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WO2024224583A1 - 亜鉛めっき鋼板、部材及びそれらの製造方法 - Google Patents

亜鉛めっき鋼板、部材及びそれらの製造方法 Download PDF

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Publication number
WO2024224583A1
WO2024224583A1 PCT/JP2023/016786 JP2023016786W WO2024224583A1 WO 2024224583 A1 WO2024224583 A1 WO 2024224583A1 JP 2023016786 W JP2023016786 W JP 2023016786W WO 2024224583 A1 WO2024224583 A1 WO 2024224583A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
layer
galvanized
cooling
Prior art date
Application number
PCT/JP2023/016786
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
聖太郎 寺嶋
達也 中垣内
由康 川崎
大洋 浅川
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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スチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to PCT/JP2023/016786 priority Critical patent/WO2024224583A1/ja
Publication of WO2024224583A1 publication Critical patent/WO2024224583A1/ja

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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength galvanized steel sheet with excellent workability, a member made of the high-strength galvanized steel sheet, and a manufacturing method thereof.
  • the galvanized steel sheet of the present invention can be suitably used mainly as a steel sheet for automobiles.
  • Patent Document 1 discloses a high-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent bendability and a manufacturing method thereof.
  • Patent Document 2 discloses a high-strength steel sheet of TS900 MPa or more with excellent ductility and delayed fracture resistance, a manufacturing method for high-strength cold-rolled steel sheet, and a manufacturing method for high-strength galvanized steel sheet.
  • Patent Document 1 describes the improvement of bendability by refining martensite grains, it does not disclose a method for improving hydrogen embrittlement resistance.
  • Patent Document 2 describes the compatibility of ductility and hydrogen embrittlement resistance, but deals with hydrogen embrittlement resistance after processing, and does not describe the improvement of hydrogen embrittlement resistance caused by hydrogen that enters the steel during manufacturing. It is believed that the manufacturing methods disclosed in these patent documents result in a large amount of hydrogen remaining in the steel, which poses a risk of hydrogen embrittlement occurring during the processing, such as deterioration of bendability and stretch flangeability, and the occurrence of cracks in nuggets of spot welds.
  • the present invention has been made in consideration of the above circumstances, and provides a galvanized steel sheet, component, and method for manufacturing the same, which is suitable for automotive applications and has a high yield ratio (YR), excellent bendability and stretch flangeability, and excellent hydrogen embrittlement resistance, and a tensile strength (TS) of 780 MPa or more and less than 1180 MPa.
  • YiR high yield ratio
  • TS tensile strength
  • a high yield ratio means that a JIS No. 5 tensile test piece (JIS Z2201) is taken in a direction perpendicular to the rolling direction, and a tensile test is performed in accordance with the provisions of JIS Z2241 (2011) at a strain rate of 10 ⁇ 3 /s, and the YR is 0.60 or more.
  • the tensile strength (TS) refers to the tensile strength obtained by taking a JIS No. 5 tensile test piece (JIS Z2201) in a direction perpendicular to the rolling direction and conducting a tensile test in accordance with the provisions of JIS Z2241 (2011) at a strain rate of 10 -3 /s.
  • excellent bendability refers to a condition in which a rectangular test piece of 35 mm x 100 mm is taken from a galvanized steel sheet so that the direction parallel to the rolling direction becomes the bending test axis, and a 90 degree V-bend test is performed with various bending radii at a stroke speed of 50 mm/s, an indentation load of 10 ton, and a pressing hold time of 5 seconds.
  • R/t is calculated as the minimum bending radius R (mm) at which no cracks of 0.5 mm or more in length were observed, divided by the sheet thickness (mm), and either of the following (A) or (B) is satisfied: (A) TS: 780 MPa or more and less than 980 MPa, and R/t: 4.5 or less (B) TS: 980 MPa or more and less than 1180 MPa, and R/t: 5.0 or less
  • excellent stretch flangeability refers to a condition in which a test piece of 100 mm x 100 mm is taken from a galvanized steel sheet, a hole of 10 mm diameter is formed in the center of the test piece by punching with a clearance of 12.5%, and then a die with an inner diameter of 75 mm is used to apply a wrinkle holding force of 9 tons (88.26 kN) to the periphery of the hole, and a conical punch with an apex angle of 60° is pressed into the hole to expand it, the diameter of the hole when a crack occurs is measured, and the limiting hole expanding ratio ⁇ (%) calculated from the following formula (1) is 35% or more.
  • ⁇ (%) ⁇ (D f - D 0 )/D 0 ⁇ 100...Formula (1)
  • Df Hole diameter at crack initiation (mm)
  • D 0 Hole diameter before hole expansion (mm)
  • Excellent resistance to hydrogen embrittlement means that when spot welding is performed using the following method, the cracks in the resulting nugget are 100 ⁇ m or less.
  • a 30 mm x 100 mm test piece was taken from a galvanized steel sheet, and a spacer having a sheet thickness of 2 mm was placed on both ends of the test piece. The center between the spacers was spot welded to prepare a welded test piece.
  • An inverter DC resistance spot welding machine is used, and a dome-shaped electrode made of chromium copper with a tip diameter of 6 mm is used.
  • the pressure is 380 kgf
  • the current flow time is 16 cycles/50 Hz
  • the holding time is 5 cycles/50 Hz.
  • the welding current value is adjusted so as to form a nugget diameter according to the plate thickness.
  • the nugget diameter satisfies the following formula (2). 3.0 ⁇ t1 /2 ⁇ nugget diameter ⁇ 3.5 ⁇ t1 /2 ... formula (2)
  • t is the plate thickness (mm).
  • the inventors conducted extensive research to solve the above problems. As a result, they discovered that in addition to optimizing the steel sheet structure, it is possible to reduce diffusible hydrogen in the steel by appropriately controlling the precipitation form of carbides in the steel and utilizing them as hydrogen trapping sites, thereby making it possible to obtain a high-strength galvanized steel sheet that has a high yield ratio, excellent bendability, and a low risk of cracking in the nuggets of spot welds.
  • the base steel sheet is In terms of area ratio, Ferrite: less than 65%;
  • Retained austenite A steel structure having 3% to 10%.
  • 70% or more of all martensite in the steel structure in 1/8 to 3/8 of the sheet thickness of the base steel sheet is tempered martensite having carbides with an average grain size of 50 nm or more and 200 nm or less,
  • the tensile strength is 780 MPa or more and less than 1180 MPa,
  • the yield ratio is 0.60 or more,
  • the steel composition of the base steel sheet is, in mass%, C: 0.080% or more and 0.300% or less, Si: 0.20% or more and 2.00% or less, Mn: 1.00% or more and 4.00% or less, P: 0.10% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.003% or more and 0.100% or less, N: 0.0100% or less;
  • the steel composition further comprises, in mass%, B: 0.0100% or less, Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, Sb: 0.200% or less, Sn: 0.200% or less, V: 0.100% or less, Cu: 2.00% or less, Cr: 2.00% or less, Ni: 2.00% or less, Mo: 1.00% or less, Ta: 0.100% or less, W: 0.500% or less, Zr: 0.020% or less, Ca: 0.0200% or less, Mg: 0.0200% or less, Zn: 0.020% or less, Co: 0.020% 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, The galvanized steel sheet according to the above [2], containing
  • the ratio of the number of measurements in which the nano hardness of the sheet surface at a position of 1/4 of the sheet thickness direction depth of the soft surface layer from the surface of the base steel sheet is 7.0 GPa or more to the total number of measurements is 0.10 or less
  • the standard deviation ⁇ of the nano-hardness of the sheet surface at a position of 1 ⁇ 4 of the sheet thickness direction depth of the soft surface layer from the surface of the base steel sheet is 1.8 GPa or less
  • the galvanized steel sheet according to [4] further comprising a standard deviation ⁇ of nano-hardness of the sheet surface at a position half the depth in the sheet thickness direction of the soft surface layer from the surface of the base steel sheet being 2.2 GPa or less.
  • a hot rolling process in which a slab having the steel composition according to [2] or [3] is heated to a temperature range of 1100 to 1350 ° C., hot rolled at a finish rolling end temperature of 800 to 950 ° C., and coiled at a coiling temperature of 650 ° C. or less; A reduction process in which the steel sheet after the hot rolling process is held at 700° C.
  • a method for producing a galvanized steel sheet comprising: [11] The method for producing a galvanized steel sheet according to [10], wherein after the galvanizing step, the galvanized layer is formed on the surface of the steel sheet, and then an alloying treatment is further performed.
  • the galvanized steel sheet provided by the present invention has a tensile strength of 780 MPa or more and less than 1,180 MPa, a yield ratio of 0.60 or more, and is excellent in bendability, stretch flangeability, and hydrogen embrittlement resistance. Furthermore, the member provided by the present invention has a tensile strength of 780 MPa or more and less than 1,180 MPa, a yield ratio of 0.60 or more, and is excellent in bendability, stretch flangeability, and hydrogen embrittlement resistance.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining (a) a primary bending process and (b) a secondary bending process in a U-bending+contact bending test and a V-bending+orthogonal VDA bending test of the embodiment.
  • FIG. 2A is a front view and FIG. 2B is a perspective view of a test member in which a hat-shaped member and a steel plate are spot-welded, which was produced for the axial crush test of the embodiment, and
  • FIG. 2C is a schematic view for explaining the axial crush test.
  • the galvanized steel sheet of the present invention is a galvanized steel sheet having a base steel sheet and a galvanized layer formed on the base steel sheet, characterized in that the base steel sheet has a steel structure in which, in area ratio, ferrite is less than 65%, the total of martensite and bainite is 25% or more, and retained austenite is 3% to 10%; in area ratio, 70% or more of all martensite in the steel structure at 1/8 to 3/8 of the sheet thickness of the base steel sheet is tempered martensite having carbides having an average grain size of 50 nm to 200 nm; the tensile strength is 780 MPa or more and less than 1,180 MPa; the yield ratio is 0.60 or more; and the integrated value of the amount of hydrogen released when the base steel sheet from which the galvanized layer has been peeled off is heated from room temperature to 200° C. is 0.45 ppm by mass or less.
  • the area ratio of each structure in the base steel sheet of the present invention refers to the area ratio of each constituent phase to the total area observed.
  • the area ratio of each structure can be determined from image data obtained by polishing a steel sheet cross section parallel to the rolling direction, corroding it with a nital solution, and photographing it at a magnification of 1500 times with a SEM (scanning electron microscope).
  • the measurement areas are a region 1/8 of the sheet thickness from the surface and a region 1/8 to 3/8 of the sheet thickness.
  • ferrite in the image data, can be distinguished as black, bainite as black including island-shaped retained austenite or gray including oriented carbides, tempered martensite as light gray including fine randomly oriented carbides, and retained austenite as white.
  • as-quenched martensite and retained austenite are both white, so they may be difficult to distinguish from SEM images.
  • the area ratio of the retained austenite is determined individually by measuring the X-ray diffraction intensity, and the area ratio of the as-quenched martensite is determined by subtracting it from the area ratio of the white part described above.
  • the area ratio of the retained austenite is determined from the ratio of the X-ray diffraction integrated intensity of the (200), (220), and (311) planes of fcc iron to the X-ray diffraction integrated intensity of the (200), (211), and (220) planes of bcc iron in the 1/4 plate thickness plane.
  • the retained austenite is calculated as a volume fraction by the above measurement, but the retained austenite is considered to be three-dimensionally homogeneous, and the volume fraction of the retained austenite is taken as the area fraction of the retained austenite.
  • the martensite defined in the present invention includes both as-quenched martensite and tempered martensite, and may consist of as-quenched martensite and tempered martensite.
  • the ferrite area ratio is less than 65%, preferably less than 60%.
  • the lower limit is not particularly limited and may be 0%, but from the viewpoint of the balance between tensile strength and ductility, the ferrite area ratio is preferably 5% or more, more preferably 10% or more.
  • Martensite is a hard structure that is generated from austenite at a low temperature equal to or lower than the martensitic transformation start point (Ms point).
  • the martensite in the present invention includes not only as-quenched martensite (as-quenched martensite), but also tempered martensite obtained by tempering the generated martensite at a predetermined temperature.
  • Bainite is formed from austenite at a relatively low temperature equal to or higher than the Ms point, and is a hard structure in which fine carbides are dispersed in needle-like or plate-like ferrite.
  • Martensite and bainite are structures that are responsible for the strength of the steel plate of the present invention, and if the total area ratio is less than 25%, a TS of 780 MPa or more may not be obtained. Therefore, the total area ratio of martensite and bainite is 25% or more, preferably 30% or more. Note that only one of martensite and bainite may be in the above range. Although there is no particular upper limit, the total area ratio of martensite (including tempered martensite) and bainite is preferably 85% or less, more preferably 80% or less, from the viewpoint of more suitably controlling the balance between TS and ductility.
  • Area ratio of retained austenite 3% or more and 10% or less
  • the area ratio of retained austenite is preferably 9% or less, and more preferably 8% or less.
  • the retained austenite is 3% or more.
  • the area ratio of retained austenite is preferably 4% or more, and more preferably 5% or more.
  • the remaining structure may contain other structures at an area ratio of 5% or less.
  • examples of other structures include pearlite, etc.
  • Area ratio of 70% or more of all martensite in the steel structure at 1/8 to 3/8 of the plate thickness of the base steel plate Tempered martensite having carbides with an average grain size of 50 nm or more and 200 nm or less.
  • a high yield ratio can be obtained through precipitation strengthening.
  • by utilizing the fine carbides as hydrogen trapping sites in the steel and reducing diffusible hydrogen it is possible to achieve both excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • the area ratio of tempered martensite having carbides of a predetermined size in all martensite contained in the structure at 1/8 to 3/8 of the sheet thickness of the base steel sheet is 70% or more, preferably 80% or more, and may be 100%.
  • This effect can be obtained by setting the carbide size to a range of average grain size of 50 nm to 200 nm.
  • the volume fraction of precipitates is constant, the smaller the grain size of the precipitates, the more advantageous it is for precipitation strengthening.
  • the larger the surface area of the carbides the more advantageous it is, so that when the volume fraction is constant, the smaller the grain size of the carbides, the more preferable it is.
  • the average grain size of the carbides is 200 nm or less.
  • the average grain size of the carbides is less than 50 nm, the volume fraction of the carbides decreases, and the effects of precipitation strengthening and hydrogen trapping required for the present invention may not be sufficiently obtained.
  • tempered martensite having carbides with an average grain size of 50 nm to 200 nm inclusive is set to 70% or more of the total martensite in 1/8 to 3/8 of the sheet thickness of the base steel sheet.
  • the average particle size is the average value of the major axis length and the minor axis length when the particle is approximated as an ellipse.
  • the average particle size can be measured by the method shown in the Examples, for example.
  • the carbides in the martensite are controlled to be within the above-mentioned range, thereby effectively trapping hydrogen that has entered the steel during the manufacturing process, thereby reducing diffusible hydrogen and providing excellent bendability, stretch flangeability, and hydrogen embrittlement resistance.
  • the diffusible hydrogen amount in steel is defined as the cumulative amount of hydrogen released when a base steel sheet from which the plating layer (a zinc plating layer, and also including a metal plating layer if one described below is formed) has been peeled off is heated from room temperature (15 to 35°C) to 200°C at 200°C/h. If the diffusible hydrogen content exceeds 0.45 ppm by mass, excellent bendability, stretch flangeability, and hydrogen embrittlement resistance may not be obtained. Therefore, the diffusible hydrogen content is 0.45 ppm by mass or less, and preferably 0.40 ppm by mass or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but since the smaller the amount of diffusible hydrogen, the more preferable it is, the lower limit may be set to 0 ppm by mass.
  • the cumulative amount of hydrogen released in the temperature range of 350 to 600°C is 0.05 mass ppm or more (optimal conditions)
  • the carbides in the martensite are controlled to fall within the above-mentioned range, thereby effectively trapping hydrogen that has entered the steel during the manufacturing process, thereby reducing diffusible hydrogen. Hydrogen trapped in the carbides is less likely to be desorbed from the steel than diffusible hydrogen, and is not released by heating up to 200°C, but is released at 350°C or higher.
  • the integrated value of hydrogen released at 350 to 600°C is preferably 0.05 mass ppm or more. More preferably, it is 0.06 mass ppm or more, and even more preferably, it is 0.07 mass ppm or more. There is no particular upper limit, but the integrated value of the amount of hydrogen released at 350 to 600° C. may be 1.00 mass ppm or less.
  • the above-mentioned method for quantifying hydrogen in steel involves taking a test piece for hydrogen analysis measuring about 5 x 30 mm from a zinc-plated steel sheet, removing the zinc plating layer (including the metal plating layer if one is formed) from the surface using a precision grinder, quickly placing the piece in a quartz tube in which the atmosphere is replaced with Ar gas, heating the piece to 600°C at a heating rate of 200°C/h, and measuring the amount of hydrogen released during heating using a gas chromatograph.
  • the integrated value of the amount of hydrogen released in the temperature range from room temperature to 200°C is determined as the "amount of diffusible hydrogen," and the integrated value of the amount of hydrogen released in the temperature range of 350°C to 600°C is determined as the "amount of trapped hydrogen.”
  • the measurement of the amount of hydrogen is preferably performed after the manufacturing of the steel sheet is completed. That is, the measurement of the amount of diffusible hydrogen is preferably performed after the manufacturing of the steel sheet is completed. Also, the measurement of the amount of trapped hydrogen is preferably performed after the manufacturing of the steel sheet is completed. Furthermore, it is more preferable that the measurement of the amount of diffusible hydrogen and the amount of trapped hydrogen be carried out within 72 hours after the steel sheet first reaches room temperature (40° C. or lower) after the reheating step specified in the present invention.
  • the galvanized steel sheet of the present invention has a zinc plated layer on a base steel sheet.
  • the zinc plated layer may be a galvannealed layer, a hot-dip galvannealed layer or a hot-dip galvannealed layer.
  • the zinc-plated steel sheet of the present invention has a zinc plating layer (second plating layer when a metal plating layer (first plating layer) is formed) formed on the base steel sheet as the outermost layer (on the surface of the base steel sheet or on the surface of the metal plating layer if a metal plating layer is formed), and this zinc plating layer may be provided on only one surface of the base steel sheet, or on both surfaces.
  • the zinc-plated steel sheet of the present invention has a base steel sheet on which a second plating layer (zinc plating layer, aluminum plating layer, etc.) is formed, or may have a base steel sheet on which a metal plating layer (first plating layer (excluding the second plating layer of the zinc plating layer)) and a second plating layer (zinc plating layer, aluminum plating layer, etc.) are formed in that order on the base steel sheet.
  • a metal plating layer first plating layer (excluding the second plating layer of the zinc plating layer)
  • second plating layer zinc plating layer, aluminum plating layer, etc.
  • the zinc plating layer referred to here refers to a plating layer whose main component is Zn (Zn content of 50.0% or more), and examples of this include zinc plating layers such as hot-dip galvanized layers and alloyed zinc plating layers such as alloyed hot-dip galvanized layers.
  • the hot-dip galvanized layer is composed of, for example, Zn, 20.0 mass% or less of Fe, and 0.001 mass% to 1.0 mass% of Al.
  • the hot-dip galvanized layer may optionally contain one or more elements selected from the group consisting of Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM in a total amount of 0.0 mass% to 3.5 mass%.
  • the Fe content of the hot-dip galvanized layer is more preferably less than 7.0 mass%. The remainder other than the above elements is unavoidable impurities.
  • the galvannealed layer is preferably composed of, for example, 20% by mass or less Fe and 0.001% by mass or more and 1.0% by mass or less Al.
  • the galvannealed layer may optionally contain one or more elements selected from the group consisting of Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM in a total amount of 0.0% by mass or more and 3.5% by mass or less.
  • the Fe content of the galvannealed layer is more preferably 7.0% by mass or more, and even more preferably 8.0% by mass or more.
  • the Fe content of the galvannealed layer is more preferably 15.0% by mass or less, and even more preferably 13.0% by mass or less. The remainder other than the above elements is unavoidable impurities.
  • the coating weight of the zinc plating layer per side is not particularly limited, but is preferably 20 g/m2 or more . Also, the coating weight of the zinc plating layer per side is preferably 80 g/ m2 or less.
  • the plating weight of the zinc plating layer is measured as follows. That is, a treatment solution is prepared by adding 0.6 g of a corrosion inhibitor for Fe (Ivit 700BK (registered trademark) manufactured by Asahi Chemical Industry Co., Ltd.) to 1 L of a 10 mass% aqueous hydrochloric acid solution. Next, a steel sheet to be used as a test material is immersed in the treatment solution to dissolve the zinc plating layer. The mass loss of the test material before and after dissolution is then measured, and the value is divided by the surface area of the base steel sheet (the surface area of the part that was covered with plating) to calculate the plating coverage (g/ m2 ).
  • a corrosion inhibitor for Fe Ivit 700BK (registered trademark) manufactured by Asahi Chemical Industry Co., Ltd.
  • C 0.080% or more and 0.300% or less C improves hardenability and makes it easier to obtain martensite and bainite.
  • the C content is preferably 0.080% or more, and more preferably 0.100% or more.
  • the C content is preferably 0.300% or less, and more preferably 0.250% or less.
  • Si 0.20% or more and 2.00% or less Si is an element effective in strengthening ferrite with excellent ductility, and also promotes the formation of retained austenite by suppressing the formation of coarse carbides when the steel sheet after annealing is held at a relatively low temperature range, thereby contributing to improving the balance between strength and ductility.
  • the Si content is 0.20% or more, and preferably 0.30% or more.
  • the Si content is preferably 2.00% or less, and more preferably 1.50% or less.
  • Mn 1.00% or more and 4.00% or less Mn improves the hardenability of steel, making it easier to obtain martensite and bainite. If the Mn content is less than 1.00%, the area ratio of ferrite becomes excessive, and the required strength and yield ratio may not be obtained. Therefore, the Mn content is preferably 1.00% or more, and more preferably 1.50% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 4.00%, the strength of martensite becomes excessively high, and the formation of coarse MnS is promoted, so that excellent bendability may not be obtained. Therefore, the Mn content is preferably 4.00% or less, and more preferably 3.50% or less.
  • the P content is preferably 0.10% or less, more preferably 0.05% or less.
  • the P content is preferably 0.03% or less, more preferably 0.02% or less.
  • the P content is preferably 0.001% or more.
  • the P content may be 0.002% or more, or may be 0.005% or more.
  • the S content is preferably 0.0200% or less, and more preferably 0.0100% or less. Although there is no particular lower limit, due to constraints on production technology, the S content may be 0.0001% or more. The S content may be 0.0002% or more, or may be 0.0004% or more.
  • Al 0.003% or more and 0.100% or less Al is used as a deoxidizer and also contributes to solid solution strengthening of steel. If the Al content is less than 0.003%, these effects may not be obtained. Therefore, the Al content is preferably 0.003% or more. The Al content is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.007% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.100%, it leads to deterioration of slab quality during steelmaking, and therefore the Al content is preferably 0.100% or less, and more preferably 0.050% or less.
  • N 0.0100% or less N forms coarse nitrides, which may become the starting point for void generation and reduce bendability.
  • the N content is preferably 0.0100% or less, and more preferably 0.0060% or less.
  • the N content may be set to 0.0005% or more.
  • the balance other than the above consists of Fe and unavoidable impurities.
  • the steel sheet of the present invention preferably has a composition containing the above-mentioned components with the balance consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • the composition may further contain a predetermined amount of at least one element selected from the following group of elements. When the following optional elements are contained in an amount less than the preferred lower limit, the optional elements can be regarded as being contained as unavoidable impurities.
  • B 0.0100% or less
  • B is an element effective for improving the hardenability of steel.
  • the B content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0002% or more, and even more preferably 0.0003% or more.
  • the B content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0007% or more.
  • the B content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less, and further preferably 0.0030% or less.
  • Ti 0.200% or less Ti precipitates fine carbides, and contributes to increasing strength and trapping hydrogen. There is no particular lower limit for Ti, but in order to obtain these effects, it is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more, and even more preferably 0.010% or more. On the other hand, if Ti is contained in excess, the carbides may become coarse and cause deterioration of bendability. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.100% or less, and even more preferably 0.060% or less.
  • Nb 0.200% or less Nb precipitates fine carbides, and contributes to increasing strength and trapping hydrogen. There is no particular lower limit for Nb, but in order to obtain these effects, it is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more, and even more preferably 0.010% or more. On the other hand, if Nb is contained in excess, the carbides may become coarse and cause deterioration of bendability. Therefore, if Nb is contained, the Nb content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.100% or less, and even more preferably 0.060% or less.
  • Sb 0.200% or less
  • Sb is an element that is effective in suppressing excessive decarburization of the steel sheet surface and preventing a decrease in the amount of martensite formed.
  • the Sb content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more, and even more preferably 0.005% or more.
  • the Sb content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.060% or less, and further preferably 0.020% or less.
  • Sn 0.200% or less
  • Sn is an element that is effective in suppressing a decrease in the strength of steel by suppressing decarburization, denitrification, etc.
  • the Sn content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more, and even more preferably 0.005% or more.
  • the Sn content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.060% or less, and further preferably 0.020% or less.
  • V 0.100% or less V precipitates fine carbides, and contributes to increasing strength and hydrogen trapping effect.
  • V there is no particular lower limit for V, but in order to obtain these effects, it is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more, and even more preferably 0.005% or more.
  • the V content is preferably 0.007% or more, and more preferably 0.009% or more.
  • V is contained in excess, the carbides may become coarse, which may cause deterioration in bendability. Therefore, if V is contained, the V content is preferably 0.100% or less, more preferably 0.080% or less, and even more preferably 0.060% or less.
  • Cu is an element that increases hardenability and is effective for setting the area ratio of the hard phase within a more suitable range.
  • the Cu content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more, and even more preferably 0.020% or more.
  • the Cu content is preferably 0.040% or more, and more preferably 0.060% or more.
  • the Cu content is preferably 2.00% or less, more preferably 1.00% or less, and further preferably 0.50% or less.
  • the Cr content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more, and even more preferably 0.005% or more.
  • the Cr content is preferably 0.007% or more, and more preferably 0.009% or more.
  • the Cr content is preferably set to 2.00% or less, more preferably set to 1.00% or less, and further preferably set to 0.80% or less.
  • Ni 2.00% or less
  • the Ni content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more, and even more preferably 0.020% or more.
  • the Ni content is preferably 0.030% or more, and more preferably 0.040% or more.
  • the Ni content is preferably 2.00% or less, more preferably 1.00% or less, and further preferably 0.80% or less.
  • the Ni content is preferably 0.60% or less, and more preferably 0.40% or less.
  • Mo 1.00% or less
  • the addition of Mo can provide the effect of adjusting strength.
  • the Mo content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.01% or more, and even more preferably 0.02% or more.
  • the Mo content is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.04% or more.
  • the Mo content is preferably 1.00% or less, more preferably 0.80% or less, and even more preferably 0.60% or less.
  • the Mo content is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.40% or less.
  • Ta 0.100% or less
  • the Ta content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more, and even more preferably 0.003% or more.
  • the Ta content is preferably 0.100% or less, more preferably 0.050% or less, and further preferably 0.020% or less, and preferably 0.010% or less, and more preferably 0.008% or less.
  • W 0.500% or less
  • the addition of W can provide an effect of improving strength.
  • the W content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more, and even more preferably 0.003% or more.
  • the W content is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.007% or more.
  • the W content is preferably 0.500% or less, more preferably 0.450% or less, and even more preferably 0.400% or less.
  • the W content is preferably 0.350% or less, and more preferably 0.300% or less.
  • the Zr content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more, and even more preferably 0.0015% or more.
  • the Zr content is preferably 0.020% or less, more preferably 0.010% or less, and further preferably 0.0050% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0200% or less.
  • the Ca content is more preferably 0.0100% or less, and further preferably 0.0050% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0040% or less, and preferably 0.0030% or less.
  • the lower limit of the Ca content is not particularly limited and may be 0.0000%, but due to constraints on production technology, the Ca content is preferably 0.0001% or more. From the viewpoint of controlling the morphology of the above-mentioned sulfides and further improving ductility and toughness, the Ca content is more preferably 0.0005% or more.
  • Mg 0.0200% or less
  • the Mg content is more preferably 0.0005% or more, and further preferably 0.001% or more.
  • the Mg content is preferably 0.0200% or less, more preferably 0.0100% or less, and further preferably 0.0050% or less.
  • Zn 0.020% or less
  • the Zn content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more, and even more preferably 0.003% or more.
  • the Zn content is preferably 0.020% or less, more preferably 0.010% or less, and further preferably 0.008% or less.
  • Co 0.020% or less
  • the Co content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more, and even more preferably 0.003% or more.
  • the Co content is preferably 0.020% or less, more preferably 0.010% or less, and further preferably 0.008% or less.
  • each of Ce, Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi, and REM excluding Ce: 0.0200% or less
  • the content of each is preferably 0.0200% or less.
  • the Ce content is preferably 0.0002% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • the Ce content is preferably 0.0150% or less, and more preferably 0.0100% or less.
  • the Ce content is preferably 0.0080% or less, and more preferably 0.0060% or less.
  • Se is more preferably 0.0002% or more, and even more preferably 0.0005% or more.
  • Se is preferably 0.0007% or more, and even more preferably 0.0009% or more.
  • Se is more preferably 0.0150% or less, and even more preferably 0.0100% or less.
  • Se is preferably 0.0080% or less, and even more preferably 0.0060% or less.
  • Te is more preferably 0.0002% or more, and even more preferably 0.0005% or more.
  • Te is preferably 0.0007% or more, and even more preferably 0.0009% or more.
  • Te is more preferably 0.0150% or less, and even more preferably 0.0100% or less.
  • the Ge content is preferably 0.0002% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • the Ge content is preferably 0.0007% or more, and more preferably 0.0009% or more.
  • the Ge content is preferably 0.0150% or less, and more preferably 0.0100% or less.
  • Sr is more preferably 0.0002% or more, and even more preferably 0.0005% or more.
  • Sr is preferably 0.0007% or more, and even more preferably 0.0009% or more.
  • Sr is more preferably 0.0150% or less, and even more preferably 0.0100% or less.
  • Cs is more preferably 0.0002% or more, and even more preferably 0.0005% or more.
  • Cs is preferably 0.0007% or more, and even more preferably 0.0009% or more.
  • Cs is more preferably 0.0150% or less, and even more preferably 0.0100% or less.
  • Hf is more preferably 0.0002% or more, and even more preferably 0.0005% or more.
  • Hf is preferably 0.0007% or more, and even more preferably 0.0009% or more.
  • Hf is more preferably 0.0150% or less, and even more preferably 0.0100% or less.
  • Pb is more preferably 0.0002% or more, and even more preferably 0.0005% or more.
  • Pb is preferably 0.0007% or more, and even more preferably 0.0009% or more.
  • Pb is more preferably 0.0150% or less, and even more preferably 0.0100% or less.
  • Pb is preferably 0.0080% or less, and even more preferably 0.0060% or less.
  • Bi is preferably 0.0002% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • Bi is preferably 0.0007% or more, and more preferably 0.0009% or more.
  • Bi is preferably 0.0150% or less, and more preferably 0.0100% or less.
  • Bi is preferably 0.0080% or less, and more preferably 0.0060% or less.
  • the REM content is preferably 0.0002% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • the REM content is preferably 0.0007% or more, and more preferably 0.0009% or more.
  • the REM content is preferably 0.0150% or less, and more preferably 0.0100% or less.
  • the REM content specified in the present invention excludes the above-mentioned Ce.
  • REM refers to scandium (Sc), which has atomic number 21, yttrium (Y), which has atomic number 39, and the lanthanoids ranging from lanthanum (La), which has atomic number 57, to lutetium (Lu), which has atomic number 71.
  • the REM concentration in the present invention refers to the total content of one or more elements selected from the above-mentioned REMs.
  • the REM is not particularly limited, but is preferably Sc, Y, or La.
  • the surface layer has a soft surface layer.
  • the soft surface layer contributes to suppressing the propagation of bending cracks during press forming and vehicle body collision, thereby further improving bending fracture resistance.
  • the soft surface layer means a decarburized layer, and is a surface region having a Vickers hardness of 85% or less of the Vickers hardness of a cross section (plane parallel to the steel sheet surface) at 1/4 of the sheet thickness.
  • the soft surface layer is formed to a thickness of 200 ⁇ m or less from the surface of the base steel sheet in the sheet thickness direction.
  • the region in which the soft surface layer is formed is preferably 150 ⁇ m or less, more preferably 120 ⁇ m or less, from the surface of the base steel sheet in the sheet thickness direction.
  • the soft surface layer is preferably 7 ⁇ m or more, more preferably 14 ⁇ m or more, and even more preferably 17 ⁇ m or more.
  • the soft surface layer is preferably 30 ⁇ m or more, more preferably 40 ⁇ m or more.
  • the 1/4 sheet thickness position of the base steel sheet where the Vickers hardness is measured is a non-surface soft layer (a layer that does not satisfy the hardness conditions of the surface soft layer defined in the present invention). The Vickers hardness is measured based on JIS Z 2244-1 (2020) at a load of 10 gf.
  • Nanohardness of soft surface layer In the galvanized steel sheet of the present invention, when the nanohardness is measured at 300 or more points in a 50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m region of the sheet surface at a position 1/4 of the depth in the sheet thickness direction of the soft surface layer from the surface of the base steel sheet and at a position 1/2 of the depth in the sheet thickness direction of the soft surface layer from the surface of the base steel sheet, it is preferable that the ratio of the number of measurements where the nanohardness of the sheet surface at a position 1/4 of the depth in the sheet thickness direction of the soft surface layer from the surface of the base steel sheet is 7.0 GPa or more to the total number of measurements is 0.10 or less, and further, the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the sheet surface at a position 1/4 of the depth in the sheet thickness direction of the soft surface layer from the surface of the base steel sheet is 1.8 GPa or less, and further, the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the sheet surface at a position 1/2 of the depth in the sheet thickness direction of the
  • the proportion of pieces with a nano-hardness of 7.0 GPa or more is 0.10 or less relative to the total number of measurements, this means that the proportion of hard structures (such as martensite), inclusions, etc. is small, making it possible to further suppress the generation and connection of voids and the progression of cracks in the hard structures (such as martensite) and inclusions during press forming and collision, and to obtain excellent R/t and SFmax.
  • the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the sheet surface at a position 1/4 of the sheet thickness direction depth of the soft surface layer from the surface of the base steel sheet is 1.8 GPa or less, and further, the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the sheet surface at a position 1/2 of the sheet thickness direction depth of the soft surface layer from the surface of the base steel sheet is 2.2 GPa or less.
  • a preferred range of the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the sheet surface at a position 1 ⁇ 4 of the sheet thickness direction depth of the soft surface layer from the surface of the base steel sheet is 1.7 GPa or less.
  • the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the sheet surface at a position 1 ⁇ 4 of the sheet thickness direction depth of the soft surface layer from the surface of the base steel sheet is more preferably 1.3 GPa or less.
  • the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the sheet surface at a position 1 ⁇ 4 of the sheet thickness direction depth of the soft surface layer from the surface of the base steel sheet may be 0.5 GPa or more.
  • a preferred range of the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the sheet surface at 1/2 the depth in the sheet thickness direction of the soft surface layer from the surface of the base steel sheet is 2.1 GPa or less.
  • the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the sheet surface at 1/2 the depth in the sheet thickness direction of the soft surface layer from the surface of the base steel sheet is more preferably 1.7 GPa or less.
  • the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the sheet surface at 1/2 the depth in the sheet thickness direction of the soft surface layer from the surface of the base steel sheet may be 0.6 GPa or more.
  • the nano-hardness of the plate surface at the 1/4 and 1/2 positions in the plate thickness direction depth is a hardness measured by the following method.
  • mechanical polishing is performed from the surface of the base steel sheet to a position 1/4 of the depth in the sheet thickness direction of the soft surface layer after peeling off the metal plating layer, buffing is performed with diamond and alumina, and colloidal silica polishing is further performed.
  • the nano hardness is measured with a Berkovich-shaped diamond indenter under the conditions of a load of 500 ⁇ N, a measurement area of 50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m, and a striking interval of 2 ⁇ m.
  • the soft surface layer is mechanically polished to a position halfway down the thickness direction, buffed with diamond and alumina, and then polished with colloidal silica.
  • the nano-hardness is measured using a Tribo-950 manufactured by Hysitron Corporation with a Berkovich-shaped diamond indenter under the following conditions: load: 500 ⁇ N, measurement area: 50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m, and impact spacing: 2 ⁇ m.
  • the nano-hardness is measured at 300 or more points at a position 1/4 of the way through the plate thickness, and also at 300 or more points at a position 1/2 of the way through the plate thickness.
  • the 1/4 position is a position 25 ⁇ m from the surface of the surface soft layer
  • the 1/2 position is a position 50 ⁇ m from the surface of the surface soft layer.
  • the nano-hardness is measured at 300 or more points, and also at the 50 ⁇ m position, the nano-hardness is measured at 300 or more points.
  • the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention preferably has a metal plating layer (first plating layer, pre-plating layer) formed between the base steel sheet and the galvanized layer on one or both sides of the base steel sheet (note that the metal plating layer excludes the galvanized layer of the hot-dip galvanized layer and the galvanized layer of the alloyed hot-dip galvanized layer).
  • the metal plating layer is preferably a metal electroplated layer, and the following description will be given taking a metal electroplated layer as an example.
  • the outermost metal electroplating layer contributes to suppressing the occurrence of bending cracks during press forming and vehicle collisions, thereby further improving the bending fracture resistance.
  • the thickness of the soft layer can be increased and the axial collapse characteristics can be made very excellent by setting the dew point in the soaking step to -5°C or higher.
  • the axial collapse characteristics can be obtained that are equivalent to those in the case of a thick soft layer.
  • the metal species of the metal electroplating layer may be any of Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Ga, Ge, As, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Sn, Sb, Os, Ir, Rt, Au, Hg, Ti, Pb, and Bi, but Fe is more preferable.
  • an Fe-based electroplating layer is used as an example, but the following conditions for Fe can also be used for other metal species.
  • the coating weight of the Fe-based electroplating layer is more than 0 g/ m2 , and preferably 2.0 g/ m2 or more .
  • the coating weight of the Fe-based electroplating layer is preferably 50 g/ m2 or less, more preferably 40 g/m2 or less , and even more preferably 30 g/m2 or less.
  • the adhesion weight of the Fe-based electroplating layer is measured as follows. A 10 x 15 mm sample is taken from the Fe-based electroplated steel sheet and embedded in resin to create a cross-section embedded sample. Three random locations on the cross-section are observed using a scanning electron microscope (SEM) at an accelerating voltage of 15 kV and a magnification of 2,000 to 10,000 times depending on the thickness of the Fe-based electroplating layer, and the average thickness of the three fields of view is multiplied by the iron density to convert it into the adhesion weight of the Fe-based electroplating layer per side.
  • SEM scanning electron microscope
  • the Fe-based electroplating layer in addition to pure Fe, alloy plating layers such as Fe-B alloy, Fe-C alloy, Fe-P alloy, Fe-N alloy, Fe-O alloy, Fe-Ni alloy, Fe-Mn alloy, Fe-Mo alloy, and Fe-W alloy can be used.
  • the composition of the Fe-based electroplating layer is not particularly limited, but it is preferable that the composition contains one or more elements selected from the group consisting of B, C, P, N, O, Ni, Mn, Mo, Zn, W, Pb, Sn, Cr, V, and Co in a total amount of 10 mass% or less, with the remainder consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • the C content is preferably 0.08 mass% or less.
  • the method for producing a zinc-plated steel sheet of the present invention includes a hot rolling process in which a slab having the above-mentioned composition is heated to a temperature range of 1100 to 1350°C, hot-rolled at a finish rolling end temperature of 800 to 950°C, and coiled at a coiling temperature of 650°C or less; a reduction process in which the steel sheet after the hot rolling process is held for 20 seconds or more in a reducing atmosphere at 700°C or higher and with a hydrogen concentration of 8 volume% or more and 30 volume% or less; and a soaking process in which the steel sheet after the reduction process is held for 20 seconds or more and 300 seconds or less in a soaking atmosphere at 750°C or higher and with a hydrogen concentration of 0.2 volume% or more and 8 volume% or less.
  • the method includes a first cooling step, which cools the steel sheet after the soaking step; a galvanizing step, which forms a galvanized layer on the surface of the steel sheet after the first cooling step; a second cooling step, which cools the steel sheet after the galvanizing step from a temperature range of 350 to 450°C to (Ms point - 100°C) at an average cooling rate of 20°C/s or less and by retaining the steel sheet in a temperature range of 100 to 350°C for 5 seconds or more to a cooling stop temperature of 100 to 300°C; and a reheating step, which holds the steel sheet after the second cooling step in a temperature range of not less than the cooling stop temperature and not more than 450°C for 5 to 600 seconds.
  • a first cooling step which cools the steel sheet after the soaking step
  • a galvanizing step which forms a galvanized layer on the surface of the steel sheet after the first cooling step
  • a second cooling step which cools the steel sheet after the galvanizing step from a temperature range
  • Slab heating temperature 1100 to 1350°C
  • the slab heating temperature is set to 1100° C. or higher.
  • the slab heating temperature is preferably 1150° C. or higher.
  • the slab heating temperature is set to 1350° C. or lower, and preferably 1300° C. or lower.
  • Finish rolling end temperature 800 to 950°C If the finish rolling end temperature is less than 800°C, ferrite transformation occurs during rolling, and extended ferrite is generated on the surface layer of the hot-rolled sheet, which may remain in the next process and deteriorate the final bendability. Therefore, the finish rolling end temperature is 800°C or higher, preferably 850°C or higher. On the other hand, if the finish rolling end temperature exceeds 950°C, the crystal grains become coarse, which may cause insufficient strength and deterioration of bendability. Therefore, the finish rolling end temperature is 950°C or lower, preferably 930°C or lower.
  • the coiling temperature is 650°C or less, and preferably 600°C or less. There is no particular limit to the lower limit of the coiling temperature, but it is preferably 400°C or more from the viewpoint of suppressing the occurrence of defective shape of the steel sheet and preventing the steel sheet from becoming excessively hard.
  • Cold rolling process Before the base steel sheet after the hot rolling process (hot rolling process) is subjected to the reducing process, cold rolling may be performed as necessary.
  • the cold rolling in the cold rolling process is performed before the oxidation process when an oxidation treatment is performed in the oxidation process described below, and before the pre-plating process when metal plating is performed in the pre-plating process.
  • the reduction ratio (cumulative reduction ratio) is not particularly limited, but in order to promote the recrystallization of ferrite, it is preferably 20% or more, and more preferably 30% or more.
  • the upper limit of the reduction ratio is not particularly limited, but it is preferable that the reduction ratio is 80% or less.
  • the base steel sheet may be subjected to a pre-plating (metal plating) treatment after the above-mentioned hot rolling step (after the cold rolling step if cold rolling is performed) and before the reducing step to form a pre-annealed metal-plated steel sheet (pre-annealed metal-electroplated steel sheet) in which a metal plating layer such as a metal electroplating layer is formed on one or both sides of the base steel sheet.
  • a metal plating layer such as a metal electroplating layer is formed on one or both sides of the base steel sheet.
  • the metal plating referred to here does not include zinc plating (second plating).
  • the metal plating method is not particularly limited, but as described above, it is preferable that the metal plating layer formed on the base steel sheet is a metal electroplating layer, and therefore it is preferable to carry out a metal electroplating process.
  • a metal electroplating process For example, when an Fe-based electroplating bath is used, a sulfuric acid bath, a hydrochloric acid bath, or a mixture of both can be used.
  • the deposition weight of the pre-annealed metal electroplating layer can be adjusted by the current application time, etc.
  • the pre-annealed metal electroplated steel sheet means that the metal electroplating layer has not been subjected to the oxidation step, reduction step, and soaking step, and does not exclude a form in which a hot-rolled steel sheet or a cold-rolled steel sheet has been annealed in advance before the metal electroplating process.
  • the metal species of the electroplating layer may be any of Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Ga, Ge, As, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Sn, Sb, Os, Ir, Rt, Au, Hg, Ti, Pb, and Bi, but is preferably Fe.
  • Fe-based electroplating as an example, but the following conditions for Fe-based electroplating can also be used for other metal-based electroplating.
  • the Fe ion content in the Fe-based electroplating bath before the start of energization is preferably 0.5 mol/L or more in terms of Fe 2+ . If the Fe ion content in the Fe-based electroplating bath is 0.5 mol/L or more in terms of Fe 2+ , a sufficient Fe deposition amount can be obtained. In addition, in order to obtain a sufficient Fe deposition amount, the Fe ion content in the Fe-based electroplating bath before the start of energization is preferably 2.0 mol/L or less.
  • the Fe-based electroplating bath may contain Fe ions and at least one element selected from the group consisting of B, C, P, N, O, Ni, Mn, Mo, Zn, W, Pb, Sn, Cr, V, and Co.
  • the total content of these elements in the Fe-based electroplating bath is preferably 10 mass% or less in the Fe-based electroplating layer before annealing.
  • Metal elements may be contained as metal ions, and nonmetal elements may be contained as part of boric acid, phosphoric acid, nitric acid, organic acids, etc.
  • the iron sulfate plating solution may also contain conductivity aids such as sodium sulfate and potassium sulfate, chelating agents, and pH buffers.
  • the temperature of the Fe-based electroplating solution is preferably 30° C. or higher in consideration of the ability to maintain a constant temperature.
  • the temperature of the Fe-based electroplating solution is preferably 85° C. or lower.
  • the pH of the Fe-based electroplating bath is not particularly specified, but is preferably 1.0 or higher in consideration of preventing a decrease in current efficiency due to hydrogen generation, and is preferably 3.0 or lower in consideration of the electrical conductivity of the Fe-based electroplating bath.
  • the current density is preferably 10 A/dm 2 or higher in consideration of productivity, and is preferably 150 A/dm 2 or lower in consideration of facilitating control of the deposition amount of the Fe-based electroplating layer.
  • the sheet passing speed is preferably 5 mpm or higher in consideration of productivity, and is preferably 150 mpm or lower in consideration of stable control of the deposition amount.
  • the Fe-based electroplating treatment Before the Fe-based electroplating treatment, degreasing and water washing to clean the steel sheet surface, and further pickling and water washing to activate the steel sheet surface, can be performed. Following these pretreatments, the Fe-based electroplating treatment is performed. There are no particular limitations on the method of degreasing and water washing, and ordinary methods can be used. In the pickling treatment, various acids such as sulfuric acid, hydrochloric acid, nitric acid, and mixtures of these can be used. Among these, sulfuric acid, hydrochloric acid, and mixtures of these are preferred. There is no particular restriction on the concentration of the acid, but considering the ability to remove the oxide film and the prevention of roughness (surface defects) due to excessive pickling, a concentration of 1 to 20 mass% is preferred. In addition, the pickling treatment solution may contain an antifoaming agent, a pickling promoter, a pickling inhibitor, etc.
  • the steel sheet after the hot rolling process or the steel sheet after the cold rolling process in the case where the cold rolling process is performed may be subjected to an oxidation treatment in an oxidation step before the reduction step described below.
  • an iron oxide layer is formed on the surface of the steel sheet, and a reduced iron layer is formed during the subsequent annealing in a reducing atmosphere, thereby improving the wettability of the steel sheet.
  • Oxygen concentration 1000 ppm by volume or more and 30000 ppm by volume or less
  • the oxygen concentration is 1000 ppm by volume or more, preferably 1500 ppm by volume or more.
  • the oxygen concentration is 30,000 ppm by volume or less, preferably 25,000 ppm by volume or less.
  • the oxygen concentration is preferably 22,000 ppm by volume or less, more preferably 20,000 ppm by volume or less.
  • the steel sheet temperature (maximum temperature reached during oxidation treatment) in the oxidation step is 600°C or higher, preferably 620°C or higher.
  • the upper limit of the steel sheet temperature is preferably 900°C or lower, more preferably 880°C or lower.
  • the steel sheet temperature in the oxidation step is preferably 860°C or lower, more preferably 840°C or lower.
  • a reduced iron layer is formed by heating the natural oxide film on the steel sheet surface or the iron oxide layer on the surface that is formed when oxidation is performed in the oxidation process in an iron reducing atmosphere. In the next soaking process, the hydrogen concentration in the atmosphere is relatively low, so the iron reduction reaction rate is slow. Therefore, it is necessary to complete the reduction of the iron oxide in the reduction process.
  • the steel sheet temperature in the reduction step is 700°C or higher, and preferably 750°C or higher. There is no particular upper limit to the steel sheet temperature, but it is preferably 950°C or lower from the viewpoint of reducing the load on the furnace body.
  • the steel sheet temperature in the reduction step is preferably 920°C or lower, and more preferably 900°C or lower.
  • Holding time 20 seconds or more If the holding time in the reduction step (holding time during reduction treatment) is less than 20 seconds, the reduction of iron oxide may not be completed. Therefore, the holding time in the reduction step is 20 seconds or more, and preferably 25 seconds or more.
  • the upper limit of the retention time is not particularly limited, but is preferably 150 seconds or less from the viewpoint of productivity.
  • the retention time is preferably 120 seconds or less, and more preferably 100 seconds or less.
  • the dew point of the atmosphere in the reduction step is not particularly limited, but in order to suitably prevent oxidation of the base steel sheet surface or the surface of the Fe-based electroplating layer and to improve the plating adhesion when a hot-dip galvanized layer is provided, it is preferably 30° C. or less, and more preferably 25° C. or less.
  • the dew point during reduction treatment is preferably 22° C. or less, and more preferably 20° C. or less.
  • the lower limit of the dew point is not particularly limited, but from the viewpoint of ease of industrial control, it is preferably ⁇ 50° C. or higher, and more preferably ⁇ 45° C. or higher.
  • the dew point during reduction treatment is preferably ⁇ 40° C. or higher, and more preferably ⁇ 35° C. or higher.
  • Heat soaking process In the soaking step, annealing is performed to obtain the structure of the galvanized steel sheet of the present invention, and the hydrogen that has entered the steel in the reduction step is reduced.
  • the upper limit of the steel sheet temperature in the soaking step is not particularly limited, but from the viewpoint of reducing the load on the furnace body and preventing excessive coarsening of austenite grains, it is preferably 950° C. or less.
  • the annealing temperature is preferably 930° C. or less, more preferably 910° C. or less.
  • Holding time (holding time during soaking): 20 s or more and 300 s or less If the holding time in the soaking step is less than 20 s, hydrogen in the steel may not be sufficiently reduced. Also, the generation of austenite may be insufficient, and the steel sheet structure of the present invention may not be obtained. Therefore, the holding time is 20 s or more, and preferably 50 s or more. On the other hand, if the holding time exceeds 300 seconds, coarsening of austenite grains and decarburization of the surface layer progress, and the steel sheet structure of the present invention may not be obtained. Therefore, the holding time is 300 seconds or less, preferably 200 seconds or less. The holding time is preferably 180 seconds or less, more preferably 160 seconds or less.
  • Hydrogen concentration (hydrogen concentration during soaking): 0.2 vol% to 8 vol% Since the reduction of iron oxide is completed in the reduction step, the atmosphere in the soaking step has a low hydrogen concentration within a range in which the reduced iron is not reoxidized, thereby reducing the hydrogen that has entered the steel in the reduction step. If the hydrogen concentration exceeds 8 vol%, the hydrogen in the steel cannot be sufficiently reduced, and the steel sheet of the present invention cannot be obtained. Therefore, the hydrogen concentration is 8 vol% or less, and preferably 5 vol% or less. On the other hand, if the hydrogen concentration is less than 0.2% by volume, there is a risk of reoxidation of the reduced iron. Therefore, the hydrogen concentration in the soaking atmosphere is 0.2% by volume or more, preferably 0.5% by volume or more. The hydrogen concentration is preferably 0.8% by volume or more, more preferably 1.0% by volume or more.
  • Dew point of the soaking atmosphere (annealing atmosphere) in the soaking process (dew point during soaking): -30°C or higher (optimal conditions)
  • the dew point of the atmosphere in the soaking step is preferably ⁇ 30° C.
  • the dew point of the atmosphere in the soaking step is more preferably ⁇ 15° C. or higher, and even more preferably ⁇ 5° C. or higher.
  • the dew point of the atmosphere in the soaking step is preferably 30° C. or lower, more preferably 25° C. or lower. Even more preferably, it is 20° C. or lower.
  • the steel sheet after the soaking step is cooled, for example, to a temperature at which it can be immersed in hot-dip galvanizing.
  • the cooling conditions are not necessarily limited, but it is preferable to perform the cooling under the following conditions.
  • Hydrogen concentration (hydrogen concentration during first cooling process): 0.5% by volume or more and 30% by volume or less
  • dew point (dew point during first cooling process): 0°C or less (optimal conditions)
  • Reoxidation during cooling can be suppressed by setting the hydrogen concentration in the cooling atmosphere in the first cooling step to 0.5 vol% or more and 30 vol% or less and the dew point to 0° C. or less.
  • the hydrogen concentration is 1.0 vol% or more and the dew point is ⁇ 20° C. or less.
  • the hydrogen concentration is preferably 1.5% by volume or more, and more preferably 2.0% by volume or more.
  • the dew point is preferably ⁇ 25° C. or lower, and more preferably ⁇ 30° C. or lower.
  • the lower limit of the dew point is not particularly limited, but the dew point is preferably ⁇ 55° C. or higher, and more preferably ⁇ 50° C. or higher.
  • the hydrogen concentration is more preferably 20% by volume or less, and further preferably 10% by volume or less.
  • an average cooling rate average cooling rate during the first cooling treatment
  • the average cooling rate is preferably 10° C./s or more.
  • the cooling stop temperature is 500° C. or less.
  • the cooling stop temperature is 150° C. or more.
  • the average cooling rate (°C/s) is obtained by (steel plate temperature (600 to 900°C) - cooling stop temperature (150 to 500°C)) / cooling time (s) from the start of cooling to the end of cooling.
  • a zinc-coated layer is formed on the surface of the steel sheet after the first cooling step.
  • a typical method is to immerse the steel sheet in a hot-dip galvanizing bath. In the following, immersion in a hot-dip galvanizing bath will be described as an example.
  • the conditions for immersion in the hot-dip galvanizing bath are not particularly limited, and may be performed by a general method.
  • the hot-dip galvanizing bath is composed of Al, Zn, and unavoidable impurities, and the composition is not particularly specified, but in one example, the Al concentration in the bath may be 0.05 mass% or more and 0.190 mass% or less. If the Al concentration in the bath is 0.05 mass% or more, the occurrence of bottom dross can be more suitably prevented. If the Al concentration in the bath is 0.190 mass% or less, the occurrence of top dross can be more suitably prevented. From the viewpoint of cost, it is preferable to set the Al concentration in the bath to 0.190 mass% or less.
  • the plating bath temperature is not particularly specified, but may be 440°C or more and 500°C or less.
  • the zinc plating applied in the present invention is not limited to the hot-dip galvanizing described above, and other methods such as electrogalvanizing or electrogalvanizing may be used, as long as the desired steel sheet temperature is satisfied in the preceding and following steps.
  • the coating weight per side is not particularly limited, but in one example, it is 25 g/ m2 or more and 120 g/m2 or less. If the coating weight per side is 25 g/m2 or more , the corrosion resistance is particularly good and the control of the coating weight is particularly easy. If the coating weight per side is 120 g/m2 or less , the coating adhesion is particularly good.
  • There is no particular limit to the method of adjusting the coating weight but as an example in the case of hot dip galvanizing, gas wiping is used and the coating weight can be adjusted by the gas pressure and the distance between the wiping nozzle and the steel sheet.
  • an alloying process may be performed to obtain a galvanized alloyed steel sheet.
  • an alloying process may be performed to obtain a galvanized alloyed steel sheet.
  • the conditions for the alloying process are not particularly limited as long as the desired degree of alloying is obtained.
  • the steel sheet temperature can be 440°C or higher.
  • the steel sheet temperature can be 600°C or lower.
  • the holding time can be 5 s or more.
  • the holding time can be 60 s or less.
  • the Fe content (degree of alloying) in the plating layer is 7 mass% or more. In addition, it is preferable that this Fe content (degree of alloying) is 15 mass% or less.
  • the degree of alloying 7 mass% or more no ⁇ -Zn phase remains in the alloyed zinc plating layer, and hydrogen in the steel can be more effectively reduced in the reheating process.
  • the degree of alloying exceeds 15 mass%, the formation of ⁇ phase at the interface between the alloyed zinc plating layer and the base steel sheet is promoted, which may reduce plating adhesion, so it is preferable that it is 15 mass% or less.
  • the steel sheet after the above-mentioned galvanizing process is cooled to a cooling stop temperature of 100 to 300° C.
  • the cooling method is not particularly limited as long as it satisfies the following cooling conditions, and may be, for example, N2 gas cooling, water cooling, or a combination thereof.
  • Cooling stop temperature (cooling stop temperature during second cooling treatment): 100°C or more and 300°C or less
  • the second cooling step untransformed austenite is cooled to a temperature range lower than the Ms point to generate martensite. Since the hydrogen diffusion rate is faster in martensite having a BCT crystal structure than in austenite having an FCC crystal structure, it is possible to promote hydrogen reduction in the subsequent reheating step.
  • the steel plate of the present invention needs to be controlled so that 70% or more of the total martensite contained in the structure is tempered martensite having carbides of a predetermined size, and this cannot be satisfied if the cooling stop temperature is more than 300°C. Therefore, the cooling stop temperature is 300°C or less, preferably 280°C or less.
  • the cooling stop temperature is set to 100° C. or higher, and preferably 120° C. or higher.
  • Average cooling rate from the temperature range of 350 to 450°C to (Ms point - 100°C) (average cooling rate during second cooling process): 20°C/s or less
  • the average cooling rate is 20° C./s or less, preferably 10° C./s or less, and more preferably 5° C./s or less.
  • the average cooling rate is obtained from "(cooling start temperature (350 to 450°C)) - (Ms point - 100°C)) / cooling time (s) from the start of cooling to (Ms point - 100°C)".
  • Residence time in the temperature range of 100 to 350°C for 5 seconds or more is 5 seconds or more, preferably 10 seconds or more, and more preferably 15 seconds or more.
  • the upper limit of the residence time is not particularly limited, but is preferably 60 seconds or less from the viewpoint of more stably preventing the carbide size from exceeding 200 nm.
  • the Ms point is the martensitic transformation start temperature and can be calculated by the following formula.
  • Ms (°C) 539-423 ⁇ ⁇ [C mass %] ⁇ 100 / (100 - [ ⁇ area %]) ⁇ -30 ⁇ [Mn mass %] -12 ⁇ [Cr mass %] -18 ⁇ [Ni mass %] -8 ⁇ [Mo mass %]
  • [M mass%] (M: element) is the amount of each element contained in the steel sheet
  • [ ⁇ area%] is the ferrite area ratio (%) in the steel sheet structure after annealing.
  • the reheating process can be carried out in an atmosphere with a low hydrogen concentration, for example, in the air.
  • the hydrogen concentration in the reheating process be 0.2 volume% or less.
  • Reheating temperature Cooling stop temperature (cooling stop temperature during second cooling treatment) or higher and 450°C or lower If the reheating temperature is lower than the cooling stop temperature (cooling stop temperature during second cooling treatment), the tempering of martensite is insufficient, and the carbides and tempered martensite required for the present invention cannot be obtained. In addition, if the cooling stop temperature is lower than the cooling stop temperature (cooling stop temperature during second cooling treatment), the effect of reducing diffusible hydrogen in steel is also insufficient. Therefore, the reheating temperature is the cooling stop temperature (cooling stop temperature during second cooling treatment) or higher, preferably 120°C or higher.
  • the reheating temperature is 450°C or lower, preferably 430°C or lower.
  • Holding time (holding time during reheating): 5 to 600 seconds If the holding time is less than 5 seconds, the tempering of the martensite is insufficient, the carbides and tempered martensite required for the present invention are not obtained, and the diffusible hydrogen in the steel is not sufficiently reduced. Therefore, the holding time is 5 seconds or more, preferably 10 seconds or more. The holding time is more preferably 15 seconds or more, more preferably 20 seconds or more. On the other hand, if the holding time exceeds 600 s, not only will the production efficiency be reduced, but excessive tempering may cause a decrease in tensile strength and coarsening of carbides, and the steel sheet of the present invention may not be obtained. Therefore, the holding time is 600 s or less, preferably 500 s or less. The holding time is more preferably 400 s or less, more preferably 300 s or less.
  • Production conditions other than those mentioned above can be carried out according to conventional methods.
  • the thickness of the galvanized steel sheet of the present invention is not particularly limited, but is preferably 0.4 mm or more, and more preferably 0.6 mm or more.
  • the thickness is preferably more than 0.8 mm.
  • the thickness is more preferably 0.9 mm or more.
  • the thickness is further preferably 1.0 mm or more.
  • the thickness is further more preferably 1.2 mm or more.
  • the plate thickness is preferably 3.2 mm or less, and more preferably 3.0 mm or less.
  • a member according to an embodiment of the present invention is a member made of the above-mentioned galvanized steel sheet (as a raw material).
  • the raw material galvanized steel sheet is subjected to at least one of forming and joining to form the member.
  • the above-mentioned galvanized steel sheet has a high yield ratio (YR), excellent bendability and stretch flangeability, excellent hydrogen embrittlement resistance, and a tensile strength (TS) of 780 MPa or more and less than 1180 MPa.
  • the member according to one embodiment of the present invention has a high yield ratio (YR), excellent bendability and stretch flangeability, excellent hydrogen embrittlement resistance, and a tensile strength (TS) of 780 MPa or more and less than 1180 MPa. Therefore, the member according to one embodiment of the present invention is particularly suitable as a member used in the automotive field.
  • a method for manufacturing a component according to one embodiment of the present invention includes a step of subjecting the above-mentioned zinc-plated steel sheet (e.g., a zinc-plated steel sheet manufactured by the above-mentioned method for manufacturing a zinc-plated steel sheet) to at least one of forming processing and joining processing to form a component.
  • the molding method is not particularly limited, and for example, a general processing method such as press processing can be used.
  • the joining method is also not particularly limited, and for example, general welding such as spot welding, laser welding, and arc welding, rivet joining, crimp joining, etc.
  • the molding conditions and joining conditions are not particularly limited, and may be in accordance with ordinary methods.
  • Example 1 Using steel having the chemical composition shown in Table 1, cold-rolled steel sheets having a thickness of 1.4 mm or hot-rolled steel sheets having a thickness of 1.8 mm were produced under each of the conditions shown in Table 2, and galvanized steel sheets (hot-dip galvanized steel sheets) were produced and evaluated as follows.
  • the slab heating temperature was 1250° C.
  • the finish rolling end temperature was 900° C.
  • the coiling temperature was 520° C.
  • the reheating treatment in the reheating process was carried out in air.
  • the evaluation results are shown in Table 3.
  • the zinc plating and alloying treatment in the zinc plating step were performed under the following conditions. All of the following evaluations were performed within 72 hours after the steel sheet first reached room temperature (40° C.
  • Plating bath composition Zn bath containing 0.13% Al by mass
  • Plating bath temperature 460°C
  • Alloying temperature 450-560°C Alloying degree range: 8.0 to 14.0% by mass
  • ⁇ Hole expansion test> To evaluate the stretch flangeability, a hole expanding test was performed according to the method of JIS Z 2256. A test piece of 100 mm x 100 mm was taken from the obtained galvanized steel sheet, and a hole of 10 mm in diameter was formed in the center of the test piece by punching. The clearance during punching was 12.5%. Next, using a die with an inner diameter of 75 mm, a wrinkle holding force of 9 ton (88.26 kN) was applied around the hole, and a conical punch with an apex angle of 60° was pushed into the hole to expand the hole, and the diameter of the hole at the time of crack generation was measured. The limit hole expanding ratio ⁇ (%) was calculated according to the following formula.
  • ⁇ (%) ⁇ (D f - D 0 )/D 0 ⁇ 100
  • Df Hole diameter at crack initiation (mm)
  • D 0 Hole diameter before hole expansion (mm)
  • Test pieces for microstructure observation were taken from the obtained galvanized steel sheets, and the cross sections of the sheets parallel to the rolling direction were polished and then corroded with a nital solution.
  • the structures of three fields of view were photographed at a magnification of 1500 times using an SEM in a region from the surface to 1/8 of the sheet thickness and in a region from 1/8 to 3/8 of the sheet thickness.
  • the area ratio of the retained austenite was determined individually by measuring the X-ray diffraction intensity, and the area ratio of the retained austenite was determined by subtracting it from the area ratio of the white part (as-quenched martensite and retained austenite).
  • the area ratio of the retained austenite was determined from the ratio of the X-ray diffraction integrated intensity of the (200), (220), and (311) planes of the fcc iron to the X-ray diffraction integrated intensity of the (200), (211), and (220) planes of the bcc iron in the 1/4 plane of the plate thickness.
  • the retained austenite was calculated as a volume ratio by the above measurement, but the volume ratio of the retained austenite was taken as the area ratio of the retained austenite, assuming that the retained austenite was three-dimensionally homogeneous.
  • the area ratio of each of the constituent phases was determined from the obtained images by the above-mentioned method.
  • the area ratio of each of the constituent phases in each region was the average value of all the images taken.
  • an image of the structure in one field of view was taken at a magnification of 5000 times for a region of 1/8 to 3/8 of the sheet thickness of the base steel sheet using an SEM, and the number and total area of carbides present inside the prior austenite grains containing the martensite were obtained from the image, and the area per carbide was calculated to obtain the average grain size of the carbides.
  • the average grain size is the average value of the major axis length and the minor axis length when the carbide is approximated as an ellipse. Note that, for one carbide, a region that is integrally formed without interruption in the SEM image is counted as one carbide in the measurement.
  • a test piece for hydrogen analysis measuring about 5 ⁇ 30 mm was taken from the obtained galvanized steel sheet, the surface plating layer was removed using a precision grinder, and the piece was placed in a quartz tube in which the atmosphere was replaced with Ar gas, and heated to 600° C. at a heating rate of 200° C./h.
  • the amount of hydrogen released during heating was measured using a gas chromatograph.
  • the integrated value of the amount of hydrogen released in the temperature range from room temperature to 200° C. was determined as the "amount of diffusible hydrogen," and the integrated value of the amount of hydrogen released in the temperature range from 350° C. to 600° C.
  • the amount of trapped hydrogen was determined as the "amount of trapped hydrogen.” Note that the specimens with a diffusible hydrogen amount of 0.45 mass ppm or less were considered to be examples of the present invention. Here, the amount of diffusible hydrogen and the amount of trapped hydrogen were measured after the production of the steel sheets was completed.
  • ⁇ Hydrogen embrittlement resistance evaluation> A test piece of 30 mm x 100 mm was taken from the obtained galvanized steel sheet, a spacer having a sheet thickness of 2 mm was sandwiched at both ends, and the center between the spacers was spot-welded to prepare a welded test piece.
  • spot welding an inverter DC resistance spot welding machine was used, and a dome-shaped electrode made of chromium copper with a tip diameter of 6 mm was used.
  • the pressure was 380 kgf
  • the current application time was 16 cycles/50 Hz
  • the holding time was 5 cycles/50 Hz.
  • the welding current value was adjusted to form a nugget diameter according to the sheet thickness.
  • the nugget diameter was 3.8 mm when the sheet thickness was 1.4 mm, and 4.4 mm when the sheet thickness was 1.8 mm. 3.0 ⁇ t1 /2 ⁇ nugget diameter ⁇ 3.5 ⁇ t1 /2 ... formula (2)
  • t is the plate thickness (mm).
  • Example 2 Using steel having the chemical composition shown in Table 1, cold-rolled steel sheets having a thickness of 1.4 mm were produced under each of the conditions shown in Table 4, and hot-dip galvanized steel sheets or galvannealed steel sheets were produced. The same evaluations as in Example 1 were performed, and further the evaluations described below were performed.
  • the slab heating temperature was 1250° C.
  • the finish rolling end temperature was 900° C.
  • the coiling temperature was 520° C.
  • the reheating treatment in the reheating process was carried out in air.
  • Example 2 compared to Example 1, some of the steel sheets (steel sheets marked with "Yes” in the pre-plating step in Table 4) were subjected to a metal plating treatment in a pre-plating step after the cold rolling step and before the reduction step (before the oxidation step if treatment in the oxidation step was performed).
  • the evaluation results are shown in Table 5.
  • the zinc plating treatment and the alloying treatment in the zinc plating step were carried out in the same manner as in Example 1.
  • the U-bending + close bending test is performed as follows. A 60 mm x 30 mm test piece was taken from the obtained galvanized steel sheet by shearing and end face grinding. Here, the 60 mm side is parallel to the width (C) direction. The test piece was prepared by U-bending (primary bending) in the width (C) direction with the rolling (L) direction as the axis at a curvature radius/sheet thickness of 4.2. In the U-bending (primary bending), as shown in FIG. 1(a), a punch B1 was pressed into the steel sheet placed on the roll A1 to obtain a test piece T1. Next, as shown in FIG.
  • test piece T1 placed on the lower die A2 was subjected to close bending (secondary bending) in which it was crushed by the upper die B2.
  • D1 indicates the width (C) direction
  • D2 indicates the rolling (L) direction.
  • the U-bending conditions in the U-bending + close bending test are as follows.
  • Test method Roll support, punch pressing Punch tip R: 5.0 mm Distance between rolls: plate thickness x 2 mm Stroke speed: 10 mm/min Bending direction: direction perpendicular to rolling (C)
  • the conditions for the close bending in the U-bending + close bending test are as follows. Spacer thickness: Varies at 0.5 mm pitch
  • Test method Die support, punch press Molding load: 10 tons
  • the U-bend + close bending test was performed three times, and the limit spacer thickness (ST) was evaluated when no cracks occurred all three times.
  • ST is an index for evaluating the fracture resistance properties during a collision (the fracture resistance properties of the vertical wall in an axial crushing test). The results are also shown in Table 5.
  • V-bend + orthogonal VDA bending test is carried out as follows. From the obtained galvanized steel sheet, a test piece of 60 mm x 65 mm was taken by shearing and end face grinding. Here, the 60 mm side is parallel to the rolling (L) direction. The test piece was prepared by bending the steel sheet 90° (primary bending) in the rolling (L) direction with the width (C) direction as an axis at a curvature radius/sheet thickness of 4.2. In the 90° bending (primary bending), as shown in FIG. 1(a), a punch B1 was pressed into a steel sheet placed on a die A1 having a V groove to obtain a test piece T1.
  • a punch B2 was pressed into the test piece T1 placed on a support roll A2 so that the bending direction was perpendicular to the rolling direction, and an orthogonal bending (secondary bending) was performed.
  • D1 indicates the width (C) direction
  • D2 indicates the rolling (L) direction.
  • V-bending conditions in the V-bending + orthogonal VDA bending test are as follows. Test method: Die support, punch pressing Molding load: 10 tons Test speed: 30 mm/min Holding time: 5 s Bending direction: Rolling (L) direction
  • VDA bending conditions in the V-bending + orthogonal VDA bending test are as follows. Test method: Roll support, punch pressing Roll diameter: ⁇ 30 mm Punch tip R: 0.4 mm Distance between rolls: (sheet thickness x 2) + 0.5 mm Stroke speed: 20 mm/min Test piece size: 60 mm x 60 mm Bending direction: perpendicular to rolling (C) direction
  • the stroke at maximum load is determined from the stroke-load curve obtained when the VDA bending is performed.
  • the average value of the stroke at maximum load when the V bending + orthogonal VDA bending test is performed three times is taken as SFmax (mm).
  • SFmax is an index for evaluating the fracture resistance property during a collision (fracture resistance property of the bend ridgeline in an axial crush test).
  • the results are also shown in Table 5.
  • the following cases (A) and (B) were evaluated as excellent in fracture resistance property during a collision (fracture resistance property of the bend ridgeline in an axial crush test).
  • a test piece of 160 mm x 200 mm was taken from the obtained hot-dip galvanized steel sheet by shearing.
  • the 160 mm side is parallel to the rolling (L) direction.
  • the hat-shaped member 10 shown in Fig. 2 (a) and Fig. 2 (b) was produced by forming (bending) to a depth of 40 mm.
  • the steel plate used as the material for the hat-shaped member was separately cut into a size of 80 mm x 200 mm.
  • the cut-out steel plate 20 and the hat-shaped member 10 were spot-welded to produce a test member 30 as shown in Fig.
  • Fig. 2 (a) is a front view of the test member 30 produced by spot welding the hat-shaped member 10 and the steel plate 20.
  • Fig. 2 (b) is a perspective view of the test member 30.
  • the position of the spot welded portion 40 was such that the end of the steel plate and the welded portion were spaced 10 mm apart, and the welded portions were spaced 20 mm apart, as shown in FIG. 2(b).
  • the test member 30 was joined to the base plate 50 by TIG welding to prepare a sample for the axial crush test.
  • the impactor 60 was made to collide with the prepared sample for the axial crush test at a constant velocity of 10 mm/min, and the sample for the axial crush test was crushed by 70 mm.
  • the crush direction D3 was parallel to the longitudinal direction of the test member 30.
  • the results are also shown in Table 5.
  • Axial compression fracture (visual cracking) evaluation More preferable ( ⁇ ): No visual cracking was observed in the sample after the axial compression test.
  • the ground surface was placed on the inside of the bend (valley side) in the U-bend + contact bending test, and the ground surface was placed on the outside of the bend (mountain side) in the V-bend + orthogonal VDA bending test during the V-bend test, and the ground surface was placed on the inside of the bend (valley side) during the subsequent VDA bending test.
  • the U-bend + contact bending test V-bend + orthogonal VDA bending test, and axial crushing test of zinc-plated steel sheets with a thickness of 1.2 mm or less, the effects of plate thickness are small, so the tests were performed without grinding.
  • the steel sheet was mechanically polished from the surface to a position 1/4 of the way down to the soft surface layer at -5 ⁇ m, and then buffed with diamond and alumina from the surface to a position 1/4 of the way down to the soft surface layer, followed by colloidal silica polishing.
  • Load 500 ⁇ N Measurement area: 50 ⁇ m x 50 ⁇ m
  • Dot spacing 2 ⁇ m The nano-hardness was measured at a total of 512 points under the above conditions.
  • the surface soft layer was mechanically polished to a position halfway down the thickness direction, buffed with diamond and alumina, and polished with colloidal silica.
  • Load 500 ⁇ N Measurement area: 50 ⁇ m x 50 ⁇ m
  • Dot spacing 2 ⁇ m The nano-hardness was measured at a total of 512 points under the above conditions.
  • the zinc-plated steel sheets of the invention examples had a TS of 780 MPa or more and 1180 MPa or less, a YR of 0.60 or more, and diffusible hydrogen in the steel of 0.45 mass ppm or less, and were excellent in stretch flangeability, bendability, and hydrogen embrittlement resistance.
  • the steel sheets of the comparative examples were inferior in at least one of TS, YR, stretch flangeability, bendability, and hydrogen embrittlement resistance.
  • Example 2 when the dew point was -15°C, the thickness of the soft surface layer was less than 17 ⁇ m, and the fracture (visual cracking) in the axial crushing test was rated as " ⁇ ". However, even when the thickness of the soft surface layer was less than 17 ⁇ m, if it had a metal plating layer, it had excellent fracture resistance properties and the fracture (visual cracking) in the axial crushing test was rated as " ⁇ ".
  • the components obtained by forming or joining the zinc-plated steel sheets of the invention had a TS of 780 MPa or more and 1180 MPa or less, a YR of 0.60 or more, and diffusible hydrogen in the steel of 0.45 mass ppm or less, and were excellent in stretch flangeability, bendability, and hydrogen embrittlement resistance.
  • a galvanized steel sheet having a tensile strength TS of 780 MPa or more and less than 1,180 MPa, a yield ratio of 0.60 or more, and excellent bendability, stretch flangeability and hydrogen embrittlement resistance, which is mainly suitable for use in automobile parts.

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Abstract

降伏比が高く、曲げ性及び伸びフランジ性に優れ、かつ耐水素脆性に優れた、ＴＳが７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満である亜鉛めっき鋼板の技術の提供。　面積率で、フェライト：６５％未満、マルテンサイト及びベイナイトの合計：２５％以上、残留オーステナイト：３％以上１０％以下、素地鋼板の板厚１／８～３／８における鋼組織中の全マルテンサイトの７０％以上が、平均粒径５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の炭化物を有する焼戻しマルテンサイトである鋼組織と、素地鋼板上に形成された亜鉛めっき層と、を有し、ＴＳ：７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満、降伏比：０．６０以上、拡散性水素量が０．４５質量ｐｐｍ以下である亜鉛めっき鋼板。

Description

亜鉛めっき鋼板、部材及びそれらの製造方法
　本発明は、加工性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板、該高強度亜鉛めっき鋼板を素材とする部材及びそれらの製造方法に関する。本発明の亜鉛めっき鋼板は、主に自動車用鋼板としての用途に好適に使用できる。
　近年、地球環境保全の観点から、自動車のＣＯ２排出量削減に向けた燃費改善が強く求められている。これに伴い、車体部品の薄肉化による車体軽量化の動きが活発となってきており、車体部品用材料である鋼板の高強度化ニーズが高まっている。特に、自動車の衝突安全性確保の観点から、キャビン周辺に用いる鋼板材料には、引張強度の高さだけでなく、降伏強度の高さも求められる。また、高強度化によって部品形状の自由度を損なわぬよう、プレス成形性を併せ持つことが必要である。更に、自動車部品として使用中に腐食が進行すると衝突時に本来の材料強度を発揮できない場合があることから、優れた耐食性を有する溶融亜鉛めっき鋼板の適用が拡大している。
　一方、鋼板の高強度化は水素脆化発生の懸念を伴う。高強度鋼板の水素脆化は、使用中に腐食等により外部から侵入する水素だけでなく、製造過程で侵入した水素によっても引き起こされる場合がある。特に溶融亜鉛めっき鋼板の場合、一般的な方法として、鋼板の還元及び酸化抑制を目的に焼鈍～溶融亜鉛めっき処理までの一連の工程を水素含有雰囲気中で連続的に行うことで製造される。このため、雰囲気中から鋼中に侵入した水素が残存する状態で亜鉛めっき層が形成される。亜鉛めっき中の水素拡散は非常に遅く、鋼中拡散性水素の外部放出に対する障壁となることから、拡散性水素が残存し、加工時の水素脆化発生によって亀裂発生が助長される場合があり、特に曲げ性や伸びフランジ性といった局部延性の劣化を招くリスクがある。したがって、鋼中水素が十分低減された耐水素脆性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法の確立が重要である。
　高強度溶融亜鉛めっき鋼板の加工性と耐水素脆性に関する課題に対して、例えば、特許文献１では、曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法が開示されている。また、特許文献２では、延性と耐遅れ破壊特性に優れたＴＳ９００ＭＰａ以上の高強度鋼板、高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
国際公開２０１６／１１３７８８号 特開２０１１－１１１６７１号公報
　しかしながら、特許文献１では、マルテンサイト粒の微細化による曲げ性の改善について記載がある一方、耐水素脆性の改善方法についての開示はない。また、特許文献２では、延性と耐水素脆性の両立について記載されているものの、扱われているのは加工後の耐水素脆性であり、製造時に侵入する鋼中水素に起因する耐水素脆性の改善に関する記載はない。
これらの特許文献に開示されている製造方法からは多量の鋼中水素が残存すると考えられ、例えば、曲げ性、伸びフランジ性の劣化や、スポット溶接部のナゲットにおける亀裂発生など、加工過程における水素脆化発生のリスクがある。
　本発明は、かかる事情を鑑みてなされたものであって、自動車用途に好適な、降伏比（ＹＲ）が高く、曲げ性及び伸びフランジ性に優れ、かつ耐水素脆性に優れた、引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満である亜鉛めっき鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供するものである。
　なお、ここで、降伏比が高いとは、圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ２２０１）を採取し、歪速度を１０－３／ｓとするＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を行い、ＹＲが０．６０以上であることを指す。
　引張強度（ＴＳ）は、圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ２２０１）を採取し、歪速度を１０－３／ｓとするＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を行い得られる引張強度のことを指す。
　曲げ性に優れるとは、亜鉛めっき鋼板から、圧延と平行な方向が曲げ試験軸となるよう、３５ｍｍ×１００ｍｍの短冊状試験片を採取し、ストローク速度が５０ｍｍ／ｓ、押込み荷重が１０ｔｏｎ、押付け保持時間５秒において、種々の曲げ半径で９０度Ｖ曲げ試験を行い、試験片の曲げ頂点の稜線部を１０倍の拡大鏡で観察し、長さ０．５ｍｍ以上の亀裂が認められなかった最小の曲げ半径Ｒ（ｍｍ）を板厚（ｍｍ）で除した値であるＲ／ｔを求め、下記（Ａ）、（Ｂ）のいずれかを満たすことを指す。
（Ａ）ＴＳ：７８０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満かつＲ／ｔ：４．５以下
（Ｂ）ＴＳ：９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満かつＲ／ｔ：５．０以下
　伸びフランジ性に優れるとは、亜鉛めっき鋼板から、１００ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、打抜き加工によって試験片中心部に、クリアランス１２．５％において直径１０ｍｍの穴を形成し、次に、内径７５ｍｍのダイスを用い、穴の周囲にしわ押さえ力：９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）を加え、頂角６０°の円錐ポンチを穴に押し込むことで穴広げを行い、亀裂発生時における穴の直径を測定し、以下の式（１）から求められる限界穴広げ率λ（％）が３５％以上であることを指す。
　λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００　・・・式（１）
　Ｄｆ：亀裂発生時における穴の直径（ｍｍ）
　Ｄ０：穴広げ前における穴の直径（ｍｍ）
　耐水素脆性に優れるとは、以下の方法でスポット溶接を行い、得られたナゲットの亀裂が１００μｍ以下であること指す。
（１）亜鉛めっき鋼板から採取した３０ｍｍ×１００ｍｍの試験片両端に板厚２ｍｍのスペーサを挟み、スペーサ間の中央をスポット溶接にて接合して溶接試験片を作製する。
（２）スポット溶接には、インバータ直流抵抗スポット溶接機を用い、電極はクロム銅製の先端径６ｍｍのドーム型を用いる。加圧力は３８０ｋｇｆ、通電時間は１６サイクル／５０Ｈｚ、保持時間は５サイクル／５０Ｈｚとする。
（３）溶接電流値は、板厚に応じたナゲット径を形成するよう調整する。
ナゲット径は、下記の式（２）を満たすものとする。
３．０×ｔ１／２　＜　ナゲット径　＜　３．５×ｔ１／２　・・・式（２）
式（２）において、ｔ：板厚（ｍｍ）である。
（４）スポット溶接から２４時間放置した後、スペーサ部を切り落とし、ナゲットの断面観察を行う。
　本発明者らは上記課題を解決するために、鋭意検討を重ねた。その結果、鋼板組織の最適化に加え、鋼中炭化物の析出形態を適切に制御して水素トラップサイトとして活用することで鋼中拡散性水素を低減することができ、これによって高い降伏比を有し、曲げ性に優れ、かつスポット溶接部のナゲットにおける亀裂発生リスクの低い高強度亜鉛めっき鋼板を得ることが可能であることを見出した。
　本発明はこのような知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
［１］素地鋼板と、該素地鋼板上に形成された亜鉛めっき層と、を有する亜鉛めっき鋼板であって、
前記素地鋼板は、
　面積率で、
フェライト：６５％未満であり、
マルテンサイト及びベイナイトの合計：２５％以上であり、
残留オーステナイト：３％以上１０％以下である鋼組織を有し、
面積率で、前記素地鋼板の板厚１／８～３／８における前記鋼組織中の全マルテンサイトの７０％以上が、平均粒径５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の炭化物を有する焼戻しマルテンサイトであり、
引張強度が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満であり、
降伏比が０．６０以上であり、
前記素地鋼板を室温から２００℃まで昇温した時に放出される水素量の積算値が０．４５質量ｐｐｍ以下である、亜鉛めっき鋼板。
［２］前記素地鋼板の鋼成分が、質量％で、
　Ｃ：０．０８０％以上０．３００％以下、
　Ｓｉ：０．２０％以上２．００％以下、
　Ｍｎ：１．００％以上４．００％以下、
　Ｐ：０．１０％以下、
　Ｓ：０．０２００％以下、
　Ａｌ：０．００３％以上０．１００％以下、
　Ｎ：０．０１００％以下を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる、前記［１］に記載の亜鉛めっき鋼板。
［３］前記鋼成分がさらに、質量％で、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｖ：０．１００％以下、
Ｃｕ：２．００％以下、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｎｉ：２．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｗ：０．５００％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．０２０％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％以下及び
ＲＥＭ（Ｃｅを除く）：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［２］に記載の亜鉛めっき鋼板。
［４］前記素地鋼板は、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域を表層とした際、前記表層に、板厚１／４位置のビッカース硬さに対して、ビッカース硬さが８５％以下である表層軟質層を有する、前記［１］～［３］のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板。
［５］前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置及び板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、
前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、全測定数に対して０．１０以下であり、
さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、
さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下である、前記［４］に記載の亜鉛めっき鋼板。
［６］前記亜鉛めっき鋼板の片面または両面において、前記素地鋼板と前記亜鉛めっき層の間に形成された金属めっき層を有する、前記［１］～［５］のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板。
［７］前記亜鉛めっき層が、合金化亜鉛めっき層である、前記［１］～［６］のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板。
［８］前記素地鋼板を室温から６００℃まで昇温した時、３５０～６００℃の温度範囲で放出される水素量の積算値が０．０５質量ｐｐｍ以上である、前記［１］～［７］のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板。
［９］前記［１］～［８］のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
［１０］前記［２］または［３］に記載の鋼成分を有するスラブを、１１００～１３５０℃の温度域に加熱し、仕上げ圧延終了温度：８００～９５０℃で熱間圧延し、巻取温度：６５０℃以下で巻き取る、熱延工程と、
　前記熱延工程後の鋼板を、７００℃以上において、水素濃度：８体積％以上３０体積％以下の還元雰囲気にて２０ｓ以上保持する、還元工程と、
　前記還元工程後の鋼板を、７５０℃以上において、水素濃度：０．２体積％以上８体積％以下の均熱雰囲気にて２０ｓ以上３００ｓ以下保持する、均熱工程と、
　前記均熱工程後の鋼板を、冷却する、第１冷却工程と、
　前記第１冷却工程後の鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成させる、亜鉛めっき工程と、
　前記亜鉛めっき工程後の鋼板を、３５０～４５０℃の温度域から（Ｍｓ点－１００℃）に達するまでの平均冷却速度：２０℃／s以下とし、かつ１００～３５０℃の温度域に５ｓ以上滞留させて、冷却停止温度：１００～３００℃まで冷却する、第２冷却工程と、
前記第２冷却工程後の鋼板を、前記冷却停止温度以上４５０℃以下の温度域で５～６００ｓ保持する、再加熱工程と、
を含む、亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１１］前記亜鉛めっき工程後において、鋼板の表面に前記亜鉛めっき層を形成させた後、さらに合金化処理する、前記［１０］に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１２］前記熱延工程後、かつ前記還元工程前に、２０％以上の圧下率で冷間圧延する冷延工程を有する、前記［１０］または［１１］に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１３］前記第１冷却工程において、前記均熱工程後の鋼板を水素濃度：０．５体積％以上３０体積％以下、露点：０℃以下の雰囲気にて、６００～９００℃から、平均冷却速度：２０℃／ｓ以下にて１５０～５００℃まで冷却する、前記［１０］～［１２］のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１４］前記第２冷却工程において、３５０～４５０℃の温度域から（Ｍｓ点－１００℃）に達するまでの平均冷却速度：１０℃／ｓ以下とし、かつ１００～３５０℃の温度域に１０ｓ以上滞留させて、冷却停止温度：１００～３００℃まで冷却する、前記［１０］～［１３］のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１５］前記均熱工程における前記均熱雰囲気は、露点：－３０℃以上の雰囲気である、前記［１０］～［１４］のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１６］前記熱延工程後、かつ前記還元工程の前の鋼板の片面または両面において、金属めっきを施し、金属めっき層を形成する、プレめっき工程を含む、前記［１０］～[１５］のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１７］前記熱延工程後、かつ前記還元工程前の鋼板を酸素濃度：１０００体積ｐｐｍ以上３００００体積ｐｐｍ以下含む酸化雰囲気中にて６００℃以上まで加熱する、酸化工程を含む、前記［１０］～［１６］のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１８］前記［１］～［８］のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
　本発明によって提供される亜鉛めっき鋼板は、引張強度が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満であり、降伏比が０．６０以上であり、曲げ性、伸びフランジ性及び耐水素脆性に優れる。
　また、本発明によって提供される部材は、引張強度が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満であり、降伏比が０．６０以上であり、曲げ性、伸びフランジ性及び耐水素脆性に優れる。
図１は、実施例のＵ曲げ＋密着曲げ試験、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験における、（ａ）一次曲げ加工及び（ｂ）二次曲げ加工を説明するための図である。 図２は、実施例の軸圧壊試験をするために製造した、ハット型部材と鋼板とをスポット溶接した試験用部材の（ａ）正面図と（ｂ）斜視図、さらに（ｃ）軸圧壊試験を説明するための概略図である。
　以下に、本発明の詳細を説明する。
　＜亜鉛めっき鋼板＞
　本発明の亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板と、該素地鋼板上に形成された亜鉛めっき層と、を有する亜鉛めっき鋼板であって、上記素地鋼板は、面積率で、フェライト：６５％未満であり、マルテンサイト及びベイナイトの合計：２５％以上であり、残留オーステナイト：３％以上１０％以下である鋼組織を有し、面積率で、素地鋼板の板厚１／８～３／８における鋼組織中の全マルテンサイトの７０％以上が、平均粒径５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の炭化物を有する焼戻しマルテンサイトであり、引張強度が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満であり、降伏比が０．６０以上であり、亜鉛めっき層を剥離した素地鋼板を室温から２００℃まで昇温した時に放出される水素量の積算値が０．４５質量ｐｐｍ以下であることを特徴とする。
　鋼組織
　まず、本発明の素地鋼板における各組織の面積率について説明する。各組織の面積率とは、観察された全面積に占める各構成相の面積比を指す。各組織の面積率は、圧延方向に対して平行な鋼板断面を研磨後、ナイタール液で腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率で撮影し、得られた画像データから求めることができる。測定領域としては、表面から板厚１／８の領域と、板厚１／８～３／８の領域とする。
画像データにおいて、フェライトは黒色、ベイナイトは島状の残留オーステナイトを含む黒色又は方位の揃った炭化物を含む灰色、焼戻しマルテンサイトは微細で方位がランダムな炭化物を含む明灰色、残留オーステナイトは白色として区別できる。ここで、焼入れままマルテンサイトと残留オーステナイトは共に白色を呈するためＳＥＭ像からの区別が困難な場合がある。このため、残留オーステナイトはＸ線回折強度を測定することで個別に面積率を求め、前述した白色部の面積率から差し引くことで焼入れままマルテンサイトの面積率を求める。残留オーステナイトの面積率は、板厚１／４面におけるｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）、（２２０）面のＸ線回折積分強度に対するｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面のＸ線回折積分強度の割合から求める。残留オーステナイトは、上記測定により体積率として算出されるが、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。
なお、本発明で規定するマルテンサイトは、焼入れままマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの双方を含み、焼入れままマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトからなっていてよい。
　フェライトの面積率：６５％未満
　フェライトの面積率が６５％以上では７８０ＭＰａ以上のＴＳが得られない場合がある。したがって、フェライトの面積率は６５％未満であり、好ましくは６０％未満である。下限は特に限定されず、０％であっても良いが、フェライトの面積率は引張強度と延性のバランスの観点から、５％以上であることが好ましく、１０％以上であることがより好ましい。
　マルテンサイト（焼戻しマルテンサイトを含む）及びベイナイトの合計面積率：２５％以上
　マルテンサイトはマルテンサイト変態開始点（Ｍｓ点）以下の低温でオーステナイトから生成する硬質組織である。本発明におけるマルテンサイトは、焼入れたままのマルテンサイト（焼入れままマルテンサイト）だけでなく、生成したマルテンサイトを所定温度で焼戻しすることで得られる焼戻しマルテンサイトも含む。
ベイナイトはＭｓ点以上の比較的低温でオーステナイトから生成し、針状又は板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質組織である。マルテンサイト及びベイナイトは本発明の鋼板の強度を担う組織であり、合計面積率が２５％未満の場合、７８０ＭＰａ以上のＴＳが得られない場合がある。したがって、マルテンサイト及びベイナイトの合計面積率は２５％以上であり、好ましくは３０％以上である。尚、マルテンサイト及びベイナイトのいずれか一方のみが上記範囲であっても良い。上限は特に限定されないが、マルテンサイト（焼戻しマルテンサイトを含む）及びベイナイトの合計面積率は、ＴＳと延性のバランスをより好適に制御する観点では、８５％以下であることが好ましく、８０％以下であることがより好ましい。
　残留オーステナイトの面積率：３％以上１０％以下
　残留オーステナイトを過度に多く含む場合、曲げ加工や打抜きによる穴あけ加工の際、硬質なマルテンサイトに加工誘起変態することで亀裂の発生を助長し、曲げ性や穴広げ性を劣化させる恐れがある。この影響は残留オーステナイトが１０％を超えると顕著となる。したがって、残留オーステナイトの面積率は１０％以下である。残留オーステナイトの面積率は９％以下であることが好ましく、８％以下であることがより好ましい。一方、残留オーステナイトが３％未満の場合は十分な延性が得られない。したがって、残留オーステナイトは３％以上である。残留オーステナイトの面積率は４％以上であることが好ましく、５％以上であることがより好ましい。
　フェライト、マルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトが上記範囲を満足していれば、組織残部にその他の組織を５％以下の面積率で含んでいても良い。その他組織としては、パーライト等が挙げられる。
　面積率で、素地鋼板の板厚１／８～３／８における鋼組織中の全マルテンサイトの７０％以上：平均粒径５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の炭化物を有する焼戻しマルテンサイト
　本発明では、素地鋼板の板厚１／８～３／８における組織中に含まれる全マルテンサイトのうち、面積率で７０％以上が所定サイズの炭化物を有する焼戻しマルテンサイトとなるよう制御することで、析出強化により、高い降伏比が得られる。
同時に、微細炭化物を鋼中の水素トラップサイトとして活用し、拡散性水素の低減を図ることで、優れた耐水素脆性を両立することが可能となる。これらの効果を十分得るために、素地鋼板の板厚１／８～３／８における組織中に含まれる全マルテンサイトにおいて、所定サイズの炭化物を有する焼戻しマルテンサイトの面積率は７０％以上であり、好ましくは８０％以上であり、１００％であっても良い。この効果は、上記炭化物サイズを平均粒径５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の範囲とすることで得られる。一般的に、析出物の体積率が一定の場合、析出物の粒径が小さいほど析出強化に有利である。また、水素トラップの観点では、炭化物の表面積が大きいほど有利であることから、体積率が一定ならば炭化物の粒径は小さいほど好ましい。更に、炭化物が粗大になると曲げ性劣化の原因となる。したがって、上記炭化物の平均粒径は２００ｎｍ以下である。一方、炭化物の平均粒径が５０ｎｍ未満になると炭化物の体積率が減少し、本発明に必要な析出強化及び水素トラップの効果が十分得られない場合がある。
以上より、本発明では、素地鋼板の板厚１／８～３／８において、平均粒径５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の炭化物を有する焼戻しマルテンサイトを、全マルテンサイトの７０％以上とする。
　ここで、平均粒径は、楕円近似した時の長軸長さと短軸長さの平均値である。平均粒径は、実施例に示す方法を一例として測定することができる。
　めっき層を剥離した素地鋼板を室温から２００℃まで昇温した時に放出される水素量の積算値：０．４５質量ｐｐｍ以下
　本発明の亜鉛めっき鋼板は、マルテンサイト中の炭化物を前述の範囲となるよう制御することにより、製造過程で鋼中侵入した水素を効果的にトラップすることで拡散性水素が低減され、優れた曲げ性、伸びフランジ性、耐水素脆性を有する。本発明では、めっき層（亜鉛めっき層であり、後述の金属めっき層が形成されている場合には、金属めっき層も含む）を剥離した素地鋼板を、室温（１５～３５℃）から２００℃／ｈで２００℃まで昇温した時に放出される水素量の積算値を鋼中の拡散性水素量とする。
拡散性水素量が０．４５質量ｐｐｍ超では優れた曲げ性、伸びフランジ性、耐水素脆性が得られない場合がある。したがって、拡散性水素量は０．４５質量ｐｐｍ以下であり、好ましくは０．４０質量ｐｐｍ以下である。
下限は特に限定されないが、拡散性水素量は少ないほど好ましいことから、０質量ｐｐｍとしてよい。
　めっき層を剥離した素地鋼板を室温から６００℃まで昇温した時、３５０～６００℃の温度範囲で放出される水素量の積算値が０．０５質量ｐｐｍ以上（好適条件）
　本発明の亜鉛めっき鋼板は、マルテンサイト中の炭化物を前述の範囲となるよう制御することにより、製造過程で鋼中侵入した水素を効果的にトラップすることで拡散性水素の低減を図っている。炭化物にトラップされた水素は拡散性水素に比べ鋼中からの脱離が生じにくく、２００℃までの加熱では放出されず、３５０℃以上で放出される。本発明の効果を十分に得るためには、めっき層（亜鉛めっき層であり、後述の金属めっき層が形成されている場合には、金属めっき層も含む）を剥離した鋼板を室温（１５～３５℃）から２００℃／ｈで６００℃まで昇温した時、３５０～６００℃において放出される水素の積算値が０．０５質量ｐｐｍ以上であることが好ましい。より好ましくは０．０６質量ｐｐｍ以上であり、さらに好ましくは０．０７質量ｐｐｍ以上である。
上限は特に限定されないが、３５０～６００℃において放出される水素量の積算値は、１．００質量ｐｐｍ以下としてよい。
　上述した鋼中水素の定量方法としては、亜鉛めっき鋼板から、５×３０ｍｍ程度の水素分析用試験片を採取し、精密グラインダーを用いて表面の亜鉛めっき層（金属めっき層が形成されている場合には、金属めっき層も含む）を除去し、速やかにＡｒガスで雰囲気置換された石英管中に入れ、２００℃／ｈの昇温速度で６００℃まで加熱し、ガスクロマトグラフによって昇温中の放出水素量を測定する。室温から２００℃までの温度域で放出された水素量の積算値を「拡散性水素量」、３５０℃以上６００℃以下の温度域で放出された水素量の積算値を「トラップ水素量」としてそれぞれ求める。
　ここで、水素量の測定は、鋼板の製造完了後に行うことが好ましい。すなわち、拡散性水素量の測定は、鋼板の製造完了後に行うことが好ましい。また、トラップ水素量の測定は、鋼板の製造完了後に行うことが好ましい。
また、拡散性水素量の測定及びトラップ水素量の測定は、本発明で規定する再加熱工程後、鋼板が最初に室温（４０℃以下）に到達してから７２ｈ以内に実施することが、さらに好ましい。
　亜鉛めっき層
　本発明の亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板上に、亜鉛めっき層を有し、亜鉛めっき層は合金化亜鉛めっき層であってもよく、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
　本発明の亜鉛めっき鋼板は、最表層として素地鋼板の上（素地鋼板表面上または金属めっき層が形成された場合は金属めっき層表面上）に形成された亜鉛めっき層（金属めっき層（第一めっき層）が形成される場合の第二めっき層）を有しており、この亜鉛めっき層は、素地鋼板の一方の表面の上のみに設けてもよく、両面の上に設けてもよい。
　すなわち、本発明の亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板を有し、該素地鋼板上に第二めっき層（亜鉛めっき層、アルミニウムめっき層等）が形成されており、また、素地鋼板を有し、該素地鋼板上に金属めっき層（第一めっき層（亜鉛めっき層の第二めっき層を除く））と第二めっき層（亜鉛めっき層、アルミニウムめっき層等）とが順に形成されていてもよい。
　なお、ここでいう亜鉛めっき層は、Ｚｎを主成分（Ｚｎ含有量が５０．０％以上）とするめっき層を指し、例えば、溶融亜鉛めっき層等の亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層等の合金化亜鉛めっき層が挙げられる。
　ここで、溶融亜鉛めっき層（亜鉛めっき層）は、例えば、Ｚｎと、２０．０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及び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０．０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７．０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（合金化亜鉛めっき層）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及び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０．０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７．０質量％以上、さらに好ましくは８．０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１５．０質量％以下、さらに好ましくは１３．０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、２０ｇ／ｍ２以上とすることが好ましい。また、亜鉛めっき層の片面あたりのめっき付着量は、８０ｇ／ｍ２以下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、素地鋼板の表面積（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。
　成分組成
　次に、亜鉛めっき鋼板を構成する鋼板（素地鋼板（以下、単に鋼板とのみ記すこともある。））の好ましい成分組成について説明する。なお、成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０８０％以上０．３００％以下
　Ｃは、焼入れ性を向上させ、マルテンサイトやベイナイトを得やすくする。また、微細な炭化物として組織中に析出させることで鋼中水素をトラップでき、拡散性水素量が低減され、耐水素脆性が向上する。Ｃ含有量が０．０８０％未満では、必要強度と曲げ性を両立することができない。したがって、Ｃ含有量は好ましくは０．０８０％以上であり、より好ましくは０．１００％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．３００％を超えると、微細炭化物による水素トラップ効果は飽和し、マルテンサイトの強度が過度に高くなることで、延性を損なう場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．３００％以下であることが好ましく、より好ましくは０．２５０％以下である。
　Ｓｉ：０．２０％以上２．００％以下
　Ｓｉは、延性に優れるフェライトの強化に有効な元素であるとともに、焼鈍後の鋼板を比較的低温域で保持した際に、粗大な炭化物の生成を抑制することで残留オーステナイトの生成を促し、強度と延性のバランスの向上に寄与する。この効果はＳｉ含有量が０．２０％未満の場合は十分に得られない。したがって、Ｓｉ含有量は０．２０％以上であり、好ましくは０．３０％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が２．００％超では、炭化物の生成作用が過剰となり、本発明に必要なマルテンサイト中の微細炭化物を得ることができず、鋼中拡散性水素が増加する結果、本発明の所望の降伏比や耐水素脆性を得ることができない場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は好ましくは２．００％以下であり、より好ましくは１．５０％以下である。
　Ｍｎ：１．００％以上４．００％以下
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させるため、マルテンサイトやベイナイトを得やすくする。Ｍｎ含有量が１．００％未満の場合、フェライトの面積率が過剰となり、必要な強度と降伏比が得られない場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は１．００％以上であることが好ましく、より好ましくは１．５０％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が４．００％を超えると、マルテンサイトの強度が過度に高くなることに加え、粗大なＭｎＳの生成が促進され、優れた曲げ性を得ることができない場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下であることが好ましく、より好ましくは３．５０％以下である。
　Ｐ：０．１０％以下
　Ｐは、過剰に含まれると旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、曲げ性劣化の原因となる。したがって、Ｐ含有量は０．１０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０５％以下である。Ｐ含有量は、０．０３％以下であることが好ましく、０．０２％以下であることが好ましい。
下限は特に限定されないが、Ｐは固溶強化による鋼板の強度上昇に有効な元素でもあることから、このような効果を得る場合には、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｐ含有量は、０．００２％以上であってもよく、０．００５％以上であってもよい。
　Ｓ：０．０２００％以下
　Ｓは、ＭｎＳなどの介在物を生成し、曲げ性劣化の原因となる。したがって、Ｓ含有量は０．０２００％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０１００％以下である。
下限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてよい。Ｓ含有量は、０．０００２％以上であってもよく、０．０００４％以上であってもよい。
　Ａｌ：０．００３％以上０．１００％以下
　Ａｌは、脱酸剤として用いられることに加え、鋼の固溶強化にも寄与する。Ａｌ含有量が０．００３％未満ではこれらの効果は得られない場合がある。したがって、Ａｌ含有量は０．００３％以上であることが好ましい。Ａｌ含有量は、０．００５％以上であることが好ましく、０．００７％以上であることが好ましい。
一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると製鋼時のスラブ品質劣化を招く。したがって、Ａｌ含有量は０．１００％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０５０％以下である。
　Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは、粗大な窒化物を形成し、ボイド生成の起点となって曲げ性を低下させる場合がある。Ｎ含有量を０．０１００％以下とすることで、Ｎが粗大な窒化物を形成することを防ぐことができる。よって、Ｎ含有量は０．０１００％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００６０％以下である。
下限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、Ｎ含有量は０．０００５％以上としてよい。
　上記以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。本発明の鋼板は、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。
　成分組成はさらに、任意で以下の元素群から選ばれる少なくとも１種を所定量含有してもよい。以下の任意元素を好適な下限値未満で含む場合、任意元素を不可避的不純物として含むものとすることができる。
　Ｂ：０．０１００％以下
　Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。焼入れ性を向上するためには、Ｂ量は０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００２％以上であることがより好ましく、０．０００３％以上であることがさらに好ましい。Ｂ含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましく、０．０００７％以上とすることが好ましい。
より良好な成形性を得るために、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましく、０．００５０％以下とすることがより好ましく、０．００３０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｔｉ：０．２００％以下
　Ｔｉは、微細な炭化物を析出させ、強度上昇及び水素トラップ効果に寄与する。Ｔｉの下限は特に限定されないが、これらの効果を得るためには、０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましく、０．０１０％以上とすることがさらに好ましい。
一方、Ｔｉを過剰に含む場合、炭化物が粗大化して曲げ性劣化の原因となる場合がある。したがって、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は０．２００％以下とすることが好ましく、０．１００％以下とすることがより好ましく、０．０６０％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｎｂ：０．２００％以下
　Ｎｂ、は微細な炭化物を析出させ、強度上昇及び水素トラップ効果に寄与する。Ｎｂの下限は特に限定されないが、これらの効果を得るためには、０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましく、０．０１０％以上とすることがさらに好ましい。
一方、Ｎｂを過剰に含む場合、炭化物が粗大化して曲げ性劣化の原因となる場合がある。したがって、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は０．２００％以下とすることが好ましく、０．１００％以下とすることがより好ましく、０．０６０％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｓｂ：０．２００％以下
　Ｓｂは、鋼板表面の過度な脱炭を抑制し、マルテンサイトの生成量が減少することを防止するのに有効な元素である。このような効果を得るために、Ｓｂ含有量は０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましく、０．００５％以上とすることがさらに好ましい。
一方、より良好な靭性を得るために、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は０．２００％以下とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は０．０６０％以下とすることがより好ましく、０．０２０％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｓｎ：０．２００％以下
　Ｓｎは、脱炭、脱窒等を抑制して、鋼の強度低下を抑制するために有効な元素である。こうした効果を得るにはＳｎ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましく、０．００５％以上とすることがさらに好ましい。
一方、より良好な耐衝撃性を得るために、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は０．２００％以下とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．０６０％以下とすることがより好ましく、０．０２０％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｖ：０．１００％以下
　Ｖは、微細な炭化物を析出させ、強度上昇及び水素トラップ効果に寄与する。Ｖの下限は特に限定されないが、これらの効果を得るためには、０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましく、０．００５％以上とすることがさらに好ましい。Ｖ含有量は、０．００７％以上とすることが好ましく、０．００９％以上とすることが好ましい。
一方、Ｖを過剰に含む場合、炭化物が粗大化して曲げ性劣化の原因となる場合がある。したがって、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．１００％以下とすることが好ましく、０．０８０％以下とすることがより好ましく、０．０６０％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｃｕ：２．００％以下
　Ｃｕは、焼入れ性を大きくする元素であり、硬質相の面積率をより好適な範囲内とするために有効な元素である。この効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることがより好ましく、０．０２０％以上とすることがさらに好ましい。Ｃｕ含有量は、０．０４０％以上とすることが好ましく、０．０６０％以上とすることが好ましい。
また、Ｃｕを含有する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ｃｕ含有量は２．００％以下とすることが好ましく、１．００％以下とすることがより好ましく、０．５０％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｃｒ：２．００％以下
　Ｃｒの添加によって、焼入れ性を向上し、強度と延性とのバランスを向上することができる。この効果を得るためには、Ｃｒ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましく、０．００５％以上とすることがさらに好ましい。Ｃｒ含有量は、０．００７％以上とすることが好ましく、０．００９％以上とすることが好ましい。
また、Ｃｒを含有する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ｃｒ含有量は２．００％以下とすることが好ましく、１．００％以下とすることがより好ましく、０．８０％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｎｉ：２．００％以下
　Ｎｉの添加によって、焼入れ性を向上し、強度と延性とのバランスを向上することができる。この効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることがより好ましく、０．０２０％以上とすることがさらに好ましい。Ｎｉ含有量は、０．０３０％以上とすることが好ましく、０．０４０％以上とすることが好ましい。
また、Ｎｉを含有する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ｎｉ含有量は２．００％以下とすることが好ましく、１．００％以下とすることがより好ましく、０．８０％以下とすることがさらに好ましい。Ｎｉ含有量は、０．６０％以下とすることが好ましく、０．４０％以下とすることが好ましい。
　Ｍｏ：１．００％以下
　Ｍｏの添加によって、強度調整の効果を得ることができる。この効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０２％以上とすることがさらに好ましい。Ｍｏ含有量は、０．０３％以上とすることが好ましく、０．０４％以上とすることが好ましい。
また、Ｍｏを含有する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ｍｏ含有量は１．００％以下とすることが好ましく、０．８０％以下とすることがより好ましく、０．６０％以下とすることがさらに好ましい。Ｍｏ含有量は、０．５０％以下とすることが好ましく、０．４０％以下とすることが好ましい。
　Ｔａ：０．１００％以下
　Ｔａの添加によって、強度向上の効果を得ることができる。この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く、０．００２％以上とすることがより好ましく、０．００３％以上とすることがさらに好ましい。
また、Ｔａを含有する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ｔａ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。Ｔａ含有量は０．０５０％以下とすることがより好ましく、０．０２０％以下とすることがさらに好ましい。Ｔａ含有量は、０．０１０％以下とすることが好ましく、０．００８％以下とすることが好ましい。
　Ｗ：０．５００％以下
　Ｗの添加によって、強度向上の効果を得ることができる。この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く、０．００２％以上とすることがより好ましく、０．００３％以上とすることがさらに好ましい。Ｗ含有量は、０．００５％以上とすることが好ましく、０．００７％以上とすることが好ましい。
また、Ｗを含有する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ｗ含有量は０．５００％以下とすることが好ましく、０．４５０％以下とすることがより好ましく、０．４００％以下とすることがさらに好ましい。Ｗ含有量は、０．３５０％以下とすることが好ましく、０．３００％以下とすることが好ましい。
　Ｚｒ：０．０２０％以下
　Ｚｒの添加によって、鋼板の極限変形能を向上し、伸びフランジ性を向上させる効果を得ることができる。この効果を得るためには、Ｚｒ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましく、０．００１５％以上とすることがさらに好ましい。
また、Ｚｒを含有する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ｚｒ含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は０．０１０％以下とすることがより好ましく、０．００５０％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｃａ：０．０２００％以下
　Ｃａを含有することで、硫化物の形態を制御し、延性、靭性をより向上させることができる。より良好な延性を得る上で、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は０．０１００％以下とすることがより好ましく、０．００５０％以下とすることがさらに好ましい。Ｃａ含有量は、０．００４０％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることが好ましい。
また、Ｃａ含有量の下限は特に制限されず、０．００００％であってもよいが、生産技術上の制約から、Ｃａ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。また、上記の硫化物の形態を制御し、延性、靭性をより向上させるという観点からは、Ｃａ含有量は０．０００５％以上とすることがより好ましい。
　Ｍｇ：０．０２００％以下
　Ｍｇは、０．０００１％以上含有することで硫化物の形態を制御し、延性、靭性を向上させることができる。より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００１％以上である。
また、より良好な延性を得る上で、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０１００％以下とすることがより好ましく、０．００５０％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｚｎ：０．０２０％以下
　Ｚｎの添加によって、鋼板の極限変形能を向上し、伸びフランジ性を向上させる効果を得ることができる。この効果を得るためには、Ｚｎ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましく、０．００３％以上とすることがさらに好ましい。
また、Ｚｎを含有する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ｚｎ含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。Ｚｎ含有量は０．０１０％以下とすることがより好ましく、０．００８％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｃｏ：０．０２０％以下
　Ｃｏの添加によって、鋼板の極限変形能を向上し、伸びフランジ性を向上させる効果を得ることができる。この効果を得るためには、Ｃｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましく、０．００３％以上とすることがさらに好ましい。
また、Ｃｏを含有する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ｃｏ含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は０．０１０％以下とすることがより好ましく、０．００８％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｂｉ、ＲＥＭ（Ｃｅを除く）のそれぞれの含有量：０．０２００％以下
　これらの元素を添加することによって、鋼板の極限変形能を向上し、伸びフランジ性を向上させる効果を得ることができる。この効果を得るためには、これら元素の少なくとも一種以上をそれぞれ０．０００１％以上含有することが好ましい。
一方、コストアップを防ぐ観点から、これらの元素を少なくとも一種以上含有する場合、それぞれの含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。
　Ｃｅは、０．０００２％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがさらに好ましい。また、Ｃｅは、０．０１５０％以下であることがより好ましく、０．０１００％以下であることがさらに好ましい。Ｃｅは、０．００８０％以下とすることが好ましく、０．００６０％以下とすることがより好ましい。
　Ｓｅは、０．０００２％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがさらに好ましい。Ｓｅは、０．０００７％以上とすることが好ましく、０．０００９％以上とすることがより好ましい。Ｓｅは、０．０１５０％以下であることがより好ましく、０．０１００％以下であることがさらに好ましい。Ｓｅは、０．００８０％以下とすることが好ましく、０．００６０％以下とすることがより好ましい。
　Ｔｅは、０．０００２％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがさらに好ましい。Ｔｅは、０．０００７％以上とすることが好ましく、０．０００９％以上とすることがより好ましい。Ｔｅは、０．０１５０％以下であることがより好ましく、０．０１００％以下であることがさらに好ましい。
　Ｇｅは、０．０００２％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがさらに好ましい。Ｇｅは、０．０００７％以上とすることが好ましく、０．０００９％以上とすることがより好ましい。Ｇｅは、０．０１５０％以下であることがより好ましく、０．０１００％以下であることがさらに好ましい。
　Ａｓは、０．０００２％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがさらに好ましい。Ａｓは、０．０００７％以上とすることが好ましく、０．０００９％以上とすることがより好ましい。Ａｓは、０．０１５０％以下であることがより好ましく、０．０１００％以下であることがさらに好ましい。
　Ｓｒは、０．０００２％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがさらに好ましい。Ｓｒは、０．０００７％以上とすることが好ましく、０．０００９％以上とすることがより好ましい。Ｓｒは、０．０１５０％以下であることがより好ましく、０．０１００％以下であることがさらに好ましい。
　Ｃｓは、０．０００２％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがさらに好ましい。Ｃｓは、０．０００７％以上とすることが好ましく、０．０００９％以上とすることがより好ましい。Ｃｓは、０．０１５０％以下であることがより好ましく、０．０１００％以下であることがさらに好ましい。
　Ｈｆは、０．０００２％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがさらに好ましい。Ｈｆは、０．０００７％以上とすることが好ましく、０．０００９％以上とすることがより好ましい。Ｈｆは、０．０１５０％以下であることがより好ましく、０．０１００％以下であることがさらに好ましい。
　Ｐｂは、０．０００２％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがさらに好ましい。Ｐｂは、０．０００７％以上とすることが好ましく、０．０００９％以上とすることがより好ましい。Ｐｂは、０．０１５０％以下であることがより好ましく、０．０１００％以下であることがさらに好ましい。Ｐｂは、０．００８０％以下とすることが好ましく、０．００６０％以下とすることがより好ましい。
　Ｂｉは、０．０００２％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがさらに好ましい。Ｂｉは、０．０００７％以上とすることが好ましく、０．０００９％以上とすることがより好ましい。Ｂｉは、０．０１５０％以下であることがより好ましく、０．０１００％以下であることがさらに好ましい。Ｂｉは、０．００８０％以下とすることが好ましく、０．００６０％以下とすることがより好ましい。
　ＲＥＭは、０．０００２％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがさらに好ましい。ＲＥＭは、０．０００７％以上とすることが好ましく、０．０００９％以上とすることがより好ましい。ＲＥＭは、０．０１５０％以下であることがより好ましく、０．０１００％以下であることがさらに好ましい。なお、本発明で規定するＲＥＭは、前述したＣｅを除く。
　なお、本発明でいうＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）と原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、および原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドのことを指す。本発明におけるＲＥＭ濃度とは、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。
ＲＥＭとしては、特に限定されないが、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａであることが好ましい。
　表層軟質層
　本発明の一実施形態に伴う亜鉛めっき鋼板の素地鋼板では、表層に表層軟質層を有することが好ましい。プレス成形時および車体衝突時に前記表層軟質層が曲げ割れ進展の抑制に寄与するため、耐曲げ破断特性がさらに向上する。なお、表層軟質層とは、脱炭層を意味し、板厚１／４位置の断面（鋼板表面に平行な面）のビッカース硬さに対して、８５％以下のビッカース硬さの表層領域のことである。
ここで表層軟質層は、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の厚みで形成されている。表層軟質層の形成される領域は、素地鋼板表面から板厚方向に、好ましくは１５０μｍ以下であり、より好ましくは１２０μｍ以下である。なお、表層軟質層の厚さの下限については、特に定めないが、７μｍ以上が好ましく、１４μｍ以上がより好ましく、また１７μｍ以上がさらに好ましい。また、表層軟質層は、好ましくは３０μｍ以上であり、より好ましくは４０μｍ以上である。
　また、上記のビッカース硬さを測定する素地鋼板の板厚１／４位置は、非表層軟質層（本発明で規定される表層軟質層の硬さの条件を満たさない層）である。
　ビッカース硬さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４－１（２０２０）に基づいて、荷重を１０ｇｆとして測定する。
　表層軟質層のナノ硬度
　本発明の亜鉛めっき鋼板では、素地鋼板の表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置及び板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、全測定数に対して０．１０以下であり、さらに、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下であることが好ましい。
　上記ナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の個数割合が全測定数に対して０．１０以下の場合、硬質な組織（マルテンサイトなど）、介在物などの割合が小さいことを意味し、上記硬質な組織（マルテンサイトなど）、介在物などのプレス成形時および衝突時のボイドの生成や連結、さらには亀裂の進展をより抑制することが可能となり、優れたＲ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られる。
　また、プレス成形時の優れた曲げ性と、衝突時の優れた曲げ破断特性を得るためには、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下であることが好ましい。
素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下の場合、ミクロ領域における組織硬度差が小さいことを意味し、ミクロ領域における組織硬度差が小さいため、プレス成形時および衝突時のボイドの生成や連結、さらには亀裂の進展をより抑制することが可能となり、優れたＲ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られる。
また、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σの好ましい範囲は、１．７ＧＰａ以下である。素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σは、より好ましくは、１．３ＧＰａ以下である。下限は特に限定されないが、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σは、０．５ＧＰａ以上としてもよい。
素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σの好ましい範囲は、２．１ＧＰａ以下である。素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σは、より好ましくは、１．７ＧＰａ以下である。下限は特に限定されないが、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σは、０．６ＧＰａ以上としてもよい。
　ここで、板厚方向深さの１／４位置、１／２位置の板面のナノ硬度とは、以下の方法により測定される硬度である。
　まず、亜鉛めっき層剥離後、さらに金属電気めっき層等の金属めっき層が形成されている鋼板については金属めっき層剥離後、素地鋼板の表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置まで機械研磨を実施し、ダイヤモンド及びアルミナでのバフ研磨を実施し、さらにコロイダルシリカ研磨を実施する。Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、荷重：５００μＮ、測定領域：５０μｍ×５０μｍ、打点間隔：２μｍの条件でナノ硬度を測定する。
　また、表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置まで機械研磨を実施し、ダイヤモンド及びアルミナでのバフ研磨を実施、さらにコロイダルシリカ研磨を実施する。そして、Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、荷重：５００μＮ、測定領域：５０μｍ×５０μｍ、打点間隔：２μｍの条件でナノ硬度を測定する。
　板厚方向深さの１／４位置で３００点以上のナノ硬度を測定し、また、板厚方向深さの１／２位置でも３００点以上のナノ硬度を測定する。
例えば、表層軟質層厚さが１００μｍの場合、１／４位置は表層軟質層の表面から２５μｍ位置となり、１／２位置は表層軟質層の表面から５０μｍ位置となる。この２５μｍ位置で３００点以上のナノ硬度を測定し、また、５０μｍ位置でも３００点以上のナノ硬度を測定する。
　金属めっき層
　さらに、本発明の一実施形態に伴う亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板の片面または両面に、素地鋼板と亜鉛めっき層の間に形成された金属めっき層（第一めっき層、プレめっき層）（なお、金属めっき層とは、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層の亜鉛めっき層を除くものとする）を有することが好ましい。金属めっき層は金属電気めっき層とすることが好ましく、以下では、金属電気めっき層を例に説明する。
金属電気めっき層が素地鋼板上に形成されることで、プレス成形時及び車体衝突時に最表層の上記金属電気めっき層が曲げ割れ発生の抑制に寄与するため、耐曲げ破断特性がさらに向上する。
　本発明では、均熱工程における露点を－５℃以上とすることで、軟質層の厚みをより大きくすることができ、軸圧壊特性を非常に優れたものとすることが可能になる。この点、本発明では、金属めっき層を有することで、露点が－５℃未満で、軟質層厚みが小さくても、軟質層厚みが大きい場合と同等の軸圧壊特性を得られる。
　金属電気めっき層の金属種としては、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｂｉのいずれでもかまわないが、Ｆｅであることがより好ましい。以下では、Ｆｅ系電気めっき層を例に説明するが、他の金属種でも以下のＦｅにおける条件を同様に採用し得る。
　Ｆｅ系電気めっき層の付着量は、０ｇ／ｍ２超とし、好ましくは２．０ｇ／ｍ２以上とする。Ｆｅ系電気めっき層の素地鋼板の片面あたりの付着量の上限は特に限定されないが、コストの観点から、Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量を６０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。Ｆｅ系電気めっき層の付着量は、好ましくは５０ｇ／ｍ２以下であり、より好ましくは４０ｇ／ｍ２以下であり、さらに好ましくは３０ｇ／ｍ２以下である。
　Ｆｅ系電気めっき層の付着量は、以下のとおり測定する。Ｆｅ系電気めっき鋼板から１０×１５ｍｍサイズのサンプルを採取して樹脂に埋め込み、断面埋め込みサンプルとする。同断面の任意の３か所を走査型電子顕微鏡（ＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；ＳＥＭ）を用いて加速電圧１５ｋＶで、Ｆｅ系電気めっき層の厚みに応じて倍率２０００～１００００倍で観察し、３視野の厚みの平均値に鉄の密度を乗じることによって、Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量に換算する。
　Ｆｅ系電気めっき層としては、純Ｆｅの他、Ｆｅ－Ｂ合金、Ｆｅ－Ｃ合金、Ｆｅ－Ｐ合金、Ｆｅ－Ｎ合金、Ｆｅ－Ｏ合金、Ｆｅ－Ｎｉ合金、Ｆｅ－Ｍｎ合金、Ｆｅ－Ｍｏ合金、Ｆｅ－Ｗ合金等の合金めっき層が使用できる。Ｆｅ系電気めっき層の成分組成は特に限定されないが、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる１または２以上の元素を合計で１０質量％以下含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成とすることが好ましい。Ｆｅ以外の元素の量を合計で１０質量％以下とすることで、電解効率の低下を防ぎ、低コストでＦｅ系電気めっき層を形成することができる。Ｆｅ－Ｃ合金の場合、Ｃの含有量は０．０８質量％以下とすることが好ましい。
　＜亜鉛めっき鋼板の製造方法＞
　次に、本開示の一実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。なお、以下に示す鋼スラブ（鋼素材）、鋼板等を加熱又は冷却する際の温度は、特に説明がない限り、鋼スラブ（鋼素材）、鋼板等の表面温度を意味する。
　本発明の亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記成分組成を有するスラブを、１１００～１３５０℃の温度域に加熱し、仕上げ圧延終了温度：８００～９５０℃で熱間圧延し、巻取温度：６５０℃以下で巻き取る熱延工程と、熱延工程後の鋼板を、７００℃以上において、水素濃度：８体積％以上３０体積％以下の還元雰囲気にて２０ｓ以上保持する、還元工程と、還元工程後の鋼板を、７５０℃以上において、水素濃度：０．２体積％以上８体積％以下の均熱雰囲気にて２０ｓ以上３００ｓ以下保持する、均熱工程と、均熱工程後の鋼板を、冷却する、第１冷却工程と、第１冷却工程後の鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成させる、亜鉛めっき工程と、亜鉛めっき工程後の鋼板を、３５０～４５０℃の温度域から（Ｍｓ点－１００℃）に達するまでの平均冷却速度：２０℃／ｓ以下とし、かつ１００～３５０℃の温度域に５ｓ以上滞留させて、冷却停止温度：１００～３００℃まで冷却する第２冷却工程と、第２冷却工程後の鋼板を、上記冷却停止温度以上４５０℃以下の温度域で５～６００ｓ保持する、再加熱工程とを含む。
　［熱延工程］
　前記スラブに対し、以下の条件で熱間圧延を行う。
　スラブ加熱温度：１１００～１３５０℃
　炭化物の溶解や圧延荷重の低減のため、スラブ加熱温度は１１００℃以上とする。スラブ加熱温度は、好ましくは１１５０℃以上である。また、スケールロスの増大防止のため、スラブ加熱温度は１３５０℃以下であり、好ましくは１３００℃以下である。
　仕上げ圧延終了温度：８００～９５０℃
　仕上げ圧延終了温度が８００℃未満の場合、圧延時にフェライト変態が起こり、伸展フェライトが熱延板の表層に生成し、次工程以降も残留して最終的な曲げ性を劣化させる場合がある。したがって、仕上げ圧延終了温度は８００℃以上であり、好ましくは８５０℃以上である。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃を超えると結晶粒が粗大化し、強度不足や曲げ性劣化の原因となる場合がある。したがって、仕上げ圧延終了温度は９５０℃以下であり、好ましくは９３０℃以下である。
　巻取温度：６５０℃以下
　巻取温度が６５０℃を超えた場合、熱延鋼板中の炭化物が粗大化し、均熱工程までに溶けきらず、曲げ性劣化の原因となる場合がある。したがって、巻取温度は、６５０℃以下であり、好ましくは６００℃以下である。巻取温度の下限は特に限定されないが、鋼板の形状不良の発生を抑え、かつ鋼板が過度に硬質化することを防ぐ観点では４００℃以上とすることが好ましい。
　［冷延工程（好適条件）］
　熱間圧延工程（熱延工程）後の素地鋼板を還元工程に供する前に、必要に応じて冷間圧延を行っても良い。冷延工程における冷間圧延は、後述の酸化工程における酸化処理を行う場合は、酸化工程の前に行い、プレめっき工程における金属めっきを行う場合は、プレめっき工程の前に行う。冷間圧延を行う場合、熱間圧延工程（熱延工程）後に得られた熱延鋼板は、公知の方法で酸洗、脱脂などの予備処理を行った上で冷間圧延を施すことが好ましい。
　２０％以上の圧下率
　冷間圧延を施す場合、圧下率（累積圧下率）は特に限定されないが、フェライトの再結晶を促進するためには、２０％以上とすることが好ましく、３０％以上であることがより好ましい。圧下率の上限は特に限定されないが、圧下率は８０％以下とすることが好ましい。
　［プレめっき（金属めっき、金属電気めっき、第一めっき）工程（好適条件）］
　本発明の一実施形態においては、上記熱延工程後（冷間圧延を施す場合は、冷間圧延工程後）、かつ還元工程の前に素地鋼板に対してプレめっき（金属めっき）処理を施して、金属電気めっき層等の金属めっき層が素地鋼板の片面または両面に形成された焼鈍前金属めっき鋼板（焼鈍前金属電気めっき鋼板）としてもよい。なお、ここでいう金属めっきは、亜鉛めっき（第二めっき）を除く。
金属めっき処理方法は特に限定されないが、前述したように素地鋼板上に形成させる金属めっき層としては、金属電気めっき層とすることが好ましいため、金属電気めっき処理を施すことが好ましい。
例えば、Ｆｅ系電気めっき浴を採用する場合、硫酸浴、塩酸浴あるいは両者の混合などが適用できる。また、焼鈍前金属電気めっき層の付着量は、通電時間等によって調整することができる。なお、焼鈍前金属電気めっき鋼板とは、金属電気めっき層が酸化工程、還元工程及び均熱工程を経ていないことを意味し、金属電気めっき処理前の熱延鋼板あるいは冷延鋼板について予め焼鈍された態様を除外するものではない。
　ここで、電気めっき層の金属種としては、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｂｉのいずれでもかまわないが、Ｆｅであることがより好ましい。以下では、Ｆｅ系電気めっきを例に説明するが、他の金属系電気めっきでも以下のＦｅ系電気めっきにおける条件を同様に採用し得る。
　通電開始前のＦｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量は、Ｆｅ２＋として０．５ｍｏｌ／Ｌ以上とすることが好ましい。Ｆｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量が、Ｆｅ２＋として０．５ｍｏｌ／Ｌ以上であれば、十分なＦｅ付着量を得ることができる。また、十分なＦｅ付着量を得るために、通電開始前のＦｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量は、２．０ｍｏｌ／Ｌ以下とすることが好ましい。
　また、Ｆｅ系電気めっき浴中にはＦｅイオンと、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる少なくとも一種の元素とを含有することができる。Ｆｅ系電気めっき浴中でのこれらの元素の合計含有量は、焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層中でこれらの元素の合計含有量が１０質量％以下となるようにすることが好ましい。なお、金属元素は金属イオンとして含有すればよく、非金属元素はホウ酸、リン酸、硝酸、有機酸等の一部として含有することができる。また、硫酸鉄めっき液中には、硫酸ナトリウム、硫酸カリウム等の伝導度補助剤や、キレート剤、ｐＨ緩衝剤が含まれていてもよい。
　Ｆｅ系電気めっき浴のその他の条件についても特に限定しない。Ｆｅ系電気めっき液の温度は、定温保持性を考えると、３０℃以上とすることが好ましい。また、Ｆｅ系電気めっき液の温度は、８５℃以下とすることが好ましい。Ｆｅ系電気めっき浴のｐＨも特に規定しないが、水素発生による電流効率の低下を防ぐ観点から１．０以上とすることが好ましく、また、Ｆｅ系電気めっき浴の電気伝導度を考慮すると、３．０以下が好ましい。電流密度は、生産性の観点から１０Ａ／ｄｍ２以上とすることが好ましく、Ｆｅ系電気めっき層の付着量制御を容易にする観点から１５０Ａ／ｄｍ２以下とすることが好ましい。通板速度は、生産性の観点から５ｍｐｍ以上とすることが好ましく、付着量を安定的に制御する観点から１５０ｍｐｍ以下とすることが好ましい。
　なお、Ｆｅ系電気めっき処理を施す前の処理として、鋼板表面を清浄化するための脱脂処理及び水洗、さらには、鋼板表面を活性化するための酸洗処理及び水洗を施すことができる。これらの前処理に引き続いてＦｅ系電気めっき処理を実施する。脱脂処理及び水洗の方法は特に限定されず、通常の方法を用いることができる。酸洗処理においては、硫酸、塩酸、硝酸、及びこれらの混合物等各種の酸が使用できる。中でも、硫酸、塩酸あるいはこれらの混合が好ましい。酸の濃度は特に規定しないが、酸化皮膜の除去能力、及び過酸洗による肌荒れ（表面欠陥）防止等を考慮すると、１～２０ｍａｓｓ％が好ましい。また、酸洗処理液には、消泡剤、酸洗促進剤、酸洗抑制剤等を含有してもよい。
　［酸化工程（好適条件）］
　上記熱延工程後の鋼板、あるいは冷延処理を施す場合には冷延工程後の鋼板に対し、後述の還元工程前に酸化工程で酸化処理を行っても良い。酸化工程における酸化処理を行うことによって鋼板表面に酸化鉄層が生成し、続く還元雰囲気での焼鈍中に還元鉄層が生成し、鋼板の濡れ性を向上させることができる。
　酸素濃度：１０００体積ｐｐｍ以上３００００体積ｐｐｍ以下
　酸化工程で酸化処理を行う場合、雰囲気の酸素濃度が１０００体積ｐｐｍ未満では、酸化鉄層の形成が促進されず、濡れ性向上の効果が小さい場合がある。したがって、酸素濃度は１０００体積ｐｐｍ以上であり、好ましくは１５００体積ｐｐｍ以上である。
一方、酸素濃度が３００００体積ｐｐｍ超になると、酸化鉄が過剰に形成され、溶融亜鉛めっき浸漬等の亜鉛めっき工程前までに還元が完了せず、残存した酸化鉄によりめっき濡れ性が寧ろ劣化する場合がある。したがって、酸素濃度は、３００００体積ｐｐｍ以下であり、好ましくは２５０００体積ｐｐｍ以下である。酸素濃度は、好ましくは２２０００体積ｐｐｍ以下であり、より好ましくは２００００体積ｐｐｍ以下である。
　鋼板温度（酸化処理時最高到達温度）：６００℃以上
　酸化工程で酸化処理を行う場合、上記雰囲気としても鋼板温度（酸化処理時最高到達温度）が６００℃未満では、表面に形成される酸化鉄が少量となり、めっき濡れ性向上効果が小さくなる場合がある。したがって、酸化工程における鋼板温度（酸化処理時最高到達温度）は６００℃以上であり、好ましくは６２０℃以上である。鋼板温度の上限は特に限定されないが、鋼板の酸化が過剰となり続く還元工程において未還元の酸化鉄が残存することをより好適に防ぎ、優れためっき性をより安定的に得るため、好ましくは９００℃以下であり、より好ましくは８８０℃以下である。酸化工程における鋼板温度（酸化処理時最高到達温度）は、好ましくは８６０℃以下であり、より好ましくは８４０℃以下である。
　［還元工程］
　鋼板表面の自然酸化皮膜、あるいは酸化工程で酸化処理を行った場合に生成する表面の酸化鉄層を、鉄還元雰囲気中で加熱することで還元鉄層を形成させる。次工程の均熱工程では比較的低水素濃度の雰囲気となるため、鉄還元反応速度は遅くなる。したがって、還元工程において酸化鉄の還元を完了させる必要がある。
　鋼板温度（還元処理時最高到達温度）：７００℃以上
　鋼板温度（還元処理時最高到達温度）が７００℃未満であると、還元速度が遅く、未還元の酸化鉄が残存する場合がある。したがって、還元工程における鋼板温度は７００℃以上であり、好ましくは７５０℃以上である。鋼板温度の上限は特に限定されないが、炉体負荷の軽減の観点から９５０℃以下とすることが好ましい。還元工程における鋼板温度は、好ましくは９２０℃以下であり、より好ましくは９００℃以下である。
　保持時間（還元処理時保持時間）：２０ｓ以上
　還元工程における保持時間（還元処理時保持時間）が２０ｓ未満では、酸化鉄の還元が完了しない場合がある。したがって、還元工程の保持時間は２０ｓ以上であり、好ましくは２５ｓ以上である。
保持時間の上限は特に限定されないが、生産性の観点から１５０ｓ以下とすることが好ましい。保持時間は、好ましくは１２０ｓ以下であり、より好ましくは１００ｓ以下である。
　水素濃度（還元処理時水素濃度）：８体積％以上３０体積％以下
　還元工程における雰囲気中の水素濃度（還元処理時水素濃度）が８体積％未満の場合、未還元の酸化鉄が残存する場合がある。したがって、還元工程における水素濃度は８体積％以上であり、好ましくは１０体積％以上である。
一方、３０体積％超では還元速度が飽和するとともに、水素の鋼中侵入が過度に増加し、次工程の均熱工程において鋼中水素量を十分に低減することが困難となる場合がある。したがって、還元工程における水素濃度は３０体積％以下であり、好ましくは２８体積％以下である。水素濃度は、好ましくは２６体積％以下であり、より好ましくは２４体積％以下である。
　還元工程における雰囲気の露点（還元処理時露点）は特に限定されないが、素地鋼板表面またはＦｅ系電気めっき層表面の酸化を好適に防ぎ、溶融亜鉛めっき層を設ける際のめっき密着性を良好にするため、３０℃以下とすることが好ましく、２５℃以下とすることがより好ましい。還元処理時露点は、２２℃以下とすることが好ましく、２０℃以下とすることがより好ましい。
また、露点の下限も特に限定されないが、工業的な制御しやすさから、－５０℃以上とすることが好ましく、－４５℃以上とすることがより好ましい。還元処理時露点は、－４０℃以上とすることが好ましく、－３５℃以上とすることがより好ましい。
　［均熱工程］
　均熱工程では、本発明の亜鉛めっき鋼板の組織を得るための焼鈍を行うと共に、還元工程において鋼中侵入した水素の低減を図る。
　鋼板温度（焼鈍温度）：７５０℃以上
　均熱工程における鋼板温度（焼鈍温度）が７５０℃未満の場合、鋼板表面が再酸化されるおそれがある。また、未再結晶フェライトが残存したり、焼鈍中のオーステナイト生成が不十分となったりすることで本発明の鋼板に必要な組織が得られない場合がある。したがって、鋼板温度は７５０℃以上であり、好ましくは７６０℃以上である。
一方、均熱工程における鋼板温度の上限は特に限定されないが、炉体負荷の軽減やオーステナイト粒の過剰な粗大化を防ぐといった観点から、９５０℃以下とすることが好ましい。焼鈍温度は、好ましくは９３０℃以下であり、より好ましくは９１０℃以下である。
　保持時間（均熱処理時保持時間）：２０ｓ以上３００ｓ以下
　均熱工程における保持時間が２０ｓ未満の場合、鋼中水素を十分低減できない場合がある。また、オーステナイトの生成が不十分となり、本発明の鋼板組織が得られない場合がある。したがって、保持時間は２０ｓ以上であり、好ましくは５０ｓ以上である。
一方、保持時間３００ｓ超では、オーステナイト粒の粗大化や表層の脱炭が進行し、本発明の鋼板組織が得られない場合がある。したがって、保持時間は３００ｓ以下であり、好ましくは２００ｓ以下である。保持時間は、好ましくは１８０ｓ以下であり、より好ましくは１６０ｓ以下である。
　水素濃度（均熱処理時水素濃度）：０．２体積％以上８体積％以下
　還元工程で酸化鉄の還元は完了していることから、均熱工程の雰囲気は還元鉄が再酸化しない範囲で低水素濃度とし、還元工程で鋼中侵入した水素の低減を図る。水素濃度が８体積％超の場合、鋼中水素が十分低減できず、本発明の鋼板が得られない。したがって、水素濃度は８体積％以下であり、好ましくは５体積％以下である。
一方、水素濃度が０．２体積％未満であると、還元鉄の再酸化が生じるおそれがある。したがって、均熱雰囲気の水素濃度は０．２体積％以上であり、好ましくは０．５体積％以上である。水素濃度は、好ましくは０．８体積％以上であり、より好ましくは１．０体積％以上である。
　均熱工程の均熱雰囲気（焼鈍雰囲気）の露点（均熱処理時露点）：－３０℃以上（好適条件）
　本発明の一実施形態においては、均熱工程の均熱雰囲気の露点を－３０℃とすることが好ましい。均熱工程における雰囲気の露点を－３０℃以上として均熱処理を行うことで、脱炭反応が促進され、表層軟質層をより深く形成できる。均熱工程の雰囲気の露点は、より好ましくは－１５℃以上、さらに好ましくは－５℃以上である。均熱工程の雰囲気の露点の上限は特に定めないが、素地鋼板表面またはＦｅ系電気めっき層表面の酸化を好適に防ぎ、溶融亜鉛めっき層を設ける際のめっき密着性を良好にするため、３０℃以下とすることが好ましく、より好ましくは２５℃以下である。さらに好ましくは、２０℃以下である。
　［第１冷却工程]
　均熱工程後の鋼板を例えば、溶融亜鉛めっき浸漬可能な温度まで冷却する。冷却条件は必ずしも限定されないが、以下の条件で行うことが好ましい。
　水素濃度（第１冷却処理時水素濃度）：０．５体積％以上３０体積％以下、露点（第１冷却処理時露点）：０℃以下（好適条件）
　第１冷却工程における冷却雰囲気の水素濃度を０．５体積％以上３０体積％以下、露点を０℃以下とすることで、冷却中の再酸化を抑制することができる。より好ましくは、水素濃度が１．０体積％以上、露点－２０℃以下である。
水素濃度は、好ましくは１．５体積％以上であり、より好ましくは２．０体積％以上である。
露点は、－２５℃以下とすることが好ましく、－３０℃以下とすることがより好ましい。
また、露点の下限も特に限定されないが、露点は、－５５℃以上とすることが好ましく、－５０℃以上とすることがより好ましい。
一方、水素濃度を３０体積％以下とすることで、冷却過程における水素侵入による鋼中水素の増加を抑えることができる。水素濃度は２０体積％以下がより好ましく、１０体積％以下が更に好ましい。
　６００～９００℃の鋼板温度（第１冷却処理時鋼板温度）から、平均冷却速度（第１冷却処理時平均冷却速度）：２０℃／ｓ以下で１５０～５００℃まで冷却（好適条件）
　また、冷却時に鋼中水素量が増加することをより好適に防ぐため、６００℃以上９００℃以下の鋼板温度から、平均冷却速度２０℃／ｓ以下で冷却を行うことが好ましい。また、平均冷却速度は、１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。
更に、後続の亜鉛めっき工程における鋼板温度をめっき浴温同等まで冷却する必要があることから、冷却停止温度（第１冷却時冷却停止温度）は５００℃以下である。また、冷却停止温度が１５０℃未満では、亜鉛めっき工程前にマルテンサイト変態が過度に生じ、これが亜鉛めっき工程以降で焼戻しを受ける結果、最終組織の強度が不足する場合があることから、冷却停止温度は１５０℃以上である。
　ここで、平均冷却速度（℃／ｓ）は、（鋼板温度（６００～９００℃）－冷却停止温度（１５０～５００℃））／冷却開始から冷却停止までの冷却時間（ｓ）から得られる。
　［亜鉛めっき工程］
　第１冷却工程後の鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成させる。代表的な手法として鋼板を溶融亜鉛めっき浴へ浸漬させる方法がある。
以下では、溶融亜鉛めっき浴への浸漬を例にして説明する。
　溶融亜鉛めっき浴への浸漬条件は特に限定されず、一般的な方法で行えばよい。溶融亜鉛めっき浴は、Ａｌ、Ｚｎ及び不可避的不純物からなり、その組成は特に規定しないが、一例においては浴中Ａｌ濃度が０．０５質量％以上であり得、また０．１９０質量％以下であり得る。浴中Ａｌ濃度が０．０５質量％以上であれば、ボトムドロスの発生をより好適に防ぐことができる。また、浴中Ａｌ濃度が０．１９０質量％以下であれば、トップドロスの発生をより好適に防ぐことができる。コスト面からも、浴中Ａｌ濃度を０．１９０質量％以下とすることが好ましい。めっき浴温も特に規定しないが、４４０℃以上であり得、５００℃以下であり得る。なお、本発明で適用される亜鉛めっきは、前後の工程において所望の鋼板温度を満たせば、前記した溶融亜鉛めっきに限らず、電気亜鉛めっきまたは、電気亜鉛系めっきなど、他の手法でもよい。
　片面あたりのめっき付着量は特に限定されないが、一例においては、２５ｇ／ｍ２以上とし、また１２０ｇ／ｍ２以下とする。片面あたりのめっき付着量が２５ｇ／ｍ２以上であれば、耐食性が特に良好であるともに、めっき付着量の制御が特に容易である。また、片面あたりのめっき付着量が１２０ｇ／ｍ２以下であれば、めっき密着性が特に良好である。めっき付着量の調整方法は特に限定されないが、溶融亜鉛めっきの場合の一例として、ガスワイピングを使用し、ガス圧、及びワイピングノズル－鋼板間の距離により調整することができる。
　亜鉛めっき工程において、亜鉛めっき層を形成させた後、合金化処理を行い合金化亜鉛めっき鋼板としても良い。亜鉛めっき層を合金化亜鉛めっき層とすることで、後続の再加熱工程における鋼中水素の脱離をより促すことができる。合金化処理の条件は特に制限されず、所望の合金化度が得られれば良い。例えば、溶融亜鉛めっきにおける合金化処理では、所定の鋼板温度で所定時間保持して行うことが好ましい。例えば、鋼板温度は４４０℃以上とすることができる。鋼板温度は６００℃以下とすることができる。また、保持を行う時間は５ｓ以上とすることができる。保持を行う時間は６０ｓ以下とすることができる。
　合金化処理を行う場合、めっき層中のＦｅ含有量（合金化度）を７質量％以上とすることが好ましい。また、このＦｅ含有量（合金化度）は、１５質量％以下とすることが好ましい。合金化度を７質量％以上とすることで、合金化亜鉛めっき層中にη-Ｚｎ相が残存せず、再加熱工程においてより好適に鋼中水素を低減することができる。また、合金化度が１５質量％超では、合金化亜鉛めっき層と母材鋼板との界面におけるΓ相の形成が促進されめっき密着性が低下する場合があるため、１５質量％以下とすることが好ましい。
　［第２冷却工程］
　上記亜鉛めっき工程後の鋼板を冷却停止温度：１００～３００℃まで冷却する。なお、冷却の方法は特に限定されず、下記の冷却条件を満足できれば良く、例えば、Ｎ２ガス冷却や水冷、あるいはそれらの組み合わせであっても良い。
　冷却停止温度（第２冷却処理時冷却停止温度）：１００℃以上３００℃以下
　第２冷却工程では、未変態のオーステナイトをＭｓ点より低温域まで冷却することで、マルテンサイトを生成させる。結晶構造がＦＣＣであるオーステナイト中に比べ、ＢＣＴであるマルテンサイト中では水素拡散速度がより速いため、後続の再加熱工程における水素低減を促進することができる。前述の通り、本発明の鋼板は組織中に含まれるマルテンサイト全体のうち、面積率で７０％以上が所定サイズの炭化物を有する焼戻しマルテンサイトとなるよう制御することが必要であり、これは冷却停止温度が３００℃超では満足できない。したがって、冷却停止温度は３００℃以下であり、好ましくは２８０℃以下である。また、冷却停止温度が１００℃未満の場合、この時点で殆ど全てのオーステナイトがマルテンサイト変態し、最終組織において未変態オーステナイトが殆ど残らず延性を損なう場合がある。また、所望の強度を得られない場合もある。
したがって、冷却停止温度は１００℃以上とし、好ましくは１２０℃以上である。
　３５０～４５０℃の温度域から（Ｍｓ点－１００℃）に達するまでの平均冷却速度（第２冷却処理時平均冷却速度）：２０℃／ｓ以下
　第２冷却工程では、Ｍｓ以下、冷却停止温度以上の温度範囲に所定時間留まるように冷却することが好ましい。これにより、Ｍｓ点直下で生成したマルテンサイトが冷却中に自己焼き戻しされ、本発明に必要なマルテンサイト中の炭化物生成をより促進することができる。上記平均冷却速度が２０℃／ｓ超であると、自己焼き戻しが不十分となって前記炭化物を十分得ることができない場合がある。
したがって、上記平均冷却速度は２０℃／ｓ以下であり、好ましくは１０℃／ｓ以下、更に好ましくは５℃／ｓ以下である。また、上記平均冷却速度の下限は特に限定されないが、過度の緩冷却によって上記炭化物サイズ（焼戻しマルテンサイトに含まれる炭化物の平均粒径）が２００ｎｍ超となることをより安定的に防ぐ点からは１℃／ｓ以上が好ましい。
　ここで、平均冷却速度（℃／ｓ）は、「（冷却開始温度（３５０～４５０℃））－（Ｍｓ点－１００℃））／冷却開始から（Ｍｓ点－１００℃）までの冷却時間（ｓ）」から得られる。
　１００～３５０℃の温度域に５ｓ以上滞留
　また、第２冷却工程において、１００～３５０℃の温度域の滞留時間が５ｓ未満となる場合も、自己焼き戻し不十分となり前記炭化物が十分に生成されない場合がある。
したがって、上記滞留時間は５ｓ以上であり、好ましくは１０ｓ以上であり、より好ましくは１５ｓ以上である。また、滞留時間の上限は特に限定されないが、炭化物サイズが２００ｎｍ超となることをより安定的に防ぐ点からは６０ｓ以下が好ましい。
　なお、Ｍｓ点はマルテンサイト変態開始温度であり、以下の式により求めることができる。
　Ｍｓ（℃）＝５３９－４２３×｛［Ｃ質量％］×１００／（１００－［α面積％］）｝－３０×［Ｍｎ質量％］－１２×［Ｃｒ質量％］－１８×［Ｎｉ質量％］－８×［Ｍｏ質量％］
　上記式において、［Ｍ質量％］（Ｍ：元素）は、鋼板中に含まれる各元素の量である。また、［α面積％］は焼鈍後の鋼板組織に占めるフェライト面積率（％）である。
　［再加熱工程］
　本工程では、上記第２冷却工程の鋼板を再加熱することで、本発明の鋼板を得るために必要なマルテンサイトの焼戻しを行うと同時に拡散性水素の低減を図る。
　再加熱工程は、既に鋼板表層に亜鉛めっき層が存在することから、均熱工程のように鉄再酸化を考慮する必要はなく、低水素濃度の雰囲気で行うことができ、例えば、大気雰囲気中であっても良い。一方、水素濃度が過度に高いと、鋼中に残存する拡散性水素が低減せず、過度の高水素濃度では寧ろ再増加する恐れがある。そのため、特に限定しないが、再加熱工程における水素濃度は０．２体積％以下とすることが好ましい。
　再加熱温度：冷却停止温度（第２冷却処理時冷却停止温度）以上４５０℃以下
　再加熱温度が冷却停止温度（第２冷却処理時冷却停止温度）未満では、マルテンサイトの焼戻しが不十分であり、本発明に必要な前記炭化物及び焼戻しマルテンサイトが得られない。また、冷却停止温度（第２冷却処理時冷却停止温度）未満では鋼中拡散性水素の低減効果も不十分となる。したがって、再加熱温度は冷却停止温度（第２冷却処理時冷却停止温度）以上であり、好ましくは１２０℃以上である。一方、再加熱温度４５０℃超では、過度の焼戻しによって引張強度の低下や炭化物の粗大化を招き、本発明の鋼板が得られない。また、４５０℃超では亜鉛めっきの外観を損なう場合がある。したがって、再加熱温度は４５０℃以下であり、好ましくは４３０℃以下である。
　保持時間（再加熱処理時保持時間）：５～６００ｓ
　保持時間が５ｓ未満であると、マルテンサイトの焼戻しが不十分であり、本発明に必要な前記炭化物及び焼戻しマルテンサイトが得られず、鋼中拡散性水素も十分低減されない。したがって、保持時間は５ｓ以上であり、好ましくは１０ｓ以上である。保持時間は、より好ましくは１５ｓ以上であり、より好ましくは２０ｓ以上である。
一方、保持時間が６００ｓ超であると、生産効率を低下させるだけでなく、過度の焼戻しによって引張強度の低下や炭化物の粗大化を招き、本発明の鋼板が得られない場合がある。したがって、保持時間は６００ｓ以下であり、好ましくは５００ｓ以下である。保持時間は、より好ましくは４００ｓ以下であり、より好ましくは３００ｓ以下である。
　なお、上記した条件以外の製造条件は、常法によることができる。
　本発明の亜鉛めっき鋼板の板厚は特に限定されないが、０．４ｍｍ以上とすることが好ましく、０．６ｍｍ以上とすることがより好ましい。板厚は、好ましくは０．８ｍｍ超である。板厚は、より好ましくは０．９ｍｍ以上である。板厚は、さらに好ましくは１．０ｍｍ以上である。板厚は、さらにより好ましくは１．２ｍｍ以上である。
また、板厚は、３．２ｍｍ以下とすることが好ましく、３．０ｍｍ以下とすることがより好ましい。
　＜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、降伏比（ＹＲ）が高く、曲げ性及び伸びフランジ性に優れ、かつ耐水素脆性に優れ、引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満である。そのため、本発明の一実施形態に従う部材は、降伏比（ＹＲ）が高く、曲げ性及び伸びフランジ性に優れ、かつ耐水素脆性に優れ、引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満である。したがって、本発明の一実施形態に従う部材は、自動車分野で使用される部材として特に好適である。
　＜部材の製造方法＞
　つぎに、本発明の一実施形態に従う部材の製造方法について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う部材の製造方法は、上記の亜鉛めっき鋼板（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、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。
　本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。本発明の範囲は以下の実施例に限定されない。
＜実施例１＞
　表１に示す成分組成を有する鋼を用い、表２に示す各条件で板厚１．４ｍｍの冷間圧延鋼板または板厚１．８ｍｍの熱間圧延鋼板を製造し、亜鉛めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板）を製造し、以下の評価を行った。
全ての鋼板について、熱延工程において、スラブ加熱温度：１２５０℃、仕上げ圧延終了温度：９００℃、巻取り温度：５２０℃とした。再加熱工程における再加熱処理は大気中で行った。
評価結果を表３に示す。
なお、亜鉛めっき工程における亜鉛めっき処理と合金化処理は以下の条件でおこなった。また、以下の評価はいずれも、本発明で規定する再加熱工程後、鋼板が最初に室温（４０℃以下）に到達してから７２ｈ以内に実施した。
・めっき浴組成：０．１３質量％Ａｌ含有Ｚｎ浴
・めっき浴温：４６０℃
・めっき付着量範囲：３０～６０ｇ／ｍ－２
・合金化温度：４５０～５６０℃
・合金化度範囲：８．０～１４．０質量％
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
＜引張試験＞
　得られた亜鉛めっき鋼板から、圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ２２０１）を採取し、歪速度を１０－３／ｓとするＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）、降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）を求めた。なお、ＴＳが７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満かつＹＲが０．６０以上のものを本発明例とした。
ＥＬは、ＴＳとの積が１００００以上となる場合をＴＳ－ＥＬバランスが優れていると評価した。
＜穴広げ試験＞
　伸びフランジ性の評価として、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠する方法で穴広げ試験を行った。得られた亜鉛めっき鋼板から、１００ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、打抜き加工によって試験片中心部に直径１０ｍｍの穴を形成した。打抜き加工時のクリアランスは１２．５％とした。次に、内径７５ｍｍのダイスを用い、穴の周囲にしわ押さえ力：９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）を加え、頂角６０°の円錐ポンチを穴に押し込むことで穴広げを行い、亀裂発生時における穴の直径を測定した。以下の式に従い、限界穴広げ率λ（％）を求めた。なお、λが３５％以上のものを本発明例とした。
　λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
　Ｄｆ：亀裂発生時における穴の直径（ｍｍ）
　Ｄ０：穴広げ前における穴の直径（ｍｍ）
＜組織観察＞
　得られた亜鉛めっき鋼板から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、ナイタール液で腐食させ、ＳＥＭで表面から板厚１／８の領域と、板厚１／８～３／８の領域について、倍率１５００倍において各３視野の組織を撮影した。
残留オーステナイトは、Ｘ線回折強度を測定することで個別に面積率を求め、白色部（焼入れままマルテンサイトと残留オーステナイト）の面積率から差し引くことで焼入れままマルテンサイトの面積率を求めた。残留オーステナイトの面積率は、板厚１／４面におけるｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）、（２２０）面のＸ線回折積分強度に対するｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面のＸ線回折積分強度の割合から求めた。残留オーステナイトは、上記測定により体積率として算出されるが、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した。
得られた画像から上述の方法によって各構成相の面積率を求めた。上記各領域の構成相面積率は、それぞれ撮影した全画像における平均値を用いた。
　また、ＳＥＭで素地鋼板の板厚１／８～３／８の領域について、倍率５０００倍において１視野の組織を撮影し、画像から上記マルテンサイトを含む旧オーステナイト粒内部に存在する炭化物の個数と合計面積を求め、炭化物１個当たり面積を算出することで、炭化物の平均粒径を得た。ここで、平均粒径は、楕円近似した時の長軸長さと短軸長さの平均値である。なお、１個の炭化物については、ＳＥＭ像において、途切れることなく一体形成された領域を１個として測定する。
＜鋼中水素の定量＞
　得られた亜鉛めっき鋼板から、５×３０ｍｍ程度の水素分析用試験片を採取し、精密グラインダーを用いて表面のめっき層を除去し、Ａｒガスで雰囲気置換された石英管中に入れ、２００℃／ｈの昇温速度で６００℃まで加熱し、ガスクロマトグラフによって昇温中の放出水素量を測定した。室温から２００℃までの温度域で放出された水素量の積算値を「拡散性水素量」、３５０℃以上６００℃以下の温度域で放出された水素量の積算値を「トラップ水素量」としてそれぞれ求めた。なお、拡散性水素量が０．４５質量ｐｐｍ以下のものを本発明例とした。
ここで、拡散性水素量の測定及びトラップ水素量の測定は、鋼板の製造完了後に行った。
＜曲げ試験＞
　得られた亜鉛めっき鋼板から、圧延と平行な方向が曲げ試験軸となるよう、３５ｍｍ×１００ｍｍの短冊状試験片を採取し、ストローク速度が５０ｍｍ／ｓ、押込み荷重が１０ｔｏｎ、押付け保持時間５秒において、種々の曲げ半径で９０度Ｖ曲げ試験を行った。尚、板厚が１．４ｍｍ超の鋼板については、鋼板を片面研削して１．４ｍｍとしてから試験を行った。研削加工が曲げ試験結果に影響しないよう、研削加工面を曲げ内側（谷側）として試験を行った。試験後、試験片の曲げ頂点の稜線部を１０倍の拡大鏡で観察し、長さ０．５ｍｍ以上の亀裂が認められなかった最小の曲げ半径Ｒ（ｍｍ）を板厚ｔ（ｍｍ）（ｔ＝１．４、１．８ｍｍ）で除した値であるＲ／ｔを求めた。なお、下記（Ａ）、（Ｂ）のいずれかを満たすものを本発明例とした。
（Ａ）ＴＳ：７８０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満かつＲ／ｔ：４．５以下
（Ｂ）ＴＳ：９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満かつＲ／ｔ：５．０以下
＜耐水素脆性評価＞
　得られた亜鉛めっき鋼板から、３０ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、両端に板厚２ｍｍのスペーサーを挟み、スペーサー間の中央をスポット溶接にて接合して溶接試験片を作製した。スポット溶接には、インバータ直流抵抗スポット溶接機を用い、電極はクロム銅製の先端径６ｍｍのドーム型を用いた。加圧力は３８０ｋｇｆ、通電時間は１６サイクル／５０Ｈｚ、保持時間は５サイクル／５０Ｈｚとした。溶接電流値は、板厚に応じたナゲット径を形成するよう調整した。下記の式（２）を満たすように、ナゲット径は、板厚１．４ｍｍの場合に３．８ｍｍ、板厚１．８ｍｍの場合に４．４ｍｍとした。
３．０×ｔ１／２　＜　ナゲット径　＜　３．５×ｔ１／２　・・・式（２）
式（２）において、ｔ：板厚（ｍｍ）である。
スポット溶接から２４時間放置した後、スペーサー部を切り落とし、ナゲットの断面観察を行い、以下の基準で評価し、ランクが１又は２のものを本発明の好適範囲とした。
　亀裂観察結果　　　　　　　　　　　　ランク
　亀裂発生なし：　　　　　　　　　　　１（耐水素脆性に特に優れる）
　１００μｍ以下の微小亀裂のみ発生：　２（耐水素脆性に優れる）
　１００μｍ超の亀裂あり：　　　　　　３（耐水素脆性に劣る）
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　＜実施例２＞
　表１に示す成分組成を有する鋼を用い、表４に示す各条件で板厚１．４ｍｍの冷間圧延鋼板を製造し、溶融亜鉛めっき鋼板又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造し、実施例１と同様の評価を行い、更に以下に記載の評価を行った。
全ての鋼板について、熱延工程において、スラブ加熱温度：１２５０℃、仕上げ圧延終了温度：９００℃、巻取り温度：５２０℃とした。再加熱工程における再加熱処理は大気中で行った。
　実施例２では、一部の鋼板（表４中、プレめっき工程の「有」の鋼板）に対して、実施例１と比し、冷延工程後、かつ還元工程前（酸化工程における処理を行う場合は酸化工程前）に、プレめっき工程で金属めっきを施す処理を行った。
評価結果を表５に示す。
　亜鉛めっき工程における亜鉛めっき処理と合金化処理は、実施例１と同様に行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
  
　引張試験、穴広げ試験、組織観察、鋼中水素の定量、曲げ試験、耐水素脆性評価については、実施例１と同様にして行った。
＜Ｕ曲げ＋密着曲げ試験＞
　Ｕ曲げ＋密着曲げ試験は以下のようにして行う
　得られた亜鉛めっき鋼板から、６０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を剪断・端面研削加工により採取した。ここで、６０ｍｍの辺は幅（Ｃ）方向に平行する。曲率半径／板厚：４．２で圧延（Ｌ）方向を軸に幅（Ｃ）方向にＵ曲げ加工（一次曲げ加工）を施し、試験片を準備した。Ｕ曲げ加工（一次曲げ加工）では、図１（ａ）に示すように、ロールＡ１の上に載せた鋼板に対して、パンチＢ１を押し込んで試験片Ｔ１を得た。次に、図１（ｂ）に示すように、下金型Ａ２の上に載せた試験片Ｔ１に対して、上金型Ｂ２で押し潰す密着曲げ（二次曲げ加工）を施した。図１（ａ）及び図１（ｂ）において、Ｄ１は幅（Ｃ）方向、Ｄ２は圧延（Ｌ）方向を示している。
　Ｕ曲げ＋密着曲げ試験におけるＵ曲げの条件は、以下のとおりである。
　試験方法：ロール支持、パンチ押し込み
　パンチ先端Ｒ：５．０ｍｍ
　ロール間距離：板厚×２ｍｍ
　ストローク速度：１０ｍｍ／ｍｉｎ
　曲げ方向：圧延直角（Ｃ）方向
　Ｕ曲げ＋密着曲げ試験における密着曲げの条件は、以下のとおりである。
　スペーサー厚さ：０．５ｍｍピッチで変化
　試験方法：ダイ支持、パンチ押し込み
　成型荷重：１０ｔｏｎ
　試験速度：１０ｍｍ/ｍｉｎ
　保持時間：５ｓ
　曲げ方向：圧延直角（Ｃ）方向
　前記Ｕ曲げ＋密着曲げ試験を３回実施し、３回とも割れが発生しなかったときの限界スペーサー厚さ（ＳＴ）を評価した。また、ライカ製実体顕微鏡を用いて、２５倍の倍率で長さが２００μｍ以上のき裂を割れと判断した。なお、ＳＴは、衝突時の耐破断特性（軸圧壊試験における縦壁部の耐破断特性）を評価する指標となるものである。結果を表５に併記する。
　以下の（Ａ）又は（Ｂ）の場合を衝突時の耐破断特性（軸圧壊試験における縦壁部の耐破断特性）に優れると評価した。
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、２．０ｍｍ≧ＳＴ
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａの場合、３．０ｍｍ≧ＳＴ
＜Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験＞
　Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験は以下のようにして行う。
　得られた亜鉛めっき鋼板から、６０ｍｍ×６５ｍｍの試験片を剪断・端面研削加工により採取した。ここで、６０ｍｍの辺は圧延（Ｌ）方向に平行する。曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施し、試験片を準備した。９０°曲げ加工（一次曲げ加工）では、図１（ａ）に示すように、Ｖ溝を有するダイＡ１の上に載せた鋼板に対して、パンチＢ１を押し込んで試験片Ｔ１を得た。次に、図１（ｂ）に示すように、支持ロールＡ２の上に載せた試験片Ｔ１に対して、曲げ方向が圧延直角方向となるようにして、パンチＢ２を押し込んで直交曲げ（二次曲げ加工）を施した。図１（ａ）及び図１（ｂ）において、Ｄ１は幅（Ｃ）方向、Ｄ２は圧延（Ｌ）方向を示している。
　Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験におけるＶ曲げの条件は、以下のとおりである。
　試験方法：ダイ支持、パンチ押し込み
　成型荷重：１０ｔｏｎ
　試験速度：３０ｍｍ/ｍｉｎ
　保持時間：５ｓ
　曲げ方向：圧延（Ｌ）方向
　Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験におけるＶＤＡ曲げの条件は、以下のとおりである。
　試験方法：ロール支持、パンチ押し込み
　ロール径：φ３０ｍｍ
　パンチ先端Ｒ：０．４ｍｍ
　ロール間距離：（板厚×２）＋０．５ｍｍ
　ストローク速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
　試験片サイズ：６０ｍｍ×６０ｍｍ
　曲げ方向：圧延直角（Ｃ）方向
　上記ＶＤＡ曲げを施した際に得られるストローク－荷重曲線において、荷重最大時のストロークを求める。前記Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験を３回実施した際の当該荷重最大時のストロークの平均値をＳＦｍａｘ（ｍｍ）とした。なお、ＳＦｍａｘは、衝突時の耐破断特性（軸圧壊試験における曲げ稜線部の耐破断特性）を評価する指標となるものである。結果を表５に併記する。以下の（Ａ）又は（Ｂ）の場合を衝突時の耐破断特性（軸圧壊試験における曲げ稜線部の耐破断特性）に優れると評価した。
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、２９．５ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａの場合、２８．５ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
＜軸圧壊試験＞
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板から、１６０ｍｍ×２００ｍｍの試験片を剪断加工により採取した。ここで、１６０ｍｍの辺は圧延（Ｌ）方向に平行する。パンチ肩半径が５．０ｍｍであり、ダイ肩半径が５．０ｍｍである金型を用いて、深さ４０ｍｍとなるように成形加工（曲げ加工）して、図２（ａ）及び図２（ｂ）に示すハット型部材１０を作製した。また、ハット型部材の素材として用いた鋼板を、８０ｍｍ×２００ｍｍの大きさに別途切り出した。次に、その切り出した後の鋼板２０と、ハット型部材１０とをスポット溶接し、図２（ａ）及び図２（ｂ）に示すような試験用部材３０を作製した。図２（ａ）は、ハット型部材１０と鋼板２０とをスポット溶接して作製した試験用部材３０の正面図である。図２（ｂ）は、試験用部材３０の斜視図である。スポット溶接部４０の位置は、図２（ｂ）に示すように、鋼板の端部と溶接部が１０ｍｍ、溶接部間が２０ｍｍの間隔となるようにした。次に、図２（ｃ）に示すように、試験用部材３０を地板５０とＴＩＧ溶接により接合して軸圧壊試験用サンプルを作製した。次に、作製した軸圧壊試験用サンプルにインパクター６０を衝突速度１０ｍｍ／ｍｉｎで等速衝突させ、軸圧壊試験用のサンプルを７０ｍｍ圧壊した。図２（ｃ）に示すように、圧壊方向Ｄ３は、試験用部材３０の長手方向と平行な方向とした。結果を表５に併記する。
　軸圧壊破断（外観割れ）判定
　より好ましい（◎）：軸圧壊試験後のサンプルに外観割れが観察されなかった。
　好ましい（○）：軸圧壊試験後のサンプルに外観割れが１箇所以下観察された
　板厚１．２ｍｍ超の亜鉛めっき鋼板のＵ曲げ＋密着曲げ試験、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験および軸圧壊試験では板厚の影響を考慮し、全て板厚１．２ｍｍの鋼板で実施した。板厚１．２ｍｍ超の鋼板は片面研削し、板厚を１．２ｍｍにした。研削加工により鋼板表面の曲げ性が影響されるおそれがあるため、Ｕ曲げ＋密着曲げ曲げ試験では研削面を曲げ内側（谷側）とし、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験ではＶ曲げ試験時に研削面を曲げ外側（山側）とし、その後のＶＤＡ曲げ試験時に研削面を曲げ内側（谷側）とした。一方、板厚１．２ｍｍ以下の亜鉛めっき鋼板のＵ曲げ＋密着曲げ試験、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験および軸圧壊試験では、板厚の影響が小さいため、研削処理無しで試験を行った。
　素地鋼板の表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、ナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の割合が０．１０以下の場合、硬質な組織（マルテンサイトなど）、介在物などのプレス成形時および衝突時のボイドの生成、連結、さらには亀裂の進展をより抑制することが可能となり、優れたＲ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られた。
　めっき剥離後、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置－５μｍまで機械研磨し、素地表層から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置までダイヤモンド及びアルミナでのバフ研磨後、コロイダルシリカ研磨を実施した。Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、
　荷重：５００μＮ
　測定領域：５０μｍ×５０μｍ
　打点間隔：２μｍ
の条件で計５１２点のナノ硬度を測定した。
　素地鋼板の表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、素地鋼板の表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下の場合、プレス成形時および衝突時のボイドの生成や連結、さらには亀裂の進展をより抑制することが可能となり、優れたＲ／ｔ及びＳＦｍａｘが得られた。
　亜鉛めっき層剥離後、さらに金属めっき層が形成されている鋼板については金属めっき層剥離後、素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置まで機械研磨、ダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨およびコロイダルシリカ研磨を実施した。Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、
　荷重：５００μＮ
　測定領域：５０μｍ×５０μｍ
　打点間隔：２μｍ
の条件で計５１２点のナノ硬度を測定した。
　次いで、上記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置まで機械研磨、ダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨およびコロイダルシリカ研磨を実施した。Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、
　荷重：５００μＮ
　測定領域：５０μｍ×５０μｍ
　打点間隔：２μｍ
の条件で計５１２点のナノ硬度を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
  
　実施例１及び実施例２より、発明例の亜鉛めっき鋼板は、ＴＳが７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ以下であり、ＹＲが０．６０以上であり、鋼中拡散性水素が０．４５質量ｐｐｍ以下であり、伸びフランジ性、曲げ性及び耐水素脆性に優れていた。比較例の鋼板はＴＳ、ＹＲ、伸びフランジ性、曲げ性、耐水素脆性の少なくともいずれかが劣っていた。
　なお、実施例２において、露点が－１５℃では、表層軟質層の厚みが１７μｍ未満となり、軸圧壊試験での破断（外観割れ）の判定は「○」であるものもあるが、表層軟質層の厚みが１７μｍ未満の場合でも金属めっき層を有する場合は、耐破断特性に優れると共に、軸圧壊試験での破断（外観割れ）の判定は「◎」であった。
　また、発明例の亜鉛めっき鋼板を用いて、成形加工を施して得た部材または接合加工を施して得た部材は、ＴＳが７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ以下であり、ＹＲが０．６０以上であり、鋼中拡散性水素が０．４５質量ｐｐｍ以下であり、伸びフランジ性、曲げ性及び耐水素脆性に優れていた。
　１０　　ハット型部材
　２０　　亜鉛めっき鋼板
　３０　　試験用部材
　４０　　スポット溶接部
　５０　　地板
　６０　　インパクター
　Ａ１　　ダイ
　Ａ２　　支持ロール
　Ｂ１　　パンチ
　Ｂ２　　パンチ
　Ｄ１　　幅（Ｃ）方向
　Ｄ２　　圧延（Ｌ）方向
　Ｄ３　　圧壊方向
　Ｔ１　　試験片
　本発明によれば、主に自動車用部品用途に好適な、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満であり、降伏比が０．６０以上であり、曲げ性、伸びフランジ性及び耐水素脆性に優れた亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
 

Claims (18)

  1. 　素地鋼板と、該素地鋼板上に形成された亜鉛めっき層と、を有する亜鉛めっき鋼板であって、
    前記素地鋼板は、
    　面積率で、
    フェライト：６５％未満であり、
    マルテンサイト及びベイナイトの合計：２５％以上であり、
    残留オーステナイト：３％以上１０％以下である鋼組織を有し、
    面積率で、前記素地鋼板の板厚１／８～３／８における前記鋼組織中の全マルテンサイトの７０％以上が、平均粒径５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の炭化物を有する焼戻しマルテンサイトであり、
    引張強度が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満であり、
    降伏比が０．６０以上であり、
    前記素地鋼板を室温から２００℃まで昇温した時に放出される水素量の積算値が０．４５質量ｐｐｍ以下である、亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記素地鋼板の鋼成分が、質量％で、
    　Ｃ：０．０８０％以上０．３００％以下、
    　Ｓｉ：０．２０％以上２．００％以下、
    　Ｍｎ：１．００％以上４．００％以下、
    　Ｐ：０．１０％以下、
    　Ｓ：０．０２００％以下、
    　Ａｌ：０．００３％以上０．１００％以下、
    　Ｎ：０．０１００％以下を含有し、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる、請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記鋼成分がさらに、質量％で、
    Ｂ：０．０１００％以下、
    Ｔｉ：０．２００％以下、
    Ｎｂ：０．２００％以下、
    Ｓｂ：０．２００％以下、
    Ｓｎ：０．２００％以下、
    Ｖ：０．１００％以下、
    Ｃｕ：２．００％以下、
    Ｃｒ：２．００％以下、
    Ｎｉ：２．００％以下、
    Ｍｏ：１．００％以下、
    Ｔａ：０．１００％以下、
    Ｗ：０．５００％以下、
    Ｚｒ：０．０２０％以下、
    Ｃａ：０．０２００％以下、
    Ｍｇ：０．０２００％以下、
    Ｚｎ：０．０２０％以下、
    Ｃｏ：０．０２０％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％以下及び
    ＲＥＭ（Ｃｅを除く）：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２に記載の亜鉛めっき鋼板。
  4. 　前記素地鋼板は、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域を表層とした際、
    前記表層に、板厚１／４位置のビッカース硬さに対して、ビッカース硬さが８５％以下である表層軟質層を有する、請求項１～３のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板。
  5. 　前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置及び板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、
    前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、全測定数に対して０．１０以下であり、
    さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、
    さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下である、請求項４に記載の亜鉛めっき鋼板。
  6. 　前記亜鉛めっき鋼板の片面または両面において、前記素地鋼板と前記亜鉛めっき層の間に形成された金属めっき層を有する、請求項１～５のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板。
  7. 　前記亜鉛めっき層が、合金化亜鉛めっき層である、請求項１～６のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板。
  8. 　前記素地鋼板を室温から６００℃まで昇温した時、３５０～６００℃の温度範囲で放出される水素量の積算値が０．０５質量ｐｐｍ以上である、請求項１～７のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板。
  9. 　請求項１～８のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
  10. 　請求項２または３に記載の鋼成分を有するスラブを、１１００～１３５０℃の温度域に加熱し、仕上げ圧延終了温度：８００～９５０℃で熱間圧延し、巻取温度：６５０℃以下で巻き取る、熱延工程と、
    　前記熱延工程後の鋼板を、７００℃以上において、水素濃度：８体積％以上３０体積％以下の還元雰囲気にて２０ｓ以上保持する、還元工程と、
    　前記還元工程後の鋼板を、７５０℃以上において、水素濃度：０．２体積％以上８体積％以下の均熱雰囲気にて２０ｓ以上３００ｓ以下保持する、均熱工程と、
    　前記均熱工程後の鋼板を、冷却する、第１冷却工程と、
    　前記第１冷却工程後の鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成させる、亜鉛めっき工程と、
    　前記亜鉛めっき工程後の鋼板を、３５０～４５０℃の温度域から（Ｍｓ点－１００℃）に達するまでの平均冷却速度：２０℃／s以下とし、かつ１００～３５０℃の温度域に５ｓ以上滞留させて、冷却停止温度：１００～３００℃まで冷却する、第２冷却工程と、
    前記第２冷却工程後の鋼板を、前記冷却停止温度以上４５０℃以下の温度域で５～６００ｓ保持する、再加熱工程と、
    を含む、亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  11. 　前記亜鉛めっき工程後において、鋼板の表面に前記亜鉛めっき層を形成させた後、さらに合金化処理する、請求項１０に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  12. 　前記熱延工程後、かつ前記還元工程前に、２０％以上の圧下率で冷間圧延する冷延工程を含む、請求項１０または１１に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  13. 　前記第１冷却工程において、前記均熱工程後の鋼板を水素濃度：０．５体積％以上３０体積％以下、露点：０℃以下の雰囲気にて、６００～９００℃から、平均冷却速度：２０℃／ｓ以下にて１５０～５００℃まで冷却する、請求項１０～１２のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  14. 　前記第２冷却工程において、３５０～４５０℃の温度域から（Ｍｓ点－１００℃）に達するまでの平均冷却速度：１０℃／ｓ以下とし、かつ１００～３５０℃の温度域に１０ｓ以上滞留させて、冷却停止温度：１００～３００℃まで冷却する、請求項１０～１３のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  15. 　前記均熱工程における前記均熱雰囲気は、露点：－３０℃以上の雰囲気である、請求項１０～１４のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  16. 　前記熱延工程後、かつ前記還元工程の前の鋼板の片面または両面において、金属めっきを施し、金属めっき層を形成する、プレめっき工程を含む、請求項１０～１５のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  17. 　前記熱延工程後、かつ前記還元工程前の鋼板を酸素濃度：１０００体積ｐｐｍ以上３００００体積ｐｐｍ以下含む酸化雰囲気中にて６００℃以上まで加熱する、酸化工程を含む、請求項１０～１６のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  18. 　請求項１～８のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
     
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