより、不めっき等の不具合が生じる。より好ましい範囲は－０．９～－０．２、より好ましくは－０．８～－０．３である。６００℃からＡｃ１＋３０℃～９５０℃の最高加熱温度に至るまでの平均加熱速度は０．２～２０℃／秒に制限する。２０℃／秒を上回ると、内部酸化反応が十分進行しない。一方、０．２℃／秒を下回ると組織の粗大化や脱炭反応が過度に進行することにより強度が低下する。好ましい平均加熱速度は０．５～１０℃／秒であり、より好ましくは１～７℃／秒である。Ａｃ１（℃）は次の式により計算する。下記式における元素記号には、母材鋼板中の当該元素の質量％を代入する。含有しない元素については０質量％を代入する。
　Ａｃ１（℃）＝７２３－１０．７×Ｍｎ－１６．９×Ｎｉ＋２９．１×Ｓｉ＋１６．９×Ｃｒ
［（Ｄ２）Ａｃ１＋３０℃～９５０℃の最高加熱温度で１秒～１０００秒保持］
　十分にオーステナイト化を進行させてその後の冷却処理で所望の組織を得るため、冷延鋼板を少なくともＡｃ１＋３０℃以上に加熱し、当該温度（最高加熱温度）で均熱処理を行う。オーステナイト化が十分でないと、最終的な組織においてフェライトが多く生成してしまう場合がある。但し、過剰に加熱温度を上げると、オーステナイト粒径の粗大化による靭性の劣化を招くばかりか、焼鈍設備の損傷にも繋がる。そのため上限は９５０℃、好ましくは９００℃とする。均熱時間が短いとオーステナイト化が十分進行しないため、少なくとも１秒以上とする。均熱時間は好ましくは３０秒以上または６０秒以上である。一方、均熱時間が長すぎると生産性を阻害することから上限は１０００秒、好ましくは６００秒とする。均熱中は冷延鋼板を必ずしも一定温度に保持する必要はなく、上記条件を満足する範囲で変動しても構わない。
［（Ｄ３）めっき浴浸漬後、ガスワイピングを施すまでの時間が０．１～５秒であり、かつガスワイピング後の鋼板温度が４４０℃以下であること］
　前記加熱および保持後の冷延鋼板に冷却を行い、溶融亜鉛めっき浴に浸漬する。この時、５５０～７００℃の温度範囲の平均冷却速度が１０～１００℃／秒となるよう冷却することが望ましい。溶融亜鉛めっき浴に浸漬する際の鋼板温度については、鋼板温度とめっき浴温度の差が大きすぎる場合、めっき浴温度が変化してしまい操業に支障をきたす場合がある。このため、鋼板温度はめっき浴温度－２０℃～めっき浴温度＋２０℃とすることが望ましい。溶融亜鉛めっきは常法に従って行えばよい。例えば、めっき浴温は４４０～４８０℃、浸漬時間は５秒以下でよい。鋼板／めっき界面にＡｌ濃化層を形成するために、めっき浴はＡｌを０．１～０．５ｍａｓｓ％含有することが好ましい。その他、不純物としてＦｅ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｐｂ等を含有してもよい。めっきの目付量はガスワイピングにより制御する。目付量は要求される耐食性に応じて適宜変化させればよいが、例えば片面あたり２０～１００ｇ／ｍ2が好ましい。めっき浴浸漬後、ガスワイピングを施すまでの時間は０．１～５秒に制限する。時間が５秒を上回るか、あるいはガスワイピング後の鋼板温度が４４０℃を上回ると、Ａｌ濃化層の崩壊が始まるため、鋼板／めっき界面に存在するＡｌ濃化層中のＡｌ濃度の最大値が所定の値を下回る。下限は特に限定されないが、例えば、ガスワイピング後の鋼板温度は３００℃以上であってよい。一方、ガスワイピングを施すまでの時間の下限は設備構成によって決定されるが、通常の溶融亜鉛めっきラインでは０．１秒を下回ることは困難である。
［（Ｄ４）鋼板をＭｓ～Ｍｓ－２００℃の範囲に冷却し、次いで３００～４２０℃の温度域に再加熱し、当該温度域で１００～６００秒間保持すること］
　未変態のオーステナイトの一部をマルテンサイトに変態させるため、鋼板をマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）～Ｍｓ－２００℃の範囲に冷却する。ここで生成したマルテンサイトは、後の再加熱・保持処理により焼き戻され、焼き戻しマルテンサイトとなる。冷却停止温度がＭｓを超えると、焼き戻しマルテンサイトが形成されないため、所望の金属組織が得られない。一方、冷却停止温度がＭｓ－２００℃を下回ると、未変態オーステナイトが過度に減少するため、所望の残留オーステナイト含有量が得られない。冷却停止温度の好ましい範囲はＭｓ－２０～Ｍｓ－１５０℃であり、より好ましくはＭｓ－４０～Ｍｓ－１００℃℃である。なお、マルテンサイト変態は、フェライト変態および／またはベイナイト変態の後に生じる。上記変態に伴いオーステナイトにＣが分配する。そのため、オーステナイト単相に加熱し、急冷した際のＭｓとは一致しない。本発明の実施形態におけるＭｓは、熱膨張温度を測定することにより求められる。例えば、Ｍｓは、フォーマスタ試験機などの連続熱処理中の熱膨張量を測定可能な装置を用いて、熱処理開始（室温相当）から上記Ｍｓ以下への冷却に至るまでのヒートサイクルを再現し、その間の熱膨張量を測定することにより、求めることができる。ヒートサイクルを熱膨張測定装置で模擬した時の温度－熱膨張曲線では、鋼板は冷却において直線的に熱収縮するが、ある温度で直線関係から逸脱する。この時の温度が本発明の実施形態におけるＭｓである。
　Ｍｓ～Ｍｓ－２００℃の範囲への冷却の後、３００℃～４２０℃の範囲に再加熱、保持を行う。この処理では、所望の残留オーステナイト含有量を得るため、オーステナイト中に炭素を濃化させ、オーステナイトを安定化させる（オーステンパー）と同時に前記冷却で生成したマルテンサイトを焼き戻す。再加熱温度が３００℃未満または保持時間が１００秒未満の場合、オーステナイトへの炭素の濃化が不十分となり、その後室温に冷却する過程で、未変態オーステナイトのうち室温まで残存して残留オーステナイトとなる割合が減少し、フレッシュマルテンサイトとなる割合が増加する。その結果、残留オーステナイトの含有量が体積％で５％の下限を下回るかおよび／またはフレッシュマルテンサイトの含有量が体積％で１５％上限を上回る。一方、再加熱温度が４２０℃を超えるか、あるいは保持時間が６００秒を超えると、オーステナイトのセメンタイトへの分解が生じるため、やはり所望の残留オーステナイト含有量が得られない。なお、前記（Ｄ３）と（Ｄ４）の順序は問わない。例えば、めっき浴に浸漬した後、Ｍｓ～Ｍｓ－２００℃の範囲に冷却しても良いし、（Ｄ４）の工程を終えた後にめっき浴に浸漬しても構わない。
　最終的に室温まで冷却し、最終製品とする。鋼板の平坦矯正、表面粗度の調整のために、調質圧延を行ってもよい。この場合、延性の劣化を避けるため、伸び率を２％以下とすることが好ましい。
　次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例である。本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
　表１に示す化学組成を有する鋼を鋳造し、スラブを作製した。表１に示す成分以外の残部はＦｅおよび不純物である。これらのスラブを表２に示す条件下で粗圧延および仕上げ圧延を含む熱間圧延を行い、熱延鋼板を製造した。その後、表２に示す条件下で巻き取りおよび冷却を行った。次いで、テンションレベラーにより少なくとも１回の曲げ曲げ戻し変形を加えた後、表２に示す条件下で熱延鋼板を酸洗して内部酸化層を除去し、その後冷間圧延した。冷間圧延後の板厚はいずれも１．６ｍｍとした。得られた冷延鋼板に対し、さらに表２に示す条件下で熱処理および溶融亜鉛めっき（ＧＩ）を施した。
　このようにして得られた溶融亜鉛めっき鋼板から圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を測定した。また、日本鉄鋼連盟規格の「ＪＦＳ　Ｔ　１００１　穴広げ試験方法」を行い、穴広げ率（λ）を測定した。ＴＳが９８０ＭＰａ以上、かつ、ＴＳ×Ｅｌ×λ0.5／１０００が９０以上のものを機械特性が良好であり、自動車用部材として用いられるのに好ましいプレス成形性を有すると判断した。
　また、スポット溶接部の耐液体金属脆化（ＬＭＥ）割れ性を評価するため、１５０ｍｍ幅×５０ｍｍ長さの試験片を採取し、二枚組のスポット溶接試験を実施した。板組は表３に示す鋼板同士の二枚組とし、打角を３°つけた状態で溶接した。試験機にはサーボモータ駆動式の定置型スポット溶接試験機を用いた。電源は単相交流５０Ｈｚ、加圧力４００ｋｇｆ、通電時間２０ｃｙｃｌｅ、ホールド時間は５ｃｙｃｌｅとした。溶接電流値は溶融ナゲットの直径が√ｔ（ｔ：板厚／ｍｍ）の４．０倍、５．０倍、５．５倍となる電流値とした。電極には先端径φ６ｍｍ、先端の曲率半径Ｒ４０ｍｍのクロム銅製の電極を用いた。溶接後のサンプルについてナゲット部の断面観察を行い、何れかの電流値において０．２ｍｍ以上の亀裂が認められたものは×（不合格）、何れかの電流値において０．１ｍｍ以上、０．２ｍｍ未満の亀裂が認められたものは○（合格）、何れの電流値においても亀裂が０．１ｍｍ未満であったものは◎（合格）と判定した。結果を表３に示す。
　比較例４、１０および３８は酸洗条件が所定の範囲内に制御されていなかったために、酸洗が過度に進行して母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面直下のＳｉ希薄領域の形成が不十分であったと考えられる。その結果として、Ｓｉs／Ｓｉbの値が高くなり、スポット溶接部に割れが発生した。比較例５、８および３９は酸洗条件が所定の範囲内に制御されていなかったために、酸洗が十分進行せず、内部酸化層の除去が不均一になったと考えられる。その結果として、母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面における深さが２μｍを超える凹部の数密度が増加し、スポット溶接部に割れが発生した。比較例６は式（１）の値が高く、それゆえ過度に内部酸化が進行したために、酸洗後に鋼板の凹凸が大きくなったものと考えられる。その結果として、母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面における深さが２μｍを超える凹部の数密度が増加し、スポット溶接部に割れが発生した。比較例７は式（１）の値が低く、それゆえ内部酸化が十分に進行しなかったために、内部酸化層の直下にＳｉ希薄層を十分に形成できなかったと考えられる。その結果として、Ｓｉs／Ｓｉbの値が高くなり、スポット溶接部に割れが発生した。比較例１６は熱処理およびめっき工程の最高加熱温度が低かったために、オーステナイト化が不十分となり、フェライトが多く生成してしまい、プレス成形性が劣位であった。比較例１６では、最高加熱温度がＡｃ１（７１７℃）よりも低く、マルテンサイト変態し得るオーステナイトが存在しないため、表２中の「Ｍｓ－冷却温度」および「Ｍｓ」は「－」と表示している。比較例１７はめっき浴浸漬後ガスワイピングを施すまでの時間が長かったために、母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面に存在するＡｌ濃化層の崩壊が始まってしまったと考えられ、結果として当該Ａｌ濃化層のＡｌ濃度の最大値が低下し、スポット溶接部に割れが発生した。比較例１８はガスワイピング後の鋼板温度が高かったために、同様にＡｌ濃化層の崩壊が始まってしまったと考えられ、結果として当該Ａｌ濃化層のＡｌ濃度の最大値が低下し、スポット溶接部に割れが発生した。比較例１９は式（４）の値が低く、それゆえ内部酸化が十分に進行しなかったために、Ｓｉ希薄層を十分に形成できなかったと考えられる。その結果として、Ｓｉs／Ｓｉbの値が高くなり、スポット溶接部に割れが発生した。
　比較例２０は熱処理・めっき工程における再加熱温度が低かったために、所望の残留オーステナイト含有量を得ることができず、プレス成形性が劣位であった。比較例２１は熱処理・めっき工程における冷却温度が高かったために、焼き戻しマルテンサイトが形成されず、プレス成形性が劣位であった。比較例２２は熱処理・めっき工程における再加熱温度での保持時間が短かったために、フレッシュマルテンサイト含有量が高くなり、プレス成形性が劣位であった。比較例３３は熱処理・めっき工程における再加熱温度が高かったために、所望の残留オーステナイト含有量を得ることができず、プレス成形性が劣位であった。比較例３４は熱処理・めっき工程における再加熱温度での保持時間が長かったために、同様に所望の残留オーステナイト含有量を得ることができず、プレス成形性が劣位であった。比較例３５は熱処理・めっき工程における冷却温度が低すぎたために、未変態オーステナイトが過度に減少し、同様に所望の残留オーステナイト含有量を得ることができず、プレス成形性が劣位であった。比較例３６は冷間圧延の圧下率が低かったために、鋼板表面を十分に平滑化することができず、最終的に得られた溶融亜鉛めっき鋼板において母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面における深さが２μｍを超える凹部の数密度が増加し、結果としてスポット溶接部に割れが発生した。比較例３７は式（４）の値が高く、それゆえＳｉ等の内部酸化だけでなくＦｅも酸化されてしまい、不めっきが生じてしまった。このため、比較例３７は溶融亜鉛めっき鋼板としての評価対象から除外した。比較例４６～４８および５０～５２は化学組成が所定の範囲内に制御されていないために、プレス成形性が劣位であった。比較例４９はＳｉ含有量が高かったためにスポット溶接部に割れが発生した。比較例５３および５４は酸洗時間が短かったために、酸洗が十分進行せず、内部酸化層の除去が不均一になったと考えられる。その結果として、母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面における深さが２μｍを超える凹部の数密度が増加し、スポット溶接部に割れが発生した。
　これとは対照的に、実施例の鋼板は、ＴＳが９８０ＭＰａ以上でかつＴＳ×Ｅｌ×λ0.5／１０００が９０以上であり、さらにはスポット溶接部の耐ＬＭＥ割れ性の試験結果が良好であったことから、プレス成形性およびスポット溶接部の耐ＬＭＥ割れ性に優れていることがわかる。

Claims (3)

  1. 　母材鋼板と、前記母材鋼板の少なくとも一方の表面に形成された溶融亜鉛めっき層とを備えた溶融亜鉛めっき鋼板であって、
    　前記母材鋼板が、質量％で、
    　Ｃ：０．１５～０．３０％、
    　Ｓｉ：０．３０～２．５０％、
    　Ｍｎ：１．４０～３．４９％、
    　Ｐ：０．０５０％以下、
    　Ｓ：０．０１００％以下、
    　Ａｌ：０．００１～１．５０％、
    　Ｎ：０．０１００％以下、
    　Ｏ：０．０１００％以下、
    　Ｃｒ：０～１．００％、
    　Ｍｏ：０～１．００％、
    　Ｃｕ：０～１．００％、
    　Ｎｉ：０～１．００％、
    　Ｃｏ：０～１．００％、
    　Ｗ：０～１．００％、
    　Ｓｎ：０～１．００％、
    　Ｓｂ：０～０．５０％、
    　Ｎｂ：０～０．２００％、
    　Ｔｉ：０～０．２００％、
    　Ｖ：０～１．００％、
    　Ｂ：０～０．００５０％、
    　Ｃａ：０～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　Ｃｅ：０～０．０１５０％、
    　Ｚｒ：０～０．０１００％、
    　Ｌａ：０～０．０１５０％、
    　Ｈｆ：０～０．０１００％、
    　Ｂｉ：０～０．０１００％、
    　Ｃｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ：０～０．０１００％、ならびに
    　残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
    　前記母材鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲における鋼組織が、体積％で、
    　フェライト：０～５０％、
    　焼き戻しマルテンサイト：１％以上、
    　残留オーステナイト：５％以上、
    　フレッシュマルテンサイト：０～１５％、
    　パーライトおよびセメンタイトの合計：０～５％、および
    　残部：ベイナイト、であり、
    　前記溶融亜鉛めっき鋼板を高周波グロー放電発光分析装置（ＧＤＳ）により測定した場合に、前記母材鋼板と前記溶融亜鉛めっき層の界面に存在するＡｌ濃化層のＡｌ濃度の最大値が２．０ｍａｓｓ％以上であり、かつ、前記母材鋼板と前記溶融亜鉛めっき層の界面直下の前記母材鋼板におけるＳｉs／Ｓｉbが０．９０以下であり、
    　前記母材鋼板と前記溶融亜鉛めっき層の界面における深さが２μｍを超える凹部の数密度が界面長さあたり２．０個／１００μｍ以下であり、かつ、
    　引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする、溶融亜鉛めっき鋼板。
    　Ｓｉs：母材鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面直下の母材鋼板におけるＳｉ発光強度の極小値
    　Ｓｉb：母材鋼板におけるＳｉ発光強度の平均値
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｓｉ：０．３０～１．２０％、および
    　Ａｌ：０．３０～１．５０％
    を含むことを特徴とする、請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　（Ａ）請求項１または２に記載の化学組成を有するスラブを熱間圧延し、次いで得られた熱延鋼板を巻き取り、冷却することを含み、前記冷却が下記式（１）を満足する熱間圧延工程、
    ここで、
    　　　Ｔ（ｔ）：巻取後ｔ秒経過した時の鋼板温度［Ｋ］
    　　　ｔｆ：鋼板温度が６７３Ｋに到達する時間［秒］
    　　　Ｎｘ：鋼中のＳｉ、ＭｎおよびＡｌの原子分率［－］の合計
    　（Ｂ）前記熱延鋼板に少なくとも１回の曲げ曲げ戻し変形を加え、次いで前記熱延鋼板を１．０～５．０ｍｏｌ／ＬのＨＣｌ、３．０ｍｏｌ／Ｌ未満のＦｅ2+および０．１０ｍｏｌ／Ｌ未満のＦｅ3+を含有する温度７０～９０℃の水溶液中に平均速度１０ｍ／分以上で通過させる酸洗処理を、３０秒以上実施することを含む酸洗工程、
    　（Ｃ）酸洗処理後の熱延鋼板を圧下率３０～７５％で冷間圧延する冷間圧延工程、
    　（Ｄ）得られた冷延鋼板に熱処理およびめっきを施すことを含み、下記（Ｄ１）～（Ｄ４）の条件を満足する熱処理およびめっき工程
    　　（Ｄ１）前記冷延鋼板を６００℃からＡｃ１＋３０℃～９５０℃の最高加熱温度までの平均加熱速度が０．２～２０℃／秒となるように加熱し、前記冷延鋼板の周囲の雰囲気が下記式（４）を満たすこと、
    　　　ｐＨ2Ｏ：水蒸気分圧
    　　　ｐＨ2：水素分圧
    　　（Ｄ２）前記冷延鋼板を前記最高加熱温度で１～１０００秒間保持すること、
    　　（Ｄ３）めっき浴浸漬後、ガスワイピングを施すまでの時間が０．１～５秒であり、かつガスワイピング後の鋼板温度が４４０℃以下であること、
    　　（Ｄ４）鋼板をＭｓ～Ｍｓ－２００℃の範囲に冷却し、次いで３００～４２０℃の温度域に再加熱し、前記温度域で１００～６００秒間保持すること
    を含むことを特徴とする、請求項１または２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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