WO2024147276A1 - 鋼板、抵抗スポット溶接方法、抵抗スポット溶接部材、および鋼板の製造方法 - Google Patents

鋼板、抵抗スポット溶接方法、抵抗スポット溶接部材、および鋼板の製造方法 Download PDF

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玲子 遠藤
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    • C25D3/02—Electroplating: Baths therefor from solutions
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Definitions

  • the method proposed in Patent Document 1 can suppress the occurrence of shrinkage defects and cracks in the welded metal parts. However, the method does not improve the appropriate current range or cross tensile strength. In addition, the method requires pressure and current application under specific conditions after welding current is applied, which increases the time required for welding and reduces productivity. In addition, the method proposed in Patent Document 1 adjusts the welding conditions and does not contribute to improving the formability of the steel plate.
  • Patent Document 2 Furthermore, according to the method proposed in Patent Document 2, a certain degree of improvement in formability and weldability is observed.
  • the tensile strength of the steel plate obtained by the method in Patent Document 2 is less than 1000 MPa, and a tensile strength of 1450 MPa or more cannot be achieved.
  • excellent hole expandability is required for manufacturing components with complex shapes.
  • Patent Document 2 uses elongation (El) as an index of the formability of the steel plate, and does not take hole expandability into consideration.
  • the present invention was made in consideration of the above situation, and aims to provide a steel plate that combines a tensile strength of 1450 MPa or more with high levels of formability (hole expandability) and weldability (wide range of appropriate current, cross tensile strength).
  • a resistance spot welded component including at least one steel plate according to any one of 1 to 3 above in a plate assembly.
  • the cooled hot-rolled steel sheet is coiled at a coiling temperature of 480° C. or less.
  • the hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet is annealed in an atmosphere having a dew point of more than ⁇ 20° C., In the annealing, the cold-rolled steel sheet is Heat to an annealing temperature of 780 to 980°C at an average heating rate of 3 to 30°C/s. Holding at the annealing temperature for a holding time of 15 to 360 seconds; Cooling from the annealing temperature to room temperature at an average cooling rate of 3 ° C./s or more; Manufacturing method of steel plate.
  • the steel slab is cooled at an average cooling rate of 100° C./h or more in a temperature range up to 600° C.,
  • the cooled steel slab is reheated by heating it to a heating temperature of 1250 to 1450°C and holding it at the heating temperature for 60 minutes or more;
  • the reheated steel slab is hot-rolled under a finish rolling end temperature of 850 to 950°C to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet is cooled at an average cooling rate of 80° C./s or more to a cooling stop temperature of 480° C.
  • the cooled hot-rolled steel sheet is coiled at a coiling temperature of 480° C. or less.
  • the hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet is annealed in an atmosphere having a dew point of more than ⁇ 20° C.
  • the annealed steel sheet is subjected to hot-dip galvanization by immersing the steel sheet in a hot-dip galvanizing bath to form a zinc-based plating layer on at least one surface of the steel sheet;
  • the method for producing a steel sheet includes cooling the steel sheet after the hot-dip galvanization to room temperature at an average cooling rate of 3 ° C./s or more, In the annealing, the cold-rolled steel sheet is Heat to an annealing temperature of 780 to 980°C at an average heating rate of 3 to 30°C/s. Holding at the annealing temperature for a holding time of 15 to 360 seconds; Cooling from the annealing temperature to the immersion in the hot-dip galvanizing bath at an average cooling rate of 3 ° C./s or more; Manufacturing method of steel plate.
  • the present invention makes it possible to provide steel sheets that combine a tensile strength of 1,450 MPa or more with high levels of formability (hole expansion ability) and weldability (wide range of appropriate current, cross tensile strength).
  • the steel sheet of the present invention has the above-mentioned composition. The reasons for limiting the composition will be explained below.
  • Si 0.2 to 1.8% Si is an element that has the effect of improving weldability. This is because the addition of Si alleviates Mn segregation, and as a result, the variation in hardness in the plate thickness direction is reduced. In order to obtain the above effect, the Si content is set to 0.2% or more, preferably 0.3% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 1.8%, liquid metal embrittlement occurs during resistance spot welding. Therefore, the Si content is set to 1.8% or less, preferably 1.6% or less.
  • Mn 2.4 to 3.5%
  • Mn is an element that contributes to improving the strength of steel sheets through solid solution strengthening and the generation of hard phases.
  • Mn is an element that stabilizes austenite and is an element necessary for controlling the fraction of hard phases.
  • the Mn content is set to 2.4% or more.
  • the Mn content is set to 3.5% or less, preferably 3.2% or less.
  • the P content is set to 0.03% or less, preferably 0.02% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited and may be 0%. However, since excessive reduction of the P content increases the steelmaking cost, the P content is preferably set to 0.005% or more.
  • the S content is set to 0.003% or less, preferably 0.002% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited and may be 0%. However, since excessive reduction of the S content increases the steelmaking cost, the S content is preferably set to 0.0002% or more.
  • Al 0.01 to 0.50% Al is an element necessary for deoxidation. If the Al content is less than 0.01%, the deoxidation effect is insufficient. Therefore, the Al content is set to 0.01% or more, preferably 0.02%. On the other hand, if the Al content is higher than 0.50%, the ferrite phase is excessively generated during annealing, making it difficult to ensure strength. Therefore, the Al content is set to 0.50% or less, preferably 0.45% or less.
  • N 0.008% or less
  • N is an element that deteriorates hole expandability by forming coarse nitrides. If the N content is higher than 0.008%, the deterioration of hole expandability becomes significant. Therefore, the N content is set to 0.008% or less, preferably 0.007% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited and may be 0%. However, since excessive reduction of the N content increases the steelmaking cost, it is preferable that the N content is 0.001% or more.
  • Sb 0.001 to 0.012%
  • Sb is an element that has the effect of strengthening grain boundaries by segregating at the grain boundaries, and adding Sb can improve the cross tensile strength.
  • the Sb content is set to 0.001% or more, preferably 0.002% or more.
  • the Sb content is set to 0.012% or less, preferably 0.010% or less.
  • Cr 0.50% or less Cr is an element that has the effect of further improving strength by generating a hard phase. However, if the Cr content exceeds 0.50%, surface defects are likely to occur. Therefore, when Cr is added, the Cr content is set to 0.50% or less, preferably 0.45% or less. On the other hand, from the viewpoint of enhancing the effect of adding Cr, the Cr content is preferably set to 0.02% or more, more preferably 0.05% or more.
  • Ca 0.0050% or less
  • Ca is an element that has the effect of further improving hole expandability by making the shape of sulfides spherical. Ca also contributes to improving delayed fracture resistance after resistance welding. However, when the Ca content exceeds 0.0050%, the effect is saturated, so when Ca is added, the Ca content is set to 0.0050% or less. On the other hand, from the viewpoint of enhancing the effect of adding Ca, it is preferable that the Ca content is 0.0005% or more.
  • the composition of the steel sheet of the present invention further has an A value defined by the following formula (1) of 0.9 to 6.0.
  • A ([C] + [Si] / 8 + [Mn] / 20) / (2 ⁇ ([Ti] + [Nb]) + 85 ⁇ ([B] + [Sb] / 20) ...
  • the parentheses in the above formula (1) represent the content (mass %) of the element in the parentheses, and if the element is not contained, the value is set to 0.
  • the A value is set to 0.9 or more, preferably 1.0 or more.
  • the A value is set to 6.0 or less, preferably 5.8 or less, and more preferably 5.0 or less.
  • tempered martensite is also defined as being included in “martensite”. This is because it is difficult to distinguish between martensite and tempered martensite in the microstructure of the steel plate of the present invention. Furthermore, the above-mentioned “tempered martensite” includes not only martensite that is generated by self-tempering during cooling in annealing, from cooling below the martensitic transformation start point (Ms point) to cooling to room temperature, but also martensite that is generated by further tempering thereafter.
  • Ms point martensitic transformation start point
  • the volume fraction of ferrite (F) exceeds 5%, the amount of voids generated during punching increases, resulting in a decrease in hole expandability.
  • the volume fraction of ferrite at the 1/4 position of the plate thickness is set to 5% or less, preferably 3% or less, and more preferably 1% or less.
  • the lower the volume fraction of ferrite the better, so the lower limit is set to 0%.
  • Microstructure in the range from the surface to a depth of 7 ⁇ m In the present invention, it is important to control the microstructure in the range from the surface of the steel sheet to a depth of 7 ⁇ m, the reason for which will be described below.
  • the steel sheet of the present invention may be a zinc-plated steel sheet or a zinc alloy-plated steel sheet.
  • the zinc alloy plating layer is not particularly limited, and a plating layer made of any zinc alloy can be used.
  • the zinc alloy plating layer it is preferable to use a zinc alloy plating layer having a composition selected from the group consisting of Zn-Al, Zn-Al-Mg, Zn-Al-Si, Zn-Al-Mg-Si, and Zn-Al-Mg-Ni.
  • the zinc-based plating layer can be formed by any method.
  • the zinc-based plating layer may be any of a hot-dip zinc-based plating layer, an alloyed hot-dip zinc-based plating layer, and an electrolytic zinc-based plating layer.
  • the steel sheet of the present invention may be any of a hot-dip zinc-based plated steel sheet, an alloyed hot-dip zinc-based plated steel sheet, and an electrolytic zinc-based plated steel sheet.
  • the coating weight of the zinc-based coating layer is not particularly limited, but from the viewpoints of corrosion resistance and ease of coating weight control, it is preferably 25 g/ m2 or more per one side of the steel sheet, while from the viewpoint of adhesion of the coating layer, it is preferably 80 g/ m2 or less per one side of the steel sheet.
  • a pre-plating layer may be further provided between the steel sheet (base steel sheet) and the zinc-based plating layer.
  • the pre-plating layer is not particularly limited and may be a plating layer of any composition, but is preferably an Fe-based plating layer, and more preferably an Fe-based electroplating layer.
  • the Fe-based electroplating layer preferably has a composition containing a total of 10% or less of at least one selected from the group consisting of B, C, P, N, O, Ni, Mn, Mo, Zn, W, Pb, Sn, Cr, V, and Co, with the remainder being Fe and unavoidable impurities.
  • the Fe-based plating layer functions as a soft layer, the provision of the Fe-based plating layer can alleviate the stress applied to the steel sheet surface during welding. Furthermore, the presence of an Fe-based plating layer not only reduces the residual stress in the resistance weld, but also allows diffusible hydrogen to escape efficiently from the steel sheet surface, improving delayed fracture resistance.
  • the steel sheet of the present invention may be a cold-rolled steel sheet having no plating layer on its surface, or a zinc-based plated steel sheet having a zinc-based plating layer on its surface.
  • the zinc-based plated steel sheet may be any of an electroplated steel sheet, a hot-dip plated steel sheet, and an alloyed hot-dip plated steel sheet. Therefore, a suitable manufacturing method will be described below for each case.
  • Average cooling rate 3°C/s or more If the average cooling rate in the cooling is less than 3°C/s, the desired martensite volume fraction cannot be obtained, and the strength and hole expandability are reduced. Therefore, the average cooling rate is set to 3°C/s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but it is preferably less than 100°C/s, more preferably 50°C/s or less, and even more preferably 20°C/s or less.
  • the temperature of the hot-dip plating bath is preferably 440 to 500°C, which is the bath temperature in general hot-dip plating.
  • the temperature of the steel sheet when entering the hot-dip plating bath is preferably 440 to 550°C.
  • the alloying process is preferably carried out at a temperature of 450°C or higher and 600°C or lower.
  • 450°C or higher it is possible to provide a steel sheet with excellent press formability without leaving any ⁇ phase in the plating layer.
  • 600°C or lower good plating adhesion can be obtained.
  • the alloying time is preferably 5 to 60 seconds.
  • the cold-rolled steel sheet was first annealed under the conditions shown in Table 2, and then cooled to the point of immersion in the hot-dip galvanizing bath at the average cooling rate shown in Table 2. After that, an alloying process was performed to alloy the hot-dip galvanized layer.
  • the hot-dip galvanizing bath used had the same composition as the galvanizing bath used in the manufacture of the hot-dip galvanized steel sheet (GI), and the temperature of the galvanizing bath was also the same.
  • the alloying process was performed at a temperature of 550°C.
  • the average crystal grain size of ferrite and martensite was determined by image analysis of the SEM images obtained by the above SEM observation. Specifically, first, the area of each crystal grain of ferrite and martensite in the SEM image was determined by image analysis. Next, the circle equivalent diameter of the crystal grain was calculated from the area, and the average value was taken as the average crystal grain size. Image-Pro from Media Cybernetics was used for the image analysis.
  • the integrated intensities of X-ray diffraction lines of the ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ , and ⁇ 220 ⁇ planes of ferrite and the ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , and ⁇ 311 ⁇ planes of austenite were measured, and the volume fraction of retained austenite was calculated from the obtained integrated intensities.
  • a calculation formula described in p. 26, 62-64 of "X-ray Diffraction Handbook" (2000, Rigaku Denki Co., Ltd.) was used.
  • the number density of Ti-based precipitates and Nb-based precipitates was determined by TEM-EDS (energy dispersive X-ray analysis). Specifically, first, the L-section of the steel plate was observed at a magnification of 10,000 times by TEM, and TEM images of 10 locations randomly selected from the range of 5 to 100 ⁇ m deep from the surface of the steel plate were obtained. Next, Ti-based precipitates and Nb-based precipitates in the TEM image were identified by EDS. The TEM image was subjected to image analysis using Image-Pro, and the area of each Ti-based precipitate and Nb-based precipitate was determined. From the area, the circle equivalent diameter of each particle was calculated.
  • TEM-EDS energy dispersive X-ray analysis
  • the number of Ti-based precipitates and Nb-based precipitates having a circle equivalent diameter of 0.005 ⁇ m or more and less than 0.10 ⁇ m was counted, and the number density of the precipitates was determined by dividing by the area of the observed range.
  • the number densities of precipitates were calculated in the same manner for the TEM images obtained by observing the above 10 locations, and the average values were taken as the number densities of Ti-based precipitates and Nb-based precipitates.
  • the welding current was increased from 3.0 kA in 0.1 kA increments, and the maximum current value at which no spatter (dust) was generated was recorded.
  • the nugget diameter was measured by observing the cross section of the welded part of the test piece after welding, and the difference between the minimum current at which the nugget diameter was 4.0 ⁇ t (mm) or more relative to the plate thickness t (mm) and the maximum current value at which no spatter was generated was determined to be the appropriate current range for welding.
  • An appropriate current range of 1.2 kA or more was rated as "good," and one below 1.2 kA was rated as "poor.”
  • Cross tensile strength The cross tensile strength after resistance spot welding was measured based on the cross tensile test method (JIS Z 3137). For the measurement, a 50 x 150 mm cross tensile test piece cut out from a steel plate was used, and resistance spot welding was performed on a plate set consisting of two of the same type of test pieces.
  • the resistance welding conditions were a servo motor pressure type single-phase AC (50 Hz) resistance welding machine attached to a welding gun, and a tensile test piece having a resistance weld was produced.
  • the pair of electrode tips used were alumina-dispersed copper DR type electrodes with a tip curvature radius R40 mm and tip diameter 6 mm.
  • the welding conditions were a pressure force of 4000 N, current flow time of 20 cycles (50 Hz), and hold time of 5 cycles (50 Hz).
  • the current value was set to a current value at which the nugget diameter was 4.5 ⁇ t (mm) from the above-mentioned test in the appropriate current range. If the strength was 5.5 kN or more, the cross tensile strength after resistance spot welding was rated as "good", and if the strength was less than 5.5 kN, the cross tensile strength after resistance spot welding was rated as "poor".
  • steel sheets that meet the conditions of the present invention have a tensile strength of 1,450 MPa or more, as well as high levels of formability (hole expansion ability) and weldability (wide range of appropriate current, cross tensile strength).

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Abstract

１４５０ＭＰａ以上の引張強さと、成形性（穴広げ性）および溶接性（適正電流範囲の広さ、十字引張強度）を高い水準で兼ね備えた鋼板を提供する。所定の成分組成を有し、板厚１／４位置におけるミクロ組織と前記鋼板の表面から深さ７μｍまでの範囲におけるミクロ組織がそれぞれ特定の条件を満たし、かつ、表面からの深さが５０～１００μｍの範囲における、粒径：０．００５μｍ以上０．１０μｍ未満のＴｉ析出物および粒径：０．００５μｍ以上０．１０μｍ未満のＮｂ系析出物の個数密度が、２０個／１００μｍ２以上である、鋼板。

Description

鋼板、抵抗スポット溶接方法、抵抗スポット溶接部材、および鋼板の製造方法
　本発明は、鋼板に関し、特に、自動車などの構造部品の素材として好適に用いることができる鋼板に関する。また、本発明は、前記鋼板を用いた抵抗スポット溶接方法、抵抗スポット溶接部材、および前記鋼板の製造方法に関する。
　近年、環境問題の高まりからＣＯ２排出規制が厳格化しており、自動車分野においては燃費向上に向けた車体の軽量化が課題となっている。そこで、自動車部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められており、中でも、１４５０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有する鋼板の適用が進められている。
　一方、自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板には、強度だけでなく、成形性に優れることが求められる。特に、複雑形状を有する部品の素材として用いるためには、鋼板には優れた穴広げ性が要求される。
　しかし、１４５０ＭＰａ以上の引張強度を確保するためには、鋼板に多量の合金元素を添加する必要がある。合金元素の添加は穴広げ性を低下させるため、高い強度と優れた穴広げ性を両立させることは困難であった。
　さらに、自動車の製造においては、コストおよび生産効率の観点から、抵抗スポット溶接が広く用いられている。しかし、合金元素の添加は鋼板の抵抗スポット溶接性（以下、単に「溶接性」という）を低下させる。具体的には、合金元素を多量に添加すると、抵抗スポット溶接によって必要なナゲット径を得るための適正電流範囲が極端に狭くなる。また、抵抗スポット溶接後の継手の十字引張強度（ＣＴＳ）が著しく低下する。そのため、高い強度と優れた溶接性を両立させることは困難であった。
　そこで、上記の問題を解決するために、様々な方法が検討されている。
　例えば、特許文献１では、溶接条件を調整することにより高強度鋼板の溶接性を改善する方法が提案されている。
　また、特許文献２では、ミクロ組織を制御することにより高強度鋼板の成形性と溶接性を向上させる方法が提案されている。
特開２０１１－００５５４４号公報 特開２００８－２３１５４１号公報
　上記特許文献１で提案されている方法によれば、溶接金属部における収縮欠陥や割れの発生が抑制できる。しかし、前記方法によっても、適正電流範囲および十字引張強度は改善されていない。また、前記方法では溶接通電を行った後、さらに特定の条件で加圧や通電を行う必要があるため、溶接に要する時間が増加し、生産性が低下する。また、特許文献１で提案されている方法は、溶接条件を調整するものであるため、鋼板の成形性の向上には寄与しない。
　また、特許文献２で提案されている方法によれば、成形性および溶接性に一定の向上が認められる。しかし、特許文献２の方法で得られる鋼板の引張強さは１０００ＭＰａに満たず、１４５０ＭＰａ以上の引張強度は達成できていない。さらに、上述したように、複雑形状を有する部材の製造のためには、穴広げ性に優れることが求められる。しかし、特許文献２では、鋼板の成形性の指標として伸び（Ｅｌ）が使用されており、穴広げ性は考慮されていない。
　このように、１４５０ＭＰａ以上の引張強さと、成形性（穴広げ性）および溶接性（適正電流範囲の広さ、十字引張強度）を高い水準で兼ね備えた鋼板は、依然として実現出来ていないのが実状であった。
　本発明は、上記の実状に鑑みてなされたものであり、１４５０ＭＰａ以上の引張強さと、成形性（穴広げ性）および溶接性（適正電流範囲の広さ、十字引張強度）を高い水準で兼ね備えた鋼板を提供することを目的とする。
　本発明は上記課題を解決するために検討を行った結果、鋼板の成分組成に加え、鋼板表層におけるマルテンサイトの体積分率と、鋼中に存在する微細なＴｉ析出物およびＮｂ析出物の個数密度を制御することにより、上記の要求を満たす鋼板が得られることを見出した。
　本発明は上記知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は以下の通りである。
１．成分組成が、質量％で、
　　Ｃ　：０．１８～０．３８％、
　　Ｓｉ：０．２～１．８％、
　　Ｍｎ：２．４～３．５％、
　　Ｐ　：０．０３％以下、
　　Ｓ　：０．００３％以下、
　　Ａｌ：０．０１～０．５０％、
　　Ｎ　：０．００８％以下、
　　Ｎｂ：０．００５～０．０８％およびＴｉ：０．００５～０．０８％の一方または両方、ならびに
　　Ｂ：０．０００２～０．００５０％およびＳｂ：０．００１～０．０１２％の一方または両方を含有し、
　　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
　　下記（１）式で定義されるＡ値が０．９～６．０であり、
　板厚１／４位置におけるミクロ組織が以下の条件を満たし、
　　マルテンサイトの体積分率：９３％以上、
　　フェライトの体積分率：０～５％、
　　残留オーステナイトの体積分率：０～７％、
　　マルテンサイトの平均結晶粒径：７μｍ以下、
　　フェライトの平均結晶粒径：３μｍ以下、
　　残留オーステナイトの平均結晶粒径：３μｍ以下、
　表面から深さ７μｍまでの範囲におけるミクロ組織が以下の条件を満たし、
　　マルテンサイトの体積分率：０～２０％、
　表面からの深さが５０～１００μｍの範囲における、粒径：０．００５μｍ以上０．１０μｍ未満のＴｉ析出物および粒径：０．００５μｍ以上０．１０μｍ未満のＮｂ系析出物の個数密度が、２０個／１００μｍ２以上である、鋼板。
　A=([C]+[Si]/8+[Mn]/20)/(2×([Ti]+[Nb])+85×([B]+[Sb]/20)…(1)
　ただし、上記（１）式における括弧は、該括弧内の元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
２．前記成分組成が、さらに、質量％で、
　Ｖ　：０．０５％以下、
　Ｃｕ：０．５０％以下、
　Ｎｉ：０．５０％以下、
　Ｍｏ：０．５０％以下、
　Ｃｒ：０．５０％以下、
　Ｓｎ：０．３０％以下、
　Ｃａ：０．００５０％以下、および
　ＲＥＭ：０．００５０％以下
　からなる群より選択される少なくとも１つを含有する、上記１に記載の鋼板。
３．さらに、少なくとも一方の表面に亜鉛系めっき層を有する、上記１または２に記載の鋼板。
４．上記１～３のいずれか一項に記載の鋼板を少なくとも１枚含む板組を、一対の溶接電極で挟持し、加圧しながら通電して接合する抵抗スポット溶接方法。
５．上記１～３のいずれか一項に記載の鋼板を、板組の中に少なくとも１枚含む抵抗スポット溶接部材。
６．上記１または２に記載の成分組成を有する溶綱を連続鋳造して鋼スラブとし、
　前記鋼スラブを、６００℃までの温度域における平均冷却速度：１００℃／ｈ以上で冷却し、
　前記冷却後の鋼スラブに、１２５０～１４５０℃の加熱温度まで加熱し、前記加熱温度で６０分以上の保持時間の間保持する再加熱を施し、
　前記再加熱後の鋼スラブを、仕上圧延終了温度：８５０～９５０℃の条件で熱間圧延して熱延鋼板とし、
　前記熱延鋼板を、８０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、４８０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、
　前記冷却後の熱延鋼板を、４８０℃以下の巻取温度で巻取り、
　前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とし、
　前記冷延鋼板を、露点が－２０℃超である雰囲気中で焼鈍する、鋼板の製造方法であり、
　前記焼鈍においては、前記冷延鋼板を、
　　平均加熱速度：３～３０℃／ｓで、焼鈍温度：７８０～９８０℃まで加熱し、
　　前記焼鈍温度で、１５～３６０秒の保持時間の間保持し、
　　前記焼鈍温度から、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で室温まで冷却する、
鋼板の製造方法。
７．さらに、前記焼鈍後の鋼板に電気めっきを施して、前記鋼板の少なくとも一方の表面に亜鉛系めっき層を形成する、上記６に記載の鋼板の製造方法。
８．上記１または上記２に記載の成分組成を有する溶綱を連続鋳造して鋼スラブとし、
　前記鋼スラブを、６００℃までの温度域における平均冷却速度：１００℃／ｈ以上で冷却し、
　前記冷却後の鋼スラブに、１２５０～１４５０℃の加熱温度まで加熱し、前記加熱温度で６０分以上の保持時間の間保持する再加熱を施し、
　前記再加熱後の鋼スラブを、仕上圧延終了温度：８５０～９５０℃の条件で熱間圧延して熱延鋼板とし、
　前記熱延鋼板を、８０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、４８０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、
　前記冷却後の熱延鋼板を、４８０℃以下の巻取温度で巻取り、
　前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とし、
　前記冷延鋼板を、露点が－２０℃超である雰囲気中で焼鈍し、
　前記焼鈍後の鋼板を溶融めっき浴に浸漬する溶融めっきを施して、前記鋼板の少なくとも一方の表面に亜鉛系めっき層を形成し、
　前記溶融めっき後の鋼板を、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で室温まで冷却する、鋼板の製造方法であり、
　前記焼鈍においては、前記冷延鋼板を、
　　平均加熱速度：３～３０℃／ｓで、焼鈍温度：７８０～９８０℃まで加熱し、
　　前記焼鈍温度で、１５～３６０秒の保持時間の間保持し、
　　前記焼鈍温度から、前記溶融めっき浴への侵入まで、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する、
鋼板の製造方法。
９．さらに、前記溶融めっきの後、前記室温までの冷却に先だって合金化処理を施す、上記８に記載の鋼板の製造方法。
　本発明によれば、１４５０ＭＰａ以上の引張強さと、成形性（穴広げ性）および溶接性（適正電流範囲の広さ、十字引張強度）を高い水準で兼ね備えた鋼板を提供することができる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な一実施態様を示すものであり、以下の説明によって何ら限定されるものではない。また、含有量の単位である「％」は、特に断らない限り「質量％」を表す。
［成分組成］
　本発明の鋼板は、上記成分組成を有する。以下、成分組成の限定理由について説明する。
Ｃ：０．１８～０．３８％
　Ｃは、硬質相であるマルテンサイトの形成に寄与する元素であり、所望の引張強度を得るためにはＣの添加が必須である。また、Ｃは、ＴｉおよびＮｂと反応して析出物を形成する。そのため所望の析出物の個数密度を得るためにもＣの添加が重要である。Ｃ含有量が０．１８％未満であると、必要なマルテンサイトの体積分率を確保することができない。そのため、Ｃ含有量は０．１８％以上、好ましくは０．１９％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．３８％を超えると、スポット溶接後のナゲットの靭性が低下し、その結果、十字引張強度が低下する。そのため、Ｃ含有量は、０．３８％以下、好ましくは０．３４％以下とする。
Ｓｉ：０．２～１．８％
　Ｓｉは、溶接性を向上させる効果を有する元素である。これは、Ｓｉの添加によりＭｎ偏析が緩和され、その結果、板厚方向における硬度のばらつきが低減されるためである。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．２％以上、好ましくは０．３％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が１．８％を超えると、抵抗スポット溶接時に液体金属脆化が発現する。そのため、Ｓｉ含有量は１．８％以下、好ましくは１．６％以下とする。
Ｍｎ：２．４～３．５％
　Ｍｎは、固溶強化および硬質相の生成を通じて鋼板の強度向上に寄与する元素である。また、Ｍｎは、オーステナイトを安定化させる元素であり、硬質相の分率制御に必要な元素である。前記効果を得るために、Ｍｎ含有量は２．４％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３．５％より高いと、スポット溶接後のナゲットの靭性が低下するため、十字引張強度が低下する。加えて水素が鋼板内に侵入した際に粒界のすべり拘束が増加し、結晶粒界においてき裂が進展しやすくなる。そしてその結果、抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は３．５％以下、好ましくは３．２％以下とする。
Ｐ：０．０３％以下
　Ｐ含有量が０．０３％より高いと、Ｐの粒界への偏析が顕著となる。そしてその結果、粒界が脆化し、抵抗溶接性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下とする。一方、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよい。しかし、過度のＰ含有量の低減は製鋼コストを上昇させるため、Ｐ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．００３％以下
　Ｓ含有量が０．００３％より高いと、抵抗溶接性が低下する。これは、ＭｎＳなどの硫化物が多量に生成し、水素進入時に前記硫化物を起点としてき裂が生成するためである。そのため、Ｓ含有量を０．００３％以下、好ましくは０．００２％以下とする。一方、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよい。しかし、過度のＳ含有量の低減は製鋼コストを上昇させるため、Ｓ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０１～０．５０％
　Ａｌは脱酸に必要な元素である。Ａｌ含有量が０．０１％未満であると、脱酸効果が不十分となる。そのため、Ａｌ含有量は０．０１％以上、好ましくは０．０２％とする。一方、Ａｌ含有量が０．５０％より高いと、焼鈍時にフェライト相が過剰に生成するため、強度確保が困難となる。そのため、Ａｌ含有量は０．５０％以下、好ましくは０．４５％以下とする。
Ｎ：０．００８％以下
　Ｎは、粗大な窒化物を形成することで穴広げ性を劣化させる元素である。Ｎ含有量が０．００８％より高いと穴広げ性の劣化が顕著となる。そのため、Ｎ含有量は０．００８％以下、好ましくは０．００７％以下とする。一方、Ｎ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよい。しかし、過度のＮ含有量の低減は製鋼コストを上昇させるため、Ｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　本発明の鋼板の成分組成は、ＮｂおよびＴｉの一方または両方を、それぞれ以下の量で含有する。ＮｂおよびＴｉは、いずれも微細な炭窒化物を形成することにより抵抗溶接性を向上させるという共通の機能を有する元素である。
Ｎｂ：０．００５～０．０８％
　Ｎｂは、微細な炭窒化物を形成することで抵抗溶接性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量を０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上とする。一方、多量にＮｂを添加すると、伸びが著しく低下するだけでなく、連続鋳造後にスラブ割れが生じる。そのため、Ｎｂ含有量は０．０８％以下、好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０５％以下とする。
Ｔｉ：０．００５～０．０８％
　Ｔｉは、Ｔｉと同様、微細な炭窒化物を形成することで抵抗溶接性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．００５％以上、好ましくは０．００８％以上とする。一方、多量にＴｉを添加すると、伸びが著しく低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０８％以下、好ましくは０．０７％以下とする。なお、Ｔｉは、ＢがＮと反応することを防止する作用も有している。また、Ｔｉの微細な炭窒化物は水素のトラップサイトとなり、かつ、水素過電圧を上昇させるため、抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性を向上させる。これらの効果を得るという観点からも、上記含有量でＴｉを添加することが好ましい。
　本発明の鋼板の成分組成は、ＢおよびＳｂの一方または両方を、それぞれ以下の量で含有する。ＢおよびＳｂは、いずれも粒界強化により十字引張強度を向上させるという共通の機能を有する元素である。
Ｂ：０．０００２％～０．００５０％
　Ｂは、粒界に偏析することで粒界を強化する効果を有する元素であり、Ｂを添加することにより十字引張強度を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．０００２％以上、好ましくは０．０００４％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると効果が飽和することに加え、粒界偏析するＢ量が増加することで穴広げ性が低下する。そのため、Ｂ含有量を０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下とする。なお、Ｂは、焼入れ性を向上させ、硬質相を生成することで鋼板のさらなる強度向上にも寄与する。また、Ｂは、マルテンサイト変態開始点を低下させずに焼入れ性を向上できる元素である。これらの効果を得るという観点からも、上記含有量でＢを添加することが好ましい。
Ｓｂ：０．００１～０．０１２％
　Ｓｂは、Ｂと同様、粒界に偏析することで粒界を強化する効果を有する元素であり、Ｓｂを添加することにより十字引張強度を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｓｂを添加する場合、Ｓｂ含有量を０．００１％以上、好ましくは０．００２％以上とする。一方、Ｓｂは、鋼板表層の脱炭を防ぐ作用を有しているため、Ｓｂ含有量が０．０１２％を超えると、所定の表層の鋼板組織が得られず、その結果、抵抗溶接性が低下する。そのため、Ｓｂ含有量は０．０１２％以下、好ましくは０．０１０％以下とする。
　本発明の一実施形態における鋼板は、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。
　なお、前記不可避的不純物としてＣｏが含まれる場合、Ｃｏ含有量は０．１０％以下であることが好ましい。前記不可避的不純物としてＺｎが含まれる場合、Ｚｎ含有量は０．１０％以下であることが好ましい。
　また、本発明の他の実施形態における鋼板の成分組成は、上記の成分に加え、さらに任意に以下の成分を少なくとも１つ含有することができる。なお、以下の元素はいずれも任意に添加できる元素であるため、含有は必須ではない。したがって、含有量の下限値は０％であってよい。
Ｖ：０．０５％以下
　Ｖは、微細な炭窒化物を形成することで、強度をさらに向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｖ含有量が０．０５％を超えると添加効果が飽和し、合金コストの増加に見合った効果を得ることができない。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量は０．０５％以下、好ましくは０．０４％以下とする。一方、Ｖの添加効果を高めるという観点からは、Ｖ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．５０％以下
　Ｃｒは、硬質相を生成することで強度をさらに向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると、面欠陥が発生しやすくなる。そのため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量は０．５０％以下、好ましくは０．４５％以下とする。一方、Ｃｒの添加効果を高めるという観点からは、Ｃｒ含有量を０．０２％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。
Ｓｎ：０．３０％以下
　Ｓｎは鋼板の水素過電圧を高め、それにより耐遅れ破壊特性をさらに向上させる元素である。しかし、Ｓｎ含有量が０．３０％を超えると、効果が飽和することに加え、延性が低下する。そのため、Ｓｎを添加する場合、Ｓｎ含有量は０．３０％以下、好ましくは０．２５％以下とする。一方、Ｓｎの添加効果を高めるという観点からは、Ｓｎ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い。
Ｍｏ：０．５０％以下
　Ｍｏも、Ｃｒと同様、硬質相を生成することで強度をさらに向上させる効果を有する元素である。また、Ｍｏは、炭化物を生成することによってもさらなる高強度化に寄与する。しかし、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると添加効果が飽和し、合金コストの増加に見合った効果を得ることができない。そのため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量は０．５０％以下、好ましくは０．４５％以下とする。一方、Ｍｏの添加効果を高めるという観点からは、Ｍｏ含有量を０．０２％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。
Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕは、水素過電圧を高め、その結果として抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると添加効果が飽和することに加え、表面欠陥が発生しやすくなる。そのため、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。一方、Ｃｕの添加効果を高めるという観点からは、Ｃｕ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．５０％以下
　ＮｉもＣｕと同様、水素過電圧を高め、耐遅れ破壊特性を向上させる効果を有する元素である。また、Ｎｉは、Ｃｕとともに添加した場合、Ｃｕに起因する表面欠陥を抑制する効果を有する。しかし、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると添加効果が飽和する。そのため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量を０．５０％以下とする。一方、Ｎｉの添加効果を高めるという観点からは、Ｎｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｃａ：０．００５０％以下
　Ｃａは、硫化物の形状を球状化することで、穴広げ性をさらに向上させる効果を有する元素である。また、Ｃａは、抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性の向上にも寄与する。しかし、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると効果が飽和するため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．００５０％以下とする。一方、Ｃａの添加効果を高めるという観点からは、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．００５０％以下
　ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａと同様、硫化物の形状を球状化することで、穴広げ性をさらに向上させる効果を有する元素である。また、ＲＥＭは、抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性の向上にも寄与する。しかし、ＲＥＭ含有量が０．００５０％を超えると効果が飽和するため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．００５０％以下とする。一方、ＲＥＭの添加効果を高めるという観点からは、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ａ値：０．９～６．０
　本発明の鋼板の成分組成は、さらに、下記（１）式で定義されるＡ値が０．９～６．０である。
　A=([C]+[Si]/8+[Mn]/20)/(2×([Ti]+[Nb])+85×([B]+[Sb]/20)…(1)
　ただし、上記（１）式における括弧は、該括弧内の元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
　Ａ値が０．９未満では、所望の穴広げ性を得ることができない。これは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、およびＳｂの添加量が、炭素当量に対して過剰であるためである。ＴｉおよびＮｂの添加量が多すぎると、Ｔｉ析出物およびＮｂ析出物が過剰となり、穴広げ性が低下する。また、ＢおよびＳｂの添加量が多すぎると、ＢおよびＳｂが結晶粒界に過剰に偏析するため、穴広げ性が低下する。そのため、Ａ値を０．９以上、好ましくは１．０以上とする。一方、Ａ値が６．０より大きいと、溶接性、特に十字引張強度が低下する。これは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、およびＳｂの添加量が、炭素当量に対して不十分であるためである。そのため、Ａ値を６．０以下、好ましくは５．８以下、より好ましくは５．０以下とする。
［ミクロ組織］
　本発明の鋼板は、板厚１／４位置におけるミクロ組織と、前記鋼板の表面から深さ７μｍの位置におけるミクロ組織が、それぞれ特定の条件を満たす必要がある。以下、その理由について説明する。
（板厚１／４位置におけるミクロ組織）
Ｍ：９３％以上
　マルテンサイト（Ｍ）の体積分率が９３％未満であると、所望の引張強さおよび穴広げ性を得ることができない。また、前記合計体積分率が９３％未満であると、耐遅れ破壊特性も低下する。そのため、板厚１／４位置におけるマルテンサイト（Ｍ）の体積分率は、９３％以上、好ましくは９５％以上とする。前記体積分率の上限は特に限定されないが、１００％であってもよい。
　なお、本発明においては、焼戻しマルテンサイトも「マルテンサイト」に包含するものと定義する。これは、本発明の鋼板のミクロ組織において、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの区別が難しいためである。また、前記「焼戻しマルテンサイト」には、焼鈍における冷却時にマルテンサイト変態開始点（Ｍｓ点）以下に冷却されてから室温まで冷却される間に自己焼戻しによって生成するマルテンサイトに加え、さらにその後に焼戻しを行って生成したマルテンサイトも包含する。
Ｍの平均結晶粒径：７μｍ以下
　マルテンサイトの平均結晶粒径が７μｍより大きいと、マルテンサイトとフェライトとの間の界面に生成するボイドが連結しやすくなるため、穴広げ性が劣化する。また、抵抗溶接後の結晶粒が粗大化する結果、十字引張強度が低下する。そのため、板厚１／４位置におけるマルテンサイトの平均結晶粒径は７μｍ以下、好ましくは６μｍ以下とする。一方、マルテンサイトの平均結晶粒径の下限は特に限定されないが、例えば、２μｍ以上であってもよい。
Ｆ：０～５％
　フェライト（Ｆ）の体積分率が５％を超えると、打抜き時のボイド生成量が増加するため、穴広げ性が低下する。また、フェライト分率が高いと、所望の強度を確保するためは、マルテンサイトの硬度を高くする必要がある。そのため、板厚１／４位置におけるフェライトの体積分率を５％以下、好ましくは３％以下、より好ましくは１％以下とする。一方、上記の観点からはフェライトの体積分率は低ければ低い方がよいため、下限は０％とする。
Ｆの平均結晶粒径：３μｍ以下
　フェライトの平均結晶粒径が３μｍより大きいと、穴広げ時の打抜き端面に生成したボイドが穴広げ中に連結しやすくなるため、所望の穴広げ性を得ることができない。そのため、板厚１／４位置におけるフェライトの平均結晶粒径を３μｍ以下、好ましくは２．５μｍ以下とする。一方、フェライトの平均結晶粒径の下限は特に限定されないが、例えば、１μｍ以上であってよく、２μｍ以上であってもよい。
ＲＡ：０～７％
　残留オーステナイト（ＲＡ）の体積分率が７％を超える場合、打抜き時にマルテンサイト生成するためボイド生成量が増加し、穴広げ性が低下する。そのため、板厚１／４位置における残留オーステナイトの体積分率を７％以下、好ましくは５％以下とする。一方、上記の観点からは残留オーステナイトの体積分率は低ければ低い方がよいため、下限は０％とする。
ＲＡの平均結晶粒径：３μｍ以下
　残留オーステナイトの平均結晶粒径が３μｍを超えると穴広げ性が低下する。これは、残留オーステナイト内のＣ分布の影響で、打抜き時にマルテンサイト生成する結果、ボイド生成量が増加するためである。そのため、残留オーステナイトの平均結晶粒径は３μｍ以下、好ましくは２．５μｍ以下とする。一方、下限は特に規定はしないが、平均結晶粒径が０．３μｍ以上であれば、伸びがさらに向上する。そのため、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、０．３μｍ以上とすることが好ましく、０．５μｍ以上とすることがより好ましく、１μｍ以上とすることがさらに好ましい。
　板厚１／４位置におけるミクロ組織は、上記組織に加え、さらに任意にその他の組織を含有していても良い。ただし、その他の組織の体積分率は７％以下とする。前記その他の組織は、例えば、ベイナイト、セメンタイト、およびパーライトからなる群より選択される少なくとも１つであってよい。
（表面から深さ７μｍまでの範囲におけるミクロ組織）
　本発明では、鋼板の表面から深さ７μｍまでの範囲におけるミクロ組織を制御することが重要である。その理由について以下説明する。
　鋼板の穴広げ性の指標としては、一般的に、穴広げ試験によって測定される穴広げ率が用いられる。この穴広げ試験では、鋼板をパンチで打ち抜いて行く際に、割れが試験片の厚さ方向に貫通した瞬間にパンチの動きを止め、穴の径を測定する。前記割れは、板厚中央に生成したボイドが徐々に連結することにより進展し、最終的に鋼板の表層まで貫通する。本発明者らは、鋼板表層における硬質相（マルテンサイト）を低減することにより、き裂が最終的に表層まで進展することを抑制できることを見出した。また、この硬質相を低減した表層組織は、スポット溶接時に電極によって加圧された際に優先的に変形するために、高い電流密度で発生するスパッタ（チリ）を抑制する作用を有することも分かった。さらに、硬質相を低減した表層組織を設けることにより、スポット溶接後のコロナボンド部の強度も向上する。
・Ｍ：０～２０％
　上述したように、成形性および溶接性を向上させるためには、鋼板の表層部における硬質相を低減することが重要である。具体的には、表面から深さ７μｍまでの範囲におけるマルテンサイトの体積分率が２０％より高いと、穴広げ性が低下し、溶接時の適正電流範囲が狭くなり、さらに、十字引張強度が低下する。そのため、前記体積分率を２０％以下、好ましくは１５％以下とする。一方、前記体積分率の下限は０％とする。
　表面から深さ７μｍまでの範囲におけるミクロ組織は、マルテンサイトの体積分率が上記条件を満たしていればよく、その他の組織についてはとくに限定されない。しかし、後述する製造プロセスで上記鋼板を製造する場合、表面から深さ７μｍまでの範囲におけるミクロ組織は、焼鈍過程において脱炭される結果、典型的にはフェライトを主体とした組織となる。そのため、上記表面から深さ７μｍまでの範囲におけるミクロ組織は、フェライトを主体とした組織であってよい。より具体的には、フェライトの体積分率が５０％以上であることが好ましく、６０％以上であることがより好ましく、７０％以上であることがさらに好ましい。
　表面から深さ７μｍまでの範囲におけるミクロ組織は、さらに体積分率で０～１５％の残留オーステナイトを含有していてもよい。また、前記ミクロ組織は、任意にマルテンサイト、フェライト、および残留オーステナイト以外のその他の組織を含有していてもよい。ただし、前記その他の組織の体積分率は７％以下であることが好ましい。前記その他の組織は、例えば、ベイナイト、セメンタイト、およびパーライトからなる群より選択される少なくとも１つであってよい。
［析出物］
　本発明者らは、鋼板組織内にＴｉ系またはＮｂ系の微細な析出物を分散させることで、スポット溶接後もナゲット端部の粒径が微細化するために靭性が向上することを見出した。したがって、上述した鋼板表層のミクロ組織の制御と、微細析出物の個数密度の制御を組み合わせることにより、極めて効果的に十字引張強度を向上できることが分かった。そこで、具体的には、析出物の個数密度を以下の通り制御する。
析出物の個数密度：２０個／１００μｍ２以上
　前記鋼板の表面からの深さが５０～１００μｍの範囲における、粒径：０．００５μｍ以上０．１０μｍ未満のＴｉ析出物と粒径：０．００５μｍ以上０．１０μｍ未満のＮｂ系析出物の個数密度が２０個／１００μｍ２未満であると、ナゲット端部における粒径の微細化が不十分となり、十字引張強度が低下する。加えて、抵抗スポット溶接後の水素のトラップサイトとしての機能も不十分となるため、耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、前記個数密度を２０個／１００μｍ２以上とする。一方、前記個数密度の上限は特に限定されないが、成形性を確保するため、２５０個／１００μｍ２以下とすることが好ましく、１００個／１００μｍ２以下とすることがより好ましく、４０個／１００μｍ２以下とすることがさらに好ましく、３０個／１００μｍ２以下とすることが最も好ましい。
［亜鉛系めっき層］
　本発明の鋼板は、表面にめっき層を有しない冷延鋼板であってもよいが、少なくとも一方の表面に亜鉛系めっき層を備えることが好ましい。
　前記亜鉛系めっき層としては、亜鉛めっき層および亜鉛合金めっき層のいずれも用いることができる。言い換えると、本発明の鋼板は、亜鉛めっき鋼板であってもよく、亜鉛合金めっき鋼板であってもよい。前記亜鉛合金めっき層としては、とくに限定されず、任意の亜鉛合金からなるめっき層を用いることができる。前記亜鉛合金めっき層としては、Ｚｎ－Ａｌ、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ、Ｚｎ－Ａｌ－Ｓｉ、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ、およびＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｎｉからなる群より選択されるいずれかの組成を有する亜鉛合金めっき層を用いることが好ましい。
　前記亜鉛系めっき層は、任意の方法で形成することができる。例えば、前記亜鉛系めっき層は、溶融亜鉛系めっき層、合金化溶融亜鉛系めっき層、および電気亜鉛系めっき層のいずれであってもよい。言い換えると、本発明の鋼板は、溶融亜鉛系めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、および電気亜鉛系めっき鋼板のいずれであってもよい。
　前記亜鉛系めっき層の付着量は特に限定されないが、耐食性および付着量制御の容易さの観点からは、鋼板片面あたり２５ｇ／ｍ２以上であることが好ましい。一方、めっき相の密着性の観点からは、鋼板片面あたり８０ｇ／ｍ２以下であることが好ましい。
［プレめっき層］
　鋼板が亜鉛系めっき層を備える場合、さらに前記鋼板（母材鋼板）と前記亜鉛系めっき層との間に、プレめっき層を備えていてもよい。
　前記プレめっき層としては、特に限定されることなく任意の組成のめっき層を用いることができるが、Ｆｅ系めっき層であることが好ましく、Ｆｅ系電気めっき層であることがより好ましい。
　前記Ｆｅ系めっき層は、例えば、Ｆｅめっき層であってもよく、Ｆｅ合金めっき層であってもよい。ここで、Ｆｅめっき層とは、Ｆｅおよび不可避的不純物からなるめっき層であり、「順Ｆｅめっき層」とも称される。一方、前記Ｆｅ合金めっき層としては、特に限定されることなく任意のＦｅ合金からなるめっき層を使用できる。前記Ｆｅ合金めっき層は、例えば、Ｆｅ－Ｂ合金、Ｆｅ－Ｃ合金、Ｆｅ－Ｐ合金、Ｆｅ－Ｎ合金、Ｆｅ－Ｏ合金、Ｆｅ－Ｎｉ合金、Ｆｅ－Ｍｎ合金、Ｆｅ－Ｍｏ合金、およびＦｅ－Ｗ合金からなる群より選択される少なくとも１つの合金からなるめっき層であってよい。
　本発明の一実施形態におけるＦｅ系電気めっき層は、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、ＶおよびＣｏからなる群から選択される少なくとも１つを合計で１０％以下含み、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。Ｆｅ以外の元素の量を合計で１０％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系めっき層は軟質層として機能するため、Ｆｅ系めっき層を設けることによって溶接時に鋼板表面に付与される応力を緩和することができる。また、Ｆｅ系めっき層が存在すると、抵抗溶接部の残留応力が低減することに加え、拡散性の水素が効率良く鋼板表面から抜けるため、耐遅れ破壊特性が向上する。
　Ｆｅ系めっき層の付着量は特に限定されないが、上記効果を高めるという観点からは、鋼板片面あたり、０．５ｇ／ｍ２以上であることが好ましく、１．０ｇ／ｍ２以上であることがより好ましい。一方、コストの観点からは、Ｆｅ系めっき層の付着量を、片面あたり６０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましく、５０ｇ／ｍ２以下とすることがより好ましく、４０ｇ／ｍ２以下とすることがさらに好ましく、３０ｇ／ｍ２以下とすることが最も好ましい。
　なお、Ｆｅ系めっき層の付着量は、以下の通り測定する。亜鉛系めっき層を形成した後の鋼板から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（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；ＳＥＭ）を用いて観察し、Ｆｅ系めっき層の厚みを求める。前記ＳＥＭ観察における加速電圧は１５ｋＶとすればよい。また、前記ＳＥＭ観察時の倍率は、Ｆｅ系めっき層の厚みに応じて２０００～１００００倍とする。上記３箇所で測定された厚みの平均値に、鉄の比重を乗じることによってＦｅ系めっき層の片面あたりの付着量に換算する。
［スポット溶接方法］
　本発明の一実施形態におけるスポット溶接方法では、上述した鋼板を少なくとも１枚含む板組を、一対の溶接電極で挟持し、加圧しながら通電して接合する。スポット溶接を行う条件は特に限定されず、一般的な溶接条件を採用することができる。
　例えば、２枚の鋼板を重ね合わせて板組とする。次いで、一対の溶接電極で前記板組を上下から挟持し、加圧しながら所定の溶接条件となるように制御して通電を行う。これにより、前記板組を構成する各鋼板を接合し、抵抗スポット溶接部材とすることができる。なお、冷延鋼板と亜鉛系めっき鋼板を重ね合わせて板組とする場合には、前記亜鉛系めっき鋼板の亜鉛系めっき層を有する面が前記冷延鋼板と対向するように複数の鋼板を重ね合わせればよい。
　本発明の一実施形態における抵抗スポット溶接方法は、上記１対の溶接電極を用いて板組を挟持し、加圧しながら通電してナゲットを形成する主通電工程を有することができる。
　上記主通電工程におけるナゲットを形成するための通電条件、加圧条件は、特に限定しない。自動車などの構造部品に適用する観点から、通電条件および加圧条件は、以下の範囲に調整することが好ましい。
　例えば、主通電工程の電流値は、安定したナゲット径を得るために、好ましくは３．０～１５．０ｋＡとすることができる。自動車鋼板のスポット溶接部に採用されるナゲット径は３．０√ｔ～６．０√ｔ（ｔは板組のなかで最も薄い板厚とする）までが一般的であり、電流値が小さすぎると目標のナゲット径を安定的に得られない。一方、主通電工程の電流値が上記範囲を外れて大きくなると、ナゲット径が大きくなり過ぎる可能性、あるいは、鋼板の溶融度合いが大きくなり、散りとして溶けた溶接部が板間より外に出てしまい、ナゲット径が小さくなる可能性がある。
　主通電工程の通電時間は、好ましくは０．１８～１．０ｓとする。これは、主通電工程の電流値と同様に、目標とするナゲット径を得るために必要な時間である。主通電工程の通電時間が０．１８ｓ未満では、ナゲットが生成しにくくなる。一方、主通電工程の通電時間が１．０ｓ超えでは、ナゲット径が大きくなる可能性があり、また施工性の低下が懸念される。しかしながら、必要なナゲット径が得られれば、主通電工程の通電時間ｔＷは上記好適範囲に対して短くても長くてもよい。
　主通電工程の加圧条件は、好ましくは加圧力を２．０ｋＮ～７．０ｋＮとする。主通電工程の加圧力Ｆが大き過ぎると通電径が拡大するため、ナゲット径の確保が難しくなりやすい。一方、主通電工程の加圧力Ｆが小さ過ぎると、通電径が小さくなり、散りが発生しやすくなる。よって、主通電工程の加圧力Ｆは上記好適範囲内とすることが好ましい。なお、加圧力は、装置能力により制限される場合がある。しかしながら、必要なナゲット径が得られる加圧力であれば、主通電工程の加圧力Ｆは上記好適範囲に対して低くても高くても良い。
　なお、本発明の一実施形態における抵抗スポット溶接方法では、上記の主通電工程を施した後に、後通電を施しても良い。前記後通電は、とくに限定されることなく任意の条件で行うことができるが、後通電における電流値は、主通電工程における電流値より高くすることが好ましい。具体的には、主通電工程での電流値の１．１倍以上が好ましい。また、後通電における溶接時間は１．０秒以下が好ましい。前記後通電は多段で行うことができ、その場合、該後通電における通電時間の合計を１．０秒以下とすることが好ましい。
　また、主通電工程の後に、ナゲット周辺を焼き戻すための焼戻し工程を行ってもよい。前記焼戻し工程の条件はとくに限定されないが、焼戻し工程における電流値は、主通電工程における電流値より低くすることが好ましく、具体的には、主通電工程での電流値の０．９倍以下が好ましい。また、焼戻し工程における通電時間は２．０秒以下が好ましい。
［抵抗スポット溶接部材］
　本発明の一実施形態における抵抗スポット溶接部材は、上記鋼板を、板組の中に少なくとも１枚含む抵抗スポット溶接部材である。前記抵抗スポット溶接部材は、上述したように、一般的な抵抗スポット溶接方法により製造することができる。
［鋼板の製造方法］
　次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。上述したように、本発明の鋼板は、表面にめっき層を有しない冷延鋼板であってもよく、表面に亜鉛系めっき層を有する亜鉛系めっき鋼板であってもよい。そして、前記亜鉛系めっき鋼板は、電気めっき鋼板、溶融めっき鋼板、および合金化溶融めっき鋼板のいずれであってもよい。そこで、以下、それぞれの場合について、好適な製造方法を説明する。
・第一の実施形態
　本発明の第一の実施形態においては、上述した成分組成を有する溶鋼を出発材料として、以下の工程を順次行うことにより、上述した条件を満たす鋼板を製造することができる。なお、焼鈍後、めっきを施さない場合、表面にめっき層を有しない鋼板（冷延鋼板）を得ることができる。
（１）連続鋳造
（２）冷却
（３）再加熱
（４）熱間圧延
（５）冷却
（６）巻取
（７）冷間圧延
（８）焼鈍
（１）連続鋳造
　まず、上述した成分組成を有する溶綱を連続鋳造して鋼スラブとする。連続鋳造法は鋳型鋳造法に比べて生産能率が高い。前記連続鋳造は、任意の連続鋳造機を用いて行うことができるが、垂直曲げ型の連続鋳造機を用いることが好ましい。垂直曲げ型の連続鋳造機は、設備コストと、得られる鋼スラブの表面品質のバランスに優れている。また、垂直曲げ型の連続鋳造機は、表面亀裂の抑制効果にも優れている。
（２）冷却
　次に、前記連続鋳造によって得られた鋼スラブを冷却する。前記冷却において、６００℃までの温度域における平均冷却速度が１００℃／ｈ未満であると、溶接性が低下する。これは、Ｍｎの偏析が助長されることに加え、粗大なＴｉ系析出物およびＮｂ系析出物が最終焼鈍後も残存するためである。そのため、前記鋼スラブを、６００℃までの温度域における平均冷却速度：１００℃／ｈ以上の条件で冷却する。一方、前記平均冷却速度の上限は特に限定されないが、１５０℃／ｈ以下であることが好ましく、１３０℃／ｈ以下であることがより好ましい。
　本発明では、上記の通り、６００℃までの温度域における平均冷却速度を制御すればよく、冷却停止温度はとくに限定されない。言い換えると、６００℃以下の任意の温度まで冷却することができる。例えば、室温まで冷却した後に再加熱して熱間圧延を施しても良いし、室温よりも高い温度で冷却を停止して温片とし、その状態から再加熱して熱間圧延を施しても良い。
（３）再加熱
　次に、前記冷却後の鋼スラブを再加熱する。再加熱を行うことにより、鋼中に含まれるＴｉ系析出物、Ｎｂ系析出物などの析出物を再固溶させることができる。
・加熱温度：１２５０～１４５０℃
　前記再加熱における加熱温度が１２５０℃未満であると、析出物を十分に再固溶させることができず、粗大な析出物が最終焼鈍後も残存する。その結果、微細なＴｉ析出物およびＮｂ析出物の個数密度を所望の範囲とすることができず、溶接性が低下する。そのため、前記加熱温度を１２５０℃以上、好ましくは１２７０℃以上とする。一方、前記加熱温度が１４５０℃より高いと、結晶粒が粗大化する。その結果、最終焼鈍後に所望の結晶粒径が得られず、穴広げ性および抵抗溶接性が低下する。そのため、前記加熱温度は１４５０℃以下、好ましくは１４１０℃以下とする。
・保持時間：６０分以上
　前記再加熱における保持時間が６０分未満であると、析出物を十分に再固溶させることができず、粗大な析出物が最終焼鈍後も残存する。その結果、微細なＴｉ析出物およびＮｂ析出物の個数密度を所望の範囲とすることができず、溶接性が低下する。そのため、前記保持時間を６０分以上とする。一方、前記保持時間の上限は特に限定されないが、生産性の観点からは１８０分以下とすることが好ましく、１５０分以下とすることがより好ましい。
（４）熱間圧延
　次いで、上記再加熱後の鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする。前記熱間圧延において、鋼板内の組織を均一化し、材質の異方性を低減することにより、焼鈍後の伸びおよび穴広げ性を向上させることができる。
・仕上圧延終了温度：８５０～９５０℃
　前記効果を得るためには、オーステナイト単相域にて熱間圧延を終了する必要がある。そのため、仕上圧延終了温度は８５０℃以上とする。一方、仕上圧延終了温度が９５０℃より高いと熱延鋼板の組織が粗大となり、焼鈍後の特性が低下する。そのため、前記仕上圧延終了温度は９５０℃以下とする。
（５）冷却
　次に、前記熱延鋼板を冷却する。フェライト変態させることなく、ベイナイト変態する温度域まで急冷することによって熱延鋼板の鋼板組織を制御する。この均質化した熱延組織の制御により、最終的な鋼板組織、主にフェライトやマルテンサイトを微細化させる効果がある。
・平均冷却速度：８０℃／ｓ以上
　前記効果を得るために、平均冷却速度を８０℃／ｓ以上とする。平均冷却速度が８０℃／ｓ未満であると、フェライト変態が開始されるため、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、焼鈍後の穴広げ性や抵抗溶接性が低下する。一方、前記平均冷却速度の上限は特に限定されないが、２００℃／ｓ以下とすることが好ましく、１５０℃／ｓ以下とすることがより好ましく、１２０℃／ｓ以下とすることがさらに好ましい。
・冷却停止温度：４８０℃以下
　同様に、前記効果を得るために、冷却停止温度を４８０℃以下、好ましくは４５０℃以下とする。冷却停止温度が４８０℃より高いとパーライトが過剰に生成し、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、焼鈍後の穴広げ性や抵抗溶接性が低下する。一方、前記冷却停止温度の下限は特に限定されないが、２５０℃以上とすることが好ましい。
（６）巻取
・巻取温度：４８０℃以下
　次いで、前記冷却後の熱延鋼板を、４８０℃以下の巻取温度で巻取る。前記巻取温度が４８０℃より高いと、Ｔｉ系析出物およびＮｂ系析出物が粗大化するため抵抗溶接性が低下する。そのため、巻取温度は４８０℃以下、好ましくは４５０℃以下とする。巻取温度の下限は特に限定されないが、巻取温度が低くすぎると硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大する。そのため、巻取温度は２５０℃以上とすることが好ましく、３００℃以上とすることがより好ましく、３５０℃以上とすることがさらに好ましい。
（７）冷間圧延
　前記巻取の後、前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする。前記冷間圧延の条件は特に限定されず、常法にならって行うことができる。
　また、前記冷間圧延に先だって、酸洗を行うことが好ましい。酸洗を行うことにより、熱延板表層のスケールを除去することができる。前記酸洗の条件は特に限定されず、常法に従って行うことができる。
（８）焼鈍
　次いで、前記冷延鋼板を焼鈍する。前記焼鈍により再結晶を進行させるとともに、所望の硬度を得るために必要な組織（マルテンサイト）を形成する。
・露点：－２０℃超
　前記焼鈍においては、鋼板表層のＣが雰囲気中の水分と反応することで鋼板表層のＣ濃度が低下する。これにより、鋼板表面におけるマルテンサイトの体積分率を低下させることができる。しかし、露点が－２０℃未満であると、鋼板表層のミクロ組織が所望のものとならず、その結果、抵抗溶接性が低下する。そのため、焼鈍雰囲気の露点は－２０℃超、好ましくは－１５℃以上、より好ましくは－１０℃以上とする。焼鈍雰囲気の露点の上限は特に限定されないが、鋼板表面に亜鉛系めっき層を設ける際の密着性を向上させるという観点からは、３０℃以下とすることが好ましく、１０℃以下とすることがより好ましく、５℃以下とすることがさらに好ましい。
　前記焼鈍においては、まず、前記冷延鋼板を、平均加熱速度：３～３０℃／ｓで、焼鈍温度：７８０～９８０℃まで加熱し、次いで、前記焼鈍温度で１５～３６０秒の保持時間の間保持（均熱）する。
・平均加熱速度：３～３０℃／ｓ
　前記焼鈍を行うことにより結晶粒を微細化することができる。しかし、急速に加熱すると再結晶が十分に進行しないため、所望の結晶粒径を得ることができない。そのため、前記加熱における平均加熱速度は３０℃／ｓ以下とする。一方、加熱速度が遅すぎると、Ｔｉ系析出物およびＮｂ系析出物が粗大化するため、抵抗溶接性が低下する。そのため、前記平均加熱速度は３℃／ｓ以上、好ましくは５℃／ｓ以上とする。
・焼鈍温度：７６０～９８０℃
　前記焼鈍は、フェライトとオーステナイトの２相域もしくはオーステナイト単相域で行う必要がある。焼鈍温度が７６０℃未満であると、フェライト分率が多くなるため、強度、穴広げ性および抵抗溶接性を両立させることができない。そのため、前記焼鈍温度は７６０℃以上、好ましくは８２０℃以上、より好ましくは８５０℃以上とする。一方、前記焼鈍温度が高すぎると、オーステナイト結晶粒の成長が顕著となり、結晶粒が粗大化するため抵抗溶接性が低下する。そのため、前記焼鈍温度は９８０℃以下、好ましくは９５０℃以下とする。
・保持時間：１５～３６０秒
　前記焼鈍温度で保持することにより、再結晶を進行させるとともに、組織の一部または全部をオーステナイト変態させる。保持時間が１５秒未満であると、所望のミクロ組織を得ることができない。そのため、前記保持時間は１５秒以上とする。一方、前記保持時間が３６０秒より長いとＴｉ系析出物もしくはＮｂ系析出物が粗大化するため抵抗溶接性が低下する。そのため、前記保持時間は３６０秒以下、好ましくは３００秒以下とする。
　前記焼鈍温度での保持の後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で室温まで冷却する。
・平均冷却速度：３℃／ｓ以上
　前記冷却における平均冷却速度が３℃／ｓ未満であると、所望のマルテンサイトの体積分率が得られないため、強度および穴広げ性が低下する。そのため、前記平均冷却速度を３℃／ｓ以上とする。一方、前記平均冷却速度の上限はとくに限定されないが、１００℃／ｓ未満とすることが好ましく、５０℃／ｓ以下とすることがより好ましく、２０℃／ｓ以下とすることがさらに好ましい。
　また、前記焼鈍後に、さらに調質圧延を行ってもよい。前記調質圧延は任意の条件で行うことができるが、伸長率を０．０５％～２．０％とすることが好ましい。
・第二の実施形態
　本発明の第二の実施形態においては、前記焼鈍後の鋼板に電気めっきを施して、前記鋼板の少なくとも一方の表面に亜鉛系めっき層を形成することができる。この方法により、電気亜鉛系めっき鋼板を得ることができる。
（電気めっき）
　上記電気めっきは、とくに限定されることなく任意の条件で行うことができる。すなわち、本発明では、母材鋼板のミクロ組織や析出物を制御することにより所望の特性を達成しているため、めっき処理条件は限定されず、常法にしたがって行うことができる。
・第三の実施形態
　本発明の第三の実施形態においては、上述した成分組成を有する溶鋼を出発材料として、以下の工程を順次行うことにより、上述した条件を満たす鋼板を製造することができる。この方法によれば、表面に溶融亜鉛系めっき層を有する溶融亜鉛系めっき鋼板を得ることができる。
（１）連続鋳造
（２）冷却
（３）再加熱
（４）熱間圧延
（５）冷却
（６）巻取
（７）冷間圧延
（８）焼鈍
（９）溶融めっき
（１０）冷却
　本実施形態において、上記（１）～（７）の各工程は、第一の実施形態と同様の条件で実施することができる。そこで、以下、（８）～（１０）の工程について説明する。
（８）焼鈍
　本実施形態では、冷延工程で得られた冷延鋼板を、溶融めっきに先立って焼鈍する。
・露点：－２０℃超
　前記焼鈍においては、鋼板表層のＣが雰囲気中の水分と反応することで鋼板表層のＣ濃度が低下する。これにより、鋼板表面におけるマルテンサイトの体積分率を低下させることができる。しかし、露点が－２０℃未満であると、鋼板表層のミクロ組織が所望のものとならず、その結果、抵抗溶接性が低下する。そのため、焼鈍雰囲気の露点は－２０℃超、好ましくは－１５℃以上、より好ましくは－１０℃以上とする。焼鈍雰囲気の露点の上限は特に限定されないが、鋼板表面に亜鉛系めっき層を設ける際の密着性を向上させるという観点からは、３０℃以下とすることが好ましく、１０℃以下とすることがより好ましく、５℃以下とすることがさらに好ましい。
　前記焼鈍においては、まず、前記冷延鋼板を、平均加熱速度：３～３０℃／ｓで、焼鈍温度：７８０～９８０℃まで加熱し、次いで、前記焼鈍温度で１５～３６０秒の保持時間の間保持（均熱）する。
・平均加熱速度：３～３０℃／ｓ
　前記焼鈍を行うことにより結晶粒を微細化することができる。しかし、急速に加熱すると再結晶が十分に進行しないため、所望の結晶粒径を得ることができない。そのため、前記加熱における平均加熱速度は３０℃／ｓ以下とする。一方、加熱速度が遅すぎると、Ｔｉ系析出物およびＮｂ系析出物が粗大化するため、抵抗溶接性が低下する。そのため、前記平均加熱速度は３℃／ｓ以上、好ましくは５℃／ｓ以上とする。
・焼鈍温度：７６０～９８０℃
　前記焼鈍は、フェライトとオーステナイトの２相域もしくはオーステナイト単相域で行う必要がある。焼鈍温度が７６０℃未満であると、フェライト分率が多くなるため、強度、穴広げ性および抵抗溶接性を両立させることができない。そのため、前記焼鈍温度は７６０℃以上、好ましくは８２０℃以上、より好ましくは８５０℃以上とする。一方、前記焼鈍温度が高すぎると、オーステナイト結晶粒の成長が顕著となり、結晶粒が粗大化するため抵抗溶接性が低下する。そのため、前記焼鈍温度は９８０℃以下、好ましくは９５０℃以下とする。
・保持時間：１５～３６０秒
　前記焼鈍温度で保持することにより、再結晶を進行させるとともに、組織の一部または全部をオーステナイト変態させる。保持時間が１５秒未満であると、所望のミクロ組織を得ることができない。そのため、前記保持時間は１５秒以上とする。一方、前記保持時間が３６０秒より長いとＴｉ系析出物もしくはＮｂ系析出物が粗大化するため抵抗溶接性が低下する。そのため、前記保持時間は３６０秒以下、好ましくは３００秒以下とする。
・平均冷却速度：３℃／ｓ以上
　前記保持の後、前記焼鈍温度から、溶融めっき浴への侵入まで、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。前記冷却における平均冷却速度が３℃／ｓ未満であると、所望のマルテンサイトの体積分率が得られないため、強度および穴広げ性が低下する。そのため、前記平均冷却速度を３℃／ｓ以上とする。一方、前記平均冷却速度の上限はとくに限定されないが、１００℃／ｓ未満とすることが好ましく、５０℃／ｓ以下とすることがより好ましく、２０℃／ｓ以下とすることがさらに好ましい。
（９）溶融めっき
　本実施形態においては、前記焼鈍後の鋼板に溶融めっきを施して、前記鋼板の少なくとも一方の表面に溶融亜鉛系めっき層を形成する。この方法により、溶融亜鉛系めっき鋼板を得ることができる。
　前記溶融めっきは、任意の方法で行うことができる。すなわち、本発明では、母材鋼板のミクロ組織や析出物を制御することにより所望の特性を達成しているため、めっき処理条件は特に限定されず、常法にしたがって行うことができる。
　前記溶融めっきにおいては、とくに限定されることなく任意の溶融めっき浴を使用できるが、Ａｌ、Ｚｎおよび不可避的不純物からなる組成を有する溶融めっき浴を用いることが好ましい。めっき浴中のＡｌ濃度は特に限定されないが、例えば、０．０５％以上０．２５％以下であってよい。Ａｌ濃度が０．０５％以上であればボトムドロスの発生が抑制されるため、ドロスが鋼板に付着して欠陥になることを防止できる。一方、Ａｌ濃度が０．２５％以下であればトップドロスの増加が抑制されるため、ドロスが鋼板に付着して欠陥になることを防止できる。また、Ａｌ濃度を低くすることで材料コストを低減できる。
　前記溶融めっきのその他の条件についても特に制限されない。例えば、溶融めっき浴の温度は、一般的な溶融めっきにおける浴温である４４０～５００℃であることが好ましい。また、溶融めっき浴に侵入する際の鋼板の温度（侵入板温）は、４４０～５５０℃であることが好ましい。
　また、溶融めっき処理後、めっき付着量の調整を行ってもよい。めっき付着量を調整する方法は特に限定されないが、典型的にはガスワイピングによりめっき付着量が調整される。ガスワイピングの条件、例えば、ガス圧、ワイピングノズルと鋼板との間の距離など、を調整することにより，めっき付着量が調整される。
（１０）冷却
　次いで、上記溶融めっき後の鋼板を、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で室温まで冷却する。前記冷却における平均冷却速度が３℃／ｓ未満であると、所望のマルテンサイトの体積分率が得られないため、強度および穴広げ性が低下する。そのため、前記平均冷却速度を３℃／ｓ以上とする。一方、前記平均冷却速度の上限はとくに限定されないが、１００℃／ｓ未満とすることが好ましく、５０℃／ｓ以下とすることがより好ましく、２０℃／ｓ以下とすることがさらに好ましい。
　このように、本実施形態においては、所望のミクロ組織を得るために焼鈍工程における冷却と、溶融めっき後の冷却の両者における平均冷却速度を３℃／ｓ以上とすることが重要である
・第四の実施形態
　本発明の第四の実施形態においては、前記溶融めっきの後、前記室温までの冷却に先だって合金化処理を施す。前記合金化処理によって溶融亜鉛めっき層を合金化し、合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を得ることができる。
（合金化処理）
　上記合金化処理は、とくに限定されることなく任意の条件で行うことができる。すなわち、本発明では、母材鋼板のミクロ組織や析出物を制御することにより所望の特性を達成しているため、合金化処理条件は限定されず、常法にしたがって行うことができる。
　前記合金化処理は、４５０℃以上６００℃以下の温度で行うことが好ましい。合金化処理を４５０℃以上とすることで，めっき層中にη相を残存させずに、プレス成形性に優れた鋼板を提供することができる。また、合金化処理を６００℃以下とすることで良好なめっき密着性が得られる。なお、合金化時間は５～６０秒とすることが好ましい。
（プレめっき）
　さらに、本発明の他の実施形態においては、亜鉛系めっき層を形成するためのめっきに先立って、さらに任意にプレめっきを行って、鋼板表面にプレめっき層を形成することができる。
　前記プレめっきを行うタイミングはとくに限定されず、亜鉛系めっき層を形成するためのめっきより前であればよい。典型的には、電気めっきによって亜鉛系めっき層を形成する場合、プレめっきは前記焼鈍の後、前記電気めっきの前に行うことが好ましい。すなわち、冷延鋼板に対して、焼鈍、プレめっき、電気亜鉛系めっきを順次施せばよい。一方、溶融めっきによって亜鉛系めっき層を形成する場合、前記プレめっきは、前記冷間圧延の後、前記焼鈍の前に行うことが好ましい。すなわち、冷延圧延、プレめっき、焼鈍、溶融亜鉛系めっきの順で処理を行えばよい。なお、合金化処理を行う場合は、通常通り、前記溶融亜鉛めっきの後に行えばよい。
　前記プレめっきにおいては、任意のプレめっき層を形成できるが、Ｆｅ系めっき層を形成することが好ましい。前記Ｆｅ系めっき層の形成は、電気めっきにより行うことが好ましい。以下、Ｆｅ系電気めっき処理を行ってプレめっき層としてのＦｅ系めっき層を形成する場合について説明する。
　Ｆｅ系電気めっき処理方法は特に限定されない。例えば、Ｆｅ系電気めっき浴としては、硫酸浴、塩酸浴、または硫酸＋塩酸浴など、任意の浴が適用できる。
　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１．０ｍｏｌ／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１．０ｍｏｌ／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、Ｆｅ系電気めっき浴中にはＦｅイオン、並びにＢ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｖ及びＣｏ等の合金化元素の他、添加剤あるいは不純物として硫酸ナトリウム、硫酸カリウム等の伝導度補助剤を含有してもよい。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。
　なお、冷延鋼板に対して予熱炉等における酸化処理を行なわずに、Ｆｅ系電気めっき処理を施すこともできる。
　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。浴温は、定温保持性を考えると、３０℃以上が好ましい。Ｆｅ系電気めっき浴のｐＨも特に規定しないが、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。電流密度についても特に限定しないが、通常１０～１５０Ａ／ｄｍ２である。通板速度は５ｍｐｍ以上、１５０ｍｐｍ以下であればよい。通板速度が５ｍｐｍ未満では生産性に劣り、一方で通板速度が１５０ｍｐｍ以上では、めっき付着量を安定的に制御することが困難であるためである。
　なお、Ｆｅ系電気めっき処理を施す前の処理として、冷延鋼板の表面を清浄化するための脱脂処理および水洗、さらには、表面を活性化するための酸洗処理およ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ことが好ましい。脱脂処理および水洗の方法は特に限定されず、通常の方法を用いることができる。酸洗処理においては、硫酸、塩酸、硝酸、およびこれらの混合物等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、および過酸洗による肌荒れ（表面欠陥）防止等を考慮すると、１～２０質量％程度が好ましい。また、酸洗処理液には、消泡剤、酸洗促進剤、酸洗抑制剤等を含有してもよい。
　本発明の効果を確認するために、以下の手順で鋼板を作成し、その特性を評価した。製造した鋼板は、冷延鋼板（ＣＲ）、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）の４種類である。
　まず、表１に示す成分組成を有する溶鋼を連続鋳造して鋼スラブとし、次いで、表２に示す平均冷却速度で冷却した。
　前記冷却後の鋼スラブを、表２に示す条件で再加熱し、次いで、表２に示す条件で熱間圧延して熱延鋼板とした。前記熱延鋼板を、表２に示す条件で巻取温度（ＣＴ）まで冷却し、コイルに巻取った。その後、前記熱延鋼板を酸洗し、５０％の圧下率で冷間圧延を施して板厚１．４ｍｍの冷延鋼板とした。
　冷延鋼板（ＣＲ）の製造においては、前記冷延鋼板を、表２に示す条件で焼鈍し、表２に示した平均冷却速度で室温まで冷却した。
　電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）の製造においては、まず、前記冷延鋼板を、表２に示す条件で焼鈍し、表２に示した平均冷却速度で室温まで冷却した。その後、電気めっきを施して鋼板の表面に電気亜鉛めっき層を形成した。前記電気めっきは、Ｚｎ２＋を１．５ｍｏｌ／Ｌ含有する硫酸浴を用いて実施した。めっき浴の温度は５０℃、ｐＨは１．５とした。
　溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）の製造においては、まず、前記冷延鋼板を、表２に示す条件で焼鈍し、表２に示した平均冷却速度で溶融めっき浴への侵入まで冷却した。その後、溶融亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬し、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成した。前記溶融亜鉛めっき浴としては、Ａｌ、Ｚｎおよび不可避的不純物からなり、浴中Ａｌ濃度が０．１４％であるめっき浴を使用した。前記溶融亜鉛めっき浴の温度は４６０℃とした。
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）の製造においては、まず、前記冷延鋼板を、表２に示す条件で焼鈍し、表２に示した平均冷却速度で溶融めっき浴への侵入まで冷却した。その後、合金処理を施して前記溶融亜鉛めっき層を合金化した。前記溶融亜鉛めっき浴としては、上記溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）の製造において使用しためっき浴と同じ組成のものを使用し、めっき浴の温度も同じとした。前記合金化処理は、温度５５０℃で実施した。
　次に、得られた鋼板のミクロ組織および析出物の個数密度を以下の手順で測定した。得られた結果を表３に示す。
（板厚１／４位置におけるミクロ組織）
・フェライト、マルテンサイト
　鋼板のフェライト、マルテンサイトの体積分率は、以下の手順で測定した。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨し、３％ナイタールで腐食して組織を現出させた。その後、前記断面を、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて３０００倍の倍率で観察し、板厚１／４位置におけるミクロ組織のＳＥＭ画像を得た。前記ＳＥＭ画像におけるフェライトおよびマルテンサイトの面積率を、それぞれポイントカウント法（ＡＳＴＭ　Ｅ５６２－８３（１９８８）に準拠）により算出し、それら面積率を体積分率とした。
　フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径は、上記ＳＥＭ観察により得たＳＥＭ画像を画像解析することにより求めた。具体的には、まず、前記ＳＥＭ画像におけるフェライトおよびマルテンサイトの個々の結晶粒の面積を画像解析により求めた。次いで、前記面積から結晶粒の円相当径を算出し、その平均値を平均結晶粒径とした。前記画像解析には、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを使用した。
・残留オーステナイト
　残留オーステナイトの体積分率は、Ｘ線回折法により求めた。具体的には、まず、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、Ｘ線回折法により前記板厚１／４面における回折Ｘ線強度を測定した。前記測定は、Ｒｉｇａｋｕ社製のＸ線回折装置ＲＩＮＴ２２００を使用し、ＭｏのＫα線を線源として、加速電圧５０ｋｅＶにて実施した。フェライトの｛２００｝面、｛２１１｝面、｛２２０｝面と、オーステナイトの｛２００｝面、｛２２０｝面、｛３１１｝面のＸ線回折線の積分強度をそれぞれ測定し、得られた積分強度から残留オーステナイトの体積分率を算出した。前記算出には、「Ｘ線回折ハンドブック」（２０００年、理学電機株式会社）のｐ．２６、６２－６４に記載の計算式を用いた。
　また、残留オーステナイト粒の平均結晶粒径は、板厚１／４面まで断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察により得たＴＥＭ画像を画像解析することにより求めた。具体的には、まず、ＴＥＭを用いて１５０００倍の倍率で観察して板厚１／４位置におけるミクロ組織のＴＥＭ画像を得た。得られたＴＥＭ画像を画像解析することにより、個々の残留オーステナイト粒の面積を求めた。次いで、該面積から個々の粒子の円相当直径を算出し、その平均値を残留オーステナイトの平均結晶粒径とした。前記画像解析には、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを使用した
（鋼板の表面から深さ７μｍまでの範囲におけるミクロ組織）
　前記鋼板の表面から深さ７μｍまでの範囲におけるミクロ組織をＳＥＭにより観察し、マルテンサイトの体積分率を算出した。なお、測定対象がめっき層を有する鋼板（ＥＧ、ＧＩ、およびＧＡ）である場合には、グロー放電発光分析法により鋼板の表面から強度プロファイルを測定し、Ｆｅの強度プロファイルがＺｎの強度プロファイルを超えた点を鋼板表面とした。ＳＥＭ画像からのマルテンサイト体積分率の算出は、上記板厚１／４位置におけるマルテンサイト体積分率の算出と同様の方法で行った。
（析出物の個数密度）
　Ｔｉ系析出物およびＮｂ系析出物の個数密度は、ＴＥＭ－ＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析）により求めた。具体的には、まず、鋼板のＬ断面をＴＥＭにより１００００倍の倍率で観察し、鋼板の表面から深さ５～１００μｍの範囲からランダムに選択した１０箇所のＴＥＭ画像を得た。次に、ＥＤＳにより、前記ＴＥＭ画像におけるＴｉ系析出物とＮｂ系析出物を同定した。前記ＴＥＭ画像をＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて画像解析し、個々のＴｉ系析出物およびＮｂ系析出物の面積を求めた。前記面積から、個々の粒子の円相当径を算出した。その後、円相当径が０．００５μｍ以上、０．１０μｍ未満であるＴｉ系析出物およびＮｂ系析出物の個数をカウントし、観察した範囲の面積で割ることにより析出物の個数密度を求めた。上記１０箇所の観察で得たＴＥＭ画像について同様の手順で析出物の個数密度を算出し、その平均値をＴｉ系析出物およびＮｂ系析出物の個数密度とした。
　次に、得られた鋼板の強度、成形性、および溶接性を以下の手順で評価した。得られた結果を表３に示す。
（強度）
　鋼板から、圧延直交方向が引張方向となるように、ＪＩＳ５号引張試験片を採取した。次いで、前記試験片を用いて、引張試験を行い、前記鋼板の引張強さ（ＴＳ）を測定した。前記引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（１９９８））に準拠して実施した。
（成形性）
　鋼板の成形性（穴広げ性）の指標として、穴広げ率を測定した。前記測定は、日本鉄鋼連盟規格（ＪＩＳ　Ｚ２２５６　（２０１０））に準拠して行った。具体的には、まず、クリアランス１２．５％にて、１０ｍｍφの穴を打抜いた。次いで、打ち抜き後の試験片を、かえりがダイ側になるように試験機にセットした後、６０°の円錐ポンチで成形することにより穴広げ率（λ）を測定した。λ（％）が２５％以上であれば、良好な穴広げ性を有すると見なす。
（溶接性）
　溶接性の指標として、抵抗スポット溶接における適正電流範囲と十字引張強度を評価した。
・適正電流範囲
　適正電流範囲は、以下の手順で評価した。まず、鋼板から２０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を切り出した。次いで、同種の試験片２枚を１つの板組として抵抗スポット溶接を行った。前記抵抗スポット溶接には、サーボモータ加圧式で、単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を使用した。電極チップとしては、先端の曲率半径：Ｒ４０ｍｍ、先端径：６ｍｍのアルミナ分散銅製のＤＲ型電極を用いた。溶接条件は、加圧力：４０００Ｎ、通電時間：２０サイクル（５０Ｈｚ）、ホールド時間：５サイクル（５０Ｈｚ）とした。
　溶接電流を、３．０ｋＡから０．１ｋＡ刻みで上昇させ、スパッタ（チリ）が発生しない最大の電流値を記録した。溶接後の試験片の溶接部の断面観察よりナゲット径を測定し、板厚ｔ（ｍｍ）に対してナゲット径が４．０√ｔ（ｍｍ）以上となる最小の電流と、チリの発生しない最大の電流値の差を、溶接の適正電流範囲とした。適正電流範囲が１．２ｋＡ以上を「良好」、１．２ｋＡ未満を「劣」とした。
・十字引張強度
　抵抗スポット溶接後の十字引張強度は、十字引張試験方法（ＪＩＳ　Ｚ　３１３７）に基づいて測定した。前記測定には、鋼板から切り出した５０×１５０ｍｍの十字引張試験片を使用し、同種の試験片２枚からなる板組で抵抗スポット溶接を行った。抵抗溶接の条件は、溶接ガンに取付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて抵抗スポット溶接を行い、抵抗溶接部を保有した引張試験片を作製した。なお、使用した一対の電極チップは、先端の曲率半径Ｒ４０ｍｍ、先端径６ｍｍを有するアルミナ分散銅のＤＲ型電極とした。溶接条件は、加圧力：４０００Ｎ、通電時間：２０サイクル（５０Ｈｚ）、ホールド時間：５サイクル（５０Ｈｚ）とした。電流値は上記の適正電流範囲の試験からナゲット径が４．５√ｔ（ｍｍ）になる電流値を設定した。強度が５．５ｋＮ以上の場合は抵抗スポット溶接後の十字引張強度が「良好」、５．５ｋＮ未満の場合は抵抗スポット溶接後の十字引張強さが「劣」とした。
　表３に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす鋼板は、１４５０ＭＰａ以上の引張強さと、成形性（穴広げ性）および溶接性（適正電流範囲の広さ、十字引張強度）を高い水準で兼ね備えていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (9)

  1. 　成分組成が、質量％で、
    　　Ｃ　：０．１８～０．３８％、
    　　Ｓｉ：０．２～１．８％、
    　　Ｍｎ：２．４～３．５％、
    　　Ｐ　：０．０３％以下、
    　　Ｓ　：０．００３％以下、
    　　Ａｌ：０．０１～０．５０％、
    　　Ｎ　：０．００８％以下、
    　　Ｎｂ：０．００５～０．０８％およびＴｉ：０．００５～０．０８％の一方または両方、ならびに
    　　Ｂ：０．０００２～０．００５０％およびＳｂ：０．００１～０．０１２％の一方または両方を含有し、
    　　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
    　　下記（１）式で定義されるＡ値が０．９～６．０であり、
    　板厚１／４位置におけるミクロ組織が以下の条件を満たし、
    　　マルテンサイトの体積分率：９３％以上、
    　　フェライトの体積分率：０～５％、
    　　残留オーステナイトの体積分率：０～７％、
    　　マルテンサイトの平均結晶粒径：７μｍ以下、
    　　フェライトの平均結晶粒径：３μｍ以下、
    　　残留オーステナイトの平均結晶粒径：３μｍ以下、
    　表面から深さ７μｍまでの範囲におけるミクロ組織が以下の条件を満たし、
    　　マルテンサイトの体積分率：０～２０％、
    　表面からの深さが５０～１００μｍの範囲における、粒径：０．００５μｍ以上０．１０μｍ未満のＴｉ析出物および粒径：０．００５μｍ以上０．１０μｍ未満のＮｂ系析出物の個数密度が、２０個／１００μｍ２以上である、鋼板。
    　A=([C]+[Si]/8+[Mn]/20)/(2×([Ti]+[Nb])+85×([B]+[Sb]/20)…(1)
    　ただし、上記（１）式における括弧は、該括弧内の元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    　Ｖ　：０．０５％以下、
    　Ｃｕ：０．５０％以下、
    　Ｎｉ：０．５０％以下、
    　Ｍｏ：０．５０％以下、
    　Ｃｒ：０．５０％以下、
    　Ｓｎ：０．３０％以下、
    　Ｃａ：０．００５０％以下、および
    　ＲＥＭ：０．００５０％以下
    　からなる群より選択される少なくとも１つを含有する、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　さらに、少なくとも一方の表面に亜鉛系めっき層を有する、請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板を少なくとも１枚含む板組を、一対の溶接電極で挟持し、加圧しながら通電して接合する抵抗スポット溶接方法。
  5. 　請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板を、板組の中に少なくとも１枚含む抵抗スポット溶接部材。
  6. 　請求項１または２に記載の成分組成を有する溶綱を連続鋳造して鋼スラブとし、
    　前記鋼スラブを、６００℃までの温度域における平均冷却速度：１００℃／ｈ以上で冷却し、
    　前記冷却後の鋼スラブに、１２５０～１４５０℃の加熱温度まで加熱し、前記加熱温度で６０分以上の保持時間の間保持する再加熱を施し、
    　前記再加熱後の鋼スラブを、仕上圧延終了温度：８５０～９５０℃の条件で熱間圧延して熱延鋼板とし、
    　前記熱延鋼板を、８０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、４８０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、
    　前記冷却後の熱延鋼板を、４８０℃以下の巻取温度で巻取り、
    　前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とし、
    　前記冷延鋼板を、露点が－２０℃超である雰囲気中で焼鈍する、鋼板の製造方法であり、
    　前記焼鈍においては、前記冷延鋼板を、
    　　平均加熱速度：３～３０℃／ｓで、焼鈍温度：７８０～９８０℃まで加熱し、
    　　前記焼鈍温度で、１５～３６０秒の保持時間の間保持し、
    　　前記焼鈍温度から、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で室温まで冷却する、
    鋼板の製造方法。
  7. 　さらに、前記焼鈍後の鋼板に電気めっきを施して、前記鋼板の少なくとも一方の表面に亜鉛系めっき層を形成する、請求項６に記載の鋼板の製造方法。
  8. 　請求項１または請求項２に記載の成分組成を有する溶綱を連続鋳造して鋼スラブとし、
    　前記鋼スラブを、６００℃までの温度域における平均冷却速度：１００℃／ｈ以上で冷却し、
    　前記冷却後の鋼スラブに、１２５０～１４５０℃の加熱温度まで加熱し、前記加熱温度で６０分以上の保持時間の間保持する再加熱を施し、
    　前記再加熱後の鋼スラブを、仕上圧延終了温度：８５０～９５０℃の条件で熱間圧延して熱延鋼板とし、
    　前記熱延鋼板を、８０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、４８０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、
    　前記冷却後の熱延鋼板を、４８０℃以下の巻取温度で巻取り、
    　前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とし、
    　前記冷延鋼板を、露点が－２０℃超である雰囲気中で焼鈍し、
    　前記焼鈍後の鋼板を溶融めっき浴に浸漬する溶融めっきを施して、前記鋼板の少なくとも一方の表面に亜鉛系めっき層を形成し、
    　前記溶融めっき後の鋼板を、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で室温まで冷却する、鋼板の製造方法であり、
    　前記焼鈍においては、前記冷延鋼板を、
    　　平均加熱速度：３～３０℃／ｓで、焼鈍温度：７８０～９８０℃まで加熱し、
    　　前記焼鈍温度で、１５～３６０秒の保持時間の間保持し、
    　　前記焼鈍温度から、前記溶融めっき浴への侵入まで、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する、
    鋼板の製造方法。
  9. 　さらに、前記溶融めっきの後、前記室温までの冷却に先だって合金化処理を施す、請求項８に記載の鋼板の製造方法。
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