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WO2025263029A1 - 亜鉛めっき鋼板および亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

亜鉛めっき鋼板および亜鉛めっき鋼板の製造方法

Info

Publication number
WO2025263029A1
WO2025263029A1 PCT/JP2025/008757 JP2025008757W WO2025263029A1 WO 2025263029 A1 WO2025263029 A1 WO 2025263029A1 JP 2025008757 W JP2025008757 W JP 2025008757W WO 2025263029 A1 WO2025263029 A1 WO 2025263029A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
treatment
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.)
Pending
Application number
PCT/JP2025/008757
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
霊玲 楊
寛 長谷川
由康 川崎
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.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Priority to JP2025538676A priority Critical patent/JP7761183B1/ja
Publication of WO2025263029A1 publication Critical patent/WO2025263029A1/ja
Pending legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Definitions

  • the present invention relates to a galvanized steel sheet that has high strength, excellent bake hardenability, impact resistance, and excellent crack resistance, and a method for manufacturing the same.
  • Patent No. 6777274 Patent No. 7160199 Patent No. 7120461
  • Patent Documents 1 to 3 examine the crashworthiness of steel plates, they all examine the crashworthiness of steel plates that have not been bent or painted. These patent documents do not examine the crashworthiness of steel plates that have been bent or painted. In this regard, for example, in non-deformable parts such as pillars, if cracks occur in the bent portion, the crashworthiness of the entire part may be reduced. Therefore, when evaluating the crashworthiness of steel plates, it is considered insufficient to examine only steel plates that have not been bent or painted.
  • the present invention was developed in light of the above points, focusing on the bent portions of non-deformable parts that have been bent and painted and baked, and suppressing voids that are generated in these bent portions due to external forces during a collision. Therefore, the present invention aims to provide a galvanized steel sheet with improved crash resistance by improving the crack resistance and yield strength of the steel sheet, particularly a galvanized steel sheet with high strength and excellent bake hardenability, and a method for manufacturing the same.
  • the inventors have conducted extensive research to solve the above-mentioned technical problems of the prior art, and as a result have found that a zinc-plated steel sheet having the following configuration is effective and can achieve the above-mentioned object, leading to the development of the present invention.
  • the present invention provides a galvanized steel sheet having a galvanized layer on at least one surface of a steel sheet serving as a base material, the steel sheet having a component composition containing, by mass%, C: 0.150 to 0.450%, Si: 0.50 to 3.00%, Mn: 1.50 to 4.00%, P: 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.100% or less, O: 0.0100% or less, and N: 0.0100% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities, the amount of diffusible hydrogen in the steel being 0.60 ppm by mass or less, and the difference in yield strength before and after working and baking being 300 MPa or more, and the microstructure of the steel sheet in the range of 1 ⁇ 8 to 3 ⁇ 8 of the sheet thickness, centered at a position 1 ⁇ 4 of the sheet thickness from the surface, is, by area %, (i) Sum of tempered martensite and bainite: 55 to 90%; (ii) Fresh martensite having
  • the steel sheet contains, in mass%, B: 0.0100% or less, Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.200% or less, W: 0.100% or less, Mo: 1.000% or less, Cr: 1.000% or less Bottom, Sb: 0.200% or less, Sn: 0.200% or less, Zr: 0.1000% or less, Te: 0.100% or less, Cu: 1.000% or less, Ni: 1.000% or less, Ca: 0.0
  • a preferred solution is to contain at least one element selected from the group consisting of: Cr: 100% or less, Mg: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less, Co: 0.500% or less, Ta: 0.10% or less, Hf: 0.10% or less, Bi: 0.200% or less, As: 0.100% or less, Pb: 0.100% or less, and Zn: 0.100% or less.
  • the soft layer is an area of the steel sheet having a hardness of 90% or less of the hardness at a position 1/4 of the sheet thickness from the interface between the steel sheet and the zinc-plated layer on the steel sheet side
  • a preferred solution is for the soft layer to exist in a range of 10 ⁇ m or more and 150 ⁇ m or less on one side from the interface on the steel sheet side.
  • the present invention also provides a method for producing the above-mentioned galvanized steel sheet, comprising the steps of hot-rolling a slab of steel having the above-mentioned chemical composition to obtain a hot-rolled steel sheet, cold-rolling the hot-rolled steel sheet to obtain a cold-rolled steel sheet, then subjecting the cold-rolled steel sheet to a primary heating treatment, a primary cooling treatment, a secondary cooling treatment and a galvanizing treatment to obtain a galvanized steel sheet, and subjecting the galvanized steel sheet to a tertiary cooling treatment, a secondary heating treatment, a tertiary heating treatment and a quaternary cooling treatment to produce the galvanized steel sheet, (a) In the primary heat treatment, the cold-rolled steel sheet is heated at a heating temperature T1 of 800 to 950°C in an atmosphere having a dew point of -35°C or higher; (b) In the primary cooling treatment, the cold-rolled steel sheet is cooled from the heating temperature T1 to a temperature T2 of
  • the cold-rolled steel sheet is cooled in a temperature range T3 of not less than the Ms point and not more than (Ms point + 200) ° C.
  • the galvanized steel sheet is cooled to a cooling stop temperature T4 of 50 to 300°C, (e) In the secondary heat treatment, the galvanized steel sheet is held at a heating temperature T5 of 250 to 400°C for 1 to 150 seconds; (f) In the tertiary heating treatment, the galvanized steel sheet is reheated from the heating temperature T5 to a reheating temperature T6 in the range of T5 ⁇ T6 ⁇ T5+50°C at an average heating rate V3 of 0.2 to 10.0°C/sec, and such that a heat effect index E from the heating temperature T5 to the reheating temperature T6, expressed by the following formula (1), satisfies 4000 to 11000, (g) in the fourth cooling treatment, re-cooling is performed without holding at the reheating temperature T6;
  • the present invention which has the above-mentioned essential configuration, can provide a galvanized steel sheet that has high strength, excellent bake hardenability, and excellent impact resistance and crack resistance, as well as a method for manufacturing the same.
  • the basic base steel sheet is characterized by having the following chemical composition and microstructure.
  • the galvanized steel sheet according to the present invention has high strength and high bake hardenability, and is excellent in impact strength and crack resistance, providing sufficient strength against impact. Therefore, the galvanized steel sheet according to the present invention can be suitably used, for example, as parts for transportation vehicles such as automobiles.
  • the galvanized steel sheet is not particularly limited as long as it is a plated steel sheet having a plating layer containing zinc as a main component, and includes pure galvanized steel sheets in which no metal elements or the like are added to the galvanized layer, hot-dip galvanized steel sheets (GI) in which alloy components such as iron, nickel, magnesium, aluminum, etc. are added to zinc, alloyed hot-dip galvanized steel sheets (GA), as well as hot-dip zinc-aluminum alloy-plated steel sheets, hot-dip zinc-aluminum-silicon alloy-plated steel sheets, hot-dip zinc-aluminum-magnesium alloy-plated steel sheets, and the like.
  • GI hot-dip galvanized steel sheets
  • GA alloyed hot-dip galvanized steel sheets
  • hot-dip zinc-aluminum alloy-plated steel sheets hot-dip zinc-aluminum-silicon alloy-plated steel sheets
  • hot-dip zinc-aluminum-magnesium alloy-plated steel sheets and the like.
  • general processing methods such as press working can be used without any restrictions.
  • general welding methods such as spot welding and arc welding can be used to weld the galvanized steel sheet.
  • galvanized steel sheet may be simply referred to as “steel sheet.”
  • the thickness of the steel sheet is not particularly limited, but is, for example, between 0.5 mm and 3.0 mm.
  • C is a component that generates martensite and increases the strength of the steel sheet. If the C content is too low, the total area ratio of tempered martensite and bainite decreases, resulting in a decrease in collision resistance. Therefore, the C content is set to 0.150% or more, preferably 0.180% or more, and more preferably 0.200% or more. On the other hand, if the C content is too high, the amount of fresh martensite with an aspect ratio of 4 or more, which is the starting point for void generation, increases, thereby deteriorating the crack resistance. Therefore, the upper limit of the C content is set to 0.450% or less, preferably 0.430% or less, and more preferably 0.400% or less.
  • Si is an element that suppresses the formation of carbides during heat treatment and affects the stability of retained austenite.
  • the Si content is set to 0.50% or more, preferably 0.70% or more, and more preferably 0.80% or more.
  • the upper limit of the Si content is set to 3.00% or less, preferably 2.60% or less, and more preferably 2.40% or less.
  • Mn affects the area ratios of tempered martensite and bainite. From the viewpoint of obtaining good crash resistance, the Mn content is set to 1.50% or more, preferably 1.80% or more, and more preferably 2.00% or more. On the other hand, if the Mn content is too high, the amount of fresh martensite with an aspect ratio of 4 or more, which is the starting point for void generation, increases, thereby deteriorating the crack resistance. Therefore, the upper limit of the Mn content is set to 4.00% or less, preferably 3.80% or less, and more preferably 3.50% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, but is preferably 0.001%, more preferably 0.002%, and even more preferably 0.003%, due to constraints on production technology.
  • S combines with Mn to form coarse MnS, which act as the starting point for void generation and have an adverse effect on crack resistance. Therefore, the S content is set to 0.0200% or less, preferably 0.0100% or less, and more preferably 0.0020% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but is preferably 0.0001%, more preferably 0.0002%, and even more preferably 0.0003%, due to constraints on production technology.
  • Al increases the A3 transformation point, which increases the amount of ferrite and decreases the area ratio of tempered martensite and bainite. Therefore, the Al content is set to 0.100% or less, preferably 0.080% or less, and more preferably 0.060% or less.
  • the lower limit of the Al content is not particularly limited, but is, for example, 0.010%, and preferably 0.020%, because Al suppresses the formation of carbides during heat treatment and promotes the formation of retained austenite.
  • O forms oxides that become the starting points for voids and thus have a negative effect on crack resistance, so the O content is set to 0.0100% or less, preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0020% or less.
  • N combines with Ti to form TiN, which becomes the starting point for void generation and has an adverse effect on crack resistance. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less, preferably 0.0080% or less, and more preferably 0.0060% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but due to constraints on production technology, it is preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%, and even more preferably 0.0005%.
  • the chemical composition of the steel sheet according to the present invention may contain, in addition to the above basic components, at least one element selected from the group consisting of the elements listed below, in mass %.
  • B can improve the hardenability of the steel sheet by segregating at the austenite grain boundaries, and therefore B is preferably added because it increases the area ratio of tempered martensite and bainite.
  • the B content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less, even more preferably 0.0040% or less, and particularly preferably 0.0030% or less.
  • the lower limit of the B content is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding B, it is, for example, 0.0005%, and preferably 0.0010%.
  • Ti is preferably added because it forms fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling or heat treatment, thereby increasing the strength of the steel sheet.
  • the Ti content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.100% or less, and even more preferably 0.050% or less.
  • the lower limit of the Ti content is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding Ti, it is, for example, 0.005%, and preferably 0.010%.
  • V and W are preferably added because they form fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling or heat treatment, thereby increasing the strength of the steel sheet. However, if these elements are added in excessive amounts, they will not dissolve when the slab is heated and will remain as coarse carbides, which will act as starting points for voids and reduce crack resistance.
  • the Nb content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.100% or less, and even more preferably 0.050% or less.
  • the lower limit of the Nb content it is, for example, 0.005%, and preferably 0.010%.
  • the V content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.100% or less, and even more preferably 0.050% or less.
  • the lower limit of the V content it is, for example, 0.005%, and preferably 0.010%.
  • the W content is preferably 0.100% or less, more preferably 0.080% or less, and even more preferably 0.050% or less.
  • the lower limit of the W content it is, for example, 0.010%, and preferably 0.020%.
  • Mo and Cr are preferably added because they suppress decarburization of the surface of the steel sheet, thereby improving the hardenability and strength of the steel sheet.
  • the amounts of these elements are excessively large, the amount of fresh martensite with an aspect ratio of 4 or more, which serves as the starting point for void generation, increases, resulting in a decrease in crack resistance.
  • the Mo content is preferably 1.000% or less, more preferably 0.800% or less, and even more preferably 0.500% or less.
  • Mo content is, for example, 0.010%, and preferably 0.020%.
  • the Cr content is preferably 1.000% or less, more preferably 0.800% or less, and even more preferably 0.500% or less.
  • the lower limit of the Cr content it is, for example, 0.010%, and preferably 0.020%.
  • Sb and Sn are preferably added because they suppress decarburization of the surface layer region of the steel sheet caused by nitriding or oxidation of the surface of the steel sheet and suppress the formation of an excessive soft layer.
  • Sb and Sn are preferably added because they suppress decarburization of the surface layer region of the steel sheet caused by nitriding or oxidation of the surface of the steel sheet and suppress the formation of an excessive soft layer.
  • the amounts of these elements are excessively large, the thickness of the soft layer described below will be insufficient, resulting in a decrease in crack resistance.
  • the Sb content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.080% or less, and even more preferably 0.040% or less.
  • the lower limit of the Sb content it is, for example, 0.001%, and preferably 0.002%.
  • the Sn content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.080% or less, and even more preferably 0.040% or less.
  • the lower limit of the Sn content it is, for example, 0.001%, and preferably 0.002%.
  • ⁇ Zr: 0.1000% or less, Te: 0.100% or less> Zr and Te can spheroidize the shape of nitrides and sulfides, reduce the number of void initiation points, and improve crack resistance. However, if the amount of these elements is excessively large, coarse precipitates remain in an undissolved state in the slab during heating in hot rolling, which deteriorates the crack resistance.
  • the Zr content is preferably 0.1000% or less, more preferably 0.0800% or less, and even more preferably 0.0500% or less.
  • the lower limit of the Zr content it is, for example, 0.0050%, and preferably 0.0100%.
  • the amount of Te is preferably 0.100% or less, more preferably 0.080% or less, and even more preferably 0.050% or less.
  • the lower limit of the Te amount it is, for example, 0.005%, and preferably 0.010%.
  • Cu is preferably added because it can increase the hardenability of the steel sheet and thereby increase the strength of the steel sheet, but if the Cu content is excessively high, the number of Cu inclusions increases, which increases the number of void initiation points, thereby deteriorating the crack resistance. Therefore, the Cu content is preferably 1.000% or less, more preferably 0.800% or less, and further preferably 0.500% or less.
  • the lower limit of the Cu content is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding Cu, it is, for example, 0.010%, and preferably 0.020%.
  • Ni is preferably added because it can increase the strength of the steel sheet by improving the hardenability of the steel sheet, but if the Ni content is too high, the amount of fresh martensite with an aspect ratio of 4 or more, which is the starting point for void generation, increases, resulting in a deterioration in crack resistance. Therefore, the Ni content is preferably 1.000% or less, more preferably 0.800% or less, and further preferably 0.500% or less.
  • the lower limit of the Ni content is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding Ni, it is, for example, 0.010%, and preferably 0.020%.
  • the Ca content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less, and even more preferably 0.0040% or less.
  • the lower limit of the Ca content it is, for example, 0.0005%, and preferably 0.0010%.
  • the Mg content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less, and even more preferably 0.0040% or less. There are no particular lower limits on the Mg content, but from the perspective of obtaining the effect of adding Mg, it is, for example, 0.0005%, and preferably 0.0010%.
  • the REM content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0040% or less, and even more preferably 0.0030% or less.
  • the lower limit of the REM content is, for example, 0.0005%, and preferably 0.0010%.
  • Co 0.500% or less
  • Ta 0.10% or less
  • Hf 0.10% or less
  • Bi 0.200% or less>
  • Co, Ta, Hf, and Bi are preferably added because they make precipitates spherical, reducing the number of void initiation points and improving crack resistance. However, if the amount of these elements is excessively large, the coarse precipitates become void initiation points, deteriorating crack resistance.
  • the Co content is preferably 0.500% or less, more preferably 0.400% or less, and even more preferably 0.300% or less.
  • the Co content is, for example, 0.001%, and preferably 0.002%.
  • the Ta content is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less, and even more preferably 0.07% or less.
  • the lower limit of the Ta content it is, for example, 0.01%, and preferably 0.02%.
  • the amount of Hf is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less, and even more preferably 0.07% or less.
  • the lower limit of the Hf amount it is, for example, 0.01%, and preferably 0.02%.
  • the Bi content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.100% or less, and even more preferably 0.080% or less.
  • the lower limit of the Bi content is, for example, 0.001%, and preferably 0.005%.
  • Pb 0.100% or less
  • Zn 0.100% or less>
  • Pb, and Zn can make nitrides and sulfides spheroidal, reduce the number of void initiation sites, and improve crack resistance.
  • the amount of these elements is excessively large, coarse precipitates remain in an undissolved state in the slab during heating in hot rolling, which deteriorates crack resistance.
  • the As content is preferably 0.100% or less, more preferably 0.080% or less, and even more preferably 0.050% or less.
  • the lower limit of the As content it is, for example, 0.004%, and preferably 0.010%.
  • the Zn content is preferably 0.100% or less, more preferably 0.080% or less, and even more preferably 0.050% or less.
  • the lower limit of the Zn content it is, for example, 0.001%, and preferably 0.004%.
  • the balance in the composition of the present invention is composed of Fe and unavoidable impurities.
  • a steel sheet according to one embodiment of the present invention contains only the above basic components and the balance, with the balance being Fe and unavoidable impurities. Note that the total content of Ge, Sr, and Cs contained in the unavoidable impurities is 0.10% or less.
  • Total area ratio of tempered martensite and bainite 55 to 90%
  • the total area ratio of tempered martensite and bainite is 55% or more, preferably 58% or more, and more preferably 60% or more.
  • this total area ratio is set to 90% or less, preferably 88% or less, and more preferably 85% or less.
  • the area fraction of fresh martensite with an aspect ratio of 4 or more is an important constituent element of the present invention in order to improve crack resistance.
  • Fresh martensite with an aspect ratio of 4 or more is easily fractured by bending, and therefore voids are generated inside the fresh martensite and at the grain boundaries with the soft layer described below, resulting in a decrease in crack resistance. Therefore, the area fraction of fresh martensite with an aspect ratio of 4 or more is set to 30% or less, preferably 25% or less, and more preferably 20% or less.
  • the ratio of the area fraction of retained austenite after subzero treatment in which the steel is held in liquid nitrogen at -196°C for two hours to the area fraction of retained austenite before the subzero treatment is 0.95 or less.
  • Unstable retained austenite is an important constituent element of the present invention.
  • the unstable retained austenite is the retained austenite reduced by the subzero treatment in which the steel is held in liquid nitrogen at -196°C for two hours. This unstable retained austenite transforms to martensite when bending is performed, thereby exhibiting high work hardenability.
  • the ratio of the area fraction of retained austenite after sub-zero treatment, in which the steel is held in liquid nitrogen at -196°C for two hours, to the area fraction of retained austenite before sub-zero treatment should be 0.95 or less, preferably 0.93 or less, and more preferably 0.91 or less.
  • the lower limit of the area fraction ratio it is, for example, 0.40, and preferably 0.45.
  • Such a microstructure may contain, as a structure (remaining structure) other than tempered martensite, bainite, fresh martensite, and retained austenite, known structures such as pearlite, ferrite, iron-based carbonitrides, alloy carbonitrides, and inclusions such as MnS and Al 2 O 3.
  • the area ratio of the remaining structure is preferably 10% or less, more preferably 8% or less, and even more preferably 5% or less. As long as the area ratio of the remaining structure is within this range, the effects of the present invention are not impaired.
  • the zinc-plated steel sheet of the present invention can exhibit even more favorable effects by satisfying the following characteristics:
  • the crack resistance can be improved by providing a soft layer on the steel sheet side from the interface between the base steel sheet and the zinc-plated layer.
  • the soft layer is a region from the interface between the base steel sheet and the zinc-plated layer to the steel sheet side, which has a hardness of 90% or less of the hardness at the 1/4 position in the sheet thickness.
  • This soft layer preferably contains 5% or more ferrite.
  • the soft layer has a thickness of 10 to 150 ⁇ m on one side.
  • the soft layer thickness on one side refers to the thickness of the soft layer on either surface of the steel sheet, from the interface with the zinc-plated layer to the steel sheet side.
  • the soft layer thickness on one side is less than 10 ⁇ m, the crack resistance deteriorates. On the other hand, if the soft layer thickness on one side is more than 150 ⁇ m, the strength of the steel sheet decreases and the difference in yield strength before and after forming and baking decreases.
  • Amount of diffusible hydrogen in steel 0.60 mass ppm or less If the amount of diffusible hydrogen in steel is too high, delayed fracture occurs and the collision resistance decreases. Therefore, the amount of diffusible hydrogen in steel is 0.60 mass ppm or less, preferably 0.50 mass ppm or less, and more preferably 0.40 mass ppm or less. The amount of diffusible hydrogen in steel can be determined by the method described in the examples below.
  • processing and baking refers to applying a 2% pre-strain to a JIS No. 5 test piece and then heat treating it at 170°C for 20 minutes.
  • the yield strength after processing and baking is greater than the yield strength before processing and baking, and if the difference is less than 300 MPa, the impact resistance will decrease. Therefore, in the present invention, the difference in yield strength before and after processing and baking is set to 300 MPa or more.
  • the galvanized steel sheet according to the present invention preferably has a hot-dip galvanized layer on at least one surface of the steel sheet, from the viewpoint of improving corrosion resistance, etc.
  • the hot-dip galvanized layer is formed by a galvanizing process and may be a galvannealed hot-dip galvanized layer.
  • This manufacturing method is a method for manufacturing the above-described galvanized steel sheet. Note that, unless otherwise specified, the temperatures used when heating or cooling slabs, steel sheets, etc. below refer to the surface temperatures of the slabs, steel sheets, etc.
  • the method for producing molten steel to be used as slabs (steel material) is not particularly limited, and known methods using converters, electric furnaces, etc. can be used. It is preferable to obtain slabs from molten steel using a continuous casting method. Slabs may also be obtained using other methods, such as ingot casting and blooming, or thin slab continuous casting.
  • a slab having the above-mentioned chemical composition is first hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the slab may be reheated in a heating furnace before rolling. If the slab is maintained at a temperature above a predetermined temperature, it may be directly rolled without being heated.
  • the slab is subjected to rough rolling and finish rolling. It is preferable to heat the slab before rough rolling to dissolve the carbides in the slab.
  • the temperature at which carbides are dissolved or the slab is heated is preferably 1100°C or higher, more preferably 1150°C or higher, from the viewpoint of preventing an increase in rolling load.
  • the slab heating temperature is preferably 1300°C or lower, more preferably 1280°C or lower.
  • the slab before rough rolling is maintained at a temperature above a predetermined temperature and the carbides in the slab are melted, heating the slab before rough rolling can be omitted.
  • the finish rolling end temperature is preferably 700 to 1100°C, and more preferably 800 to 1000°C.
  • the rolling reduction ratio in cold rolling is preferably 30% or more, and more preferably 35% or more. There is no particular upper limit, but it is, for example, 70% or less, and preferably 65% or less.
  • the cold-rolled steel sheet is subjected to (1) a primary heating treatment, (2) a primary cooling treatment, (3) a secondary cooling treatment, and (4) a zinc plating treatment in this order to obtain a zinc-plated steel sheet.
  • the zinc-plated steel sheet is then subjected to (5) a tertiary cooling treatment, (6) a secondary heating treatment, (7) a tertiary heating treatment, and (8) a quaternary cooling treatment in this order.
  • the zinc-plated steel sheet that has undergone the quaternary cooling treatment corresponds to the zinc-plated steel sheet of the present invention described above.
  • the cold-rolled steel sheet is subjected to a primary heat treatment at a heating temperature T1. If the heating temperature T1 is too low, the heating will occur in the two-phase region of ferrite and austenite, and the final microstructure will contain ferrite, resulting in a decrease in the total area ratio of tempered martensite and bainite. Therefore, the heating temperature T1 is set to 800°C or higher, preferably 820°C or higher, and more preferably 850°C or higher.
  • the heating temperature T1 should be 950°C or less, preferably 930°C or less, and more preferably 900°C or less.
  • heating time t1 The time for which the cold-rolled steel sheet is held at the heating temperature T1 (heating time t1 ) is not particularly limited, but the lower limit is, for example, 10 seconds or more, preferably 50 seconds or more, and more preferably 80 seconds or more.
  • the upper limit of the heating time t1 is, for example, 500 seconds or less, preferably 300 seconds or less, and more preferably 200 seconds or less.
  • the dew point of the atmosphere is preferably ⁇ 35° C. or higher, more preferably ⁇ 20° C. or higher, and even more preferably ⁇ 10° C. or higher. If the dew point of the atmosphere is lower than ⁇ 35° C., it becomes difficult to form a soft layer of a desired thickness. Note that there is no particular upper limit to the dew point of the atmosphere, but in order to keep the steel sheet strength within a suitable range, the dew point of the atmosphere is preferably 25° C. or lower, more preferably 20° C. or lower.
  • the primary cooling treatment is carried out. Specifically, the cold-rolled steel sheet heated at the heating temperature T1 is cooled to a temperature T2 of (Ms point + 50)°C or higher and 650°C or lower.
  • the Ms point (unit: ° C.) is the temperature at which transformation from austenite to martensite begins, and can be calculated by the following formula (2).
  • [M] is the content (unit: mass %) of element M in the above-mentioned component composition (main component composition).
  • the average cooling rate V1 is set to 4°C/sec or more, preferably 5°C/sec or more, and more preferably 6°C/sec or more.
  • the upper limit of the average cooling rate V1 is not particularly limited, but is, for example, 30°C/sec, preferably 25°C/sec, and more preferably 20°C/sec.
  • Secondary Cooling Treatment is carried out. Specifically, the cold-rolled steel sheet cooled to the temperature T2 is cooled to at least the Ms point before carrying out the galvanizing treatment described later.
  • the secondary cooling treatment removes hydrogen introduced into the cold-rolled steel sheet by the above-mentioned primary heating treatment.
  • the cold-rolled steel sheet is slowly cooled to cause bainite transformation, thereby making it possible to control the total area ratio of tempered martensite and bainite. If the cooling rate is too slow, the total area ratio of tempered martensite and bainite becomes too high. Therefore, the average cooling rate V2 in the temperature region T3 is set to 0.2°C/sec or more, preferably 0.3°C/sec or more, and more preferably 0.4°C/sec or more.
  • the upper limit of the average cooling rate V2 is set to 5.0°C/sec or less, preferably 4.5°C/sec or less, and more preferably 4.0°C/sec or less.
  • the galvanizing treatment is preferably a hot-dip galvanizing treatment or a hot-dip galvannealing treatment.
  • hot-dip galvanizing When hot-dip galvanizing is performed, it is preferable to perform the hot-dip galvanizing process by immersing the steel sheet in a zinc bath at a bath temperature of 440 to 500°C, and then adjusting the coating weight of the plating layer by gas wiping or other methods. It is preferable to use a zinc bath with an Al content of 0.10 to 0.23 mass%, with the remainder consisting of Zn and unavoidable impurities.
  • the alloying temperature is preferably 450 to 600°C, more preferably 470 to 550°C, and even more preferably 470 to 530°C.
  • the coating weight of the hot-dip galvanized layer in the hot-dip galvanized steel sheet (GI) and the galvannealed steel sheet (GA) is preferably 20 to 80 g/m 2 per side (double-sided plating).
  • the galvanized steel sheet is subjected to a tertiary cooling treatment.
  • ⁇ Cooling stop temperature T4 50-300°C> If the cooling stop temperature T4 is too low, the total area ratio of tempered martensite and bainite increases, resulting in a deterioration in crack resistance. Therefore, the cooling stop temperature T4 is set to 50°C or higher, preferably 100°C or higher, and more preferably 120°C or higher.
  • the cooling stop temperature T4 should be 300°C or less, preferably 280°C or less, and more preferably 260°C or less.
  • the secondary heat treatment is carried out. Specifically, the galvanized steel sheet is heated to a heating temperature T5 and held at that temperature for 1 to 150 seconds.
  • Heating temperature T5 250-400°C
  • heating time 1-150 sec> If the heating temperature T5 is low and the heating time is short, the amount of fresh martensite with an aspect ratio of 4 or more increases. Therefore, the secondary heating temperature T5 is set to 250° C. or higher, preferably 280° C. or higher, and more preferably 300° C. or higher. In addition, from the viewpoint of reducing the amount of diffusible hydrogen in the steel, the heating time is set to 1 second or longer.
  • the heating temperature T5 should be set to 400°C or less, preferably 380°C or less, and more preferably 350°C or less. Furthermore, the heating time should be 150 seconds or less.
  • the tertiary heat treatment is carried out. Specifically, the galvanized steel sheet is reheated from the heating temperature T5 to a reheating temperature T6 in the range of T5 ⁇ T6 ⁇ T5+50 at an average heating rate V3 of 0.2 to 10.0°C/sec.
  • ⁇ Average heating rate V 3 0.2 to 10.0°C/sec> If the average heating rate V3 is too slow, the area ratio of tempered martensite and bainite increases excessively, resulting in a decrease in crack resistance. Therefore, the average heating rate V3 is set to 0.2°C/sec or more, preferably 0.5°C/sec or more, and more preferably 1.0°C/sec or more. On the other hand, if the average heating rate V3 is too fast, it becomes difficult to remove the amount of diffusible hydrogen in the steel. Therefore, the average heating rate V3 is set to 10.0°C/sec or less, preferably 9.0°C/sec or less, and more preferably 8.0°C/sec or less.
  • T5 ⁇ T6 ⁇ T5+50> When galvanized steel sheet is reheated to a temperature range of T5 ⁇ T6 ⁇ T5+50, the diffusion of carbon is promoted and the amount of retained austenite with a non-uniform carbon concentration increases. Therefore, it is possible to create retained austenite (unstable retained austenite) that is reduced by sub-zero treatment, which involves holding the steel sheet in liquid nitrogen at -196°C for two hours.
  • the thermal effect index E from heating temperature T5 to reheating temperature T6 can be expressed by the following formula (1).
  • E T6 ⁇ (6 ⁇ log((T6-T5)/V 3 )+15)...(1)
  • the heat effect index E is an extremely important constituent element of the present invention.
  • the area ratios of unstable retained austenite and fresh martensite with an aspect ratio of 4 or more can be controlled by the amount of heat (heat effect index E) introduced in the temperature range from the heating temperature T5 to the reheating temperature T6.
  • the heat effect index E is less than 4000, the solute carbon will not be sufficiently diffused into the untransformed austenite layer, and the amount of retained austenite reduced by sub-zero treatment, in which the material is held in liquid nitrogen at -196°C for two hours, will be insufficient. Furthermore, the martensite will not be sufficiently tempered, and the total area ratio of tempered martensite and bainite will be less than 55%. For this reason, the heat effect index E should be 4000 or higher, preferably 4500 or higher, and more preferably 5000 or higher.
  • the heat effect index E exceeds 11,000, the area ratio of fresh martensite with an aspect ratio of 4 or more will exceed 30%.
  • the upper limit of the heat effect index E is set to 11,000 or less, preferably 10,000 or less, and more preferably 9,500 or less.
  • a fourth cooling treatment is carried out in which the material is re-cooled without being held at the reheating temperature T6.
  • the holding temperatures such as the heating temperature and reheating temperature
  • the cooling rate may also change during cooling as long as it is within the above-mentioned rate range.
  • heat treatment may be carried out using any equipment.
  • the resulting slab was hot-rolled under the conditions shown in Tables 2-1 and 2-2 to obtain a hot-rolled steel sheet. Specifically, the slab was heated to 1250°C, finish hot-rolled at 890°C, and the resulting hot-rolled steel sheet was coiled at 500°C. The hot-rolled steel sheet was then pickled and cold-rolled at a rolling ratio of 50% to obtain a cold-rolled steel sheet (thickness: 1.4 mm).
  • the obtained cold-rolled steel sheet was subjected to a primary heating treatment, a primary cooling treatment, a secondary cooling treatment, and a hot-dip galvanizing treatment under the conditions shown in Tables 2-1 and 2-2 to obtain a hot-dip galvanized steel sheet.
  • the primary heating treatment the holding time at heating temperature T1 (heating time t1 ) was 120 seconds.
  • both sides of the cold-rolled steel sheet were subjected to hot-dip galvanizing or galvannealed hot-dip galvanizing to obtain hot-dip galvanized steel sheet (GI) or galvannealed hot-dip galvanized steel sheet (GA).
  • GI hot-dip galvanized steel sheet
  • GA galvannealed hot-dip galvanized steel sheet
  • GI a zinc bath containing 0.20 mass% Al, with the remainder consisting of Zn and unavoidable impurities was used as the hot-dip galvanizing bath.
  • GA zinc bath containing 0.14 mass% Al, with the remainder consisting of Zn and unavoidable impurities was used as the hot-dip galvanizing bath.
  • the bath temperature was 470°C in both the production of GI and GA.
  • the coating weight of the hot-dip galvanized layer was 45 to 72 g/ m2 per side when producing GI, and 45 g/ m2 per side when producing GA.
  • the alloying temperature when producing GA was 530°C.
  • the hot-dip galvanized layer of GI contained 0.1-1.0% Fe, 0.2-1.0% Al, with the remainder being Fe and unavoidable impurities.
  • the chemical composition of the hot-dip galvanized layer of GA contained 7-15% Fe, 0.1-1.0% Al, with the remainder being Fe and unavoidable impurities.
  • the resulting hot-dip galvanized steel sheet (GI or GA) was then subjected to a tertiary cooling treatment, a secondary heat treatment, and a tertiary heat treatment under the conditions shown in Tables 2-1 and 2-2.
  • the hot-dip galvanized steel sheet (GI or GA) that had undergone these heat treatments (specifically, had undergone a tertiary heat treatment) and then had undergone a fourth cooling treatment will hereinafter also be referred to simply as the "steel sheet.”
  • the microstructure of the obtained steel sheets was observed as follows. The observation results are shown in Tables 3-1 and 3-2.
  • the microstructure was measured in the range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness, centered at a position 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate.
  • ⁇ Total area ratio of tempered martensite and bainite> The obtained steel sheet was polished so that the cross section (L cross section) parallel to the rolling direction at a position corresponding to 1/4 of the sheet thickness was used as the observation surface.
  • the observation surface was corroded with 1 vol% nital and then observed at 3000x magnification using a scanning electron microscope (SEM). Ten fields of view were observed for the observation surface, and the obtained SEM images were analyzed to determine the total area ratio (unit: %) of tempered martensite and bainite.
  • EBSD electron backscatter diffraction
  • the longest particle length was taken as the major axis length a, and the particle length perpendicular to this, the longest across the particle, was taken as the minor axis length b, with a/b being the aspect ratio.
  • a/b the aspect ratio
  • the area of fresh martensite with an aspect ratio (a/b) of 4 or more was determined.
  • the average value of 10 fields of view was taken as the area ratio (unit: %) of fresh martensite with an aspect ratio of 4 or more in each steel plate.
  • ⁇ Area ratio of retained austenite> The observation surface of the obtained steel sheet (a cross section at 1/4 of the sheet thickness and parallel to the rolling direction) was examined using an X-ray diffraction (XRD) device with CoK ⁇ as an X-ray source to determine the diffraction intensities of the following crystal planes. Specifically, the ratios of the diffraction intensities of the (200), (220), and (311) planes of fcc iron (austenite) to the diffraction intensities of the (200), (211), and (220) planes of bcc iron were determined. The average value of the nine ratios determined was used as the volume fraction of retained austenite. The determined volume fraction was considered to be the area fraction (unit: %) of retained austenite.
  • the average value of the area fractions calculated for each of the 10 test pieces was used as the ratio of the area fraction of retained austenite after subzero treatment in which it was held in liquid nitrogen at -196°C for two hours to the area fraction of retained austenite in each steel plate before the subzero treatment.
  • ⁇ Measurement of soft layer> A sample was taken from the obtained steel sheet, with the thickness cross section parallel to the rolling direction as the observation surface. The observation surface was then corroded with 1 vol% nital, and an SEM image was taken from the steel sheet surface in the thickness direction at 3000x magnification using a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • the soft layer was defined as the region having 5% or more ferrite from the interface between the cold-rolled steel sheet and the hot-dip galvanized layer toward the cold-rolled steel sheet.
  • SEM image a structure that was black and had no corrosion marks or carbides observed within the grains was determined to be ferrite, and the ferrite fraction was determined using a cutting method in accordance with ASTM E112-10. From the ferrite fraction, the distance (depth) from the surface of the steel sheet to the deepest depth position having 5% or more ferrite was measured, and this measurement value was defined as the thickness of the soft layer.
  • the hot-dip galvanized layer was removed from the obtained steel sheet using a router (precision grinder), and test pieces 30 mm long and 5 mm wide were taken.
  • the amount of diffusible hydrogen in the steel was measured for the taken test pieces by thermal desorption analysis.
  • the heating rate was 200°C/hr.
  • the cumulative value of the amount of hydrogen detected in the temperature range from room temperature (25°C) to less than 210°C was taken as the amount of diffusible hydrogen in the steel (unit: ppm by mass).
  • V-bent test specimen was subjected to a heat treatment at 170°C for 20 minutes and then rotated horizontally by 90°.
  • a VDA bending test was performed on the test specimen using a bending tester at a stroke speed of 20 mm/min, bending in the C direction (L-axis bending) with the crest of the V-bend facing the punch, and the maximum load F was measured.
  • the maximum load point was read from the results of the VDA bending test, and the bending test was stopped when the maximum load point was reached.

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Abstract

高強度、高焼付硬化性、衝突耐力および耐割れ特性に優れる亜鉛めっき鋼板と、その製造方法を提供する。質量％でＣ：０．１５０～０．４５０％、Ｓｉ：０．５０～３．００％、Ｍｎ：１．５０～４．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下およびＮ：０．０１００％以下を含有する亜鉛めっき鋼板であって、鋼中拡散性水素量が０．６０質量ｐｐｍ以下で、加工及び焼付前後の降伏強さの差が３００ＭＰａ以上を示し、板厚１／８～板厚３／８の範囲におけるミクロ組織が、面積％で、（ｉ）焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計：５５～９０％（ｉｉ）アスペクト比４以上のフレッシュマルテンサイト：３０％以下（ｉｉｉ）残留オーステナイト：５～３０％（ｉｖ）サブゼロ処理後とサブゼロ処理前の残留オーステナイトの面積率の比が０．９５以下を示すものであること。

Description

亜鉛めっき鋼板および亜鉛めっき鋼板の製造方法
　本発明は、高強度、高焼付硬化性、衝突耐力および耐割れ特性に優れる亜鉛めっき鋼板と、その製造方法に関する。
　近年、地球環境保全の観点から、自動車の燃費を向上させて、該自動車から排出される炭酸ガス（ＣＯ２）量を削減することが望まれている。自動車の燃費向上には、車体の軽量化を図ることが非常に有効である。このため、従来より自動車部品を構成する鋼板を高強度化し、車体の構造を簡略化して部品点数を削減することで、車体の強度を維持しつつ車体の軽量化を図ることが検討されている（特許文献１～３参照）。
特許第６７７７２７４号公報 特許第７１６０１９９号公報 特許第７１２０４６１号公報
　特許文献１～３では鋼板の衝突特性について検討されているものの、いずれも曲げ加工および塗装焼付を施していない鋼板の衝突特性について検討したものである。これらの特許文献では、曲げ加工および塗装焼付を施した鋼板の衝突特性についてまでは検討がされていない。この点に関し、例えば、ピラー等の非変形部品では、曲げ加工を施した部分から割れが発生した場合、部品全体の耐衝突特性が低下してしまう可能性がある。したがって、鋼板の耐衝突特性を評価する際に、曲げ加工および塗装焼付を施していない鋼板のみを検討しただけでは不十分であると考えられる。
　本発明は、以上の点を鑑みて開発したものであり、曲げ加工および塗装焼付を施した非変形部品の曲げ部に注目し、該曲げ部の、衝突時の外力で発生したボイドを抑制することにした。したがって、本発明は、鋼板の耐割れ特性および耐力をそれぞれ向上させることで、耐衝突特性をさらに向上させた亜鉛めっき鋼板、とくに高強度で、高焼付硬化性にも優れる亜鉛めっき鋼板と、その製造方法を提供することを目的とする。
　発明者らは、従来技術が抱える上記技術的課題を解決するために鋭意検討した。その結果、下記のような構成を有する亜鉛めっき鋼板が有効であることを知見し、上記の目的を達成することができることを見出し、本発明を開発するに至った。
　すなわち、本発明は、母材となる鋼板の少なくとも一方の表面に亜鉛めっき層を有する亜鉛めっき鋼板であって、該鋼板は、質量％でＣ：０．１５０～０．４５０％、Ｓｉ：０．５０～３．００％、Ｍｎ：１．５０～４．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下およびＮ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼中拡散性水素量が０．６０質量ｐｐｍ以下であり、加工及び焼付前後の降伏強さの差が３００ＭＰａ以上を示すものであり、かつ、該鋼板は、その表面から板厚１／４位置を中心とした、板厚１／８～板厚３／８の範囲におけるミクロ組織が、面積％で、
（ｉ）焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計：５５～９０％、
（ｉｉ）アスペクト比４以上のフレッシュマルテンサイト：３０％以下、
（ｉｉｉ）残留オーステナイト：５～３０％、
（ｉｖ）－１９６℃の液体窒素中に２時間保持するサブゼロ処理後の、残留オーステナイトの面積率とサブゼロ処理前の残留オーステナイトの面積率との比が０．９５以下を示すものであること、を特徴とする亜鉛めっき鋼板である。
　また、本発明の亜鉛めっき鋼板においては、前記鋼板は、質量％で、
Ｂ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｗ：０．１００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｚｒ：０．１０００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｃｏ：０．５００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２００％以下、Ａｓ：０．１００％以下、Ｐｂ：０．１００％以下およびＺｎ：０．１００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種以上の元素を含有することが、好ましい解決手段となる。
　また、本発明の亜鉛めっき鋼板においては、前記鋼板は、この鋼板と前記亜鉛めっき層との界面から該鋼板側の板厚１／４位置における硬度に対して９０％以下の硬度を有する領域を軟質層とするとき、該軟質層が、前記界面から該鋼板側に片側厚さ１０μｍ以上、１５０μｍ以下の範囲で存在することが、好ましい解決手段となる。
　また、本発明は前記亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、前記成分組成を有する鋼のスラブを熱間圧延して得られた熱延鋼板を、冷間圧延して冷延鋼板とし、次いでその冷延鋼板に、１次加熱処理、１次冷却処理、２次冷却処理および亜鉛めっき処理を施して亜鉛めっき鋼板とし、その亜鉛めっき鋼板に対し、３次冷却処理、２次加熱処理、３次加熱処理および４次冷却処理を施して亜鉛めっき鋼板を製造する際、
（ａ）前記１次加熱処理では、露点が－３５℃以上の雰囲気下で、前記冷延鋼板を、８００～９５０℃の加熱温度Ｔ１で加熱し、
（ｂ）前記１次冷却処理では、前記冷延鋼板を、前記加熱温度Ｔ１から（Ｍｓ点＋５０）℃以上、６５０℃以下の温度Ｔ２まで４℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度V１で冷却し、
（ｃ）前記２次冷却処理では、前記冷延鋼板を、Ｍｓ点以上、（Ｍｓ点＋２００）℃以下の温度域Ｔ３で、平均冷却速度Ｖ２０．２～５．０℃／ｓｅｃで冷却し、
（ｄ）前記３次冷却処理では、前記亜鉛めっき鋼板を、５０～３００℃の冷却停止温度Ｔ４まで冷却し、
（ｅ）前記２次加熱処理では、前記亜鉛めっき鋼板を、２５０～４００℃の加熱温度Ｔ５で、１～１５０ｓｅｃ保持し、
（ｆ）前記３次加熱処理では、前記亜鉛めっき鋼板を、前記加熱温度Ｔ５から、Ｔ５＜Ｔ６＜Ｔ５＋５０℃の再加熱温度Ｔ６まで０．２～１０．０℃／ｓｅｃの平均加熱速度Ｖ３で、かつ下記式（１）で表される、前記加熱温度Ｔ５から前記再加熱温度Ｔ６までの熱影響指数Ｅが、４０００～１１０００を満たすように再加熱し、
（ｇ）前記４次冷却処理では、前記再加熱温度Ｔ６で保持することなく再冷却すること、
を特徴とする亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
　　Ｅ＝Ｔ６×（６×ｌｏｇ（（Ｔ６－Ｔ５）／Ｖ３）＋１５）・・・（１）
　上記要旨構成に係る本発明によれば、高強度で高焼付硬化性を有し、かつ衝突耐力および耐割れ特性にも優れる亜鉛めっき鋼板と、その製造方法を提供することができる。
　本発明に係る亜鉛めっき鋼板において、基本となる母材の鋼板は、下記のような成分組成およびミクロ組織を有することを特徴とする。なお、本発明に係る亜鉛めっき鋼板は、高強度で高焼付硬化性を有し、かつ、衝突耐力および耐割れ特性に優れ、衝突に対する強度が十分である。そのため、本発明に係る亜鉛めっき鋼板は、例えば、自動車などの輸送機用の部品として好適に用いることができる。
　ここで、本発明において、亜鉛めっき鋼板は、亜鉛を主成分とするめっき層を有するめっき鋼板であれば特に限定されず、亜鉛めっき層に金属元素等を付加しない純亜鉛めっき鋼板や、亜鉛に鉄やニッケル、マグネシウム、アルミニウム等の合金成分を添加した溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）の他、溶融亜鉛－アルミニウム合金めっき鋼板、溶融亜鉛－アルミニウム－シリコン合金めっき鋼板、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっき鋼板なども含まれる。
　また、本発明に係る亜鉛めっき鋼板を製造する方法においては、プレス加工等の一般的な加工方法を制限なく使用することができる。なお、前記亜鉛めっき鋼板を溶接する方法としては、スポット溶接やアーク溶接等の一般的な溶接方法を使用することができる。
　以下の説明では、「亜鉛めっき鋼板」を単に、「鋼板」と言うこともある。その鋼板の板厚は、特に限定されるものではないが、例えば、０．５ｍｍ以上３．０ｍｍ以下である。
（１）鋼板の成分組成について
　以下、本発明に係る亜鉛めっき鋼板の母材となる鋼板の成分組成について説明する。本発明に係る成分組成における「％」は、とくに説明がない限り「質量％」を意味する。
＜Ｃ：０．１５０～０．４５０％＞
　Ｃは、マルテンサイトを生成させて、鋼板の強度を上昇させる成分である。Ｃ量が少なすぎると、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が低下するため、衝突耐力が低下する。このため、Ｃ量は０．１５０％以上、好ましくは０．１８０％以上、より好ましくは０．２００％以上とする。
　一方、Ｃ量が多すぎると、ボイドの発生起点となるアスペクト比が４以上のフレッシュマルテンサイトが増えるため、耐割れ特性が低下する。このため、Ｃ量の上限は０．４５０％以下、好ましくは０．４３０％以下、より好ましくは０．４００％以下とする。
＜Ｓｉ：０．５０～３．００％＞
　Ｓｉは、熱処理中における炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの安定性に影響を与える元素である。サブゼロ処理を施した残留オーステナイトにおいて、適切な量の残留オーステナイトを確保する観点から、Ｓｉ量は、０．５０％以上、好ましくは０．７０％以上、より好ましくは０．８０％以上とする。
　一方、Ｓｉ量が多すぎると、残留オーステナイト中の固溶炭素濃度が過度に増加し、残留オーステナイトの面積率が高くなりすぎる。このため、Ｓｉ量の上限は、３．００％以下、好ましくは２．６０％以下、より好ましくは２．４０％以下とする。
＜Ｍｎ：１．５０～４．００％＞
　Ｍｎは、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの面積率に影響を与える。良好な衝突耐力を得る観点から、Ｍｎ量は１．５０％以上、好ましくは１．８０％以上、より好ましくは２．００％以上とする。
　一方、Ｍｎ量が多すぎると、ボイドの発生起点となるアスペクト比が４以上のフレッシュマルテンサイトが増えるため、耐割れ特性が低下する。そのため、Ｍｎ量の上限は、４．００％以下、好ましくは３．８０％以下、より好ましくは３．５０％以下とする。
＜Ｐ：０．１００％以下＞
　Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、衝突時の耐割れ特性に悪影響を及ぼす。このため、Ｐ量は０．１００％以下、好ましくは０．０３０％以下、より好ましくは０．０１０％以下とする。
　一方、Ｐ量の下限は、特に限定されないが、生産技術上の制約から好ましくは０．００１％、より好ましくは０．００２％、さらに好ましくは０．００３％である。
＜Ｓ：０．０２００％以下＞
　Ｓは、Ｍｎと結合して粗大なＭｎＳを形成し、これがボイドの発生起点となるため、耐割れ特性に対して悪影響を及ぼす。このため、Ｓ量は、０．０２００％以下、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００２０％以下とする。
　Ｓ量の下限は、特に限定されないが、生産技術上の制約から好ましくは０．０００１％、より好ましくは０．０００２％、さらに好ましくは０．０００３％である。
＜Ａｌ：０．１００％以下＞
　Ａｌは、Ａ３変態点を上昇させる。これにより、フェライトが増えて、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの面積率が低下する。このため、Ａｌ量は、０．１００％以下、好ましくは０．０８０％以下、より好ましくは０．０６０％以下とする。
　Ａｌ量の下限は、特に限定されないが、熱処理中における炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、例えば０．０１０％であり、好ましくは０．０２０％である。
＜Ｏ：０．０１００％以下＞
　Ｏは、酸化物を形成し、これがボイドの発生起点となるため、耐割れ特性に対して悪影響を及ぼす。このため、Ｏ量は、０．０１００％以下、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００２０％以下とする。
＜Ｎ：０．０１００％以下＞
　Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し、これがボイドの発生起点となるため、耐割れ特性に対して悪影響を及ぼす。このため、Ｎ量は、０．０１００％以下、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００６０％以下とする。
　Ｎ量の下限は、特に限定されないが、生産技術上の制約から、好ましくは０．０００１％、より好ましくは０．０００３％、さらに好ましくは０．０００５％である。
　本発明に係る鋼板の成分組成は、上記基本成分に加えて質量％でさらに、以下に記載する元素からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有してもよい。
＜Ｂ：０．０１００％以下＞
　Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで鋼板の焼入れ性を向上させることができる。このため、Ｂは、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの面積率を上昇させるので、添加することが好ましい。
　しかしながら、Ｂ量が多すぎるとＦｅ２３（ＣＢ）６を形成し、ボイドの発生起点となるため、耐割れ特性に対して悪影響を及ぼす。このため、Ｂ量は、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００４０％以下、とくに好ましくは０．００３０％以下とする。
　Ｂ量の下限は、特に限定されないが、Ｂの添加効果を得る観点からは、例えば０．０００５％であり、好ましくは０．００１０％である。
＜Ｔｉ：０．２００％以下＞
　Ｔｉは、熱間圧延または熱処理時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することにより、鋼板の強度を上昇させるので、添加することが好ましい。
　しかしながら、Ｔｉ量が多すぎるとＮと結合して粗大な窒化物を形成し、ボイドの発生起点となるため耐割れ特性に対して悪影響を及ぼす。このため、Ｔｉ量は、好ましくは０．２００％以下、より好ましくは０．１００％以下、さらに好ましくは０．０５０％以下とする。
　Ｔｉ量の下限は、特に限定されないが、Ｔｉの添加効果を得る観点からは、例えば０．００５％であり、好ましくは０．０１０％である。
＜Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｗ：０．１００％以下＞
　Ｎｂ、ＶおよびＷは、熱間圧延または熱処理時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することにより、鋼板の強度を上昇させるので、添加することが好ましい。
　しかしながら、これらの元素は、添加量が過度に多いと、スラブの加熱時に溶解しないで粗大な炭化物として残存する。このような粗大な炭化物は、ボイドの発生起点となるため耐割れ特性が低下する。
　したがって、Ｎｂ量は、好ましくは０．２００％以下、より好ましくは０．１００％以下、さらに好ましくは０．０５０％以下とする。Ｎｂ量の下限は、特に限定されないが、Ｎｂの添加効果を得る観点からは、例えば０．００５％であり、好ましくは０．０１０％である。
　また、Ｖ量は、好ましくは０．２００％以下、より好ましくは０．１００％以下、さらに好ましくは０．０５０％以下とする。Ｖ量の下限は、特に限定されないが、Ｖの添加効果を得る観点からは、例えば０．００５％であり、好ましくは０．０１０％である。
　また、Ｗ量は、好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０５０％以下とする。Ｗ量の下限は、特に限定されないが、Ｗの添加効果を得る観点からは、例えば０．０１０％であり、好ましくは０．０２０％である。
＜Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下＞
　ＭｏおよびＣｒは、鋼板の表面の脱炭を抑制することにより、鋼板の焼入れ性を高め、鋼板の強度を上昇させるので添加することが好ましい。しかしながら、これらの元素の量が過度に多いと、ボイドの発生起点となるアスペクト比が４以上のフレッシュマルテンサイトが増えるため、耐割れ特性が低下する。
　このため、Ｍｏ量は、好ましくは１．０００％以下、より好ましくは０．８００％以下、さらに好ましくは０．５００％以下とする。Ｍｏ量の下限は、特に限定されないが、Ｍｏの添加効果を得る観点からは、例えば０．０１０％であり、好ましくは０．０２０％である。
　同様に、Ｃｒ量は、好ましくは１．０００％以下、より好ましくは０．８００％以下、さらに好ましくは０．５００％以下とする。Ｃｒ量の下限は、特に限定されないが、Ｃｒの添加効果を得る観点からは、例えば０．０１０％であり、好ましくは０．０２０％である。
＜Ｓｂ：０．２００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下＞
　ＳｂおよびＳｎは、鋼板の表面の窒化または酸化によって生じる鋼板の表層領域の脱炭を抑制し、過剰な軟質層の生成を抑制できるので添加することが好ましい。しかしながら、これらの元素の量が過度に多いと、後述する軟質層の厚さが足りなくなるので耐割れ特性が低下する。
　このため、Ｓｂ量は、好ましくは０．２００％以下、より好ましくは０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０４０％以下とする。Ｓｂ量の下限は、特に限定されないが、Ｓｂの添加効果を得る観点からは、例えば０．００１％であり、好ましくは０．００２％である。
　また、Ｓｎ量は、好ましくは０．２００％以下、より好ましくは０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０４０％以下とする。Ｓｎ量の下限は、特に限定されないが、Ｓｎの添加効果を得る観点からは、例えば０．００１％であり、好ましくは０．００２％である。
＜Ｚｒ：０．１０００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下＞
　ＺｒおよびＴｅは、窒化物や硫化物の形状を球状化し、ボイドの発生起点を減らして耐割れ特性を向上させることができる。しかしながら、これらの元素の量が過度に多い場合、熱間圧延による加熱の際に、スラブに粗大な析出物が未固溶状態で残存し、これにより耐割れ特性が劣化する。
　このため、Ｚｒ量は、好ましくは０．１０００％以下、より好ましくは０．０８００％以下、さらに好ましくは０．０５００％以下とする。Ｚｒ量の下限は、特に限定されないが、Ｚｒの添加効果を得る観点からは、例えば０．００５０％であり、好ましくは０．０１００％である。
　また、Ｔｅ量は、好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０５０％以下とする。Ｔｅ量の下限は、特に限定されないが、Ｔｅの添加効果を得る観点からは、例えば０．００５％であり、好ましくは０．０１０％である。
＜Ｃｕ：１．０００％以下＞
　Ｃｕは、鋼板の焼入れ性を高めることによって、鋼板の強度を上昇させることができるので添加することが好ましい。しかしながら、Ｃｕ量が過度に多い場合には、Ｃｕの介在物の増加によりボイドの発生起点が増えるため耐割れ特性が劣化する。
　このため、Ｃｕ量は、好ましくは１．０００％以下、より好ましくは０．８００％以下、さらに好ましくは０．５００％以下とする。Ｃｕ量の下限は、特に限定されないが、Ｃｕの添加効果を得る観点からは、例えば０．０１０％であり、好ましくは０．０２０％である。
＜Ｎｉ：１．０００％以下＞
　Ｎｉは、鋼板の焼入れ性を高めることによって、鋼板の強度を上昇させることができるので添加することが好ましい。しかしながら、Ｎｉ量が過度に多いと、ボイドの発生起点となるアスペクト比が４以上のフレッシュマルテンサイトが増えるため、耐割れ特性が劣化する。
　このため、Ｎｉ量は、好ましくは１．０００％以下、より好ましくは０．８００％以下、さらに好ましくは０．５００％以下とする。Ｎｉ量の下限は、特に限定されないが、Ｎｉの添加効果を得る観点からは、例えば０．０１０％であり、好ましくは０．０２０％である。
＜Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下＞
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ）は、硫化物や酸化物などの析出物の形状を球状化してボイドの発生起点を減らし、耐割れ特性を上昇させることができるので添加することが好ましい。しかしながら、これらの元素の量が過度に多い場合には、硫化物が粗大化し、ボイドの発生起点となり、耐割れ特性が劣化する。
　このため、Ｃａ量は、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００４０％以下とする。Ｃａ量の下限は、特に限定されないが、Ｃａの添加効果を得る観点からは、例えば０．０００５％であり、好ましくは０．００１０％である。
　また、Ｍｇ量は、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００４０％以下とする。Ｍｇ量の下限は、特に限定されないが、Ｍｇの添加効果を得る観点からは、例えば０．０００５％であり、好ましくは０．００１０％である。
　同様に、ＲＥＭ量は、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００４０％以下、さらに好ましくは０．００３０％以下とする。ＲＥＭ量の下限は、特に限定されないが、ＲＥＭの添加効果を得る観点からは、例えば０．０００５％であり、好ましくは０．００１０％である。
＜Ｃｏ：０．５００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２００％以下＞
　Ｃｏ、Ｔａ、ＨｆおよびＢｉは、析出物の形状を球状化してボイドの発生起点を減らし、耐割れ特性を上昇させるので、添加することが好ましい。しかしながら、これらの元素の量が過度に多い場合、粗大化した析出物がボイドの発生起点となり、耐割れ特性が劣化する。
　このため、Ｃｏ量は、好ましくは０．５００％以下、より好ましくは０．４００％以下、さらに好ましくは０．３００％以下とする。Ｃｏ量の下限は、特に限定されないが、Ｃｏの添加効果を得る観点からは、例えば０．００１％であり、好ましくは０．００２％である。
　また、Ｔａ量は、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０７％以下とする。Ｔａ量の下限は、特に限定されないが、Ｔａの添加効果を得る観点からは、例えば０．０１％であり、好ましくは０．０２％である。
　また、Ｈｆ量は、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０７％以下とする。Ｈｆ量の下限は、特に限定されないが、Ｈｆの添加効果を得る観点からは、例えば０．０１％であり、好ましくは０．０２％である。
　また、Ｂｉ量は、好ましくは０．２００％以下、より好ましくは０．１００％以下、さらに好ましくは０．０８０％以下とする。Ｂｉ量の下限は、特に限定されないが、ＲＥＭの添加効果を得る観点からは、例えば０．００１％であり、好ましくは０．００５％である。
＜Ａｓ：０．１００％以下、Ｐｂ：０．１００％以下、Ｚｎ：０．１００％以下＞
　Ａｓ、ＰｂおよびＺｎは、窒化物や硫化物の形状を球状化し、ボイドの発生起点を減らして耐割れ特性を向上させることができる。しかしながら、これらの元素の量が過度に多い場合、熱間圧延による加熱の際に、スラブに粗大な析出物が未固溶状態で残存し、これにより耐割れ特性が劣化する。
　このため、Ａｓ量は、好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０５０％以下とする。Ａｓ量の下限は、特に限定されないが、Ａｓの添加効果を得る観点からは、例えば０．００４％であり、好ましくは０．０１０％である。
　また、Ｐｂ量は、好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０５０％以下とする。Ｐｂ量の下限は、特に限定されないが、Ｐｂの添加効果を得る観点からは、例えば０．００１％であり、好ましくは０．００４％である。
　また、Ｚｎ量は、好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０５０％以下とする。Ｚｎ量の下限は、特に限定されないが、Ｚｎの添加効果を得る観点からは、例えば０．００１％であり、好ましくは０．００４％である。
＜残部：Ｆｅおよび不可避的不純物＞
　本発明の成分組成における残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。ここで、本発明の一実施形態に係る鋼板は、上記基本成分および残部のみを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であることが好ましい。なお、不可避不純物に含まれるＧｅ、ＳｒおよびＣｓは合計で０．１０％以下とする。
（２）ミクロ組織について
　次に、本発明に係る亜鉛めっき鋼板が備えるべきミクロ組織（以下、便宜的に「本ミクロ組織」ともいう）について説明する。本発明に係る亜鉛めっき鋼板を得るためには、上記（１）の成分組成を満足するだけでは不十分である。母材の鋼板の表面から板厚１／４位置を中心とした、板厚１／８～板厚３／８の範囲における本ミクロ組織は、以下に説明する（ｉ）～（ｉｖ）の構成を満足する必要がある。
　以下、面積率は、ミクロ組織全体に対する面積率である。各組織の面積率は、後述する実施例に記載する方法により求める。
（ｉ）焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率：５５～９０％
　良好な衝突耐力および鋼板強度を安定して確保する観点から、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率は５５％以上、好ましくは５８％以上、より好ましくは６０％以上である。一方、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が高すぎると、耐割れ特性が低下する。このため、この合計面積率は９０％以下、好ましくは８８％以下、より好ましくは８５％以下とする。
（ｉｉ）アスペクト比が４以上のフレッシュマルテンサイトの面積率：３０％以下
　本発明の亜鉛めっき鋼板において、耐割れ特性を向上させるために、アスペクト比が４以上のフレッシュマルテンサイトの面積率は重要な発明構成要件となる。アスペクト比が４以上のフレッシュマルテンサイトは、曲げ加工で破壊されやすいため、フレッシュマルテンサイトの内部、および後述する軟質層との粒界にボイドが発生することにより、耐割れ特性が低下する。そのため、アスペクト比が４以上のフレッシュマルテンサイトの面積率は３０％以下、好ましくは２５％以下、より好ましくは２０％以下とする。
（ｉｉｉ）残留オーステナイトの面積率：５～３０％
　残留オーステナイトは、衝突時のボイドの発生を遅延させ、耐割れ特性を向上させるのに有効である。そのため、残留オーステナイトの面積率は、５％以上、好ましくは６％以上、より好ましくは８％以上とする。一方、残留オーステナイトの面積率が高すぎると、曲げ加工を施した場合に、マルテンサイトに変態する残留オーステナイトが増加し、ボイドの発生起点が増加して耐割れ特性が劣化する。そのため、残留オーステナイトの面積率は３０％以下、好ましくは２５％以下、より好ましくは２０％以下とする。
（ｉｖ）－１９６℃の液体窒素中に２時間保持するサブゼロ処理を施した後の残留オーステナイトの面積率と、サブゼロ処理前の残留オーステナイトの面積率との比が０．９５以下
　不安定な残留オーステナイトは本発明の重要な発明構成要件となる。なお、不安定な残留オーステナイトとは、－１９６℃の液体窒素中に２時間保持するサブゼロ処理により、減少した残留オーステナイトである。該不安定な残留オーステナイトは、曲げ加工を施した際にマルテンサイトに変態するため、高い加工硬化能を示し、さらに、焼付を施すと、侵入型元素（ＣやＮ）が転位を固着することにより、焼付硬化性を向上させて加工および焼付前後の降伏強さの差を３００ＭＰａ以上とすることができる。
　したがって、－１９６℃の液体窒素中に２時間保持するサブゼロ処理後の、残留オーステナイトの面積率とサブゼロ処理前の残留オーステナイトの面積率の比は０．９５以下、好ましくは０．９３以下、より好ましくは０．９１以下とする。面積率の比の下限は、特に限定されないが、衝突時のボイドの発生を遅延させる観点からは例えば０．４０であり、好ましくは０．４５である。
　なお、こうしたミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織（残部組織）として、例えば、パーライト、フェライト、鉄系炭窒化物、合金炭窒化物、ＭｎＳ、Ａｌ２Ｏ３などの介在物等の公知の組織を含んでいてもよい。残部組織の面積率は、好ましくは１０％以下、より好ましくは８％以下、さらに好ましくは５％以下とし、残部組織の面積率がこの範囲であれば、本発明の効果が損なわれない。
　さらに、本発明の亜鉛めっき鋼板は、以下に示す構成を満足することによりさらに好ましい作用効果を発揮することができる。
（３）母材である前記鋼板と亜鉛めっき層との界面から該鋼板側に存在する軟質層の片側厚さ：１０～１５０μｍ
　母材の鋼板と亜鉛めっき層の界面から、該鋼板側に軟質層を有することで耐割れ特性を向上させることができる。なお、軟質層とは、母材の鋼板と亜鉛めっき層との界面から該鋼板側に板厚１／４位置における硬度に対して９０％以下の硬度を有する領域である。この軟質層は、好ましくは５％以上のフェライトを有する。また、軟質層の片側厚さは１０～１５０μｍとする。なお、軟質層の片側厚さとは、鋼板のいずれか一方の表面において、亜鉛めっき層との界面から該鋼板側に存在する軟質層の厚みである。軟質層の片側厚さが１０μｍを下回る場合、耐割れ特性が劣化し、一方、軟質層の片側厚さが１５０μｍを超えると、鋼板の強度が低下すると共に、加工及び焼付前後の降伏強さの差が低下する。
（４）鋼中拡散性水素量：０．６０質量ｐｐｍ以下
　鋼中拡散性水素量が高すぎると、遅れ破壊が発生し、衝突耐力が低下する。このため、鋼中拡散性水素量は、０．６０質量ｐｐｍ以下であり、好ましくは０．５０質量ｐｐｍ以下であり、より好ましくは０．４０質量ｐｐｍ以下である。なお、鋼中拡散性水素量は、後述する実施例に記載の方法により求めることができる。
（５）加工及び焼付前後の降伏強さの差：３００ＭＰａ以上
　本発明において、加工及び焼付とは、ＪＩＳ５号試験片に２％予歪を加えた上、１７０℃×２０分間の熱処理を施すことである。加工及び焼付後の降伏強さが加工及び焼付前の降伏強さより大きく、その差が３００ＭＰａを下回る場合、衝突耐力が低下する。そのため、本発明では加工及び焼付前後の降伏強さの差を３００ＭＰａ以上とする。
　本発明に係る亜鉛めっき鋼板は、耐食性などを向上させる観点から、鋼板の少なくとも一方の表面に、好ましくは溶融亜鉛めっき層を備える。その溶融亜鉛めっき層は、亜鉛めっき処理によって形成されるものであり、合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
　次に、本実施形態の亜鉛めっき鋼板の製造方法（以下「本製造方法」ともいう）について説明する。本製造方法は、上述した亜鉛めっき鋼板を製造する方法である。なお、以下に示すスラブ、鋼板などを加熱または冷却する際の温度は、とくに説明が無い限り、スラブ、鋼板などの表面温度を意味する。
　スラブ（鋼素材）となる溶鋼を製造する方法としては、特に限定されず、転炉、電気炉などを用いた公知の方法を採用できる。連続鋳造法により溶鋼からスラブを得ることが好ましい。また、造塊－分塊圧延法、薄スラブ連鋳法などの他の方法を用いてスラブを得てもよい。
　本発明の製造方法においては、まず、上述した成分組成を有するスラブを熱間圧延し、熱延鋼板を得る。熱間圧延するに際しては、加熱炉でスラブを再加熱した後に圧延してもよい。スラブが所定温度以上の温度に保持されている場合には、スラブを加熱することなく直送圧延してもよい。熱間圧延においては、スラブに、粗圧延および仕上げ圧延を施す。粗圧延前に、スラブを加熱して、該スラブ中の炭化物を溶解させることが好ましい。
　炭化物を溶解させたり、スラブを加熱する際の温度（スラブ加熱温度）は、圧延荷重の増大を防止する観点から１１００℃以上が好ましく、１１５０℃以上がより好ましい。一方、スケールロスの増大を防止する観点から、スラブ加熱温度は、１３００℃以下が好ましく、１２８０℃以下がより好ましい。
　上述したように、粗圧延前のスラブが所定温度以上の温度を保持し、該スラブ中の炭化物が溶解している場合には、粗圧延前のスラブの加熱を省略することができる。粗圧延および仕上げ圧延の条件については、特に限定されないが、例えば、仕上げ圧延終了温度は、７００～１１００℃が好ましく、８００～１０００℃がより好ましい。
　次に、熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板を得る。冷間圧延の圧延率は、３０％以上が好ましく、３５％以上がより好ましい。上限は、特に限定されず、例えば７０％以下であり、好ましくは６５％以下である。
　次に、鋼板の熱処理に当たっては、概略的には、冷延鋼板に、（１）１次加熱処理、（２）１次冷却処理、（３）２次冷却処理および（４）亜鉛めっき処理を、この順で施して亜鉛めっき鋼板を得る。次いで、該亜鉛めっき鋼板に、（５）３次冷却処理、（６）２次加熱処理、（７）３次加熱処理および（８）４次冷却処理を、この順で施す。４次冷却処理を経た亜鉛めっき鋼板が、上述した本発明の亜鉛めっき鋼板に相当する。
（１）１次加熱処理
　まず、冷延鋼板を、加熱温度Ｔ１で１次加熱処理する。
　加熱温度Ｔ１が低すぎる場合、フェライトおよびオーステナイトの２相域での加熱になるため、最終的なミクロ組織がフェライトを含有し、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が低下する。このため、加熱温度Ｔ１は、８００℃以上、好ましくは８２０℃以上、より好ましくは８５０℃以上とする。
　一方、加熱温度Ｔ１が高すぎると、水素分圧の増加により鋼中に侵入する水素量が増加するため、鋼中拡散性水素量が高くなると共に、マルテンサイトの面積率が高くなり、アスベスト比が４以上のフレッシュマルテンサイトが増える。このため、１次加熱温度Ｔ１は、９５０℃以下、好ましくは９３０℃以下、より好ましくは９００℃以下とする。
　なお、冷延鋼板を加熱温度Ｔ１で保持する時間（加熱時間ｔ１）については、特に限定されないが、下限は例えば１０ｓｅｃ以上、好ましくは５０ｓｅｃ以上、より好ましくは８０ｓｅｃ以上とする。一方、加熱時間ｔ１の上限は、例えば５００ｓｅｃ以下、好ましくは３００ｓｅｃ以下、より好ましくは２００ｓｅｃ以下とする。
＜雰囲気の露点：－３５℃以上＞
　１次加熱処理においては、鋼板表面から板厚方向に所望の厚さの軟質層を形成する。優れた耐割れ特性を得る観点から、雰囲気の露点は－３５℃以上とすることが好ましく、より好ましくは－２０℃以上、さらに好ましくは－１０℃以上とする。雰囲気の露点が－３５℃未満では、所望の厚さの軟質層を形成することが困難となる。なお、雰囲気の露点の上限は特に限定されるものではないが、鋼板強度を好適な範囲内とするためには、雰囲気の露点は、好ましくは２５℃以下、より好ましくは２０℃以下である。
（２）１次冷却処理
　次に、１次冷却処理を実施する。具体的には、加熱温度Ｔ１で加熱した冷延鋼板を、（Ｍｓ点＋５０）℃以上、６５０℃以下の温度Ｔ２まで冷却する。
　Ｍｓ点（単位：℃）は、オーステナイトからマルテンサイトへの変態が開始する温度であり、下記式（２）より求めることができる。
　Ｍｓ＝５５０－３５０×［Ｃ］－４０×［Ｍｎ］－３５×［Ｖ］－２０×［Ｃｒ］－１７×［Ｎｉ］－１０×［Ｃｕ］－１０×［Ｍｏ］－５×［Ｗ］＋１５×［Ｃｏ］＋３０×［Ａｌ］・・・（２）
　上記式（２）中、［Ｍ］は、上述した成分組成（本成分組成）における元素Ｍの含有量（単位：質量％）である。
＜平均冷却速度Ｖ１：４℃／ｓｅｃ以上＞
　１次冷却処理において、加熱温度Ｔ１から温度Ｔ２までの平均冷却速度Ｖ１が遅すぎると、冷却中にフェライト変態が起きて、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が低下する。このため、平均冷却速度Ｖ１は、４℃／ｓｅｃ以上、好ましくは５℃／ｓｅｃ以上、より好ましくは６℃／ｓｅｃ以上とする。平均冷却速度Ｖ１の上限は、特に限定されないが、例えば３０℃／ｓｅｃであり、好ましくは２５℃／ｓｅｃであり、より好ましくは２０℃／ｓｅｃである。
（３）２次冷却処理
　次に、２次冷却処理を実施する。具体的には、温度Ｔ２まで冷却した冷延鋼板を、後述する亜鉛めっき処理を実施する前に少なくともＭｓ点まで冷却する。
＜平均冷却速度Ｖ２：０．２～５．０℃／ｓｅｃ＞
　２次冷却処理により、上述した１次加熱処理によって冷延鋼板に導入された水素が抜ける。このとき、Ｍｓ点以上、（Ｍｓ点＋２００）℃以下の温度域Ｔ３において、冷延鋼板をゆっくりと冷却することでベイナイト変態が起こり、焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計面積率を制御することができる。冷却速度が遅すぎると、焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計面積率が高くなりすぎる。このため、温度域Ｔ３での平均冷却速度Ｖ２は、０．２℃／ｓｅｃ以上、好ましくは０．３℃／ｓｅｃ以上、より好ましくは０．４℃／ｓｅｃ以上とする。
　一方、温度域Ｔ３での平均冷却速度Ｖ２が速すぎると、１次加熱処理で入ってきた鋼中水素が抜けにくくなり、鋼中拡散性水素量が上昇する。このため、平均冷却速度Ｖ２の上限は、５．０℃／ｓｅｃ以下、好ましくは４．５℃／ｓｅｃ以下、より好ましくは４．０℃／ｓｅｃ以下とする。
（４）亜鉛めっき処理
　次に、少なくともＭｓ点まで冷却した冷延鋼板に対し、亜鉛めっき処理を施す。これにより、鋼板の少なくとも一方の表面に亜鉛めっき層が形成された亜鉛めっき鋼板が得られる。なお、亜鉛めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理が好ましい。
　溶融亜鉛めっき処理を施す場合には、例えば、鋼板を、浴温が４４０～５００℃である亜鉛浴中に浸漬させて溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき層の付着量を調整することが好ましい。亜鉛浴としては、Ａｌ含有量が０．１０～０．２３質量％であり、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するものを用いることが好ましい。
　また、合金化溶融亜鉛めっき処理を施すことにより、合金化溶融亜鉛めっき層が形成される。このとき、合金化温度が低すぎると、Ｚｎ－Ｆｅ合金化速度が過度に遅くなり、合金化が著しく困難になる場合がある。一方、合金化温度が高すぎると、未変態オーステナイトがパーライトに変態する場合がある。このため、合金化温度は、好ましくは４５０～６００℃とし、より好ましくは４７０～５５０℃、さらに好ましくは４７０～５３０℃とする。
　溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）における溶融亜鉛めっき層の付着量は、片面あたり２０～８０ｇ／ｍ２（両面めっき）が好ましい。
（５）３次冷却処理
　次に、亜鉛めっき鋼板に対して３次冷却処理を実施する。
＜冷却停止温度Ｔ４：５０～３００℃＞
　冷却停止温度Ｔ４が低すぎると、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が高くなり、耐割れ特性が低下する。このため、冷却停止温度Ｔ４は、５０℃以上とし、好ましくは１００℃以上、より好ましくは１２０℃以上とする。
　一方、冷却停止温度Ｔ４が高すぎると、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が低下し、アスペクト比が４以上のフレッシュマルテンサイトが増える。このため、冷却停止温度Ｔ４は、３００℃以下であり、２８０℃以下が好ましく、２６０℃以下がより好ましい。
（６）２次加熱処理
　次に、２次加熱処理を実施する。
　具体的には、亜鉛めっき鋼板を、加熱温度Ｔ５まで加熱し、１～１５０ｓｅｃ保持する。
＜加熱温度Ｔ５：２５０～４００℃、加熱時間：１～１５０ｓｅｃ＞
　加熱温度Ｔ５が低く、加熱時間が短いと、アスペクト比が４以上のフレッシュマルテンサイトが増える。このため、２次加熱温度Ｔ５は２５０℃以上とし、好ましくは２８０℃以上、より好ましくは３００℃以上とする。また、鋼中拡散性水素量を減らす観点から、加熱時間は１ｓｅｃ以上とする。
　一方、加熱温度Ｔ５が高く、加熱時間が長すぎると、焼戻しマルテンサイトとベイナイトの面積率が過剰に増え、耐割れ特性が低下する。このため、加熱温度Ｔ５は４００℃以下とし、好ましくは３８０℃以下、より好ましくは３５０℃以下とする。また、加熱時間は１５０ｓｅｃ以下とする。
（７）３次加熱処理
　次に、３次加熱処理を実施する。
　具体的には、亜鉛めっき鋼板を、前記加熱温度Ｔ５から０．２～１０．０℃／ｓｅｃの平均加熱速度Ｖ３で、Ｔ５＜Ｔ６＜Ｔ５＋５０の再加熱温度Ｔ６まで再加熱する。
＜平均加熱速度Ｖ３：０．２～１０．０℃／ｓｅｃ＞
　平均加熱速度Ｖ３が遅すぎると、焼戻しマルテンサイトとベイナイトの面積率が過剰に増え、耐割れ特性が低下する。このため、平均加熱速度Ｖ３は、０．２℃／ｓｅｃ以上、好ましくは０．５℃／ｓｅｃ以上、より好ましくは１．０℃／ｓｅｃ以上とする。一方、平均加熱速度Ｖ３が速すぎると、鋼中拡散性水素量が抜けにくくなる。このため、平均加熱速度Ｖ３は、１０．０℃／ｓｅｃ以下とし、好ましくは９．０℃／ｓｅｃ以下、より好ましくは８．０℃／ｓｅｃ以下とする。
＜加熱温度Ｔ６：Ｔ５＜Ｔ６＜Ｔ５＋５０＞
　亜鉛めっき鋼板を、Ｔ５＜Ｔ６＜Ｔ５＋５０の温度範囲まで再加熱すると、炭素の拡散が促進され、炭素濃度が不均一な残留オーステナイトが増加する。そのため、－１９６℃の液体窒素中に２時間保持するサブゼロ処理によって減少する残留オーステナイト（不安定な残留オーステナイト）を作ることができる。
＜加熱温度Ｔ５から再加熱温度Ｔ６までの熱影響指数Ｅ：４０００～１１０００＞
　加熱温度Ｔ５から再加熱温度Ｔ６までの熱影響指数Ｅは、下記式（１）によって表すことができる。
　Ｅ＝Ｔ６×（６×ｌｏｇ（（Ｔ６－Ｔ５）／Ｖ３）＋１５）・・・（１）
　上記式（１）で表される熱影響指数Ｅは、本発明において極めて重要な発明構成要件である。不安定な残留オーステナイト及びアスペクト比が４以上のフレッシュマルテンサイトの面積率は、加熱温度Ｔ５から再加熱温度Ｔ６までの温度域において導入された熱量（熱影響指数Ｅ）によって制御することができる。
　なお、熱影響指数Ｅが４０００未満では、固溶炭素が未変態オーステナイト層に十分拡散されず、－１９６℃の液体窒素中に２時間保持するサブゼロ処理によって減少する残留オーステナイトが足りなくなる。また、マルテンサイトは十分に焼き戻されず、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が５５％未満となる。このため、熱影響指数Ｅは４０００以上、好ましくは４５００以上、より好ましくは５０００以上とする。
　一方、熱影響指数Ｅが１１０００を超えると、アスペクト比が４以上のフレッシュマルテンサイトの面積率が３０％超えてしまう。このため、熱影響指数Ｅの上限は１１０００以下、好ましくは１００００以下、より好ましくは９５００以下とする。
（８）４次冷却処理
　次に、再加熱温度Ｔ６で保持することなく再冷却する、４次冷却処理を実施する。
　本製造方法において、例えば、加熱温度や再加熱温度などの保持温度は、上述した温度範囲内であれば一定でなくてもよい。冷却速度については、上述した速度範囲内であれば、冷却中に変化してもよい。上述した温度範囲などの条件を満たす限り、いかなる設備で熱処理が実施されてもよい。
　以下に、実施例を挙げて本発明を具体的に説明する。なお、本発明は、以下に説明する実施例に限定されない。
　表１－１および表１－２に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を転炉で製造し、連続鋳造法によってＮｏ．１～Ｎｏ．４９のスラブを得た。なお、表１－１～表１－２中の下線は、本発明の範囲外を意味する（後述する表２～表３においても同様）。
　得られたスラブを表２―１および表２－２に示す条件で熱間圧延して、熱延鋼板を得た。具体的には、スラブを１２５０℃に加熱し、８９０℃で仕上げ熱間圧延した熱延鋼板を５００℃で巻き取った。次いで、熱延鋼板を酸洗した後、５０％の圧延率で冷間圧延することにより、冷延鋼板（板厚：１．４ｍｍ）を得た。
　得られた冷延鋼板に対して、表２－１および表２－２に示す条件で、１次加熱処理、１次冷却処理、２次冷却処理および溶融亜鉛めっき処理を施して、溶融亜鉛めっき鋼板を得た。なお、１次加熱処理において、加熱温度Ｔ１での保持時間（加熱時間ｔ１）は、１２０ｓｅｃとした。
　溶融亜鉛めっき処理では、冷延鋼板の両面に対して、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施して、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）または合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。溶融亜鉛めっき浴として、ＧＩを製造する場合には、Ａｌ：０．２０質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる亜鉛浴を使用した。溶融亜鉛めっき浴として、ＧＡを製造する場合には、Ａｌ：０．１４質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる亜鉛浴を使用した。浴温は、ＧＩおよびＧＡのいずれを製造する場合においても４７０℃とした。
　溶融亜鉛めっき層の付着量は、ＧＩを製造する場合は、片面あたり４５～７２ｇ／ｍ２とし、ＧＡを製造する場合は、片面あたり４５ｇ／ｍ２とした。また、ＧＡを製造する場合の合金化温度は、５３０℃とした。
　ＧＩの溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅ：０．１～１．０％、Ａｌ：０．２～１．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であった。ＧＡの溶融亜鉛めっき層の成分組成は、Ｆｅ：７～１５％、Ａｌ：０．１～１．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であった。
　次いで、得られた溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩまたはＧＡ）に対し、表２－１および表２－２に示す条件で、３次冷却処理、２次加熱処理および３次加熱処理を施した。このような熱処理を経た（具体的には、３次加熱処理が施された）後、４次冷却処理した溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩまたはＧＡ）を、以下、単に「鋼板」ともいう。
　得られた鋼板について、以下のようにして、ミクロ組織を観察した。観察結果を表３－１および表３－２に示す。
　ミクロ組織は、鋼板の表面から板厚１／４厚の位置を中心とした、板厚１／８～板厚３／８の範囲における鋼組織とした。
＜焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率＞
　得られた鋼板を、板厚の１／４位置、かつ、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）が観察面となるように研磨した。その観察面を、１体積％ナイタールを用いて腐食させてから、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて３０００倍に拡大して観察した。該観察面は、１０視野分観察し、得られたＳＥＭ画像を解析して焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率（単位：％）を求めた。
　より詳細には、得られたＳＥＭ画像から結晶粒内の多数の炭化物及び腐食痕が認められる組織を、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトと判定し、その面積率（１０視野の平均面積率）を求めた。ＳＥＭ画像の解析には、解析ソフトとして、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いた。
＜アスペクト比が４以上のフレッシュマルテンサイトの面積率＞
　得られた鋼板を、板厚の１／４位置、かつ、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）が観察面となるように研磨した。該観察面を、１体積％ナイタールを用いて腐食させてから、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて３０００倍に拡大して観察した。ＳＥＭ画像から、粒内に炭化物が認められず、かつ白または明灰色の部分を、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトと判定し、そこから、面心立方構造（ｆｃｃ）を有する残留オーステナイトを除いた。具体的には、同じ視野のＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）のデータを取得し、このデータに基づいて面心立方構造（ｆｃｃ）を有する組織を除き、残りの組織を、フレッシュマルテンサイトと判定した。
　フレッシュマルテンサイトについて、最長の粒子長さを長軸長さａとし、これに垂直な方向で最も粒子を長く横切るときの粒子長さを短軸長さｂとし、ａ／ｂをアスペクト比とした。複数の粒子が互いに接している場合は、およそ均等に分割し、個々の粒子とみなした。アスペクト比（ａ／ｂ）が４以上であるフレッシュマルテンサイトの面積を求めた。１０視野の平均値を、各鋼板におけるアスペクト比が４以上のフレッシュマルテンサイトの面積率（単位：％）とした。
＜残留オーステナイトの面積率＞
　得られた鋼板の観察面（板厚の１／４位置、かつ、圧延方向に平行な断面）を、Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置を用いて、ＣｏＫαをＸ線源として以下に記載する結晶面の回折強度を求めた。具体的には、ｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）および（２２０）各面の回折強度に対する、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）、（２２０）および（３１１）各面の回折強度の比を求めた。求めた９つの比を平均化した値を、残留オーステナイトの体積率とした。なお、求めた体積率を、残留オーステナイトの面積率（単位：％）とみなした。
＜－１９６℃の液体窒素中に２時間保持するサブゼロ処理後の残留オーステナイトの面積率とサブゼロ処理前の残留オーステナイト面積率の比＞
　得られた鋼板の板厚１／４位置から板面に平行にＸ線回折用の試験片を１０枚採取し、各試験片に対して残留オーステナイトの面積率を測定した。各試験片に対し、－１９６℃の液体窒素中に２時間保持するサブゼロ処理を施し、該サブゼロ処理後の残留オーステナイトの面積率を求め、該面積率の、サブゼロ処理前の試験片の残留オーステナイトの面積率に対する割合を求めた。１０枚の試験片についてそれぞれ求めた面積率の割合の平均値を、各鋼板における－１９６℃の液体窒素中に２時間保持するサブゼロ処理後の残留オーステナイトの面積率とサブゼロ処理前の残留オーステナイトの面積率の比とした。
＜軟質層の測定＞
　得られた鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取した。該観察面を１体積％ナイタールを用いて腐食させてから、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて３０００倍に拡大して鋼板表面から板厚方向にＳＥＭ画像を撮影した。なお、本実施例では、軟質層を、冷延鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面から該冷延鋼板側に５％以上のフェライトを有する領域とした。ＳＥＭ画像から、黒色を呈して、粒内に腐食痕や炭化物が観察されない形態を有する組織をフェライトと判定し、ＡＳＴＭＥ１１２－１０に準拠した切断法によってフェライト分率を求めた。該フェライト分率から、鋼板の表面から５％以上のフェライトを有する最深部の深さ位置までの距離（深さ）を測定し、その測定値を軟質層の厚さとした。
　得られた鋼板は、以下の方法により評価した。その結果を表３－１および表３－２に示す。
＜加工及び焼付前後の降伏強さの評価試験（引張試験）＞
　得られた鋼板から、圧延方向と９０°の方向を長手方向（引張方向）とするＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を１０枚採取した。採取した５枚の試験片に対してＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験を実施して、５枚の０．２％耐力の平均値から降伏強さ（ＹＳ１）を求めた。
　また、残り５枚の試験片（ＪＩＳ５号試験片）に２％の予歪を加えた後、１７０℃×２０分間の熱処理を施し、再度、引張試験を実施した。上降伏点が現れた場合、上降伏点を降伏強さ（ＹＳ２）とした。上降伏点が現れない場合、０．２％耐力を降伏強さ（ＹＳ２）とした。その降伏強さの増加量ΔＹＳ（ＹＳ２－ＹＳ１）を加工及び焼付前後の降伏強さの差として評価した。
＜鋼中拡散性水素量の測定＞
　得られた鋼板からルータ（精密グラインダ）を使用して溶融亜鉛めっき層を除去し、長さ３０ｍｍ、幅５ｍｍの試験片を採取した。採取した試験片について、昇温脱離分析法により、鋼中拡散性水素量を測定した。昇温速度は、２００℃／ｈｒとした。室温（２５℃）から２１０℃未満の温度域で検出された水素量の累積値を、鋼中拡散性水素量（単位：質量ｐｐｍ）とした。
＜衝突耐力及び耐割れ特性評価試験（Ｖ曲げ－焼付処理（１７０℃×２０ｍｉｎ）－直交ＶＤＡ曲げ試験）＞
　得られた鋼板の端面に研削による加工を施し、板厚１．４ｍｍ×幅６０ｍｍ×長さ６０ｍｍサイズの試験片を採取した。まず、採取した試験片に、荷重が１０ｔｏｎ、ストローク速度が３０ｍｍ／ｍｉｎ、保持時間が５ｓｅｃの条件で、曲げ半径がＲ＝５ｍｍのＬ方向曲げ（Ｃ軸曲げ）によるＶ（９０°）曲げ加工を行った。
　次に、Ｖ曲げ加工した試験片に対して、１７０℃×２０分間の熱処理を施した後、水平方向に９０°回転させた。該試験片に対し、曲げ試験機を用いて、ストローク速度が２０ｍｍ／ｍｉｎの条件で、Ｖ曲げ加工の曲げ部山側が、ポンチ側になるようにＣ方向曲げ（Ｌ軸曲げ）によるＶＤＡ曲げ試験を行い、最高荷重Ｆを測定した。曲げ試験機は、ローラー間距離が２×板厚＋０．５ｍｍ、パンチ先端曲率半径がＲ＝０．４ｍｍのものを使用した。
　なお、Ｆ≧７０００Ｎの場合は「◎」、Ｆ≧５０００Ｎの場合は「○」、Ｆが５０００Ｎ未満の場合は「×」とした。「◎」または「○」であれば、衝突耐力に優れると評価した。
　また、耐割れ特性を評価するために、前記のＶＤＡ曲げ試験の結果から最大荷重点を読み取り、最大荷重点に到達した時点で曲げ試験を止めた。その後、最大荷重点で止めた試験片における曲げ頂点の稜線部を、デジタルマイクロスコープ（ＲＨ－２０００、ハイロックス社製）を用いて、２０倍の倍率で観察し、割れの長さを測定した。
　割れの最高長さの総和が６０００μｍ以下であった場合は「◎」、割れの最高長さの総和が６０００μｍ超、９０００μｍ未満であった場合は「○」、割れの最高長さの総和が９０００μｍ以上であった場合は「×」とした。「◎」または「○」であれば、耐割れ特性に優れると評価した。
　この結果から分かるように、本発明の前述した各条件を満たす鋼板についてはいずれも、５０００Ｎ以上の最高荷重Ｆを示すと共に、最大荷重点まで曲げた際の曲げ頂点における割れの最高長さの総和が９０００μｍ未満であり、優れた衝突耐力と、耐割れ特性とを兼ね備えていた。

Claims (5)

  1. 母材となる鋼板の少なくとも一方の表面に亜鉛めっき層を有する亜鉛めっき鋼板であって、
    該鋼板は、質量％で
    Ｃ：０．１５０～０．４５０％、
    Ｓｉ：０．５０～３．００％、
    Ｍｎ：１．５０～４．００％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．１００％以下、
    Ｏ：０．０１００％以下および
    Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    鋼中拡散性水素量が０．６０質量ｐｐｍ以下であり、加工及び焼付前後の降伏強さの差が３００ＭＰａ以上を示すものであり、
    かつ、該鋼板は、その表面から板厚１／４位置を中心とした、板厚１／８～板厚３／８の範囲におけるミクロ組織が、面積％で、
    （ｉ）焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計：５５～９０％、
    （ｉｉ）アスペクト比４以上のフレッシュマルテンサイト：３０％以下、
    （ｉｉｉ）残留オーステナイト：５～３０％、
    （ｉｖ）－１９６℃の液体窒素中に２時間保持するサブゼロ処理後の、残留オーステナイトの面積率とサブゼロ処理前の残留オーステナイトの面積率との比が０．９５以下を示すものであること、
    を特徴とする亜鉛めっき鋼板。
  2. 前記鋼板は、質量％で、
    Ｂ：０．０１００％以下、
    Ｔｉ：０．２００％以下、
    Ｎｂ：０．２００％以下、
    Ｖ：０．２００％以下、
    Ｗ：０．１００％以下、
    Ｍｏ：１．０００％以下、
    Ｃｒ：１．０００％以下、
    Ｓｂ：０．２００％以下、
    Ｓｎ：０．２００％以下、
    Ｚｒ：０．１０００％以下、
    Ｔｅ：０．１００％以下、
    Ｃｕ：１．０００％以下、
    Ｎｉ：１．０００％以下、
    Ｃａ：０．０１００％以下、
    Ｍｇ：０．０１００％以下、
    ＲＥＭ：０．０１００％以下、
    Ｃｏ：０．５００％以下、
    Ｔａ：０．１０％以下、
    Ｈｆ：０．１０％以下、
    Ｂｉ：０．２００％以下、
    Ａｓ：０．１００％以下、
    Ｐｂ：０．１００％以下および
    Ｚｎ：０．１００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板。
  3. 前記鋼板は、この鋼板と前記亜鉛めっき層との界面から該鋼板側の板厚１／４位置における硬度に対して９０％以下の硬度を有する領域を軟質層とするとき、該軟質層が、前記界面から該鋼板側に片側厚さ１０μｍ以上、１５０μｍ以下の範囲で存在することを特徴とする請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板。
  4. 前記鋼板は、この鋼板と前記亜鉛めっき層との界面から該鋼板側の板厚１／４位置における硬度に対して９０％以下の硬度を有する領域を軟質層とするとき、該軟質層が、前記界面から該鋼板側に片側厚さ１０μｍ以上、１５０μｍ以下の範囲で存在することを特徴とする請求項２に記載の亜鉛めっき鋼板。
  5. 請求項１～４のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、
    請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼のスラブを熱間圧延して得られた熱延鋼板を、冷間圧延して冷延鋼板とし、次いでその冷延鋼板に、１次加熱処理、１次冷却処理、２次冷却処理および亜鉛めっき処理を施して亜鉛めっき鋼板とし、その亜鉛めっき鋼板に対し、３次冷却処理、２次加熱処理、３次加熱処理および４次冷却処理を施して亜鉛めっき鋼板を製造する際、
    （ａ）前記１次加熱処理では、露点が－３５℃以上の雰囲気下で、前記冷延鋼板を、８００～９５０℃の加熱温度Ｔ１で加熱し、
    （ｂ）前記１次冷却処理では、前記冷延鋼板を、前記加熱温度Ｔ１から（Ｍｓ点＋５０）℃以上、６５０℃以下の温度Ｔ２まで４℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度Ｖ１で冷却し、
    （ｃ）前記２次冷却処理では、前記冷延鋼板を、Ｍｓ点以上、（Ｍｓ点＋２００）℃以下の温度域Ｔ３で、平均冷却速度Ｖ２０．２～５．０℃／ｓｅｃで冷却し、
    （ｄ）前記３次冷却処理では、前記亜鉛めっき鋼板を、５０～３００℃の冷却停止温度Ｔ４まで冷却し、
    （ｅ）前記２次加熱処理では、前記亜鉛めっき鋼板を、２５０～４００℃の加熱温度Ｔ５で、１～１５０ｓｅｃ保持し、
    （ｆ）前記３次加熱処理では、前記亜鉛めっき鋼板を、前記加熱温度Ｔ５から、Ｔ５＜Ｔ６＜Ｔ５＋５０℃の再加熱温度Ｔ６まで０．２～１０．０℃／ｓｅｃの平均加熱速度Ｖ３で、かつ下記式（１）で表される、前記加熱温度Ｔ５から前記再加熱温度Ｔ６までの熱影響指数Ｅが、４０００～１１０００を満たすように再加熱し、
    （ｇ）前記４次冷却処理では、前記再加熱温度Ｔ６で保持することなく再冷却すること、
    を特徴とする亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　　　Ｅ＝Ｔ６×（６×ｌｏｇ（（Ｔ６－Ｔ５）／Ｖ３）＋１５）・・・（１）

     
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