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WO2023007833A1 - 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法 - Google Patents

亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法 Download PDF

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WO2023007833A1
WO2023007833A1 PCT/JP2022/012856 JP2022012856W WO2023007833A1 WO 2023007833 A1 WO2023007833 A1 WO 2023007833A1 JP 2022012856 W JP2022012856 W JP 2022012856W WO 2023007833 A1 WO2023007833 A1 WO 2023007833A1
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WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
area ratio
galvanized steel
galvanized
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2022/012856
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English (en)
French (fr)
Inventor
翔 樋口
由康 川崎
達也 中垣内
孝子 山下
友美 金澤
俊佑 山本
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
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Priority to JP2022542315A priority patent/JP7197062B1/ja
Priority to MX2024001275A priority patent/MX2024001275A/es
Priority to US18/579,575 priority patent/US20240318287A1/en
Priority to EP22848917.5A priority patent/EP4368737A4/en
Priority to CN202280051970.7A priority patent/CN117716059A/zh
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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
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath

Definitions

  • the present invention relates to galvanized steel sheets, members made from the galvanized steel sheets, and methods for manufacturing them.
  • Patent Document 1 describes steel sheets that are used as materials for such automobile members.
  • the metal structure at the 1/4 plate thickness position is area
  • the moldability here means the resistance to breakage during member molding and good dimensional accuracy during member molding. That is, there are various types of fracture modes such as ⁇ -fracture, ⁇ -fracture, and bending fracture.
  • a member having a relatively simple shape may sometimes be formed without breaking by using a steel plate specialized for a specific breaking form as a material according to the shape of the member.
  • complex-shaped parts undergo various types of deformation during forming. Therefore, steel sheets, which are materials for members with complicated shapes, are required to be less susceptible to fracture due to various types of fracture modes.
  • ductility, hole expansibility and local ductility are particularly correlated with the occurrence of ⁇ -fracture, ⁇ -fracture and bending fracture, respectively.
  • the work hardenability correlates with the occurrence of fracture in general.
  • the present invention has been developed in view of the above-mentioned current situation, and has high strength and excellent formability, specifically, excellent ductility, hole expandability, local ductility, work hardening ability and during member molding It is an object of the present invention to provide a galvanized steel sheet that achieves both dimensional accuracy and an advantageous manufacturing method thereof. Another object of the present invention is to provide a member made from the galvanized steel sheet and a method for manufacturing the same.
  • high strength means that TS measured by a tensile test based on JIS Z 2241 satisfies the following formula. 590MPa ⁇ TS ⁇ 980MPa
  • Excellent ductility means that the breaking elongation (hereinafter also referred to as T-El) measured in a tensile test in accordance with JIS Z 2241 satisfies the following formula according to the TS measured in the tensile test. means When 590 MPa ⁇ TS ⁇ 780 MPa, 30.0% ⁇ T-El When 780 MPa ⁇ TS, 19.0% ⁇ T-El
  • Excellent hole expandability means that the limit hole expansion rate ( ⁇ ) measured in a hole expansion test in accordance with JIS Z 2256 satisfies the following formula according to the TS measured in the tensile test. means. 45% ⁇ ⁇ when 590 MPa ⁇ TS ⁇ 780 MPa 40% ⁇ ⁇ when 780 MPa ⁇ TS
  • Excellent local ductility is defined as the difference between the breaking elongation and the total elongation at maximum test force measured in a tensile test in accordance with JIS Z 2241 (hereinafter also referred to as L-El). means that the following equations are satisfied depending on the TS measured at .
  • L-El JIS Z 2241
  • Excellent work hardening ability means that the work hardening index (hereinafter also referred to as n value) measured in a tensile test in accordance with JIS Z 2241 satisfies the following formula according to the TS measured in the tensile test. means to 0.200 ⁇ n value when 590 MPa ⁇ TS ⁇ 780 MPa 0.100 ⁇ n value when 780 MPa ⁇ TS
  • Excellent dimensional accuracy during member molding means that YS measured by a tensile test conforming to JIS Z 2241 satisfies the following formula according to TS measured by the tensile test.
  • YS measured by a tensile test conforming to JIS Z 2241 satisfies the following formula according to TS measured by the tensile test.
  • the chemical composition of the base steel sheet of the galvanized steel sheet is appropriately adjusted, and the steel structure of the base steel sheet of the galvanized steel sheet is Area ratio of ferrite: 35.0% or more and 95.0% or less, Area ratio of bainitic ferrite: 1.0% or more and 40.0% or less, Area ratio of tempered martensite: 50.0% or less (including 0%), Area ratio of retained austenite: 1.5% or more, Area ratio of fresh martensite: 20.0% or less (including 0%), S BF + STM + 2 x SMA : 10.0% or more and less than 65.0%, S BF +S TM : 3.0% or more and 60.0% or less, SMA1 / SMA : 0.40 or less, IDR [% C ⁇ ]: 0.16% or more, and a tensile strength of 590 MPa or more and less than 980 MPa, thereby achieving high strength, excellent moldability, and It
  • the gist and configuration of the present invention are as follows. 1.
  • a galvanized steel sheet having a base steel sheet and a galvanized layer on the surface of the base steel sheet,
  • the base steel plate is in % by mass, C: 0.040% or more and 0.400% or less, Si: 0.20% or more and 3.00% or less, Mn: 1.00% or more and less than 2.80%, P: 0.001% or more and 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.010% or more and 2.000% or less, N: 0.0100% or less, a carbon equivalent Ceq of less than 0.540%, and the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the base steel plate is Area ratio of ferrite: 35.0% or more and 95.0% or less, Area ratio of bainitic ferrite: 1.0% or more and 40.0% or less, Area ratio of tempered martensite: 50.0% or less (including 0%), Area ratio of retained austenite: 1.5% or more, Area ratio of fresh martensite: 20.0% or less (including 0%), S BF + STM + 2 x SMA : 10.0% or more and less than 65.0%, S BF +S TM : 3.0% or more and 60.0% or less, SMA1 / SMA : 0.40 or less, and IDR [%C ⁇ ]: 0.16% or more, having a steel structure, A galvanized steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more and less than 980 MPa.
  • S BF Area ratio of the bainitic ferrite
  • STM Area ratio of the tempered martensite
  • SMA Area ratio of the hard second phase composed of the retained austenite and the fresh martensite
  • IDR [% C ⁇ ] 90 of the solid solution C concentration distribution in the retained austenite It is the difference between the percentile value and the 10th percentile value.
  • the chemical composition of the base steel plate is further, in mass%, Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.100% or less, B: 0.0100% or less, Cu: 1.000% or less, Cr: 1.000% or less, Ni: 1.000% or less, Mo: 0.500% or less, Sb: 0.200% or less, Sn: 0.200% or less, Ta: 0.100% or less, W: 0.500% or less, Mg: 0.0200% or less, Zn: 0.0200% or less, Co: 0.0200% or less, Zr: 0.0200% or less, Ca: 0.0200% or less, Ce: 0.0200% or less, Se: 0.0200% or less, Te: 0.0200% or less, Ge: 0.0200% or less, As: 0.0200% or less, Sr: 0.0200% or less, Cs: 0.0200% or less, Hf: 0.0200% or less, Pb: 0.0200% or less, 2.
  • a plating step of galvanizing the cold-rolled steel sheet to form a galvanized steel sheet A second cooling step of cooling the galvanized steel sheet to a second cooling stop temperature of ⁇ 20° C. or more and less than 300° C.; a reheating step of reheating the galvanized steel sheet to a reheating temperature of 300° C. or higher and 500° C. or lower, and holding the galvanized steel sheet in a temperature range of 300° C. or higher and 500° C.
  • T0 is the first cooling stop temperature (°C)
  • T1 is the temperature (°C) of the zinc plating bath in the zinc plating treatment.
  • a method for manufacturing a member comprising the step of subjecting the galvanized steel sheet according to any one of the above 1 to 7 to at least one of forming and joining to form a member.
  • a galvanized steel sheet that has both high strength and excellent formability, specifically, excellent ductility, hole expansibility, local ductility, work hardening ability, and dimensional accuracy during member forming can be obtained. be done.
  • the galvanized steel sheet of the present invention since the galvanized steel sheet of the present invention has high strength and excellent formability, it can be extremely advantageously applied as a material for automobile members having complicated shapes. Since a steel sheet having excellent formability also has excellent impact resistance, the galvanized steel sheet of the present invention can be extremely advantageously applied as a material for impact energy absorbing members of automobiles.
  • (A) is an example of a tissue image obtained by SEM used for tissue identification.
  • (B) is the tissue image of (A) color-coded using Adobe Photoshop from Adobe Systems.
  • (C) shows the island-shaped regions classified as MA1 and the island-shaped regions classified as other than MA1 among the island-shaped regions of the hard second phase (MA) extracted in the tissue image of (A). Color-coded using Adobe Photoshop from Adobe Systems.
  • (A) is a schematic diagram for explaining a method for evaluating resistance weld cracking resistance in a weld zone, and the upper diagram of (B) is a top view of a plate assembly after resistance spot welding used in the same evaluation, and (B ) is a sectional view taken along the line AA of the upper figure.
  • C 0.040% or more and 0.400% or less C generates an appropriate amount of fresh martensite, tempered martensite, bainitic ferrite and retained austenite, and provides a TS of 590 MPa or more and high ductility and work hardening ability. It is an effective element for ensuring Here, if the C content is less than 0.040%, the ferrite area ratio increases, making it difficult to increase the TS to 590 MPa or more. It also causes a decrease in ductility and work hardenability. On the other hand, when the C content exceeds 0.400%, the carbon concentration in retained austenite increases excessively. Therefore, when a steel plate is punched, the hardness of fresh martensite generated from retained austenite significantly increases.
  • the C content should be 0.040% or more and 0.400% or less.
  • the C content is preferably 0.070% or more.
  • the C content is preferably 0.300% or less.
  • Si 0.20% or more and 3.00% or less Si suppresses the formation of carbides during annealing and promotes the formation of retained austenite. That is, Si is an element that affects the area ratio of retained austenite and the carbon concentration in retained austenite.
  • Si content is less than 0.20%, the area ratio of retained austenite and IDR [%C ⁇ ] decrease, and the ductility, local ductility and work hardenability decrease.
  • the Si content exceeds 3.00%, the ferrite area ratio increases excessively, making it difficult to increase the TS to 590 MPa or more. Also, the carbon concentration in retained austenite increases excessively.
  • the Si content should be 0.20% or more and 3.00% or less.
  • the Si content is preferably 0.40% or more.
  • the Si content exceeds 2.00%, the resistance weld cracking resistance may be lowered, so the Si content is preferably 2.00% or less.
  • Mn 1.00% or more and less than 2.80%
  • Mn is an element that adjusts the area ratio of bainitic ferrite, tempered martensite, and the like.
  • the Mn content is less than 1.00%, the ferrite area ratio increases excessively, making it difficult to increase the TS to 590 MPa or more.
  • the Mn content is 2.80% or more, the area ratio of ferrite and bainitic ferrite decreases. As a result, the desired ductility is not obtained. Therefore, the Mn content should be 1.00% or more and less than 2.80%.
  • the Mn content is preferably 1.10% or more. Also, the Mn content is preferably less than 2.50%.
  • P 0.001% or more and 0.100% or less
  • P is an element that has a solid-solution strengthening action and increases the strength of the steel sheet.
  • the P content is made 0.001% or more.
  • P segregates at the prior austenite grain boundaries and embrittles the grain boundaries. Therefore, when the steel sheet is punched, the amount of voids generated increases, leading to a decrease in hole expansibility. Therefore, the P content should be 0.001% or more and 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.030% or less.
  • S 0.0200% or less S exists as a sulfide in steel.
  • the S content exceeds 0.0200%, the ultimate deformability of the steel sheet is lowered. Therefore, when the steel sheet is punched, the amount of voids generated increases, leading to a decrease in hole expansibility. Therefore, the S content should be 0.0200% or less.
  • the S content is preferably 0.0080% or less. Although the lower limit of the S content is not specified, it is preferable that the S content is 0.0001% or more due to production technology restrictions.
  • Al 0.010% to 2.000%
  • Al suppresses the formation of carbides and promotes the formation of retained austenite. That is, Al is an element that affects the area ratio of retained austenite and the carbon concentration in retained austenite. In order to obtain such effects, the Al content is made 0.010% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 2.000%, the ferrite area ratio increases excessively, making it difficult to increase the TS to 590 MPa or more. Therefore, the content of Al is set to 0.010% or more and 2.000% or less.
  • the Al content is preferably 0.015% or more. Also, the Al content is preferably 1.000% or less.
  • N 0.0100% or less N exists as a nitride in steel.
  • the N content exceeds 0.0100%, the ultimate deformability of the steel sheet is lowered. Therefore, when the steel sheet is punched, the amount of voids generated increases, leading to a decrease in hole expansibility. Therefore, the N content should be 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly specified, the N content is preferably 0.0005% or more due to production technology restrictions.
  • Carbon equivalent Ceq less than 0.540% Carbon equivalent Ceq affects TS. In particular, when the carbon equivalent Ceq is 0.540% or more, it becomes difficult to make the TS less than 980 MPa. Moreover, it becomes difficult to simultaneously obtain excellent ductility, hole expansibility, local ductility and work hardening ability. Therefore, the carbon equivalent Ceq should be less than 0.540%. Also, the carbon equivalent Ceq is preferably 0.535% or less, more preferably 0.534% or less, and even more preferably 0.530% or less. Here, the carbon equivalent Ceq is defined by the following formula.
  • the base steel sheet of the galvanized steel sheet of the present invention has a chemical composition that contains the above components and the balance of Fe (iron) and unavoidable impurities.
  • the base steel sheet of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention preferably has a chemical composition containing the above ingredients with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the basic chemical composition of the base steel sheet of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention has been described above.
  • Ti 0.200% or less Ti increases TS by forming fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling or annealing.
  • the Ti content is preferably 0.001% or more.
  • the Ti content is more preferably 0.005% or more.
  • the Ti content exceeds 0.200%, a large amount of coarse precipitates and inclusions may be generated. In such a case, if diffusible hydrogen is present in the steel sheet, coarse precipitates and inclusions may become crack initiation points during the hole expanding test, that is, the hole expandability may be deteriorated. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is preferably 0.200% or less.
  • the Ti content is more preferably 0.060% or less.
  • Nb 0.200% or less
  • Nb increases TS by forming fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling or annealing.
  • the Nb content is preferably 0.001% or more.
  • the Nb content is more preferably 0.005% or more.
  • the Nb content exceeds 0.200%, a large amount of coarse precipitates and inclusions may be generated. In such a case, if diffusible hydrogen exists in the steel sheet, coarse precipitates and inclusions may become crack initiation points during the hole expanding test, that is, the hole expandability may be deteriorated. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is preferably 0.200% or less.
  • the Nb content is more preferably 0.060% or less.
  • V 0.100% or less
  • V raises TS by forming fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling or annealing.
  • the V content is preferably 0.001% or more.
  • the V content is more preferably 0.005% or more.
  • the V content exceeds 0.100%, a large amount of coarse precipitates and inclusions may be generated. In such a case, if diffusible hydrogen is present in the steel sheet, coarse precipitates and inclusions may become crack initiation points during the hole expanding test, that is, the hole expandability may be deteriorated. Therefore, when V is contained, the V content is preferably 0.100% or less.
  • the V content is more preferably 0.060% or less.
  • B 0.0100% or less
  • B is an element that increases the hardenability by segregating at the austenite grain boundary.
  • B is an element that suppresses the formation of ferrite and grain growth during cooling after annealing.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the B content is more preferably 0.0002% or more.
  • the B content exceeds 0.0100%, cracks may occur inside the steel sheet during hot rolling, which may reduce the ultimate deformability of the steel sheet.
  • the B content is preferably 0.0100% or less.
  • the B content is more preferably 0.0050% or less.
  • Cu 1.000% or less
  • Cu is an element that enhances hardenability.
  • Cu is an element effective for adjusting the area ratio of hard fresh martensite and the like to a more suitable range, thereby adjusting TS to a more suitable range.
  • the Cu content is preferably 0.005% or more.
  • Cu content is more preferably 0.020% or more.
  • the area ratio of fresh martensite increases excessively, resulting in excessively high TS. Also, a large amount of coarse precipitates and inclusions may be generated.
  • the Cu content is preferably 1.000% or less.
  • the Cu content is more preferably 0.200% or less.
  • Cr 1.000% or less
  • Cr is an element that enhances hardenability
  • Cr is an element that is effective for generating retained austenite and fresh martensite.
  • the Cr content is preferably 0.0005% or more.
  • the Cr content is more preferably 0.010% or more from the viewpoint of making TS in a more suitable range.
  • the Cr content exceeds 1.000%, the area ratio of hard fresh martensite increases excessively, which may lead to a decrease in hole expansibility. Therefore, when Cr is contained, the Cr content is preferably 1.000% or less.
  • the Cr content is more preferably 0.250% or less, and still more preferably 0.100% or less.
  • Ni 1.000% or less
  • Ni is an element that enhances hardenability. Further, Ni is an element effective for adjusting the area ratio of retained austenite and fresh martensite to a more suitable range, thereby adjusting TS to a more suitable range.
  • the Ni content is preferably 0.005% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.020% or more.
  • the Ni content exceeds 1.000%, the area ratio of fresh martensite may excessively increase, and ductility and dimensional accuracy during forming may deteriorate. Also, a large amount of coarse precipitates and inclusions may be generated.
  • the Ni content is preferably 1.000% or less.
  • the Ni content is more preferably 0.800% or less.
  • Mo 0.500% or less
  • Mo is an element that enhances hardenability. Moreover, Mo is an effective element for generating hard fresh martensite and the like. In order to obtain such effects, the Mo content is preferably 0.010% or more. Mo content is more preferably 0.030% or more. On the other hand, when the Mo content exceeds 0.500%, the area ratio of fresh martensite increases excessively, which may lead to a decrease in hole expansibility. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is preferably 0.500% or less. The Mo content is more preferably 0.450% or less, still more preferably 0.400% or less.
  • Sb 0.200% or less
  • Sb is an element effective for suppressing the diffusion of C in the vicinity of the steel sheet surface during annealing and controlling the formation of a soft layer in the vicinity of the steel sheet surface.
  • the Sb content is preferably 0.002% or more.
  • the Sb content is more preferably 0.005% or more.
  • the Sb content is preferably 0.200% or less.
  • the Sb content is more preferably 0.020% or less.
  • Sn 0.200% or less
  • Sn is an element effective in suppressing the diffusion of C in the vicinity of the steel sheet surface during annealing and controlling the formation of a soft layer in the vicinity of the steel sheet surface.
  • the Sn content is preferably 0.002% or more.
  • the Sn content is more preferably 0.005% or more.
  • the Sn content is preferably 0.200% or less.
  • the Sn content is more preferably 0.020% or less.
  • Ta 0.100% or less Ta, like Ti, Nb and V, raises TS by forming fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling and annealing.
  • Ta partially dissolves in Nb carbides and Nb carbonitrides and forms complex precipitates such as (Nb, Ta) (C, N). This suppresses coarsening of precipitates and stabilizes precipitation strengthening. This improves TS.
  • the Ta content is preferably 0.100% or less.
  • W 0.500% or less W is an effective element for enhancing hardenability and adjusting TS to a more suitable range.
  • the W content is preferably 0.001% or more.
  • the W content is more preferably 0.030% or more.
  • the W content exceeds 0.500%, the area ratio of hard fresh martensite increases excessively, which may lead to a decrease in hole expansibility. Therefore, when W is contained, the W content is preferably 0.500% or less.
  • the W content is more preferably 0.450% or less, still more preferably 0.400% or less.
  • Mg 0.0200% or less
  • Mg is an element effective for making inclusions such as sulfides and oxides spherical and improving the ultimate deformability and hole expandability of the steel sheet.
  • the Mg content is preferably 0.0001% or more.
  • the Mg content exceeds 0.0200%, a large amount of coarse precipitates and inclusions may be generated. In such a case, if diffusible hydrogen exists in the steel sheet, coarse precipitates and inclusions may become crack initiation points during the hole expanding test, that is, the hole expandability may be deteriorated. Therefore, when Mg is contained, the Mg content is preferably 0.0200% or less.
  • Zn 0.0200% or less
  • Zn is an element effective for making inclusions spherical and improving the ultimate deformability and hole expandability of the steel sheet.
  • the Zn content is preferably 0.0010% or more.
  • the Zn content exceeds 0.0200%, a large amount of coarse precipitates and inclusions may be generated. In such a case, if diffusible hydrogen is present in the steel sheet, coarse precipitates and inclusions may become crack initiation points during the hole expanding test, that is, the hole expandability may be deteriorated. Therefore, when Zn is contained, the Zn content is preferably 0.0200% or less.
  • Co 0.0200% or less
  • Co is an element effective in making inclusions spherical and improving the ultimate deformability and hole expansibility of the steel sheet.
  • the Co content is preferably 0.0010% or more.
  • the Co content exceeds 0.0200%, a large amount of coarse precipitates and inclusions may be generated. In such a case, if diffusible hydrogen exists in the steel sheet, coarse precipitates and inclusions may become crack initiation points during the hole expanding test, that is, the hole expandability may be deteriorated. Therefore, when Co is contained, the Co content is preferably 0.0200% or less.
  • Zr 0.0200% or less
  • Zr is an element effective in making inclusions spherical and improving the ultimate deformability and hole expandability of the steel sheet.
  • the Zr content is preferably 0.0010% or more.
  • the Zr content exceeds 0.0200%, a large amount of coarse precipitates and inclusions may be generated. In such a case, if diffusible hydrogen is present in the steel sheet, coarse precipitates and inclusions may become crack initiation points during the hole expanding test, that is, the hole expandability may be deteriorated. Therefore, when Zr is contained, the Zr content is preferably 0.0200% or less.
  • Ca 0.0200% or less
  • Ca exists as inclusions in steel.
  • the Ca content exceeds 0.0200%, a large amount of coarse inclusions may be generated. In such a case, if diffusible hydrogen exists in the steel sheet, the coarse inclusions may become the starting point of cracks during the hole expanding test, that is, the hole expandability may be deteriorated. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is preferably 0.0200% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0020% or less.
  • the lower limit of the Ca content is not particularly limited, the Ca content is preferably 0.0005% or more. Moreover, from the restrictions on production technology, 0.0010% or more of Ca content is more preferable.
  • the contents of Ce, Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi and REM are each preferably 0.0001% or more.
  • the contents of Ce, Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi and REM each exceed 0.0200%, a large amount of coarse precipitates and inclusions may be generated. be.
  • coarse precipitates and inclusions may become crack initiation points during the hole expanding test, that is, the hole expandability may be deteriorated. Therefore, when at least one of Ce, Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi and REM is included, the content thereof is preferably 0.0200% or less.
  • the base steel sheet of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention is in % by mass, C: 0.040% or more and 0.400% or less, Si: 0.20% or more and 3.00% or less, Mn: 1.00% or more and less than 2.80%, P: 0.001% or more and 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.010% or more and 2.000% or less and N: 0.0100% or less, and the carbon equivalent Ceq is less than 0.540%, optionally, Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.100% or less, B: 0.0100% or less, Cu: 1.000% or less, Cr: 1.000% or less, Ni: 1.000% or less, Mo: 0.500% or less, Sb: 0.200% or less, Sn: 0.200% or less, Ta: 0.100% or less, W: 0.500% or less, Mg: 0.0
  • the steel structure of the base steel sheet of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention is Area ratio of ferrite: 35.0% or more and 95.0% or less, Area ratio of bainitic ferrite: 1.0% or more and 40.0% or less, Area ratio of tempered martensite: 50.0% or less (including 0%), Area ratio of retained austenite: 1.5% or more, Area ratio of fresh martensite: 20.0% or less (including 0%), S BF + STM + 2 x SMA : 10.0% or more and less than 65.0%, S BF +S TM : 3.0% or more and 60.0% or less, SMA1 / SMA : 0.40 or less, and IDR [% C ⁇ ]: 0.16% or more.
  • S BF Area ratio of the bainitic ferrite
  • STM Area ratio of the tempered martensite
  • SMA Area ratio of the hard second phase composed of the retained austenite and the fresh martensite
  • IDR [% C ⁇ ] 90 of the solid solution C concentration distribution in the retained austenite It is the difference between the percentile value and the 10th percentile value.
  • Area ratio of ferrite 35.0% or more and 95.0% or less
  • Soft ferrite is a phase that improves ductility and work hardening ability. From the viewpoint of ensuring high ductility and work hardenability, the area ratio of ferrite is set to 35.0% or more. The area ratio of ferrite is preferably 40.0% or more, more preferably 45.0% or more. Further, from the viewpoint of ensuring a TS of 590 MPa or more, the area ratio of ferrite is set to 95.0% or less. The area ratio of ferrite is preferably 85.0% or less, more preferably 80.0% or less.
  • bainitic ferrite Area ratio of bainitic ferrite: 1.0% or more and 40.0% or less
  • Bainitic ferrite is a phase formed after ferrite is formed and C, Mn, etc. are concentrated in untransformed austenite.
  • bainitic ferrite has a hardness intermediate between soft ferrite and hard fresh martensite, and is an important phase for ensuring good ductility and hole expandability.
  • bainitic ferrite is also useful for securing an appropriate amount of retained austenite and obtaining a high IDR [% C ⁇ ] by utilizing further C diffusion from bainitic ferrite to untransformed austenite. phase. Therefore, the area ratio of bainitic ferrite is set to 1.0% or more.
  • the area ratio of bainitic ferrite is preferably 2.0% or more, more preferably 5.0% or more.
  • the area ratio of bainitic ferrite is set to 40.0% or less.
  • the area ratio of bainitic ferrite is preferably 35.0% or less.
  • Tempered martensite has intermediate hardness between soft ferrite and hard fresh martensite, and is a phase for ensuring good hole expandability. However, from the viewpoint of ensuring good ductility, the area ratio of tempered martensite is set to 50.0% or less. Further, the area ratio of tempered martensite is preferably 45.0% or less. The lower limit of the area ratio of tempered martensite is not particularly limited, and may be 0%. The area ratio of tempered martensite is preferably 5.0% or more, more preferably 10.0% or more when 780 MPa ⁇ TS ⁇ 980 MPa. The area ratio of tempered martensite is preferably 0.1% or more, more preferably 0.2% or more when 590 MPa ⁇ TS ⁇ 780 MPa.
  • Area ratio of retained austenite 1.5% or more From the viewpoint of obtaining good ductility, the area ratio of retained austenite is set to 1.5% or more.
  • the area ratio of retained austenite is preferably 2.0% or more, more preferably 2.5% or more, and still more preferably 3.0% or more.
  • the upper limit of the area ratio of retained austenite is not particularly limited, the area ratio of retained austenite is preferably 20.0% or less.
  • Area ratio of fresh martensite 20.0% or less (including 0%)
  • the area ratio of fresh martensite is set to 20.0% or less from the viewpoint of ensuring good hole expandability.
  • the lower limit of the area ratio of fresh martensite is not particularly limited, and may be 0%.
  • the area ratio of fresh martensite is preferably 2.0% or more.
  • Fresh martensite is martensite as quenched (not tempered).
  • the area ratio of the residual structure other than the above is preferably 10.0% or less.
  • the area ratio of the residual tissue is more preferably 5.0% or less.
  • the area ratio of the residual tissue may be 0%.
  • the residual structure is not particularly limited, and examples thereof include carbides such as lower bainite, pearlite, and cementite. The type of residual tissue can be confirmed, for example, by observation using a SEM (Scanning Electron Microscope).
  • the area ratios of ferrite, bainitic ferrite, tempered martensite, and hard second phase are measured at the 1/4 thickness position of the base steel sheet as follows. That is, a sample is cut out from the base steel plate so that the plate thickness cross-section parallel to the rolling direction of the base steel plate becomes the observation surface. Then, the observation surface of the sample is mirror-polished using diamond paste. Then, the observation surface of the sample was subjected to final polishing using colloidal silica, and then subjected to 3 vol. Etch with % nital to reveal the tissue.
  • Ferrite, bainitic ferrite, tempered martensite, and hard second phase are identified as follows from the resulting structural image (see, for example, FIG. 1(A)).
  • Ferrite A black region with a blocky shape. In addition, it contains almost no iron-based carbides. However, when iron-based carbide is included, the area of ferrite is also included in the area of ferrite.
  • Bainitic ferrite A black to dark gray region with a massive or irregular shape. In addition, it does not contain iron-based carbides or contains a relatively small number of iron-based carbides. Tempered martensite: A gray area with an amorphous shape. In addition, it contains a relatively large number of iron-based carbides. Hard second phase (retained austenite + fresh martensite): A white to pale gray region with an amorphous shape. Also, it does not include iron-based carbides. In addition, when the size is relatively large, the color gradually becomes darker away from the interface with the other tissue, and the interior may be dark gray. Residual structure: Carbide such as lower bainite, pearlite, and cementite mentioned above can be mentioned, and their morphology and the like are known.
  • FIG. 1(A) is a part extracted from one visual field of the sample observation area (25.6 ⁇ m ⁇ 17.6 ⁇ m) for the above explanation.
  • the area ratio of retained austenite is measured as follows. That is, after mechanically grinding the substrate steel plate to the 1/4 position of the plate thickness in the plate thickness direction (depth direction), chemical polishing with oxalic acid is performed to obtain an observation surface. Then, the observation surface is observed by the X-ray diffraction method. CoK ⁇ rays were used as the incident X-rays, and the diffraction intensities of the (200), (211) and (220) planes of bcc iron were compared with the (200), (220) and (311) planes of fcc iron (austenite).
  • the ratio of the diffraction intensity of each surface is obtained, and the volume fraction of retained austenite is calculated from the ratio of the diffraction intensity of each surface. Then, assuming that the retained austenite is three-dimensionally homogeneous, the volume ratio of the retained austenite is defined as the area ratio of the retained austenite.
  • the area ratio of fresh martensite is obtained by subtracting the area ratio of retained austenite from the area ratio of the hard second phase obtained as described above.
  • [Area ratio of fresh martensite (%)] [Area ratio of hard second phase (%)] - [Area ratio of retained austenite (%)]
  • the area ratio of the residual structure is obtained by subtracting the area ratio of ferrite, the area ratio of bainitic ferrite, the area ratio of tempered martensite, and the area ratio of the hard second phase obtained as described above from 100%. demand.
  • [Area ratio of residual structure (%)] 100 - [Area ratio of ferrite (%)] - [Area ratio of bainitic ferrite (%)] - [Area ratio of tempered martensite (%)] - [Hard Second phase area ratio (%)]
  • S BF + STM + 2 ⁇ SMA 10.0% or more and less than 65.0%
  • S BF + STM + 2 xSMA shall be less than 65.0%.
  • S BF +S TM +2 ⁇ S MA is preferably less than 63.0%.
  • S BF +S TM +2 ⁇ S MA should be 10.0% or more.
  • S BF +S TM +2 ⁇ S MA is preferably 15.0% or more.
  • S BF Area ratio of bainitic ferrite
  • STM Area ratio of tempered martensite
  • SMA Area ratio of the hard second phase composed of retained austenite and fresh martensite.
  • S BF +S TM 3.0% or more and 60.0% or less
  • Bainitic ferrite and tempered martensite have intermediate hardness between soft ferrite and hard fresh martensite, and have good ductility and hole expansibility. and is an important phase to ensure local ductility.
  • S BF +S TM is set to 3.0% or more.
  • S BF +S TM is set to 60.0% or less.
  • a hard second phase (hereinafter also referred to as MA ) composed of retained austenite and fresh martensite is composed of a plurality of island regions.
  • an island region having a value obtained by dividing the area by the maximum Feret diameter of 1.0 ⁇ m or more (hereinafter, also referred to as MA1) reduces hole expansibility and local ductility.
  • MA1 has a low dissolved C concentration. That is, the retained austenite contained in MA1 has low stability. Therefore, MA1 does not contribute to ensuring good ductility. Therefore, S MA1 /S MA , which is the ratio of the area ratio of MA1 to the area ratio of the hard second phase, is set to 0.40 or less.
  • S MA1 /S MA is preferably 0.35 or less, more preferably 0.30 or less.
  • the lower limit of S MA1 /S MA is not particularly limited, and may be zero.
  • Each island-shaped region is separated from other island-shaped regions of the second hard phase by a phase other than the hard second phase (individual island-shaped regions are phase).
  • the specific shape of each island-shaped region is not particularly limited, and may be, for example, circular, elliptical, polygonal, or amoeba-shaped (a shape extending in a plurality of irregular directions).
  • SMA1 is measured as follows. That is, ferrite, bainitic ferrite, tempered martensite, and a hard second phase (retained austenite + fresh martensite) are identified in the structure image (see, for example, FIG. 1(A)) according to the procedure described above. Next, after each phase is color-coded (quaternary imaging) using Adobe Photoshop of Adobe Systems, island-like regions of the hard second phase are extracted. Next, using the open source ImageJ, the area and maximum Feret diameter of each extracted island region are obtained, and the area of each island region is divided by the maximum Feret diameter.
  • each island-shaped region is classified into MA1 and others, and the total area of the island-shaped regions classified into MA1 is calculated.
  • FIG. 1(C) is an example of the extracted island-like regions of the hard second phase classified into MA1 and others and color-coded.
  • the total area of the island-shaped regions classified as MA1 is divided by the area of the observation region (25.6 ⁇ m ⁇ 17.6 ⁇ m), and multiplied by 100 to calculate the value (area ratio) for five fields of view.
  • the average value of the values (area ratio) for five fields of view of MA1 is set as SMA1.
  • FIGS. 1A to 1C are partly extracted from one field of view of the sample observation area (25.6 ⁇ m ⁇ 17.6 ⁇ m) for the above explanation.
  • IDR [% C ⁇ ] 0.16% or more
  • the formability of a steel sheet is greatly affected by the stability of retained austenite, particularly the solute C concentration in retained austenite. That is, retained austenite with a high solid-solution C concentration transforms into hard martensite when the steel sheet is deformed by working or the like. This distributes strain and improves local ductility.
  • the residual austenite has a large dispersion of the solid solution C concentration distribution. As a result of repeated studies by the inventors, the inventors found that it is effective to use IDR [% C ⁇ ] as an index for comprehensively evaluating these factors.
  • IDR [% C ⁇ ] is the difference between the 90th percentile value and the 10th percentile value of the solid solution C concentration distribution in retained austenite, in other words, the interdecile range (IDR: Interdecile range ).
  • IDR [% C ⁇ ] is set to 0.16% or more.
  • IDR [%C ⁇ ] is preferably 0.18% or more, more preferably 0.20% or more. Note that the upper limit of IDR [% C ⁇ ] is not particularly limited.
  • the IDR [% C ⁇ ] is preferably 0.50% or less, more preferably 0.40% or less.
  • IDR [% C ⁇ ] is measured as follows. That is, in the same field of view (25.6 ⁇ m ⁇ 17.6 ⁇ m) as the above-mentioned tissue image, a field emission electron probe microanalyzer (hereinafter also referred to as FE-EPMA) is used to measure the two-dimensional C concentration of the base steel plate. The distribution is measured in 5 fields of view. The measurement by FE-EPMA is performed after final polishing and before etching. Alternatively, the FE-EPMA measurement may be performed in a wider field of view, and a region (25.6 ⁇ m ⁇ 17.6 ⁇ m) of the same field of view as the tissue image may be extracted in a later procedure.
  • FE-EPMA field emission electron probe microanalyzer
  • the quantitative accuracy of the two-dimensional distribution of C concentration is 0.020% or less, and the resolution is 0.10 ⁇ m or less.
  • the step size is set to 0.05 ⁇ m, and point analysis of the C concentration is performed in a uniform grid pattern over the entire field of view with the same step size for all five fields of view.
  • the data for each C density measurement point is integrated for five fields of view.
  • extract data where the C concentration is the (100-S ⁇ ) percentile value or more and use the extracted data as measurement point data for the solute C concentration in retained austenite Solute C concentration in retained austenite get the distribution.
  • S ⁇ is the area ratio (%) of retained austenite measured by the above-described measuring method.
  • the data for each point of measurement of the C concentration is measured at 5 points.
  • the measurement point data in the area occupied by the tissue with high C concentration is replaced with a negative value (eg, -1).
  • the measurement point data for the structure with a high C concentration is excluded from the measurement point data for the solute C concentration of retained austenite.
  • Ferrite, bainitic ferrite, tempered martensite, and fresh martensite have a lower C concentration than retained austenite.
  • the percentile value here is a percentile in JIS Z8101.
  • the amount of diffusible hydrogen is 0.50 ppm by mass or less.
  • Amount of diffusible hydrogen in substrate steel sheet 0.50 ppm by mass or less
  • the amount of diffusible hydrogen in the substrate steel sheet is preferably 0.50 ppm by mass or less.
  • the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet is more preferably 0.35 ppm by mass or less.
  • the lower limit of the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet is not particularly specified, and may be 0 ppm by mass.
  • the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet is more preferably 0.01 ppm by mass or more.
  • the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet is measured as follows. Specifically, a test piece having a length of 30 mm and a width of 5 mm is taken from a galvanized steel sheet, and the galvanized layer is removed with an alkali. Then, the amount of hydrogen released from the test piece is measured by thermal desorption spectroscopy. Specifically, the test piece is continuously heated from room temperature to 300° C. at a heating rate of 200° C./h, and then cooled to room temperature. At this time, the amount of hydrogen released from the test piece (accumulated amount of hydrogen) is measured in the temperature range from room temperature to 210° C. during the continuous heating. Then, the measured amount of hydrogen is divided by the mass of the test piece (the test piece after removal of the galvanized layer and before continuous heating), and the value converted to mass ppm is taken as the diffusible hydrogen amount of the base steel sheet.
  • test pieces are cut out from the products placed in a general usage environment, and diffusible hydrogen is removed from the base steel sheet in the same manner as described above. If the amount is 0.50 mass ppm or less, the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet of the galvanized steel sheet at the raw material stage before forming or joining is also 0.50 mass ppm or less. can be regarded as
  • the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention preferably has a decarburized layer.
  • the base steel sheet of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention has a decarburized layer.
  • Steel sheets containing Si, particularly plated steel sheets using a steel sheet with a high Si content as a base steel sheet may have a problem of cracking due to liquid metal embrittlement (LME) during resistance spot welding.
  • LME liquid metal embrittlement
  • the galvanized steel sheet has a decarburized layer particularly on the surface layer of the base steel sheet, resistance weld cracking resistance can be improved even when the Si content of the base steel sheet is high.
  • the thickness of the decarburized layer in other words, the depth in the sheet thickness direction from the surface of the base steel sheet is preferably 30 ⁇ m or more, more preferably 40 ⁇ m or more.
  • the thickness of the decarburized layer is preferably 130 ⁇ m or less in order to keep the tensile strength within a good range.
  • the decarburized layer is defined as a region where the C concentration of the base steel sheet is analyzed from the surface of the base steel sheet in the plate thickness direction, and the C concentration is 80% or less of the C content in the chemical composition of the base steel sheet. is defined as the thickness of the region.
  • the thickness of the decarburized layer is determined by surface analysis or line analysis of the elemental distribution near the surface layer of the base steel sheet using an electron probe micro analyzer (EPMA) for the cross-sectionally processed sample.
  • EPMA electron probe micro analyzer
  • a resin-embedded galvanized steel sheet is polished to finish a cross section perpendicular to the rolling direction for observation, and then removed from the resin to obtain a sample for measurement.
  • the acceleration voltage is 7 kV
  • the irradiation current is 50 nA
  • the C strength is measured by performing area analysis or line analysis of the sample cross section in 1 ⁇ m steps in a range of 300 ⁇ 300 ⁇ m including the outermost layer (surface) of the base steel plate.
  • plasma cleaners are used to remove hydrocarbons from the surface and surroundings of the sample in two places, the measurement room and the sample preparation room, before starting the measurement.
  • the measurement is performed while the sample temperature is maintained at a maximum of 100° C. on the stage.
  • the C intensity is converted to the C concentration (% by mass) using a calibration curve separately prepared by measuring a standard sample. Confirm that the C detection limit is sufficiently lower than 0.10% by mass due to the effect of suppressing contamination.
  • the details of the equipment used and the method of contamination control are as described in reference 1 below.
  • a line profile in the plate thickness direction is extracted from the surface of the base steel plate, and it is averaged for 300 points in the direction parallel to the base steel plate surface to obtain a profile of the C concentration in the plate thickness direction.
  • the obtained C concentration profile in the plate thickness direction is smoothed by a simple moving average method. At this time, it is preferable to set the number of smoothing points to about 21 points.
  • the thickness of the decarburized layer is determined by specifying the range in the plate thickness direction where the C concentration is 80% or less of the C content in the chemical composition of the base steel sheet.
  • the tensile strength of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention is 590 MPa or more. However, if the strength of the steel sheet is excessively increased, it becomes difficult to ensure excellent formability. Therefore, the tensile strength of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention shall be less than 980 MPa.
  • the elongation at break (T-El), the limit hole expansion ratio ( ⁇ ), the local elongation (L-El), the work hardening index (n value) and the yield stress (YS) of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention is as described above.
  • tensile strength (TS), elongation at break (T-El), local elongation (L-El), work hardening index (n value) and yield stress (YS) conform to JIS Z 2241, which will be described later in Examples. It is measured by a tensile test that The limit hole expansion rate ( ⁇ ) is measured by a hole expansion test conforming to JIS Z 2256, which will be described later in Examples.
  • the galvanized layer of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention may be provided only on one surface of the base steel sheet, or may be provided on both surfaces.
  • the galvanized layer refers to a galvanized layer containing Zn as a main component (Zn content is 50% or more), and examples thereof include a hot-dip galvanized layer and an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • the hot-dip galvanized layer is preferably composed of, for example, Zn, 20% by mass or less of Fe, and 0.001% by mass or more and 1.0% by mass or less of Al.
  • the hot-dip galvanized layer optionally includes one selected from the group consisting of Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi and REM.
  • a total of 0 mass % or more and 3.5 mass % or less of the seed or two or more elements may be contained.
  • the Fe content of the hot-dip galvanized layer is more preferably less than 7% by mass. The remainder other than the above elements is unavoidable impurities.
  • the alloyed hot-dip galvanized layer is preferably composed of, for example, 20% by mass or less of Fe and 0.001% by mass or more and 1.0% by mass or less of Al.
  • the alloyed hot-dip galvanized layer is optionally selected from the group consisting of Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi and REM. 0% by mass or more and 3.5% by mass or less in total of one or two or more elements of
  • the Fe content of the alloyed hot-dip galvanized layer is more preferably 7% by mass or more, and still more preferably 8% by mass or more. Further, the Fe content of the alloyed hot-dip galvanized layer is more preferably 15% by mass or less, still more preferably 12% by mass or less. The remainder other than the above elements is unavoidable impurities.
  • the coating weight per side of the galvanized layer is not particularly limited, it is preferably 20 to 80 g/m 2 .
  • the plating adhesion amount of the galvanized layer is measured as follows. That is, a treatment liquid is prepared by adding 0.6 g of a corrosion inhibitor against Fe ("Ibit 700BK” (registered trademark) manufactured by Asahi Chemical Industry Co., Ltd.) to 1 L of a 10% by mass hydrochloric acid aqueous solution. Then, a galvanized steel sheet as a test material is immersed in the treatment liquid to dissolve the galvanized layer. Then, the mass reduction amount of the test material before and after melting was measured, and the value was divided by the surface area of the base steel plate (the surface area of the part coated with plating) to obtain the coating amount (g / m 2 ).
  • a corrosion inhibitor against Fe sold by Asahi Chemical Industry Co., Ltd.
  • the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention may have a metal plating layer other than the galvanized layer in at least one of the base steel sheet and the galvanized layer.
  • the metal plating layer contributes to improvement of resistance weld crack resistance. Further, the formation of the metal plating layer can suppress resistance weld cracking even when the base steel sheet has a large Si content.
  • the mechanism by which the resistance weld cracking resistance is improved by the metal plating layer is not necessarily clear, but the inventors have found that when the metal plating layer is provided between the base steel sheet and the galvanized layer, in other words, on the surface of the base steel sheet, It is thought that the metal plating layer acts as a barrier layer that prevents the zinc in the galvanizing layer from melting and penetrating into the base steel plate during resistance spot welding, making it difficult for resistance weld cracks to occur (zinc intrusion suppression effect).
  • the galvanized layer is provided on both sides of the base steel sheet, only one of the layers between the base steel sheet and the galvanized layer may have a metal plating layer. may have a metal plating layer on both.
  • the adhesion amount of the metal plating layer is preferably more than 0 g/m 2 , more preferably 2.0 g/m 2 or more.
  • the upper limit of the amount of the metal plating layer deposited per side is not particularly limited, from the viewpoint of cost, the amount of the metal plating layer deposited is preferably 60 g/m 2 or less.
  • the adhesion amount of the metal plating layer is more preferably 50 g/m 2 or less, still more preferably 40 g/m 2 or less, and even more preferably 30 g/m 2 or less. It should be noted that the adhesion amount of the metal plating layer referred to here is per one side.
  • the adhesion amount of the metal plating layer is measured as follows. That is, a 10 ⁇ 15 mm size sample is taken from a galvanized steel sheet and embedded in resin to obtain a cross-sectional embedded sample. Any three points of the cross section of the same sample are observed using a scanning electron microscope (SEM) at an acceleration voltage of 15 kV at a magnification of 2000 to 10000 times depending on the thickness of the metal plating layer. The thickness of the metal plating layer is measured at various points, and the average value is calculated. Then, the calculated average value is multiplied by the specific gravity of the metal forming the metal plating layer to convert to the adhesion amount per one side of the metal plating layer.
  • SEM scanning electron microscope
  • a metal with a higher melting point than Zn is desirable, and for example, metals such as Fe and Ni can be used. Further, in addition to the effect of suppressing zinc penetration described above, the following effect of suppressing a decrease in toughness can be expected, so the Fe-based plating layer is desirable.
  • the Fe-based plating layer when the amount of Si in the vicinity of the surface of the base steel sheet is large, it is thought that the toughness of the weld zone is lowered and the resistance weld cracking resistance of the weld zone is deteriorated.
  • the Fe-based plating layer when the Fe-based plating layer is provided between the base steel sheet and the galvanized layer, that is, on the surface of the base steel sheet, the Fe-based plating layer acts as a solid solution Si depleted layer, and the amount of Si dissolved in the weld zone is reduced. do. It is believed that this suppresses a decrease in the toughness of the weld zone and improves the resistance weld cracking resistance of the weld zone (effect of suppressing a decrease in toughness).
  • the Fe-based plating layer functions as a soft layer and relieves the stress applied to the steel sheet surface during resistance spot welding. As a result, it is believed that the residual stress in the weld zone can be reduced and the resistance weld crack resistance can be improved (stress relaxation effect).
  • Fe-based plating layer in addition to a pure Fe plating layer, for example, Fe--B alloy, Fe--C alloy, Fe--P alloy, Fe--N alloy, Fe--O alloy, Fe--Ni alloy, Fe--Mn Alloy plating layers such as alloys, Fe--Mo alloys, and Fe--W alloys can be used.
  • the component composition of the Fe-based plating layer is not particularly limited as long as the Fe content is 50% by mass or more. Contains 10% by mass or less in total of one or more elements selected from the group consisting of Ni, Mn, Mo, Zn, W, Pb, Sn, Cr, V and Co, and the balance is Fe and unavoidable impurities Component composition is preferred.
  • the total content of these elements is 10% by mass or less to prevent a decrease in electrolysis efficiency and to form an Fe-based plating layer, particularly an Fe-based electroplating, at a low cost. Layers can be formed.
  • the C content is preferably 0.08% by mass or less.
  • the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention may have a metal plating layer and a decarburized layer at the same time (that is, from the surface of the galvanized steel sheet, the galvanized layer, the metal plating layer, ( It becomes the decarburized layer) of the surface layer of the base steel plate).
  • a metal plating layer the C concentration is analyzed in the sheet thickness direction from the surface of the metal plating layer or the interface between the galvanized layer and the cold-rolled steel sheet by the above method, and the thickness of the decarburized layer (underlying thickness direction depth from the surface of the steel sheet) may be evaluated.
  • the plate thickness of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention is not particularly limited, it is preferably 0.3 mm or more and 3.0 mm or less.
  • a member according to one embodiment of the present invention is a member (as a raw material) using the galvanized steel sheet described above.
  • a galvanized steel sheet which is a raw material, is subjected to at least one of molding and joining to form a member.
  • the galvanized steel sheet has a TS of 590 MPa or more and less than 980 MPa, and excellent formability. Therefore, the member according to one embodiment of the present invention is particularly suitable for application to complex-shaped members used in the automobile field.
  • a method for manufacturing a galvanized steel sheet comprises: A hot-rolling step of hot-rolling a steel slab having the chemical composition described above to form a hot-rolled steel sheet; A cold rolling step of cold rolling the hot-rolled steel sheet to form a cold-rolled steel sheet; An annealing step of annealing the cold-rolled steel sheet at an annealing temperature of 760° C. or more and 900° C. or less and an annealing time of 20 seconds or more; a first cooling step of cooling the cold-rolled steel sheet to a first cooling stop temperature of 300° C. or higher and 550° C. or lower; a holding step of holding the cold-rolled steel sheet in a temperature range of 300° C.
  • the first cooling stop temperature and the temperature of the zinc plating bath in the zinc plating process satisfy the relationship of the following formula (1).
  • T0 is the first cooling stop temperature (°C)
  • T1 is the temperature (°C) of the zinc plating bath in the zinc plating treatment. Note that each of the above temperatures means the surface temperature of the steel slab and steel plate, unless otherwise specified.
  • a steel slab having the above chemical composition For example, a steel material is melted to obtain molten steel having the above chemical composition.
  • the smelting method is not particularly limited, and known smelting methods such as converter smelting and electric furnace smelting can be used.
  • the resulting molten steel is then solidified into a steel slab.
  • the method of obtaining a steel slab from molten steel is not particularly limited, and for example, a continuous casting method, an ingot casting method, a thin slab casting method, or the like can be used.
  • a continuous casting method is preferable from the viewpoint of preventing macro segregation.
  • Hot rolling process Then, the steel slab is hot rolled to obtain a hot rolled steel sheet.
  • Hot rolling may be performed by applying an energy saving process.
  • Energy-saving processes include direct rolling (a method in which steel slabs are not cooled to room temperature and are hot-rolled by inserting them into a heating furnace as they are) or direct rolling (a method in which the steel slabs are slightly heat-retained). a method of rolling immediately afterwards).
  • the hot rolling conditions are not particularly limited, and the hot rolling can be performed under the following conditions, for example. That is, the steel slab is once cooled to room temperature, then reheated and then rolled.
  • the slab heating temperature (reheating temperature) is preferably 1100° C. or higher from the viewpoint of dissolving carbides and reducing the rolling load.
  • the slab heating temperature is preferably 1300° C. or less.
  • the slab heating temperature is based on the surface temperature of the steel slab.
  • the steel slab is subjected to rough rolling according to a conventional method to obtain a rough rolled plate (hereinafter also referred to as sheet bar).
  • the sheet bar is subjected to finish rolling to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the slab heating temperature is lowered, it is preferable to heat the sheet bar using a bar heater or the like before finish rolling from the viewpoint of preventing troubles during finish rolling.
  • the finish rolling temperature is preferably the Ar 3 transformation point or higher.
  • Ar 3 transformation point is obtained by the following formula.
  • the sheet bars may be joined together during hot rolling, and finish rolling may be performed continuously. Also, the sheet bar may be wound once before finishing rolling. In order to reduce the rolling load during hot rolling, part or all of the finish rolling may be lubricated rolling. Performing lubricating rolling is also effective from the viewpoint of homogenizing the shape of the steel sheet and homogenizing the quality of the steel sheet.
  • the coefficient of friction during lubricating rolling is preferably in the range of 0.10 or more and 0.25 or less.
  • hot rolling processes including rough rolling and finish rolling generally steel slabs are rough rolled into sheet bars and finish rolled into hot rolled steel sheets. However, depending on the mill capacity, there is no problem as long as the predetermined size is achieved regardless of such classification.
  • the finish rolling temperature is preferably in the range of 800°C or higher and 950°C or higher.
  • the winding temperature is preferably 450° C. or higher and 750° C. or lower.
  • the hot-rolled steel sheet after the hot-rolling process is pickled.
  • pickling oxides on the surface of the steel sheet can be removed, and good chemical conversion treatability and plating quality are ensured.
  • pickling may be performed only once, and may be divided into several times and may be performed.
  • the pickling conditions are not particularly limited, and conventional methods may be followed.
  • Cold rolling process Then, the hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • Cold rolling is performed, for example, by multi-pass rolling requiring two or more passes, such as tandem multi-stand rolling and reverse rolling.
  • the rolling reduction in cold rolling is not particularly limited, it is preferably 20% or more and 80% or less. If the rolling reduction in cold rolling is less than 20%, the steel structure tends to become coarse and non-uniform in the annealing process, and the strength and workability of the final product may deteriorate. On the other hand, if the rolling reduction in cold rolling exceeds 80%, the shape of the steel sheet tends to be defective, and the amount of galvanized coating may become non-uniform.
  • the cold-rolled steel sheet obtained after cold rolling may also be pickled.
  • At least one of the cold-rolled steel sheets obtained as described above is optionally added after the cold rolling step and before the annealing step described later.
  • a metal plating treatment may be applied to form a metal plating layer on the surface of the .
  • a cold-rolled steel sheet having a metal-plated layer on at least one surface before undergoing an annealing step, which will be described later may be hereinafter referred to as a metal-plated steel sheet.
  • the metal plating method is not particularly limited, but electroplating is preferable from the viewpoint of manufacturability.
  • the metal plating bath a sulfuric acid bath, a hydrochloric acid bath, or a mixed solution of both can be used.
  • the adhesion amount of the metal plating layer can be adjusted by the energization time or the like.
  • the metal-plated steel sheet means a steel sheet having a metal-plated layer on at least one surface of the cold-rolled steel sheet before undergoing the annealing process described later. It does not exclude the aspect in which the steel sheet is pre-annealed.
  • a metal used for metal plating a metal with a higher melting point than Zn is desirable, and for example, metals such as Fe and Ni can be used.
  • metals such as Fe and Ni can be used.
  • the plating bath for forming the Fe-based plating layer contains B, C, P, N, O, Ni, Mn, Mo, Zn, W, Pb, Sn, Cr, V and One or two or more elements selected from the group consisting of Co can be contained.
  • the total content of these elements in the plating bath is preferably 10% by mass or less in the chemical composition of the metal plating layer of the metal plated steel sheet.
  • Metal elements may be contained as metal ions, and non-metal elements may be contained as part of boric acid, phosphoric acid, nitric acid, organic acids, and the like.
  • the iron sulfate plating solution may contain conductivity aids such as sodium sulfate and potassium sulfate, chelating agents, and pH buffers.
  • degreasing treatment and water washing for cleaning the surface of the cold-rolled steel sheet As a pretreatment before the metal plating treatment, optionally, degreasing treatment and water washing for cleaning the surface of the cold-rolled steel sheet, further pickling treatment for activating the surface of the cold-rolled steel sheet and It may be washed with water. Following these pretreatments, the metal plating treatment described above is performed.
  • Methods of degreasing treatment and washing with water are 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 in the pickling process. Among them, sulfuric acid, hydrochloric acid or mixtures thereof are preferred.
  • the concentration of the acid is not particularly specified, it is preferably about 1 to 20% by mass in consideration of the ability to remove the oxide film and the prevention of surface roughness (surface defects) due to over-acid washing.
  • the pickling treatment liquid may contain an antifoaming agent, a pickling accelerator, a pickling inhibitor, and the like.
  • the cold-rolled steel sheets (including metal-plated steel sheets) obtained as described above are annealed at an annealing temperature of 760° C. or higher and 900° C. or lower for an annealing time of 20 seconds or longer.
  • the number of times of annealing may be two or more, but one time is preferable from the viewpoint of energy efficiency.
  • Annealing temperature 760° C. or higher and 900° C. or lower
  • the rate of austenite formation during heating in the two-phase region of ferrite and austenite becomes insufficient, and S BF +S TM decreases. Therefore, the hole expansibility is lowered. Also, S BF +S TM +2*S MA is reduced. Therefore, it may be difficult to set the TS to 590 MPa or more. Furthermore, recrystallization of ferrite is less likely to occur. Therefore, the hole expansion ratio and local ductility may decrease.
  • the annealing temperature exceeds 900° C., excessive grain growth of austenite occurs, and the structure formed in the subsequent steps becomes coarse.
  • the annealing temperature should be 760° C. or higher and 900° C. or lower.
  • the annealing temperature is preferably 780°C or higher, more preferably above 790°C.
  • the annealing temperature is preferably 880° C. or lower. The annealing temperature is the highest temperature reached in the annealing process.
  • Annealing time 20 seconds or more If the annealing time is less than 20 seconds, the rate of austenite formation during heating in the two-phase region of ferrite and austenite becomes insufficient, and S BF +S TM decreases. Therefore, the hole expansibility is lowered. Also, S BF +S TM +2 ⁇ S MA is reduced. Therefore, it may become difficult to set the TS to 590 MPa or more. Furthermore, recrystallization of ferrite is less likely to occur. Therefore, the hole expansion ratio and local ductility may decrease. Therefore, the annealing time should be 20 seconds or more. Although the upper limit of the annealing time is not particularly limited, it is preferably 900 seconds or less.
  • the annealing time is the holding time in the temperature range of (annealing temperature -40°C) to the annealing temperature. That is, the annealing time includes, in addition to the holding time at the annealing temperature, the holding time in the temperature range above (annealing temperature -40°C) and below the annealing temperature in heating and cooling before and after reaching the annealing temperature.
  • the dew point of the annealing atmosphere in the annealing step is preferably over -30°C.
  • the dew point is preferably -20°C or higher, more preferably -5°C or higher.
  • the upper limit of the dew point is not particularly limited, but from the viewpoint of suitably preventing oxidation of the surface of the cold-rolled steel sheet or metal plating layer and improving the plating adhesion when providing the zinc plating layer, the dew point is preferably 30 ° C. or less. preferable.
  • First cooling stop temperature T 0 300° C. or higher and 550° C. or lower
  • the area ratio of tempered martensite excessively increases, and an appropriate amount of bainitic ferrite and retained austenite area is reduced. rate will not be obtained.
  • untransformed austenite may decompose into pearlite and carbides in the galvanizing process, which is a post-process.
  • the area ratio of retained austenite and the IDR [% C ⁇ ] decrease, and the ductility and work hardening ability decrease.
  • the first cooling stop temperature exceeds 550°C the area ratio of bainitic ferrite decreases.
  • the first cooling stop temperature is set to 300°C or higher and 550°C or lower.
  • the first cooling stop temperature is preferably 350° C. or higher.
  • the first cooling stop temperature is preferably 510° C. or lower.
  • the cold-rolled steel sheet is held in a temperature range of 300° C. or higher and 550° C. or lower (hereinafter also referred to as a holding temperature range) for 3 seconds or longer and 600 seconds or shorter.
  • Holding time in the holding temperature range 3 seconds to 600 seconds
  • bainitic ferrite is generated, and C diffuses from the generated bainitic ferrite to untransformed austenite adjacent to the bainitic ferrite. occurs.
  • a predetermined amount of area ratio of retained austenite is ensured, and the IDR [% C ⁇ ] increases.
  • the holding time in the holding temperature range is less than 3 seconds, the area ratio and IDR [% C ⁇ ] of bainitic ferrite may decrease. This may reduce ductility, local ductility and work hardenability.
  • the holding time in the holding temperature range exceeds 600 seconds, the area ratio of bainitic ferrite will increase excessively, and the ductility and hole expansibility will rather deteriorate.
  • excessive C diffusion from bainitic ferrite to untransformed austenite may occur, resulting in an increase in SMA1 / SMA and a decrease in hole expansibility and local ductility.
  • C may diffuse excessively inside the untransformed austenite, and the untransformed austenite may decompose into pearlite and carbides in the subsequent galvanizing process. Therefore, the area ratio of retained austenite and the IDR [%C ⁇ ] decrease, and the ductility and local ductility decrease.
  • the holding time in the holding temperature range is 3 seconds or more and 600 seconds or less.
  • the holding time in the holding temperature range is preferably 5 seconds or longer, more preferably 10 seconds or longer.
  • the holding time in the holding temperature range is preferably less than 200 seconds, more preferably less than 80 seconds.
  • the retention time in the retention temperature range includes the retention time of the cold-rolled steel sheet in the temperature range until the first cooling stop temperature is reached in the first cooling step, and the start of galvanizing treatment in the plating step described later. It includes the residence time of the cold-rolled steel sheet in the relevant temperature range up to the point in time (for example, the residence time in the relevant temperature range until the cold-rolled steel sheet is immersed in the galvanizing bath). However, the holding time in the holding temperature range does not include the holding time of the galvanized steel sheet in the temperature range after the galvanizing treatment in the plating process.
  • the cold-rolled steel sheet is subjected to galvanizing treatment to obtain a galvanized steel sheet.
  • galvanizing include hot dip galvanizing and alloyed galvanizing.
  • the first cooling stop temperature in the first cooling step described above and the temperature of the zinc plating bath in the zinc plating treatment (hereinafter also referred to as the plating bath temperature) have the following relationship: It is necessary to satisfy ⁇ 80° C. ⁇ T 0 ⁇ T 1 ⁇ 50° C. (1)
  • T0 is the first cooling stop temperature (°C)
  • T1 is the temperature (°C) of the zinc plating bath in the zinc plating treatment.
  • T 0 ⁇ T 1 exceeds 50° C. or is less than ⁇ 80° C., the IDR [%C ⁇ ] decreases and the work hardening ability decreases.
  • T 0 ⁇ T 1 is preferably ⁇ 75° C. or higher, more preferably ⁇ 70° C. or higher.
  • T 0 ⁇ T 1 is preferably 45° C. or less, more preferably 40° C. or less.
  • Conditions other than the above are not particularly limited, and may be performed in accordance with conventional methods.
  • the plating bath temperature is 440° C. or higher and 500° C. or lower.
  • the zinc plating bath is not particularly limited as long as it has the composition of the zinc plating layer described above, but for example, the Al content is 0.10% by mass or more and 0.23% by mass or less, and the balance is It is preferable to use a plating bath with a composition consisting of Zn and unavoidable impurities.
  • the galvanized steel sheet it is preferable to heat the galvanized steel sheet to an alloying temperature of 450° C. or higher and 600° C. or lower after hot-dip galvanizing as described above. If the alloying temperature is lower than 450° C., the Zn—Fe alloying speed becomes slow and alloying may become difficult. On the other hand, if the alloying temperature exceeds 600° C., untransformed austenite may transform into pearlite, resulting in a decrease in TS and ductility.
  • the alloying temperature is more preferably 470° C. or higher. Also, the alloying temperature is more preferably 570° C. or lower.
  • the coating weight of both hot-dip galvanized steel sheet (GI) and alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA) is 20 to 80 g/m 2 per side.
  • the amount of plating deposited can be adjusted by gas wiping or the like.
  • the galvanized steel sheet is heated to 600°C for 3 seconds or more in a temperature range of 300 ° C or higher and 550 ° C or lower (hereinafter also referred to as an additional holding temperature range).
  • An additional holding step of holding for seconds or less may be performed.
  • the additional holding step is a step for obtaining the same effect as the above-described holding step.
  • an additional holding step may be performed during the plating step, that is, the plating step may also serve as the additional holding step.
  • the holding time in the holding temperature range and the holding time in the additional holding temperature range are preferably 3 seconds or more and 600 seconds or less in total. More preferably, the total of the holding time in the holding temperature zone and the holding time in the additional holding temperature zone is less than 200 seconds.
  • Second cooling stop temperature ⁇ 20° C. or more and less than 300° C.
  • the area ratio of tempered martensite and the area ratio of retained austenite generated in the subsequent reheating step, and the IDR [%C ⁇ ] This is a necessary step to control within a predetermined range.
  • C is enriched in the untransformed austenite in the reheating step.
  • the second cooling stop temperature is less than ⁇ 20° C., substantially all of the untransformed austenite present in the steel is transformed into martensite in the second cooling step.
  • the second cooling stop temperature is -20°C or higher and lower than 300°C.
  • the second cooling stop temperature is preferably 0° C. or higher.
  • the second cooling stop temperature is preferably 280° C. or lower.
  • the galvanized steel sheet is reheated to a reheating temperature of 300° C. or higher and 500° C. or lower, and the galvanized steel sheet is heated in a temperature range of 300° C. or higher and 500° C. or lower (hereinafter also referred to as a reheating temperature range) for 10 seconds. Hold for 2000 seconds or less.
  • a reheating temperature range 300° C. or higher and 500° C. or lower
  • austenite stable at room temperature that is, retained austenite is generated.
  • Reheating temperature 300° C. or higher and 500° C. or lower
  • the reheating temperature is lower than 300° C.
  • diffusion of C from martensite present in the steel to untransformed austenite at the end of the second cooling process does not sufficiently progress.
  • a predetermined amount of area ratio of retained austenite cannot be obtained.
  • This reduces ductility.
  • the IDR [%C ⁇ ] decreases. This may reduce local ductility and work hardenability.
  • the reheating temperature exceeds 500° C., the untransformed austenite present in the steel at the end of the second cooling step decomposes as carbide (pearlite).
  • the reheating temperature should be 300° C. or higher and 500° C. or lower.
  • the reheating temperature is preferably 320° C. or higher.
  • the reheating temperature is preferably 450° C. or lower. Note that the reheating temperature is the highest temperature reached in the reheating process.
  • Holding time in the reheating temperature range 10 seconds or more and 2000 seconds or less
  • the martensite present in the steel at the end of the second cooling process transforms into untransformed austenite. Diffusion of C does not proceed sufficiently, and a predetermined amount of retained austenite area ratio and IDR [%C ⁇ ] cannot be obtained. This reduces ductility and local ductility. Moreover, fresh martensite increases excessively.
  • the release of hydrogen contained in the base steel plate to the outside becomes insufficient, and the amount of diffusible hydrogen in the base steel plate increases. As a result, there is a possibility that the hole expansibility may be deteriorated.
  • the holding time in the reheating temperature range is set to 10 seconds or more and 2000 seconds or less.
  • the holding time in the reheating temperature range is preferably 15 seconds or longer. Further, the holding time in the reheating temperature range is preferably 1200 seconds or less.
  • the retention time in the reheating temperature range includes not only the retention time at the reheating temperature but also the retention time in the temperature range during heating and cooling before and after reaching the reheating temperature.
  • the cooling conditions after holding in the reheating temperature range are not particularly limited, and may be in accordance with the usual method.
  • Examples of cooling methods that can be applied include gas jet cooling, mist cooling, roll cooling, water cooling, and air cooling.
  • the average cooling rate in cooling after holding in the reheating temperature range is preferably 1° C./second or more and 50° C./second or less, for example.
  • the galvanized steel sheet obtained as described above may be further subjected to temper rolling. If the rolling reduction of the temper rolling exceeds 2.00%, the yield stress increases, and there is a risk that the dimensional accuracy when forming the galvanized steel sheet into a member decreases. Therefore, the rolling reduction of temper rolling is preferably 2.00% or less. Although the lower limit of the rolling reduction in temper rolling is not particularly limited, it is preferably 0.05% or more from the viewpoint of productivity.
  • the temper rolling may be performed on an apparatus continuous with the annealing apparatus for performing each process described above (online), or on an apparatus discontinuous from the annealing apparatus for performing each process (offline). you can go Also, the number of times of temper rolling may be one or two or more. Note that rolling by a leveler or the like may be used as long as the same elongation rate as that of temper rolling can be imparted.
  • a method for manufacturing a member according to one embodiment of the present invention includes subjecting the galvanized steel sheet (for example, a galvanized steel sheet manufactured by the method for manufacturing a galvanized steel sheet) to at least one of forming and joining. It has a step of forming 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, general welding such as spot welding, laser welding, arc welding, riveting, caulking, or the like can be used.
  • the molding conditions and bonding conditions are not particularly limited, and conventional methods may be followed.
  • Example 1 A steel material having the composition shown in Table 1 (the balance being Fe and unavoidable impurities) was melted in a converter and made into a steel slab by continuous casting. The obtained steel slab was heated to 1250° C. After heating, the steel slab was subjected to hot rolling including rough rolling and finish rolling to obtain a hot rolled steel sheet. Then, the obtained hot-rolled steel sheets were pickled and cold-rolled (rolling reduction: 50%) to obtain cold-rolled steel sheets having thicknesses shown in Table 3.
  • the obtained cold-rolled steel sheets were subjected to an annealing process, a first cooling process, a holding process, a plating process, a second cooling process and a reheating process under the conditions shown in Table 2 to obtain galvanized steel sheets.
  • the dew point in the annealing process was -35°C to -30°C.
  • hot-dip galvanizing treatment or alloying galvanizing treatment was performed to obtain a hot-dip galvanized steel sheet (hereinafter also referred to as GI) or an alloyed hot-dip galvanized steel sheet (hereinafter also referred to as GA).
  • GI hot-dip galvanized steel sheet
  • GA alloyed hot-dip galvanized steel sheet
  • Table 2 the types of plating processes are also indicated as "GI” and "GA”. It should be noted that when the alloyed zinc plating treatment is performed, No. Except for No. 12, the holding time in the holding temperature range and the holding time in the temperature range of 300° C. or higher and 550° C. or lower in the alloying treatment were set to be 3 seconds or more and 600 seconds or less in total.
  • a plating bath having a composition containing 0.20% by mass of Al and the balance being Zn and unavoidable impurities was used.
  • GA a plating bath having a composition containing 0.14% by mass of Al and the balance being Zn and unavoidable impurities was used.
  • the plating bath temperature was set to 470° C. for both GI and GA.
  • the amount of plating deposited was 45 to 72 g/m 2 per side when manufacturing GI, and 45 g/m 2 per side when manufacturing GA.
  • composition of the galvanized layer of the finally obtained galvanized steel sheet contains 0.1 to 1.0% by mass of Fe, 0.2 to 1.0% by mass of Al in GI, and the balance was Zn and unavoidable impurities.
  • GA contained 7 to 15% by mass of Fe, 0.1 to 1.0% by mass of Al, and the balance was Zn and unavoidable impurities. All galvanized layers were formed on both sides of the base steel plate.
  • tensile test and hole expansion test are performed, and according to the following criteria, tensile strength (TS), breaking elongation (T-El), limit hole expansion ratio ( ⁇ ), local elongation (L-El ), work hardening index (n value) and yield stress (YS) were evaluated.
  • Tensile test A tensile test was performed according to JIS Z 2241. That is, a JIS No. 5 test piece was taken from the obtained galvanized steel sheet so that the longitudinal direction was perpendicular to the rolling direction of the base steel sheet. Using the sampled test piece, a tensile test was performed at a crosshead speed of 10 mm/min to measure TS, T-El, L-El, n value and YS. Here, the n value was calculated from the elongation and strength at 0.4 and 0.8 times the uniform elongation (U-El). The results are also shown in Table 4.
  • the hole expanding test was performed according to JIS Z 2256. That is, from the obtained galvanized steel sheet, a test piece of 100 mm x 100 mm was cut by shearing. A 10 mm diameter hole was punched in the specimen with a clearance of 12.5%. Then, using a die with an inner diameter of 75 mm, a wrinkle holding force of 9 tons (88.26 kN) is applied around the hole, and a conical punch with an apex angle of 60° is pushed into the hole to reach the crack initiation limit (crack initiation The diameter of the hole in the test piece was measured. Then, the limit hole expansion rate: ⁇ (%) was obtained from the following equation. ⁇ is an index for evaluating stretch flangeability.
  • the member obtained by molding or the member obtained by bonding has tensile strength (TS), elongation at break (T-El), limit hole expansion ratio ( ⁇ ), local elongation (L-El), work hardening exponent (n value) and yield stress (YS) were all found to have excellent properties that are characteristic of the present invention.
  • Example 2 A steel material having the composition shown in Table 1 (the balance being Fe and unavoidable impurities) was melted in a converter and made into a steel slab by continuous casting. The obtained steel slab was heated to 1250° C. After heating, the steel slab was subjected to hot rolling including rough rolling and finish rolling to obtain a hot rolled steel sheet. Then, the obtained hot-rolled steel sheet was pickled and cold-rolled (rolling reduction: 50%) to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.6 mm.
  • Table 1 the balance being Fe and unavoidable impurities
  • Fe-based electroplating was performed as a metal plating treatment to form a metal plating layer (Fe-based plating layer) on the surface of the cold-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet was degreased with an alkali. Then, under the conditions shown below, the cold-rolled steel sheet was used as a cathode and electrolytic treatment was performed to form a metal plating layer on the surface of the cold-rolled steel sheet.
  • the obtained cold-rolled steel sheets (including metal-plated steel sheets in which a metal plating layer is formed on the surface of the cold-rolled steel sheet) are subjected to an annealing step, a first cooling step, a holding step, a plating step, A second cooling step and a reheating step were performed to obtain a galvanized steel sheet.
  • an alloyed galvanized steel sheet (GA) was obtained by performing an alloyed galvanized steel sheet.
  • the treatment conditions other than those described in Table 5 are the same as in Example 1. All galvanized layers were formed on both sides of the base steel plate.
  • the steel structure of the base steel sheet was identified, and the thickness of the decarburized layer, the amount of adhesion of the metal plating layer, and the amount of diffusible hydrogen were measured according to the procedures described above.
  • Table 6 shows the results.
  • F is ferrite
  • BF bainitic ferrite
  • TM tempered martensite
  • RA retained austenite
  • FM is fresh martensite
  • LB lower bainite
  • P pearlite
  • ⁇ cementite.
  • "-" for the thickness of the decarburized layer and the amount of the metal plating layer respectively means that the decarburized layer and the metal plating layer are not provided.
  • Example 7 a tensile test and a hole expansion test were performed in the same manner as in Example 1, and the tensile strength (TS), breaking elongation (T-El), and limit hole expansion ratio ( ⁇ ) were measured according to the same criteria as in Example 1. , local elongation (L-El), work hardening exponent (n-value) and yield stress (YS) were evaluated. The results are also shown in Table 7.
  • the hot-dip alloyed galvannealed steel sheet 1 for testing had a coating amount of 50 g/m 2 per side of the galvannealed layer, and was cut into the same size as the test piece 2 .
  • the plate assembly consists of the evaluation target surface of the test piece 2 (when the galvanized layer and the metal coated layer are only on one side, the galvanized layer on that side) and the zinc of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet 1 for test It was assembled so that the plated layers faced each other.
  • the plate assembly was fixed to a fixing table 4 via a spacer 3 having a thickness of 2.0 mm.
  • the spacer 3 is a pair of steel plates measuring 50 mm in the longitudinal direction, 45 mm in the transverse direction, and 2.0 mm in thickness. As shown in FIG. It was arranged so as to be aligned with both end faces. Therefore, the distance between the pair of steel plates is 60 mm.
  • the fixed base 8 is a single plate with a hole in the center.
  • the plate assembly is pressed with a pair of electrodes 5 (tip diameter: 6 mm) while bending the plate assembly. : 3.5 kN, hold time: 0.12 seconds, 0.18 seconds or 0.24 seconds, and welding time: 0.36 seconds, with a welding current that makes the nugget diameter r 5.9 mm Resistance spot welding was performed to form a plate assembly with a welded portion.
  • the pair of electrodes 5 pressurized the plate assembly from above and below in the vertical direction, and the lower electrode pressurized the test piece 2 through the hole of the fixing table 4 .
  • the lower electrode and the fixing table 4 are fixed so that the lower electrode of the pair of electrodes 5 is in contact with a plane extending the surface where the spacer 3 and the fixing table 4 are in contact, and the upper electrode is fixed.
  • the electrodes are movable.
  • the upper electrode was brought into contact with the central portion of the test alloyed hot-dip galvanized steel sheet 1 . Welding was performed while the plate assembly was tilted 5° to the longitudinal direction of the plate assembly with respect to the horizontal direction.
  • the hold time refers to the time from the end of the welding current to the start of opening the electrode.
  • the nugget diameter r means the distance between the ends of the nugget 6 in the longitudinal direction of the board assembly.
  • the plate assembly with the welded portion is cut along the line AA in the upper diagram of FIG. Observation was made with a microscope (200 times), and the resistance weld cracking resistance characteristics of the weld zone were evaluated according to the following criteria. If it is A+, A or B, it is judged that the resistance weld crack resistance in the weld is excellent. If it is C, it is judged that the resistance weld cracking resistance in the weld is inferior. The results are also shown in Table 7. A+: No cracks with a length of 0.1 mm or longer were observed at any of the hold times of 0.12 seconds, 0.18 seconds and 0.24 seconds.
  • A Cracks with a length of 0.1 mm or longer were observed at a hold time of 0.12 seconds, but cracks with a length of 0.1 mm or longer were observed at hold times of 0.18 seconds and 0.24 seconds. I didn't.
  • B Cracks with a length of 0.1 mm or longer were observed at hold times of 0.12 seconds and 0.18 seconds, but cracks with a length of 0.1 mm or longer were observed at a hold time of 0.24 seconds. I didn't.
  • C Cracks with a length of 0.1 mm or more were observed at all hold times of 0.12 seconds, 0.18 seconds and 0.24 seconds.
  • the crack generated in the test piece 2 is schematically indicated by reference numeral 7.
  • the stress on the evaluation target steel sheet the steel sheets of each invention example and comparative example
  • an appropriate evaluation cannot be obtained. For this reason, data in which no cracks occurred in the mating steel plate were used as examples.
  • the member obtained by molding or the member obtained by bonding has tensile strength (TS), elongation at break (T-El), limit hole expansion ratio ( ⁇ ), local elongation (L ⁇ El), work hardening index (n value) and yield stress (YS), and resistance weld cracking resistance in the weld zone, all of which are excellent characteristics characterized by the present invention. .

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Abstract

５９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満の引張強度を有し、優れた延性、穴広げ性及び局部延性を有し、また、加工硬化能及び部材成形時の寸法精度にも優れた亜鉛めっき鋼板を、提供する。下地鋼板の成分組成を所定のものとし、下地鋼板の鋼組織における、フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率を所定のものとし、更に、面積率の比ＳＭＡ１／ＳＭＡを０．４０以下とし、また、ＩＤＲ［％Ｃγ］を０．１６％以上とする。　ここで、ＳＭＡは、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトからなる硬質第二相の面積率であり、ＳＭＡ１は、前記硬質第二相を構成する島状領域のうち、面積を最大フェレ径で除した値が１．０μｍ以上である島状領域の合計の面積率であり、ＩＤＲ［％Ｃγ］は、残留オーステナイト中の固溶Ｃ濃度分布の９０パーセンタイル値と１０パーセンタイル値の差である。

Description

亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
　本発明は、亜鉛めっき鋼板、および、該亜鉛めっき鋼板を素材とする部材、ならびに、それらの製造方法に関する。
　近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。そのため、自動車部材の素材となる鋼板を高強度化し、薄くすることにより、自動車車体を軽量化しようとする動きが活発となってきている。
　また、車体防錆性能の観点から、自動車部材の素材となる鋼板には、亜鉛めっきが施されることが多い。そのため、高い強度を有する、亜鉛めっき鋼板の開発も進められている。
　このような自動車部材の素材となる鋼板として、例えば、特許文献１には、
「化学組成が、質量％で、
 Ｃ：０．１０～０．２４％、
 Ｍｎ：３．５０～１２．００％、
 Ｓｉ：０．００５～５．００％、
 Ａｌ：０．００５～５．００％、
 Ｐ：０．１５％以下、
 Ｓ：０．０３０％以下、
 Ｎ：０．０２０％以下、
 Ｏ：０．０１０％以下、
 Ｃｒ：０～５．００％、
 Ｍｏ：０～５．００％、
 Ｎｉ：０～５．００％、
 Ｃｕ：０～５．００％、
 Ｎｂ：０～０．５０％、
 Ｔｉ：０～０．５０％、
 Ｗ：０～０．５０％、
 Ｂ：０～０．０１０％、
 Ｃａ：０～０．０５％、
 Ｍｇ：０～０．０５％、
 Ｚｒ：０～０．０５％、
 ＲＥＭ：０～０．０５％、
 Ｓｂ：０～０．５０％、
 Ｓｎ：０～０．５０％、
 Ａｓ：０～０．０５％、
 Ｖ：０～２．０％、
 残部：Ｆｅおよび不純物であり、
 板厚１／４位置における金属組織が、面積％で、
 残留オーステナイト：１０．０～５５．０％、
 高温焼戻しマルテンサイト：３０．０～７５．０％、
 低温焼戻しマルテンサイト：１５．０～６０．０％、
 であり、残部が
 フレッシュマルテンサイト：０～１０．０％、
 パーライト：０～５．０％、
 ベイナイト：０～５．０％、
であり、
 引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、
 高強度鋼板。」
が開示されている。
　特許文献２には、
「質量％で、
 Ｃ：０．０２０％以上、０．０８０％以下、
 Ｓｉ：０．０１％以上、０．１０％以下、
 Ｍｎ：０．８０％以上、１．８０％以下、
 Ａｌ：０．１０％超、０．４０％未満、
を含有し、
 Ｐ：０．０１００％以下、
 Ｓ：０．０１５０％以下、
 Ｎ：０．０１００％以下、
に制限し、更に、
 Ｎｂ：０．００５％以上、０．０９５％以下、Ｔｉ：０．００５％以上、０．０９５％以下の双方を合計で０．０３０％以上、０．１００％以下含有し、
 残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
 金属組織がフェライトとベイナイトとその他の相とからなり、
 前記その他の相が、パーライト、残留オーステナイト及びマルテンサイトを含み、
 前記フェライトの面積率が８０％～９５％であり、
 前記ベイナイトの面積率が５％～２０％であり、
 前記その他の相の分率の合計が３％未満であり、
 前記フェライト中のセメンタイトの円相当直径が０．００３μｍ以上、０．３００μｍ以下であり、
 前記フェライト中の前記セメンタイトの個数密度が０．０２個／μｍ２以上、０．１０個／μｍ２以下であり、
 引張強度が５９０ＭＰａ以上であり、
 前記引張強度に対する疲労強度としての疲労強度比が０．４５以上である
ことを特徴とする鋼板。」
が開示されている。
　特許文献３には、
「質量％で、
Ｃ：０．０６０～０．２５０％、
Ｓｉ：０．５０～１．８０％、
Ｍｎ：１．００～２．８０％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．０１０～０．１００％、および
Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
 フェライトを面積率で５０～８０％、マルテンサイトを面積率で８％以下かつ平均結晶粒径が２．５μｍ以下、残留オーステナイトを面積率で６～１５％、焼戻しマルテンサイトを面積率で３～４０％で含むとともに、マルテンサイトの面積率ｆＭと、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率ｆＭ＋ＴＭの比ｆＭ／ｆＭ＋ＴＭの値が５０％以下であり、板幅方向の中央である幅中央部、板幅方向両端から板幅方向中央に５０ｍｍの両端部、前記幅中央部と前記両端部の間の中央部の計５箇所でのマルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が０．７μｍ以下である鋼組織を有する高強度冷延鋼板。」
が開示されている。
特許６２１３６９６号 特許５４４７７４１号 特許６５９７９３８号
　ところで、自動車部材には、センターピラーロアやアンダーパネルといった複雑な形状となる部材（以下、複雑形状部材ともいう）が多数存在する。このような複雑形状部材の素材となる鋼板には、優れた成形性が求められる。
　ここでいう成形性とは、部材成形時の破断の生じにくさ、および、部材成形時の寸法精度の良さを意味する。すなわち、破断の形態には、α破断やβ破断、曲げ破断といった様々な種類の破断形態がある。形状が比較的単純な部材については、素材として、特定の破断形態に特化した鋼板を部材の形状等に応じて用いることにより、破断せずに成形できる場合がある。しかし、複雑形状部材では、成形中に様々な種類の変形が生じる。そのため、複雑形状部材の素材となる鋼板には、様々な種類の破断形態による破断が生じにくいことが求められる。鋼板の特性のうち、延性、穴広げ性および局部延性は、それぞれ特に、α破断、β破断および曲げ破断の発生と相関する。また、加工硬化能は、破断全般の発生と相関する。
　しかしながら、一般的に、鋼板を高強度化すると、成形性、例えば、延性、穴広げ性、局部延性および加工硬化能のいずれかまたは全てが低下する。また、部材成形時の寸法精度は、一般的に、引張強さ（以下、ＴＳともいう）および降伏応力（以下、ＹＳともいう）と負の相関関係を持つ。そのため、鋼板を過度に高強度化すると、部材成形時の寸法精度も低下する。以上のことから、複雑形状部材の素材には、ＴＳが５９０ＭＰａ未満の鋼板が用いられているのが現状である。
　実際、特許文献１～３に開示される鋼板も、高い強度と、優れた成形性とを両立するものとは言えない。
　本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、高い強度と、優れた成形性、具体的には、優れた延性、穴広げ性、局部延性、加工硬化能および部材成形時の寸法精度とを両立した亜鉛めっき鋼板を、その有利な製造方法とともに、提供することを目的とする。
　また、本発明は、上記の亜鉛めっき鋼板を素材とする部材、ならびに、その製造方法を提供することを目的とする。
　ここで、高い強度とは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠する引張試験で測定されるＴＳが、以下の式を満足することを意味する。
　５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａ
　優れた延性とは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠する引張試験で測定される破断伸び（以下、Ｔ－Ｅｌともいう）が、当該引張試験で測定されるＴＳに応じて、以下の式を満足することを意味する。
　５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、３０．０％≦Ｔ－Ｅｌ
　７８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、１９．０％≦Ｔ－Ｅｌ
　優れた穴広げ性とは、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠する穴広げ試験で測定される限界穴広げ率（λ）が、前記引張試験で測定されるＴＳに応じて、以下の式を満足することを意味する。
　５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、４５％≦λ
　７８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、４０％≦λ
　優れた局部延性とは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠する引張試験で測定される破断伸びと最大試験力時全伸びとの差として定義する局部伸び（以下、Ｌ－Ｅｌともいう）が、当該引張試験で測定されるＴＳに応じて、以下の式を満足することを意味する。
　５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、１０．０％≦Ｌ－Ｅｌ
　７８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、７．０％≦Ｌ－Ｅｌ
　優れた加工硬化能とは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠する引張試験で測定される加工硬化指数（以下、ｎ値ともいう）が、当該引張試験で測定されるＴＳに応じて、以下の式を満足することを意味する。
　５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、０．２００≦ｎ値
　７８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、０．１００≦ｎ値
　優れた部材成形時の寸法精度とは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠する引張試験で測定されるＹＳが、当該引張試験で測定されるＴＳに応じて、以下の式を満足することを意味する。
　５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、５００ＭＰａ≧ＹＳ
　７８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、７００ＭＰａ≧ＹＳ
　さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねた。
　その結果、亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の成分組成を適正に調整し、かつ、亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の鋼組織を、
　フェライトの面積率：３５．０％以上９５．０％以下、
　ベイニティックフェライトの面積率：１．０％以上４０．０％以下、
　焼戻しマルテンサイトの面積率：５０．０％以下（０％を含む）、
　残留オーステナイトの面積率：１．５％以上、
　フレッシュマルテンサイトの面積率：２０．０％以下（０％を含む）、
　ＳＢＦ＋ＳＴＭ＋２×ＳＭＡ：１０．０％以上６５．０％未満、
　ＳＢＦ＋ＳＴＭ：３．０％以上６０．０％以下、
　ＳＭＡ１／ＳＭＡ：０．４０以下、および
　ＩＤＲ［％Ｃγ］：０．１６％以上
とし、さらに、引張強さを５９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満とする、ことにより、高い強度と、優れた成形性とを両立した亜鉛めっき鋼板が得られることを知見した。
　本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．下地鋼板と、該下地鋼板の表面に亜鉛めっき層と、を有する亜鉛めっき鋼板であって、
　該下地鋼板は、
　　質量％で、
　　Ｃ：０．０４０％以上０．４００％以下、
　　Ｓｉ：０．２０％以上３．００％以下、
　　Ｍｎ：１．００％以上２．８０％未満、
　　Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
　　Ｓ：０．０２００％以下、
　　Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下および
　　Ｎ：０．０１００％以下
であり、炭素当量Ｃｅｑが０．５４０％未満であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、成分組成を有し、
　また、該下地鋼板は、
　　フェライトの面積率：３５．０％以上９５．０％以下、
　　ベイニティックフェライトの面積率：１．０％以上４０．０％以下、
　　焼戻しマルテンサイトの面積率：５０．０％以下（０％を含む）、
　　残留オーステナイトの面積率：１．５％以上、
　　フレッシュマルテンサイトの面積率：２０．０％以下（０％を含む）、
　　ＳＢＦ＋ＳＴＭ＋２×ＳＭＡ：１０．０％以上６５．０％未満、
　　ＳＢＦ＋ＳＴＭ：３．０％以上６０．０％以下、
　　ＳＭＡ１／ＳＭＡ：０．４０以下、および
　　ＩＤＲ［％Ｃγ］：０．１６％以上
である、鋼組織を有し、
　引張強さが５９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満である、亜鉛めっき鋼板。
　ここで、
　ＳＢＦ：前記ベイニティックフェライトの面積率
　ＳＴＭ：前記焼戻しマルテンサイトの面積率
　ＳＭＡ：前記残留オーステナイトおよび前記フレッシュマルテンサイトからなる硬質第二相の面積率
　ＳＭＡ１：前記硬質第二相を構成する島状領域のうち、面積を最大フェレ径で除した値が１．０μｍ以上である島状領域の合計の面積率
　ＩＤＲ［％Ｃγ］：前記残留オーステナイト中の固溶Ｃ濃度分布の９０パーセンタイル値と１０パーセンタイル値の差
である。
２．前記下地鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、
　　Ｔｉ：０．２００％以下、
　　Ｎｂ：０．２００％以下、
　　Ｖ：０．１００％以下、
　　Ｂ：０．０１００％以下、
　　Ｃｕ：１．０００％以下、
　　Ｃｒ：１．０００％以下、
　　Ｎｉ：１．０００％以下、
　　Ｍｏ：０．５００％以下、
　　Ｓｂ：０．２００％以下、
　　Ｓｎ：０．２００％以下、
　　Ｔａ：０．１００％以下、
　　Ｗ：０．５００％以下、
　　Ｍｇ：０．０２００％以下、
　　Ｚｎ：０．０２００％以下、
　　Ｃｏ：０．０２００％以下、
　　Ｚｒ：０．０２００％以下、
　　Ｃａ：０．０２００％以下、
　　Ｃｅ：０．０２００％以下、
　　Ｓｅ：０．０２００％以下、
　　Ｔｅ：０．０２００％以下、
　　Ｇｅ：０．０２００％以下、
　　Ａｓ：０．０２００％以下、
　　Ｓｒ：０．０２００％以下、
　　Ｃｓ：０．０２００％以下、
　　Ｈｆ：０．０２００％以下、
　　Ｐｂ：０．０２００％以下、
　　Ｂｉ：０．０２００％以下および
　　ＲＥＭ：０．０２００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、前記１に記載の亜鉛めっき鋼板。
３．前記下地鋼板の拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である、前記１または２に記載の亜鉛めっき鋼板。
４．脱炭層を有する、前記１～３のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板。
５．前記下地鋼板と前記亜鉛めっき層の間の少なくとも一方において金属めっき層を有する、前記１～４のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板。
６．前記金属めっき層がＦｅ系めっき層である、前記５に記載の亜鉛めっき鋼板。
７．前記亜鉛めっき層が、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層である、前記１～６のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板。
８．前記１～７のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
９．前記１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする、熱延工程と、
　前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷延工程と、
　前記冷延鋼板を、焼鈍温度：７６０℃以上９００℃以下および焼鈍時間：２０秒以上で焼鈍する、焼鈍工程と、
　前記冷延鋼板を３００℃以上５５０℃以下の第一冷却停止温度まで冷却する、第一冷却工程と、
　前記冷延鋼板を３００℃以上５５０℃以下の温度域で３秒以上６００秒以下保持する、保持工程と、
　前記冷延鋼板に亜鉛めっき処理を施して亜鉛めっき鋼板とする、めっき工程と、
　前記亜鉛めっき鋼板を、－２０℃以上３００℃未満の第二冷却停止温度まで冷却する、第二冷却工程と、
　前記亜鉛めっき鋼板を、３００℃以上５００℃以下の再加熱温度に再加熱し、前記亜鉛めっき鋼板を、３００℃以上５００℃以下の温度域で１０秒以上２０００秒以下保持する、再加熱工程と、
を有し、
　前記第一冷却停止温度と、前記亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度とが、次式（１）の関係を満足する、亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　　－８０℃≦Ｔ０－Ｔ１≦５０℃　・・・（１）
　ここで、Ｔ０は第一冷却停止温度（℃）、Ｔ１は亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度（℃）である。
１０．前記焼鈍工程の露点が－３０℃超である、前記９に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
１１．前記冷延工程後で、かつ、前記焼鈍工程の前に、前記冷延鋼板の少なくとも一方の表面に金属めっき層を形成する金属めっき処理を施す、金属めっき処理工程をさらに有する、前記９または１０に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
１２．前記金属めっき層がＦｅ系めっき層である、前記１１に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
１３．前記亜鉛めっき処理が、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理である、前記９～１２のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
１４．前記１～７のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板に、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、工程を有する、部材の製造方法。
　本発明によれば、高い強度と、優れた成形性、具体的には、優れた延性、穴広げ性、局部延性、加工硬化能および部材成形時の寸法精度とを両立した亜鉛めっき鋼板が得られる。また、本発明の亜鉛めっき鋼板は、高い強度と、優れた成形性とを有するので、複雑な形状となる自動車部材などの素材として、極めて有利に適用することができる。なお、優れた成形性を有する鋼板は、耐衝撃特性にも優れることから、本発明の亜鉛めっき鋼板は自動車の衝撃エネルギー吸収部材などの素材としても、極めて有利に適用することができる。
（Ａ）は組織の同定に使用したＳＥＭによる組織画像の一例である。（Ｂ）は、（Ａ）の組織画像をＡｄｏｂｅ　Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ　Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて色分けしたものである。（Ｃ）は、（Ａ）の組織画像において抽出した硬質第二相（ＭＡ）の島状領域のうち、ＭＡ１に分類される島状領域と、ＭＡ１以外に分類される島状領域とを、Ａｄｏｂｅ　Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ　Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて色分けしたものである。 （Ａ）は溶接部における耐抵抗溶接割れ特性の評価方法を説明する要領図であり、（Ｂ）の上図は同評価で使用する抵抗スポット溶接後の板組の上面図であり、（Ｂ）の下図は上図のＡ－Ａ断面図である。
　本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
［１］亜鉛めっき鋼板
　まず、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
Ｃ：０．０４０％以上０．４００％以下
　Ｃは、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイニティックフェライトおよび残留オーステナイトを適正量生成させて、５９０ＭＰａ以上のＴＳと、高い延性および加工硬化能を確保するために有効な元素である。ここで、Ｃ含有量が０．０４０％未満では、フェライトの面積率が増加して、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、延性および加工硬化能の低下も招く。一方、Ｃ含有量が０．４００％を超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加する。そのため、鋼板に打抜き加工を施すと、残留オーステナイトから生成するフレッシュマルテンサイトの硬度が大幅に増加する。その結果、打抜き加工後の鋼板では、穴広げ時の亀裂進展が促進される（すなわち、穴広げ性の低下を招く）。
　したがって、Ｃ含有量は、０．０４０％以上０．４００％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０７０％以上である。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．３００％以下である。
Ｓｉ：０．２０％以上３．００％以下
　Ｓｉは、焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進する。すなわち、Ｓｉは、残留オーステナイトの面積率および残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する元素である。ここで、Ｓｉ含有量が０．２０％未満では、残留オーステナイトの面積率およびＩＤＲ［％Ｃγ］が減少し、延性、局部延性および加工硬化能が低下する。一方、Ｓｉ含有量が３．００％を超えると、フェライトの面積率が過度に増加し、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加する。そのため、鋼板に打抜き加工を施すと、残留オーステナイトから生成するフレッシュマルテンサイトの硬度が大幅に増加する。その結果、打抜き加工後の鋼板では、穴広げ時の亀裂進展が促進される（すなわち、穴広げ性の低下を招く）。
　したがって、Ｓｉ含有量は、０．２０％以上３．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４０％以上である。また、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると耐抵抗溶接割れ特性の低下が懸念されるので、Ｓｉ含有量は、好ましくは２．００％以下である。
Ｍｎ：１．００％以上２．８０％未満
　Ｍｎは、ベイニティックフェライトや焼戻しマルテンサイトなどの面積率を調整する元素である。ここで、Ｍｎ含有量が１．００％未満では、フェライトの面積率が過度に増加して、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることが困難になる。一方、Ｍｎ含有量が２．８０％以上となると、フェライトやベイニティックフェライトの面積率が減少する。その結果、所望の延性が得られない。
　したがって、Ｍｎ含有量は、１．００％以上２．８０％未満とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは、１．１０％以上である。また、Ｍｎ含有量は、好ましくは２．５０％未満である。
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
　Ｐは、固溶強化の作用を有し、鋼板の強度を上昇させる元素である。このような効果を得るため、Ｐ含有量を０．００１％以上にする。一方、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、Ｐが旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させる。そのため、鋼板に打抜き加工を施すと、ボイドの生成量が増加し、穴広げ性の低下を招く。
　したがって、Ｐ含有量は、０．００１％以上０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。
Ｓ：０．０２００％以下
　Ｓは、鋼中で硫化物として存在する。特に、Ｓ含有量が０．０２００％を超えると、鋼板の極限変形能が低下する。そのため、鋼板に打抜き加工を施すと、ボイドの生成量が増加し、穴広げ性の低下を招く。
　したがって、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下
　Ａｌは、炭化物生成を抑制するとともに、残留オーステナイトの生成を促進する。すなわち、Ａｌは、残留オーステナイトの面積率および残留オーステナイト中の炭素濃度に影響を及ぼす元素である。このような効果を得るために、Ａｌ含有量を０．０１０％以上とする。一方、Ａｌ含有量が２．０００％を超えると、フェライトの面積率が過度に増加して、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることが困難になる。
　したがって、Ａｌの含有量は、０．０１０％以上２．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは、０．０１５％以上である。また、Ａｌ含有量は、好ましくは１．０００％以下である。
Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは、鋼中で窒化物として存在する。特に、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、鋼板の極限変形能が低下する。そのため、鋼板に打抜き加工を施すと、ボイドの生成量が増加し、穴広げ性の低下を招く。
　したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。また、Ｎ含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。なお、Ｎ含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
炭素当量Ｃｅｑ：０．５４０％未満
　炭素当量ＣｅｑはＴＳに影響を与える。特に、炭素当量Ｃｅｑが０．５４０％以上になると、ＴＳを９８０ＭＰａ未満とすることが困難となる。また、優れた延性、穴広げ性、局部延性および加工硬化能を同時に得ることが困難となる。したがって、炭素当量Ｃｅｑは０．５４０％未満とする。また、炭素当量Ｃｅｑは、好ましくは０．５３５％以下、より好ましくは０．５３４％以下、さらに好ましくは０．５３０％以下である。
　ここで、炭素当量Ｃｅｑは、以下の式により定義される。
　炭素当量Ｃｅｑ＝［Ｃ％］＋（［Ｓｉ％］／２４）＋（［Ｍｎ％］／６）＋（［Ｎｉ％］／４０）＋（［Ｃｒ％］／５）＋（［Ｍｏ％］／４）＋（［Ｖ％］／１４）
　なお、上記した式中の［元素記号％］は、下地鋼板の成分組成における当該元素の含有量（質量％）を表す。また、下地鋼板の成分組成に含有されない元素は０として計算する。
　本発明の亜鉛めっき鋼板の下地鋼板は、上記の成分を含有し、残部のＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。特に、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板は、上記の成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。
　以上、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の基本成分組成について説明したが、さらに、
　　Ｔｉ：０．２００％以下、
　　Ｎｂ：０．２００％以下、
　　Ｖ：０．１００％以下、
　　Ｂ：０．０１００％以下、
　　Ｃｕ：１．０００％以下、
　　Ｃｒ：１．０００％以下、
　　Ｎｉ：１．０００％以下、
　　Ｍｏ：０．５００％以下、
　　Ｓｂ：０．２００％以下、
　　Ｓｎ：０．２００％以下、
　　Ｔａ：０．１００％以下、
　　Ｗ：０．５００％以下、
　　Ｍｇ：０．０２００％以下、
　　Ｚｎ：０．０２００％以下、
　　Ｃｏ：０．０２００％以下、
　　Ｚｒ：０．０２００％以下、
　　Ｃａ：０．０２００％以下、
　　Ｃｅ：０．０２００％以下、
　　Ｓｅ：０．０２００％以下、
　　Ｔｅ：０．０２００％以下、
　　Ｇｅ：０．０２００％以下、
　　Ａｓ：０．０２００％以下、
　　Ｓｒ：０．０２００％以下、
　　Ｃｓ：０．０２００％以下、
　　Ｈｆ：０．０２００％以下、
　　Ｐｂ：０．０２００％以下、
　　Ｂｉ：０．０２００％以下および
　　ＲＥＭ：０．０２００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種を含有させることができる。なお、上記の任意添加元素を後述する好適な下限値未満で含む場合、当該元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
Ｔｉ：０．２００％以下
　Ｔｉは、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量は０．２００％以下が好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。
Ｎｂ：０．２００％以下
　Ｎｂは、Ｔｉと同様、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は０．２００％以下が好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。
Ｖ：０．１００％以下
　Ｖは、ＴｉやＮｂと同様、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｖ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｖ含有量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．１００％以下が好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。
Ｂ：０．０１００％以下
　Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することにより、焼入れ性を高める元素である。また、Ｂは、焼鈍後の冷却時に、フェライトの生成および粒成長を抑制する元素である。このような効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上にすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００２％以上である。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、熱間圧延時に鋼板内部に割れが生じ、鋼板の極限変形能を低下させるおそれがある。また、鋼板の極限変形能の低下に伴い、鋼板に打抜き加工を施した際のボイドの生成量が増加し、穴広げ性の低下を招く。したがって、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００５０％以下である。
Ｃｕ：１．０００％以下
　Ｃｕは、焼入れ性を高める元素である。特に、Ｃｕは、硬質なフレッシュマルテンサイトなどの面積率をより好適な範囲に調整し、これにより、ＴＳをより好適な範囲に調整するために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ｃｕ含有量が１．０００％を超えると、フレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加し、ＴＳが過剰に高くなる。また、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が引張試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．２００％以下である。
Ｃｒ：１．０００％以下
　Ｃｒは、焼入れ性を高める元素である、また、Ｃｒは、残留オーステナイトやフレッシュマルテンサイトを生成させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．０００５％以上にすることが好ましい。特に、ＴＳをより好適な範囲とする観点から、Ｃｒ含有量は０．０１０％以上がより好ましい。一方、Ｃｒ含有量が１．０００％を超えると、硬質なフレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加し、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量は１．０００％以下にすることが好ましい。また、Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．２５０％以下、さらに好ましくは０．１００％以下である。
Ｎｉ：１．０００％以下
　Ｎｉは、焼入れ性を高める元素である。また、Ｎｉは、残留オーステナイトやフレッシュマルテンサイトの面積率をより好適な範囲に調整し、これにより、ＴＳをより好適な範囲に調整するために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは、０．０２０％以上である。一方、Ｎｉの含有量が１．０００％を超えると、フレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加し、延性や成形時の寸法精度が低下するおそれがある。また、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．８００％以下である。
Ｍｏ：０．５００％以下
　Ｍｏは、焼入れ性を高める元素である。また、Ｍｏは、硬質なフレッシュマルテンサイトなどを生成させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１０％以上にすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは、０．０３０％以上である。一方、Ｍｏ含有量が０．５００％を超えると、フレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加し、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は０．５００％以下にすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．４５０％以下、さらに好ましくは０．４００％以下である。
Ｓｂ：０．２００％以下
　Ｓｂは、焼鈍中の鋼板表面近傍でのＣの拡散を抑制し、鋼板表面近傍における軟質層の形成を制御するために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｓｂ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｓｂ含有量が０．２００％を超えると、鋼板表面近傍に軟質層が形成されず、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｓｂを含有させる場合、Ｓｂ含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０２０％以下である。
Ｓｎ：０．２００％以下
　Ｓｎは、Ｓｂと同様、焼鈍中の鋼板表面近傍でのＣの拡散を抑制し、鋼板表面近傍における軟質層の形成を制御するために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｓｎ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｓｎ含有量が０．２００％を超えると、鋼板表面近傍に軟質層が形成されず、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｓｎを含有させる場合、Ｓｎ含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０２０％以下である。
Ｔａ：０．１００％以下
　Ｔａは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶと同様に、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。加えて、Ｔａは、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成する。これにより、析出物の粗大化を抑制し、析出強化を安定化させる。これにより、ＴＳを向上させる。このような効果を得るためには、Ｔａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｔａ含有量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｔａを含有させる場合、Ｔａ含有量は０．１００％以下が好ましい。
Ｗ：０．５００％以下
　Ｗは、焼入れ性を高め、ＴＳをより好適な範囲に調整するために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｗ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．０３０％以上である。一方、Ｗ含有量が０．５００％を超えると、硬質なフレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加して、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｗを含有させる場合、Ｗ含有量は０．５００％以下にすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．４５０％以下、さらに好ましくは０．４００％以下である。
Ｍｇ：０．０２００％以下
　Ｍｇは、硫化物や酸化物などの介在物の形状を球状化して、鋼板の極限変形能、さらには穴広げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。
Ｚｎ：０．０２００％以下
　Ｚｎは、介在物の形状を球状化して、鋼板の極限変形能、さらには穴広げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｚｎ含有量は、０．００１０％以上にすることが好ましい。一方、Ｚｎ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｚｎを含有させる場合、Ｚｎ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。
Ｃｏ：０．０２００％以下
　Ｃｏは、Ｚｎと同様、介在物の形状を球状化して、鋼板の極限変形能、さらには穴広げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｏ含有量は、０．００１０％以上にすることが好ましい。一方、Ｃｏ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｃｏを含有させる場合、Ｃｏ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。
Ｚｒ：０．０２００％以下
　Ｚｒは、ＺｎおよびＣｏと同様、介在物の形状を球状化して、鋼板の極限変形能、さらには穴広げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｚｒ含有量は、０．００１０％以上にすることが好ましい。一方、Ｚｒ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｚｒを含有させる場合、Ｚｒ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。
Ｃａ：０．０２００％以下、
　Ｃａは、鋼中で介在物として存在する。ここで、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０２００％以下にすることが好ましい。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００２０％以下である。なお、Ｃａ含有量の下限は特に限定されるものではないが、Ｃａ含有量は０．０００５％以上が好ましい。また、生産技術上の制約から、Ｃａ含有量は０．００１０％以上がより好ましい。
Ｃｅ：０．０２００％以下、Ｓｅ：０．０２００％以下、Ｔｅ：０．０２００％以下、Ｇｅ：０．０２００％以下、Ａｓ：０．０２００％以下、Ｓｒ：０．０２００％以下、Ｃｓ：０．０２００％以下、Ｈｆ：０．０２００％以下、Ｐｂ：０．０２００％以下、Ｂｉ：０．０２００％以下およびＲＥＭ：０．０２００％以下
　Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭはいずれも、鋼板の局部延性、さらには穴広げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００１％以上にすることが好ましい。一方、Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭの含有量がそれぞれ０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭのうちの少なくとも１種を含有させる場合、その含有量はそれぞれ０．０２００％以下とすることが好ましい。
　上記以外の元素は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。　
　すなわち、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板は、
　　質量％で、
　　Ｃ：０．０４０％以上０．４００％以下、
　　Ｓｉ：０．２０％以上３．００％以下、
　　Ｍｎ：１．００％以上２．８０％未満、
　　Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
　　Ｓ：０．０２００％以下、
　　Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下および
　　Ｎ：０．０１００％以下
であり、炭素当量Ｃｅｑが０．５４０％未満であり、
　任意に、
　　Ｔｉ：０．２００％以下、
　　Ｎｂ：０．２００％以下、
　　Ｖ：０．１００％以下、
　　Ｂ：０．０１００％以下、
　　Ｃｕ：１．０００％以下、
　　Ｃｒ：１．０００％以下、
　　Ｎｉ：１．０００％以下、
　　Ｍｏ：０．５００％以下、
　　Ｓｂ：０．２００％以下、
　　Ｓｎ：０．２００％以下、
　　Ｔａ：０．１００％以下、
　　Ｗ：０．５００％以下、
　　Ｍｇ：０．０２００％以下、
　　Ｚｎ：０．０２００％以下、
　　Ｃｏ：０．０２００％以下、
　　Ｚｒ：０．０２００％以下、
　　Ｃａ：０．０２００％以下、
　　Ｃｅ：０．０２００％以下、
　　Ｓｅ：０．０２００％以下、
　　Ｔｅ：０．０２００％以下、
　　Ｇｅ：０．０２００％以下、
　　Ａｓ：０．０２００％以下、
　　Ｓｒ：０．０２００％以下、
　　Ｃｓ：０．０２００％以下、
　　Ｈｆ：０．０２００％以下、
　　Ｐｂ：０．０２００％以下、
　　Ｂｉ：０．０２００％以下および
　　ＲＥＭ：０．０２００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、成分組成を有する。
　つぎに、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の鋼組織について説明する。
　本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の鋼組織は、
　　フェライトの面積率：３５．０％以上９５．０％以下、
　　ベイニティックフェライトの面積率：１．０％以上４０．０％以下、
　　焼戻しマルテンサイトの面積率：５０．０％以下（０％を含む）、
　　残留オーステナイトの面積率：１．５％以上、
　　フレッシュマルテンサイトの面積率：２０．０％以下（０％を含む）、
　　ＳＢＦ＋ＳＴＭ＋２×ＳＭＡ：１０．０％以上６５．０％未満、
　　ＳＢＦ＋ＳＴＭ：３．０％以上６０．０％以下、
　　ＳＭＡ１／ＳＭＡ：０．４０以下、および
　　ＩＤＲ［％Ｃγ］：０．１６％以上
である、鋼組織である。
　ここで、
　ＳＢＦ：前記ベイニティックフェライトの面積率
　ＳＴＭ：前記焼戻しマルテンサイトの面積率
　ＳＭＡ：前記残留オーステナイトおよび前記フレッシュマルテンサイトからなる硬質第二相の面積率
　ＳＭＡ１：前記硬質第二相を構成する島状領域のうち、面積を最大フェレ径で除した値が１．０μｍ以上である島状領域の合計の面積率
　ＩＤＲ［％Ｃγ］：前記残留オーステナイト中の固溶Ｃ濃度分布の９０パーセンタイル値と１０パーセンタイル値の差
である。
　以下、それぞれの限定理由について説明する。
フェライトの面積率：３５．０％以上９５．０％以下
　軟質なフェライトは、延性および加工硬化能を向上させる相である。高い延性と加工硬化能を確保する観点から、フェライトの面積率は３５．０％以上とする。フェライトの面積率は、好ましくは４０．０％以上、より好ましくは４５．０％以上である。また、５９０ＭＰａ以上のＴＳを確保する観点から、フェライトの面積率は９５．０％以下とする。フェライトの面積率は、好ましくは８５．０％以下、より好ましくは８０．０％以下である。
ベイニティックフェライトの面積率：１．０％以上４０．０％以下
　ベイニティックフェライトは、フェライトが生成し、未変態オーステナイトへＣやＭｎなどが濃化した後に生成する相である。また、ベイニティックフェライトは、軟質なフェライトと硬質なフレッシュマルテンサイトなどとの中間の硬度を持ち、良好な延性および穴広げ性を確保するために重要な相でもある。加えて、ベイニティックフェライトは、ベイニティックフェライトから未変態オーステナイトへのさらなるＣの拡散を活用して、適正量の残留オーステナイトの確保、および高いＩＤＲ［％Ｃγ］を得るためにも有用な相である。そのため、ベイニティックフェライトの面積率は１．０％以上とする。また、ベイニティックフェライトの面積率は、好ましくは２．０％以上、より好ましくは５．０％以上である。一方、ベイニティックフェライトの面積率が過度に増加すると、却って延性および穴広げ性が低下する。そのため、ベイニティックフェライトの面積率は４０．０％以下とする。また、ベイニティックフェライトの面積率は、好ましくは３５．０％以下である。
焼戻しマルテンサイトの面積率：５０．０％以下（０％を含む）
　焼戻しマルテンサイトは、軟質なフェライトと硬質なフレッシュマルテンサイトなどとの中間の硬度を持ち、良好な穴広げ性を確保するための相である。ただし、良好な延性を確保する観点から、焼戻しマルテンサイトの面積率は５０．０％以下とする。また、焼戻しマルテンサイトの面積率は、好ましくは４５．０％以下である。なお、焼戻しマルテンサイトの面積率の下限については特に限定されず、０％であってもよい。焼戻しマルテンサイトの面積率は、７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、好ましくは５．０％以上、より好ましくは１０．０％以上である。また、焼戻しマルテンサイトの面積率は、５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上である。
残留オーステナイトの面積率：１．５％以上
　良好な延性を得る観点から、残留オーステナイトの面積率は１．５％以上とする。残留オーステナイトの面積率は、好ましくは２．０％以上、より好ましくは２．５％以上、さらに好ましくは３．０％以上である。なお、残留オーステナイトの面積率の上限については特に限定されないが、残留オーステナイトの面積率は２０．０％以下が好ましい。
フレッシュマルテンサイトの面積率：２０．０％以下（０％を含む）
　良好な穴広げ性を確保する観点から、フレッシュマルテンサイトの面積率は２０．０％以下とする。なお、フレッシュマルテンサイトの面積率の下限については特に限定されず、０％であってもよい。また、５９０ＭＰａ以上のＴＳを確保する観点から、フレッシュマルテンサイトの面積率は２．０％以上が好ましい。
　なお、フレッシュマルテンサイトとは、焼入れままの（焼戻しを受けていない）マルテンサイトである。
　なお、上記以外の残部組織の面積率は１０．０％以下とすることが好ましい。残部組織の面積率は、より好ましくは５．０％以下である。また、残部組織の面積率は０％であってもよい。
　なお、残部組織としては、特に限定されず、例えば、下部ベイナイトやパーライト、セメンタイトなどの炭化物が挙げられる。なお、残部組織の種類は、例えば、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）による観察で確認することができる。
　ここで、フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質第二相（残留オーステナイト＋フレッシュマルテンサイト）の面積率は、下地鋼板の板厚１／４位置において、以下のように測定する。
　すなわち、下地鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるように、下地鋼板から試料を切り出す。ついで、ダイヤモンドペーストを用いて試料の観察面を鏡面研磨する。ついで、試料の観察面にコロイダルシリカを用いて仕上げ研磨を施したのち、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させる。
　そして、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）により、加速電圧：１５ｋＶ、倍率：５０００倍の条件で、試料の観察面の２５．６μｍ×１７．６μｍの視野を５視野観察する。
　得られた組織画像（例えば、図１（Ａ）参照）から、以下のようにして、フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質第二相（残留オーステナイト＋フレッシュマルテンサイト）を同定する。
フェライト：黒色を呈した領域であり、形態は塊状である。また、鉄系炭化物をほとんど内包しない。ただし、鉄系炭化物を内包する場合は、フェライトの面積に鉄系炭化物の面積も含むものとする。また、後述するベイニティックフェライトおよび焼戻しマルテンサイトについても同様である。
ベイニティックフェライト：黒色から濃い灰色を呈した領域であり、形態は塊状や不定形などである。また、鉄系炭化物を内包しないか、比較的少数内包する。
焼戻しマルテンサイト：灰色を呈した領域であり、形態は不定形である。また、鉄系炭化物を比較的多数内包する。
硬質第二相（残留オーステナイト＋フレッシュマルテンサイト）：白色から薄い灰色を呈する領域であり、形態は不定形である。また、鉄系炭化物を内包しない。なお、サイズが比較的大きい場合には、他組織との界面から離れるにつれて次第に色が濃くなり、内部は濃い灰色を呈する場合がある。
残部組織：上述した下部ベイナイトやパーライト、セメンタイトなどの炭化物が挙げられ、これらの形態等は公知のとおりである。
　ついで、組織画像において同定した各相の領域を、Ａｄｏｂｅ　Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ　Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて色分け（４値化画像化）し（例えば、図１（Ｂ）参照）、各相の面積を算出する。ついで、各相の面積（相ごとの合計の面積）を観察領域の面積（２５．６μｍ×１７．６μｍ）で除し、１００を乗じた値を５視野分算出する。そして、それらの値の平均値を、各相（フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質第二相）の面積率とする。なお、図１（Ａ）は、試料の観察領域（２５．６μｍ×１７．６μｍ）の１視野から、上記の説明のためにその一部を抽出したものである。
　また、残留オーステナイトの面積率は、以下のように測定する。
　すなわち、下地鋼板を板厚方向（深さ方向）に板厚の１／４位置まで機械研削した後、シュウ酸による化学研磨を行い、観察面とする。ついで、観察面を、Ｘ線回折法により観察する。入射Ｘ線にはＣｏＫα線を使用し、ｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）および（２２０）各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）、（２２０）および（３１１）各面の回折強度の比を求め、各面の回折強度の比から、残留オーステナイトの体積率を算出する。そして、残留オーステナイトが三次元的に均質であるとみなして、残留オーステナイトの体積率を、残留オーステナイトの面積率とする。
　また、フレッシュマルテンサイトの面積率は、上記のようにして求めた硬質第二相の面積率から、残留オーステナイトの面積率を減じることにより求める。
　［フレッシュマルテンサイトの面積率（％）］＝［硬質第二相の面積率（％）］－［残留オーステナイトの面積率（％）］
　また、残部組織の面積率は、１００％から上記のようにして求めたフェライトの面積率、ベイニティックフェライトの面積率、焼戻しマルテンサイトの面積率、硬質第二相の面積率を減じることにより求める。
　［残部組織の面積率（％）］＝１００－［フェライトの面積率（％）］－［ベイニティックフェライトの面積率（％）］－［焼戻しマルテンサイトの面積率（％）］－［硬質第二相の面積率（％）］
ＳＢＦ＋ＳＴＭ＋２×ＳＭＡ：１０．０％以上６５．０％未満
　ＴＳを９８０ＭＰａ未満とし、優れた延性、穴広げ性、局部延性および加工硬化能を確保する観点から、ＳＢＦ＋ＳＴＭ＋２×ＳＭＡは６５．０％未満とする。ＳＢＦ＋ＳＴＭ＋２×ＳＭＡは、好ましくは６３．０％未満である。一方、５９０ＭＰａ以上のＴＳを確保する観点から、ＳＢＦ＋ＳＴＭ＋２×ＳＭＡは１０．０％以上とする。ＳＢＦ＋ＳＴＭ＋２×ＳＭＡは、好ましくは１５．０％以上である。
　ここで、
　ＳＢＦ：ベイニティックフェライトの面積率
　ＳＴＭ：焼戻しマルテンサイトの面積率
　ＳＭＡ：残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイトからなる硬質第二相の面積率
である。
ＳＢＦ＋ＳＴＭ：３．０％以上６０．０％以下
　ベイニティックフェライトおよび焼戻しマルテンサイトは、軟質なフェライトと硬質なフレッシュマルテンサイトなどとの中間の硬度を持ち、良好な延性、穴広げ性および局部延性を確保するために重要な相である。良好な延性、穴広げ性および局部延性を確保する観点から、ＳＢＦ＋ＳＴＭは３．０％以上とする。また、ベイニティックフェライトおよび焼戻しマルテンサイトが過度に増加すると、却って延性が低下する。そのため、ＳＢＦ＋ＳＴＭは６０．０％以下とする。
ＳＭＡ１／ＳＭＡ：０．４０以下
　残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイトからなる硬質第二相（以下、ＭＡともいう。）は、複数の島状領域から構成される。このような島状領域のうち、面積を最大フェレ径で除した値が１．０μｍ以上である島状領域（以下、ＭＡ１ともいう。）は、穴広げ性や局部延性を低下させる。また、ＭＡ１は、固溶Ｃ濃度が低い。すなわち、ＭＡ１中に含まれる残留オーステナイトは、その安定性が低い。そのため、ＭＡ１は、良好な延性の確保に寄与しない。よって、硬質第二相の面積率に対するＭＡ１の面積率の比であるＳＭＡ１／ＳＭＡは、０．４０以下とする。ＳＭＡ１／ＳＭＡは、好ましくは０．３５以下、より好ましくは０．３０以下である。なお、ＳＭＡ１／ＳＭＡの下限は特に限定されず、０であってもよい。
　なお、個々の島状領域は、硬質第二相以外の相により、他の硬質第二相の島状領域と分離される（個々の島状領域は、その全周が硬質第二相以外の相と接する）。また、個々の島状領域の具体的な形状については特に限定されず、例えば円形、楕円形、多角形、アメーバ形（複数の不規則方向に延伸した形状）などのいずれであってもよい。
　ここで、ＳＭＡ１は、以下のようにして測定する。
　すなわち、前述の要領により、組織画像（例えば、図１（Ａ）参照）において、フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質第二相（残留オーステナイト＋フレッシュマルテンサイト）を同定する。ついで、Ａｄｏｂｅ　Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ　Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて各相を色分け（４値化画像化）した後、硬質第二相の島状領域を抽出する。ついで、オープンソースのＩｍａｇｅＪを用いて、抽出した各島状領域の面積および最大フェレ径を求め、各島状領域の面積を最大フェレ径で除する。そして、各島状領域の面積を最大フェレ径で除した値から、各島状領域をＭＡ１とそれ以外のものに分類し、ＭＡ１に分類された島状領域の合計の面積を算出する。なお、図１（Ｃ）は、抽出した硬質第二相の各島状領域をＭＡ１とそれ以外のものに分類して色分けしたものの一例である。ついで、ＭＡ１に分類された島状領域の合計の面積を観察領域の面積（２５．６μｍ×１７．６μｍ）で除し、１００を乗じた値（面積率）を５視野分算出する。そして、ＭＡ１の５視野分の値（面積率）の平均値を、ＳＭＡ１とする。
　なお、最大フェレ径とは、島状領域の対向する輪郭線に接した平行する直線間の最大距離である。また、図１（Ａ）～（Ｃ）はそれぞれ、試料の観察領域（２５．６μｍ×１７．６μｍ）の１視野から、上記の説明のためにその一部を抽出したものである。
ＩＤＲ［％Ｃγ］：０．１６％以上
　鋼板の成形性は、残留オーステナイトの安定性、特に、残留オーステナイト中の固溶Ｃ濃度に大きく影響される。すなわち、固溶Ｃ濃度が高い残留オーステナイトは、鋼板に加工などによる変形が生じる際に、硬質なマルテンサイトに変態する。これにより、歪みを分散させて、局部延性を向上させる。一方、良好な加工硬化能を得る観点から、残留オーステナイトの固溶Ｃ濃度の分布の分散が大きいことが好ましい。発明者らが種々検討を重ねた結果、これらを総合的に評価する指標として、ＩＤＲ［％Ｃγ］を用いることが有効であることを突き止めた。ＩＤＲ［％Ｃγ］とは、残留オーステナイト中の固溶Ｃ濃度分布の９０パーセンタイル値と１０パーセンタイル値の差、換言すれば、残留オーステナイト中の固溶Ｃ濃度分布の十分位範囲（ＩＤＲ：Ｉｎｔｅｒｄｅｃｉｌｅ　ｒａｎｇｅ）である。ここで、ＩＤＲ［％Ｃγ］が０．１６％以上であると、良好な局部延性に加え、良好な加工硬化能も得られる。そのため、ＩＤＲ［％Ｃγ］は０．１６％以上とする。ＩＤＲ［％Ｃγ］は、好ましくは０．１８％以上、より好ましくは０．２０％以上である。なお、ＩＤＲ［％Ｃγ］の上限については特に限定されるものではない。ただし、残留オーステナイトが過度に安定になると、鋼板に加工などによる変形が生じる際に、割れが発生するまで残留オーステナイトがマルテンサイト変態することなく残ってしまう場合がある。そのため、ＩＤＲ［％Ｃγ］は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
　ここで、ＩＤＲ［％Ｃγ］は、以下のようにして測定する。
　すなわち、前述の組織画像と同視野（２５．６μｍ×１７．６μｍ）において、電解放出型電子線プローブマイクロアナライザー（以下、ＦＥ－ＥＰＭＡともいう。）を用いて、下地鋼板のＣ濃度の二次元分布を５視野測定する。なお、ＦＥ－ＥＰＭＡによる測定は、仕上げ研磨後でエッチング前に行う。また、ＦＥ－ＥＰＭＡによる測定をより広い視野で行い、後の手順で組織画像と同視野の領域（２５．６μｍ×１７．６μｍ）を抽出してもよい。Ｃ濃度の二次元分布の定量精度は０．０２０％以下、分解能は０．１０μｍ以下とする。ステップサイズは０．０５μｍとし、５視野全てで同じステップサイズにより視野全域にわたって均等な格子状にＣ濃度の点分析を行う。ついで、Ｃ濃度の測定点１点ずつのデータを５視野分統合する。そして、統合したデータから、Ｃ濃度が（１００－Ｓγ）パーセンタイル値以上となるデータを抽出し、抽出したデータを、残留オーステナイトの固溶Ｃ濃度の測定点データとして残留オーステナイト中の固溶Ｃ濃度分布を得る。ここで、Ｓγは前述の測定方法にて測定した残留オーステナイトの面積率（％）である。ただし、同視野の組織画像から、残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイト以外に、炭化物やパーライトなどのＣ濃度が高い組織が存在すると判断される場合には、Ｃ濃度の測定点１点ずつのデータを５視野分統合する前に、当該Ｃ濃度が高い組織が占める領域での測定点データを負の値（例えば、－１）に置換する。これによって、当該Ｃ濃度が高い組織での測定点データを、残留オーステナイトの固溶Ｃ濃度の測定点データから除外する。なお、フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトは、残留オーステナイトと比較してＣ濃度が低い。そのため、Ｃ濃度の測定点の全データからＣ濃度が（１００－Ｓγ）パーセンタイル値以上となるデータのみを抽出することによって、上記の相（フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイト）での測定点データが、実質的に残留オーステナイトの固溶Ｃ濃度の測定点データから除外される。
　ついで、残留オーステナイトの固溶Ｃ濃度の測定点データ（残留オーステナイト中の固溶Ｃ濃度分布）の９０パーセンタイル値および１０パーセンタイル値を求め、これらの差を取ることにより、ＩＤＲ［％Ｃγ］を求める。
　なお、ここでいうパーセンタイル値とは、ＪＩＳ　Ｚ　８１０１におけるパーセンタイルのことである。
　また、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板では、拡散性水素量を０．５０質量ｐｐｍ以下とすることが好適である。
下地鋼板の拡散性水素量：０．５０質量ｐｐｍ以下
　より優れた穴広げ性を得る観点から、下地鋼板の拡散性水素量は０．５０質量ｐｐｍ以下とすることが好ましい。また、下地鋼板の拡散性水素量は、より好ましくは０．３５質量ｐｐｍ以下である。なお、下地鋼板の拡散性水素量の下限は特に規定されず、０質量ｐｐｍであってもよい。また、生産技術上の制約から、下地鋼板の拡散性水素量は０．０１質量ｐｐｍ以上がより好ましい。
　ここで、下地鋼板の拡散性水素量は、以下のようにして測定する。
　すなわち、亜鉛めっき鋼板から長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取し、亜鉛めっき層をアルカリ除去する。ついで、昇温脱離分析法により、試験片から放出される水素量を測定する。具体的には、試験片を、室温から３００℃までを昇温速度２００℃／ｈで連続加熱した後、室温まで冷却する。この際、当該連続加熱における室温から２１０℃までの温度域で、試験片から放出される水素量（積算水素量）を測定する。そして、測定した水素量を、試験片（亜鉛めっき層除去後で、連続加熱前の試験片）の質量で除し、質量ｐｐｍ単位に換算した値を、下地鋼板の拡散性水素量とする。
　なお、亜鉛めっき鋼板を成形加工や接合加工した後の製品（部材）については、一般的な使用環境おかれた該製品から試験片を切り出して上記と同様の要領で下地鋼板部分の拡散性水素量を測定し、その値が０．５０質量ｐｐｍ以下であれば、成形加工や接合加工をする前の素材段階の亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の拡散性水素量も０．５０質量ｐｐｍ以下であったとみなせる。
　また、本発明の一実施形態に伴う亜鉛めっき鋼板は、脱炭層を有することが好ましい。特には、本発明の一実施形態に伴う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板が、脱炭層を有することが好ましい。Ｓｉを含有する鋼板、特にＳｉ含有量が多い鋼板を下地鋼板としためっき鋼板では、抵抗スポット溶接時の液体金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ　Ｍｅｔａｌ　Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ：ＬＭＥ）による割れの発生が問題となる場合がある。ただし、亜鉛めっき鋼板が、特に下地鋼板の表層において脱炭層を有する場合、下地鋼板のＳｉ含有量が多い場合においても、耐抵抗溶接割れ特性を向上させることができる。
　脱炭層の厚さ、換言すれば、下地鋼板の表面からの板厚方向深さは、好ましくは３０μｍ以上、より好ましくは４０μｍ以上である。脱炭層の厚さの上限は特に限定されないが、引張強さを良好な範囲内とするため、脱炭層の厚さは１３０μｍ以下とすることが好ましい。ここで、脱炭層は、下地鋼板のＣ濃度を下地鋼板の表面から板厚方向に分析し、Ｃ濃度が下地鋼板の成分組成のＣ含有量の８０％以下である領域と定義し、脱炭層の厚さは当該領域の厚さと定義する。
　また、脱炭層の厚さは、断面加工した試料に対して、電子線マイクロアナライザ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ）を用いて、下地鋼板の表層付近の元素分布を面分析または線分析することで測定する。まず、樹脂埋めした亜鉛めっき鋼板を研磨し、圧延方向垂直断面を観察用に仕上げたのち、樹脂から取り出して測定用の試料とする。加速電圧は７ｋＶ、照射電流５０ｎＡとし、下地鋼板の最表層（表面）を含む３００×３００μｍの範囲で、１μｍステップで試料断面の面分析または線分析を行い、Ｃ強度の測定を実施する。この際、コンタミネーションを抑制するために、プラズマクリーナーにより、測定室および試料準備室の２か所にて、測定開始前に、試料の表面および周辺のハイドロカーボンの除去を行う。また、測定中のハイドロカーボンの蓄積を抑制するため、ステージ上で試料温度を最高１００℃に加熱保持したまま、測定を行う。別途標準試料を測定して作製した検量線を用いて、Ｃ強度をＣ濃度（質量％）に換算する。コンタミネーション抑制の効果により、Ｃ検出下限が０．１０質量％よりも十分低いことを確認する。使用した装置および前記コンタミネーション抑制の方法の詳細については、以下の参考文献１にて解説されているとおりである。
　参考文献１：山下ら「高精度ＦＥ－ＥＰＭＡによる低炭素鋼の初析フェライト変態初期における炭素の分配」、鉄と鋼、Ｖｏｌ．１０３（２０１７）　Ｎｏ．１１．ｐ１４－２０
　ただし、測定時のコンタミネーション対策の必要性は、使用する機種やコンディションによるため、必ずしも上記構成は必須ではない。すなわち、測定条件は十分な精度が得られていることが確認できていればよく、測定条件は本発明の効果に本質的に関わるものではない。
　得られたＣ濃度マップにおいて、下地鋼板の表面から板厚方向のラインプロファイルを抽出し、それを下地鋼板表面並行方向に３００点分平均化することで、Ｃ濃度の板厚方向のプロファイルを得る。得られたＣ濃度の板厚方向のプロファイルに対し、単純移動平均法による平滑化処理を行う。この際、平滑化点数は２１点程度とすることが好ましい。続いて、平滑化処理後の強度プロファイルにおいて、Ｃ濃度が下地鋼板の成分組成のＣ含有量の８０％以下となっている板厚方向の範囲を特定して、脱炭層の厚さとする。
　つぎに、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の機械特性について、説明する。
引張強さ（ＴＳ）：５９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満
　本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の引張強さは、５９０ＭＰａ以上とする。ただし、鋼板を過度に高強度化すると、優れた成形性の確保が困難となる。そのため、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の引張強さは９８０ＭＰａ未満とする。
　なお、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の破断伸び（Ｔ－Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、局部伸び（Ｌ－Ｅｌ）、加工硬化指数（ｎ値）および降伏応力（ＹＳ）については上述したとおりである。
　また、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（Ｔ－Ｅｌ）、局部伸び（Ｌ－Ｅｌ）、加工硬化指数（ｎ値）および降伏応力（ＹＳ）は、実施例において後述するＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠する引張試験により、測定する。限界穴広げ率（λ）は、実施例において後述するＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠する穴広げ試験により、測定する。
　また、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層は、下地鋼板の一方の表面のみに設けてもよく、両面に設けてもよい。
　なお、ここでいう亜鉛めっき層は、Ｚｎを主成分（Ｚｎ含有量が５０％以上）とするめっき層を指し、例えば、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層が挙げられる。
　ここで、溶融亜鉛めっき層は、例えば、Ｚｎと、２０質量％以下のＦｅ、０．００１質量％以上１．０質量％以下のＡｌにより構成することが好適である。また、溶融亜鉛めっき層には、任意に、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＢｉおよびＲＥＭからなる群から選ばれる１種または２種以上の元素を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有させてもよい。また、溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量は、より好ましくは７質量％未満である。なお、上記の元素以外の残部は、不可避的不純物である。
　また、合金化溶融亜鉛めっき層は、例えば、２０質量％以下のＦｅ、０．００１質量％以上１．０質量％以下のＡｌにより構成することが好適である。また、合金化溶融亜鉛めっき層には、任意に、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＢｉおよびＲＥＭからなる群から選ばれる１種または２種以上の元素を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有させてもよい。合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量は、より好ましくは７質量％以上、さらに好ましくは８質量％以上である。また、合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量は、より好ましくは１５質量％以下、さらに好ましくは１２質量％以下である。なお、上記の元素以外の残部は、不可避的不純物である。
　加えて、亜鉛めっき層の片面あたりのめっき付着量は、特に限定されるものではないが、２０～８０ｇ／ｍ２とすることが好ましい。
　なお、亜鉛めっき層のめっき付着量は、以下のようにして測定する。
　すなわち、１０質量％塩酸水溶液１Ｌに対し、Ｆｅに対する腐食抑制剤（朝日化学工業（株）製「イビット７００ＢＫ」（登録商標））を０．６ｇ添加した処理液を調整する。ついで、該処理液に、供試材となる亜鉛めっき鋼板を浸漬し、亜鉛めっき層を溶解させる。そして、溶解前後での供試材の質量減少量を測定し、その値を、下地鋼板の表面積（めっきで被覆されていた部分の表面積）で除することにより、めっき付着量（ｇ／ｍ２）を算出する。
　さらに、本発明の一実施形態に伴う亜鉛めっき鋼板は、下地鋼板と亜鉛めっき層の間の少なくとも一方において、亜鉛めっき層以外の金属めっき層を有していてもよい。金属めっき層は、耐抵抗溶接割れ特性の向上に寄与する。そして、金属めっき層の形成により、下地鋼板のＳｉ含有量が多い場合においても、耐抵抗溶接割れを抑制することができる。金属めっき層により耐抵抗溶接割れ特性が向上するメカニズムは必ずしも明らかではないが、発明者らは、金属めっき層を下地鋼板と亜鉛めっき層の間、換言すれば、下地鋼板の表面に有する場合、金属めっき層が、抵抗スポット溶接時に亜鉛めっき層中の亜鉛が溶融して下地鋼板へと侵入するのを抑制するバリア層として働き、抵抗溶接割れが発生しにくくなるため、と考えている（亜鉛の侵入抑制効果）。なお、亜鉛めっき層が下地鋼板の両面に設けられている場合には、下地鋼板と亜鉛めっき層の間の一方のみに金属めっき層を有していてもよく、下地鋼板と亜鉛めっき層の間の両方に金属めっき層を有していてもよい。
　ここで、金属めっき層の付着量は、好ましくは０ｇ／ｍ２超、より好ましくは２．０ｇ／ｍ２以上である。金属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、金属めっき層の付着量は６０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。金属めっき層の付着量は、より好ましくは５０ｇ／ｍ２以下、さらに好ましくは４０ｇ／ｍ２以下、よりさらに好ましくは３０ｇ／ｍ２以下である。なお、ここでいう金属めっき層の付着量は、片面あたりのものである。
　金属めっき層の付着量は、以下のとおり測定する。すなわち、亜鉛めっき鋼板から１０×１５ｍｍサイズの試料を採取して樹脂に埋め込み、断面埋め込み試料とする。同試料の断面の任意の３か所を、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；ＳＥＭ）を用いて加速電圧１５ｋＶで、金属めっき層の厚みに応じて倍率２０００～１００００倍で観察し、当該３か所での金属めっき層の厚さを測定し、その平均値を算出する。ついで、算出した平均値に当該金属めっき層を構成する金属の比重を乗じることによって、金属めっき層の片面あたりの付着量に換算する。
　金属めっき層に用いる金属としては、Ｚｎよりも融点の高い金属が望ましく、例えばＦｅおよびＮｉなどの金属を使用することができる。また、前述の亜鉛侵入抑制効果に加え、以下の靭性低下抑制効果を期待できることから、Ｆｅ系めっき層であることが望ましい。
　すなわち、下地鋼板の表面近傍におけるＳｉ量が多い場合には、溶接部で靭性が低下して溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が劣化するものと考えられる。これに対し、Ｆｅ系めっき層を下地鋼板と亜鉛めっき層の間、つまり下地鋼板の表面に有する場合、Ｆｅ系めっき層が固溶Ｓｉ欠乏層として働き、溶接部に固溶するＳｉ量が減少する。これにより、溶接部の靭性の低下が抑制され、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が改善し得ると考えられる（靭性低下抑制効果）。また、Ｆｅ系めっき層は軟質層として機能し、抵抗スポット溶接時に鋼板表面に付与される応力を緩和する。これにより、溶接部の残留応力を低減し、耐抵抗溶接割れ特性を向上させることができ得ると考えられる（応力緩和効果）。
　Ｆｅ系めっき層としては、純Ｆｅのめっき層の他、例えば、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挙げられる。Ｆｅ系めっき層の成分組成は、Ｆｅ含有量が５０質量％以上であれば特に限定されないが、特には、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成、または、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、ＶおよびＣｏからなる群から選ばれる１または２以上の元素を合計で１０質量％以下含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成が好ましい。Ｆｅ以外の元素を含有させる場合、それらの元素の含有量を合計で１０質量％以下とすることにより、電解効率の低下を防ぎ、かつ、低コストでＦｅ系めっき層、特にはＦｅ系電気めっき層を形成することができる。なお、Ｆｅ－Ｃ合金の場合、Ｃ含有量は０．０８質量％以下とすることが好ましい。
　また、本発明の一実施形態に伴う亜鉛めっき鋼板は、金属めっき層と脱炭層とを同時に有していてもよい（つまり、亜鉛めっき鋼板の表面から順に、亜鉛めっき層、金属めっき層、（下地鋼板の表層の）脱炭層となる）。これにより、耐抵抗溶接割れ特性をさらに向上させることができる。金属めっき層を有する場合、金属めっき層の表面、または、亜鉛めっき層と冷延鋼板との界面から、上述の方法で板厚方向に向かってＣ濃度を分析し、脱炭層の厚さ（下地鋼板の表面からの板厚方向深さ）を評価してもよい。
　なお、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の板厚は、特に限定されないが、好ましくは０．３ｍｍ以上３．０ｍｍ以下である。
［２］部材
　つぎに、本発明の一実施形態に従う部材について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う部材は、上記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、ＴＳ：５９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満であり、かつ、優れた成形性を有する。そのため、本発明の一実施形態に従う部材は、自動車分野で使用される複雑形状部材に適用して特に好適である。
［３］亜鉛めっき鋼板の製造方法
　つぎに、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の製造方法について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の製造方法は、
　前記した成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする、熱延工程と、
　前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷延工程と、
　前記冷延鋼板を、焼鈍温度：７６０℃以上９００℃以下および焼鈍時間：２０秒以上で焼鈍する、焼鈍工程と、
　前記冷延鋼板を３００℃以上５５０℃以下の第一冷却停止温度まで冷却する、第一冷却工程と、
　前記冷延鋼板を３００℃以上５５０℃以下の温度域で３秒以上６００秒以下保持する、保持工程と、
　前記冷延鋼板に亜鉛めっき処理を施して亜鉛めっき鋼板とする、めっき工程と、
　前記亜鉛めっき鋼板を、－２０℃以上３００℃未満の第二冷却停止温度まで冷却する、第二冷却工程と、
　前記亜鉛めっき鋼板を、３００℃以上５００℃以下の再加熱温度に再加熱し、前記亜鉛めっき鋼板を、３００℃以上５００℃以下の温度域で１０秒以上２０００秒以下保持する、再加熱工程と、
を有し、
　前記第一冷却停止温度と、前記亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度とが、次式（１）の関係を満足する、というものである。
　　－８０℃≦Ｔ０－Ｔ１≦５０℃　・・・（１）
　ここで、Ｔ０は第一冷却停止温度（℃）、Ｔ１は亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度（℃）である。
　なお、上記の各温度は、特に説明がない限り、鋼スラブおよび鋼板の表面温度を意味する。
　まず、上記の成分組成を有する鋼スラブを準備する。例えば、鋼素材を溶製して上記の成分組成を有する溶鋼とする。溶製方法は特に限定されず、転炉溶製や電気炉溶製等、公知の溶製方法を用いることができる。ついで、得られた溶鋼を固めて鋼スラブとする。溶鋼から鋼スラブを得る方法は特に限定されず、例えば、連続鋳造法、造塊法または薄スラブ鋳造法等を用いることができる。マクロ偏析を防止する観点から、連続鋳造法が好ましい。
［熱延工程］
　ついで、鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする。
　熱間圧延は、省エネルギープロセスを適用して行ってもよい。省エネルギープロセスとしては、直送圧延（鋼スラブを室温まで冷却せずに、温片のままで加熱炉に装入し、熱間圧延する方法）または直接圧延（鋼スラブにわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する方法）などが挙げられる。
　熱間圧延条件については特に限定されず、例えば、以下の条件で行うことができる。
　すなわち、鋼スラブを、一旦室温まで冷却し、その後、再加熱してから圧延する。スラブ加熱温度（再加熱温度）は、炭化物の溶解や圧延荷重の低減といった観点から、１１００℃以上とすることが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。なお、スラブ加熱温度は、鋼スラブ表面の温度を基準とする。
　ついで、鋼スラブに、常法に従い粗圧延を施し、粗圧延板（以下、シートバーともいう）とする。ついで、シートバーに仕上げ圧延を施して、熱延鋼板とする。なお、スラブ加熱温度を低めにした場合は、仕上げ圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。仕上げ圧延温度は、圧延負荷を低減するため、Ａｒ３変態点以上とすることが好ましい。また、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が高くなると、圧延方向に伸長した異常な組織が発達し、焼鈍板の加工性を低下させるおそれがあることからも、仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上とすることが好ましい。なお、Ａｒ３変態点は次式により求める。
　Ａｒ３（℃）＝８６８－３９６×［Ｃ％］＋２５×［Ｓｉ％］－６８［Ｍｎ％］
　なお、上記の式中の［元素記号％］は、下地鋼板の成分組成における当該元素の含有量（質量％）を表す。
　なお、熱延時にシートバー同士を接合し、連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、シートバーを仕上げ圧延前に一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために、仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化および材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下の範囲とすることが好ましい。
　粗圧延および仕上げ圧延を含む熱間圧延工程では、一般的に鋼スラブは粗圧延でシートバーとなり、仕上げ圧延によって熱延鋼板となる。ただし、ミル能力等によってはそのような区分けにこだわらず、所定のサイズになれば問題ない。
　仕上げ圧延温度は、８００℃以上９５０℃以上の範囲とすることが好ましい。仕上げ圧延温度を８００℃以上にすることにより、熱延鋼板段階の鋼組織、ひいては、最終製品の鋼組織も均一になり易い。なお、鋼組織が不均一になると、曲げ性が低下する傾向がある。一方、仕上げ圧延温度が９５０℃を超えると、酸化物（スケール）生成量が多くなる。その結果、地鉄と酸化物の界面が荒れて、酸洗および冷間圧延後の鋼板の表面品質が劣化するおそれがある。また、結晶粒が粗大になることで、鋼板の強度や曲げ性を低下させる原因となるおそれもある。
　仕上げ圧延後、熱延鋼板を巻き取る。巻取温度は、４５０℃以上７５０℃以下とすることが好ましい。
［酸洗工程］
　熱延工程後の熱延鋼板を、任意に、酸洗する。酸洗によって、鋼板表面の酸化物を除去することができ、良好な化成処理性やめっき品質が確保される。なお、酸洗は、１回のみ行ってもよく、複数回に分けて行ってもよい。酸洗条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
［冷延工程］
　ついで、熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする。冷間圧延は、例えば、タンデム式の多スタンド圧延やリバース圧延等の、２パス以上のパス数を要する多パス圧延により行う。
　冷間圧延の圧下率は特に限定されないが、２０％以上８０％以下とすることが好ましい。冷間圧延の圧下率が２０％未満では、焼鈍工程において鋼組織の粗大化や不均一化が生じやすくなり、最終製品において強度や加工性が低下するおそれがある。一方、冷間圧延の圧下率が８０％を超えると、鋼板の形状不良が生じやすくなり、亜鉛めっきの付着量が不均一になるおそれがある。
　また、任意に、冷間圧延後に得られた冷延鋼板に酸洗を施してもよい。
［金属めっき処理工程］
　また、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の製造方法では、任意に、冷延工程後で、かつ、後述する焼鈍工程の前に、上記のようにして得られた冷延鋼板の少なくとも一方の表面に金属めっき層を形成する金属めっき処理を施してもよい。ここで、後述する焼鈍工程を経る前の状態で、少なくとも一方の表面に金属めっき層を有する冷延鋼板を、以下、金属めっき鋼板という場合がある。金属めっき処理方法は特に限定されないが、製造性の観点から電気めっきが好ましい。金属めっき浴としては硫酸浴、塩酸浴または両者の混合溶液などを使用できる。金属めっき層の付着量は、電気めっきの場合、通電時間等によって調整することができる。なお、金属めっき鋼板とは、上述したように、後述する焼鈍工程を経る前の状態で、冷延鋼板の少なくとも一方の表面に金属めっき層を有する鋼板を意味し、金属めっき処理前の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。
　金属めっき処理に用いる金属としては、Ｚｎよりも融点の高い金属が望ましく、例えばＦｅおよびＮｉなどの金属を使用することができる。また、より高い耐抵抗溶接割れ特性の向上効果を期待できることから、金属めっき処理によって、前述したＦｅ系めっき層を形成することが好ましい。
　また、Ｆｅ系めっき層を形成するためのめっき浴中には、Ｆｅイオンに加え、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、ＶおよびＣｏからなる群から選ばれる１または２以上の元素を含有させことができる。めっき浴中でのこれらの元素の合計含有量は、金属めっき鋼板の金属めっき層の成分組成において、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させればよく、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させることができる。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。
　なお、金属めっき処理を施す前の前処理として、任意に、冷延鋼板の表面を清浄化するための脱脂処理および水洗、さらには、冷延鋼板の表面を活性化するための酸洗処理および水洗を施してもよい。これらの前処理に引き続いて、上述した金属めっき処理を実施する。脱脂処理およ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、硝酸およびこれらの混合物等の各種の酸が使用できる。中でも、硫酸、塩酸またはこれらの混合物が好ましい。酸の濃度は特に規定しないが、酸化皮膜の除去能力およ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、酸洗抑制剤等が含有されてもよい。
［焼鈍工程］
　ついで、上記のようにして得られた冷延鋼板（金属めっき鋼板の場合も含む）を、焼鈍温度：７６０℃以上９００℃以下および焼鈍時間：２０秒以上で焼鈍する。なお、焼鈍回数は２回以上でもよいが、エネルギー効率の観点から１回が好ましい。
焼鈍温度：７６０℃以上９００℃以下
　焼鈍温度が７６０℃未満の場合、フェライトとオーステナイトの二相域での加熱中におけるオーステナイトの生成割合が不十分になり、ＳＢＦ＋ＳＴＭが減少する。そのため、穴広げ性が低下する。また、ＳＢＦ＋ＳＴＭ＋２×ＳＭＡが減少する。そのため、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることが困難になるおそれがある。さらに、フェライトの再結晶が生じにくくなる。そのため、穴広げ率および局部延性が低下するおそれもある。一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、オーステナイトの粒成長が過度に生じ、後工程で生成する組織が粗大化する。これにより、ＳＭＡ１／ＳＭＡが増加し、穴広げ性および局部延性が低下する。また、フェライトの面積率が減少し、ＳＢＦ＋ＳＴＭ＋２×ＳＭＡが増加する。そのため、ＴＳが過度に増加し、延性、穴広げ性、局部延性、および加工硬化能が低下するおそれがある。したがって、焼鈍温度は７６０℃以上９００℃以下とする。焼鈍温度は、好ましくは７８０℃以上、より好ましく７９０℃超である。また、焼鈍温度は、好ましくは８８０℃以下である。なお、焼鈍温度は、焼鈍工程での最高到達温度である。
焼鈍時間：２０秒以上
　焼鈍時間が２０秒未満になると、フェライトとオーステナイトの二相域での加熱中におけるオーステナイトの生成割合が不十分になり、ＳＢＦ＋ＳＴＭが減少する。そのため、穴広げ性が低下する。また、ＳＢＦ＋ＳＴＭ＋２×ＳＭＡが減少する。そのため、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることが困難になるおそれがある。さらに、フェライトの再結晶が生じにくくなる。そのため、穴広げ率および局部延性が低下するおそれもある。したがって、焼鈍時間は２０秒以上とする。なお、焼鈍時間の上限は特に限定されないが、９００秒以下とすることが好ましい。なお、焼鈍時間とは、（焼鈍温度－４０℃）以上焼鈍温度以下の温度域での保持時間である。すなわち、焼鈍時間には、焼鈍温度での保持時間に加え、焼鈍温度に到達する前後の加熱および冷却における（焼鈍温度－４０℃）以上焼鈍温度以下の温度域での滞留時間も含まれる。
露点：－３０℃超
　また、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の製造方法では、焼鈍工程における焼鈍雰囲気の露点を－３０℃超とすることが好ましい。露点を－３０℃超とすることにより、脱炭反応が促進され、冷延鋼板（下地鋼板）の表層のＣ濃度を低減して、脱炭層を形成することが可能となる。露点は、好ましくは－２０℃以上、より好ましくは－５℃以上である。露点を－５℃以上とすることにより、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を一層高めることが可能となる。露点の上限は特に限定されないが、冷延鋼板または金属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観点から、露点は３０℃以下とすることが好ましい。
［第一冷却工程］
　ついで、上記のようにして焼鈍を施した冷延鋼板を、３００℃以上５５０℃以下の第一冷却停止温度まで冷却する。
第一冷却停止温度Ｔ０：３００℃以上５５０℃以下
　第一冷却停止温度が３００℃未満になると、焼戻しマルテンサイトの面積率が過度に増加し、適正量のベイニティックフェライトおよび残留オーステナイトの面積率が得られなくなる。また、後工程である亜鉛めっき処理において、未変態オーステナイトがパーライトや炭化物に分解する場合がある。そのため、残留オーステナイトの面積率およびＩＤＲ［％Ｃγ］が低下し、延性および加工硬化能が低下する。一方、第一冷却停止温度が５５０℃を超えると、ベイニティックフェライトの面積率が減少する。そのため、残留オーステナイトの面積率およびＩＤＲ［％Ｃγ］が低下し、やはり延性、局部延性および加工硬化能が低下する。また、ＳＭＡ１／ＳＭＡが増加するおそれがある。そのため、穴広げ性や局部延性が低下するおそれがある。したがって、第一冷却停止温度は３００℃以上５５０℃以下とする。第一冷却停止温度は、好ましくは３５０℃以上である。また、第一冷却停止温度は、好ましくは５１０℃以下である。
［保持工程］
　ついで、冷延鋼板を３００℃以上５５０℃以下の温度域（以下、保持温度域ともいう）で３秒以上６００秒以下保持する。
保持温度域での保持時間：３秒以上６００秒
　保持工程では、ベイニティックフェライトが生成するとともに、生成したベイニティックフェライトから該ベイニティックフェライトに隣接する未変態のオーステナイトへのＣの拡散が生じる。その結果、所定量の残留オーステナイトの面積率が確保され、ＩＤＲ［％Ｃγ］が増加する。
　ここで、保持温度域での保持時間が３秒未満になると、ベイニティックフェライトの面積率およびＩＤＲ［％Ｃγ］が低下するおそれがある。これにより、延性、局部延性および加工硬化能が低下するおそれがある。一方、保持温度域での保持時間が６００秒を超えると、ベイニティックフェライトの面積率が過度に増加し、却って延性および穴広げ性が低下する。また、ベイニティックフェライトから未変態オーステナイトへのＣの拡散が過度に生じ、ＳＭＡ１／ＳＭＡが増加し、穴広げ性および局部延性が低下するおそれがある。さらに、未変態オーステナイト内部でのＣの拡散が過度に生じ、後工程である亜鉛めっき処理において、未変態オーステナイトがパーライトや炭化物に分解する場合がある。そのため、残留オーステナイトの面積率およびＩＤＲ［％Ｃγ］が低下し、延性および局部延性が低下する。したがって、保持温度域での保持時間は、３秒以上６００秒以下とする。保持温度域での保持時間は、好ましくは５秒以上、より好ましくは１０秒以上である。また、保持温度域での保持時間は、好ましくは２００秒未満、より好ましくは８０秒未満である。なお、保持温度域での保持時間には、第一冷却工程において第一冷却停止温度に到達するまでの冷延鋼板の当該温度域での滞留時間、および、後述するめっき工程における亜鉛めっき処理開始時点までの冷延鋼板の当該温度域での滞留時間（例えば、冷延鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬させるまでの当該温度域での滞留時間）が含まれる。ただし、保持温度域での保持時間には、当該めっき工程において亜鉛めっき処理を施した後の亜鉛めっき鋼板の当該温度域での滞留時間は含まない。
［めっき工程］
　ついで、冷延鋼板に亜鉛めっき処理を施して亜鉛めっき鋼板とする。亜鉛めっき処理としては、例えば、溶融亜鉛めっき処理や合金化亜鉛めっき処理が挙げられる。そして、このめっき工程では、上述した第一冷却工程における第一冷却停止温度と、亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度（以下、めっき浴温ともいう）とについて、次式（１）の関係を満足させることが必要である。
　　－８０℃≦Ｔ０－Ｔ１≦５０℃　・・・（１）
　ここで、Ｔ０は第一冷却停止温度（℃）、Ｔ１は亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度（℃）である。
　すなわち、優れた加工硬化能を確保する観点から、第一冷却停止温度とめっき浴温の差を適正に制御する、具体的には、上掲式（１）の関係を満足させる必要がある。一方、Ｔ０－Ｔ１が５０℃超、または、－８０℃未満になると、ＩＤＲ［％Ｃγ］が低下し、加工硬化能が低下する。Ｔ０－Ｔ１は、好ましくは－７５℃以上、より好ましくは－７０℃以上である。また、Ｔ０－Ｔ１は、好ましくは４５℃以下、より好ましくは４０℃以下である。
　上記以外の条件については、特に限定されず、常法に従えばよい。
　例えば、溶融亜鉛めっき処理の場合、冷延鋼板を、亜鉛めっき浴中に浸漬させた後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整することが好ましい。めっき浴温としては、４４０℃以上５００℃以下である。また、亜鉛めっき浴としては、上記した亜鉛めっき層の組成となれば特に限定されるものではないが、例えば、Ａｌ含有量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下であり、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる組成のめっき浴を用いることが好ましい。
　また、合金化亜鉛めっき処理の場合、上記の要領で溶融亜鉛めっき処理を施した後、亜鉛めっき鋼板を４５０℃以上６００℃以下の合金化温度に加熱して合金化処理を施すことが好ましい。合金化温度が４５０℃未満では、Ｚｎ－Ｆｅ合金化速度が遅くなり、合金化が困難となる場合がある。一方、合金化温度が６００℃を超えると、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、ＴＳおよび延性が低下する場合がある。なお、合金化温度は、より好ましくは４７０℃以上である。また、合金化温度は、より好ましくは５７０℃以下である。
　また、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）のめっき付着量はいずれも、片面あたり２０～８０ｇ／ｍ２とすることが好ましい。なお、めっき付着量は、ガスワイピング等により調節することが可能である。
　また、後述する第二冷却工程の前で、かつ、めっき工程の後または途中で、亜鉛めっき鋼板を３００℃以上５５０℃以下の温度域（以下、追加保持温度域ともいう）で３秒以上６００秒以下保持する追加保持工程を行ってもよい。追加保持工程は、前述した保持工程と同様の効果を得る工程である。なお、めっき処理として合金化亜鉛めっき処理を行う場合には、めっき工程の途中に追加保持工程を行う、すなわち、めっき工程が追加保持工程を兼ねていてもよい。また、追加保持工程を行う場合、保持温度域での保持時間と追加保持温度域での保持時間は合計で３秒以上６００秒以下であることが好ましい。保持温度域での保持時間と追加保持温度域での保持時間は、より好ましくは合計で２００秒未満である。
［第二冷却工程］
　ついで、亜鉛めっき鋼板を、－２０℃以上３００℃未満の第二冷却停止温度まで冷却する。
第二冷却停止温度：－２０℃以上３００℃未満
　第二冷却工程は、後工程である再加熱工程で生成する焼戻しマルテンサイトの面積率および残留オーステナイトの面積率、ならびに、ＩＤＲ［％Ｃγ］を所定の範囲に制御とするために必要な工程である。第二冷却工程を行ったうえで、再加熱工程を行うことにより、再加熱工程で未変態オーステナイトへのＣの濃化が生じる。なお、最終的に焼戻しマルテンサイトを得る場合は、第二冷却工程でマルテンサイトを生成させることが好ましい。ここで、第二冷却停止温度が－２０℃未満では、当該第二冷却工程において鋼中に存在する未変態オーステナイトが、ほぼ全量マルテンサイトに変態する。これにより、残留オーステナイトの面積率が減少する。その結果、延性および加工硬化能が低下するおそれがある。一方、第二冷却停止温度が３００℃以上では、ＩＤＲ［％Ｃγ］が低下し、延性、局部延性および加工硬化能が低下する。また、焼戻しマルテンサイトの面積率が減少し、フレッシュマルテンサイトの面積率およびＳＢＦ＋ＳＴＭ＋２×ＳＭＡが増加する。そのため、ＴＳが増加し、延性、穴広げ性、局部延性、および加工硬化能が低下するおそれがある。さらに、このフレッシュマルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量が増加し、穴広げ性が低下する。また、ＳＭＡ１／ＳＭＡが増加することによっても、穴広げ性が低下する。したがって、第二冷却停止温度は－２０℃以上３００℃未満とする。第二冷却停止温度は、好ましくは０℃以上である。また、第二冷却停止温度は、好ましくは２８０℃以下である。
［再加熱工程］
　ついで、亜鉛めっき鋼板を、３００℃以上５００℃以下の再加熱温度に再加熱し、前記亜鉛めっき鋼板を、３００℃以上５００℃以下の温度域（以下、再加熱温度域ともいう）で１０秒以上２０００秒以下保持する。
　これにより、第二冷却工程終了時点で鋼中に存在するマルテンサイトを焼戻す。また、マルテンサイト中に過飽和に固溶したＣを未変態オーステナイトへと拡散させることにより、室温で安定なオーステナイト、すなわち、残留オーステナイトを生成させる。
再加熱温度：３００℃以上５００℃以下
　再加熱温度が３００℃未満になると、第二冷却工程終了時点で鋼中に存在するマルテンサイトから未変態オーステナイトへのＣの拡散が十分には進行せず、所定量の残留オーステナイトの面積率が得られない。これにより、延性が低下する。また、ＩＤＲ［％Ｃγ］が低下する。これにより、局部延性および加工硬化能が低下するおそれがある。一方、再加熱温度が５００℃を超えると、第二冷却工程終了時点で鋼中に存在する未変態オーステナイトが、炭化物（パーライト）として分解する。そのため、残留オーステナイトの面積率およびＩＤＲ［％Ｃγ］が低下し、延性、局部延性および加工硬化能が低下する。また、下地鋼板に含まれる水素の外部放出が不十分となり、下地鋼板の拡散性水素量が増加する。これにより、穴広げ性が低下する。したがって、再加熱温度は３００℃以上５００℃以下とする。再加熱温度は、好ましくは３２０℃以上である。また、再加熱温度は、好ましくは４５０℃以下である。なお、再加熱温度は、再加熱工程での最高到達温度である。
再加熱温度域での保持時間：１０秒以上２０００秒以下
　再加熱温度域での保持時間が１０秒未満になると、第二冷却工程終了時点で鋼中に存在するマルテンサイトから未変態オーステナイトへのＣの拡散が十分には進行せず、所定量の残留オーステナイトの面積率およびＩＤＲ［％Ｃγ］が得られない。これにより、延性および局部延性が低下する。また、フレッシュマルテンサイトが過度に増加する。加えて、下地鋼板に含まれる水素の外部放出が不十分となり、下地鋼板の拡散性水素量が増加する。これにより、穴広げ性が低下するおそれもある。一方、再加熱温度域での保持時間が２０００秒を超えると、第二冷却工程終了時点で鋼中に存在する未変態オーステナイトが、炭化物（パーライト）として分解してしまうため、残留オーステナイトの面積率およびＩＤＲ［％Ｃγ］が低下し、延性および加工硬化能が低下する。したがって、再加熱温度域での保持時間は１０秒以上２０００秒以下とする。再加熱温度域での保持時間は、好ましくは１５秒以上である。また、再加熱温度域での保持時間は、好ましくは１２００秒以下である。なお、再加熱温度域での保持時間には、再加熱温度での保持時間に加え、再加熱温度に到達する前後の加熱および冷却における当該温度域での滞留時間も含まれる。
　再加熱温度域での保持後の冷却条件は特定に限定されず、常法に従えばよい。冷却方法としては、例えば、ガスジェット冷却、ミスト冷却、ロール冷却、水冷および空冷などを適用することができる。また、表面の酸化防止の観点から、再加熱温度域での保持後、５０℃以下まで冷却することが好ましく、より好ましくは室温程度まで冷却する。再加熱温度域での保持後の冷却における平均冷却速度は、例えば、１℃／秒以上５０℃／秒以下が好適である。
　また、上記のようにして得た亜鉛めっき鋼板に、さらに、調質圧延を施してもよい。調質圧延の圧下率は２．００％を超えると、降伏応力が上昇し、亜鉛めっき鋼板を部材に成形する際の寸法精度が低下するおそれがある。そのため、調質圧延の圧下率は２．００％以下が好ましい。なお、調質圧延の圧下率の下限は特に限定されるものではないが、生産性の観点から０．０５％以上が好ましい。また、調質圧延は上述した各工程を行うための焼鈍装置と連続した装置上（オンライン）で行ってもよいし、各工程を行うための焼鈍装置とは不連続な装置上（オフライン）で行ってもよい。また、調質圧延の圧延回数は、１回でもよく、２回以上であってもよい。なお、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、レベラー等による圧延であっても構わない。
　上記以外の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
［４］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（例えば、上記の亜鉛めっき鋼板の製造方法により製造された亜鉛めっき鋼板）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、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。
・実施例１
　表１に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を有する鋼素材を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。得られた鋼スラブを１２５０℃に加熱し、加熱後、鋼スラブに粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、熱延鋼板とした。ついで、得られた熱延鋼板に、酸洗および冷間圧延（圧下率：５０％）を施し、表３に示す板厚の冷延鋼板とした。ついで、得られた冷延鋼板に、表２に示す条件で、焼鈍工程、第一冷却工程、保持工程、めっき工程、第二冷却工程および再加熱工程を行い、亜鉛めっき鋼板を得た。なお、焼鈍工程での露点は、－３５℃～－３０℃とした。
　ここで、めっき工程では、溶融亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＩともいう）または合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＡともいう）を得た。なお、表２では、めっき工程の種類についても、「ＧＩ」および「ＧＡ」と表示している。なお、合金化亜鉛めっき処理を行う場合には、Ｎｏ．１２を除き、保持温度域での保持時間と合金化処理における３００℃以上５５０℃以下の温度域での保持時間が合計で３秒以上６００秒以下となるようにした。
　また、亜鉛めっき浴としては、ＧＩを製造する場合は、Ａｌ：０．２０質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成のめっき浴を使用した。ＧＡを製造する場合は、Ａｌ：０．１４質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成のめっき浴を使用した。
　めっき浴温は、ＧＩおよびＧＡいずれを製造する場合も、４７０℃とした。
　めっき付着量は、ＧＩを製造する場合は、片面あたり４５～７２ｇ/ｍ２とし、ＧＡを製造する場合は、片面あたり４５ｇ/ｍ２とした。
　なお、最終的に得られた亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層の組成は、ＧＩでは、Ｆｅ：０．１～１．０質量％、Ａｌ：０．２～１．０質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であった。また、ＧＡでは、Ｆｅ：７～１５質量％、Ａｌ：０．１～１．０質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であった。
　また、亜鉛めっき層はいずれも、下地鋼板の両面に形成した。
　かくして得られた亜鉛めっき鋼板を用いて、上述した要領により、下地鋼板の鋼組織の同定および拡散性水素量の測定を行った。測定結果を表３に示す。表３中、Ｆはフェライト、ＢＦはベイニティックフェライト、ＴＭは焼戻しマルテンサイト、ＲＡは残留オーステナイト、ＦＭはフレッシュマルテンサイト、ＬＢは下部ベイナイト、Ｐはパーライト、θはセメンタイトである。
　また、以下の要領により、引張試験および穴広げ試験を行い、以下の基準により、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（Ｔ－Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、局部伸び（Ｌ－Ｅｌ）、加工硬化指数（ｎ値）および降伏応力（ＹＳ）を評価した。
・ＴＳ
　〇（合格）：５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａ
　×（不合格）：ＴＳ＜５９０ＭＰａ、または、９８０ＭＰａ≦ＴＳ
・Ｔ－Ｅｌ
　〇（合格）： 
　５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、３０．０％≦Ｔ－Ｅｌ
　７８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、１９．０％≦Ｔ－Ｅｌ
　×（不合格）：
　５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、３０．０％＞Ｔ－Ｅｌ
　７８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、１９．０％＞Ｔ－Ｅｌ
・λ
　〇（合格）：
　５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、４５％≦λ
　７８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、４０％≦λ
　×（不合格）： 
　５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、４５％＞λ
　７８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、４０％＞λ
・Ｌ－Ｅｌ
　〇（合格）： 
　５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、１０．０％≦Ｌ－Ｅｌ
　７８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、７．０％≦Ｌ－Ｅｌ
　×（不合格）：
　５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、１０．０％＞Ｌ－Ｅｌ
　７８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、７．０％＞Ｌ－Ｅｌ
・ｎ値
　〇（合格）：
　５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、０．２００≦ｎ値
　７８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、０．１００≦ｎ値
　×（不合格）： 
　５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、０．２００＞ｎ値
　７８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、０．１００＞ｎ値
・ＹＳ
　〇（合格）：
　５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、５００ＭＰａ≧ＹＳ
　７８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、７００ＭＰａ≧ＹＳ
　×（不合格）：
　５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、５００ＭＰａ＜ＹＳ
　７８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、７００ＭＰａ＜ＹＳ
（１）引張試験
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して行った。すなわち、得られた亜鉛めっき鋼板から、長手方向が下地鋼板の圧延方向に対して直角となるようにＪＩＳ５号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、クロスヘッド速度が１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行い、ＴＳ、Ｔ－Ｅｌ、Ｌ－Ｅｌ、ｎ値およびＹＳを測定した。ここで、ｎ値は、均一伸び（Ｕ－Ｅｌ）の０．４倍および０．８倍の時の伸びと強度から算出した。結果を表４に併記する。
（２）穴広げ試験
　穴広げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠して行った。すなわち、得られた亜鉛めっき鋼板から、１００ｍｍ×１００ｍｍの試験片を剪断加工により採取した。該試験片に、クリアランスを１２．５％として直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。ついで、内径：７５ｍｍのダイスを用いて穴の周囲にしわ押さえ力：９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）を加え、そのた状態で頂角：６０°の円錐ポンチを穴に押し込み、亀裂発生限界（亀裂発生時）における試験片の穴の直径を測定した。そして、次式により、限界穴広げ率：λ（％）を求めた。なお、λは、伸びフランジ性を評価する指標となるものである。結果を表４に併記する。
　λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
　ここで、
　Ｄｆ：亀裂発生時の試験片の穴の直径（ｍｍ）
　Ｄ０：初期の試験片の穴の直径（ｍｍ）
である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表４に示したように、本発明例ではいずれも、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（Ｔ－Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、局部伸び（Ｌ－Ｅｌ）、加工硬化指数（ｎ値）および降伏応力（ＹＳ）の全てが合格であった。
　一方、比較例では、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（Ｔ－Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、局部伸び（Ｌ－Ｅｌ）、加工硬化指数（ｎ値）および降伏応力（ＹＳ）の少なくとも１つが十分ではなかった。
　また、本発明例の鋼板を用いて、成形加工を施して得た部材または接合加工を施して得た部材は、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（Ｔ－Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、局部伸び（Ｌ－Ｅｌ）、加工硬化指数（ｎ値）および降伏応力（ＹＳ）ともに、本発明で特徴とする優れた特性を有することがわかった。
・実施例２
　表１に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を有する鋼素材を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。得られた鋼スラブを１２５０℃に加熱し、加熱後、鋼スラブに粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、熱延鋼板とした。ついで、得られた熱延鋼板に、酸洗および冷間圧延（圧下率：５０％）を施し、板厚１．６ｍｍの冷延鋼板とした。
　ついで、得られた冷延鋼板のうち、Ｎｏ．５～７について、金属めっき処理としてＦｅ系電気めっきを施し、冷延鋼板の表面に金属めっき層（Ｆｅ系めっき層）を形成した。具体的には、まず、冷延鋼板に対して、アルカリにて脱脂処理を施した。ついで以下に示す条件で、冷延鋼板を陰極として電解処理を行い、冷延鋼板の表面に金属めっき層を形成した。
［電解条件］
　浴温：５０℃
　ｐＨ：２．０
　電流密度：４５Ａ／ｄｍ２
　めっき浴：Ｆｅ２＋イオンを１．５ｍｏｌ／Ｌ含む硫酸浴
　陽極：酸化イリジウム電極
　なお、金属めっき層の付着量は通電時間によって制御した。
　ついで、得られた冷延鋼板（冷延鋼板の表面に金属めっき層を形成した金属めっき鋼板も含む）に、表５に示す条件で、焼鈍工程、第一冷却工程、保持工程、めっき工程、第二冷却工程および再加熱工程を行い、亜鉛めっき鋼板を得た。
　めっき工程では、合金化亜鉛めっき処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。表５の記載した以外の処理条件は、実施例１と同じである。また、亜鉛めっき層はいずれも、下地鋼板の両面に形成した。
　かくして得られた亜鉛めっき鋼板を用いて、上述した要領により、下地鋼板の鋼組織の同定、ならびに、脱炭層の厚さ、金属めっき層の付着量および拡散性水素量の測定を行った。結果を表６に示す。表６中、Ｆはフェライト、ＢＦはベイニティックフェライト、ＴＭは焼戻しマルテンサイト、ＲＡは残留オーステナイト、ＦＭはフレッシュマルテンサイト、ＬＢは下部ベイナイト、Ｐはパーライト、θはセメンタイトである。また、表６中、脱炭層の厚さおよび金属めっき層の付着量が「－」はそれぞれ、脱炭層および金属めっき層を有さないことを意味する。
　また、実施例１と同様の要領により、引張試験および穴広げ試験を行い、実施例１と同じ基準により、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（Ｔ－Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、局部伸び（Ｌ－Ｅｌ）、加工硬化指数（ｎ値）および降伏応力（ＹＳ）を評価した。結果を表７に併記する。
　さらに、以下の要領により、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性の評価を行った。
＜溶接部における耐抵抗溶接割れ特性の評価＞
　得られた亜鉛めっき鋼板から圧延直角方向（ＴＤ）を長手、圧延方向を短手として、長手方向１５０ｍｍ×短手方向５０ｍｍに切り出した試験片２を、試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板１（板厚：１．６ｍｍ、ＴＳ：９８０ＭＰａ級）と重ねて板組とした。なお、試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板１は、合金化溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ２であり、試験片２と同サイズに切り出したものである。板組は、試験片２の評価対象面（亜鉛めっき層および金属めっき層を一方の側のみに有する場合には、その側の亜鉛めっき層）と、試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板１の亜鉛めっき層とが向かい合うように組み立てた。当該板組を、厚さ２．０ｍｍのスペーサー３を介して、固定台４に固定した。スペーサー３は、長手方向５０ｍｍ×短手方向４５ｍｍ×厚さ２．０ｍｍの一対の鋼板であり、図２（Ａ）に示すように、一対の鋼板各々の長手方向端面が、板組短手方向両端面とそろうように配置した。よって、一対の鋼板間の距離は６０ｍｍとなる。固定台８は、中央部に穴が開いた一枚の板である。
　ついで、サーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて、板組を一対の電極５（先端径：６ｍｍ）で加圧しつつ板組をたわませた状態で、加圧力：３．５ｋＮ、ホールドタイム：０．１２秒、０．１８秒または０．２４秒、および、溶接時間：０．３６秒の条件下で、ナゲット径ｒが５．９ｍｍになる溶接電流にて抵抗スポット溶接を施して、溶接部付き板組とした。このとき、一対の電極５は、鉛直方向の上下から板組を加圧し、下側の電極は、固定台４の穴を介して、試験片２を加圧した。加圧に際しては、一対の電極５のうち下側の電極がスペーサー３と固定台４とが接する面を延長した平面に接するように、下側の電極と固定台４とを固定し、上側の電極を可動とした。また、上側の電極が試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板１の中央部に接するようにした。また、板組は、水平方向に対して板組の長手方向側に５°傾けた状態で、溶接を行った。なお、ホールドタイムとは、溶接電流を流し終わってから、電極を開放し始めるまでの時間を指す。ここで、図２（Ｂ）の下図を参照して、ナゲット径ｒとは、板組の長手方向における、ナゲット６の端部同士の距離を意味する。
　ついで、前記溶接部付き板組を、ナゲット６を含めた溶接部の中心を含むように、図２（Ｂ）の上図のＡ－Ａ線に沿って切断し、該溶接部の断面を光学顕微鏡（２００倍）で観察し、以下の基準で溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を評価した。なお、Ａ＋、ＡまたはＢであれば、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れると判断とする。Ｃであれば、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に劣ると判断とする。結果を表７に併記する。
　Ａ＋：ホールドタイム０．１２秒、０．１８秒および０．２４秒のいずれの場合にも、０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められなかった。
　Ａ：ホールドタイム０．１２秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められたが、ホールドタイム０．１８秒および０．２４秒では０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められなかった。
　Ｂ：ホールドタイム０．１２秒および０．１８秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められたが、ホールドタイム０．２４秒では０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められなかった。
　Ｃ：ホールドタイム０．１２秒、０．１８秒および０．２４秒のいずれの場合にも、０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められた。
　なお、図２（Ｂ）の下図には、試験片２に発生したき裂を模式的に符号７として示した。なお、相手側鋼板（試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板）に割れが発生した場合、評価対象鋼板（各発明例及び比較例の鋼板）への応力が分散し、適切な評価とならない。このため、相手側鋼板に割れが発生していないデータを実施例として採用した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表７に示したように、本発明例ではいずれも、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（Ｔ－Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、局部伸び（Ｌ－Ｅｌ）、加工硬化指数（ｎ値）および降伏応力（ＹＳ）の全てが合格であった。また、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性にも優れていた。
　加えて、Ｎｏ．３～７の発明例、なかでもＮｏ．５および６の発明例では、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が非常に優れていた。
　また、本発明例の鋼板を用いて、成形加工を施して得た部材または接合加工を施して得た部材は、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（Ｔ－Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、局部伸び（Ｌ－Ｅｌ）、加工硬化指数（ｎ値）および降伏応力（ＹＳ）、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性ともに、本発明で特徴とする優れた特性を有することがわかった。
　１　試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板
　２　試験片
　３　スペーサー
　４　固定台
　５　電極
　６　ナゲット
　７　き裂

Claims (14)

  1. 　下地鋼板と、該下地鋼板の表面に亜鉛めっき層と、を有する亜鉛めっき鋼板であって、
    　該下地鋼板は、
    　　質量％で、
    　　Ｃ：０．０４０％以上０．４００％以下、
    　　Ｓｉ：０．２０％以上３．００％以下、
    　　Ｍｎ：１．００％以上２．８０％未満、
    　　Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    　　Ｓ：０．０２００％以下、
    　　Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下および
    　　Ｎ：０．０１００％以下
    であり、炭素当量Ｃｅｑが０．５４０％未満であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、成分組成を有し、
    　また、該下地鋼板は、
    　　フェライトの面積率：３５．０％以上９５．０％以下、
    　　ベイニティックフェライトの面積率：１．０％以上４０．０％以下、
    　　焼戻しマルテンサイトの面積率：５０．０％以下（０％を含む）、
    　　残留オーステナイトの面積率：１．５％以上、
    　　フレッシュマルテンサイトの面積率：２０．０％以下（０％を含む）、
    　　ＳＢＦ＋ＳＴＭ＋２×ＳＭＡ：１０．０％以上６５．０％未満、
    　　ＳＢＦ＋ＳＴＭ：３．０％以上６０．０％以下、
    　　ＳＭＡ１／ＳＭＡ：０．４０以下、および
    　　ＩＤＲ［％Ｃγ］：０．１６％以上
    である、鋼組織を有し、
    　引張強さが５９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満である、亜鉛めっき鋼板。
    　ここで、
    　ＳＢＦ：前記ベイニティックフェライトの面積率
    　ＳＴＭ：前記焼戻しマルテンサイトの面積率
    　ＳＭＡ：前記残留オーステナイトおよび前記フレッシュマルテンサイトからなる硬質第二相の面積率
    　ＳＭＡ１：前記硬質第二相を構成する島状領域のうち、面積を最大フェレ径で除した値が１．０μｍ以上である島状領域の合計の面積率
    　ＩＤＲ［％Ｃγ］：前記残留オーステナイト中の固溶Ｃ濃度分布の９０パーセンタイル値と１０パーセンタイル値の差
    である。
  2. 　前記下地鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、
    　　Ｔｉ：０．２００％以下、
    　　Ｎｂ：０．２００％以下、
    　　Ｖ：０．１００％以下、
    　　Ｂ：０．０１００％以下、
    　　Ｃｕ：１．０００％以下、
    　　Ｃｒ：１．０００％以下、
    　　Ｎｉ：１．０００％以下、
    　　Ｍｏ：０．５００％以下、
    　　Ｓｂ：０．２００％以下、
    　　Ｓｎ：０．２００％以下、
    　　Ｔａ：０．１００％以下、
    　　Ｗ：０．５００％以下、
    　　Ｍｇ：０．０２００％以下、
    　　Ｚｎ：０．０２００％以下、
    　　Ｃｏ：０．０２００％以下、
    　　Ｚｒ：０．０２００％以下、
    　　Ｃａ：０．０２００％以下、
    　　Ｃｅ：０．０２００％以下、
    　　Ｓｅ：０．０２００％以下、
    　　Ｔｅ：０．０２００％以下、
    　　Ｇｅ：０．０２００％以下、
    　　Ａｓ：０．０２００％以下、
    　　Ｓｒ：０．０２００％以下、
    　　Ｃｓ：０．０２００％以下、
    　　Ｈｆ：０．０２００％以下、
    　　Ｐｂ：０．０２００％以下、
    　　Ｂｉ：０．０２００％以下および
    　　ＲＥＭ：０．０２００％以下
    のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記下地鋼板の拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である、請求項１または２に記載の亜鉛めっき鋼板。
  4. 　脱炭層を有する、請求項１～３のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板。
  5. 　前記下地鋼板と前記亜鉛めっき層の間の少なくとも一方において金属めっき層を有する、請求項１～４のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板。
  6. 　前記金属めっき層がＦｅ系めっき層である、請求項５に記載の亜鉛めっき鋼板。
  7. 　前記亜鉛めっき層が、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層である、請求項１～６のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板。
  8. 　請求項１～７のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
  9. 　請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする、熱延工程と、
    　前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷延工程と、
    　前記冷延鋼板を、焼鈍温度：７６０℃以上９００℃以下および焼鈍時間：２０秒以上で焼鈍する、焼鈍工程と、
    　前記冷延鋼板を３００℃以上５５０℃以下の第一冷却停止温度まで冷却する、第一冷却工程と、
    　前記冷延鋼板を３００℃以上５５０℃以下の温度域で３秒以上６００秒以下保持する、保持工程と、
    　前記冷延鋼板に亜鉛めっき処理を施して亜鉛めっき鋼板とする、めっき工程と、
    　前記亜鉛めっき鋼板を、－２０℃以上３００℃未満の第二冷却停止温度まで冷却する、第二冷却工程と、
    　前記亜鉛めっき鋼板を、３００℃以上５００℃以下の再加熱温度に再加熱し、前記亜鉛めっき鋼板を、３００℃以上５００℃以下の温度域で１０秒以上２０００秒以下保持する、再加熱工程と、
    を有し、
    　前記第一冷却停止温度と、前記亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度とが、次式（１）の関係を満足する、亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    　　－８０℃≦Ｔ０－Ｔ１≦５０℃　・・・（１）
    　ここで、Ｔ０は第一冷却停止温度（℃）、Ｔ１は亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度（℃）である。
  10. 　前記焼鈍工程の露点が－３０℃超である、請求項９に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  11. 　前記冷延工程後で、かつ、前記焼鈍工程の前に、前記冷延鋼板の少なくとも一方の表面に金属めっき層を形成する金属めっき処理を施す、金属めっき処理工程をさらに有する、請求項９または１０に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  12. 　前記金属めっき層がＦｅ系めっき層である、請求項１１に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  13. 　前記亜鉛めっき処理が、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理である、請求項９～１２のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  14. 　請求項１～７のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板に、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、工程を有する、部材の製造方法。
     
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