WO2024157552A1 - 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法 - Google Patents

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

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    • C22C18/00—Alloys based on zinc

Definitions

  • the present invention relates to zinc-plated steel sheets and components suitable for use in automobile components, etc., as well as methods for manufacturing the same.
  • the steel sheets that are used as the raw material for automotive parts may be zinc-plated, for example, by hot-dip galvanization.
  • Patent Document 1 describes: "A low-yield-ratio, high-strength cold-rolled steel sheet having excellent hole expandability, characterized in that it contains, by mass%, C: 0.04-0.14%, Si: 0.4-2.2%, Mn: 1.2-2.4%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.002-0.5%, Ti: 0.005-0.1%, and N: 0.006% or less, and further satisfies (%Ti)/(%S) ⁇ 5 when %S and %Ti are the S and Ti contents, respectively, with the remainder being Fe and unavoidable impurities.” has been disclosed.
  • Patent Document 2 "A hot-dip galvanized high-strength steel sheet having excellent formability, comprising, by mass%, 0.07 to 0.22% C, 0.005 to 1.0% Si, 1.5 to 2.8% Mn, 0.001 to 0.1% P, 0.001 to 0.01% S, 0.0005 to 0.01% N, 0.02 to 1.0% Al, with the balance being Fe and unavoidable impurities, and having a microstructure in which ferrite accounts for 20 to 70% in area ratio, retained austenite accounts for 1 to 5% or less in area ratio, martensite accounts for 20% to 70% and the balance is bainite, and the formulae (A-1), (A-2), and (B) are satisfied.” has been disclosed.
  • C 0.03-0.13% (meaning mass %. The same applies below to chemical composition), Si: 0.02-0.8%, Mn: 1.0-2.5%, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.01-0.1%, N: 0.01% or less, Ti: 0.004-0.1% and/or Nb: 0.004-0.07%, balance: iron and inevitable impurities, the microstructure has a parent phase microstructure of ferrite and a second phase microstructure of bainite and martensite, the ratios of the respective phases in the total microstructure being 50 to 86 area % of ferrite, 10 to 30 area % of bainite, and 4 to 20 area % of martensite, and the relationship of (area ratio of bainite)>(area ratio of martensite) is satisfied;
  • steel sheets used in the frame structure of an automobile are particularly required to have high component strength when press-formed.
  • increasing the yield stress (hereinafter simply referred to as YS) of the steel sheets is an effective way to improve the strength of automotive components.
  • steel sheets used for automotive structural components are formed into complex shapes, they require excellent formability, especially excellent hole expansion properties (stretch flangeability).
  • the present invention has been developed to meet the above-mentioned requirements, and aims to provide a galvanized steel sheet having high strength, high YS, excellent ductility, and excellent hole expandability, together with an advantageous method for manufacturing the same.
  • Another object of the present invention is to provide a member made of the above-mentioned galvanized steel sheet and a method for manufacturing the same.
  • high strength and high YS mean that the tensile strength (hereinafter also referred to as TS) and YS measured in a tensile test in accordance with JIS Z 2241 respectively satisfy the following formulas.
  • TS tensile strength
  • YS measured in a tensile test in accordance with JIS Z 2241 respectively satisfy the following formulas.
  • Excellent ductility means that the total elongation (El) measured in a tensile test in accordance with JIS Z 2241 satisfies the following formula: When 780MPa ⁇ TS ⁇ 980MPa, 15% ⁇ El When 980MPa ⁇ TS, 9% ⁇ El
  • Excellent hole expansion properties means that the limiting hole expansion ratio ( ⁇ ) measured in a hole expansion test conforming to JIS Z 2256 is 20% or more.
  • the inventors have conducted extensive research and have obtained the following findings.
  • (2) The amount of coarse MnS particles is reduced in the base steel sheet, particularly in the vicinity of the center of the thickness of the base steel sheet, which suppresses the generation of microcracks during punching and stress concentration during press forming, improving hole expandability.
  • the area ratio of martensite in the thickness direction of the base steel sheet is made as uniform as possible, in particular, the difference between the area ratio of martensite at the 1/2 position of the thickness of the base steel sheet and the area ratio of martensite at the 1/4 position of the thickness of the base steel sheet is reduced. This improves the hole expandability. Also, a high YR is obtained. Note that the vicinity of the center of the thickness of the base steel sheet (i.e., the 1/2 position of the thickness of the base steel sheet) is a region where martensite is likely to be generated due to the enrichment of Mn. (4) The amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet is reduced, which further improves the hole expandability.
  • the present invention was completed based on the above findings and through further investigation.
  • the gist and configuration of the present invention are as follows. 1.
  • the base steel sheet is In mass percent, C: 0.05% or more and 0.20% or less, Si: 0.1% or more and 1.8% or less, Mn: 1.5% or more and 3.0% or less, P: 0.001% or more and 0.100% or less, S: 0.0500% or less, Al: 0.010% or more and 1.000% or less, N: 0.0100% or less, and one or two of Nb and Ti: 0.005% or more and 0.200% or less in total;
  • the relationship of the following formula (1) is satisfied,
  • the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • the composition of the ingredients At a 1/4 position of the sheet thickness of the base steel sheet, the area ratio of one or both of ferrite and bainite is 20% or more and 90% or less in total, and the area ratio of martensite is 10% or more and 80% or less,
  • the number density of MnS particles having a rolling direction length of 150 ⁇ m or more is 7 particles/mm2 or less , M / M is 0.85 or more and 2.00 or less, M and M are area ratios of martensite at the 1/2 and 1/4 sheet thickness positions of the base steel sheet, respectively.
  • a steel structure The amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet is 0.50 ppm by mass or less, A galvanized steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more. 0.50 ⁇ [C]+[Mn]/5 ⁇ 0.68...(1)
  • [C] and [Mn] are the contents (mass%) of C and Mn in the chemical composition of the base steel sheet, respectively.
  • the composition of the base steel sheet is further, in mass%, V: 0.45% or less, B: 0.010% or less, Cr: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, Sb: 0.1% or less, Sn: 0.1% or less, Cu: 1.0% or less, Ta: 0.1% or less, W: 0.2% or less, Mg: 0.01% or less, Zn: 0.02% or less, Co: 0.02% or less, Zr: 0.2% or less, Ca: 0.02% or less, Se: 0.02% or less, Te: 0.02% or less, Ge: 0.02% or less, As: 0.05% or less, Sr: 0.02% or less, Cs: 0.02% or less, Hf: 0.02% or less, Pb: 0.02% or less, 2.
  • the steel slab is Finish rolling end temperature: 840°C or more and 1000°C or less, Average cooling rate in the temperature range from the finish rolling end temperature to 700°C: 5°C/sec or more, and Coiling temperature: 620°C or less, a hot rolling process for obtaining a hot rolled steel sheet under the above conditions;
  • the hot-rolled steel sheet is A cold rolling process in which cold rolling is performed under a rolling reduction of 20% to 80% to obtain a cold-rolled steel sheet;
  • the cold rolled steel sheet is A temperature increasing step in which the temperature is increased at an average temperature increasing rate of 1° C./sec or more in a temperature range from 600° C.
  • the cold rolled steel sheet is Annealing temperature: 750°C or higher and 920°C or lower, Annealing time: 1 second or more and 30 seconds or less, and An annealing step of annealing under conditions of an atmospheric hydrogen concentration of less than 10% by volume;
  • the cold rolled steel sheet is A cooling step in which the average cooling rate in the temperature range from annealing temperature -30 ° C. to 600 ° C. is 5 ° C./sec or more and 200 ° C./sec or less;
  • a galvanizing process is performed on the cold-rolled steel sheet;
  • the method for producing a galvanized steel sheet comprising the steps of:
  • a method for manufacturing a component comprising the step of subjecting the zinc-plated steel sheet described in any one of 1 to 3 above to at least one of forming and joining processes to produce a component.
  • a galvanized steel sheet is obtained that has high strength, high YS, excellent ductility, and excellent hole expansion properties. Furthermore, since the galvanized steel sheet of the present invention has high strength, high YS, excellent ductility, and excellent hole expansion properties, it can be used extremely advantageously as a material for automobile frame structural members that have complex shapes.
  • 1 is an example of an observation image used for measuring the number density of MnS particle groups.
  • C 0.05% to 0.20%
  • C is an element that increases the strength of martensite and bainite. Therefore, C is contained from the viewpoint of ensuring high strength and high YS. If the C content is less than 0.05%, the area ratio of ferrite increases and the desired strength cannot be obtained. On the other hand, if the C content exceeds 0.20%, TS becomes excessively high and El decreases. In addition, the stability of austenite increases, making it difficult for bainite to form. Therefore, the C content is set to 0.05% to 0.20%.
  • the C content is preferably 0.06% or more, more preferably 0.07% or more, and even more preferably 0.09% or more. In addition, the C content is preferably 0.18% or less, more preferably 0.17% or less.
  • Si 0.1% or more and 1.8% or less
  • Si is an element that improves the strength of the steel sheet by solid solution strengthening.
  • Si is an element that improves ductility while suppressing strength reduction by increasing the strength of ferrite.
  • Si is an element that promotes ferrite transformation in the annealing process and the subsequent cooling process. That is, Si is an element that affects the area ratio of ferrite.
  • the Si content is less than 0.1%, the area ratio of ferrite decreases and ductility decreases.
  • the Si content is set to 0.1% or more and 1.8% or less.
  • the Si content is preferably 0.3% or more, more preferably 0.5% or more.
  • the Si content is preferably 1.5% or less, more preferably 1.0% or less.
  • Mn 1.5% to 3.0% Mn is added to improve the hardenability of the steel and ensure a predetermined area ratio of martensite and bainite. If the Mn content is less than 1.5%, the hardenability is insufficient and ferrite is excessively generated. This makes it difficult to achieve a TS of 780 MPa or more. On the other hand, if Mn is excessively added, the ferrite and bainite transformation is delayed, resulting in a decrease in ductility. Therefore, the Mn content is set to 1.5% to 3.0%.
  • the Mn content is preferably 1.65% or more, more preferably 1.8% or more.
  • the Mn content is preferably 2.85% or less, more preferably 2.7% or less.
  • P 0.001% or more and 0.100% or less
  • P is an element that has a solid solution strengthening effect and increases the TS of the steel sheet.
  • the P content is set to 0.001% or more.
  • the P content exceeds 0.100%, P segregates at the prior austenite grain boundary and embrittles the grain boundary. Therefore, when the steel sheet is subjected to hole expansion processing (stretch flange forming), voids are generated and cracks develop along the prior austenite grain boundary, and the desired hole expansion property cannot be obtained. Therefore, the P content is set to 0.100% or less. Due to the constraints of production technology, the P content is preferably 0.002% or more. In addition, the P content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.030% or less.
  • S 0.0500% or less S forms MnS and the like, which reduces ductility.
  • Ti when Ti is contained together with S, TiS, Ti(C,S) and the like are formed, which may reduce the hole expandability.
  • coarse MnS particles deteriorate the hole expandability.
  • the S content is set to 0.0500% or less.
  • the S content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less, and even more preferably 0.0030% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited.
  • the S content is preferably 0.0001% or more.
  • the S content is more preferably 0.0002% or more.
  • Al 0.010% or more and 1.000% or less
  • Al is an element that promotes ferrite transformation in the annealing process and the subsequent cooling process. That is, Al is an element that affects the area ratio of ferrite.
  • the Al content is less than 0.010%, the area ratio of ferrite decreases and ductility decreases.
  • the Al content exceeds 1.000%, the area ratio of ferrite increases excessively, making it difficult to make TS 780 MPa or more. Therefore, the Al content is 0.010% or more and 1.000% or less.
  • the Al content is preferably 0.015% or more, more preferably 0.030% or more.
  • the Al content is preferably 0.500% or less, more preferably 0.100% or less.
  • N 0.0100% or less
  • N is an element that generates nitride-based precipitates such as AlN that pin grain boundaries, and can be contained to improve elongation.
  • the N content is set to 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0070% or less, more preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited. Due to constraints on production technology, the N content is preferably 0.0006% or more.
  • Nb and Ti contribute to increasing TS through the formation of fine precipitates, such as carbides, nitrides, and carbonitrides, in the hot rolling process and annealing process.
  • Nb and Ti reduce the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet by forming fine precipitates that become hydrogen trapping sites, and contribute to high strength and improved hole expandability.
  • the total content of Nb and Ti is set to 0.005% or more.
  • the content of Nb and Ti is excessive, coarse precipitates and inclusions remain in the slab heating process without being fully solid-dissolved.
  • the total content of Nb and Ti is set to 0.200% or less.
  • the total content of Nb and Ti is preferably 0.010% or more, more preferably 0.015% or more.
  • the total content of Nb and Ti is preferably 0.130% or less, more preferably 0.065% or less.
  • the respective contents of Nb and Ti are not particularly limited so long as the total content of one or both of Nb and Ti is 0.005% or more and 0.200% or less.
  • the Nb content is preferably 0.002% or more, more preferably 0.005% or more, and even more preferably 0.010% or more.
  • the Nb content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.100% or less, and even more preferably 0.050% or less.
  • the Ti content is preferably 0.002% or more, more preferably 0.005% or more, and even more preferably 0.010% or more.
  • the Ti content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.100% or less, and even more preferably 0.050% or less.
  • [C]+[Mn]/5 satisfies the relationship of the above formula (1).
  • [C]+[Mn]/5 is preferably 0.51 or more, and more preferably 0.52 or more.
  • [C]+[Mn]/5 is preferably 0.67 or less, and more preferably 0.66 or less.
  • [C] and [Mn] are the contents (mass%) of C and Mn in the chemical composition of the base steel sheet, respectively.
  • the basic component composition of the substrate steel sheet of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention has been described above, but the substrate steel sheet of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention has a component composition containing the above basic components, with the balance other than the above basic components including Fe (iron) and unavoidable impurities.
  • the substrate steel sheet of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention has a component composition containing the above basic components, with the balance consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • the substrate steel sheet of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention may contain at least one selected from the following as an optional added element in addition to the above basic components.
  • V 0.45% or less
  • B 0.010% or less, Cr: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, Sb: 0.1% or less, Sn: 0.1% or less, Cu: 1.0% or less, Ta: 0.1% or less, W: 0.2% or less, Mg: 0.01% or less, Zn: 0.02% or less, Co: 0.02% or less, Zr: 0.2% or less, Ca: 0.02% or less, Se: 0.02% or less, Te: 0.02% or less, Ge: 0.02% or less, As: 0.05% or less, Sr: 0.02% or less, Cs: 0.02% or less, Hf: 0.02% or less, Pb: 0.02% or less, Bi: 0.02% or less and REM: 0.02% or less.
  • V 0.45% or less
  • V increases TS by forming fine precipitates, such as carbides, nitrides, and carbonitrides, in the hot rolling process and annealing process.
  • V reduces the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet by forming fine precipitates that become hydrogen trapping sites, and contributes to improving hole expandability.
  • the V content is 0.001% or more.
  • the V content is more preferably 0.005% or more.
  • the V content is more preferably 0.060% or less.
  • B 0.010% or less
  • B is an element that enhances hardenability by segregating at the austenite grain boundary.
  • B is an element that controls the generation and grain growth of ferrite in the cooling process after the annealing process.
  • the B content is 0.0001% or more.
  • the B content is more preferably 0.0002% or more.
  • the B content exceeds 0.010%, the amount of nitride-based precipitates such as BN becomes excessive, and ductility may decrease. Therefore, when B is contained, the B content is preferably 0.010% or less.
  • the B content is more preferably 0.0050% or less, and further preferably 0.0030% or less.
  • Cr 1.0% or less
  • Cr is an element that enhances hardenability and promotes the formation of martensite, thereby increasing TS. In order to obtain such an effect, it is preferable to set the Cr content to 0.0005% or more. Moreover, the Cr content is more preferably 0.010% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.0%, the area ratio of martensite increases and ductility may decrease. Therefore, when Cr is contained, the Cr content is preferably 1.0% or less. Moreover, the Cr content is more preferably 0.60% or less, and further preferably 0.30% or less.
  • Ni 1.0% or less
  • Ni is an element that enhances hardenability and promotes the formation of martensite, thereby increasing TS. In order to obtain such an effect, it is preferable to set the Ni content to 0.005% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.020% or more.
  • the Ni content exceeds 1.0%, the area ratio of martensite increases, and ductility may decrease. Therefore, when Ni is contained, the Ni content is preferably 1.0% or less.
  • the Ni content is more preferably 0.5% or less.
  • Mo 1.0% or less
  • Mo is an element that enhances hardenability and promotes the formation of martensite, thereby increasing TS.
  • Mo reduces the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet by forming fine precipitates that become hydrogen trap sites, and contributes to improving hole expandability.
  • the Mo content is more preferably 0.030% or more.
  • the Mo content exceeds 1.0%, the area ratio of martensite increases, and the desired ductility may not be obtained. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is preferably 1.0% or less.
  • the Mo content is more preferably 0.5% or less, and even more preferably 0.3% or less.
  • Sb 0.1% or less
  • Sb is an element that is effective in suppressing the diffusion of C near the steel sheet surface during annealing and controlling the formation of a soft layer near the steel sheet surface. If the soft layer increases excessively near the steel sheet surface, it may be difficult to make the TS 780 MPa or more. Therefore, it is preferable to set the Sb content to 0.002% or more. The Sb content is more preferably 0.005% or more. On the other hand, if the Sb content exceeds 0.1%, the castability decreases. Therefore, when Sb is contained, the Sb content is preferably 0.1% or less. The Sb content is more preferably 0.06% or less, and further preferably 0.04% or less.
  • Sn 0.1% or less Sn suppresses oxidation and nitridation near the steel sheet surface, thereby suppressing the decrease in the content of C and B near the steel sheet surface. This suppresses excessive generation of ferrite near the steel sheet surface, contributing to making the TS 780 MPa or more. From this perspective, the Sn content is preferably 0.002% or more. However, if the Sn content exceeds 0.1%, the castability decreases. Therefore, when Sn is contained, the Sn content is preferably 0.1% or less. The Sn content is more preferably 0.04% or less, and even more preferably 0.02% or less.
  • Cu 1.0% or less
  • Cu is an element that enhances hardenability and promotes the formation of martensite, thereby increasing TS.
  • the Cu content is more preferably 0.020% or more.
  • the Cu content exceeds 1.0%, the area ratio of martensite increases excessively, which may reduce ductility.
  • a large amount of coarse precipitates and inclusions may be generated, and such coarse precipitates and inclusions may reduce ductility. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is preferably 1.0% or less.
  • the Cu content is more preferably 0.2% or less.
  • Ta 0.1% or less Ta, like Ti, Nb and V, increases TS by forming fine precipitates, such as carbides, nitrides and carbonitrides, in the hot rolling process and annealing process.
  • Ta is partially dissolved in Nb carbides and Nb carbonitrides to generate composite precipitates such as (Nb, Ta) (C, N). This suppresses the coarsening of precipitates and stabilizes precipitation strengthening. This further improves TS.
  • the Ta content is 0.001% or more.
  • the Ta content exceeds 0.1%, a large amount of coarse precipitates and inclusions may be generated. In such a case, the coarse precipitates and inclusions may reduce ductility and even hole expansion. Therefore, when Ta is contained, the Ta content is preferably 0.1% or less. The Ta content is more preferably 0.05% or less.
  • W 0.2% or less Like Ti and Nb, W increases TS by forming fine precipitates, such as carbides, nitrides, and carbonitrides, in the hot rolling process and annealing process. In addition, W reduces the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet by forming fine precipitates that become hydrogen trapping sites, and contributes to improving hole expandability. In order to obtain such an effect, it is preferable that the W content is 0.001% or more. The W content is more preferably 0.005% or more. On the other hand, if the W content exceeds 0.2%, a large amount of coarse precipitates and inclusions are generated, leading to a decrease in ductility. Therefore, when W is contained, the W content is preferably 0.2% or less. The W content is more preferably 0.060% or less.
  • Mg 0.01% or less
  • Mg is an effective element for spheroidizing the shape of inclusions such as sulfides and oxides to improve the hole expandability of steel sheets.
  • the Mg content is 0.0001% or more.
  • the Mg content is preferably 0.01% or less.
  • the Mg content is more preferably 0.005% or less, and even more preferably 0.001% or less.
  • Zn 0.02% or less
  • Zn is an effective element for spheroidizing the shape of inclusions and improving the hole expandability of steel sheets.
  • the Zn content is 0.001% or more.
  • the Zn content is preferably 0.02% or less.
  • Co 0.02% or less Like Zn, Co is an effective element for spheroidizing the shape of inclusions to improve the hole expandability of steel sheets. In order to obtain such an effect, it is preferable that the Co content is 0.001% or more. On the other hand, if the Co content exceeds 0.02%, a large amount of coarse precipitates and inclusions are generated, which may lead to a decrease in hole expandability. Therefore, when Co is contained, the Co content is preferably 0.02% or less.
  • Zr 0.2% or less Zr contributes to high strength through refinement of prior austenite grains. Zr also contributes to high strength through reduction of block size and vein grain size, which are internal structural units of martensite and bainite, by refinement of prior austenite grains. Furthermore, Zr improves castability. In order to obtain such an effect, it is preferable that the Zr content is 0.001% or more. However, if a large amount of Zr is added, the amount of coarse precipitates of ZrN and ZrS that remain in an undissolved state in the slab heating process increases, and ductility decreases. Therefore, when Zr is contained, the Zr content is preferably 0.2% or less. The Zr content is more preferably 0.05% or less, and further preferably 0.01% or less.
  • Ca 0.02% or less Ca exists as inclusions in steel. If the Ca content exceeds 0.02%, a large amount of coarse inclusions may be generated, which may reduce ductility and hole expandability. In addition, the surface quality may also deteriorate. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is preferably 0.02% or less.
  • the lower limit of the Ca content is not particularly limited. For example, the Ca content is preferably 0.0005% or more. In addition, due to constraints on production technology, the Ca content is more preferably 0.0010% or more.
  • Se 0.02% or less, Te: 0.02% or less, Ge: 0.02% or less, As: 0.05% or less, Sr: 0.02% or less, Cs: 0.02% or less, Hf: 0.02% or less, Pb: 0.02% or less, Bi: 0.02% or less, and REM: 0.02% or less Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi, and REM are all effective elements for improving the hole expandability of steel sheets.
  • the contents of Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi, and REM are each preferably 0.0001% or more.
  • the remainder other than the above elements is Fe and unavoidable impurities.
  • the steel structure of the base steel sheet of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention is: At a 1/4 position in the sheet thickness of the base steel sheet, the area ratio of one or both of ferrite and bainite is 20% or more and 90% or less in total, and the area ratio of martensite is 10% or more and 80% or less, The number density of MnS particles having a rolling direction length of 150 ⁇ m or more is 7 particles/mm2 or less , M / M is 0.85 or more and 2.00 or less, M and M are area fractions of martensite at the 1/2 and 1/4 thickness positions of the base steel sheet, respectively. It is a steel structure. The reasons for each of the limitations will be explained below.
  • the area ratio of each phase is the ratio of the area that each phase occupies to the area of the entire steel structure.
  • Total area ratio of one or both of ferrite and bainite (hereinafter also referred to as total area ratio of ferrite and bainite): 20% or more and 90% or less Ferrite and bainite are soft, so they are effective in obtaining excellent ductility. In order to obtain the desired ductility, the total area ratio of ferrite and bainite is set to 20% or more. On the other hand, if the area ratio of ferrite and bainite becomes excessive, it becomes difficult to make the TS 780 MPa or more. Therefore, the total area ratio of ferrite and bainite is set to 90% or less.
  • the total area ratio of ferrite and bainite is preferably 25% or more, more preferably 30% or more.
  • the total area ratio of ferrite and bainite is preferably 75% or less, more preferably 65% or less.
  • ferrite and bainite may be contained alone, or both of them may be contained.
  • Area ratio of martensite 10% or more and 80% or less Martensite is hard and is a structure necessary for increasing the strength of steel plate. If the area ratio of martensite is less than 10%, the desired TS cannot be obtained. On the other hand, an excessive increase in the area ratio of martensite causes a decrease in ductility. Therefore, the area ratio of martensite is set to 10% or more and 80% or less.
  • the area ratio of martensite is preferably 20% or more, more preferably 30% or more.
  • the area ratio of martensite is preferably 75% or less, more preferably 60% or less.
  • Martensite is a hard structure that is generated by transformation from austenite at a martensite transformation point (also simply referred to as Ms point) or lower. Martensite includes both so-called fresh martensite, which is as quenched, and so-called tempered martensite, which is obtained by tempering the fresh martensite.
  • the steel structure of the base steel sheet may contain retained austenite.
  • the retained austenite improves the balance between strength and ductility. However, if the retained austenite is excessive, for example, when the steel sheet is formed into a part, the retained austenite transforms into martensite, increasing the number of crack initiation points. Therefore, the area ratio of the retained austenite is preferably 20% or less, more preferably 15% or less, and even more preferably 10% or less. The area ratio of the retained austenite may be 0%.
  • the term "retained austenite” refers to austenite that does not transform into ferrite, martensite, bainite, or other metallic phases and remains. The retained austenite is generated, for example, when elements such as C are concentrated in austenite, causing the martensite transformation point to be lower than room temperature (austenite remains without transforming).
  • the area ratio of the remaining structure other than the above is preferably 10% or less.
  • the area ratio of the remaining structure is more preferably 5% or less.
  • the area ratio of the remaining structure may be 0%.
  • the remaining structure is not particularly limited, and examples thereof include carbides such as pearlite and cementite.
  • the type of the remaining structure can be confirmed, for example, by observation using a scanning electron microscope (SEM).
  • Pearlite is formed from austenite at a relatively high temperature and is a structure consisting of lamellar ferrite and cementite.
  • the total area ratio of ferrite and bainite, and the area ratio of martensite are measured at a 1/4 position of the sheet thickness of the base steel sheet as follows. That is, a sample is cut out from the galvanized steel sheet so that the plate thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the base steel sheet of the galvanized steel sheet becomes the observation surface. Next, the observation surface of the sample is polished using diamond paste, and then the observation surface of the sample is finish-polished using alumina. Next, the observation surface of the sample is etched with nital to reveal the structure. Then, the observation surface of the sample is observed in five fields of view at a magnification of 1500 times using a SEM (Scanning Electron Microscope).
  • SEM Sccanning Electron Microscope
  • the following regions are color-coded (defined) from the obtained structure image using Adobe Photoshop of Adobe Systems.
  • the total area ratio of ferrite and bainite, and the area ratio of martensite are calculated by the point counting method. Specifically, 16 ⁇ 15 lattice points are set at intervals of 4.8 ⁇ m in an area of 82 ⁇ m ⁇ 57 ⁇ m in actual length of each SEM image. Then, the number of lattice points on ferrite, bainite, and martensite is counted.
  • Ferrite A black region with a blocky shape. Ferrite is a structure consisting of crystal grains with a BCC lattice. Ferrite is formed by transformation from austenite at relatively high temperatures. Bainite: A region that is black to dark gray in color and has a blocky or amorphous shape.
  • bainite is a hard structure in which fine carbides are dispersed in needle-like or plate-like ferrite.
  • Bainite is formed from austenite at a relatively low temperature (Ms point or higher). Bainite contains a relatively small number of carbides. Martensite: A region that is white to light gray in color. As described above, martensite is a hard structure that is generated by transformation from austenite at or below the Ms point. Martensite includes both so-called fresh martensite, which is as quenched, and so-called tempered martensite, which is obtained by tempering the fresh martensite.
  • the area ratio of retained austenite is measured at a 1/4 position of the sheet thickness of the base steel sheet as follows. That is, the base steel sheet is mechanically ground in the sheet thickness direction (depth direction) to a position of 1/4 of the sheet thickness, and then chemically polished with oxalic acid to obtain an observation surface. The observation surface is then observed by X-ray diffraction. CoK ⁇ rays are used as the incident X-rays, and the ratio of the diffraction intensity of each of the (200), (220), and (311) faces of fcc iron (austenite) to the diffraction intensity of each of the (200), (211), and (220) faces of bcc iron is obtained.
  • the volume fraction of the retained austenite is calculated from the ratio of the diffraction intensity of each face. Then, 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 area ratio of the remaining structure is determined by subtracting the total area ratio of ferrite and bainite, the area ratio of martensite, and the area ratio of retained austenite determined as described above from 100%.
  • [Area ratio of remaining structure (%)] 100 - [Total area ratio of ferrite and bainite (%)] - [Area ratio of martensite (%)] - [Area ratio of retained austenite (%)]
  • MnS particle groups Number density of MnS particle groups (hereinafter simply referred to as MnS particle groups) with a rolling direction length of 150 ⁇ m or more: 7 pieces/ mm2 or less
  • Coarse MnS near the center of the thickness of the base steel sheet is a factor that causes microcracks to occur when a hole is punched in a galvanized steel sheet.
  • coarse MnS is a factor of stress concentration during press forming.
  • the above adverse effects become significant. That is, suppressing the number density of the MnS particle groups is important in obtaining excellent hole expandability.
  • the number density of the MnS particle groups is 7 pieces/ mm2 or less.
  • the number density of the MnS particle groups is preferably 5 pieces/ mm2 or less, 3 pieces/ mm2 or less.
  • the number density of the MnS particle groups may be 0 pieces/ mm2 .
  • an MnS particle group is composed of one or more MnS particles with a long axis of 0.3 ⁇ m or more. Furthermore, when composed of two or more MnS particles, the distance between the nearest MnS particles with a long axis of 0.3 ⁇ m or more is 10 ⁇ m or less.
  • the MnS particle in question for a certain MnS particle (hereinafter also referred to as the MnS particle in question), if the distance between the MnS particle in question and the nearest MnS particle with a long axis of 0.3 ⁇ m or more (hereinafter also referred to as the nearest MnS particle) is 10 ⁇ m or less, then the MnS particle in question and the nearest MnS particle are determined to belong to the same MnS particle group.
  • the number density of the MnS particles is determined as follows. That is, a sample is cut out from the galvanized steel sheet so that the observation surface is the sheet thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the base steel sheet of the galvanized steel sheet. Next, the observation surface of the sample is observed with a SEM (Scanning Electron Microscope) under the condition of magnification: 1500 times so that the position of 1/2 the sheet thickness of the base steel sheet is the center, and a backscattered electron image is obtained. Next, the image is analyzed by ImageJ using phase map, and the major axis and center of gravity position of each observed MnS particle are obtained by the particle analysis function. For reference, an example of the observation image is shown in FIG. 1.
  • SEM Sccanning Electron Microscope
  • the white area that has progressed in the rolling direction is the MnS particle.
  • the area may contain precipitates and inclusions such as TiS and Ti(C,S), but these may also be regarded as MnS particles and the following measurement may be performed.
  • the distance between the closest MnS particle with a long axis of 0.3 ⁇ m or more is used to determine which MnS particle group each MnS particle with a long axis of 0.3 ⁇ m or more belongs to.
  • the rolling direction length of each MnS particle group is measured, and the number of MnS particle groups with a rolling direction length of 150 ⁇ m or more is counted.
  • the rolling direction length of the MnS particle group is the rolling direction length between the rolling direction outer ends of the MnS particles located at both ends of the MnS particle group in the rolling direction.
  • the rolling direction length of the MnS particle group is the rolling direction length of this MnS particle.
  • the number of MnS particle groups having a rolling direction length of 150 ⁇ m or more is divided by the area of the observation region (approximately 1.6 mm 2 (region of plate thickness direction: 650 ⁇ m, rolling direction: 2500 ⁇ m)) to determine the number density of the MnS particle groups.
  • M C /M Q 0.85 or more and 2.00 or less
  • M C /M Q 0.85 or more and 2.00 or less
  • M C /M Q is set to 0.85 or more and 2.00 or less.
  • M C /M Q is preferably 0.90 or more, more preferably 0.95 or more.
  • M C /M Q is preferably 1.90 or less, more preferably 1.80 or less. It is most preferable that M C /M Q is close to 1.00, at which the steel structure in the thickness direction of the base steel sheet becomes uniform.
  • M C /M Q is calculated as follows. That is, the area ratio of martensite is measured at 1/2 the thickness position of the substrate steel sheet in the same manner as the measurement of the area ratio of martensite at 1/4 the thickness position of the substrate steel sheet described above. Then, the area ratios of martensite at the 1/2 and 1/4 thickness positions of the substrate steel sheet are designated as M and M , respectively, and M is divided by M to obtain M /M.
  • the diffusible hydrogen content of the base steel sheet is set to 0.50 ppm by mass or less.
  • the diffusible hydrogen content of the base steel sheet is preferably 0.45 ppm by mass or less, more preferably 0.40 ppm by mass or less, and even more preferably 0.35 ppm by mass or less.
  • the lower limit of the diffusible hydrogen content of the base steel sheet is not particularly limited, and may be 0 ppm by mass. However, due to constraints on production technology, the diffusible hydrogen content of the base steel sheet is preferably 0.01 ppm by mass or more.
  • the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet is measured as follows. That is, a test piece having a length of 30 mm and a width of 5 mm is taken from a galvanized steel sheet, and the galvanized layer is removed by a router (precision grinder). Then, the amount of hydrogen released from the test piece is measured by thermal desorption analysis. Specifically, the test piece is continuously heated from 25°C to 300°C at a heating rate of 200°C/h, and then cooled to room temperature. At this time, the amount of hydrogen (accumulated amount of hydrogen) released from the test piece in the temperature range of 25°C to 210°C during the continuous heating is measured. Then, the measured amount of hydrogen is divided by the mass of the test piece (the test piece after the galvanized layer is removed and before the continuous heating) and the value converted to mass ppm is regarded as the diffusible hydrogen amount of the base steel sheet.
  • test pieces are cut out from the products in a typical usage environment and the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet is measured in the same manner as above. If the value is 0.50 ppm by mass or less, it can be considered that the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet of the galvanized steel sheet at the material stage before forming or joining is also 0.50 ppm by mass or less.
  • the zinc plating layer may be provided on only one surface of the steel sheet, or on both surfaces.
  • the zinc plating layer refers to a plating layer whose main component is Zn (Zn content is 50.0 mass% or more).
  • Examples of the zinc plating layer include a hot-dip galvanized layer and an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • a steel sheet having a zinc plating layer can also be called a zinc-plated steel sheet.
  • the above-mentioned steel sheets having a hot-dip galvanized layer and alloyed hot-dip galvanized coating can also be called hot-dip galvanized steel sheet (GI) and alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA), respectively.
  • 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, Zn, 20% or less by mass of Fe, and 0.001% to 1.0% by mass of 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% to 3.5% by mass.
  • 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 12.0% by mass or less. The remainder other than the above elements is unavoidable impurities.
  • the plating weight of the zinc plating layer per side is not particularly limited, but is preferably 20 g/ m2 or more and 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 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.
  • the tensile strength of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention is 780 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile strength of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention is not particularly limited. However, for example, the tensile strength of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention is preferably less than 1180 MPa.
  • the yield stress (YS), total elongation (El) and limiting hole expansion ratio ( ⁇ ) of the zinc-plated steel sheet according to one embodiment of the present invention are as described above.
  • the tensile strength (TS), yield stress (YS), total elongation (El) and limiting hole expansion ratio ( ⁇ ) are measured as described later in the examples.
  • the thickness of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention is preferably 0.5 mm or more and 3.5 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 TS of 780 MPa or more, a high YS, excellent ductility, and excellent hole expandability. Therefore, the member according to one embodiment of the present invention has high strength and is particularly suitable for application to complex-shaped members used in the automotive field.
  • a method for producing a galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention includes the steps of: A steel slab having the above-mentioned composition is Average heating rate in the temperature range from 300°C to 1220°C: 0.5°C/sec or less; A slab heating step in which the slab is heated under the conditions of a slab heating temperature of 1220° C.
  • the steel slab is Finish rolling end temperature: 840°C or more and 1000°C or less, Average cooling rate in the temperature range from the finish rolling end temperature to 700°C: 5°C/sec or more, and Coiling temperature: 620°C or less, a hot rolling process for obtaining a hot rolled steel sheet under the above conditions;
  • the hot-rolled steel sheet is A cold rolling process in which cold rolling is performed under a rolling reduction of 20% to 80% to obtain a cold-rolled steel sheet;
  • the cold rolled steel sheet is A temperature increasing step in which the temperature is increased at an average temperature increasing rate of 1° C./sec or more in a temperature range from 600° C.
  • the cold rolled steel sheet is Annealing temperature: 750°C or higher and 920°C or lower, Annealing time: 1 second or more and 30 seconds or less, and An annealing step of annealing under conditions of an atmospheric hydrogen concentration of less than 10% by volume;
  • the cold rolled steel sheet is A cooling step in which the average cooling rate in the temperature range from annealing temperature -30 ° C. to 600 ° C. is 5 ° C./sec or more and 200 ° C./sec or less; Then, the cold rolled steel sheet is subjected to a galvanizing treatment.
  • the above temperatures refer to the surface temperatures of the steel slab and the steel plate.
  • a steel slab having the above-mentioned composition is prepared.
  • a steel material is melted to obtain molten steel having the above-mentioned composition.
  • the melting method is not particularly limited, and known melting methods such as converter melting and electric furnace melting can be used.
  • the obtained molten steel is then solidified to obtain a steel slab.
  • the method for obtaining a steel slab from molten steel is not particularly limited.
  • a continuous casting method, an ingot casting method, or a thin slab casting method can be used. From the viewpoint of preventing macrosegregation, a continuous casting method is preferred.
  • the steel slab is cooled to 300°C or less.
  • the steel slab is heated at an average heating rate in the temperature range from 300°C to 1220°C (hereinafter also referred to as slab heating rate) of 0.5°C/sec or less.
  • slab heating rate an average heating rate in the temperature range from 300°C to 1220°C
  • precipitates and inclusions hereinafter also simply referred to as precipitates
  • coarse MnS, Nb and Ti-based carbonitrides generated during casting to be solid-dissolved, and coarse precipitates that can become the starting point of cracks can be reduced.
  • the slab heating rate is set to 0.5°C/sec or less.
  • the slab heating rate is preferably 0.4° C./sec or less, more preferably 0.3° C./sec or less.
  • the slab heating rate is not particularly limited. However, even if the slab heating rate is less than 0.1° C./sec, the effect is saturated. Therefore, the slab heating rate is preferably 0.1° C./sec or more.
  • the slab heating temperature is set to 1220°C or higher.
  • the slab heating temperature is preferably 1230°C or higher, more preferably 1240°C or higher.
  • the upper limit of the slab heating temperature is not particularly limited.
  • the slab heating temperature is preferably 1400°C or lower.
  • the slab heating temperature is the maximum temperature reached by the steel slab in the slab heating process.
  • the slab heating time is 1.0 hour or more.
  • the slab heating time is preferably 1.1 hours or more, more preferably 1.2 hours or more.
  • the upper limit of the slab heating time is not particularly limited.
  • the slab heating time is preferably 3.0 hours or less.
  • the slab heating time is a holding time in a temperature range of 1220°C or more.
  • Finish rolling end temperature 840°C or more and 1000°C or less
  • Mn concentration variable in Mn concentration
  • the finish rolling end temperature is set to 840°C or more.
  • the finish rolling end temperature is preferably 850°C or higher.
  • the finish rolling end temperature is set to 1000°C or lower.
  • the finish rolling end temperature is preferably 950°C or lower, more preferably 920°C or lower.
  • Average cooling rate in the temperature range from the finish rolling end temperature to 700 ° C. (hereinafter, also referred to as the first cooling rate): 5 ° C./sec or more
  • the first cooling rate is slow, the amount of ferrite generated during cooling becomes excessive, leading to the concentration of C in untransformed austenite.
  • Excessive concentration of C in untransformed austenite promotes pearlite transformation. That is, in the steel structure of the hot-rolled steel sheet obtained after hot rolling, pearlite is excessively generated.
  • the first cooling rate is set to 5 ° C./sec or more.
  • the first cooling rate is preferably 10° C./sec or more, more preferably 15° C./sec or more.
  • the upper limit of the first cooling rate is not particularly limited. However, from the viewpoint of energy saving of the cooling equipment, the first cooling rate is preferably 1000° C./sec or less.
  • Coiling temperature 620°C or less If the coiling temperature exceeds 620°C, the amount of pearlite produced during coiling is excessively large, and Mn concentration is promoted. The lower the coiling temperature, the less pearlite is produced, so a lower coiling temperature is preferable. Therefore, the coiling temperature is set to 620°C or less. The coiling temperature is preferably 600°C or less, more preferably 580°C or less. On the other hand, if the coiling temperature is less than 400°C, the steel sheet may become excessively hardened and cause breakage during cold rolling. Therefore, the coiling temperature is preferably 400°C or more. The coiling temperature is more preferably 450°C or more.
  • descaling may be performed as appropriate to remove the primary and secondary scale formed on the surface of the hot-rolled steel sheet. Before cold rolling the hot-rolled steel sheet, it is advisable to thoroughly pickle the sheet to reduce the amount of remaining scale.
  • the hot-rolled steel sheet may be optionally subjected to hot-rolled sheet annealing.
  • Reduction ratio 20% or more and 80% or less
  • the reduction ratio in cold rolling is 20% or more. That is, if the reduction ratio is less than 20%, the steel structure is likely to become coarse and non-uniform in the annealing process, and the TS and hole expandability of the final product are reduced. Therefore, the reduction ratio is 20% or more. On the other hand, if the reduction ratio exceeds 80%, the shape of the steel sheet is likely to be defective. In addition, there is a risk of non-uniformity in the steel structure and non-uniformity in the amount of zinc coating due to temperature unevenness in the annealing process. Therefore, the reduction ratio is 80% or less. The reduction ratio is preferably 30% or more. In addition, the reduction ratio is preferably 70% or less.
  • Heating rate Average heating rate in the temperature range from 600 ° C. to 750 ° C. (hereinafter also referred to as heating rate): 1 ° C./sec or more.
  • heating temperature range the residence time of the cold-rolled steel sheet in the temperature range from 600 ° C. to 750 ° C.
  • the heating rate is set to 1 ° C./sec or more.
  • the heating rate is preferably 2 ° C./sec or more, more preferably 3 ° C./sec or more.
  • the upper limit of the heating rate is not particularly limited.
  • the heating rate is preferably 15 ° C./sec or less, for example.
  • the heating rate is more preferably 12 ° C./sec or less, and even more preferably 9 ° C./sec or less.
  • the cold-rolled steel sheet is annealed under the conditions of an annealing temperature of 750° C. to 920° C., an annealing time of 1 second to 30 seconds, and an atmospheric hydrogen concentration of less than 10 volume %.
  • Annealing temperature 750°C or more and 920°C or less
  • the austenite generation rate during heating in the two-phase region of ferrite and austenite becomes insufficient. Therefore, the area ratio of ferrite increases excessively after annealing, and the desired TS cannot be obtained.
  • the annealing temperature exceeds 920°C, the desired area ratio of ferrite and bainite cannot be obtained, and ductility decreases. Therefore, the annealing temperature is 750°C or more and 920°C or less.
  • the annealing temperature is preferably 900°C or less, more preferably 880°C or less.
  • the annealing temperature is the maximum temperature reached in the annealing process.
  • Annealing time 1 second or more and 30 seconds or less
  • the shorter the annealing time the better in order to reduce the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet to 0.50 mass ppm or less.
  • the annealing time is set to 30 seconds or less.
  • the annealing time is preferably 25 seconds or less, more preferably 20 seconds or less, and even more preferably 15 seconds or less.
  • the annealing time is set to 1 second or more.
  • the annealing time is preferably 3 seconds or more, more preferably 5 seconds or more.
  • the annealing time is the holding time at the annealing temperature.
  • Atmosphere hydrogen concentration less than 10% by volume
  • the atmosphere hydrogen concentration is preferably less than 9% by volume, more preferably less than 8% by volume.
  • the lower limit of the atmosphere hydrogen concentration is not particularly limited. However, when the atmosphere hydrogen concentration is less than 1% by volume, the reduction effect of hydrogen in the annealing process is reduced, and oxides are generated on the surface of the base steel sheet. As a result, there is a risk of the coating weight decreasing. Therefore, the atmosphere hydrogen concentration is preferably 1% by volume or more. The atmosphere hydrogen concentration is more preferably 2% by volume or more.
  • the atmospheric hydrogen concentration below 10% by volume, just like in the annealing process.
  • the cooling rate particularly the average cooling rate in the temperature range from annealing temperature -30 ° C. to 600 ° C. (hereinafter also referred to as the second cooling rate). If the second cooling rate is too slow, the residence time at high temperature increases, and the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet increases. Therefore, the second cooling rate is set to 5 ° C./sec or more.
  • the second cooling rate is preferably 7 ° C./sec or more, more preferably 9 ° C./sec or more.
  • the second cooling rate is set to 200 ° C./sec or less.
  • the second cooling rate is preferably 100° C./sec or less, and more preferably 75° C./sec or less.
  • the cooling stop temperature may be set to 400°C or higher and 600°C or lower, and the material may be held at a temperature range of 400°C or higher and 600°C or lower for 10 to 150 seconds, after which the zinc plating process described below may be carried out.
  • the cooling stop temperature may be set to 25°C or higher and 400°C or lower, and the material may be reheated to a temperature range of the cooling stop temperature + 50°C or higher and 550°C or lower, and held at that temperature for 10 to 150 seconds, after which the zinc plating process described below may be carried out.
  • the cold rolled steel sheet is then subjected to a galvanizing treatment to obtain a galvanized steel sheet.
  • a galvanizing treatment include a hot-dip galvanizing treatment and a hot-dip galvannealing treatment.
  • the treatment conditions may be those of a conventional method.
  • the galvanizing bath it is preferable to immerse the cold-rolled steel sheet in a galvanizing bath at 440°C to 500°C, and then adjust the coating weight by gas wiping or the like.
  • the galvanizing bath There are no particular limitations on the galvanizing bath as long as it has the composition of the galvanizing layer described above, but it is preferable to use a plating bath with an Al content of 0.10 mass% to 0.23 mass%, with the balance being Zn and unavoidable impurities.
  • alloying hot-dip galvanizing treatment it is preferable to carry out alloying treatment at a temperature range of 450°C to 600°C after carrying out hot-dip galvanizing treatment as described above. If the alloying temperature is less than 450°C, the Zn-Fe alloying rate may be excessively slow, making alloying difficult. On the other hand, if the alloying temperature exceeds 600°C, untransformed austenite may transform into pearlite, resulting in a decrease in TS and ductility. Therefore, the alloying temperature in the alloying treatment is preferably 450°C to 600°C. The alloying temperature in the alloying treatment is more preferably 460°C or higher, and even more preferably 470°C or higher. The alloying temperature in the alloying treatment is more preferably 580°C or lower, and even more preferably 560°C or lower.
  • the plating weight is preferably 20 g/m 2 or more and 80 g/m 2 or less per side.
  • the plating weight can be adjusted by gas wiping or the like.
  • the galvanized steel sheet obtained as described above may be further subjected to temper rolling.
  • the elongation is preferably 0.10% or more for the purpose of shape correction and surface roughness adjustment as well as for the purpose of stably obtaining a high YS.
  • the elongation is more preferably 0.15% or more, and further preferably 0.20% or more.
  • the elongation exceeds 2.00%, the YS increases excessively, and there is a risk of a decrease in dimensional accuracy when the galvanized steel sheet is formed into a member. Therefore, the elongation is preferably 2.00% or less.
  • temper rolling may be performed on equipment that is continuous (online) with the annealing equipment used to perform each of the above-mentioned processes, or on equipment that is discontinuous (offline) with the annealing equipment used to perform each of the processes.
  • the number of rolling passes in temper rolling may be one, or two or more.
  • rolling using a leveler or the like may be used as long as it can impart an elongation rate equivalent to that of temper rolling.
  • Conditions other than those mentioned above are not particularly limited and may be made in accordance with conventional methods. According to the manufacturing method of the zinc-plated steel sheet according to one embodiment of the present invention described above, a zinc-plated steel sheet having high strength, high YS, excellent ductility, and excellent hole expansion properties can be obtained, and the zinc-plated steel sheet can be suitably used, for example, for automobile components.
  • a method for producing a component according to one embodiment of the present invention includes a step of subjecting the above-mentioned galvanized steel sheet to at least one of forming and joining to form a component.
  • the molding method is not particularly limited, and for example, a general processing method such as press molding 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, riveting, crimping, etc. can be used.
  • the molding conditions and joining conditions are not particularly limited, and may be in accordance with ordinary methods.
  • a steel material having the composition shown in Table 1 (the balance being Fe and unavoidable impurities) was melted in a converter and made into a steel slab by continuous casting.
  • the steel slab was then heated under the conditions shown in Table 2, and hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling was performed on the steel slab to make a hot-rolled steel sheet.
  • the slab heating rate and slab heating time of No. 14 are the average heating rate from 300°C to the slab heating temperature, and the holding time at the slab heating temperature, respectively.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was then pickled and cold-rolled under the conditions shown in Table 2 to make a cold-rolled steel sheet.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was then subjected to the heating process, annealing process, cooling process, and zinc plating process under the conditions shown in Table 2 to obtain the steel sheet that will be the final product. Note that conditions not specified were in accordance with conventional methods.
  • hot-dip galvanizing or alloyed hot-dip galvanizing was performed to obtain a hot-dip galvanized steel sheet (hereinafter also referred to as GI) or alloyed hot-dip galvanized steel sheet (hereinafter also referred to as GA).
  • GI hot-dip galvanized steel sheet
  • GA alloyed hot-dip galvanized steel sheet
  • the plating bath contained 0.20 mass% Al, with the balance consisting of Zn and unavoidable impurities.
  • the plating bath temperature was 470°C.
  • the plating coating weight was about 45 to 72 g/ m2 per side (double-sided plating).
  • the composition of the zinc plating layer of the finally obtained GI was 0.1 to 1.0 mass% Fe, 0.2 to 1.0 mass% Al, with the balance consisting of Zn and unavoidable impurities.
  • the plating bath contained 0.14 mass% Al, with the balance consisting of Zn and unavoidable impurities.
  • the plating bath temperature was 470°C.
  • the plating coating weight was about 45 g/ m2 per side (double-sided plating).
  • the alloying temperature was 520°C.
  • the composition of the finally obtained zinc plating layer of GA was 7-15 mass% Fe, 0.1-1.0 mass% Al, with the balance consisting of Zn and unavoidable impurities.
  • TS tensile strength
  • YS yield stress
  • El total elongation
  • ⁇ limiting hole expansion ratio
  • the tensile test was conducted in accordance with JIS Z 2241. That is, JIS No. 5 test pieces were taken from the obtained zinc-plated steel sheets so that the longitudinal direction was perpendicular to the rolling direction of the base steel sheet. Using the taken test pieces, a tensile test was conducted at a crosshead speed of 10 mm/min, and TS, YS and El were measured. The results are shown in Table 3.
  • the hole expansion test was carried out in accordance with JIS Z 2256. That is, a test piece of 100 mm x 100 mm was taken from the obtained galvanized steel sheet by shear processing. A hole of 10 mm diameter was punched in the test piece with a clearance of 12.5%. Next, the test piece was pressed by applying a wrinkle suppression force of 9 ton (88.26 kN) around the hole using a die with an inner diameter of 75 mm, and in that state, a conical punch with an apex angle of 60° was pressed into the hole of the test piece, and the diameter of the hole of the test piece at the crack generation limit (when a crack occurs) was measured. Then, the limit hole expansion ratio: ⁇ (%) was calculated by the following formula.
  • the present invention provides a galvanized steel sheet that combines high strength, high YS, excellent ductility, and excellent hole expansion properties. Furthermore, the galvanized steel sheet can be used extremely advantageously as a material for automobile frame structural members that have complex shapes. This allows for improved fuel efficiency by reducing the weight of the vehicle body, making the steel sheet extremely valuable in industry.

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Abstract

高い強度と、高いＹＳと、優れた延性と、優れた穴広げ性と、を兼備する亜鉛めっき鋼板を、提供する。下地鋼板について、所定の成分組成、鋼組織および拡散性水素量とする。特に、下地鋼板の鋼組織において、ＭｎＳ粒子群の数密度、および、ＭＣ／ＭＱを適正に制御するとともに、下地鋼板の拡散性水素量を低減する。

Description

亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
　本発明は、自動車部材等に好適に用いられる、亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法に関する。
　近年、地球環境保全の観点から、自動車産業では、ＣＯ２などの排気ガスを低減しようとする試みが進められている。具体的には、自動車部材の素材となる鋼板を高強度化し、薄くすることによって、車体を軽量化して燃費を向上させる。これにより、排気ガス量を低減しようとする試みが進められている。
　また、車体防錆性能の観点から、自動車部材の素材となる鋼板には、亜鉛めっき、例えば、溶融亜鉛めっきが施される場合がある。
　このような自動車部材の素材となる鋼板として、例えば、特許文献１には、
「質量％で、Ｃ：０．０４～０．１４％、Ｓｉ：０．４～２．２％、Ｍｎ：１．２～２．４％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００２～０．５％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｎ：０．００６％以下を含有し、さらに％Ｓ、％ＴｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含有量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）≧５を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする穴拡げ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板。」
が開示されている。
　特許文献２には、
「質量％で、Ｃ：０．０７～０．２２％、Ｓｉ：０．００５～１．０％、Ｍｎ：１．５～２．８％、Ｐ：０．００１～０．１％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．０００５～０．０１％、Ａｌ：０．０２～１．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、ミクロ組織が、フェライトが面積率で２０～７０％、残留オーステナイトが面積率で１～５％以下、面積率で２０％以上７０％以下のマルテンサイトおよび残部がベイナイトであり、かつ（Ａ－１）（Ａ－２）（Ｂ）の式を満足することを特徴とする成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。」
が開示されている。
　特許文献３には、
「Ｃ：０．０３～０．１３％（質量％の意味。以下、化学成分組成において同じ。）、Ｓｉ：０．０２～０．８％、Ｍｎ：１．０～２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００４～０．１％および／またはＮｂ：０．００４～０．０７％、残部：鉄及び不可避不純物であって、
　組織は、フェライトの母相組織と、ベイナイトおよびマルテンサイトの第２相組織を有し、全組織中に占める比率が、フェライト：５０～８６面積％、ベイナイト：１０～３０面積％、マルテンサイト：４～２０面積％であるとともに、（ベイナイト面積率）＞（マルテンサイト面積率）の関係を満たし、
　前記フェライトの平均粒径が２．０～５．０μｍであり、且つ、フェライトの平均硬さ（Ｈｖ）／鋼板の引張強度（ＭＰａ）≧０．２５を満足することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。」
が開示されている。
特開２００２－０６９５７４号公報 特開２０１０－１５６０３１号公報 特開２０１０－０６５３１６号公報
　ところで、鋼板を高強度化すると、一般的に延性が低下する。しかし、自動車部材の素材となる鋼板には、高い強度と、優れた延性、具体的には、引張試験における全伸び（以下、単にＥｌともいう）の向上とを両立することが要求される。
　また、自動車部材のうち、特に、自動車の骨格構造部材などに用いられる鋼板には、プレス成形した際に、高い部材強度を有することが要求される。自動車部材の強度の向上については、例えば、鋼板の降伏応力（以下、単にＹＳともいう）を高めることが有効である。
　さらに、自動車の骨格構造部材などに用いられる鋼板は複雑な形状に成形されるため、優れた成形性、特には、優れた穴広げ性（伸びフランジ性）が要求される。
　しかしながら、特許文献１～３に開示される鋼板は、上記の要求特性を全て満足するものとは言えない。
　本発明は、上記の要求に応えるために開発されたものであって、高い強度と、高いＹＳと、優れた延性と、優れた穴広げ性と、を兼備する亜鉛めっき鋼板を、その有利な製造方法とともに、提供することを目的とする。
　また、本発明は、上記の亜鉛めっき鋼板を素材とする部材およびその製造方法を提供することを目的とする。
　ここで、高い強度および高いＹＳとは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠する引張試験で測定される引張強さ（以下、ＴＳともいう）およびＹＳがそれぞれ、以下の式を満足することを意味する。
・ＴＳ
　７８０ＭＰａ≦ＴＳ
・ＹＳ
　７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、４２０ＭＰａ≦ＹＳ
　９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、５５０ＭＰａ≦ＹＳ
　優れた延性とは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠する引張試験で測定される全伸び（Ｅｌ）が、以下の式を満足することを意味する。
　７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、１５％≦Ｅｌ
　９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、９％≦Ｅｌ
　優れた穴広げ性とは、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠する穴広げ試験で測定される限界穴広げ率（λ）が２０％以上であることを意味する。
　さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ね、以下の知見を得た。
（１）下地鋼板の成分組成を所定の範囲に調製したうえで、フェライトおよびベイナイトの合計の面積率、ならびに、マルテンサイトの面積率をそれぞれ２０％以上９０％以下および１０％以上８０％以下に制御する。これにより、高い強度と、優れた延性とを両立することが可能となる。
（２）下地鋼板、特に下地鋼板の板厚中心近傍において、粗大なＭｎＳ粒子群を低減する。これにより、打ち抜きによる穴あけ加工時の微小なき裂の発生およびプレス成形時の応力集中が抑制され、穴広げ性が向上する。
（３）下地鋼板の板厚方向におけるマルテンサイトの面積率を極力均一化する、特には、下地鋼板の板厚１／２位置におけるマルテンサイトの面積率と、板厚１／４位置におけるマルテンサイトの面積率との差を低減する。これにより、穴広げ性が向上する。また、高いＹＲが得られる。なお、下地鋼板の板厚中心（すなわち、下地鋼板の板厚１／２位置）近傍は、Ｍｎの濃化によってマルテンサイトが生成し易い領域といえる。
（４）下地鋼板の拡散性水素量を低減する。これにより、さらに穴広げ性が向上する。
　本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．下地鋼板と、該下地鋼板の表面の亜鉛めっき層と、を有する亜鉛めっき鋼板であって、
　該下地鋼板は、
　　質量％で、
　　Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下、
　　Ｓｉ：０．１％以上１．８％以下、
　　Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下、
　　Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
　　Ｓ：０．０５００％以下、
　　Ａｌ：０．０１０％以上１．０００％以下、
　　Ｎ：０．０１００％以下ならびに
　　ＮｂおよびＴｉの１種または２種：合計で０．００５％以上０．２００％以下
であり、
　　以下の（１）式の関係を満足し、
　　残部がＦｅおよび不可避的不純物である、
　成分組成と、
　　前記下地鋼板の板厚１／４位置において、フェライトおよびベイナイトの１種または２種の面積率：合計で２０％以上９０％以下、ならびに、マルテンサイトの面積率：１０％以上８０％以下であり、
　　圧延方向長さ：１５０μｍ以上のＭｎＳ粒子群の数密度が７個／ｍｍ２以下であり、
　　ＭＣ／ＭＱが０．８５以上２．００以下であり、ＭＣおよびＭＱはそれぞれ、前記下地鋼板の板厚１／２位置および板厚１／４位置におけるマルテンサイトの面積率である、
鋼組織と、を有し、
　前記下地鋼板の拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下であり、
　引張強さが７８０ＭＰａ以上である、亜鉛めっき鋼板。
　０．５０　≦　［Ｃ］＋［Ｍｎ］／５　≦０．６８　・・・（１）
　ここで、［Ｃ］および［Ｍｎ］はそれぞれ、下地鋼板の成分組成のＣおよびＭｎの含有量（質量％）である。
２．前記下地鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、
　Ｖ：０．４５％以下、
　Ｂ：０．０１０％以下、
　Ｃｒ：１．０％以下、
　Ｎｉ：１．０％以下、
　Ｍｏ：１．０％以下、
　Ｓｂ：０．１％以下、
　Ｓｎ：０．１％以下、
　Ｃｕ：１．０％以下、
　Ｔａ：０．１％以下、
　Ｗ：０．２％以下、
　Ｍｇ：０．０１％以下、
　Ｚｎ：０．０２％以下、
　Ｃｏ：０．０２％以下、
　Ｚｒ：０．２％以下、
　Ｃａ：０．０２％以下、
　Ｓｅ：０．０２％以下、
　Ｔｅ：０．０２％以下、
　Ｇｅ：０．０２％以下、
　Ａｓ：０．０５％以下、
　Ｓｒ：０．０２％以下、
　Ｃｓ：０．０２％以下、
　Ｈｆ：０．０２％以下、
　Ｐｂ：０．０２％以下、
　Ｂｉ：０．０２％以下および
　ＲＥＭ：０．０２％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、前記１に記載の亜鉛めっき鋼板。
３．前記亜鉛めっき層が溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層である、前記１または２に記載の亜鉛めっき鋼板。
４．前記１～３のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
５．前記１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、
　３００℃から１２２０℃までの温度域での平均加熱速度：０．５℃／秒以下、
　スラブ加熱温度：１２２０℃以上、および
　スラブ加熱時間：１．０時間以上
の条件で加熱する、スラブ加熱工程と、
　ついで、前記鋼スラブに、
　仕上げ圧延終了温度：８４０℃以上１０００℃以下、
　仕上げ圧延終了温度から７００℃までの温度域での平均冷却速度：５℃／秒以上、および
　巻取温度：６２０℃以下、
の条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板を得る、熱間圧延工程と、
　ついで、前記熱延鋼板に、
　圧下率：２０％以上８０％以下
の条件で冷間圧延を施し、冷延鋼板を得る、冷間圧延工程と、
　ついで、前記冷延鋼板を、
　６００℃から７５０℃までの温度域での平均昇温速度：１℃／秒以上
の条件で昇温する、昇温工程と、
　ついで、前記冷延鋼板を、
　焼鈍温度：７５０℃以上９２０℃以下、
　焼鈍時間：１秒以上３０秒以下、および、
　雰囲気水素濃度：１０体積％未満
の条件で焼鈍する、焼鈍工程と、
　ついで、前記冷延鋼板を、
　焼鈍温度－３０℃から６００℃までの温度域での平均冷却速度：５℃／秒以上２００℃／秒以下
の条件で冷却する、冷却工程と、
　ついで、前記冷延鋼板に亜鉛めっき処理を施す、亜鉛めっき処理工程と、
を有する、亜鉛めっき鋼板の製造方法。
６．前記亜鉛めっき処理が、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理である、前記５に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
７．前記亜鉛めっき処理工程後、伸長率：０．１０％以上の調質圧延を行う、調質圧延工程をさらに有する、前記５または６に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
８．前記１～３のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工または接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する、部材の製造方法。
　本発明によれば、高い強度と、高いＹＳと、優れた延性と、優れた穴広げ性と、を兼備する亜鉛めっき鋼板が得られる。また、本発明の亜鉛めっき鋼板は、高い強度と、高いＹＳと、優れた延性と、優れた穴広げ性と、を兼備するので、複雑な形状となる自動車の骨格構造部材などの素材として、極めて有利に適用することができる。
ＭｎＳ粒子群の数密度の測定に使用した観察画像の一例である。
　本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
　まず、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下
　Ｃは、マルテンサイトおよびベイナイトの強度を上昇させる元素である。そのため、Ｃは、高い強度と高いＹＳとを確保する観点から含有させる。Ｃ含有量が０．０５％未満では、フェライトの面積率が増加して所望の強度を得ることができなくなる。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、ＴＳが過度に高くなり、Ｅｌが低下する。また、オーステナイトの安定度が増し、ベイナイトが生成しにくくなる。そのため、Ｃ含有量は０．０５％以上０．２０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０６％以上、より好ましくは０．０７％以上、さらに好ましくは０．０９％以上である。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１７％以下である。
Ｓｉ：０．１％以上１．８％以下
　Ｓｉは、固溶強化により鋼板の強度を向上させる元素である。また、Ｓｉは、フェライトの強度を増加することにより、強度低下を抑制しながら延性を向上させる元素である。さらに、Ｓｉは、焼鈍工程およびその後の冷却工程において、フェライト変態を促進させる元素である。すなわち、Ｓｉは、フェライトの面積率に影響する元素である。ここで、Ｓｉ含有量が０．１％未満では、フェライトの面積率が減少し、延性が低下する。一方、Ｓｉ含有量が過剰になる、特には１．８％を超えると、熱間圧延時および冷間圧延時の圧延荷重の著しい増加を招く。また、靭性の低下を招く。そのため、Ｓｉ含有量は０．１％以上１．８％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３％以上、より好ましくは０．５％以上である。また、Ｓｉの含有量は、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１．０％以下である。
Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、マルテンサイトおよびベイナイトの面積率を所定量確保にするために含有させる。ここで、Ｍｎ含有量が１．５％未満では焼入れ性が不足し、フェライトが過剰に生成する。これにより、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。一方、Ｍｎを過剰に含有させると、フェライトおよびベイナイト変態が遅延され、延性の低下を招く。そのため、Ｍｎ含有量は１．５％以上３．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．６５％以上、より好ましくは１．８％以上である。また、Ｍｎ含有量は、好ましくは２．８５％以下、より好ましくは２．７％以下である。
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
　Ｐは、固溶強化の作用を有し、鋼板のＴＳを上昇させる元素である。このような効果を得るため、Ｐ含有量を０．００１％以上にする。一方、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、Ｐが、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させる。そのため、鋼板に穴広げ加工（伸びフランジ成形）を施す際に、旧オーステナイト粒界に沿ってボイドの生成および亀裂の進展が生じ、所望の穴広げ性が得られない。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、生産技術上の制約から、好ましくは０．００２％以上である。また、Ｐ含有量は、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０３０％以下である。
Ｓ：０．０５００％以下
　Ｓは、ＭｎＳ等を形成し、延性を低下させる。また、ＳとともにＴｉを含有する場合には、ＴｉＳ、Ｔｉ（Ｃ、Ｓ）等が形成され、穴広げ性を低下させるおそれもある。特に、粗大なＭｎＳの粒子は、穴広げ性を劣化させる。ここで、Ｓ含有量が０．０５００％を超えると、粗大なＭｎＳの粒子が増加し、優れた延性、さらには優れた穴広げ性が得られなくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０５００％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００３０％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されるものではない。Ｓ含有量は０．０００１％以上が好ましい。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０００２％以上である。
Ａｌ：０．０１０％以上１．０００％以下
　Ａｌは、焼鈍工程およびその後の冷却工程におけるフェライト変態を促進させる元素である。すなわち、Ａｌは、フェライトの面積率に影響する元素である。ここで、Ａｌ含有量が０．０１０％未満では、フェライトの面積率が減少し、延性が低下する。一方、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると、フェライトの面積率が過度に増加し、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。したがって、Ａｌ含有量は、０．０１０％以上１．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０３０％以上である。また、Ａｌ含有量は、好ましくは０．５００％以下、より好ましくは０．１００％以下である。
Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは、結晶粒界をピン止めするＡｌＮ等の窒化物系析出物を生成させる元素であり、伸びを良好にするために含有させることができる。しかし、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、ＡｌＮ等の窒化物系析出物が粗大化するため、伸びが低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７０％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されるものではない。生産技術上の制約から、Ｎ含有量は０．０００６％以上が好ましい。
ＮｂおよびＴｉの１種または２種：合計で０．００５％以上０．２００％以下
　ＮｂおよびＴｉは、熱間圧延工程や焼鈍工程での微細な析出物、例えば、炭化物や窒化物、炭窒化物の形成を通じて、ＴＳの上昇に寄与する。また、ＮｂおよびＴｉは、水素のトラップサイトとなる微細な析出物の形成によって下地鋼板の拡散性水素量を低減し、高強度化と穴広げ性の向上とに寄与する。これらの効果を得るため、ＮｂおよびＴｉの合計含有量を０．００５％以上とする。一方、ＮｂおよびＴｉの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物が、スラブ加熱工程において十分に固溶せずに残存する。そして、これらの粗大な析出物や介在物とＭｎＳとが複合析出することにより、穴広げ性が低下する。そのため、ＮｂおよびＴｉの合計含有量は、０．２００％以下とする。ＮｂおよびＴｉの合計含有量は、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０１５％以上である。ＮｂおよびＴｉの合計含有量は、好ましくは０．１３０％以下、より好ましくは０．０６５％以下である。
　なお、ＮｂおよびＴｉの１種または２種：合計で０．００５％以上０．２００％以下であれば、ＮｂおよびＴｉのそれぞれの含有量は特に限定されない。
　例えば、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。また、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．２００％以下、より好ましくは０．１００％以下、さらに好ましくは０．０５０％以下である。
　Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。また、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．２００％以下、より好ましくは０．１００％以下、さらに好ましくは０．０５０％以下である。
０．５０　≦　［Ｃ］＋［Ｍｎ］／５　≦０．６８　・・・（１）
　ＣおよびＭｎが過剰になると、粗大な炭化物およびＭｎＳが増加し、穴広げ性が低下する。一方、ＣおよびＭｎが過少になると、７８０ＭＰａ以上のＴＳが得られないおそれがある。そのため、［Ｃ］＋［Ｍｎ］／５について、上掲式（１）の関係を満足させる。［Ｃ］＋［Ｍｎ］／５は、好ましくは０．５１以上、より好ましくは０．５２以上である。また、［Ｃ］＋［Ｍｎ］／５は、好ましくは０．６７以下、より好ましくは０．６６以下である。
　なお、［Ｃ］および［Ｍｎ］はそれぞれ、下地鋼板の成分組成のＣおよびＭｎの含有量（質量％）である。
　以上、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の基本成分組成について説明したが、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板は、上記基本成分を含有し、上記基本成分以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板は、上記基本成分を含有し、残部は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。本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板には、上記基本成分に加え、任意添加元素として、以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有させてもよい。
　Ｖ：０．４５％以下、
　Ｂ：０．０１０％以下、
　Ｃｒ：１．０％以下、
　Ｎｉ：１．０％以下、
　Ｍｏ：１．０％以下、
　Ｓｂ：０．１％以下、
　Ｓｎ：０．１％以下、
　Ｃｕ：１．０％以下、
　Ｔａ：０．１％以下、
　Ｗ：０．２％以下、
　Ｍｇ：０．０１％以下、
　Ｚｎ：０．０２％以下、
　Ｃｏ：０．０２％以下、
　Ｚｒ：０．２％以下、
　Ｃａ：０．０２％以下、
　Ｓｅ：０．０２％以下、
　Ｔｅ：０．０２％以下、
　Ｇｅ：０．０２％以下、
　Ａｓ：０．０５％以下、
　Ｓｒ：０．０２％以下、
　Ｃｓ：０．０２％以下、
　Ｈｆ：０．０２％以下、
　Ｐｂ：０．０２％以下、
　Ｂｉ：０．０２％以下および
　ＲＥＭ：０．０２％以下
　なお、上記の任意添加元素は、上記の上限量以下で含有していれば、本発明の効果が得られるため、下限は特に設けない。なお、上記の任意添加元素を後述する好適な下限値未満で含む場合、当該元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
Ｖ：０．４５％以下
　Ｖは、ＮｂやＴｉと同様、熱間圧延工程や焼鈍工程において、微細な析出物、例えば、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。また、Ｖは、水素のトラップサイトとなる微細な析出物の形成によって下地鋼板の拡散性水素量を低減し、穴広げ性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｖ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｖ含有量が０．４５％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、延性が低下するおそれがある。したがって、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．４５％以下が好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。
Ｂ：０．０１０％以下
　Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することにより、焼入れ性を高める元素である。また、Ｂは、焼鈍工程の後の冷却工程におけるフェライトの生成および粒成長を制御する元素である。このような効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上にすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００２％以上である。一方、Ｂ含有量が０．０１０％を超えると、ＢＮ等の窒化物系析出物の量が過剰となるため、延性が低下するおそれがある。したがって、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は０．０１０％以下が好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００３０％以下である。
Ｃｒ：１．０％以下
　Ｃｒは、焼入れ性を高めてマルテンサイトの生成を促し、これにより、ＴＳを上昇させる元素である。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量を０．０００５％以上にすることが好ましい。また、Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、マルテンサイトの面積率が増加し、延性が低下するおそれがある。したがって、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量は１．０％以下が好ましい。また、Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．６０％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。
Ｎｉ：１．０％以下
　Ｎｉは、焼入れ性を高めてマルテンサイトの生成を促し、これにより、ＴＳを上昇させる元素である。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは、０．０２０％以上である。一方、Ｎｉの含有量が１．０％を超えると、マルテンサイトの面積率が増加し、延性が低下するおそれがある。したがって、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は１．０％以下が好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．５％以下である。
Ｍｏ：１．０％以下
　Ｍｏは、焼入れ性を高めてマルテンサイトの生成を促し、これにより、ＴＳを上昇させる元素である。また、Ｍｏは、水素のトラップサイトとなる微細な析出物の形成によって下地鋼板の拡散性水素量を低減し、穴広げ性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１０％以上にすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは、０．０３０％以上である。一方、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、マルテンサイトの面積率が増加し、所望の延性が得られない場合がある。したがって、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は１．０％以下が好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．３％以下である。
Ｓｂ：０．１％以下
　Ｓｂは、焼鈍中の鋼板表面近傍でのＣの拡散を抑制し、鋼板表面近傍における軟質層の形成を制御するために有効な元素である。鋼板表面近傍において軟質層が過度に増加すると、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難な場合がある。そのため、Ｓｂ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｓｂ含有量が０．１％を超えると、鋳造性が低下する。したがって、Ｓｂを含有させる場合、Ｓｂ含有量は０．１％以下が好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０６％以下、さらに好ましくは０．０４％以下である。
Ｓｎ：０．１％以下
　Ｓｎは、鋼板表面近傍での酸化や窒化を抑制し、それによる鋼板表面近傍でのＣやＢの含有量の低下を抑制する。これにより、鋼板表面近傍において過度にフェライトが生成することが抑制され、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることに寄与する。このような観点から、Ｓｎ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。ただし、Ｓｎ含有量が０．１％を超えると、鋳造性が低下する。したがって、Ｓｎを含有させる場合、Ｓｎ含有量は０．１％以下が好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０４％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。
Ｃｕ：１．０％以下
　Ｃｕは、焼入れ性を高めてマルテンサイトの生成を促し、これにより、ＴＳを上昇させる元素である。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると、マルテンサイトの面積率が過度に増加して延性を低下させるおそれがある。また、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合があり、このような粗大な析出物や介在物が、延性を低下させるおそれもある。したがって、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は１．０％以下が好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．２％以下である。
Ｔａ：０．１％以下
　Ｔａは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶと同様に、熱間圧延工程や焼鈍工程において、微細な析出物、例えば、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。加えて、Ｔａは、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成する。これにより、析出物の粗大化を抑制し、析出強化を安定化させる。これにより、ＴＳをさらに向上させる。このような効果を得るためには、Ｔａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｔａ含有量が０．１％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合、粗大な析出物や介在物が、延性、さらには穴広げ性を低下させる場合がある。したがって、Ｔａを含有させる場合、Ｔａ含有量は０．１％以下が好ましい。Ｔａ含有量は、より好ましくは０．０５％以下である。
Ｗ：０．２％以下
　Ｗは、ＴｉおよびＮｂと同様に、熱間圧延工程や焼鈍工程において、微細な析出物、例えば、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。また、Ｗは、水素のトラップサイトとなる微細な析出物の形成によって下地鋼板の拡散性水素量を低減し、穴広げ性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｗ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｗ含有量が０．２％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、延性の低下を招く。したがって、Ｗを含有させる場合、Ｗ含有量は０．２％以下が好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。
Ｍｇ：０．０１％以下
　Ｍｇは、硫化物や酸化物などの介在物の形状を球状化して鋼板の穴広げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。ただし、Ｍｇ含有量が０．０１％を超えると、表面品質が低下する。したがって、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．０１％以下が好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００１％以下である。
Ｚｎ：０．０２％以下
　Ｚｎは、介在物の形状を球状化して鋼板の穴広げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｚｎ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｚｎ含有量が０．０２％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、却って穴広げ性の低下を招く場合がある。したがって、Ｚｎを含有させる場合、Ｚｎ含有量は０．０２％以下が好ましい。
Ｃｏ：０．０２％以下
　Ｃｏは、Ｚｎと同様、介在物の形状を球状化して鋼板の穴広げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｏ含有量が０．０２％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、却って穴広げ性の低下を招く場合がある。したがって、Ｃｏを含有させる場合、Ｃｏ含有量は０．０２％以下が好ましい。
Ｚｒ：０．２％以下
　Ｚｒは、旧オーステナイト粒の微細化を通じて高強度化に寄与する。また、Ｚｒは、旧オーステナイト粒の微細化によるマルテンサイトやベイナイトの内部構造単位であるブロックサイズ、ベイン粒径等の低減を通じて高強度化に寄与する。さらに、Ｚｒは、鋳造性を改善する。このような効果を得るためには、Ｚｒ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。ただし、Ｚｒを多量に添加すると、スラブ加熱工程において未固溶で残存するＺｒＮ系やＺｒＳ系の粗大な析出物が増加し、延性が低下する。したがって、Ｚｒを含有させる場合、Ｚｒ含有量は０．２％以下が好ましい。Ｚｒ含有量は、より好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０１％以下である。
Ｃａ：０．０２％以下
　Ｃａは、鋼中で介在物として存在する。ここで、Ｃａ含有量が０．０２％を超えると、粗大な介在物が多量に生成して延性および穴広げ性が低下するおそれがある。また、表面品質も劣化する。したがって、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０２％以下が好ましい。なお、Ｃａ含有量の下限は特に限定されるものではない。Ｃａ含有量は、例えば、０．０００５％以上が好ましい。また、生産技術上の制約から、Ｃａ含有量は０．００１０％以上がさらに好ましい。
Ｓｅ：０．０２％以下、Ｔｅ：０．０２％以下、Ｇｅ：０．０２％以下、Ａｓ：０．０５％以下、Ｓｒ：０．０２％以下、Ｃｓ：０．０２％以下、Ｈｆ：０．０２％以下、Ｐｂ：０．０２％以下、Ｂｉ：０．０２％以下およびＲＥＭ：０．０２％以下
　Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭはいずれも、鋼板の穴広げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００１％以上が好ましい。一方、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭの含有量がそれぞれ０．０２％を超えると、また、Ａｓの含有量が０．０５％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、却って穴広げ性が低下する場合がある。したがって、これらの元素を含有させる場合、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０２％以下、Ａｓの含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。なお、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭは、それぞれ単独で含有させてもよいし、複合して含有させてもよい。
　上記の元素以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　つぎに、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の鋼組織について説明する。
　本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の鋼組織は、
　下地鋼板の板厚１／４位置において、フェライトおよびベイナイトの１種または２種の面積率：合計で２０％以上９０％以下、ならびに、マルテンサイトの面積率：１０％以上８０％以下であり、
　圧延方向長さ：１５０μｍ以上のＭｎＳ粒子群の数密度が７個／ｍｍ２以下であり、
　ＭＣ／ＭＱが０．８５以上２．００以下であり、ＭＣおよびＭＱはそれぞれ、下地鋼板の板厚１／２位置および板厚１／４位置におけるマルテンサイトの面積率である、
鋼組織である。
　以下、それぞれの限定理由について説明する。なお、各相の面積率は、鋼組織全体の面積に対して各相が占める面積の割合である。
フェライトおよびベイナイトの１種または２種の合計の面積率（以下、フェライトおよびベイナイトの合計面積率ともいう）：２０％以上９０％以下
　フェライトおよびベイナイトは軟質であるため、優れた延性を得るうえで有効である。所望の延性を得るために、フェライトおよびベイナイトの合計面積率を２０％以上とする。一方、フェライトおよびベイナイトの面積率が過剰になると、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難となる。そのため、フェライトおよびベイナイトの合計面積率を９０％以下とする。フェライトおよびベイナイトの合計面積率は、好ましくは２５％以上、より好ましくは３０％以上である。また、フェライトおよびベイナイトの合計面積率は、好ましくは７５％以下、より好ましくは６５％以下である。なお、フェライトおよびベイナイトはそれぞれ単独で含有されていてもよく、これらの両方が含有されていてもよい。
マルテンサイトの面積率：１０％以上８０％以下
　マルテンサイトは硬質であり、鋼板の高強度化に必要な組織である。ここで、マルテンサイトの面積率が１０％未満になると、所望のＴＳが得られない。一方、マルテンサイトの面積率の過度の増加は、延性の低下の原因となる。したがって、マルテンサイトの面積率は１０％以上８０％以下とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは２０％以上、より好ましくは３０％以上である。また、マルテンサイトの面積率は、好ましくは７５％以下、より好ましくは６０％以下である。
　なお、マルテンサイトとは、マルテンサイト変態点（単にＭｓ点ともいう。）以下でオーステナイトから変態することにより生成する硬質な組織である。また、マルテンサイトは、焼入れままのいわゆるフレッシュマルテンサイトと、該フレッシュマルテンサイトが焼戻されたいわゆる焼戻しマルテンサイトとの両方を含む。
　また、下地鋼板の鋼組織には、残留オーステナイトが含まれていてもよい。残留オーステナイトは、強度と延性のバランスを向上させる。ただし、残留オーステナイトが過剰になると、例えば、鋼板を部品に成形する際に、残留オーステナイトがマルテンサイト変態し、割れの起点が増加する。そのため、残留オーステナイトの面積率は、好ましくは２０％以下、より好ましくは１５％以下、さらに好ましくは１０％以下である。残留オーステナイトの面積率は０％であってもよい。
　なお、残留オーステナイトとは、オーステナイトからフェライト、マルテンサイト、ベイナイトまたはその他の金属相に変態せずに残ったオーステナイトである。また、残留オーステナイトは、例えば、オーステナイト中にＣ等の元素が濃化することによりマルテンサイト変態点が室温以下となることで、生成する（オーステナイトが変態せずに残留する）。
　なお、上記以外の残部組織の面積率は１０％以下とすることが好ましい。残部組織の面積率は、より好ましくは５％以下である。また、残部組織の面積率は０％であってもよい。
　なお、残部組織としては、特に限定されず、例えば、パーライト、および、セメンタイトなどの炭化物が挙げられる。なお、残部組織の種類は、例えば、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）による観察で確認することができる。なお、パーライトは、比較的高温でオーステナイトから生成し、層状のフェライトとセメンタイトからなる組織である。
　ここで、フェライトおよびベイナイトの合計面積率、ならびに、マルテンサイトの面積率は、下地鋼板の板厚１／４位置において、以下のように測定する。
　すなわち、亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるように、亜鉛めっき鋼板から試料を切り出す。ついで、ダイヤモンドペーストを用いて試料の観察面を研磨し、ついで、アルミナを用いて試料の観察面を仕上げ研磨する。ついで、試料の観察面をナイタールでエッチングし、組織を現出させる。そして、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）により、倍率：１５００倍の条件で、試料の観察面を５視野観察する。ついで、得られた組織画像から、Ａｄｏｂｅ　Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ　Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて以下の領域を色分け（画定）する。そして、ポイントカウンティング法により、フェライトおよびベイナイトの合計面積率、ならびに、マルテンサイトの面積率を算出する。具体的には、各ＳＥＭ像の実長さ：８２μｍ×５７μｍの領域において、４．８μｍの間隔で１６×１５の格子点を設置する。ついで、フェライトおよびベイナイト、ならびに、マルテンサイト上の格子点の数をそれぞれ数える。ついで、フェライトおよびベイナイト、ならびに、マルテンサイト上の格子点の数をそれぞれ、全ての格子点の数で除し、１００を乗じることにより、フェライトおよびベイナイトの合計面積率、ならびに、マルテンサイトの面積率を算出する。
フェライト：黒色を呈した領域であり、形態は塊状である。また、フェライトは、ＢＣＣ格子の結晶粒からなる組織である。フェライトは、比較的高温においてオーステナイトからの変態により生成する。
ベイナイト：黒色から濃い灰色を呈した領域であり、形態は塊状や不定形などである。また、ベイナイトは、上述したように、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な組織である。ベイナイトは、比較的低温（Ｍｓ点以上）でオーステナイトから生成する。また、ベイナイトは、炭化物を比較的少数内包する。
マルテンサイト：白色から薄い灰色を呈した領域である。また、マルテンサイトは、上述したように、Ｍｓ点以下でオーステナイトから変態することにより生成する硬質な組織である。マルテンサイトは、焼入れままのいわゆるフレッシュマルテンサイトと、該フレッシュマルテンサイトが焼戻されたいわゆる焼戻しマルテンサイトとの両方を含む。
　また、残留オーステナイトの面積率は、下地鋼板の板厚１／４位置において、以下のように測定する。
　すなわち、下地鋼板を板厚方向（深さ方向）に板厚の１／４位置まで機械研削した後、シュウ酸による化学研磨を行い、観察面とする。ついで、観察面を、Ｘ線回折法により観察する。入射Ｘ線にはＣｏＫα線を使用し、ｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）および（２２０）各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）、（２２０）および（３１１）各面の回折強度の比を求める。ついで、各面の回折強度の比から、残留オーステナイトの体積率を算出する。そして、残留オーステナイトが三次元的に均質であるとみなして、残留オーステナイトの体積率を、残留オーステナイトの面積率とする。
　さらに、残部組織の面積率は、１００％から上記のようにして求めたフェライトおよびベイナイトの合計面積率、マルテンサイトの面積率、ならびに、残留オーステナイトの面積率を減じることにより求める。
　［残部組織の面積率（％）］＝１００－［フェライトおよびベイナイトの合計面積率（％）］－［マルテンサイトの面積率（％）］－［残留オーステナイトの面積率（％）］
圧延方向長さ：１５０μｍ以上のＭｎＳ粒子群（以下、単にＭｎＳ粒子群ともいう）の数密度：７個／ｍｍ２以下
　下地鋼板の板厚中心近傍の粗大なＭｎＳは、亜鉛めっき鋼板に打ち抜きによる穴あけ加工を施す際に微小なき裂が発生する要因となる。また、このような粗大なＭｎＳは、プレス成形時の応力集中の要因となる。特に、圧延方向に伸展した粗大なＭｎＳや、複数のＭｎＳの粒子が点列状に近接して存在すると、上記の悪影響が顕著となる。すなわち、ＭｎＳ粒子群の数密度を抑制することが、優れた穴広げ性を得るうえで重要となる。そのため、ＭｎＳ粒子群の数密度は７個／ｍｍ２以下とする。ＭｎＳ粒子群の数密度は、好ましくは５個／ｍｍ２以下、３個／ｍｍ２以下である。ＭｎＳ粒子群の数密度は０個／ｍｍ２であってもよい。
　ここで、ＭｎＳ粒子群は、１個以上の長軸：０．３μｍ以上のＭｎＳ粒子により構成される。また、２個以上のＭｎＳ粒子で構成される場合には、最も近接する長軸：０．３μｍ以上のＭｎＳ粒子間の距離を１０μｍ以下とする。すなわち、あるＭｎＳ粒子（以下、当該ＭｎＳ粒子ともいう）について、当該ＭｎＳ粒子と、当該ＭｎＳ粒子に最も近接する長軸：０．３μｍ以上のＭｎＳ粒子（以下、最近接ＭｎＳ粒子ともいう）との間の距離が１０μｍ以下であれば、当該ＭｎＳ粒子と最近接ＭｎＳ粒子とは、同じＭｎＳ粒子群に属するものと判断する。
　また、ＭｎＳ粒子群の数密度は、以下のようにして求める。
　すなわち、亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるように、亜鉛めっき鋼板から試料を切り出す。ついで、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）により、倍率：１５００倍の条件で、下地鋼板の板厚１／２位置が中心となるように試料の観察面を観察し、反射電子像を得る。ついで、ｐｈａｓｅ　ｍａｐを用いて、ＩｍａｇｅＪにより画像解析し、粒子解析機能により、観察される各ＭｎＳ粒子の長軸および重心位置を求める。参考のため、図１に観察画像の一例を示す。観察画像において、圧延方向に進展した白色の領域がＭｎＳ粒子である。なお、当該領域には、ＭｎＳに加えて、ＴｉＳ、Ｔｉ（Ｃ、Ｓ）等の析出物や介在物が含まれる場合があるが、これらもＭｎＳ粒子とみなして、以下の測定を行えばよい。ついで、観察されたＭｎＳ粒子のうち、長軸：０．３μｍ以上のＭｎＳ粒子について、それぞれ最も近接する長軸：０．３μｍ以上のＭｎＳ粒子との距離（粒子の重心間距離）から、長軸：０．３μｍ以上の各ＭｎＳ粒子が、いずれのＭｎＳ粒子群に属するかを決定する。そして、各ＭｎＳ粒子群について、圧延方向長さを測定し、圧延方向長さ：１５０μｍ以上のＭｎＳ粒子群の数をカウントする。なお、ＭｎＳ粒子群が、２個以上のＭｎＳ粒子で構成される場合、ＭｎＳ粒子群の圧延方向長さは、ＭｎＳ粒子群の圧延方向両端に位置するＭｎＳ粒子同士の圧延方向外端部間の圧延方向長さとなる。また、ＭｎＳ粒子群が１個のＭｎＳ粒子で構成される場合、ＭｎＳ粒子群の圧延方向長さは、このＭｎＳ粒子の圧延方向長さとなる。ついで、圧延方向長さ：１５０μｍ以上のＭｎＳ粒子群の数を、観察領域の面積（約１．６ｍｍ２（板厚方向：６５０μｍ、圧延方向：２５００μｍの領域））で除することにより、ＭｎＳ粒子群の数密度を求める。
ＭＣ／ＭＱ：０．８５以上２．００以下
　下地鋼板の板厚１／２位置におけるマルテンサイトの面積率と、板厚１／４位置におけるマルテンサイトの面積率との差を低減する。これにより、穴広げ性が向上する。また、高いＹＲが得られる。ここで、ＭＣ／ＭＱが０．８５未満、または、２．００超になると、下地鋼板の板厚１／２位置と板厚１／４位置とで強度差が大きくなり、打抜き加工時の割れの起点が生じやすい。そのため、ＭＣ／ＭＱを０．８５以上２．００以下とする。ＭＣ／ＭＱは、好ましくは０．９０以上、より好ましくは０．９５以上である。また、ＭＣ／ＭＱは、好ましくは１．９０以下、より好ましくは１．８０以下である。なお、ＭＣ／ＭＱは、下地鋼板の板厚方向の鋼組織が均一となる１．００近傍が最も好ましい。
　ここで、ＭＣ／ＭＱは、以下のようにして求める。
　すなわち、上記した下地鋼板の板厚１／４位置におけるマルテンサイトの面積率の測定と同じ要領で、下地鋼板の板厚１／２位置においてマルテンサイトの面積率を測定する。そして、下地鋼板の板厚１／２位置および板厚１／４位置におけるマルテンサイトの面積率をそれぞれＭＣおよびＭＱとして、ＭＣをＭＱで除することにより、ＭＣ／ＭＱを求める。
下地鋼板の拡散性水素量：０．５０質量ｐｐｍ以下
　優れた穴広げ性を得る観点から、下地鋼板に含まれる拡散性水素量を０．５０質量ｐｐｍ以下とする。また、下地鋼板の拡散性水素量は、好ましくは０．４５質量ｐｐｍ以下、より好ましくは０．４０質量ｐｐｍ以下、さらに好ましくは０．３５質量ｐｐｍ以下である。なお、下地鋼板の拡散性水素量の下限は特に限定されず、０質量ｐｐｍであってもよい。ただし、下地鋼板の拡散性水素量は、生産技術上の制約から、０．０１質量ｐｐｍ以上が好ましい。
　ここで、下地鋼板の拡散性水素量は、以下のようにして測定する。
　すなわち、亜鉛めっき鋼板から長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取し、ルータ（精密グラインダー）により亜鉛めっき層を除去する。ついで、昇温脱離分析法により、試験片から放出される水素量を測定する。具体的には、試験片を、２５℃から３００℃までを昇温速度２００℃／ｈで連続加熱した後、室温まで冷却する。この際、当該連続加熱における２５℃から２１０℃までの温度域で、試験片から放出される水素量（積算水素量）を測定する。そして、測定した水素量を、試験片（亜鉛めっき層除去後で、連続加熱前の試験片）の質量で除し、質量ｐｐｍ単位に換算した値を、下地鋼板の拡散性水素量とする。
　なお、亜鉛めっき鋼板を成形加工（打ち抜き加工および伸びフランジ成形等）や接合加工した後の製品（部材）については、一般的な使用環境おかれた該製品から試験片を切り出して上記と同様の要領で下地鋼板部分の拡散性水素量を測定し、その値が０．５０質量ｐｐｍ以下であれば、成形加工や接合加工をする前の素材段階の亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の拡散性水素量も０．５０質量ｐｐｍ以下であったとみなせる。
　つぎに、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層について説明する。亜鉛めっき層は、鋼板の一方の表面のみに設けてもよく、両面に設けてもよい。なお、亜鉛めっき層は、Ｚｎを主成分（Ｚｎ含有量が５０．０質量％以上）とするめっき層を指す。亜鉛めっき層としては、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層を例示できる。なお、亜鉛めっき層を有する鋼板は、亜鉛めっき鋼板ということもできる。また、上述した溶融亜鉛めっき層および合金化溶融亜鉛めっきを有する鋼板は、それぞれ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）ということもできる。
　ここで、溶融亜鉛めっき層は、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およびＲＥＭからなる群から選ばれる１種または２種以上の元素を合計で０．０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は、例えば、Ｚｎと、２０質量％以下のＦｅ、０．００１質量％以上１．０質量％以下のＡｌにより構成することが好適である。また、合金化溶融亜鉛めっき層には、任意に、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＢｉおよびＲＥＭからなる群から選ばれる１種または２種以上の元素を合計で０．０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１２．０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、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。
　つぎに、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の機械特性について、説明する。
引張強さ（ＴＳ）：７８０ＭＰａ以上
　本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の引張強さは、７８０ＭＰａ以上である。本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の引張強さの上限は、特に限定されない。ただし、例えば、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の引張強さは、１１８０ＭＰａ未満が好ましい。
　なお、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の降伏応力（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）および限界穴広げ率（λ）については上述したとおりである。また、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）および限界穴広げ率（λ）は、実施例において後述する要領で測定する。
　また、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の板厚は、好ましくは０．５ｍｍ以上３．５ｍｍ以下である。
［２］部材
　つぎに、本発明の一実施形態に従う部材について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う部材は、上記の亜鉛めっき鋼板を用いてなる（素材とする）部材である。例えば、素材である亜鉛めっき鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする。
　ここで、上記の亜鉛めっき鋼板は、ＴＳ：７８０ＭＰａ以上であり、かつ、高いＹＳ、優れた延性および優れた穴広げ性を有する。そのため、本発明の一実施形態に従う部材は、高強度であり、自動車分野で使用される複雑形状部材に適用して特に好適である。
［３］亜鉛めっき鋼板の製造方法
　つぎに、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の製造方法について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の製造方法は、
　上記の成分組成を有する鋼スラブを、
　３００℃から１２２０℃までの温度域での平均加熱速度：０．５℃／秒以下、
　スラブ加熱温度：１２２０℃以上、および
　スラブ加熱時間：１．０時間以上
の条件で加熱する、スラブ加熱工程と、
　ついで、前記鋼スラブに、
　仕上げ圧延終了温度：８４０℃以上１０００℃以下、
　仕上げ圧延終了温度から７００℃までの温度域での平均冷却速度：５℃／秒以上、および
　巻取温度：６２０℃以下、
の条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板を得る、熱間圧延工程と、
　ついで、前記熱延鋼板に、
　圧下率：２０％以上８０％以下
の条件で冷間圧延を施し、冷延鋼板を得る、冷間圧延工程と、
　ついで、前記冷延鋼板を、
　６００℃から７５０℃までの温度域での平均昇温速度：１℃／秒以上
の条件で昇温する、昇温工程と、
　ついで、前記冷延鋼板を、
　焼鈍温度：７５０℃以上９２０℃以下、
　焼鈍時間：１秒以上３０秒以下、および、
　雰囲気水素濃度：１０体積％未満
の条件で焼鈍する、焼鈍工程と、
　ついで、前記冷延鋼板を、
　焼鈍温度－３０℃から６００℃までの温度域での平均冷却速度：５℃／秒以上２００℃／秒以下
の条件で冷却する、冷却工程と、
　ついで、前記冷延鋼板に亜鉛めっき処理を施す、亜鉛めっき処理工程と、を有するものである。
　なお、上記の各温度は、特に説明がない限り、鋼スラブおよび鋼板の表面温度を意味する。
　まず、上記の成分組成を有する鋼スラブを準備する。例えば、鋼素材を溶製して上記の成分組成を有する溶鋼とする。溶製方法は特に限定されず、転炉溶製や電気炉溶製等、公知の溶製方法を用いることができる。ついで、得られた溶鋼を固めて鋼スラブとする。溶鋼から鋼スラブを得る方法は特に限定されない。例えば、連続鋳造法、造塊法または薄スラブ鋳造法等を用いることができる。マクロ偏析を防止する観点から、連続鋳造法が好ましい。
［スラブ加熱工程］
　ついで、鋼スラブを加熱する。この際、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の製造方法では、以下の条件を満足させることが重要である。
３００℃から１２２０℃までの温度域での平均加熱速度：０．５℃／秒以下
　鋼スラブを鋳造後、鋼スラブを３００℃以下となるまで冷却する。ついで、鋼スラブを、３００℃から１２２０℃までの温度域での平均加熱速度（以下、スラブ加熱速度ともいう）を０．５℃／秒以下として加熱する。これにより、鋳造時に生成した粗大なＭｎＳやＮｂおよびＴｉ系の炭窒化物などの析出物や介在物（以下、単に析出物ともいう）を固溶し、割れの起点になり得る粗大な析出物を低減することができる。また、連続鋳造時に生じたＭｎ偏析を低減し、下地鋼板の板厚方向におけるマルテンサイトの面積率の均一化に大きく寄与する。これにより、最終製品となる亜鉛めっき鋼板の穴広げ性が向上する。そのため、スラブ加熱速度は０．５℃／秒以下とする。スラブ加熱速度は、好ましくは０．４℃／秒以下、より好ましくは０．３℃／秒以下である。スラブ加熱速度は、特に限定されない。ただし、スラブ加熱速度を０．１℃／秒未満にしても効果が飽和する。そのため、スラブ加熱速度は、０．１℃／秒以上が好ましい。
　なお、スラブ加熱速度は、次式により算出する。
　スラブ加熱速度（℃／秒）＝（１２２０（℃）－３００（℃））／［鋼スラブの表面温度が３００℃から１２２０℃に到達するまでの時間（秒）］
スラブ加熱温度：１２２０℃以上
　スラブ加熱温度が１２２０℃以上になると、鋳造時に生成したＮｂおよびＴｉ系の粗大な析出物が十分に固溶する。これにより、粗大な析出物を低減することができる。その結果、最終製品となる亜鉛めっき鋼板の穴広げ性が向上する。そのため、スラブ加熱温度は１２２０℃以上とする。スラブ加熱温度は、好ましくは１２３０℃以上、より好ましくは１２４０℃以上である。スラブ加熱温度の上限は、特に限定されない。例えば、スラブ加熱温度は１４００℃以下が好ましい。なお、スラブ加熱温度は、スラブ加熱工程での鋼スラブの最高到達温度である。
スラブ加熱時間：１．０時間以上
　スラブ加熱温度を１２２０℃以上としてスラブ加熱時間を１．０時間以上にすると、鋳造時に生成したＮｂおよびＴｉ系の粗大な析出物が十分に固溶する。これにより、粗大な析出物を低減することができる。その結果、最終製品となる亜鉛めっき鋼板の穴広げ性が向上する。そのため、スラブ加熱時間は１．０時間以上とする。スラブ加熱時間は、好ましくは１．１時間以上、より好ましくは１．２時間以上である。スラブ加熱時間の上限は、特に限定されない。例えば、スラブ加熱時間は３．０時間以下が好ましい。なお、スラブ加熱時間は、１２２０℃以上の温度域での保持時間である。
［熱間圧延工程］
　ついで、鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板を得る。この熱間圧延工程では、以下の条件を満足させることが重要である。
仕上げ圧延終了温度：８４０℃以上１０００℃以下
　最終製品として得られる亜鉛めっき鋼板の下地鋼板において板厚方向のマルテンサイトの面積率を均一化する観点（以下、マルテンサイトの板厚方向均一化の観点ともいう）からは、熱延鋼板におけるＭｎ濃化（Ｍｎ濃度のバラつき）を抑制することが重要である。ここで、仕上げ圧延終了温度が８４０℃未満では、フェライトの生成が促進され、熱延鋼板の巻取前に過度にフェライトが生成する。これにより、未変態オーステナイトにＣが濃化する。未変態オーステナイトへの過度なＣの濃化は、パーライト変態を促進する。すなわち、熱間圧延後に得られる熱延鋼板の鋼組織において、パーライトが過度に生成する。パーライトはフェライトとセメンタイトの層状組織であり、Ｍｎはセメンタイトに濃化する。その結果、Ｍｎ濃度のバラつきが生じる。そのため、仕上げ圧延終了温度は８４０℃以上とする。仕上げ圧延終了温度は、好ましくは８５０℃以上である。一方、仕上げ圧延終了温度が過度に高くなると、後述する巻取温度までの冷却が困難になる場合がある。そのため、仕上げ圧延終了温度は１０００℃以下とする。仕上げ圧延終了温度は、好ましくは９５０℃以下、より好ましくは９２０℃以下である。
仕上げ圧延終了温度から７００℃までの温度域での平均冷却速度（以下、第１冷却速度ともいう）：５℃／秒以上
　上述したように、マルテンサイトの板厚方向均一化の観点からは、熱延鋼板におけるＭｎ濃化（Ｍｎ濃度のバラつき）を抑制することが重要である。ここで、第１冷却速度が遅くなると、冷却中におけるフェライトの生成量が過剰となり、未変態オーステナイトへのＣの濃化を招く。未変態オーステナイトへの過度なＣの濃化は、パーライト変態を促進する。すなわち、熱間圧延後に得られる熱延鋼板の鋼組織において、パーライトが過度に生成する。上述したように、パーライトはフェライトとセメンタイトの層状組織であり、Ｍｎはセメンタイトに濃化する。その結果、Ｍｎ濃度のバラつきが生じる。さらに、第１冷却速度が遅くなると、割れ発生の起点となり得るＮｂまたはＴｉの炭化物および窒化物といった析出物が粗大化する。そのため、第１冷却速度は５℃／秒以上とする。第１冷却速度は、好ましくは１０℃／秒以上、より好ましくは１５℃／秒以上である。第１冷却速度の上限は特に限定されるものではない。ただし、冷却設備の省エネルギーの観点から、第１冷却速度は１０００℃／秒以下とすることが好ましい。
巻取温度：６２０℃以下
　巻取温度が６２０℃超では、巻取時にパーライトが過度に多くなり、Ｍｎ濃化が促進される。巻取温度が低いほど、パーライトの生成量は減少するため、巻取温度は低い方が好ましい。したがって、巻取温度は６２０℃以下とする。巻取温度は、好ましくは６００℃以下、より好ましくは５８０℃以下である。一方、巻取温度が４００℃未満になると、鋼板が過度に硬質化して冷間圧延時の破断を引き起こす可能性がある。したがって、巻取温度は、好ましくは４００℃以上である。巻取温度は、より好ましくは４５０℃以上である。
　なお、熱延鋼板の表面に生成した１次スケールおよび２次スケールを除去するために、デスケーリングを適宜行ってよい。熱延鋼板を冷間圧延する前に、十分酸洗してスケールの残存を軽減するのがよい。また、冷間圧延時の荷重低減の観点から、任意に、熱延鋼板に熱延板焼鈍を施してもよい。
［冷間圧延工程］
　ついで、熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする。
圧下率：２０％以上８０％以下
　冷間圧延における圧下率は２０％以上とする。すなわち、圧下率が２０％未満では、焼鈍工程において鋼組織の粗大化や不均一が生じやすくなり、最終製品においてＴＳや穴広げ性が低下する。したがって、圧下率は２０％以上とする。一方、圧下率が８０％を超えると、鋼板の形状不良が生じやすくなる。また、焼鈍工程での温度ムラによる鋼組織の不均一や、亜鉛めっき付着量の不均一が生じるおそれもある。したがって、圧下率は８０％以下とする。圧下率は、好ましくは３０％以上である。また、圧下率は、好ましくは７０％以下である。
［昇温工程］
　ついで、冷延鋼板を、焼鈍温度まで昇温する。その際、６００℃から７５０℃までの温度域での平均昇温速度を適切に制御することが重要である。
６００℃から７５０℃までの温度域での平均昇温速度（以下、昇温速度ともいう）：１℃／秒以上
　昇温工程において冷延鋼板が６００℃から７５０℃の温度域（以下、昇温温度域ともいう）に滞留する時間が短いほど、下地鋼板の拡散性水素量が低減し、これにより、穴広げ性が向上する。ここで、昇温速度が１℃／秒未満では、昇温温度域での滞留時間が増加し、鋼中の拡散性水素量が増加する。その結果、穴広げ性が低下する。そのため、昇温速度は１℃／秒以上とする。昇温速度は、好ましくは２℃／秒以上、より好ましくは３℃／秒以上である。昇温速度の上限は、特に限定されない。昇温速度は、例えば、１５℃／秒以下が好ましい。昇温速度は、より好ましくは１２℃／秒以下、さらに好ましくは９℃／秒以下である。
［焼鈍工程］
　ついで、冷延鋼板を、焼鈍温度：７５０℃以上９２０℃以下、焼鈍時間：１秒以上３０秒以下および雰囲気水素濃度：１０体積％未満の条件で焼鈍する。
焼鈍温度：７５０℃以上９２０℃以下
　焼鈍温度が７５０℃未満の場合、フェライトとオーステナイトの二相域での加熱中におけるオーステナイトの生成割合が不十分になる。そのため、焼鈍後にフェライトの面積率が過度に増加して、所望のＴＳが得られない。一方、焼鈍温度が９２０℃を超えると、所望のフェライトおよびベイナイトの面積率が得られず、延性が低下する。したがって、焼鈍温度は７５０℃以上９２０℃以下とする。焼鈍温度は、好ましくは９００℃以下、より好ましくは８８０℃以下である。なお、焼鈍温度は、焼鈍工程での最高到達温度である。
焼鈍時間：１秒以上３０秒以下
　本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の製造方法では、下地鋼板の拡散性水素量を０．５０質量ｐｐｍ以下に低減するために、焼鈍時間は短いほどよい。また、ＮｂおよびＴｉ系の炭化物の粗大化を抑制するためにも、焼鈍時間は短い方が好ましい。そのため、焼鈍時間は３０秒以下とする。焼鈍時間は、好ましくは２５秒以下、より好ましくは２０秒以下、さらに好ましくは１５秒以下である。一方、焼鈍時間が１秒未満になると、粗大なＦｅ系析出物が溶解しないため、伸びが低下する。また、粗大なＭｎＳをできるだけ固溶させる観点からは、焼鈍時間が長い方が好ましい。したがって、焼鈍時間は１秒以上とする。焼鈍時間は、好ましくは３秒以上、より好ましくは５秒以上である。なお、焼鈍時間とは、焼鈍温度での保持時間である。
雰囲気水素濃度：１０体積％未満
　雰囲気水素濃度が１０体積％以上になると、下地鋼板の拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ超となり、穴広げ性が低下する。したがって、雰囲気水素濃度は１０体積％未満とする。雰囲気水素濃度は、好ましくは９体積％未満、より好ましくは８体積％未満である。雰囲気水素濃度の下限は特に限定されるものではない。ただし、雰囲気水素濃度が１体積％未満では、焼鈍工程の水素による還元効果が減少し、酸化物が下地鋼板の表面に生成する。その結果、めっき付着量が減少するおそれがある。そのため、雰囲気水素濃度は好ましくは１体積％以上である。雰囲気水素濃度は、より好ましくは２体積％以上である。
　なお、前述した昇温工程でも、焼鈍工程と同様、雰囲気水素濃度を１０体積％未満とすることが好ましい。
［冷却工程］
　ついで、上記のようにして焼鈍を施した冷延鋼板を、以下の条件で冷却する。
焼鈍温度－３０℃から６００℃までの温度域での平均冷却速度：５℃／秒以上２００℃／秒以下
　この冷却工程では、下地鋼板の拡散性水素量を０．５０質量ｐｐｍ以下に低減するため、冷却速度、特に、焼鈍温度－３０℃から６００℃までの温度域での平均冷却速度（以下、第２冷却速度ともいう）を適切に制御する必要がある。第２冷却速度が遅くなり過ぎると、高温での滞留時間が増加し、下地鋼板の拡散性水素量が増加する。そのため、第２冷却速度は５℃／秒以上とする。第２冷却速度は、好ましくは７℃／秒以上、より好ましくは９℃／秒以上である。一方で、第２冷却速度が２００℃／秒を超えると、焼鈍工程において冷延鋼板に侵入した拡散性水素が冷却中に脱離できず、下地鋼板の拡散性水素量が却って増大するおそれがある。そのため、第２冷却速度は２００℃／秒以下とする。第２冷却速度は、好ましくは１００℃／秒以下、より好ましくは７５℃／秒以下である。
　上記以外の条件は特に限定されない。例えば、冷却停止温度：４００℃以上６００℃以下として、任意に４００℃以上６００℃以下の温度域で１０秒以上１５０秒以下保持したのち、後述する亜鉛めっき処理工程を行えばよい。また、冷却停止温度：２５℃以上４００℃以下として、その後、冷却停止温度＋５０℃以上５５０℃以下の温度域に再加熱して任意に１０秒以上１５０秒以下保持したのち、後述する亜鉛めっき処理工程を行ってもよい。
［亜鉛めっき処理工程］
　ついで、冷延鋼板に亜鉛めっき処理を施し、亜鉛めっき鋼板を得る。亜鉛めっき処理としては、例えば、溶融亜鉛めっき処理および合金化溶融亜鉛めっき処理が挙げられる。処理条件は常法に従えばよい。
　例えば、溶融亜鉛めっき処理の場合、冷延鋼板を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬させた後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整することが好ましい。亜鉛めっき浴としては、前記した亜鉛めっき層の組成となれば特に限定されるものではないが、例えば、Ａｌ含有量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下であり、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる組成のめっき浴を用いることが好ましい。
　また、合金化溶融亜鉛めっき処理の場合、上記の要領で溶融亜鉛めっき処理を施した後、４５０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施すことが好ましい。合金化温度が４５０℃未満では、Ｚｎ－Ｆｅ合金化速度が過度に遅くなってしまい、合金化が困難となる場合がある。一方、合金化温度が６００℃を超えると、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、ＴＳおよび延性が低下する場合がある。したがって、合金化処理における合金化温度は４５０℃以上６００℃以下が好ましい。合金化処理における合金化温度は、より好ましくは４６０℃以上、さらに好ましくは４７０℃以上である。また、合金化処理における合金化温度は、より好ましくは５８０℃以下、さらに好ましくは５６０℃以下である。
　また、めっき付着量は、片面あたり２０ｇ／ｍ２以上８０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。なお、めっき付着量は、ガスワイピング等により調節することが可能である。
［調質圧延工程］
　また、上記のようにして得た亜鉛めっき鋼板に、さらに、調質圧延を施してもよい。この場合、形状矯正や表面粗度調整の目的に加え、高いＹＳを安定的に得る目的から、伸長率は０．１０％以上好ましい。伸長率は、より好ましくは０．１５％以上、さらに好ましくは０．２０％以上である。伸長率の上限は特に限定されない。ただし、伸長率が２．００％を超えると、ＹＳが過度に上昇し、亜鉛めっき鋼板を部材に成形する際の寸法精度が低下するおそれがある。そのため、伸長率は２．００％以下が好ましい。
　また、調質圧延は上述した各工程を行うための焼鈍装置と連続した装置上（オンライン）で行ってもよいし、各工程を行うための焼鈍装置とは不連続な装置上（オフライン）で行ってもよい。また、調質圧延の圧延回数は、１回でもよく、２回以上であってもよい。なお、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、レベラー等による圧延であっても構わない。
　なお、生産性の観点から、上記の焼鈍工程および亜鉛めっき処理工程などの一連の処理は、連続焼鈍ラインであるＣＡＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　Ａｎｎｅａｌｉｎｇ　Ｌｉｎｅ）や溶融亜鉛めっきラインであるＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ　Ｌｉｎｅ）で行うのが好ましい。溶融亜鉛めっき処理後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングが可能である。
　上記した以外の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。以上説明した本発明の一実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法によれば、高い強度と、高いＹＳと、優れた延性と、優れた穴広げ性と、を兼備する亜鉛めっき鋼板が得られ、該亜鉛めっき鋼板は、例えば、自動車部材に好適に用いることができる。
［４］部材の製造方法
　つぎに、本発明の一実施形態に従う部材の製造方法について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う部材の製造方法は、上記の亜鉛めっき鋼板に、成形加工および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、プレス成形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。
　表１に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を有する鋼素材を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。ついで、表２に示す条件で、鋼スラブを加熱し、ついで、鋼スラブに粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、熱延鋼板とした。なお、Ｎｏ．１４のスラブ加熱速度およびスラブ加熱時間はそれぞれ、３００℃からスラブ加熱温度に到達するまでの平均加熱速度、および、スラブ加熱温度での保持時間である。ついで、得られた熱延鋼板に、酸洗および表２に示す条件の冷間圧延を施し、冷延鋼板とした。ついで、得られた冷延鋼板に、表２に示す条件で、昇温工程、焼鈍工程、冷却工程および亜鉛めっき処理工程を行い、最終製品となる鋼板を得た。なお、明記していない条件は、常法に従うものとした。
　ここで、亜鉛めっき処理工程では、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＩともいう）または合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＡともいう）を得た。なお、表２では、亜鉛めっき処理工程の種類についても、「ＧＩ」および「ＧＡ」と表示している。
　ここで、溶融亜鉛めっき処理では、めっき浴は、Ａｌ：０．２０質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる組成とした。めっき浴温は４７０℃とした。めっき付着量は、片面あたり４５～７２ｇ／ｍ２（両面めっき）程度とした。また、最終的に得られたＧＩの亜鉛めっき層の組成は、Ｆｅ：０．１～１．０質量％、Ａｌ：０．２～１．０質量％であり、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなるものであった。
　また、合金化溶融亜鉛めっき処理では、めっき浴は、Ａｌ：０．１４質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる組成とした。めっき浴温は４７０℃とした。めっき付着量は、片面あたり４５ｇ／ｍ２（両面めっき）程度とした。合金化温度は５２０℃とした。また、最終的に得られたＧＡの亜鉛めっき層の組成は、Ｆｅ：７～１５質量％、Ａｌ：０．１～１．０質量％であり、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなるものであった。
　かくして得られた鋼板を用いて、上述した要領により、下地鋼板の鋼組織の同定、ＭｎＳ粒子群の数密度、ＭＣ／ＭＱ、および、拡散性水素量の測定を行った。測定結果を表３に示す。
　また、以下の要領により、引張試験および穴広げ試験を行い、以下の基準により、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）および限界穴広げ率（λ）を評価した。
・ＴＳ
　合格：７８０ＭＰａ≦ＴＳ
　不合格：ＴＳ＜７８０ＭＰａ
・ＹＳ
　合格：
　７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、４２０ＭＰａ≦ＹＳ
　９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、５５０ＭＰａ≦ＹＳ
　不合格：
　７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、ＹＳ＜４２０ＭＰａ
　９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、ＹＳ＜５５０ＭＰａ
・Ｅｌ
　合格：
　７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、１５％≦Ｅｌ
　９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、９％≦Ｅｌ
　不合格：
　７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、Ｅｌ＜１５％
　９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、Ｅｌ＜９％
・λ
　合格：２０％≦λ
　不合格：λ＜２０％
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して行った。すなわち、得られた亜鉛めっき鋼板から、長手方向が下地鋼板の圧延方向に対して直角となるようにＪＩＳ５号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、クロスヘッド速度が１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行い、ＴＳ、ＹＳおよびＥｌを測定した。結果を表３に併記する。
　穴広げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠して行った。すなわち、得られた亜鉛めっき鋼板から、１００ｍｍ×１００ｍｍの試験片を剪断加工により採取した。該試験片に、クリアランスを１２．５％として直径：１０ｍｍの穴を打ち抜いた。ついで、内径：７５ｍｍのダイスを用いて穴の周囲にしわ押さえ力：９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）を加えて試験片をおさえ、その状態で頂角：６０°の円錐ポンチを試験片の穴に押し込み、亀裂発生限界（亀裂発生時）における試験片の穴の直径を測定した。そして、次式により、限界穴広げ率：λ（％）を求めた。結果を表３に併記する。
　λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
　ここで、
　Ｄｆ：亀裂発生時の試験片の穴の直径（ｍｍ）
　Ｄ０：初期の試験片の穴の直径（ｍｍ）
である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３に示したように、発明例ではいずれも、ＴＳ、ＹＳ、Ｅｌおよびλの全てが合格であった。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いずれも、割れの発生なく目標とする形状を有し、ＴＳ、ＹＳ、Ｅｌおよびλの全てが合格基準に達していた。
　一方、比較例では、ＴＳ、ＹＳ、Ｅｌおよびλのうちの少なくとも１つが不合格ではあった。
　本発明によれば、高い強度と、高いＹＳと、優れた延性と、優れた穴広げ性と、を兼備する亜鉛めっき鋼板が得られる。また、当該亜鉛めっき鋼板は、複雑な形状となる自動車の骨格構造部材などの素材として、極めて有利に適用することができる。これにより、車体軽量化による燃費向上を図ることができるので、産業上の利用価値は極めて大きい。

Claims (10)

  1. 　下地鋼板と、該下地鋼板の表面の亜鉛めっき層と、を有する亜鉛めっき鋼板であって、
    　該下地鋼板は、
    　　質量％で、
    　　Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下、
    　　Ｓｉ：０．１％以上１．８％以下、
    　　Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下、
    　　Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    　　Ｓ：０．０５００％以下、
    　　Ａｌ：０．０１０％以上１．０００％以下、
    　　Ｎ：０．０１００％以下ならびに
    　　ＮｂおよびＴｉの１種または２種：合計で０．００５％以上０．２００％以下
    であり、
    　　以下の（１）式の関係を満足し、
    　　残部がＦｅおよび不可避的不純物である、
    　成分組成と、
    　　前記下地鋼板の板厚１／４位置において、フェライトおよびベイナイトの１種または２種の面積率：合計で２０％以上９０％以下、ならびに、マルテンサイトの面積率：１０％以上８０％以下であり、
    　　圧延方向長さ：１５０μｍ以上のＭｎＳ粒子群の数密度が７個／ｍｍ２以下であり、
    　　ＭＣ／ＭＱが０．８５以上２．００以下であり、ＭＣおよびＭＱはそれぞれ、前記下地鋼板の板厚１／２位置および板厚１／４位置におけるマルテンサイトの面積率である、
    鋼組織と、を有し、
    　前記下地鋼板の拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下であり、
    　引張強さが７８０ＭＰａ以上である、亜鉛めっき鋼板。
    　０．５０　≦　［Ｃ］＋［Ｍｎ］／５　≦０．６８　・・・（１）
    　ここで、［Ｃ］および［Ｍｎ］はそれぞれ、下地鋼板の成分組成のＣおよびＭｎの含有量（質量％）である。
  2. 　前記下地鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、
    　Ｖ：０．４５％以下、
    　Ｂ：０．０１０％以下、
    　Ｃｒ：１．０％以下、
    　Ｎｉ：１．０％以下、
    　Ｍｏ：１．０％以下、
    　Ｓｂ：０．１％以下、
    　Ｓｎ：０．１％以下、
    　Ｃｕ：１．０％以下、
    　Ｔａ：０．１％以下、
    　Ｗ：０．２％以下、
    　Ｍｇ：０．０１％以下、
    　Ｚｎ：０．０２％以下、
    　Ｃｏ：０．０２％以下、
    　Ｚｒ：０．２％以下、
    　Ｃａ：０．０２％以下、
    　Ｓｅ：０．０２％以下、
    　Ｔｅ：０．０２％以下、
    　Ｇｅ：０．０２％以下、
    　Ａｓ：０．０５％以下、
    　Ｓｒ：０．０２％以下、
    　Ｃｓ：０．０２％以下、
    　Ｈｆ：０．０２％以下、
    　Ｐｂ：０．０２％以下、
    　Ｂｉ：０．０２％以下および
    　ＲＥＭ：０．０２％以下
    のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記亜鉛めっき層が溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層である、請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板。
  4. 　前記亜鉛めっき層が溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層である、請求項２に記載の亜鉛めっき鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
  6. 　請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、
    　３００℃から１２２０℃までの温度域での平均加熱速度：０．５℃／秒以下、
    　スラブ加熱温度：１２２０℃以上、および
    　スラブ加熱時間：１．０時間以上
    の条件で加熱する、スラブ加熱工程と、
    　ついで、前記鋼スラブに、
    　仕上げ圧延終了温度：８４０℃以上１０００℃以下、
    　仕上げ圧延終了温度から７００℃までの温度域での平均冷却速度：５℃／秒以上、および
    　巻取温度：６２０℃以下、
    の条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板を得る、熱間圧延工程と、
    　ついで、前記熱延鋼板に、
    　圧下率：２０％以上８０％以下
    の条件で冷間圧延を施し、冷延鋼板を得る、冷間圧延工程と、
    　ついで、前記冷延鋼板を、
    　６００℃から７５０℃までの温度域での平均昇温速度：１℃／秒以上
    の条件で昇温する、昇温工程と、
    　ついで、前記冷延鋼板を、
    　焼鈍温度：７５０℃以上９２０℃以下、
    　焼鈍時間：１秒以上３０秒以下、および、
    　雰囲気水素濃度：１０体積％未満
    の条件で焼鈍する、焼鈍工程と、
    　ついで、前記冷延鋼板を、
    　焼鈍温度－３０℃から６００℃までの温度域での平均冷却速度：５℃／秒以上２００℃／秒以下
    の条件で冷却する、冷却工程と、
    　ついで、前記冷延鋼板に亜鉛めっき処理を施す、亜鉛めっき処理工程と、
    を有する、亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  7. 　前記亜鉛めっき処理が、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理である、請求項６に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  8. 　前記亜鉛めっき処理工程後、伸長率：０．１０％以上の調質圧延を行う、調質圧延工程をさらに有する、請求項６に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  9. 　前記亜鉛めっき処理工程後、伸長率：０．１０％以上の調質圧延を行う、調質圧延工程をさらに有する、請求項７に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  10. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工または接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する、部材の製造方法。
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