WO2023188643A1 - 亜鉛めっき鋼板、部材およびそれらの製造方法 - Google Patents

亜鉛めっき鋼板、部材およびそれらの製造方法 Download PDF

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WO2023188643A1
WO2023188643A1 PCT/JP2022/047834 JP2022047834W WO2023188643A1 WO 2023188643 A1 WO2023188643 A1 WO 2023188643A1 JP 2022047834 W JP2022047834 W JP 2022047834W WO 2023188643 A1 WO2023188643 A1 WO 2023188643A1
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less
steel sheet
ferrite
galvanized
layer
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PCT/JP2022/047834
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Inventor
達也 中垣内
由康 川崎
聖太郎 寺嶋
Original Assignee
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
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • 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 with excellent ductility, a high-strength member, and a method for producing the same, which is used as a steel sheet for automobiles.
  • Patent Document 1 discloses a high-strength hot-dip galvanized steel sheet that has a DP structure of ferrite and martensite and has high workability.
  • Patent Document 2 proposes an alloyed hot-dip galvanized steel sheet with excellent workability that ensures residual ⁇ and achieves high ductility by adding a large amount of Si.
  • An object of the present invention is to provide a galvanized steel sheet and member having excellent uniform deformation characteristics and local deformation characteristics and a tensile strength TS of 980 MPa or more, and a method for producing the same.
  • the tensile strength TS refers to the tensile strength obtained by conducting a tensile test at a strain rate of 10 ⁇ 3 /s in accordance with the provisions of JIS Z2241 (2011).
  • Excellent uniform deformation properties are defined as total elongation T.
  • the product of El and the above tensile strength TS is TS ⁇ T. It means that El is 17,000 MPa ⁇ % or more.
  • Excellent local deformation properties mean that the tensile test is performed at a strain rate of 10 -3 /s in accordance with the provisions of JIS Z2241 (2011), and the ultimate deformation capacity ⁇ l calculated from the following formula (2) is 0.70. This refers to the above.
  • ⁇ l - ⁇ ln(W/W0)+ln(T/T0) ⁇ ...(2)
  • ⁇ l is the ultimate deformability
  • W is the plate width at the fracture surface of the tensile test piece after the tensile test (mm)
  • W0 is the plate width of the tensile test piece before the tensile test (mm)
  • T is the plate width after the tensile test.
  • T0 is the plate thickness (mm) of the tensile test piece before the tensile test.
  • the present inventors have conducted intensive research from the viewpoint of the composition and microstructure of the steel sheet in order to produce a composite structure type high-strength steel sheet with excellent ductility using a continuous annealing line and a continuous hot-dip galvanizing line.
  • the microstructure of a composite structure type high-strength steel sheet contains high Mn ferrite with a high Mn concentration in addition to low Mn ferrite with a low Mn concentration, and by further reducing the amount of diffusible hydrogen in the steel. It has been found that it is possible to improve both uniform deformation characteristics and local deformation characteristics. Ferrite is a soft phase with lower C and Mn concentrations than hard phases such as martensite, and is an effective phase for improving uniform deformation characteristics.
  • the present inventors have developed a method that includes a specific amount of high Mn ferrite whose Mn concentration is 1.05 times or more and 2.5 times or less than the Mn concentration (Mn content) of the steel sheet. We found that it is possible to significantly improve local deformation characteristics while maintaining highly uniform deformation characteristics. Although the mechanism for improving local deformation characteristics by including high Mn ferrite is not clear, it is possible that the formation of high Mn ferrite has an effective effect on void generation at the interface between ferrite and martensite. . Furthermore, it was found that reducing the amount of diffusible hydrogen in steel effectively improves ductility, and in particular greatly improves local deformation characteristics.
  • a galvanized steel sheet comprising a steel sheet and a galvanized layer formed on the steel sheet,
  • the steel plate is In mass%, C: 0.08% or more and 0.3% or less, Si: 0.5% or more and 3.0% or less, Mn: 2.0% or more and 3.5% or less, P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.01% or more and 0.1% or less, Contains N: 0.015% or less, The remainder has a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities,
  • the area ratio of ferrite is 20% or more and 70% or less, having a structure in which the area ratio of martensite is 30% or more and 80% or less,
  • the ferrite is a low Mn ferrite having a Mn concentration of 0.80 times or more and 0.95 times or less of the Mn content of the steel sheet; a high Mn ferrite whose Mn concentration is 1.05 times or more and 2.5 times or less than the Mn content of the
  • the component composition In mass%, Ca: 0.005% or less,
  • the galvanized steel sheet according to any one of [1] to [4] above, containing one or two selected from Sb: 0.03% or less.
  • the galvanized steel sheet according to any one of [1] to [4] above, containing one or two selected from Sb: 0.03% or less.
  • the surface layer has a soft surface layer whose Vickers hardness is 85% or less with respect to the Vickers hardness at the 1/4 position of the plate thickness, Nanohardness of 300 points or more in a 50 ⁇ m x 50 ⁇ m area of the sheet surface at 1/4 position and 1/2 depth in the sheet thickness direction of the surface soft layer from the steel sheet surface, respectively.
  • the ratio of the number of measurements where the nanohardness of the plate surface at 1/4 of the depth in the thickness direction of the soft surface layer from the surface of the steel sheet is 7.0 GPa or more is 1/4 of the depth in the thickness direction of the soft surface layer. less than or equal to 0.10 for the total number of position measurements; Furthermore, the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface at a position 1/4 of the thickness direction depth of the surface soft layer from the steel plate surface is 1.8 GPa or less, Further, any one of [1] to [5] above, wherein the standard deviation ⁇ of nanohardness of the plate surface at a position 1/2 the thickness direction depth of the superficial soft layer from the steel plate surface is 2.2 GPa or less.
  • Galvanized steel sheet as described in.
  • the galvanized layer is The galvanized steel sheet according to any one of [1] to [7], wherein the Fe content is 8 to 15% by mass and the coating amount per side is 20 to 120 g/m 2 .
  • a hot rolling process to make a steel plate a pickling step of pickling the obtained hot rolled steel sheet;
  • the obtained cold rolled annealed steel sheet is cooled to 550°C or less at an average cooling rate of 3°C/s or more and 50°C/s or less in the temperature range of 750 to 550°C.
  • a galvanizing step of performing galvanizing treatment after the first cooling step a second cooling step of cooling the plated steel sheet after the galvanizing step to 100° C. or less;
  • the average heating rate at 500 to 700°C is 3°C/s or more, At a temperature of 780° C.
  • D in the following formula (1) satisfies 1.0 ⁇ 10 ⁇ 6 or higher and 8.0 ⁇ 10 ⁇ 6 or lower, Heating to the highest temperature of 780°C or higher and lower than (Ac 3 points -20°C),
  • a method for manufacturing a galvanized steel sheet, in which the hydrogen concentration in an annealing furnace in a temperature range of 780° C. or higher is 1 vol% or more and 20 vol% or less.
  • t i Residence time (s) in the temperature range from T i °C to less than T i +10 °C, T i (°C): 780+i ⁇ 10 (i: integer from 0 to 15), The residence time t i (s) in the temperature range exceeding the maximum temperature reached is 0 s.
  • galvanized steel sheets and members having excellent uniform deformation characteristics and local deformation characteristics and a tensile strength TS of 980 MPa or more, and methods for manufacturing the same are provided.
  • the galvanized steel sheet of the present invention can be suitably used as a material for automobile parts.
  • (a) is a diagram for explaining the U-bending process (primary bending process) in the U-bending + close-contact bending test of Example (Example 2).
  • (b) is a diagram for explaining the close bending process (secondary bending process) in the U-bending + close bending test of Example (Example 2).
  • (a) is a diagram for explaining the V-bending process (primary bending process) in the V-bending + orthogonal VDA bending test of Example (Example 2).
  • (b) is a diagram for explaining orthogonal VDA bending (secondary bending) in the V-bending + orthogonal VDA bending test of Example (Example 2).
  • Example 2 is a front view of a test member manufactured for the axial crush test of Example (Example 2), in which a hat-shaped member and a steel plate are spot-welded.
  • Example 3(a) is a perspective view of the test member shown in FIG. 3(a).
  • Example 3(a) is a schematic diagram for explaining the axial crush test of Example (Example 2).
  • the galvanized steel sheet of the present invention is a galvanized steel sheet comprising a steel sheet and a galvanized layer formed on the steel sheet, and the steel sheet has C: 0.08% or more and 0.3% by mass. % or less, Si: 0.5% or more and 3.0% or less, Mn: 2.0% or more and 3.5% or less, P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.01 % or more and 0.1% or less, N: 0.015% or less, the remainder being Fe and unavoidable impurities, the area ratio of ferrite is 20% or more and 70% or less, and martensite
  • the above-mentioned ferrite has a structure in which the area ratio of , high Mn ferrite whose Mn concentration is 1.05 times or more and 2.5 times or less than the Mn concentration (Mn content) of the steel sheet, and the ratio of the low Mn ferrite to the whole ferrite is expressed as an area ratio.
  • the ratio of high Mn ferrite to the whole ferrite is 20% or more and 80% or less in terms of area ratio
  • the average crystal grain size of martensite is 10 ⁇ m or less
  • the amount of diffusible hydrogen is 0.30 mass ppm or less.
  • C 0.08% or more and 0.3% or less
  • the C content should be 0.08% or more. is necessary.
  • the C content is set to 0.08% or more and 0.3% or less.
  • the C content is preferably 0.10% or more. Further, the C content is preferably 0.25% or less, more preferably 0.20% or less.
  • Si 0.5% or more and 3.0% or less Si is an element effective for strengthening steel, and is also an element useful for producing high Mn ferrite. Such effects are obtained when the Si content is 0.5% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 3.0%, the surface quality will deteriorate due to Si-based scale generated during hot rolling. Therefore, the Si content is set to 0.5% or more and 3.0% or less. The Si content is preferably 0.7% or more. Further, the Si content is preferably 2.0% or less.
  • Mn 2.0% or more and 3.5% or less Mn is an element effective in strengthening steel and is also necessary for producing high Mn ferrite. In order to ensure the desired effect, the Mn content needs to be 2.0% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.5%, weldability and formability will deteriorate. Therefore, the Mn content is set to 2.0% or more and 3.5% or less. The Mn content is preferably 2.2% or more. Further, the Mn content is preferably 3.0% or less.
  • P 0.1% or less
  • P is an effective element for strengthening steel, but if the P content exceeds 0.1%, it causes a decrease in workability and toughness. Therefore, the P content is set to 0.1% or less.
  • the P content is preferably 0.05% or less, more preferably 0.02% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, but is preferably 0.003% or more from the viewpoint of manufacturing costs.
  • S 0.01% or less Since S becomes inclusions such as MnS and causes deterioration of formability, it is better to keep it as low as possible, and the S content is set to 0.01% or less.
  • the S content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but from the viewpoint of manufacturing costs, it is preferably 0.0003% or more.
  • Al acts as a deoxidizing agent and is an effective element for the cleanliness of steel, and is preferably added in the deoxidizing step.
  • the Al content is less than 0.01%, the effect of its addition will be poor, so the lower limit of the Al content is set to 0.01%.
  • Al content is preferably 0.02% or more.
  • the Al content is set to 0.1% or less.
  • Al content is preferably 0.06% or less.
  • the N content is set to 0.015% or less.
  • the N content is preferably 0.010% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but the N content is preferably 0.001% or more.
  • the steel sheet of the present invention has a composition having the above-mentioned components, with the remainder containing Fe (iron) and inevitable impurities.
  • the steel plate according to one embodiment of the present invention has a composition containing the above-mentioned components, with the remainder consisting of Fe (iron) and inevitable impurities.
  • the steel plate of the present invention may contain one or more elements selected from the following (A), (B), (C), and (D) as arbitrary elements depending on desired characteristics.
  • Ti and Nb are added for the purpose of increasing the strength of the steel by precipitation strengthening.
  • Ti and Nb it is preferable that the Ti content and the Nb content are each 0.01% or more.
  • the Ti content and Nb content are each preferably 0.03% or more. Further, the Ti content and the Nb content are each preferably 0.1% or less.
  • One or more types selected from Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, V: 1.0% or less Cr, Mo, and V improve hardenability and are effective for strengthening steel. It is an element. This effect can be obtained by setting the Cr content to 0.05% or more, the Mo content to 0.05% or more, and the V content to 0.01% or more. It will be done. Therefore, it is preferable that the Cr content is 0.05% or more, the Mo content is 0.05% or more, and the V content is 0.01% or more.
  • the Cr content is preferably 0.1% or more.
  • Mo content is preferably 0.1% or more.
  • the V content is preferably 0.02% or more. However, if each of the Cr content, Mo content, and V content exceeds 1.0%, moldability decreases.
  • the Cr content, Mo content, and V content are each 1.0% or less.
  • the Cr content is preferably 0.5% or less.
  • the Mo content is preferably 0.5% or less.
  • the V content is preferably 0.5% or less.
  • B 0.005% or less
  • B is an element that has the effect of improving hardenability, and can be included as necessary. Such an effect can be obtained when the B content is 0.0003% or more. Therefore, it is preferable that the B content is 0.0003% or more.
  • the B content is more preferably 0.001% or more. However, if B is contained in an amount exceeding 0.005%, the effect will be saturated and the cost will increase, so when B is contained, the B content should be 0.005% or less.
  • the B content is preferably 0.003% or less.
  • One or two types selected from Ca: 0.005% or less, Sb: 0.03% or less Ca is an effective element for spheroidizing the shape of sulfide and improving the negative effect of sulfide on formability. Yes, and can be included if necessary. This effect can be obtained by setting the Ca content to 0.001% or more. However, when Ca is contained in an amount exceeding 0.005%, inclusions and the like increase, causing surface and internal defects. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is set to 0.005% or less.
  • Sb has the effect of suppressing the decarburization layer generated in the surface layer of the steel sheet and improving fatigue properties. In order to exhibit such effects, it is preferable that the Sb content is 0.003% or more.
  • the Sb content is set to 0.03% or less.
  • the Sb content is preferably 0.005% or more. Further, the Sb content is preferably 0.02% or less.
  • the above-mentioned arbitrary element is contained in an amount less than the preferable lower limit value mentioned above, the element is included as an unavoidable impurity.
  • Martensite area ratio 30% or more and 80% or less Martensite works to increase the strength of steel, and in order to obtain the desired strength, it is necessary to have an area ratio of 30% or more. On the other hand, when the area ratio of martensite exceeds 80%, formability decreases. Therefore, the area ratio of martensite is set to 30% or more and 80% or less. Martensite is preferably 40% or more. Moreover, martensite is preferably 70% or less.
  • Average crystal grain size of martensite 10 ⁇ m or less Further, making martensite finer is effective in improving local deformation characteristics. Such effects can be obtained when the average crystal grain size of martensite is 10 ⁇ m or less, so the average crystal grain size of martensite is set to 10 ⁇ m or less.
  • the average grain size of martensite is preferably 7 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of martensite is preferably 1 ⁇ m or more, more preferably 2 ⁇ m or more.
  • the martensite may be either fresh martensite as quenched or tempered martensite, and there is no problem even if both are mixed.
  • Ferrite area ratio 20% or more and 70% or less In order to ensure good uniform elongation characteristics, it is necessary that the total area ratio of ferrite be 20% or more. On the other hand, if the area ratio of ferrite exceeds 70%, it becomes difficult to obtain desired strength. Therefore, the area ratio of ferrite is set to 20% or more and 70% or less.
  • the content of ferrite is preferably 30% or more. Further, the content of ferrite is preferably 60% or less. Note that ferrite here refers to all ferrites (the entire ferrite) including high Mn ferrite and low Mn ferrite, which will be described later. This includes those that do not.
  • the low Mn ferrite Ferrite refers to ferrite whose Mn concentration is 0.80 to 0.95 times the Mn concentration (Mn content) of the steel sheet. Furthermore, in the present invention, low Mn ferrite refers to ferrite whose Mn concentration is 1.05 to 2.5 times the Mn concentration (Mn content) of the steel sheet.
  • low-Mn ferrite and high-Mn ferrite By mixing low-Mn ferrite and high-Mn ferrite in proportions of 20 to 80% of the total ferrite, both uniform deformation characteristics and local deformation characteristics become high. If the ratio of low Mn ferrite or high Mn ferrite to the whole ferrite is less than 20% or more than 80%, the above effects cannot be obtained.
  • the ratio is 20 to 80%, respectively. Preferably, this proportion is 30% or more. Further, preferably, this ratio is 70% or less.
  • the method for measuring the structure is to first reveal the structure with a 1% by mass nital solution, and then remove the structure at a position of 1/4 of the plate thickness (a position at a depth equivalent to 1/4 of the plate thickness from the surface).
  • the area ratio of martensite, ferrite, pearlite, and bainite is quantified from the microstructure photograph taken by observing at a magnification of 3000 times using a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • the volume fraction of retained austenite is determined by polishing a steel plate to 1/4 of the surface in the thickness direction and determining the diffraction X-ray intensity of this 1/4 of the thickness.
  • CoK ⁇ rays were used for the incident X-rays, and the peaks of the ⁇ 111 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , and ⁇ 311 ⁇ planes of the retained austenite phase and the ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , and ⁇ 211 ⁇ planes of the ferrite phase were detected. Intensity ratios are determined for all combinations of integrated intensities, and the average value thereof is taken as the volume fraction (area fraction) (%) of retained austenite.
  • the average crystal grain size of martensite is determined by observing it using a SEM at a magnification of 3,000 times, using the photographed microstructure photograph, determining the area and number of martensite in a field of view of 5,000 to 10,000 ⁇ m2, and dividing the area by the number of grains.
  • the area per site crystal grain is determined, and one side of the martensite approximated to a square is defined as the average crystal grain size.
  • the ratio of low Mn ferrite and high Mn ferrite to the total ferrite is determined as follows. First, a sample was taken with the thickness section of the steel plate parallel to the rolling direction as the observation surface, and after the observation surface was mechanically polished to a mirror finish, the FE-EPMA By analysis, the distribution of Mn concentration in a field of view of 5000 to 10000 ⁇ m 2 is measured at intervals of 0.1 ⁇ m. The measurement points corresponding to the ferrite positions are extracted from among them, and the concentration is 0.80 times or more and 0.95 times or less, or 1.05 times or more and 2.5 times the Mn concentration (Mn content) of the steel. Extract the following measurement points.
  • the number of measurement points with a Mn concentration of 0.80 times or more and 0.95 times or less and the number of measurement points with a Mn concentration of 1.05 times or more and 2.5 times or less of the Mn concentration of the steel is calculated based on the number of measurement points of the entire ferrite.
  • the ratio is calculated as the ratio of the area ratio of low Mn ferrite and the area ratio of high Mn ferrite to the area ratio of the entire ferrite.
  • the location of ferrite at the location where the FE-EPMA analysis of Mn has been performed is not particularly limited, but it can be identified by measuring the C concentration distribution using FE-EPMA.
  • phases other than the above such as bainite, retained austenite, pearlite, etc. may be included in an area ratio of 10% or less.
  • Amount of diffusible hydrogen in steel 0.30 mass ppm or less
  • the above steel plate has a diffusible hydrogen amount in steel of 0.30 mass ppm or less as measured by the method described below.
  • Diffusible hydrogen in steel not only deteriorates hydrogen embrittlement resistance, but if the amount of diffusible hydrogen in steel exceeds 0.30 mass ppm, ductility also decreases, and in particular, local deformation characteristics decrease significantly. do. Therefore, in the present invention, the amount of diffusible hydrogen in steel is set to 0.30 mass ppm or less, preferably 0.20 mass ppm or less. Although the lower limit is not particularly limited, it is preferably as low as possible.
  • the amount of diffusible hydrogen in steel is measured by the following method.
  • a 5 x 30 mm test piece is cut out from a plated steel plate.
  • the plating on the surface of the test piece is removed using a router and the test piece is placed in a quartz tube.
  • the temperature is raised at 200° C./hr, and hydrogen generated up to 250° C. is measured using a gas chromatograph.
  • the amount of released hydrogen is measured by the temperature programmed analysis method, and the cumulative value of the amount of hydrogen detected in the temperature range from room temperature to less than 210° C. is defined as the amount of diffusible hydrogen.
  • the room temperature may be 0 to 50°C.
  • a galvanized steel sheet according to an embodiment of the present invention may have a surface soft layer (located on the base (substrate) of galvanization) on the surface of the base steel sheet.
  • the soft surface layer contributes to suppressing the propagation of bending cracks during press molding and car body collisions, further improving the bending fracture resistance.
  • the surface soft layer means a decarburized layer, and is a surface layer region having a Vickers hardness of 85% or less of the Vickers hardness of the cross section at the 1/4 thickness position.
  • the surface soft layer is formed in an area of 200 ⁇ m or less in the thickness direction from the surface of the base steel sheet.
  • the thickness of the surface soft layer is preferably 150 ⁇ m or less, more preferably 120 ⁇ m or less, and most preferably 100 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the thickness of the soft surface layer is not particularly determined, but the area where the soft surface layer is formed is preferably 7 ⁇ m or more in the thickness direction from the surface of the base steel sheet. Vickers hardness is measured based on JIS Z 2244-1 (2020) with a load of 10 gf.
  • Nano-hardness of surface soft layer 300 points in an area of 50 ⁇ m x 50 ⁇ m on the plate surface at 1/4 position and 1/2 depth in the thickness direction of the surface soft layer from the surface of the base steel plate, respectively.
  • the proportion of measurements where the nanohardness of the plate surface at 1/4 of the depth in the thickness direction of the surface soft layer from the surface of the base steel sheet was 7.0 GPa or more was determined by the thickness of the surface soft layer.
  • the ratio of the number of measurements where the nanohardness of the plate surface at the 1/4 position is 7.0 GPa or more is 0.10 or less to the total number of measurements at the 1/4 position of the thickness direction depth of the surface soft layer.
  • the ratio of nanohardness of 7.0 GPa or more is 0.10 or less, it means that the ratio of hard structures (martensite, etc.), inclusions, etc.
  • the ratio of nanohardness of the plate surface at 1/4 of the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface to 7.0 GPa or more is preferably 0.09 or less to the total number of measurements, and 0. More preferably, it is .08 or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but may be 0.01 or more.
  • the standard deviation ⁇ of the nano-hardness of the plate surface at a position 1/4 of the depth in the thickness direction of the surface soft layer from the steel plate surface is 1.8 GPa or less, and The standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface at the 1/2 position is 2.2 GPa or less.
  • the standard deviation ⁇ of the nano-hardness of the plate surface at 1/4 of the depth in the thickness direction of the soft layer is 1.8 GPa or less, and furthermore, the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface at 1/4 of the depth in the thickness direction of the surface soft layer from the steel plate surface is 1/2 of the depth in the thickness direction of the surface soft layer.
  • the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface is 2.2 GPa or less.
  • the standard deviation ⁇ of the nano-hardness of the plate surface at a position 1/4 of the depth in the thickness direction of the surface soft layer from the steel plate surface is 1.8 GPa or less, and If the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface at the 1/2 position is 2.2 GPa or less, it means that the difference in microstructure hardness in the micro region is small, and it is difficult to prevent the formation and connection of voids during press forming and collision. It becomes possible to further suppress the propagation of cracks, and excellent R/t and SFmax can be obtained.
  • a more preferable range of the standard deviation ⁇ of the nano-hardness of the plate surface at a position 1/4 of the thickness direction depth of the surface soft layer from the steel plate surface is 1.7 GPa or less.
  • the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface at a position 1/4 of the thickness direction depth of the surface soft layer from the steel plate surface is more preferably 1.6 GPa or less.
  • the lower limit is not particularly limited, the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface at a position 1/4 of the thickness direction depth of the surface soft layer from the steel plate surface may be 0.1 GPa or more, and may be 0.3 GPa or more. .
  • a more preferable range of the standard deviation ⁇ of the nano-hardness of the plate surface at a position 1/2 the thickness direction depth of the surface soft layer from the steel plate surface is 2.1 GPa or less.
  • the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface at a position 1/2 the thickness direction depth of the surface soft layer from the steel plate surface is more preferably 2.0 GPa or less.
  • the lower limit is not particularly limited, the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface at 1/2 the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface may be 0.1 GPa or more, and may be 0.3 GPa or more. good.
  • the nanohardness of the plate surface at the 1/4 position and 1/2 position of the depth in the thickness direction is the hardness measured by the following method.
  • the plating layer is peeled off.
  • mechanical polishing was performed from the surface of the steel plate (base steel plate) to a position 1/4 of the depth in the thickness direction of the surface soft layer - 5 ⁇ m, and from the surface of the base steel plate to the depth in the thickness direction of the surface soft layer.
  • Buff polishing with diamond and alumina is performed to the 1/4th position, and further polishing with colloidal silica is performed.
  • Nanohardness is measured using Hysitron's tribo-950 with a Berkovich-shaped diamond indenter under the conditions of load: 500 ⁇ N, measurement area: 50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m, and dot spacing: 2 ⁇ m. Further, mechanical polishing is performed to 1/2 the depth in the thickness direction of the surface soft layer, buff polishing with diamond and alumina, and further colloidal silica polishing. Then, the nanohardness is measured using Hysitron's tribo-950 with a Berkovich-shaped diamond indenter under the conditions of load: 500 ⁇ N, measurement area: 50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m, and dot spacing: 2 ⁇ m.
  • the galvanized steel sheet according to an embodiment of the present invention has a metal plating layer (first plating layer, pre-plating layer) (in addition, a metal plating layer (first plating layer) on one or both surfaces of the steel sheet (base steel sheet). It is preferable to have a galvanized layer (excluding the galvanized layer of the hot-dip galvanized layer and the alloyed hot-dip galvanized layer).
  • the metal plating layer is preferably a metal electroplating layer, and below, the metal electroplating layer will be explained as an example.
  • the metal electroplating layer on the outermost layer contributes to suppressing the occurrence of bending cracks during press forming and when a vehicle body collides, so that the bending rupture resistance is further improved.
  • the thickness of the soft layer can be increased, and the axial crushing properties can be made very excellent.
  • the present invention by having a metal plating layer, it is possible to obtain the same axial crushing characteristics as when the soft layer thickness is large even if the soft layer thickness is small and the dew point is ⁇ 20° C. or lower.
  • the metal species of the metal electroplating layer include Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Ga, Ge, As, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Sn, Sb, Os, Ir, Rt, Any of Au, Hg, Ti, Pb, and Bi may be used, but Fe is more preferable.
  • an Fe-based electroplated layer will be explained as an example, but the following conditions for Fe can be similarly adopted for other metal types.
  • the amount of the Fe-based electroplated layer deposited is more than 0 g/m 2 , preferably 2.0 g/m 2 or more.
  • the upper limit of the amount of the Fe-based electroplated layer per side is not particularly limited, but from the viewpoint of cost, it is preferable that the amount of the Fe-based electroplated layer applied per side is 60 g/m 2 or less.
  • the amount of the Fe-based electroplated layer deposited is preferably 50 g/m 2 or less, more preferably 40 g/m 2 or less, and even more preferably 30 g/m 2 or less.
  • the adhesion amount of the Fe-based electroplating layer is measured as follows. A sample with a size of 10 x 15 mm is taken from a Fe-based electroplated steel plate and embedded in resin to form a cross-sectional embedded sample. Three arbitrary points on the same cross section were observed using a scanning electron microscope (SEM) at an accelerating voltage of 15 kV and a magnification of 2,000 to 10,000 times depending on the thickness of the Fe-based plating layer. By multiplying the average value by the specific gravity of iron, it is converted into the amount of adhesion per one side of the Fe-based plating layer.
  • SEM scanning electron microscope
  • Fe-based electroplating layers include Fe-B alloy, Fe-C alloy, Fe-P alloy, Fe-N alloy, Fe-O alloy, Fe-Ni alloy, Fe-Mn alloy, Fe- An alloy plating layer such as Mo alloy or Fe-W alloy can be used.
  • the composition of the Fe-based electroplated layer is not particularly limited, but 1 selected from the group consisting of B, C, P, N, O, Ni, Mn, Mo, Zn, W, Pb, Sn, Cr, V, and Co.
  • the composition contains two or more elements in a total of 10% by mass or less, with the remainder consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • the C content is preferably 0.08% by mass or less.
  • Galvanized layer (second plating layer) Plating amount per side is 20-120g/ m2
  • the galvanized layer preferably has a coating weight of 20 g/m 2 or more per side. Further, the amount of plating deposited on one side of the galvanized layer is preferably 120 g/m 2 or less. If the amount of adhesion is less than 20 g/m 2 , it may be difficult to ensure corrosion resistance. Therefore, the amount of plating deposited on one side of the galvanized layer is preferably 20 g/m 2 or more. On the other hand, if it exceeds 120 g/m 2 , the plating peeling resistance may deteriorate. Therefore, the amount of plating deposited on one side of the galvanized layer is preferably 120 g/m 2 or less.
  • the Fe content of the galvanized layer is 8 to 15% by mass% Moreover, it is preferable that the galvanized layer contains Fe in an amount of 8% or more by mass. Moreover, it is preferable that the galvanized layer contains 15% or less of Fe in mass %.
  • the Fe content in the galvanized layer is 8% or more by mass, it can be said that a sufficient Fe--Zn alloy layer is obtained. Preferably it is 9% or more, more preferably 10% or more.
  • the Fe content exceeds 15%, plating adhesion deteriorates, which may cause a problem called powdering during pressing. Therefore, it is preferable that the Fe content is 15% or less. More preferably it is 14% or less, still more preferably 13% or less.
  • the thickness of the galvanized steel sheet of the present invention is not particularly limited, but is preferably 0.8 mm or more, more preferably 1.0 mm or more. Further, the plate thickness is preferably 3.2 mm or less, more preferably 2.6 mm or less.
  • a steel slab having the above-mentioned composition is subjected to hot rolling, and a hot rolled steel slab having a structure in which the total area ratio of bainite and martensite is 80% or more is heated.
  • the average heating rate at 500 to 700°C is 3°C/s or more, and at a temperature of 780°C or more and less than 940°C, D in the following formula (1) is 1.0 ⁇ 10 -6 or more 8.0 ⁇ 10 -6 or less, heat to a maximum temperature of 780°C or higher and (Ac 3 points -20°C) or lower, and make the hydrogen concentration in the annealing furnace 1 vol% or more and 20 vol% or less in the temperature range of 780°C or higher. .
  • t i Residence time (s) in the temperature range from T i °C to less than T i +10 °C, T i (°C): 780+i ⁇ 10 (i: integer from 0 to 15), The residence time t i (s) in the temperature range exceeding the maximum reached temperature is 0 s.
  • temperature is assumed to be the steel plate surface temperature.
  • the steel plate surface temperature can be measured using a radiation thermometer or the like.
  • the average cooling rate is (surface temperature before cooling ⁇ surface temperature after cooling)/cooling time.
  • the average heating rate is (surface temperature after heating - surface temperature before heating)/heating time.
  • the melting method for producing the above-mentioned steel slab is not particularly limited, and any known melting method such as a converter or an electric furnace can be employed. Further, secondary refining may be performed in a vacuum degassing furnace. Thereafter, it is preferable to form a slab (steel material) by a continuous casting method in view of productivity and quality issues. Further, a slab may be formed by a known casting method such as an ingot-blowing rolling method or a continuous thin slab casting method.
  • Hot rolling Structure of hot rolled steel sheet Total area ratio of bainite and martensite is 80% or more
  • the total area ratio of bainite and martensite is set to 80% or more.
  • the hot rolling conditions are not particularly limited as long as the structure of the hot rolled steel sheet has a total area ratio of bainite and martensite of 80% or more, but the hot rolling conditions are as follows: slab heating temperature, finish rolling temperature, temperature range of 800 to 600°C. For example, the following conditions can be applied as the average cooling rate and winding temperature.
  • Slab heating To hot-roll a steel slab, there are two methods: rolling the slab after heating it, directly rolling the slab after continuous casting without heating it, and rolling after subjecting the slab after continuous casting to a short heat treatment. methods etc. can be applied.
  • the slab heating temperature may be 1100°C or higher. Further, the slab heating temperature may be 1320° C. or lower.
  • Finish rolling temperature 800°C or higher Average cooling rate in the temperature range of 800 to 600°C: 30°C/s or more Average cooling rate of 30°C/s when the finish rolling end temperature is less than 800°C or in the temperature range of 800 to 600°C If it is less than 80%, ferrite will be excessively generated during rolling or cooling, making it difficult to make the total area ratio of bainite and martensite 80% or more in the hot-rolled sheet structure. Therefore, it is preferable that the finish rolling temperature be 800° C. or higher and the average cooling rate in the temperature range of 800 to 600° C. be 30° C./s or higher.
  • the upper limit is preferably 200° C./s or less from the viewpoint of equipment cost.
  • Coiling temperature 300°C or more and 550°C or less If the coiling temperature is less than 300°C, the shape of the hot rolled steel sheet will deteriorate and the threadability during subsequent rolling and annealing will be affected. It is preferable to do so. On the other hand, if the winding temperature exceeds 550° C., ferrite and pearlite are generated after winding, making it difficult to make the hot rolled sheet structure have a total area ratio of bainite and martensite of 80% or more. Therefore, the winding temperature is preferably 550°C or less.
  • the obtained hot rolled steel sheet is pickled.
  • the conditions for pickling are not particularly limited.
  • Cold rolling Cold rolling ratio 30% or more and 80% or less
  • the cold rolling conditions are such that the cold rolling ratio (cumulative rolling ratio) is 30% or more in order to generate recrystallized ferrite during annealing and ensure workability. There is a need to.
  • the cold reduction rate is set to 30% or more and 80% or less.
  • the cold reduction rate is preferably 40% or more. Further, the cold rolling reduction rate is preferably 70% or less.
  • a first plating step is performed in which metal plating is applied to one or both sides of the steel sheet after the cold rolling step and before the continuous annealing step to form a metal plating layer (first plating layer).
  • first plating layer May contain.
  • the surface of the cold-rolled steel sheet obtained as described above may be subjected to metal electroplating treatment to obtain a pre-annealed metal electroplated steel sheet with a pre-annealed metal electroplated layer formed on at least one side.
  • the metal plating mentioned here excludes zinc plating (secondary plating).
  • the metal electroplating treatment method is not particularly limited, but as mentioned above, the metal electroplating layer to be formed on the steel plate (base steel plate) is preferably a metal electroplating layer, so it is preferable to perform metal electroplating treatment. .
  • a sulfuric acid bath, a hydrochloric acid bath, or a mixture of both can be used in the Fe-based electroplating bath.
  • the amount of deposited metal electroplating layer before annealing can be adjusted by adjusting the current application time and the like.
  • the metal electroplated steel sheet before annealing means that the metal electroplating layer has not undergone a continuous annealing process, and the metal electroplating layer is not subjected to a continuous annealing process. Annealed embodiments are not excluded.
  • the metal species of the electroplating layer include Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Ga, Ge, As, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Sn, Sb, Os, Ir, Any of Rt, Au, Hg, Ti, Pb, and Bi may be used, but Fe is more preferable, so a method for producing Fe-based electroplating will be described below.
  • the Fe ion content in the Fe-based electroplating bath before the start of current application is preferably 0.5 mol/L or more as Fe 2+ . If the Fe ion content in the Fe-based electroplating bath is 0.5 mol/L or more as Fe 2+ , a sufficient amount of Fe deposition can be obtained. Further, in order to obtain a sufficient amount of Fe deposited, it is preferable that the Fe ion content in the Fe-based electroplating bath before the start of current application is 2.0 mol/L or less.
  • the Fe-based electroplating bath contains Fe ions 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. It can contain one type of element.
  • the total content of these elements in the Fe-based electroplating bath is preferably such that the total content of these elements in the Fe-based electroplated layer before annealing is 10% by mass or less.
  • the metal element may be contained as a metal ion, and the non-metal element may be contained as a part of boric acid, phosphoric acid, nitric acid, organic acid, or the like.
  • the iron sulfate plating solution may contain a conductivity aid such as sodium sulfate or potassium sulfate, a chelating agent, or a pH buffer.
  • the temperature of the Fe-based electroplating solution is preferably 30° C. or higher, and preferably 85° C. or lower, in view of constant temperature retention.
  • the pH of the Fe-based electroplating bath is not particularly specified, it is preferably 1.0 or higher from the viewpoint of preventing a decrease in current efficiency due to hydrogen generation, and considering the electrical conductivity of the Fe-based electroplating bath, .0 or less is preferable.
  • the current density is preferably 10 A/dm 2 or more from the viewpoint of productivity, and preferably 150 A/dm 2 or less from the viewpoint of facilitating control of the amount of Fe-based electroplated layer deposited.
  • the plate passing speed is preferably 5 mpm or more from the viewpoint of productivity, and preferably 150 mpm or less from the viewpoint of stably controlling the amount of adhesion.
  • degreasing treatment and water washing can be performed to clean the steel sheet surface, and furthermore, pickling treatment and water washing can be performed to activate the steel sheet surface.
  • pickling treatment can be performed to activate the steel sheet surface.
  • Fe-based electroplating treatment is performed.
  • the method of degreasing and washing with water is not particularly limited, and ordinary methods can be used.
  • various acids such as sulfuric acid, hydrochloric acid, nitric acid, and mixtures thereof can be used. Among these, sulfuric acid, hydrochloric acid, or a mixture thereof is preferred.
  • the acid concentration is not particularly defined, it is preferably about 1 to 20 mass% in consideration of the ability to remove an oxide film and the prevention of rough skin (surface defects) due to overacid washing.
  • the pickling treatment liquid may contain an antifoaming agent, a pickling accelerator, a pickling inhibitor, and the like.
  • Continuous annealing Average heating rate at 500 to 700°C: 3°C/s or more After the cold rolling, the obtained cold rolled steel sheet is subjected to continuous annealing.
  • the average heating rate at 500 to 700°C is set to 3°C/s or more.
  • the average heating rate is preferably 5°C/s or more.
  • the average heating rate is preferably 100°C/s or less, more preferably 50°C/s or less.
  • t i Residence time (s) in the temperature range from T i °C to less than T i +10 °C, T i (°C): 780+i ⁇ 10 (i: integer from 0 to 15), The residence time t i (s) in the temperature range exceeding the maximum temperature reached is 0 s. If D expressed by formula (1) is less than 1.0 ⁇ 10 -6 , Mn concentration from ferrite to austenite during two-phase region annealing will be insufficient, resulting in low Mn ferrite and high Mn ferrite having the desired Mn concentration. Ferrite cannot be obtained.
  • D should be 1.0 ⁇ 10 ⁇ 6 or more and 8.0 ⁇ 10 ⁇ 6 or less.
  • D is preferably 1.5 ⁇ 10 ⁇ 6 or more. Further, D is preferably 6.0 ⁇ 10 ⁇ 6 or less.
  • Hydrogen concentration in the annealing furnace in the temperature range of 780 ° C. or higher 1 vol% or more and 20 vol% or less If the hydrogen concentration in the annealing furnace in the temperature range of 780 ° C. or higher is less than 1 vol%, plating properties will deteriorate and non-plating will occur. . On the other hand, when this hydrogen concentration exceeds 20 vol%, the diffusible hydrogen concentration in the steel increases, resulting in deterioration in hydrogen embrittlement resistance and reduction in steel ductility. Therefore, the hydrogen concentration in the annealing furnace in the temperature range of 780° C. or higher is set to 1 vol% or more and 20 vol% or less. This hydrogen concentration is preferably 3 vol% or more. Further, this hydrogen concentration is preferably 15 vol% or less.
  • Dew point of atmosphere (annealing atmosphere) in continuous annealing step ⁇ 30° C. or higher
  • the dew point of atmosphere (annealing atmosphere) in continuous annealing step is ⁇ 30° C. or higher.
  • the dew point of the annealing atmosphere in the continuous annealing step is more preferably -25°C or higher, still more preferably over -20°C, even more preferably -15°C or higher, and even more preferably -5°C or higher. be.
  • the annealing temperature in the continuous annealing process is The dew point of the atmosphere is preferably 30° C. or lower.
  • First cooling Average cooling rate after continuous annealing 3°C/s to 50°C/s in the temperature range of 750 to 550°C Cooling treatment is performed on the cold rolled annealed steel sheet obtained after continuous annealing.
  • high Mn ferrite is produced by transformation from Mn-enriched austenite during two-phase region annealing. If the average cooling rate in the temperature range of 750 to 550° C. where ferrite is generated during cooling exceeds 50° C./s, ferrite transformation will be suppressed and high Mn ferrite will not be obtained. On the other hand, if the cooling rate is less than 3° C./s, pearlite will be generated during cooling and the desired amount of martensite will not be obtained.
  • the average cooling rate in the temperature range of 750 to 550°C after annealing is set to 3°C/s or more and 50°C/s or less.
  • the average cooling rate in the temperature range of 750 to 550°C after annealing is preferably 5°C/s or more. Further, the average cooling rate in the temperature range of 750 to 550°C after annealing is preferably 30°C/s or less.
  • the cooling stop temperature in cooling (first cooling) after this annealing is set to 550° C. or less, because if it exceeds 550° C., excessive pearlite will be generated and the desired structure will not be obtained.
  • Zinc plating treatment In the present invention, a zinc plating treatment is performed after the above first cooling step.
  • galvanizing process hot-dip galvanizing process can be adopted.
  • the conditions for the hot-dip galvanizing treatment are not particularly limited.
  • Alloying treatment after galvanizing treatment Temperature range: 480-560°C, processing time: 5-60s
  • an alloying process may be performed.
  • the temperature at which the alloying treatment is performed if the temperature at which the alloying treatment is performed is less than 480° C. or the time is less than 5 seconds, alloying of the plating will not proceed sufficiently.
  • the temperature of the alloying treatment exceeds 560° C. or the time exceeds 60 seconds, alloying progresses excessively and the powdering properties of the plating deteriorate. Therefore, when performing alloying treatment, the alloying treatment conditions are set at 480 to 560° C. for 5 to 60 seconds.
  • the temperature range in which the alloying treatment is performed is preferably 500°C or higher.
  • the temperature range in which the alloying treatment is performed is preferably 540° C. or lower.
  • the time for performing the alloying treatment is preferably 10 seconds or more. Further, the time for performing the alloying treatment is preferably 40 seconds or less.
  • the amount of plating deposited or the Fe content in the plating layer there are no particular limitations on the amount of plating deposited or the Fe content in the plating layer, but for example, the amount of plating deposited on one side is 20 g/m 2 or more. Further, the amount of plating deposited can be 120 g/m 2 or less per side. Moreover, the Fe content can be 8% or more in mass %. Moreover, the Fe content can be 15% or less by mass.
  • Second Cooling Cooling to 100°C or lower After performing the above plating or alloying process (after the galvanizing process or after the alloying process), the plated steel sheet is cooled to a cooling stop temperature of 100°C or lower. If the cooling stop temperature exceeds 100° C., a sufficient amount of martensite will not be generated at the time of cooling stop, and a large amount of austenite will remain, so that the effect of subsequent reheating will not be sufficiently obtained. Therefore, the cooling stop temperature in cooling after the alloying treatment is set to 100° C. or less. This cooling stop temperature is preferably 50°C or lower.
  • Reheating treatment Holding in a temperature range of 150°C or more and 450°C or less for 10 seconds or more and 72 hours or less
  • martensite is tempered and softened, thereby reducing the hardness difference between ferrite and martensite and improving local deformation characteristics. Furthermore, it is also possible to reduce the amount of diffusible hydrogen in the steel.
  • the reheating temperature (tempering temperature) is less than 150°C, or if the holding time is less than 10 seconds, the tempering of martensite and the reduction of the amount of diffusible hydrogen in the steel will be insufficient.
  • the reheating temperature (tempering temperature) is over 450° C. or the holding time is over 72 hours, martensite will be excessively tempered and the desired strength will not be obtained. Therefore, in the reheating treatment, the temperature is maintained in a temperature range of 150° C. or higher and 450° C. or lower for 10 seconds or more and 72 hours or less.
  • a member according to an embodiment of the present invention is a member made of (made of) the above-mentioned galvanized steel plate.
  • the material is a galvanized steel plate that is subjected to at least one of forming and joining processes to produce a member.
  • the above galvanized steel sheet has excellent uniform deformation characteristics and local deformation characteristics, and has a tensile strength TS of 980 MPa or more. Therefore, the member according to one embodiment of the present invention has excellent uniform deformation characteristics and local deformation characteristics, and has a tensile strength TS of 980 MPa or more. Therefore, the member according to one embodiment of the present invention is particularly suitable as a material for automobile parts.
  • a method for manufacturing a member according to an embodiment of the present invention includes the step of subjecting the above-mentioned galvanized steel sheet to at least one of forming processing and joining processing to produce a member.
  • the molding method is not particularly limited, and for example, a general processing method such as press working can be used.
  • the joining method is not particularly limited, and for example, common welding such as spot welding, laser welding, arc welding, rivet joining, caulking joining, etc. can be used.
  • the molding conditions and bonding conditions are not particularly limited, and conventional methods may be followed.
  • Example 1 A steel having the composition shown in Table 1, with the remainder consisting of Fe and unavoidable impurities, was melted in a converter and made into a steel slab by continuous casting. The obtained steel slabs were hot rolled under the conditions shown in Table 2 to a thickness of 3.0 mm. Next, the obtained hot rolled steel sheet was pickled and then cold rolled to a thickness of 1.4 mm to produce a cold rolled steel sheet and subjected to annealing. Annealing was performed on a continuous hot-dip galvanizing line (CGL). Table 2 shows the CGL threading conditions.
  • CGL continuous hot-dip galvanizing line
  • the conditions for the hot-dip galvanizing treatment were as follows: the steel plate was immersed in a plating bath with a bath temperature of 475° C., then pulled up, the amount of plating deposited was variously adjusted by gas wiping, and then alloying treatment was performed. Note that some steel sheets were made into hot-dip galvanized steel sheets without being subjected to alloying treatment.
  • the cooling stop temperature in the first cooling step was 500°C.
  • the tensile properties and steel sheet structure were measured in the following manner.
  • the tensile properties were determined by performing a tensile test at a strain rate of 10 -3 /s in accordance with the provisions of JIS Z2241 (2011) using a JIS No. 5 test piece (JIS Z2201) taken from a direction perpendicular to the rolling direction of the steel plate.
  • Tensile strength (TS), total elongation (T.El), and ultimate deformability were measured.
  • ⁇ l is the ultimate deformability
  • W is the plate width at the fracture surface of the tensile test piece after the tensile test (mm)
  • W0 is the plate width of the tensile test piece before the tensile test (mm)
  • T is the plate width after the tensile test.
  • T0 is the plate thickness (mm) of the tensile test piece before the tensile test.
  • the method for measuring the structure is to first reveal the structure with a 1% by mass nital solution, and then remove the structure at a position of 1/4 of the plate thickness (a position at a depth equivalent to 1/4 of the plate thickness from the surface).
  • the samples were observed using a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 3000 times, and the area ratios of martensite, ferrite, pearlite, and bainite were quantified from the photographed microstructure. Further, the volume fraction of retained austenite was determined by polishing a steel plate to 1/4 of the surface in the thickness direction, and based on the diffraction X-ray intensity of this 1/4 of the thickness.
  • CoK ⁇ rays were used for the incident X-rays, and the peaks of the ⁇ 111 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , and ⁇ 311 ⁇ planes of the retained austenite phase and the ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , and ⁇ 211 ⁇ planes of the ferrite phase were detected. Intensity ratios were determined for all combinations of integrated strengths, and the average value thereof was taken as the volume fraction (area fraction) (%) of retained austenite.
  • the average crystal grain size of martensite is determined by observing it using a SEM at a magnification of 3,000 times, using the photographed microstructure photograph, determining the area and number of martensite in a field of view of 5,000 to 10,000 ⁇ m2, and dividing the area by the number of grains. The area per site crystal grain was determined, and one side of the martensite approximated to a square was defined as the average crystal grain size.
  • the ratio of the area ratio of low Mn ferrite and high Mn ferrite to the area ratio of the entire ferrite was determined as follows. First, a sample was taken with the thickness section of the steel plate parallel to the rolling direction as the observation surface, and the observation surface was mechanically polished to a mirror surface. After that, FE-EPMA analysis was performed at the 1/4 position of the plate thickness to obtain a sample of 5,000 to 10,000 ⁇ m2. The distribution of Mn concentration in the field of view was measured at intervals of 0.1 ⁇ m. From among them, extract the measurement points corresponding to the position of ferrite, and further select the measurement points whose concentration is 0.80 times or more and 0.95 times or less, or 1.05 times or more and 2.5 times or less than the Mn concentration of the steel.
  • the number of measurement points with a Mn concentration of 0.80 times or more and 0.95 times or less and the number of measurement points with a Mn concentration of 1.05 times or more and 2.5 times or less of the Mn concentration of the steel is calculated based on the number of measurement points of the entire ferrite.
  • the ratio was determined as the ratio of the area ratio of low Mn ferrite and high Mn ferrite to the area ratio of the entire ferrite.
  • the location of ferrite at the location where the FE-EPMA analysis of Mn was performed was determined by measuring the C concentration distribution using FE-EPMA.
  • the amount of diffusible hydrogen in steel was measured by the following method. First, a 5 x 30 mm test piece was cut out from a plated steel plate. Next, the plating on the surface of the test piece was removed using a router, and the test piece was placed in a quartz tube. Next, after replacing the inside of the quartz tube with Ar, the temperature was raised at 200° C./hr, and hydrogen generated up to 250° C. was measured using a gas chromatograph. In this way, the amount of hydrogen released was measured by the temperature-programming analysis method, and 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. Here, the hydrogen amount was measured after the completion of manufacturing the steel plate (one week later).
  • All of the examples of the present invention have a high tensile strength of 980 MPa or more, and a ductility index of TS ⁇ T. It exhibits excellent deformation properties with an El of 17,000 MPa ⁇ % or more and an ultimate deformability ⁇ l of 0.70 or more.
  • Example 2 A steel having the composition shown in Table 1, with the remainder consisting of Fe and unavoidable impurities, was melted in a converter and made into a steel slab by continuous casting.
  • the obtained steel slabs were hot rolled under the conditions shown in Table 4 to a thickness of 3.0 mm.
  • the obtained hot rolled steel sheet was pickled and then cold rolled to a thickness of 1.4 mm to produce a cold rolled steel sheet and subjected to annealing. Annealing was performed on a continuous hot-dip galvanizing line (CGL).
  • CGL continuous hot-dip galvanizing line
  • the conditions for the hot-dip galvanizing treatment were as follows: the steel plate was immersed in a plating bath with a bath temperature of 475° C., then pulled up, the amount of plating deposited was variously adjusted by gas wiping, and then alloying treatment was performed. Note that some steel sheets were made into hot-dip galvanized steel sheets without being subjected to alloying treatment.
  • the cooling stop temperature in the first cooling step was 500°C.
  • the tensile properties (tensile strength (TS), total elongation (T.El), ultimate deformability), steel sheet structure, and amount of diffusible hydrogen in the steel were set as in Example 1. It was measured using
  • ⁇ No appearance crack was observed in the sample after the axial crush test.
  • ⁇ Appearance cracks were observed at one or more locations in the sample after the axial crush test.
  • U-bending + close-contact bending test was conducted as follows.
  • a 60 mm x 30 mm test piece was taken from the obtained galvanized steel sheet by shearing and end face grinding. Here, the 60 mm side is parallel to the width (C) direction.
  • a test piece was prepared by U-bending (primary bending) in the width (C) direction with the rolling (L) direction as the axis at a radius of curvature/plate thickness of 4.2.
  • a punch B1 was pushed into a steel plate placed on a roll A1 to obtain a test piece T1.
  • FIG. 1(a) In the U-bending process (primary bending process), as shown in FIG. 1(a), a punch B1 was pushed into a steel plate placed on a roll A1 to obtain a test piece T1.
  • FIG. 1(a) In the U-bending process (primary bending process), as shown in FIG. 1(a), a punch B1 was pushed into a steel plate placed on a roll A1 to
  • test piece T1 placed on the lower mold A2 was subjected to close bending (secondary bending) by crushing it with the upper mold B2.
  • D1 indicates the width (C) direction
  • D2 indicates the rolling (L) direction. Note that a spacer S, which will be described later, was inserted between the test pieces.
  • the U-bending conditions in the U-bending + close contact bending test are as follows.
  • Test method Roll support, punch pushing Punch tip R: 5.0mm Clearance between roll and punch: plate thickness + 0.1mm Stroke speed: 10mm/min Bending direction: rolling perpendicular (C) direction
  • the conditions for close bending in the U-bending + close bending test are as follows.
  • Spacer thickness Changes at 0.5mm pitch
  • Test method Die support, punch press molding load: 10 tons
  • V-bending + orthogonal VDA bending test is performed as follows.
  • a 60 mm x 65 mm test piece was taken from the obtained galvanized steel plate by shearing and end face grinding. Here, the 60 mm side is parallel to the rolling (L) direction.
  • a test piece was prepared by performing a 90° bending process (primary bending process) in the rolling (L) direction with the width (C) direction as the axis at a radius of curvature/plate thickness of 4.2.
  • a punch B3 was pushed into a steel plate placed on a die A3 having a V-groove to obtain a test piece T1.
  • the punch B4 is pushed into the test piece T1 placed on the support roll A4 so that the bending direction is perpendicular to the rolling direction (secondary bending). bending process).
  • D1 indicates the width (C) direction
  • D2 indicates the rolling (L) direction.
  • V-bending conditions in the V-bending + orthogonal VDA bending test are as follows. Test method: die support, punch press molding load: 10 tons Test speed: 30mm/min Holding time: 5s Bending direction: rolling (L) direction
  • VDA bending conditions in the V-bending + orthogonal VDA bending test are as follows. Test method: Roll support, punch pushing Roll diameter: ⁇ 30mm Punch tip R: 0.4mm Distance between rolls: (plate thickness x 2) + 0.5mm Stroke speed: 20mm/min Test piece size: 60mm x 60mm Bending direction: rolling right angle (C) direction
  • SFmax is an index for evaluating the fracture resistance at the time of a collision (the fracture resistance of a bending ridgeline portion in an axial crush test). The results are shown in Table 5.
  • Axial Crush Test A 150 mm x 100 mm test piece was taken from the obtained galvanized steel sheet by shearing. Here, the 150 mm side is parallel to the rolling (L) direction. Using a mold with a punch shoulder radius of 5.0 mm and a die shoulder radius of 5.0 mm, the molding process (bending process) was performed to a depth of 40 mm. A hat-shaped member 10 shown in b) was produced. Further, a steel plate used as a material for the hat-shaped member was separately cut into a size of 80 mm x 100 mm. Next, the cut steel plate 20 and the hat-shaped member 10 were spot welded to produce a test member 30 as shown in FIGS. 3(a) and 3(b). FIG.
  • FIG. 3A is a front view of a test member 30 produced by spot welding the hat-shaped member 10 and the steel plate 20.
  • FIG. 3(b) is a perspective view of the test member 30.
  • the spot welds 40 were positioned so that the distance between the end of the steel plate and the weld was 10 mm, and the distance between the welds was 20 mm.
  • the test member 30 was joined to the base plate 50 by TIG welding to prepare a sample for an axial crush test.
  • the impactor 60 was made to collide with the produced sample for the axial crush test at a constant velocity of 10 mm/min, and the sample for the axial crush test was crushed by 70 mm.
  • the crushing direction D3 was parallel to the longitudinal direction of the test member 30. The results are shown in Table 5.
  • the plate surface In order to obtain excellent bendability during press forming and excellent bending rupture properties during collision, the plate surface should be 50 ⁇ m x 50 ⁇ m at 1/4 depth in the thickness direction from the surface layer of the substrate to the surface soft layer.
  • the ratio of the number of measurements where the nanohardness of the plate surface at a position is 7.0 GPa or more is 0.10 or less. If the ratio of nanohardness of 7.0 GPa or more is 0.10 or less, it means that the ratio of hard structures (such as martensite) and inclusions is small. It became possible to further suppress the generation and connection of voids and the propagation of cracks during press molding and collision, and excellent ST and SFmax were obtained.
  • All of the examples of the present invention have a high tensile strength of 980 MPa or more, and a ductility index of TS ⁇ T. It exhibited excellent deformation properties with an El of 17,000 MPa ⁇ % or more and an ultimate deformability ⁇ l of 0.70 or more.
  • the limit spacer thickness (ST) in the U-bending + close bending bending test and the maximum load measured in the V-bending + orthogonal VDA bending test All of the strokes (SFmax) passed, and there was no breakage (appearance cracking) in the axial crush test.
  • the soft layer thickness was 14 ⁇ m or less, and the evaluation of fracture (appearance cracking) in the axial crush test was “ ⁇ ”.
  • No. 3 has a metal plating layer even if the soft layer thickness is 14 ⁇ m or less.
  • Nos. 48 and 52 were evaluated as " ⁇ " for fracture (appearance cracking) in the axial crush test.
  • the surface soft layer can be removed from the steel sheet surface.
  • the ratio of the number of measurements where the nanohardness of the plate surface at 1/4 of the depth in the plate thickness direction is 7.0 GPa or more is 0.0% to the total number of measurements at 1/4 of the depth in the plate thickness direction of the surface soft layer.
  • the standard deviation ⁇ of the nano-hardness of the plate surface at a position 1/4 of the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface is 1.8 GPa or less, and It is possible to obtain a galvanized steel sheet in which the standard deviation ⁇ of nano-hardness on the sheet surface at 1/2 the depth in the sheet thickness direction of the soft layer is 2.2 GPa or less, and there is no rupture (appearance cracking) in the axial crush test. It was possible to make the judgment " ⁇ " and to make both ST and SFmax excellent.
  • a member obtained by forming, a member obtained by bonding, and a member obtained by further forming and bonding using the galvanized steel sheet of the present invention are the galvanized steel sheets of the present invention.

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Abstract

優れた均一変形特性および局所変形特性を有し、かつ引張強度が９８０ＭＰａ以上である亜鉛めっき鋼板、部材およびそれらの製造方法を提供する。　鋼板と、該鋼板の表面に形成された亜鉛めっき層と、を備え、鋼板は、所定の成分組成を有し、面積率で、フェライト：２０～７０％であり、マルテンサイト：３０～８０％であり、低Ｍｎフェライトのフェライト全体に占める比率がおよび高Ｍｎフェライトのフェライト全体に占める比率が、面積率で２０％以上８０％以下であり、マルテンサイトの平均結晶粒径が１０μｍ以下である組織を有し、鋼中の拡散性水素量が０．３０質量ｐｐｍ以下である亜鉛めっき鋼板。

Description

亜鉛めっき鋼板、部材およびそれらの製造方法
　本発明は、自動車用鋼板としての用途に用いる、延性に優れる高強度亜鉛めっき鋼板、高強度部材およびそれらの製造方法に関するものである。
　近年、地球環境保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。これに伴い、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。しかしながら、鋼板の高強度化は延性の低下、即ち成形加工性の低下を招く。このため、高強度と高加工性を併せ持つ材料の開発が望まれているのが現状である。さらには、最近の自動車への耐食性向上の要求の高まりも加味して、溶融亜鉛めっきを施した高張力鋼板の開発が多く行われてきている。
　このような要求に対して、これまでにフェライト、マルテンサイトの二相鋼（ＤＰ鋼）や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼など、種々の複合組織型高強度鋼板が開発されてきた。例えば、特許文献１では、フェライトとマルテンサイトのＤＰ組織で高い加工性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。さらに、特許文献２では、多量のＳｉを添加することにより、残留γを確保し、高延性を達成する加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
　しかし、これらＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼は均一変形特性に優れるものの、局所変形特性に劣るという問題がある。局所変形特性は、均一変形の最終段階でネッキングが生じ、局所的に変形が進行するようになって破断に至るまでの変形特性であり、局所変形特性が低くなると、伸びフランジ性や曲げ性の低下に繋がる。特に、高強度鋼板においては、伸びフランジ成形や曲げ成形は重要な成形方法であり、均一変形特性と合わせて局所変形特性を高めることが重要となる。
特開２０１０－１０６３２３号公報 特開平１１－２７９６９１号公報
　本発明の目的は、優れた均一変形特性および局所変形特性を有し、かつ引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上である亜鉛めっき鋼板、部材およびそれらの製造方法を提供することにある。
　ここで、引張強度ＴＳは、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）の規定に準拠し、歪速度１０－３／ｓで引張試験を行うことで得られる引張強度のことを指す。
　優れた均一変形特性とは、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）の規定に準拠し、歪速度１０－３／ｓで引張試験を行うことで得られる全伸びＴ．Ｅｌと上記の引張強度ＴＳの積ＴＳ×Ｔ．Ｅｌが１７０００ＭＰａ・％以上であることを指す。
　優れた局所変形特性とは、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）の規定に準拠し、歪速度１０－３／ｓで引張試験を行い、以下の式（２）から算出される極限変形能εｌが０．７０以上であることを指す。
εｌ＝－｛ｌｎ（Ｗ／Ｗ０）＋ｌｎ（Ｔ／Ｔ０）｝　・・・（２）
ここで、εｌは極限変形能、Ｗは引張試験後の引張試験片の破断面における板幅（ｍｍ）、Ｗ０は引張試験前の引張試験片の板幅（ｍｍ）、Ｔは引張試験後の引張試験片の破断面における板厚（ｍｍ）、Ｔ０は引張試験前の引張試験片の板厚（ｍｍ）である。
　本発明者らは、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインを用いて、延性に優れる複合組織型高強度鋼板を製造するために、鋼板の成分組成およびミクロ組織の観点から鋭意研究を重ねた。
　その結果、複合組織型高強度鋼板のミクロ組織において、Ｍｎ濃度の低い低Ｍｎフェライトと合わせて、Ｍｎ濃度の高い高Ｍｎフェライトを含めるようにし、さらに鋼中の拡散性水素量を低減することで、均一変形特性および局所変形特性を共に高めることが可能になることが分かった。
　フェライトは、マルテンサイトなどの硬質相に比べて、ＣやＭｎ濃度が低く軟質な相であり、均一変形特性の向上に有効な相である。しかしながら、フェライトは、マルテンサイトなどの硬質相との硬度差が大きいことから、その界面においてボイドが生成やすくなり、生成したボイドの連結により局所変形特性の低下を招く要因となる。このような課題に対し、本発明者らは、Ｍｎ濃度が鋼板のＭｎ濃度（Ｍｎ含有量）の１．０５倍以上２．５倍以下である高Ｍｎフェライトを特定量含むようにすることで、高い均一変形特性を維持しつつ、局所変形特性の大幅な改善が可能になることを見出した。高Ｍｎフェライトを含めることによる局所変形特性の改善について、そのメカニズムは明確ではないが、フェライトとマルテンサイトの界面におけるボイド生成に対して高Ｍｎフェライトの生成が有効に働いている可能性が考えられる。さらに、鋼中の拡散性水素量を低減することが延性の向上に有効に働き、特に局所変形特性が大きく向上することも知見した。
　本発明は、上記した知見に基づいて構成されたものである。
［１］鋼板と、該鋼板の上に形成された亜鉛めっき層と、を備える亜鉛めっき鋼板であり、
　前記鋼板は、
　質量％で、
Ｃ：０．０８％以上０．３％以下、
Ｓｉ：０．５％以上３．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以上３．５％以下、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下、
Ｎ：０．０１５％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を有し、
フェライトの面積率が２０％以上７０％以下であり、
マルテンサイトの面積率が３０％以上８０％以下である組織を有し、
前記フェライトは、
Ｍｎ濃度が前記鋼板のＭｎ含有量の０．８０倍以上０．９５倍以下である低Ｍｎフェライトと、
Ｍｎ濃度が前記鋼板のＭｎ含有量の１．０５倍以上２．５倍以下である高Ｍｎフェライトと、を有し、
前記低Ｍｎフェライトのフェライト全体に占める比率が、面積率で２０％以上８０％以下であり、かつ
前記高Ｍｎフェライトのフェライト全体に占める比率が、面積率で２０％以上８０％以下であり、
前記マルテンサイトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、
鋼中の拡散性水素量が０．３０質量ｐｐｍ以下である、亜鉛めっき鋼板。
［２］前記成分組成として、
　質量％で、
Ｔｉ：０．２％以下、
Ｎｂ：０．２％以下から選ばれる１種または２種を含有する、前記［１］に記載の亜鉛めっき鋼板。
［３］前記成分組成として、
　質量％で、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｖ：１．０％以下から選ばれる１種または２種以上を含有する、前記［１］または［２］に記載の亜鉛めっき鋼板。
［４］前記成分組成として、
　質量％で、
Ｂ：０．００５％以下を含有する、前記［１］～［３］のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板。
［５］前記成分組成として、
　質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｓｂ：０．０３％以下から選ばれる１種または２種を含有する、前記［１］～［４］のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板。
［６］前記鋼板は、鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域を表層とした際、
前記表層に、板厚１／４位置のビッカース硬さに対して、ビッカース硬さが８５％以下である表層軟質層を有し、
　前記鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、
前記鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下であり、
さらに、前記鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、
さらに、前記鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下である、前記［１］～［５］のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板。
［７］前記亜鉛めっき鋼板の片面または両面において、前記鋼板と前記亜鉛めっき層の間に形成された金属めっき層を有する、前記［１］～［６］のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板。
［８］前記亜鉛めっき層は、
Ｆｅ含有量が質量％で８～１５％であり、片面あたりのめっき付着量が２０～１２０ｇ／ｍ２である、前記［１］～［７］のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板。
［９］前記［１］～［８］のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
［１０］前記［１］～［５］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上である組織を有する熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
　得られた前記熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、
　前記酸洗工程後に３０％以上８０％以下の冷間圧下率で冷間圧延を施すことで冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
　前記冷延鋼板に連続焼鈍を施す連続焼鈍工程と、
　前記連続焼鈍工程後、得られた冷延焼鈍鋼板に対して、７５０～５５０℃の温度域の平均冷却速度を３℃／s以上、５０℃／ｓ以下として、５５０℃以下まで冷却を施す第１冷却工程と、
　前記第１冷却工程後に亜鉛めっき処理を施す亜鉛めっき工程と、
　前記亜鉛めっき工程後のめっき鋼板を１００℃以下まで冷却する第２冷却工程と、
　前記第２冷却工程後のめっき鋼板に対して１５０℃以上４５０℃以下の温度域で１０秒以上７２時間以下の保持を行う再加熱工程と、を含み、
前記連続焼鈍工程では、
５００～７００℃における平均加熱速度を３℃／ｓ以上とし、
７８０℃以上９４０℃未満で、下記式（１）におけるＤが１．０×１０－６以上８．０×１０－６以下を満たし、
７８０℃以上、（Ａｃ３点－２０℃）以下の最高到達温度まで加熱し、
７８０℃以上の温度域における焼鈍炉内の水素濃度を１ｖｏｌ％以上２０ｖｏｌ％以下とする、亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
 ここで、式（１）において、
ｔｉ：Ｔｉ℃以上Ｔｉ＋１０℃未満の温度域の滞留時間（ｓ）、
Ｔｉ（℃）：７８０＋ｉ×１０　（ｉ：０～１５の整数）、であり、
前記最高到達温度超えとなる温度域での滞留時間ｔi（ｓ）は０ｓである。
［１１］前記連続焼鈍工程における連続焼鈍を、露点：－３０℃以上の雰囲気下で行う、前記［１０］に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１２］前記冷間圧延工程後、かつ前記連続焼鈍工程の前の前記冷延鋼板の片面または両面において、金属めっきを施し金属めっき層を形成する金属めっき工程を含む、前記［１０］または［１１］に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１３］前記亜鉛めっき工程後、かつ前記第２冷却工程前のめっき鋼板に、４８０～５６０℃の温度域で５～６０ｓの合金化処理を施す合金化処理工程を含む、前記［１０］～［１２］のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１４］前記［１］～［８］のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
　本発明によれば、優れた均一変形特性および局所変形特性を有し、かつ引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上である亜鉛めっき鋼板、部材およびそれらの製造方法が提供される。本発明の亜鉛めっき鋼板は、自動車部品用素材として好適に用いることができる。
（ａ）は実施例（実施例２）のＵ曲げ＋密着曲げ試験における、Ｕ曲げ加工（一次曲げ加工）を説明するための図である。（ｂ）は実施例（実施例２）のＵ曲げ＋密着曲げ試験における、密着曲げ加工（二次曲げ加工）を説明するための図である。 （ａ）は実施例（実施例２）のＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験における、Ｖ曲げ加工（一次曲げ加工）を説明するための図である。（ｂ）は実施例（実施例２）のＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験における、直交ＶＤＡ曲げ加工（二次曲げ加工）を説明するための図である。 （ａ）は実施例（実施例２）の軸圧壊試験をするために製造した、ハット型部材と、鋼板とをスポット溶接した試験用部材の正面図である。（ｂ）は図３（ａ）に示す試験用部材の斜視図である。（ｃ）は実施例（実施例２）の軸圧壊試験を説明するための概略図である。
　以下、本発明を具体的に説明する。
［亜鉛めっき鋼板］
　本発明の亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、該鋼板の上に形成された亜鉛めっき層と、を備える亜鉛めっき鋼板であり、上記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０８％以上０．３％以下、Ｓｉ：０．５％以上３．０％以下、Ｍｎ：２．０％以上３．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎ：０．０１５％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を有し、フェライトの面積率が２０％以上７０％以下であり、マルテンサイトの面積率が３０％以上８０％以下である組織を有し、上記フェライトは、Ｍｎ濃度が鋼板のＭｎ濃度（Ｍｎ含有量）の０．８０倍以上０．９５倍以下である低Ｍｎフェライトと、Ｍｎ濃度が鋼板のＭｎ濃度（Ｍｎ含有量）の１．０５倍以上２．５倍以下である高Ｍｎフェライトと、を有し、上記低Ｍｎフェライトのフェライト全体に占める比率が、面積率で２０％以上８０％以下であり、かつ高Ｍｎフェライトのフェライト全体に占める比率が、面積率でそれぞれ２０％以上８０％以下であり、マルテンサイトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、鋼中の拡散性水素量が０．３０質量ｐｐｍ以下であることを特徴とする。
　まず、本発明において鋼板の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
　Ｃ：０．０８％以上０．３％以下
　Ｃは、マルテンサイトを生成させ所望の強度を確保するために必須の元素であり、そのためには、Ｃ含有量は０．０８％以上とすることが必要である。一方、Ｃ含有量が０．３％を超えると、溶接性の低下を招く。そのため、Ｃ含有量は０．０８％以上０．３％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１０％以上である。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．２５％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。
　Ｓｉ：０．５％以上３．０％以下
　Ｓｉは、鋼の強化に有効な元素であり、高Ｍｎフェライトの生成に対しても有用な元素である。このような効果は、Ｓｉ含有量が０．５％以上であることで得られる。一方、Ｓｉ含有量が３．０％を超えると、熱間圧延時に生成するＳｉ系スケールに起因した表面性状の低下が生じる。そのため、Ｓｉ含有量は０．５％以上３．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．７％以上である。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは２．０％以下である。
　Ｍｎ：２．０％以上３．５％以下
　Ｍｎは、鋼の強化に有効な元素であり、高Ｍｎフェライトの生成のためにも必要な元素である。所望の効果を確保するために、Ｍｎ含有量は２．０％以上とする必要である。一方、Ｍｎ含有量が３．５％を超えると溶接性や成形性の低下を招く。そのため、Ｍｎ含有量は２．０％以上３．５％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．２％以上である。また、Ｍｎ含有量は、好ましくは３．０％以下である。
　Ｐ：０．１％以下
　Ｐは、鋼の強化に有効な元素であるが、Ｐ含有量が０．１％を超えると、加工性や靱性の低下を招く。そのため、Ｐ含有量は０．１％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。
一方、Ｐ含有量の下限は特に限定されないが、製造コストの面から０．００３％以上とすることが好ましい。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって成形性の低下を招くので極力低い方がよく、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５％以下であり、さらに好ましくは０．００３％以下である。一方、Ｓ含有量の下限は特に限定されないが、製造コストの面から、０．０００３％以上とすることが好ましい。
　Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下
　Ａｌは脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で添加することが好ましい。ここに、Ａｌ含有量が０．０１％に満たないと、その添加効果に乏しくなるので、Ａｌ含有量の下限は０．０１％とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０２％以上である。一方で、Ａｌの過剰な添加は製鋼時におけるスラブ品質を劣化させる。そのため、Ａｌ含有量は０．１％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０６％以下である。
　Ｎ：０．０１５％以下
　Ｎ含有量が０．０１５％を超えると、鋼板内部に粗大なＡｌＮが増加し、疲労特性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．０１５％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。一方、Ｎ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　本発明の鋼板は、上記の成分を有し、残部がＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。特に、本発明の一実施形態に係る鋼板は、上記の成分を含有し、残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。
　本発明の鋼板は、所望の特性に応じて、任意元素として、以下の（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）、（Ｄ）から選ばれる１種または２種以上適宜含有することができる。
（Ａ）質量％で、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下から選ばれる１種または２種、
（Ｂ）質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下から選ばれる１種または２種以上、
（Ｃ）質量％で、Ｂ：０．００５％以下、
（Ｄ）質量％で、Ｃａ：０．００５％以下、Ｓｂ：０．０３％以下から選ばれる１種または２種
　Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下から選ばれる１種または２種
　Ｔｉ、Ｎｂは、析出強化により鋼を高強度化する目的で添加する。所望の強度を確保するために、Ｔｉ、Ｎｂを含有する場合、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量は、夫々０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ、Ｎｂ夫々の元素を０．２％を超えて含有すると効果が飽和するだけでなく成形性の低下につながる。そのため、Ｔｉ、Ｎｂを含有する場合、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量は、夫々０．２％以下とする。Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量は、夫々好ましくは、０．０３％以上である。また、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量は、夫々好ましくは０．１％以下である。
　Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下から選ばれる１種または２種以上
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは焼き入れ性を上げ、鋼の強化に有効な元素である。その効果は、Ｃｒ含有量は０．０５％以上とすることで得られ、Ｍｏ含有量は０．０５％以上とすることで得られ、Ｖ含有量は０．０１％以上とすることで得られる。よって、Ｃｒ含有量は０．０５％以上、Ｍｏ含有量は０．０５％以上、Ｖ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．１％以上である。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．１％以上である。Ｖ含有量は、好ましくは０．０２％以上である。
しかしながら、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｖ含有量夫々が１．０％を超えると、成形性が低下する。そのため、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを含有する場合、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｖ含有量は、夫々１．０％以下とする。また、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．５％以下である。また、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．５％以下である。また、Ｖ含有量は、好ましくは０．５％以下である。
　Ｂ：０．００５％以下
　Ｂは焼入れ性を向上する作用を有する元素であり、必要に応じて含有することができる。このような作用は、Ｂ含有量が０．０００３％以上であることで得られる。よって、Ｂ含有量は０．０００３％以上であることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００１％以上である。
しかしながら、０．００５％を超えてＢを含有するとその効果が飽和してコストアップになるので、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００３％以下である。
　Ｃａ：０．００５％以下、Ｓｂ：０．０３％以下から選ばれる１種または２種
　Ｃａは、硫化物の形状を球状化し成形性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素であり、必要に応じて含有することができる。この効果は、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることで得られる。しかしながら、０．００５％を超えてＣａを含有すると、介在物等の増加を引き起こし、表面および内部欠陥などを引き起こす。そのため、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．００５％以下とする。
　Ｓｂは、鋼板表層部に生じる脱炭層を抑制し、疲労特性を向上させる効果を有する。このような効果の発現のために、Ｓｂ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｓｂ含有量が０．０３％を超えると、鋼板製造時に圧延荷重の増大を招き、生産性の低下が懸念される。したがって、Ｓｂを含有する場合には、Ｓｂ含有量を０．０３％以下とする。
Ｓｂ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。また、Ｓｂ含有量は、好ましくは０．０２％以下である。
　上記の任意元素を前述する好適な下限値未満で含む場合、当該元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
　次に、本発明の亜鉛めっき鋼板の鋼板の組織について説明する。
　マルテンサイトの面積率：３０％以上８０％以下
　マルテンサイトは鋼の高強度化に働き、所望の強度を得るために、面積率で３０％以上とする必要がある。一方で、マルテンサイトが面積率で８０％を超えると、成形性が低下する。そのため、マルテンサイトの面積率は３０％以上８０％以下とする。マルテンサイトは、好ましくは４０％以上である。また、マルテンサイトは、好ましくは７０％以下である。
　マルテンサイトの平均結晶粒径：１０μｍ以下
　また、マルテンサイトの微細化は、局所変形特性の向上に有効である。このような効果は、マルテンサイトの平均結晶粒径が１０μｍ以下で得られるため、マルテンサイトの平均結晶粒径は１０μｍ以下とする。マルテンサイトの平均結晶粒径は、好ましくは７μｍ以下である。下限は特に限定されないが、マルテンサイトの平均結晶粒径は、好ましくは１μｍ以上であり、より好ましくは２μｍ以上である。
　本発明において、マルテンサイトは、焼入れままのフレッシュマルテンサイトおよび焼戻しされた焼戻しマルテンサイトのどちらでも構わず、両者が混在していても問題ない。
　フェライトの面積率：２０％以上７０％以下
　良好な均一伸び特性を確保するためには、フェライトの面積率の合計を２０％以上とすることが必要である。一方、フェライトの面積率が７０％を超えると所望の強度を得ることが困難になる。そのため、フェライトの面積率は２０％以上７０％以下とする。フェライトは、好ましくは３０％以上である。また、フェライトは、好ましくは６０％以下である。なお、ここでいうフェライトとは、後述する高Ｍｎフェライトと低Ｍｎフェライトとを含む全てのフェライト（フェライト全体）のことを指し、フェライト全体には、高Ｍｎフェライトと低Ｍｎフェライトのいずれにも該当しないものも含まれる。
　低Ｍｎフェライトの面積率のフェライト全体の面積率に占める比率：２０％以上８０％以下
　高Ｍｎフェライトの面積率のフェライト全体の面積率に占める比率：２０％以上８０％以下
　本発明において、低Ｍｎフェライトとは、Ｍｎ濃度が、鋼板のＭｎ濃度（Ｍｎ含有量）の０．８０倍以上０．９５倍以下であるフェライトのことを指す。
　また、本発明において、低Ｍｎフェライトとは、Ｍｎ濃度が、鋼板のＭｎ濃度（Ｍｎ含有量）の１．０５倍以上２．５倍以下であるフェライトのことを指す。
　低Ｍｎフェライトと高Ｍｎフェライトをフェライト全体に占める比率をそれぞれ２０～８０％の範囲で混在させることで均一変形特性と局所変形特性が共に高くなる。低Ｍｎフェライトまたは高Ｍｎフェライトのフェライト全体に示す比率が２０％未満または８０％を超えると、上記の効果が得られないことから、面積率で、低Ｍｎフェライトおよび高Ｍｎフェライトのフェライト全体に占める割合を、夫々２０～８０％とする。好ましくは、この割合は３０％以上である。また、好ましくは、この割合は７０％以下である。
　組織（鋼板断面組織）の測定方法としては、まず、１質量％ナイタール溶液で組織を現出し、板厚１／４位置（表面から板厚の４分の１に相当する深さの位置）を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率３０００倍で観察し、撮影した組織写真からマルテンサイト、フェライト、パーライト、ベイナイトの面積率を定量化する。
また、その他の組織として、残留オーステナイトの体積率は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度により求める。入射Ｘ線にはＣｏＫα線を使用し、残留オーステナイト相の｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面とフェライト相の｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度の全ての組み合わせについて強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率（面積率）（％）とする。
マルテンサイトの平均結晶粒径は、ＳＥＭを用いて倍率３０００倍で観察し、撮影した組織写真を用い、５０００～１００００μｍ２の視野におけるマルテンサイトの面積と個数を求め，面積を個数で割ってマルテンサイト結晶粒１つ当たりの面積を求め、そのマルテンサイトを正方形近似した１辺を平均結晶粒径とする。
　低Ｍｎフェライトと高Ｍｎフェライトのフェライト全体に占める割合は、以下のように求められる。
　まず、鋼板の圧延方向と平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を機械研磨により鏡面に仕上げた後、板厚１／８～３／８位置の範囲において、ＦＥ－ＥＰＭＡ分析により５０００～１００００μｍ２の視野におけるＭｎ濃度の分布を０．１μｍの間隔で測定する。その中からフェライトの位置に相当する測定点を抽出し、さらにその濃度が鋼のＭｎ濃度（Ｍｎ含有量）の０．８０倍以上０．９５倍以下、または１．０５倍以上２．５倍以下の測定点を抽出する。そして、フェライト全体の測定点の数に対して、鋼のＭｎ濃度の０．８０倍以上０．９５倍以下の測定点の数および１．０５倍以上２．５倍以下の測定点の数の割合を、夫々、低Ｍｎフェライトの面積率および高Ｍｎフェライトの面積率のフェライト全体の面積率に占める割合として求める。
ＭｎのＦＥ―ＥＰＭＡ分析を行った箇所におけるフェライトの存在位置の同定については、特に手法は限定されないが、ＦＥ－ＥＰＭＡでのＣ濃度分布の測定などにより同定できる。
通常、ＦＥ－ＥＰＭＡ分析によるＣ濃度の測定は、測定時に試料表面の分析箇所に蓄積する炭化水素による汚染（カーボンコンタミネーション）の影響を受け定量評価が困難であるが、「鉄と鋼、１０３（２０１７）、ｐ６２２」に開示されている方法によりカーボンコンタミネーションを避けてＣ濃度の定量分析が可能となる。フェライト中にはＣはほとんど固溶できないことから、Ｃ濃度の低い箇所（Ｃ濃度が０．１５質量％以下である箇所）がフェライトとなる。
　本発明では上記相構成を満足していれば、上記以外の相として、ベイナイト、残留オーステナイト、パーライトなどの相を面積率で１０％以下で含んでも構わない。
　鋼中の拡散性水素量：０．３０質量ｐｐｍ以下
　上記鋼板は、以下に記載の方法で測定して得られる鋼中の拡散性水素量が０．３０質量ｐｐｍ（ｍａｓｓ．ｐｐｍ）以下である。鋼中の拡散性水素は、耐水素脆性を劣化させるだけでなく、鋼中の拡散性水素量が０．３０質量ｐｐｍを超えて過剰になれば延性も低下し、特に局所変形特性が大きく低下する。そのため、本発明では、鋼中の拡散性水素量を０．３０質量ｐｐｍ以下とすることし、好ましくは０．２０質量ｐｐｍ以下である。下限は特に限定しないが、少ないほど好ましい。
　鋼中の拡散性水素量については、以下の方法で測定する。まず、めっき鋼板から５×３０ｍｍの試験片を切り出す。次いで、ルータを使って試験片表面のめっきを除去して石英管中に入れる。次いで、石英管中をＡｒで置換した後、２００℃／ｈｒで昇温し、２５０℃までに発生した水素をガスクロマトグラフにより測定する。このように、昇温分析法にて放出水素量を測定し、室温から２１０℃未満の温度域で検出された水素量の累積値を拡散性水素量とする。なお、室温は０～５０℃としてよい。
　ここで、水素量の測定は、鋼板の製造完了後に行うことが好ましい。なお、水素量の測定は、鋼板の製造完了後１週間以内に行うことがより好ましい。
　表層軟質層
　本発明の一実施形態に伴う亜鉛めっき鋼板の鋼板（以下、素地鋼板とも記す）では、素地鋼板表面に表層軟質層（亜鉛めっきの素地（下地）に位置する。）を有することが好ましい。プレス成形時および車体衝突時に表層軟質層が曲げ割れ進展の抑制に寄与するため、耐曲げ破断特性がさらに向上する。なお、表層軟質層とは、脱炭層を意味し、板厚１／４位置の断面のビッカース硬さに対して、８５％以下のビッカース硬さの表層領域のことである。
　ここで、表層軟質層は、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域で形成されている。表層軟質層の厚みは、１５０μm以下が好ましく、１２０μｍ以下が更に好ましく、１００μｍ以下が最も好ましい。表層軟質層の厚みの下限については、特に定めないが、表層軟質層の形成される領域は、素地鋼板表面から板厚方向に、好ましくは７μｍ以上である。
　ビッカース硬さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４－１（２０２０）に基づいて、荷重を１０ｇｆとして測定する。
　表層軟質層のナノ硬度
　素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下
　本発明において、プレス成形時の優れた曲げ性と衝突時の優れた曲げ破断特性を得るためには、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下であることが好ましい。ナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の割合が０．１０以下の場合、硬質な組織（マルテンサイトなど）、介在物などの割合が小さいことを意味し、硬質な組織（マルテンサイトなど）、介在物などのプレス成形時および衝突時のボイドの生成や連結、さらには亀裂の進展をより抑制することが可能となり、優れたＲ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られる。
素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の割合は、全測定数に対して０．０９以下であることが好ましく、０．０８以下であることがより好ましい。下限は特に限定されないが、０．０１以上としてよい。
　鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下
　本発明において、プレス成形時の優れた曲げ性と衝突時の優れた曲げ破断特性を得るためには、鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下であることが好ましい。鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下の場合、ミクロ領域における組織硬度差が小さいことを意味し、プレス成形時および衝突時のボイドの生成や連結、さらには亀裂の進展をより抑制することが可能となり、優れたＲ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られる。
また、鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σのより好ましい範囲は、１．７ＧＰａ以下である。鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σは、さらに好ましくは、１．６ＧＰａ以下である。下限は特に限定されないが、鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σは、０．１ＧＰａ以上としてよく、０．３ＧＰａ以上としてもよい。
鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σのより好ましい範囲は、２．１ＧＰａ以下である。鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σは、さらに好ましくは、２．０ＧＰａ以下である。下限は特に限定されないが、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σは、０．１ＧＰａ以上としてよく、０．３ＧＰａ以上としてもよい。
　ここで、板厚方向深さの１／４位置、１／２位置の板面のナノ硬度とは、以下の方法により測定される硬度である。
　まず、めっき層を剥離する。その後、鋼板（素地鋼板）の表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４の位置－５μｍの位置まで機械研磨を実施し、素地鋼板の表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置までダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨を実施し、さらにコロイダルシリカ研磨を実施する。Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、荷重：５００μＮ、測定領域：５０μｍ×５０μｍ、打点間隔：２μｍの条件でナノ硬度を測定する。
　また、表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置まで機械研磨を実施し、ダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨を実施し、さらにコロイダルシリカ研磨を実施する。そして、Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、荷重：５００μＮ、測定領域：５０μｍ×５０μｍ、打点間隔：２μｍの条件でナノ硬度を測定する。
　金属めっき層（第一めっき層）
　さらに、本発明の一実施形態に伴う亜鉛めっき鋼板は、鋼板（素地鋼板）の片面または両面の表面上において、金属めっき層（第一めっき層、プレめっき層）（なお、金属めっき層（第一めっき層）は、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層の亜鉛めっき層を除く）を有することが好ましい。金属めっき層は金属電気めっき層とすることが好ましく、以下では、金属電気めっき層を例に説明する。
金属電気めっき層が鋼板表面に形成されることで、プレス成形時および車体衝突時に最表層の前記金属電気めっき層が曲げ割れ発生の抑制に寄与するため、耐曲げ破断特性がさらに向上する。
　本発明では、露点を－２０℃超えとすることで、軟質層の厚みをより大きくすることができ、軸圧壊特性を非常に優れたものとすることが可能になる。この点、本発明では、金属めっき層を有することで、露点を－２０℃以下で、軟質層厚みが小さくても、軟質層厚みが大きい場合と同等の軸圧壊特性を得られる。
　金属電気めっき層の金属種としては、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｂｉのいずれでもかまわないが、Ｆｅであることがより好ましい。以下では、Ｆｅ系電気めっき層を例に説明するが、他の金属種でも以下のＦｅにおける条件を同様に採用し得る。
　Ｆｅ系電気めっき層の付着量は、０ｇ／ｍ２超とし、好ましくは２．０ｇ／ｍ２以上とする。Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量の上限は特に限定されないが、コストの観点から、Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量を６０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。Ｆｅ系電気めっき層の付着量は、好ましくは５０ｇ／ｍ２以下であり、より好ましくは４０ｇ／ｍ２以下であり、さらに好ましくは３０ｇ／ｍ２以下とする。
　Ｆｅ系電気めっき層の付着量は、以下のとおり測定する。Ｆｅ系電気めっき鋼板から１０×１５ｍｍサイズのサンプルを採取して樹脂に埋め込み、断面埋め込みサンプルとする。同断面の任意の３か所を走査型電子顕微鏡（ＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；ＳＥＭ）を用いて加速電圧１５ｋＶで、Ｆｅ系めっき層の厚みに応じて倍率２０００～１００００倍で観察し、３視野の厚みの平均値に鉄の比重を乗じることによって、Ｆｅ系めっき層の片面あたりの付着量に換算する。
　Ｆｅ系電気めっき層としては、純Ｆｅの他、Ｆｅ－Ｂ合金、Ｆｅ－Ｃ合金、Ｆｅ－Ｐ合金、Ｆｅ－Ｎ合金、Ｆｅ－Ｏ合金、Ｆｅ－Ｎｉ合金、Ｆｅ－Ｍｎ合金、Ｆｅ－Ｍｏ合金、Ｆｅ－Ｗ合金等の合金めっき層が使用できる。Ｆｅ系電気めっき層の成分組成は特に限定されないが、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる１または２以上の元素を合計で１０質量％以下含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成とすることが好ましい。Ｆｅ以外の元素の量を合計で１０質量％以下とすることで、電解効率の低下を防ぎ、低コストでＦｅ系電気めっき層を形成することができる。Ｆｅ－Ｃ合金の場合、Ｃの含有量は０．０８質量％以下とすることが好ましい。
　亜鉛めっき層（第二めっき層）
　片面あたりのめっき付着量が２０～１２０ｇ／ｍ２
　亜鉛めっき層は、片面あたりのめっき付着量が２０ｇ／ｍ２以上であることが好ましい。また、亜鉛めっき層の片面あたりのめっき付着量は、１２０ｇ／ｍ２以下であることが好ましい。付着量が２０ｇ／ｍ２未満では耐食性の確保が困難になる場合がある。そのため、亜鉛めっき層の片面あたりのめっき付着量は２０ｇ／ｍ２以上とすることが好ましい。
一方、１２０ｇ／ｍ２を超えると耐めっき剥離性が劣化する場合がある。そのため、亜鉛めっき層の片面あたりのめっき付着量は１２０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。
　亜鉛めっき層（第二めっき層）のＦｅ含有量が質量％で８～１５％
　また、亜鉛めっき層は、Ｆｅを質量％で８％以上含むことが好ましい。また、亜鉛めっき層は、Ｆｅを質量％で１５％以下含むことが好ましい。亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が、質量％で８％以上であると、Ｆｅ－Ｚｎの合金層が十分に得られているといえる。好ましくは９％以上であり、より好ましくは１０％以上である。一方、Ｆｅ含有量が１５％を超えるとめっき密着性が悪くなり、プレス時にパウダリングと呼ばれる不具合を引き起こす場合がある。そのため、上記Ｆｅ含有量は１５％以下とすることが好ましい。より好ましくは１４％以下であり、さらに好ましくは１３％以下である。
　本発明の亜鉛めっき鋼板の板厚は、特に限定されないが、０．８ｍｍ以上であることが好ましく、１．０ｍｍ以上であることがより好ましい。また、板厚は、３．２ｍｍ以下であることが好ましく、２．６ｍｍ以下であることがより好ましい。
［亜鉛めっき鋼板の製造方法］
　次に、本発明の亜鉛めっき鋼板の製造方法を説明する。
　上記の成分組成に調整した鋼を転炉などで溶製し、連続鋳造法等でスラブとする。このスラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とした後、酸洗し、冷間圧延を施し製造した冷延鋼板に連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）にて焼鈍およびめっき処理を施す。
　具体的には、本発明の亜鉛めっき鋼板の製造方法では、上記の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上である組織を有する熱延鋼板とする熱間圧延工程と、得られた熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、酸洗工程後に３０％以上８０％以下の冷間圧下率で冷間圧延を施すことで冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、冷延鋼板に連続焼鈍を施す連続焼鈍工程と、連続焼鈍工程後、得られた冷延焼鈍鋼板に対して、７５０～５５０℃の温度域の平均冷却速度を３℃／s以上、５０℃／ｓ以下として、５５０℃以下まで冷却を施す第１冷却工程と、第１冷却工程後に亜鉛めっき処理を施す亜鉛めっき工程と、亜鉛めっき工程後のめっき鋼板を１００℃以下まで冷却する第２冷却工程と、第２冷却工程後のめっき鋼板に対して１５０℃以上４５０℃以下の温度域で１０秒以上７２時間以下の保持を行う再加熱工程と、を含み、連続焼鈍工程では、５００～７００℃における平均加熱速度を３℃／ｓ以上とし、７８０℃以上、９４０℃未満で、下記式（１）におけるＤが１．０×１０－６以上８．０×１０－６以下を満たし、７８０℃以上、（Ａｃ３点－２０℃）以下の最高到達温度まで加熱し、７８０℃以上の温度域における焼鈍炉内の水素濃度を１ｖｏｌ％以上２０ｖｏｌ％以下とする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
 ここで、式（１）において、
ｔｉ：Ｔｉ℃以上Ｔｉ＋１０℃未満の温度域の滞留時間（ｓ）、
Ｔｉ（℃）：７８０＋ｉ×１０　（ｉ：０～１５の整数）、であり、
最高到達温度超えとなる温度域での滞留時間ｔi（ｓ）は０ｓである。
　以下、各条件について説明する。なお、以下の説明において、温度は特に断らない限り鋼板表面温度とする。鋼板表面温度は放射温度計等を用いて測定し得る。また、平均冷却速度は、（冷却前の表面温度－冷却後の表面温度）／冷却時間とする。また、平均加熱速度は、（加熱後の表面温度－加熱前の表面温度）／加熱時間とする。
　鋼スラブの製造
　上記鋼スラブ製造のための、溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましい。また、造塊－分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしてもよい。
　熱間圧延
　熱延鋼板の組織：ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上
　本発明では、熱間圧延を行い、得られる熱延鋼板の組織において、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上であるようにする。
　熱延組織において、ベイナイトやマルテンサイト以外の相として、フェライトやパーライト等が存在すると、熱延段階でのＭｎ濃度の分布が不均一となりやすい。そのような熱延鋼板を用いた場合、最終焼鈍工程において、Ｍｎ濃度の高い箇所から優先的にオーステナイト化が起こり、マルテンサイトの粒径が粗大になるとともに、焼鈍時の過度なＭｎの分配により所望量の高Ｍｎフェライトが得られなくなる。そのため、熱延鋼板の組織において、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計を８０％以上とする。
　熱間圧延条件は、熱延鋼板の組織がベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上となれば特に限定はされないが、スラブ加熱温度、仕上げ圧延温度、８００～６００℃の温度域での平均冷却速度、巻取り温度として、例えば、以下のような条件を適用できる。
　スラブ加熱
　鋼スラブを熱間圧延するには、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法等を適用できる。スラブ加熱温度は１１００℃以上とすればよい。また、スラブ加熱温度は１３２０℃以下とすればよい。
　仕上げ圧延温度：８００℃以上
　８００～６００℃の温度域での平均冷却速度：３０℃／ｓ以上
　仕上げ圧延終了温度が８００℃未満あるいは８００～６００℃の温度域での平均冷却速度３０℃／ｓ未満では、圧延中あるいは冷却中に過度にフェライトが生成して、熱延板組織として、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計を８０％以上とすることが困難となる。よって、仕上げ圧延温度を８００℃以上とし、８００～６００℃の温度域での平均冷却速度を３０℃／ｓ以上とすることが好ましい。上限については、設備コストの観点から２００℃／ｓ以下が好ましい。
　巻取り温度：３００℃以上５５０℃以下
　巻取温度が３００℃未満であると、熱延鋼板の形状が悪くなり、その後の圧延、焼鈍時の通板性に影響が出るため、３００℃以上とすることが好ましい。
　一方、巻取り温度が５５０℃を超えると、巻取り後にフェライトやパーライトが生成し、熱延板組織をベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上とすることが困難となる。よって、巻取温度は５５０℃以下とすることが好ましい。
　酸洗
　得られた熱延鋼板には酸洗を施す。酸洗の条件は特に限定されない。
　冷間圧延
　冷間圧下率：３０％以上８０％以下
　冷間圧延条件は、焼鈍時に再結晶フェライトを生成させ加工性を確保するために、冷間圧下率（累積圧下率）を３０％以上とする必要がある。一方、冷間圧下率が８０％を超えると圧延の負荷が過度に増大し生産性を阻害する。よって、冷間圧下率は３０％以上８０％以下とする。冷間圧下率は、好ましくは４０％以上である。また、冷間圧下率は、好ましくは７０％以下である。
　（金属めっき（金属電気めっき、第一めっき）工程）
　本発明の一実施形態においては、冷間圧延工程後、かつ連続焼鈍工程の前の鋼板の片面もしくは両面において、金属めっきを施し、金属めっき層（第一めっき層）を形成する第一めっき工程を含んでいてもよい。
　例えば、上記のようにして得られた冷延鋼板の表面に金属電気めっき処理を施して、焼鈍前金属電気めっき層が少なくとも片面に形成された焼鈍前金属電気めっき鋼板としてもよい。なお、ここでいう金属めっきは、亜鉛めっき（第二めっき）を除く。
金属電気めっき処理方法は特に限定されないが、前述したように鋼板（素地鋼板）上に形成させる金属めっき層としては、金属電気めっき層とすることが好ましいため、金属電気めっき処理を施すことが好ましい。
例えば、Ｆｅ系電気めっき浴では硫酸浴、塩酸浴あるいは両者の混合などが適用できる。また、焼鈍前金属電気めっき層の付着量は、通電時間等によって調整することができる。なお、焼鈍前金属電気めっき鋼板とは、金属電気めっき層が連続焼鈍工程を経ていないことを意味し、金属電気めっき処理前の熱延鋼板、熱延後酸洗処理板または冷延鋼板について予め焼鈍された態様を除外するものではない。
　ここで、電気めっき層の金属種としては、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｂｉのいずれでもかまわないが、Ｆｅであることがより好ましいため、Ｆｅ系電気めっきの製造方法を以下に述べる。
　通電開始前のＦｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量は、Ｆｅ２＋として０．５ｍｏｌ／Ｌ以上とすることが好ましい。Ｆｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量が、Ｆｅ２＋として０．５ｍｏｌ／Ｌ以上であれば、十分なＦｅ付着量を得ることができる。また、十分なＦｅ付着量を得るために、通電開始前のＦｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量は、２．０ｍｏｌ／Ｌ以下とすることが好ましい。
　また、Ｆｅ系電気めっき浴中にはＦｅイオン、並びにＢ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる少なくとも一種の元素を含有することができる。Ｆｅ系電気めっき浴中でのこれらの元素の合計含有量は、焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層中でこれらの元素の合計含有量が１０質量％以下となるようにすることが好ましい。なお、金属元素は金属イオンとして含有すればよく、非金属元素はホウ酸、リン酸、硝酸、有機酸等の一部として含有することができる。また、硫酸鉄めっき液中には、硫酸ナトリウム、硫酸カリウム等の伝導度補助剤や、キレート剤、ｐＨ緩衝剤が含まれていてもよい。
　Ｆｅ系電気めっき浴のその他の条件についても特に限定しない。Ｆｅ系電気めっき液の温度は、定温保持性を考えると、３０℃以上とすることが好ましく、８５℃以下が好ましい。Ｆｅ系電気めっき浴のｐＨも特に規定しないが、水素発生による電流効率の低下を防ぐ観点から１．０以上とすることが好ましく、また、Ｆｅ系電気めっき浴の電気伝導度を考慮すると、３．０以下が好ましい。電流密度は、生産性の観点から１０Ａ／ｄｍ２以上とすることが好ましく、Ｆｅ系電気めっき層の付着量制御を容易にする観点から１５０Ａ／ｄｍ２以下とすることが好ましい。通板速度は、生産性の観点から５ｍｐｍ以上とすることが好ましく、付着量を安定的に制御する観点から１５０ｍｐｍ以下とすることが好ましい。
　なお、Ｆｅ系電気めっき処理を施す前の処理として、鋼板表面を清浄化するための脱脂処理及び水洗、さらには、鋼板表面を活性化するための酸洗処理及び水洗を施すことができる。これらの前処理に引き続いてＦｅ系電気めっき処理を実施する。脱脂処理及び水洗の方法は特に限定されず、通常の方法を用いることができる。酸洗処理においては、硫酸、塩酸、硝酸、及びこれらの混合物等各種の酸が使用できる。中でも、硫酸、塩酸あるいはこれらの混合が好ましい。酸の濃度は特に規定しないが、酸化皮膜の除去能力、及び過酸洗による肌荒れ（表面欠陥）防止等を考慮すると、１～２０ｍａｓｓ％程度が好ましい。また、酸洗処理液には、消泡剤、酸洗促進剤、酸洗抑制剤等を含有してもよい。
　連続焼鈍
　５００～７００℃における平均加熱速度：３℃／ｓ以上
　上記冷間圧延後、得られた冷延鋼板に連続焼鈍を施す。
　連続焼鈍において、５００～７００℃における平均加熱速度が３℃／ｓ未満では、フェライトの再結晶や粒成長が過度に生じ、組織が粗大化することでマルテンサイトの平均結晶粒径を１０μｍ以下にすることができなくなる。
よって、５００～７００℃における平均加熱速度を３℃／ｓ以上とする。平均加熱速度は、好ましくは５℃／ｓ以上である。上限は特に限定されないが、平均加熱速度は１００℃／ｓ以下とすることが好ましく、５０℃／ｓ以下であることがより好ましい。
　最高到達温度：７８０℃以上、（Ａｃ３点－２０℃）以下
　連続焼鈍における最高到達温度が７８０℃未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、焼鈍後に所望のマルテンサイト量が得られない、一方、（Ａｃ３点－２０℃）を超えると過度にオーステナイトが生成して所望のフェライト量が得られない。よって、最高到達温度は、７８０℃以上、（Ａｃ３点－２０℃）以下とする。
　ここで、Ａｃ３点は、以下の式（３）より求められる。
Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×［％Ｃ］１／２－１５．２×[％Ｎｉ]＋４４．７×［％Ｓｉ］＋１０４×［％Ｖ］＋３１．５×［％Ｍｏ］　・・・式（３）
式（３）において、［％Ｃ］、[％Ｎｉ]、［％Ｓｉ］、［％Ｖ］、［％Ｍｏ］は、夫々、順に鋼板のＣ含有量、Ｎｉ含有量、Ｓｉ含有量、Ｖ含有量、Ｍｏ含有量（質量％）のことを指し、含有しない元素については、零（０質量％）とする。
　Ｄ：１．０×１０－６以上８．０×１０－６以下
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
 ここで、式（１）において、
ｔｉ：Ｔｉ℃以上Ｔｉ＋１０℃未満の温度域の滞留時間（ｓ）、
Ｔｉ（℃）：７８０＋ｉ×１０　（ｉ：０～１５の整数）、であり、
上記最高到達温度超えとなる温度域での滞留時間ｔi（ｓ）は０ｓである。
　式（１）で表されるＤが１．０×１０－６未満では二相域焼鈍時のフェライトからオーステナイトへのＭｎの濃化が不十分となり、所望のＭｎ濃度の低Ｍｎフェライトおよび高Ｍｎフェライトが得られない。
一方、Ｄが８．０×１０－６を超えると、二相域焼鈍時のオーステナイトへのＭｎの濃化が過度になり、高Ｍｎフェライトの生成が不十分となる。従って、Ｄは１．０×１０－６以上８．０×１０－６以下とする。Ｄは、好ましくは１．５×１０－６以上である。また、Ｄは、好ましくは６．０×１０－６以下である。
　７８０℃以上の温度域における焼鈍炉内の水素濃度：１ｖｏｌ％以上２０ｖｏｌ％以下
　７８０℃以上の温度域における焼鈍炉内の水素濃度が１ｖｏｌ％未満であると、めっき性が低下し不めっきが生じる。一方、この水素濃度が２０ｖｏｌ％を超えると、鋼中の拡散性水素濃度が増加し、耐水素脆性の劣化および鋼の延性の低下が生じる。そのため、７８０℃以上の温度域における焼鈍炉内の水素濃度は１ｖｏｌ％以上２０ｖｏｌ％以下とする。この水素濃度は、好ましくは３ｖｏｌ％以上である。また、この水素濃度は、好ましくは１５ｖｏｌ％以下である。
　連続焼鈍工程の雰囲気（焼鈍雰囲気）の露点：－３０℃以上
　本発明の一実施形態においては、連続焼鈍工程の雰囲気（焼鈍雰囲気）の露点を－３０℃以上とすることが好ましい。連続焼鈍工程における焼鈍雰囲気の露点を－３０℃以上にして焼鈍を行うことで、脱炭反応が促進され、表層軟質層をより深く形成できる。連続焼鈍工程の焼鈍雰囲気の露点は、より好ましくは－２５℃以上であり、さらに好ましくは－２０℃超えであり、さらにより好ましくは－１５℃以上であり、さらにより好ましくは－５℃以上である。連続焼鈍工程の焼鈍雰囲気の露点の上限は特に定めないが、Ｆｅ系電気めっき層表面の酸化を好適に防ぎ、亜鉛めっき層を設ける際のめっき密着性を良好にするため、連続焼鈍工程の焼鈍雰囲気の露点は３０℃以下とすることが好ましい。
　第１冷却
　連続焼鈍後の平均冷却速度：７５０～５５０℃の温度域を３℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下
　連続焼鈍後に得られた冷延焼鈍鋼板に冷却処理を行う。ここで、高Ｍｎフェライトは、二相域焼鈍でＭｎが濃化したオーステナイトからの変態により生じる。冷却時にフェライトが生成する７５０～５５０℃の温度域における平均冷却速度が５０℃／ｓを超えると、フェライト変態が抑制され、高Ｍｎフェライトが得られない。一方、冷却速度が３℃／ｓ未満では、冷却時にパーライトが生成して所望の量のマルテンサイトが得られない。そのため、焼鈍後の７５０～５５０℃の温度域の平均冷却速度は３℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下とする。焼鈍後の７５０～５５０℃の温度域の平均冷却速度は、好ましくは５℃／ｓ以上である。また、焼鈍後の７５０～５５０℃の温度域の平均冷却速度は、好ましくは３０℃／ｓ以下である。
　また、この焼鈍後の冷却（第１冷却）における冷却停止温度は、５５０℃を超えると過度にパーライトが生成し、所望の組織が得られなくなるため、５５０℃以下とする。
　亜鉛めっき処理
　本発明では、上記の第１冷却工程後、亜鉛めっき処理を行う。亜鉛めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理を採用することができる。溶融亜鉛めっき処理の条件は特に限定されない。
　亜鉛めっき処理後の合金化処理
　温度域：４８０～５６０℃、処理時間：５～６０ｓ
　亜鉛めっき処理後には、合金化処理を施してもよい。
　亜鉛めっき後、合金化処理を施す場合、合金化処理を行う温度が４８０℃未満、あるいは時間が５ｓ未満では、めっきの合金化が十分進まない。一方、合金化処理を行う温度が５６０℃超、あるいは時間が６０ｓ超であると、過度に合金化が進みめっきのパウダリング性が低下する。そのため、合金化処理を施す場合、合金化処理条件は４８０～５６０℃で５～６０ｓとする。
合金化処理を行う温度域は、好ましくは５００℃以上である。また、合金化処理を行う温度域は、好ましくは５４０℃以下である。また、合金化処理を行う時間は、好ましくは１０ｓ以上である。また、合金化処理を行う時間は、好ましくは４０ｓ以下である。
　上記の亜鉛めっき処理、合金化処理を行うことで得られる亜鉛めっき鋼板では、めっきの付着量やめっき層中のＦｅ含有量については特に限定するものではないが、例えば、めっきの付着量は片面あたり２０ｇ／ｍ２以上とすることができる。また、めっきの付着量は片面あたり１２０ｇ／ｍ２以下とすることができる。また、Ｆｅ含有量は、質量％で８％以上とすることができる。また、Ｆｅ含有量は、質量％１５％以下とすることができる。
　第２冷却
　１００℃以下まで冷却
　上記のめっき処理または合金化処理を行った後（亜鉛めっき工程後または合金化処理工程後）、めっき鋼板を１００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。
冷却停止温度が１００℃超であると、冷却停止時に十分な量のマルテンサイトが生成せず、多量のオーステナイトが残存することで、その後の再加熱による効果が十分得られない。そのため、合金化処理後の冷却における冷却停止温度は１００℃以下とする。この冷却停止温度は、好ましくは５０℃以下である。
　再加熱処理
　１５０℃以上４５０℃以下の温度域で１０秒以上７２時間以下の保持
　上記のめっき処理または合金化処理を行っためっき鋼板を１００℃以下まで冷却した後（第２冷却工程後）、再加熱を行い、１５０℃以上４５０℃以下の温度域で１０秒以上７２時間以下の保持を行う。これにより、マルテンサイトが焼戻され、軟質化することで、フェライトとマルテンサイトの硬度差が低減し、局所変形特性が向上する。さらに、あわせて鋼中の拡散性水素量を低減することもできる。
　再加熱温度（焼戻し温度）が１５０℃未満である場合、または保持時間が１０秒未満となる場合、マルテンサイトの焼戻しや鋼中拡散性水素量の低減が不十分となる。一方、再加熱温度（焼戻し温度）が４５０℃超である場合、または保持時間が７２時間超となる場合、マルテンサイトが過度に焼戻され、所望の強度が得られなくなる。そのため、再加熱処理では、１５０℃以上４５０℃以下の温度域で１０秒以上７２時間以下保持する。
　以上のようにして、本発明の亜鉛めっき鋼板が得られる。
［部材］
　次に、本発明の部材について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う部材は、前述の亜鉛めっき鋼板を用いてなる（素材とする）部材である。例えば、素材である亜鉛めっき鋼板に、成形加工または接合加工の少なくとも一方を施して部材とする。
　ここで、上記の亜鉛めっき鋼板は、優れた均一変形特性および局所変形特性を有し、かつ引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上である。そのため、本発明の一実施形態に従う部材は、優れた均一変形特性および局所変形特性を有し、かつ引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上である。したがって、本発明の一実施形態に従う部材は、自動車部品用素材として特に好適である。
［部材の製造方法］
　つぎに、本発明の一実施形態に従う部材の製造方法について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う部材の製造方法は、上記の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する。
　ここで、成形加工方法は、特に限定されず、例えば、プレス加工等の一般的な加工方法を用いることができる。また、接合加工方法も、特に限定されず、例えば、スポット溶接、レーザー溶接、アーク溶接等の一般的な溶接や、リベット接合、かしめ接合等を用いることができる。なお、成形条件および接合条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
　（亜鉛めっき鋼板）
　＜実施例１＞
　表１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鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。得られた鋼スラブに対して、表２に示す条件で板厚３．０ｍｍまで熱間圧延した。次いで、得られた熱延鋼板に対して、酸洗を施した後、板厚１．４ｍｍに冷間圧延し、冷延鋼板を製造し焼鈍に供した。焼鈍は連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）にて行った。ＣＧＬの通板条件を表２に示す。溶融亜鉛めっき処理の条件は、浴温４７５℃のめっき浴に鋼板を浸漬した後、引き上げ、ガスワイピングによりめっきの付着量を種々調整し、その後、合金化処理を行った。なお、一部の鋼板については合金化処理を行わずに溶融亜鉛めっき鋼板とした。第１冷却工程における冷却停止温度は、５００℃とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
  
　上記のように得られた亜鉛めっき鋼板について、引張特性、鋼板組織を以下の要領で測定した。引張特性は、鋼板の圧延方向と直角方向から採取したＪＩＳ５号試験片（ＪＩＳ　Ｚ２２０１）を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）の規定に準拠し、歪速度１０－３／ｓで引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｔ．Ｅｌ）、極限変形能を測定した。
極限変形能εｌは、引張試験後の引張試験片の破断面における板幅Ｗと板厚Ｔを計測し、引張試験前の引張試験片の板幅Ｗ０と板厚Ｔ０を計測するとともに以下の式（２）により算出した。
εｌ＝－｛ｌｎ（Ｗ／Ｗ０）＋ｌｎ（Ｔ／Ｔ０）｝　・・・（２）
ここで、εｌは極限変形能、Ｗは引張試験後の引張試験片の破断面における板幅（ｍｍ）、Ｗ０は引張試験前の引張試験片の板幅（ｍｍ）、Ｔは引張試験後の引張試験片の破断面における板厚（ｍｍ）、Ｔ０は引張試験前の引張試験片の板厚（ｍｍ）である。
　組織（鋼板断面組織）の測定方法としては、まず、１質量％ナイタール溶液で組織を現出し、板厚１／４位置（表面から板厚の４分の１に相当する深さの位置）を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率３０００倍で観察し、撮影した組織写真からマルテンサイト、フェライト、パーライト、ベイナイトの面積率を定量化した。
また、残留オーステナイトの体積率は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度により求めた。入射Ｘ線にはＣｏＫα線を使用し、残留オーステナイト相の｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面とフェライト相の｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度の全ての組み合わせについて強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率（面積率）（％）とした。
マルテンサイトの平均結晶粒径は、ＳＥＭを用いて倍率３０００倍で観察し、撮影した組織写真を用い、５０００～１００００μｍ２の視野におけるマルテンサイトの面積と個数を求め，面積を個数で割ってマルテンサイト結晶粒１つ当たりの面積を求め、そのマルテンサイトを正方形近似した１辺を平均結晶粒径とした。
　低Ｍｎフェライトと高Ｍｎフェライトの面積率のフェライト全体の面積率に占める割合は以下のように求めた。
まず、鋼板の圧延方向と平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を機械研磨により鏡面に仕上げた後、板厚１／４位置においてＦＥ－ＥＰＭＡ分析により５０００～１００００μｍ２の視野におけるＭｎ濃度の分布を０．１μｍの間隔で測定した。
その中からフェライトの位置に相当する測定点を抽出し、さらにその濃度が鋼のＭｎ濃度の０．８０倍以上０．９５倍以下、または１．０５倍以上２．５倍以下の測定点を抽出した。そして、フェライト全体の測定点の数に対して、鋼のＭｎ濃度の０．８０倍以上０．９５倍以下の測定点の数および１．０５倍以上２．５倍以下の測定点の数の割合を、夫々、低Ｍｎフェライトおよび高Ｍｎフェライトの面積率がフェライト全体の面積率に占める割合として求めた。ＭｎのＦＥ－ＥＰＭＡ分析を行った箇所におけるフェライトの存在位置の同定については、ＦＥ－ＥＰＭＡでのＣ濃度分布の測定により同定した。
　鋼中の拡散性水素量については、以下の方法で測定した。まず、めっき鋼板から５×３０ｍｍの試験片を切り出した。次いで、ルータを使って試験片表面のめっきを除去して石英管中に入れた。次いで、石英管中をＡｒで置換した後、２００℃／ｈｒで昇温し、２５０℃までに発生した水素をガスクロマトグラフにより測定した。このように、昇温分析法にて放出水素量を測定し、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拡散性水素量とした。
ここで、水素量の測定は、鋼板の製造完了後（１週間後）に行った。
　結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
  
　本発明例はいずれも、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度で、延性の指標であるＴＳ×Ｔ．Ｅｌが１７０００ＭＰａ・％以上、極限変形能εｌが０．７０以上の優れた変形特性を示す。
　＜実施例２＞
　表１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鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。得られた鋼スラブに対して、表４に示す条件で板厚３．０ｍｍまで熱間圧延した。次いで、得られた熱延鋼板に対して、酸洗を施した後、板厚１．４ｍｍに冷間圧延し、冷延鋼板を製造し焼鈍に供した。焼鈍は連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）にて行った。ＣＧＬの通板条件を表４に示す。溶融亜鉛めっき処理の条件は、浴温４７５℃のめっき浴に鋼板を浸漬した後、引き上げ、ガスワイピングによりめっきの付着量を種々調整し、その後、合金化処理を行った。なお、一部の鋼板については合金化処理を行わずに溶融亜鉛めっき鋼板とした。第１冷却工程における冷却停止温度は、５００℃とした。
　上記のように得られた亜鉛めっき鋼板について、引張特性（引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｔ．Ｅｌ）、極限変形能）、鋼板組織、鋼中拡散性水素量を実施例１と同様にして測定した。
　また、以下の要領により、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験および軸圧壊試験を行った。そして、以下の基準により、Ｕ曲げ＋密着曲げ曲げ試験での限界スペーサー厚さ（ＳＴ）、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験で測定される荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）、および、軸圧壊試験での破断（外観割れ）有無を評価した。
・ＳＴ
〇：４．０ｍｍ≧ＳＴ
・ＳＦｍａｘ
〇：２６．５ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
・軸圧壊破断（外観割れ）有無
◎：軸圧壊試験後のサンプルに外観割れが観察されなかった。
〇：軸圧壊試験後のサンプルに外観割れが１箇所以下観察された。
　Ｕ曲げ＋密着曲げ試験
　Ｕ曲げ＋密着曲げ試験は以下のようにして行った。
得られた亜鉛めっき鋼板から、６０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を剪断・端面研削加工により採取した。ここで、６０ｍｍの辺は幅（Ｃ）方向に平行する。曲率半径/板厚：４．２で圧延（Ｌ）方向を軸に幅（Ｃ）方向にＵ曲げ加工（一次曲げ加工）を施し、試験片を準備した。Ｕ曲げ加工（一次曲げ加工）では、図１（ａ）に示すように、ロールＡ１の上に載せた鋼板に対して、パンチＢ１を押し込んで試験片Ｔ１を得た。次に、図１（ｂ）に示すように、下金型Ａ２の上に載せた試験片Ｔ１に対して、上金型Ｂ２で押し潰す密着曲げ（二次曲げ加工）を施した。図１（ａ）において、Ｄ１は幅（Ｃ）方向、Ｄ２は圧延（Ｌ）方向を示している。なお、試験片の間には、後述するスペーサーＳを挿入している。
　Ｕ曲げ＋密着曲げ試験におけるＵ曲げの条件は、以下のとおりである。
試験方法：ロール支持、パンチ押し込み
パンチ先端Ｒ：５．０ｍｍ
ロールとパンチのクリアランス：板厚＋０．１ｍｍ
ストローク速度：１０ｍｍ／ｍｉｎ
曲げ方向：圧延直角（Ｃ）方向
　Ｕ曲げ＋密着曲げ試験における密着曲げの条件は、以下のとおりである。
スペーサー厚さ：０．５ｍｍピッチで変化
試験方法：ダイ支持、パンチ押し込み
成型荷重：１０ｔｏｎ
試験速度：１０ｍｍ／ｍｉｎ
保持時間：５ｓ
曲げ方向：圧延直角（Ｃ）方向
　上記Ｕ曲げ＋密着曲げ試験を３回実施し、３回とも割れが発生しなかったときの限界スペーサー厚さ（ＳＴ）を評価した。また、ライカ製実体顕微鏡を用いて、２５倍の倍率で長さが２００μｍ以上のき裂を割れと判断した。なお、ＳＴは、衝突時の耐破断特性（軸圧壊試験における縦壁部の耐破断特性）を評価する指標となるものである。結果を表５に示す。
　Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験
　Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験は以下のようにして行う。
　得られた亜鉛めっき鋼板から、６０ｍｍ×６５ｍｍの試験片を剪断・端面研削加工により採取した。ここで、６０ｍｍの辺は圧延（Ｌ）方向に平行する。曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施し、試験片を準備した。９０°曲げ加工（一次曲げ加工）では、図２（ａ）に示すように、Ｖ溝を有するダイＡ３の上に載せた鋼板に対して、パンチＢ３を押し込んで試験片Ｔ１を得た。次に、図２（ｂ）に示すように、支持ロールＡ４の上に載せた試験片Ｔ１に対して、曲げ方向が圧延直角方向となるようにして、パンチＢ４を押し込んで直交曲げ（二次曲げ加工）を施した。図２（ａ）及び図２（ｂ）において、Ｄ１は幅（Ｃ）方向、Ｄ２は圧延（Ｌ）方向を示している。
　Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験におけるＶ曲げの条件は、以下のとおりである。
試験方法：ダイ支持、パンチ押し込み
成型荷重：１０ｔｏｎ
試験速度：３０ｍｍ/ｍｉｎ
保持時間：５ｓ
曲げ方向：圧延（Ｌ）方向
　Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験におけるＶＤＡ曲げの条件は、以下のとおりである。
試験方法：ロール支持、パンチ押し込み
ロール径：φ３０ｍｍ
パンチ先端Ｒ：０．４ｍｍ
ロール間距離：（板厚×２）＋０．５ｍｍ
ストローク速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
試験片サイズ：６０ｍｍ×６０ｍｍ
曲げ方向：圧延直角（Ｃ）方向
　上記ＶＤＡ曲げを施した際に得られるストローク－荷重曲線において、荷重最大時のストロークを求める。前記Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験を３回実施した際の当該荷重最大時のストロークの平均値をＳＦｍａｘ（ｍｍ）とした。なお、ＳＦｍａｘは、衝突時の耐破断特性（軸圧壊試験における曲げ稜線部の耐破断特性）を評価する指標となるものである。結果を表５に示す。
　軸圧壊試験
　得られた亜鉛めっき鋼板から、１５０ｍｍ×１００ｍｍの試験片を剪断加工により採取した。ここで、１５０ｍｍの辺は圧延（Ｌ）方向に平行する。パンチ肩半径が５．０ｍｍであり、ダイ肩半径が５．０ｍｍである金型を用いて、深さ４０ｍｍとなるように成形加工（曲げ加工）して、図３（ａ）及び図３（ｂ）に示すハット型部材１０を作製した。また、ハット型部材の素材として用いた鋼板を、８０ｍｍ×１００ｍｍの大きさに別途切り出した。次に、その切り出した後の鋼板２０と、ハット型部材１０とをスポット溶接し、図３（ａ）及び図３（ｂ）に示すような試験用部材３０を作製した。図３（ａ）は、ハット型部材１０と鋼板２０とをスポット溶接して作製した試験用部材３０の正面図である。図３（ｂ）は、試験用部材３０の斜視図である。スポット溶接部４０の位置は、図３（ｂ）に示すように、鋼板の端部と溶接部が１０ｍｍ、溶接部間が２０ｍｍの間隔となるようにした。次に、図３（ｃ）に示すように、試験用部材３０を地板５０とＴＩＧ溶接により接合して軸圧壊試験用サンプルを作製した。次に、作製した軸圧壊試験用サンプルにインパクター６０を衝突速度１０ｍｍ／ｍｉｎで等速衝突させ、軸圧壊試験用のサンプルを７０ｍｍ圧壊した。図３（ｃ）に示すように、圧壊方向Ｄ３は、試験用部材３０の長手方向と平行な方向とした。結果を表５に示す。
　ナノ硬度測定
　プレス成形時の優れた曲げ性と衝突時の優れた曲げ破断特性を得るためには、素地表層から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数の割合が０．１０以下であることがより好ましい。ナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の割合が０．１０以下の場合、硬質な組織（マルテンサイトなど）、介在物などの割合が小さいことを意味するため、硬質な組織（マルテンサイトなど）、介在物などのプレス成形時および衝突時のボイドの生成・連結および亀裂の進展をより抑制することが可能となり、優れたＳＴおよびＳＦｍａｘが得られた。
　めっき剥離後、鋼板（素地鋼板）の表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置－５μｍまで機械研磨し、素地鋼板の表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置までダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨後、コロイダルシリカ研磨を実施した。Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、
　荷重：５００μＮ
　測定領域：５０μｍ×５０μｍ
　打点間隔：２μｍ
の条件で計５１２点のナノ硬度を測定した。
　次いで、上記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置まで機械研磨、ダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨およびコロイダルシリカ研磨を実施した。Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、
　荷重：５００μＮ
　測定領域：５０μｍ×５０μｍ
　打点間隔：２μｍ
の条件で計５１２点のナノ硬度を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
  
　本発明例はいずれも、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度で、延性の指標であるＴＳ×Ｔ．Ｅｌが１７０００ＭＰａ・％以上、極限変形能εｌが０．７０以上の優れた変形特性を示した。
　また、表５に示すように、本発明例ではいずれも、Ｕ曲げ＋密着曲げ曲げ試験での限界スペーサー厚さ（ＳＴ）、および、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験で測定される荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）の全てが合格であり、軸圧壊試験での破断（外観割れ）はなかった。
なお、露点が－３０℃以上－２０℃以下の範囲であるＮｏ．４６、４８、５２のうち、Ｎｏ．４６は、軟質層厚さが１４μｍ以下となり、軸圧壊試験での破断（外観割れ）の判定は「○」であった。一方、軟質層厚さが１４μｍ以下でも金属めっき層を有するＮｏ．４８、５２は、軸圧壊試験での破断（外観割れ）の判定は「◎」であった。
　また、表５に示すように、製造条件において金属めっき工程における金属めっき処理を行うこと、および／または連続焼鈍工程における雰囲気で露点：－５℃以上とすることにより、鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下であり、さらに、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下である亜鉛めっき鋼板を得ることができ、軸圧壊試験での破断（外観割れ）の判定を「◎」にすると共に、ＳＴおよびＳＦｍａｘの双方を優れたものとすることができた。
　（部材）
　本発明例の亜鉛めっき鋼板を用いて、成形加工を施して得た部材、接合加工を施して得た部材、さらに成形加工および接合加工を施して得た部材は、本発明例の亜鉛めっき鋼板が優れた均一変形特性および局所変形特性を有し、かつ引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上であることから、本発明例の亜鉛めっき鋼板と同様に、優れた均一変形特性および局所変形特性を有し、かつ引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上であることがわかった。
　１０　　ハット型部材
　２０　　亜鉛めっき鋼板
　３０　　試験用部材
　４０　　スポット溶接部
　５０　　地板
　６０　　インパクター
　Ａ１　　ダイ
　Ａ２　　支持ロール
　Ａ３　　ダイ
　Ａ４　　支持ロール
　Ｂ１　　パンチ
　Ｂ２　　パンチ
　Ｂ３　　パンチ
　Ｂ４　　パンチ
　Ｄ１　　幅（Ｃ）方向
　Ｄ２　　圧延（Ｌ）方向
　Ｄ３　　圧壊方向
　Ｓ　　スペーサー
　Ｔ１　　試験片
 

Claims (14)

  1. 　鋼板と、該鋼板の上に形成された亜鉛めっき層と、を備える亜鉛めっき鋼板であり、
    　前記鋼板は、
    　質量％で、
    Ｃ：０．０８％以上０．３％以下、
    Ｓｉ：０．５％以上３．０％以下、
    Ｍｎ：２．０％以上３．５％以下、
    Ｐ：０．１％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下、
    Ｎ：０．０１５％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を有し、
    フェライトの面積率が２０％以上７０％以下であり、
    マルテンサイトの面積率が３０％以上８０％以下である組織を有し、
    前記フェライトは、
    Ｍｎ濃度が前記鋼板のＭｎ含有量の０．８０倍以上０．９５倍以下である低Ｍｎフェライトと、
    Ｍｎ濃度が前記鋼板のＭｎ含有量の１．０５倍以上２．５倍以下である高Ｍｎフェライトと、を有し、
    前記低Ｍｎフェライトのフェライト全体に占める比率が、面積率で２０％以上８０％以下であり、かつ
    前記高Ｍｎフェライトのフェライト全体に占める比率が、面積率で２０％以上８０％以下であり、
    前記マルテンサイトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、
    鋼中の拡散性水素量が０．３０質量ｐｐｍ以下である、亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記成分組成として、
    　質量％で、
    Ｔｉ：０．２％以下、
    Ｎｂ：０．２％以下から選ばれる１種または２種を含有する、請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記成分組成として、
    　質量％で、
    Ｃｒ：１．０％以下、
    Ｍｏ：１．０％以下、
    Ｖ：１．０％以下から選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１または２に記載の亜鉛めっき鋼板。
  4. 　前記成分組成として、
    　質量％で、
    Ｂ：０．００５％以下を含有する、請求項１～３のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板。
  5. 　前記成分組成として、
    　質量％で、
    Ｃａ：０．００５％以下、
    Ｓｂ：０．０３％以下から選ばれる１種または２種を含有する、請求項１～４のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板。
  6. 　前記鋼板は、鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域を表層とした際、
    前記表層に、板厚１／４位置のビッカース硬さに対して、ビッカース硬さが８５％以下である表層軟質層を有し、
    　前記鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、
    前記鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下であり、
    さらに、前記鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、
    さらに、前記鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下である、請求項１～５のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板。
  7. 　前記亜鉛めっき鋼板の片面または両面において、前記鋼板と前記亜鉛めっき層の間に形成された金属めっき層を有する、請求項１～６のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板。
  8. 　前記亜鉛めっき層は、
    Ｆｅ含有量が質量％で８～１５％であり、片面あたりのめっき付着量が２０～１２０ｇ／ｍ２である、請求項１～７のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板。
  9. 　請求項１～８のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
  10. 　請求項１～５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上である組織を有する熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
    　得られた前記熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、
    　前記酸洗工程後に３０％以上８０％以下の冷間圧下率で冷間圧延を施すことで冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
    　前記冷延鋼板に連続焼鈍を施す連続焼鈍工程と、
    　前記連続焼鈍工程後、得られた冷延焼鈍鋼板に対して、７５０～５５０℃の温度域の平均冷却速度を３℃／s以上、５０℃／ｓ以下として、５５０℃以下まで冷却を施す第１冷却工程と、
    　前記第１冷却工程後に亜鉛めっき処理を施す亜鉛めっき工程と、
    　前記亜鉛めっき工程後のめっき鋼板を１００℃以下まで冷却する第２冷却工程と、
    　前記第２冷却工程後のめっき鋼板に対して１５０℃以上４５０℃以下の温度域で１０秒以上７２時間以下の保持を行う再加熱工程と、を含み、
    前記連続焼鈍工程では、
    ５００～７００℃における平均加熱速度を３℃／ｓ以上とし、
    ７８０℃以上９４０℃未満で、下記式（１）におけるＤが１．０×１０－６以上８．０×１０－６以下を満たし、
    ７８０℃以上、（Ａｃ３点－２０℃）以下の最高到達温度まで加熱し、
    ７８０℃以上の温度域における焼鈍炉内の水素濃度を１ｖｏｌ％以上２０ｖｏｌ％以下とする、亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
     ここで、式（１）において、
    ｔｉ：Ｔｉ℃以上Ｔｉ＋１０℃未満の温度域の滞留時間（ｓ）、
    Ｔｉ（℃）：７８０＋ｉ×１０　（ｉ：０～１５の整数）、であり、
    前記最高到達温度超えとなる温度域での滞留時間ｔｉ（ｓ）は０ｓである。
  11. 　前記連続焼鈍工程における連続焼鈍を、露点：－３０℃以上の雰囲気下で行う、請求項１０に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  12. 　前記冷間圧延工程後、かつ前記連続焼鈍工程の前の前記冷延鋼板の片面または両面において、金属めっきを施し金属めっき層を形成する金属めっき工程を含む、請求項１０または１１に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  13. 　前記亜鉛めっき工程後、かつ前記第２冷却工程前のめっき鋼板に、４８０～５６０℃の温度域で５～６０ｓの合金化処理を施す合金化処理工程を含む、請求項１０～１２のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  14. 　請求項１～８のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
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