WO2024252888A1 - 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、ならびに、部材とその製造方法、および当該部材からなる自動車の骨格構造部品又は自動車の補強部品 - Google Patents

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秀和 南
裕二 田中
勇樹 田路
悠佑 和田
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to hot-dip galvanized steel sheets and their manufacturing methods, components and their manufacturing methods, and automotive structural components or automotive reinforcing components made of said components.
  • high-strength steel sheets used in automobile structural components are required to have high component strength when formed into automobile structural components.
  • YS/TS x 100 hereafter also referred to as YR
  • hot-dip galvanized steel sheets obtained by hot-dip galvanizing may be used for steel sheets used as materials for the frame structural parts of automobiles.
  • Patent Document 1 describes a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more, comprising a base steel sheet and a hot-dip galvanized layer formed on the surface of the base steel sheet, the base steel sheet containing, by mass%, C: 0.050% to 0.200%, Si: 0.10% to 0.90%, Mn: 2.00% to 3.50%, P: 0.001% to 0.100%, S: 0.0200% or less, Al: 1.000% or less, N: 0.0100% or less, Ca: 0.0200% or less, and Cr: 0.300% or less, and satisfying the relationship [%Mn]/[%Si] of 2.9 to 11.7.
  • the steel structure has an area ratio of one or two types selected from the group consisting of bainite and ferrite of 5% to 85% in total, an area ratio of tempered martensite of 65% or less, an area ratio of quenched martensite of 5% to 40% and an area ratio of retained austenite of 5.0% or less, a ratio of the amount of Si concentration to the amount of Mn concentration in the surface layer of the base steel sheet of 0.7 to 1.3, and the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet of 0.80 mass ppm or less.
  • [%Mn] and [%Si] respectively indicate the content (mass%) of Mn and Si in the steel. " is disclosed.
  • hot-dip galvanized steel sheets that have a high YR, stretch flangeability immediately after manufacturing, bendability immediately after manufacturing, and improved trim edge quality.
  • the present invention was developed in consideration of the above-mentioned current situation, and aims to provide a hot-dip galvanized steel sheet that has a high YR, high stretch flangeability immediately after production, and high bendability immediately after production, as well as improved trim edge quality.
  • the present invention also aims to provide a method for manufacturing the above-mentioned hot-dip galvanized steel sheet. Furthermore, the present invention also aims to provide a member made using the above-mentioned hot-dip galvanized steel sheet.
  • YR YR is 55% or more.
  • YR is calculated by the following formula (1).
  • YR YS/TS ⁇ 100...(1)
  • TS and YS are each measured in accordance with JIS Z 2241.
  • High stretch flangeability immediately after production means that the hole expansion ratio (hereinafter also simply referred to as ⁇ ) measured in accordance with JIS Z 2256 is 30% or more when measured 24 hours after production.
  • High bendability immediately after manufacture means that the crack length at the ridgeline of the bend apex of all samples after bending tests conducted in accordance with JIS Z 2248 (for details, see the description of the examples below) is 200 ⁇ m or less when measured 24 hours after manufacture.
  • the bending test is determined by conducting a V-block method with a bending angle of 90 degrees.
  • bending tests are conducted on five samples at an R where the value R/t obtained by dividing the bending radius (R) by the plate thickness (t) is approximately 4.5, that is, 4.3 to 4.7.
  • the crack length at the ridgeline of the bend apex of all five samples is evaluated, and if the crack length of all samples is 200 ⁇ m or less, it is determined that the sample has high bendability immediately after manufacture.
  • High trim edge quality means that no cracks are observed in the trim edges described in the examples below.
  • the present inventors have conducted extensive research in order to achieve the above object, and as a result have obtained the following findings.
  • the base steel sheet has a predetermined chemical composition and a steel structure containing a certain amount of martensite (quenched martensite, tempered martensite, and bainite), thereby obtaining a high YR.
  • a hot-dip galvanized steel sheet comprising a base steel sheet and a hot-dip galvanized layer on a surface of the base steel sheet, the base steel sheet containing, by mass%, C: 0.030% or more and 0.500% or less, Si: 0.01% or more and 2.50% or less, Mn: 0.10% or more and 5.00% or less, P: 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.100% or less, N: 0.0100% or less, and O: 0.0100% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities; and an area ratio of martensite is 30% or more at a 1/4 position of the sheet thickness of the base steel sheet, a microstructure in which an area ratio of ferrite is 70% or less and a volume ratio of retained austenite is 20.0% or less, a low-temperature region diffusible hydrogen
  • composition further contains, by mass%, at least one element selected from Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.200% or less, Ta: 0.10% or less, W: 0.10% or less, B: 0.0100% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Co: 0.010% or less, Ni: 1.00% or less, Cu: 1.00% or less, Sn: 0.200% or less, Sb: 0.200% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less, Zr: 0.100% or less, Te: 0.100% or less, Hf: 0.10% or less, and Bi: 0.200% or less.
  • element selected from Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.200% or less, Ta: 0.10% or less, W: 0.10% or less, B: 0.0100% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00%
  • a method for producing a hot-rolled galvanized steel sheet comprising the steps of: hot-rolling a steel slab having the component composition according to [1] or [2] to obtain a hot-rolled steel sheet; pickling the hot-rolled steel sheet to obtain a pickled sheet; cold-rolling the pickled sheet with a cumulative rolling reduction of 20% to 75% to obtain a cold-rolled steel sheet; annealing the cold-rolled steel sheet under an annealing temperature of 780°C or more; hot-dip galvanizing the cold-rolled steel sheet to obtain a plated steel sheet; cooling the plated steel sheet under an average cooling rate of 1.0°C/s or more in a temperature range of 250°C to 400°C; and processing the plated steel sheet to provide a uniaxial tensile strain of 0.1% or more in a surface layer.
  • a method for producing a component comprising a step of subjecting the hot-dip galvanized steel sheet according to any one of [1] to [3] to at least one of forming and joining to form a component.
  • the present invention provides a hot-dip galvanized steel sheet that has a high YR, high stretch flangeability and bendability, and improved trim edge quality. This high YR results in high component strength when applied to automotive structural components.
  • the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention has a variety of excellent properties and can be applied to automobile structural parts of various sizes and shapes. This can improve fuel efficiency by reducing the weight of the vehicle body, making it extremely valuable in industry.
  • C 0.030% or more and 0.500% or less
  • C is one of the important basic components of steel.
  • the area ratio of martensite and ferrite, the volume ratio of retained austenite, and the area ratio of the base steel sheet 24 hours after production are It is an important element that affects the amount of diffusible hydrogen in the low temperature region. If the C content is less than 0.030%, the area ratio of martensite decreases and the area ratio of ferrite increases, resulting in the desired YR.
  • the C content is 0.
  • the C content is preferably 0.030% or more and 0.500% or less.
  • the C content is preferably 0.080% or more.
  • the C content is preferably 0.400% or less.
  • the C content is more preferably 0.110% or more.
  • the C content is more preferably 0.350% or less.
  • Si 0.01% or more and 2.50% or less
  • Si is one of the important basic components of steel, and in particular, in the present disclosure, Si is an element that suppresses the formation of carbides during annealing and promotes the formation of retained austenite, thereby affecting the volume fraction of retained austenite.
  • Si forms an internal oxide layer on the surface of the steel sheet, and when strain is applied to the surface of the plated steel sheet, it induces cracks in the plating, so it is an important element that affects the number and density of cracks that penetrate the plating layer. In order to obtain such an effect, the Si content is set to 0.01% or more.
  • the Si content is preferably 0.01% or more and 2.50% or less.
  • the Si content is preferably 0.20% or more.
  • the Si content is preferably 2.00% or less.
  • the Si content is more preferably 0.01% or more and 2.50% or less.
  • the content is preferably 0.25% or more.
  • the Si content is more preferably 1.50% or less.
  • Mn 0.10% or more and 5.00% or less
  • Mn is one of the important basic components of steel, and in the present disclosure, it is an important element that affects the area ratio of martensite and ferrite, and the volume ratio of retained austenite.
  • strain When strain is applied to the plating layer of a plated steel sheet, it induces cracks in the plating, making it an important element that affects the number and density of cracks that penetrate the plating layer.
  • Mn content exceeds 5.00%, the fraction of martensite increases, and further, the fraction of quenched martensite increases.
  • the hydrogen content in the low-temperature region of the base steel sheet increases 24 hours after manufacture, resulting in a decrease in ⁇ and bendability, and a decrease in the quality of the trim edge. Therefore, the Mn content is set to 0.10% or more and 5.00% or less.
  • the Mn content is preferably set to 1.00% or more.
  • the Mn content is preferably set to 4.00% or less. % or less.
  • the Mn content is more preferably 2.00% or more, and more preferably 3.50% or less.
  • P 0.100% or less If P is excessive, it segregates at the prior austenite grain boundaries, embrittling the grain boundaries and reducing the ultimate deformability of the steel sheet, thereby reducing ⁇ and bendability. % or less.
  • the P content be 0.001% or more. Therefore, the P content is set to 0.100% or less.
  • the P content is preferably set to 0.001% or more.
  • the P content is preferably set to 0.070% or less. .
  • S 0.0200% or less
  • S exists as sulfide and reduces the ultimate deformability of steel, resulting in a decrease in ⁇ and bendability. Therefore, the S content must be 0.0200% or less.
  • the S content is preferably 0.0001% or more. Therefore, the S content is set to 0.0200% or less.
  • the content of S is preferably 0.0001% or more.
  • the content of S is preferably 0.0050% or less.
  • Al 0.100% or less
  • the Al content is set to 0.100%.
  • the lower limit of the Al content is not particularly specified, the Al content is set to 0.001% or less because it suppresses the formation of carbides during continuous annealing and promotes the formation of retained austenite. Therefore, the Al content is set to 0.100% or less.
  • the Al content is preferably set to 0.001% or more.
  • the Al content is preferably set to 0.050% or less. do.
  • N 0.0100% or less
  • N exists as a nitride and reduces the ultimate deformability of the steel sheet, resulting in a decrease in ⁇ and bendability. Therefore, the N content must be 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0005% or more. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less.
  • the content of N is preferably 0.0005% or more.
  • the content of N is preferably 0.0050% or less.
  • O exists as an oxide and reduces the ultimate deformability of the steel sheet, resulting in a decrease in ⁇ and bendability. Therefore, the O content must be 0.0100% or less. Although there is no particular lower limit for the content, due to restrictions in production technology, the O content is preferably 0.0001% or more. Therefore, the O content is set to 0.0100% or less. The content of O is preferably 0.0001% or more. The content of O is preferably 0.0050% or less.
  • the base steel sheet of the hot-dip galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention has a composition containing the above elements with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the base steel sheet according to one embodiment of the present invention has a composition containing the above elements with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • unavoidable impurities include Zn, Pb, and As. The inclusion of these impurities is acceptable as long as the total amount is 0.100% or less.
  • composition of the base steel sheet of the hot-dip galvanized steel sheet disclosed herein further comprises, by mass%, Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.200% or less, Ta: 0.10% or less, W: 0.10% or less, B: 0.0100% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less, Co: 0.010% or less, Cu: At least one element selected from the following may be contained alone or in combination: 1.00% or less, Sn: 0.200% or less, Sb: 0.200% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less, Zr: 0.100% or less, Te: 0.100% or less, Hf: 0.10% or less, and Bi: 0.200% or less.
  • Ti generates a large amount of coarse precipitates and inclusions, which reduces the ultimate deformability of the steel sheet, so that if the Ti content exceeds 0.200%, ⁇ and bendability are reduced.
  • the Ti content is set to 0.200% or less.
  • the lower limit of the Ti content is not particularly specified, by setting the Ti content to 0.001% or more, it is possible to prevent the occurrence of oxidative stress during hot rolling or continuous annealing. , forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides. This increases the strength of the steel sheet and allows the YR to be controlled within a desired range. For this reason, the Ti content is set to 0.001%. Therefore, when Ti is added, the Ti content is set to 0.200% or less.
  • the Ti content is preferably set to 0.001% or more.
  • the Ti content is preferably set to 0. The percentage shall be 100% or less.
  • Nb generates a large amount of coarse precipitates and inclusions, which reduces the ultimate deformability of the steel sheet, so that if the Nb content exceeds 0.200%, ⁇ and bendability are reduced.
  • the Nb content is set to 0.200% or less.
  • the lower limit of the Nb content is not particularly specified, by setting the Nb content to 0.001% or more, the Nb content can be reduced during hot rolling or continuous annealing. , and forms fine carbides, nitrides, or carbonitrides. This increases the strength of the steel sheet and allows the YR to be controlled within a desired range. For this reason, the Nb content is set to 0.001%. Therefore, when Nb is added, the Nb content is set to 0.200% or less.
  • the Nb content is preferably set to 0.001% or more.
  • the Nb content is preferably set to 0. The percentage shall be 100% or less.
  • V generates a large amount of coarse precipitates and inclusions, which reduces the ultimate deformability of the steel sheet, so that if the V content exceeds 0.200%, ⁇ and bendability are reduced.
  • the V content is set to 0.200% or less.
  • the lower limit of the V content is not particularly specified, by setting the V content to 0.001% or more, the V content can be reduced during hot rolling or continuous annealing. , forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides. This increases the strength of the steel sheet and allows the YR to be controlled within a desired range. For this reason, the V content is set to 0.001%. Therefore, when V is added, the V content is set to 0.200% or less.
  • the V content is preferably set to 0.001% or more.
  • the V content is preferably set to 0. The percentage shall be 100% or less.
  • Ta and W are each set to 0.10% or less.
  • the lower limits of the contents of Ta and W are not particularly specified, but fine carbides, nitrides or carbides may be generated during hot rolling or continuous annealing. Since this forms nitrides, and thus increases the strength of the steel sheet, the contents of Ta and W are preferably set to 0.01% or more. Therefore, when added, the contents of Ta and W are The Ta and W contents are each set to 0.10% or less.
  • the Ta and W contents are each set to 0.01% or more.
  • the Ta and W contents are each set to 0.08% or less.
  • B 0.0100% or less
  • the content of B is set to 0.0100% or less.
  • the amount of B is more preferably 0.0003% or more. Therefore, when B is contained, its content is 0.0100% or less.
  • the content of B is more preferably 0.0003% or more.
  • the B content is more preferably 0.0080% or less.
  • Cr 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less
  • the content of Mo and Ni is set to 1.00% or less.
  • the lower limit of the content of Cr, Mo and Ni is not particularly specified, but since these elements improve hardenability, Cr, Mo and Ni are set to 1.00% or less.
  • the content of Cr, Mo and Ni is preferably 0.01% or more. Therefore, when added, the content of Cr, Mo and Ni is preferably 1.00% or less.
  • Content of Cr, Mo and Ni The content of Cr, Mo and Ni is preferably 0.01% or more.
  • the content of Cr, Mo and Ni is preferably 0.80% or less.
  • Co 0.010% or less
  • the lower limit of the Co content is not particularly specified, but since Co is an element that improves hardenability, the Co content should be 0.001% or more. Therefore, when Co is added, the Co content is set to 0.010% or less.
  • the Co content is preferably set to 0.001% or more.
  • the Co content is preferably set to 0.008% or less. Let us assume that.
  • Cu 1.00% or less
  • the lower limit of the Cu content is not particularly specified, but since Cu is an element that improves hardenability, the Cu content should be 0.01% or more. Therefore, when added, the Cu content is set to 1.00% or less.
  • the Cu content is preferably set to 0.01% or more.
  • the Cu content is preferably set to 0.80% or less. Let us assume that.
  • Sn content is set to 0.200% or less. Although there is no particular lower limit for the Sn content, since Sn is an element that improves hardenability, the Sn content is set to 0.001% or less. Therefore, when Sn is added, the Sn content is set to 0.200% or less. The Sn content is preferably set to 0.001% or more. The Sn content is preferably The content shall be 0.100% or less.
  • Sb 0.200% or less If the Sb content exceeds 0.200%, the amount of coarse precipitates and inclusions increases, which reduces the ultimate deformability of the steel sheet, thereby reducing ⁇ and bendability.
  • the lower limit of the Sb content is not particularly specified, but since Sb is an element that controls the softened surface thickness and enables strength adjustment, the Sb content is set to 0. It is preferable that the Sb content is 0.001% or more. Therefore, when Sb is added, the Sb content is 0.200% or less.
  • the Sb content is preferably 0.001% or more. , and preferably 0.100% or less.
  • Ca, Mg and REM 0.0100% or less
  • the contents of Ca, Mg and REM are each set to 0.0100% or less.
  • the lower limits of the contents of Ca, Mg and REM are not particularly specified, but these elements are effective in making the shape of nitrides and sulfides spheroidal. Since these elements improve the ultimate deformability of the steel sheet, the contents of Ca, Mg and REM are preferably 0.0005% or more.
  • the contents of Ca, Mg and REM are each set to 0.0100% or less.
  • the contents of Ca, Mg and REM are each set to 0.0005% or more.
  • the contents of Ca, Mg and REM are each set to 0.0050% or less.
  • REM rare earth elements
  • REM is a collective term for 15 elements ranging from Sc, Y, and lanthanum (La) with atomic number 57 to lutetium (Lu) with atomic number 71.
  • the REM content here refers to the total amount of these elements. The total content of the elements.
  • Zr: 0.100% or less, Te: 0.100% or less If the content of Zr and Te exceeds 0.100%, the amount of coarse precipitates and inclusions increases, which reduces the ultimate deformability of the steel sheet, thereby reducing ⁇ and bendability.
  • the content of each element must be 0.100% or less. There is no particular lower limit for the content of Zr or Te, but the Zr and Te contents are preferably selected from the viewpoints of spheroidizing the shape of nitrides and sulfides and improving the ultimate deformability of the steel sheet. Since Zr and Te are elements, it is preferable that the content of each of Zr and Te is 0.001% or more. Therefore, when added, the content of Zr and Te is 0.100% or less.
  • the content of each of Zr and Te is preferably 0.001% or more, and the content of each of Zr and Te is preferably 0.080% or less.
  • Hf 0.10% or less
  • the lower limit of the Hf content is not particularly specified, but since Hf is an element that makes the shape of nitrides and sulfides spheroidal and improves the ultimate deformability of the steel sheet, the content of Hf is set to 0.10% or less.
  • the content is preferably 0.01% or more. Therefore, when added, the Hf content is 0.10% or less.
  • the Hf content is preferably 0.01% or more.
  • the content is preferably 0.08% or less.
  • Bi 0.200% or less
  • the lower limit of the Bi content is not particularly specified, but since Bi is an element that reduces segregation, the Bi content is preferably 0.001% or more. Therefore, when Bi is added, the Bi content is set to 0.200% or less. The Bi content is preferably set to 0.001% or more. The Bi content is preferably set to 0.100% or less. do.
  • a certain amount of martensite is contained in the microstructure of the base steel plate. Specifically, by making the area ratio of martensite at the 1/4 position of the plate thickness of the base steel plate 30% or more, it is possible to realize a desired YR, high ⁇ , and high bendability. Therefore, the area ratio of martensite at the 1/4 position of the plate thickness of the base steel plate is 30% or more.
  • the area ratio of martensite at the 1/4 position of the plate thickness of the base steel plate is preferably 35% or more, more preferably 40% or more, and even more preferably 45% or more.
  • the area ratio of martensite at the 1/4 position of the plate thickness of the base steel plate is preferably 99% or less, more preferably 98% or less, and even more preferably 97% or less.
  • the martensite referred to here includes tempered martensite and bainite in addition to quenched martensite (fresh martensite).
  • the area ratio of ferrite at the 1/4 thickness position of the base steel plate is set to 70% or less.
  • the area ratio of ferrite at the 1/4 thickness position of the base steel plate is preferably 60% or less.
  • the area ratio of ferrite at the 1/4 thickness position of the base steel plate may be 0%.
  • the area ratio of ferrite at the 1/4 thickness position of the base steel plate is preferably 1% or more, more preferably 2% or more.
  • the ferrite referred to here may be defined as bainitic ferrite.
  • the method for measuring the area ratio of martensite (quenched martensite, tempered martensite, and bainite) and ferrite (bainitic ferrite) at the 1/4 position in the plate thickness of the base steel plate is as follows.
  • the observation surface After cutting out the sample so that the plate thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel plate is the observation surface, the observation surface is mirror-polished using diamond paste, and then etched with 3 vol. % nital to reveal the structure.
  • SEM Sccanning Electron Microscope
  • the observation position is set to 1/4 of the plate thickness of the base steel plate, and three fields of view are observed at a magnification of 5000 times and a field of view of 17 ⁇ m x 23 ⁇ m.
  • the obtained structure image is processed as follows using Adobe Photoshop from Adobe Systems.
  • ferrite (bainitic ferrite), martensite (tempered martensite, bainite, and quenched martensite)) divided by the measured area is calculated for three fields of view, and these values are averaged to determine the area ratio of each structure.
  • ferrite (bainitic ferrite) is a concave structure that is flat and does not contain carbides.
  • tempered martensite and bainite are concave structures that contain fine carbides
  • quenched martensite is a convex structure with fine irregularities inside the structure, and they are distinguishable from each other. Note that tempered martensite and bainite do not need to be distinguishable from each other, since the total area ratio is calculated as the area ratio of martensite.
  • volume fraction of retained austenite at 1/4 thickness position of base steel plate 20.0% or less
  • the volume fraction of the retained austenite in the microstructure of the base steel sheet is 20.0% or less
  • the amount of low-temperature diffusible hydrogen in the base steel sheet 24 hours after manufacture can be reduced. Therefore, the volume fraction of the retained austenite is set to 20.0% or less. If the volume fraction of the retained austenite is 15.0% or less, the carbon concentration in the retained austenite increases, and the stress-induced transformation of the retained austenite during tensile deformation is suppressed, so that a high YR can be achieved.
  • the volume fraction of the retained austenite is preferably 15.0% or less, more preferably 10.0% or less, and even more preferably 5.0% or less.
  • the lower limit of the volume fraction of the retained austenite is not particularly limited, and the desired characteristics can be obtained even if it is 0%.
  • volume fraction of retained austenite at 1/4 of the plate thickness of the base steel plate is measured as follows.
  • the base steel plate is polished by chemical polishing for a further 0.1 mm so that the observation surface is located 1/4 of the plate thickness from the surface (a position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the surface of the base steel plate).
  • an X-ray diffraction device is used with a Co K ⁇ source to measure the integrated reflection intensities of the (200), (220), and (311) surfaces of fcc iron (austenite) and the (200), (211), and (220) surfaces of bcc iron.
  • the volume fraction of austenite is calculated from the intensity ratio of the integrated reflection intensity from each surface of fcc iron (austenite) to the integrated reflection intensity from each surface of bcc iron, and this is taken as the volume fraction of retained austenite.
  • the area ratio of the remaining structure other than martensite, ferrite, and retained austenite is preferably 5% or less.
  • the remaining structure include other structures known as steel plate structures, such as pearlite, cementite, and carbides such as metastable carbides (epsilon ( ⁇ ) carbide, eta ( ⁇ ) carbide, chi ( ⁇ ) carbide, etc.).
  • the remaining structure can be identified, for example, by observation using a SEM.
  • the area ratio of the remaining structure is calculated by the following formula:
  • the volume ratio of the retained austenite is considered to be approximately equal to the area ratio, and is defined in the following formula.
  • [Area ratio of remaining structure (%)] 100 - [Area ratio of martensite (%)] - [Area ratio of ferrite (%)] - [Area ratio of retained austenite (%)]
  • the amount of hydrogen has a large effect on the quality of the trimmed edge at the exit side of the production line in a continuous annealing line. That is, the inventors have found that the quality of the trimmed edge is largely dependent on the amount of hydrogen released in the low temperature region, specifically, the temperature region from room temperature to 50°C, rather than the amount of hydrogen released from the base steel sheet in the high temperature region when the base steel sheet is heated. Furthermore, in order to significantly improve the quality of the trim edge while having a high YR, high ⁇ and bendability, the following findings were obtained.
  • the amount of low-temperature diffusible hydrogen in the base steel sheet 24 hours after manufacture is set to 0.015 mass ppm or less.
  • the lower the amount of low-temperature diffusible hydrogen in the base steel sheet 24 hours after manufacture the more preferable it is, preferably 0.010 mass ppm or less, more preferably 0.006 mass ppm or less.
  • the lower limit of the amount of low-temperature diffusible hydrogen in the base steel sheet 24 hours after manufacture is not particularly limited, and may be 0 mass ppm. However, due to constraints in production technology, the amount of low-temperature diffusible hydrogen in the base steel sheet 24 hours after manufacture is preferably 0.001 mass ppm or more.
  • the amount of low-temperature diffusible hydrogen in the base steel plate 24 hours after production is measured as follows.
  • a large plate sample having a length of 500 mm is taken from a steel strip produced on a hot-dip galvanizing line. 24 hours after production, a test piece having a length of 30 mm and a width of 5 mm is taken from the center position of the large plate sample by shearing. Immediately after taking, the test piece is immersed in liquid nitrogen. Next, the hot-dip galvanized layer of the test piece is alkali-removed while controlling the temperature of the treatment liquid so that the surface temperature of the test piece is lower than room temperature. Next, the amount of hydrogen released from the test piece when the test piece is heated is measured by thermal desorption analysis.
  • the test piece is heated from room temperature under the conditions of a temperature rise reaching temperature: 300°C and a heating rate: 200°C/hr, and then cooled to room temperature.
  • the cumulative amount of hydrogen released from the test piece in the temperature range from room temperature to 50°C during heating (hereinafter also referred to as the cumulative amount of released hydrogen) is measured.
  • the low-temperature diffusible hydrogen amount of the base steel sheet is calculated by the following formula. Whether or not the hot-dip galvanized layer of the test piece was completely peeled off was determined by heating the test piece from room temperature, and when it was confirmed by TDA analysis at 200 to 210°C that the amount of released hydrogen was zero, the plating layer was deemed to have been completely peeled off.
  • the room temperature is within the range of 10 to 25°C, it does not have any particular effect on the measurement of the amount of diffusible hydrogen in the low temperature region of the base steel plate. However, if the room temperature is outside the range of 10 to 25°C, 25°C should be used as the representative room temperature, and the cumulative amount of hydrogen released from the test specimen in the temperature range from 25°C to 50°C should be measured.
  • the amount of low-temperature diffusible hydrogen can be measured in the same manner for hot-dip galvanized steel sheets (components) that have been subjected to cold working such as punching, stretch flange forming, and bending, and for components manufactured by further welding the hot-dip galvanized steel sheets (components) after the above-mentioned processing. Furthermore, the amount of low-temperature diffusible hydrogen in the base steel sheet portion can be measured in the same manner as above for automotive structural components or reinforcing components made of such components.
  • the thickness of the base steel sheet of the hot-dip galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention is not particularly limited, but is usually 0.3 mm or more and 2.8 mm or less.
  • the hot-dip galvanized layer referred to here includes an alloyed hot-dip galvanized layer obtained by performing an alloying treatment on hot-dip galvanization.
  • the hot-dip galvanized layer is provided on both surfaces of the base steel sheet.
  • the composition of the hot-dip galvanized layer is not particularly limited, and may be any common one.
  • the hot-dip galvanized layer contains Fe: 20 mass% or less, and Al: 0.001 mass% to 1.0 mass%. Furthermore, it contains one or more 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 mass% to 3.5 mass%. The balance is Zn and unavoidable impurities.
  • the Fe content in the plated layer is less than 7 mass%.
  • the Fe content in the plated layer is 7 mass% to 15 mass%, more preferably 8 mass% to 13 mass%.
  • the present invention is not limited to these.
  • the plating weight per side is not particularly limited, but is preferably 20 to 80 g/ m2 .
  • a hot-dip galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention, it is essential to properly control the cracks in the hot-dip galvanized layer and the full width at half maximum of the ⁇ 1 phase.
  • crack density penetrating hot-dip galvanized layer 30 cracks/mm or more
  • the crack density penetrating the plating layer By increasing the crack density penetrating the plating layer, the amount of low-temperature diffusible hydrogen in the base steel sheet 24 hours after manufacture can be reduced. As a result, the quality of the trimmed edge can be improved while maintaining high ⁇ and bendability.
  • the crack density penetrating the plating layer needs to be 30 cracks/mm or more.
  • the upper limit of the crack density penetrating the plating layer is not particularly limited, but it is preferably 100 cracks/mm or less because the plating quality is reduced.
  • the crack density penetrating the plating layer is set to 30 cracks/mm or more.
  • the crack density penetrating the plating layer is preferably 40 cracks/mm or more.
  • the crack density penetrating the plating layer is preferably 100 cracks/mm or less.
  • the crack density that penetrates the plating layer is measured as follows.
  • the observation surface is mirror-polished using diamond paste.
  • the hot-dip galvanized layer is set as the observation position, and an area of 2 mm in the rolling direction is observed at a magnification of 2000 times with a field of view of 140 ⁇ m in the rolling direction and 44 ⁇ m in the plate thickness direction per sheet.
  • the number of cracks that penetrate the hot-dip galvanized coating is counted and divided by 2 mm to calculate the crack number density penetrating the coating layer.
  • the full width at half maximum of the ⁇ 1 phase of the plating layer is set to 0.100 degrees or more.
  • the full width at half maximum of the ⁇ 1 phase of the plating layer is preferably 0.110 degrees or more.
  • the full width at half maximum of the ⁇ 1 phase of the plating layer is preferably 0.150 degrees or less.
  • the full width at half maximum of the ⁇ 1 phase of the plating layer is measured as follows.
  • the surface is measured using an X-ray diffractometer with a Cu tube, with a sampling angle step of 0.006° and 0.36 seconds per point.
  • X-ray diffractometer with a Cu tube
  • Si and LaB6 are measured as distortion-free standard samples with angle steps of 0.004° and 0.002°, respectively. From the results, the change in full width at half maximum is calculated using the same method described in "N.L. Okamoto, K. Tanaka, A. Yasuhara and H. Inui: Acta Cryst., B70 (2014), 275.”
  • the thickness of the hot-dip galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention is not particularly limited, but is usually 0.3 mm or more and 2.8 mm or less.
  • a steel material having the above-mentioned composition is melted to produce a steel slab.
  • the method of melting the steel material is not particularly limited, and any known melting method such as a converter or electric furnace is suitable.
  • the steel slab is preferably produced by a continuous casting method to prevent macrosegregation, but it can also be produced by an ingot casting method or a thin slab casting method.
  • the steel slab can be charged into a heating furnace as a hot piece without being cooled to room temperature.
  • energy-saving processes such as direct rolling, in which the steel is immediately rolled after a short period of heat retention, can also be applied without any problems.
  • the produced steel slab is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling to produce a hot-rolled sheet.
  • the steel slab produced as described above is once cooled to room temperature, and then the slab is heated and rolled.
  • the slab heating temperature is preferably 1100°C or higher from the viewpoint of dissolving carbides and reducing the rolling load.
  • the slab heating temperature is preferably 1300°C or lower. The slab heating temperature is based on the temperature of the slab surface during heating.
  • the steel slab is roughly rolled under normal conditions to produce a sheet bar.
  • the slab heating temperature is low, it is preferable to heat the sheet bar using a bar heater or the like before finish rolling in order to prevent problems during rolling.
  • the finish rolling temperature is preferably equal to or higher than the Ar3 transformation point. If the finish rolling temperature is excessively lowered, the rolling load increases and the reduction ratio increases in the unrecrystallized state of austenite. This may cause an abnormal structure elongated in the rolling direction to develop, resulting in a decrease in the workability of the steel sheet obtained after annealing.
  • the Ar3 transformation point is calculated using the following formula.
  • Ar 3 (°C) 868-396 ⁇ [%C]+24.6 ⁇ [%Si]-68.1 ⁇ [%Mn]-36.1 ⁇ [%Ni]-20.7 ⁇ [%Cu]-24.8 ⁇ [%Cr]
  • the symbol [% element] represents the content (mass %) of the corresponding element in the above composition, and is set to 0 when the corresponding element is not contained.
  • the rough rolled sheets may be joined together during hot rolling and continuously subjected to finish rolling.
  • the rough rolled sheets (sheet bars) may also be wound up once before finish rolling.
  • some or all of the finish rolling may be performed as lubricated rolling.
  • Performing lubricated rolling is also effective from the standpoint of uniforming the steel sheet shape and material properties.
  • the friction coefficient during lubricated rolling is preferably in the range of 0.10 to 0.25.
  • the hot-rolled sheet is then pickled.
  • Pickling removes oxides from the surface of the steel sheet, which is important for ensuring good chemical conversion treatability and plating quality in the final high-strength steel sheet product. Pickling may be performed once or in multiple steps.
  • the hot-rolled sheet after pickling or the hot-rolled sheet (hot-rolled annealed sheet) that has been optionally heat-treated after pickling, is cold-rolled to produce a cold-rolled steel sheet. Since strain is introduced uniformly and efficiently and a uniform structure is obtained, it is preferable to perform cold rolling by multi-pass rolling that requires two or more passes, such as tandem multi-stand rolling or reverse rolling.
  • the cumulative rolling reduction rate is between 20% and 75%.
  • the cumulative reduction ratio of cold rolling is set to 20% or more.
  • the cumulative reduction ratio of cold rolling exceeds 75%, the grain size of austenite generated during annealing becomes fine, and the amount of retained austenite in the annealed sheet increases.
  • the cumulative reduction ratio of cold rolling is set to 20% or more and 75% or less.
  • the cumulative reduction ratio of cold rolling is preferably set to 25% or more.
  • the cumulative reduction ratio of cold rolling is preferably set to 70% or less.
  • the cumulative reduction ratio of cold rolling is more preferably set to 27% or more.
  • the cumulative reduction ratio of cold rolling is more preferably set to 60% or less.
  • Threading speed of the final pass of cold rolling 50 mpm or more (preferred conditions)
  • strain can be introduced into the surface layer of the base steel sheet, and the number density of cracks penetrating the coating layer can be increased. This is particularly effective when the steel sheet after hot dip galvanizing is further alloyed.
  • the amount of low-temperature diffusible hydrogen in the base steel sheet 24 hours after production can be reduced, and as a result, the quality of the trim edge can be improved while maintaining high ⁇ and bendability.
  • the threading speed in the final pass of cold rolling is set to 50 mpm or more.
  • the upper limit of the threading speed in the final pass of cold rolling is not particularly specified, but it is preferably 300 mpm or less due to constraints on production technology. Therefore, the threading speed in the final pass of cold rolling is set to 50 mpm or more.
  • the threading speed in the final pass of cold rolling is preferably 70 mpm or more.
  • the threading speed in the final pass of cold rolling is preferably 300 mpm or less.
  • the cold-rolled steel sheet obtained as described above is then subjected to an annealing process.
  • the annealing conditions are as follows:
  • Heating temperature 780°C or higher
  • the heating temperature is less than 780° C.
  • the annealing treatment is performed in the two-phase region of ferrite and austenite, and the steel contains a large amount of ferrite after annealing, making it difficult to achieve the desired YR.
  • the upper limit of the heating temperature is not particularly specified. However, if the heating temperature is increased, the thickness of the softened surface layer after annealing increases, TS decreases, the prior austenite grain size becomes coarse, and YR decreases. Therefore, the upper limit of the heating temperature is set to 1000°C or less. Therefore, the heating temperature is set to 780° C. or higher. Preferably, the heating temperature is set to 820° C.
  • the heating temperature is set to 1000° C. or lower. More preferably, the heating temperature is set to 830° C. or higher. Heating temperature More preferably, the heating temperature is 980° C. or less. The heating temperature is measured based on the temperature of the steel sheet surface.
  • the heat retention time at the heating temperature is not particularly limited, but is preferably 10 s or more and 600 s or less. is preferred.
  • the cold-rolled steel sheet is cooled before hot-dip galvanizing.
  • the conditions for this are not particularly limited, and may be in accordance with conventional methods.
  • the average cooling rate in the temperature range of 500°C below the heating temperature is not particularly limited, but from the viewpoint of controlling the area ratio of martensite and ferrite, it is preferably 5°C/s or more and 50°C/s or less.
  • the cold-rolled steel sheet is plated to obtain a plated steel sheet.
  • the plating include hot-dip galvanizing. After the hot-dip galvanizing, an alloying treatment may be performed. In addition, annealing, cooling, and plating may be performed continuously in one line (CGL (Continuous Galvanizing Line)). For example, after annealing, the cold-rolled steel sheet is cooled to a temperature range of about 500 ° C. Next, the cold-rolled steel sheet is passed through the steel strip outlet side of the cooling zone, and is further cooled while being moved to the hot-dip galvanizing bath through a snout whose tip is immersed in the hot-dip galvanizing bath.
  • CGL Continuous Galvanizing Line
  • the time from the end of cooling of the cold-rolled steel sheet to the entry of the cold-rolled steel sheet into the hot-dip galvanizing bath is not particularly limited, but is preferably 1 s to 300 s in terms of controlling the area ratio of martensite and ferrite.
  • a roll is provided immediately before the connection between the cooling zone and the snout to change the direction of travel of the cold-rolled steel sheet so that the cold-rolled steel sheet enters the snout, and the cold-rolled steel sheet passes through the roll before entering the snout.
  • the cold-rolled steel sheet is then guided to the hot-dip galvanizing bath through the snout and immersed in the hot-dip galvanizing bath to be subjected to hot-dip galvanizing treatment to produce a plated steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet is immersed in a hot-dip galvanizing bath at 440°C to 500°C. It is also preferable to use a hot-dip galvanizing bath with an Al content of 0.10% by mass to 0.23% by mass, with the remainder being Zn and unavoidable impurities.
  • an alloying treatment may be performed at a temperature range of 460°C or more and 600°C or less. If the alloying treatment temperature is less than 460°C, the Zn-Fe alloying rate becomes excessively slow, resulting in reduced productivity. On the other hand, if the alloying treatment temperature exceeds 600°C, untransformed austenite may transform into pearlite, and the desired area ratio of martensite may not be obtained. Therefore, the alloying treatment temperature is preferably 460°C or more and 600°C or less. The alloying treatment temperature is preferably 470°C or more. Furthermore, the alloying treatment temperature is preferably 560°C or less.
  • the coating weight is preferably 20 to 80 g/m 2 per side (double-sided coating).
  • the coating weight can be adjusted by performing gas wiping or the like after the hot-dip galvanizing treatment.
  • the plated steel sheet is optionally cooled (cooling step).
  • the average cooling rate from less than 500°C to more than 400°C is not particularly limited, but is preferably 5°C/s or more and 30°C/s or less. In the temperature range of less than the heating temperature and more than 400°C, the high-strength steel sheet may be cooled once and the steel sheet temperature may be increased again.
  • the average cooling rate in the temperature range of 250°C to 400°C is set to 1.0°C/s or more.
  • the average cooling rate in the temperature range of 250°C to 400°C is preferably 2.0°C/s or more, more preferably 3.0°C/s or more, and even more preferably 4.0°C/s or more.
  • the average cooling rate in the temperature range of 250° C. or more and 400° C. or less due to constraints on production technology, it is preferably 100.0° C./s or less, and more preferably 80.0° C./s or less.
  • the average cooling rate is the value in the temperature range of the cooling stop temperature or more and 400° C. or less.
  • the average cooling rate is measured based on the temperature of the steel sheet surface.
  • gas jet cooling, mist cooling, water cooling, air cooling, etc. can be used as cooling methods in the temperature range of 250°C to 400°C.
  • the amount of uniaxial tensile strain in the surface layer needs to be 0.1% or more.
  • the amount of uniaxial tensile strain in the surface layer is preferably 0.5% or more, more preferably 1.0% or more.
  • the upper limit of the amount of uniaxial tensile strain in the surface layer is not particularly specified, but due to constraints in production technology, it is preferable that the amount of uniaxial tensile strain in the surface layer is 10.0% or less.
  • the amount of uniaxial tensile strain in the surface layer is more preferably 7.5% or less.
  • the surface layer refers to the plating layer of the hot-dip galvanized steel sheet
  • the amount of uniaxial tensile strain in the surface layer is calculated by applying a marker in the sheet running direction to the surface of the hot-dip galvanized steel sheet that has been annealed and cooled, and then calculating the amount of uniaxial tensile strain in the surface layer from the displacement of the marker in the sheet running direction after strain is applied.
  • the strain application methods described here are processing methods such as temper rolling, tension levelers, and repeated bending with rolls.
  • Heat retention temperature in cooling process 100° C. or higher and 450° C. or lower (preferred conditions)]
  • the hot-dip galvanized steel sheet is kept at a temperature to further reduce the area ratio of bainitic ferrite, so that the YR, ⁇ , and bendability can be kept within a more suitable range.
  • the heat keeping temperature in the cooling step is more preferably 150°C or more, and even more preferably 200°C or more.
  • the heat keeping temperature in the cooling step is more preferably 400°C or less, and even more preferably 350°C or less.
  • the temperature in the cooling step is based on the surface temperature of the steel sheet. After keeping at this temperature, the steel sheet is cooled, and the above-mentioned uniaxial tensile strain amount in the surface layer is subjected to strain imparting processing of 0.1% or more.
  • the cooling conditions after this heat keeping are not particularly limited, and may be in accordance with a conventional method.
  • the heat retention time at the heat retention temperature in the cooling step is preferably 5 s or more, more preferably 10 s or more, and even more preferably 15 s or more.
  • the heat retention time at the heat retention temperature in the cooling step is preferably 500 s or less, and more preferably 250 s or less.
  • the cooling stop temperature is preferably 250°C or less, more preferably 200°C or less. If the cooling stop temperature is 250°C or less, it is possible to prevent a large amount of retained austenite from being generated after annealing, and to further improve the YR, ⁇ , and bendability.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly specified, but it is preferably room temperature or higher from the viewpoint of productivity.
  • the cooling stop speed is measured based on the temperature of the steel sheet surface.
  • the average cooling rate to the cooling stop temperature below 250°C is not particularly specified, but in order to further improve the YR, the average cooling rate to the cooling stop temperature below 250°C is preferably 1°C/s or more, and more preferably 2°C/s or more. On the other hand, due to constraints on production technology, the average cooling rate to the cooling stop temperature below 250°C is preferably 1000°C/s or less, and more preferably 150°C/s or less.
  • the cold-rolled steel sheet may be cooled from the cooling stop temperature to room temperature.
  • the average cooling rate from the cooling stop temperature to room temperature is not particularly limited, and any method may be used to cool to room temperature. Cooling methods that may be used include gas jet cooling, mist cooling, water cooling, and air cooling.
  • the hot-dip galvanized steel sheet annealed as described above may be cooled to the cooling stop temperature and then rolled.
  • the elongation rate of rolling is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more. By setting the elongation rate of rolling performed after cooling to the cooling stop temperature to 0.05% or more, it is possible to control the YR within a desired range. Furthermore, the elongation rate of rolling is preferably 2.00% or less, and more preferably 1.00% or less.
  • the rolling after cooling to the cooling stop temperature may be performed on an apparatus continuous with the above-mentioned continuous annealing apparatus (online), or on an apparatus not continuous with the above-mentioned continuous annealing apparatus (offline).
  • the desired elongation may be achieved in a single rolling pass, or multiple rolling passes may be performed to achieve a total elongation of 0.05% to 2.00%.
  • the rolling described here generally refers to temper rolling, but as long as it can impart an elongation equivalent to that of temper rolling, it may also be a processing method using repeated bending with a tension leveler or rolls.
  • the hot-dip galvanized steel sheet may be reheated (reheating step).
  • the reheating temperature is preferably (cooling stop temperature + 50 ° C) or higher, more preferably (cooling stop temperature + 100 ° C) or higher, and even more preferably (cooling stop temperature + 150 ° C) or higher.
  • the reheating temperature is preferably 450 ° C or lower, more preferably 400 ° C or lower, and even more preferably 380 ° C or lower.
  • the reheating temperature is based on the surface temperature of the steel sheet. After reheating and keeping at this temperature, the steel sheet is cooled. This reheating may be performed after the above-mentioned strain imparting process in which the uniaxial tensile strain amount in the surface layer is 0.1% or more, or may be performed before the strain imparting process.
  • the cooling conditions after reheating and keeping are not particularly limited, and may be in accordance with a conventional method.
  • the heat-keeping time at the reheating temperature is preferably 5 s or more, more preferably 10 s or more, and even more preferably 15 s or more.
  • the heat-keeping time at the reheating temperature is preferably 500 s or less, more preferably 250 s or less.
  • the cooling rate from the reheating temperature to room temperature is not particularly limited, and cooling to room temperature can be performed by any method. As the cooling method, gas jet cooling, mist cooling, water cooling, air cooling, and the like can be applied.
  • hot-dip galvanized steel sheets are traded, they are usually cooled to room temperature before being traded. Manufacturing conditions other than those mentioned above can be done according to conventional methods.
  • a member according to one embodiment of the present invention is a member made using the hot-dip galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention described above.
  • a member according to one embodiment of the present invention is, for example, a member obtained by forming the hot-dip galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention described above into a desired shape by cold pressing or the like. Therefore, even after being formed into a member, it has the microstructure and low-temperature diffusible hydrogen amount of the hot-dip galvanized steel sheet, as well as the properties of the hot-dip galvanized layer.
  • a member according to one embodiment of the present invention is preferably for use in automotive frame structural parts or automotive reinforcing parts, and in one embodiment, these are made of the member of the present invention.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention described above is a hot-dip galvanized steel sheet that has a high YR, stretch flangeability and bendability, and also has improved trim edge quality. Therefore, a member according to one embodiment of the present invention can contribute to reducing the weight of the vehicle body, and can be particularly suitably used for automobile frame structural parts or automobile reinforcement parts in general.
  • the obtained steel slab was heated to 1250°C and roughly rolled to obtain a sheet bar.
  • the obtained sheet bar was then finish-rolled at a finish rolling temperature of 900°C and coiled at a coiling temperature of 500°C. It was then cooled to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was pickled and then cold-rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain a cold-rolled steel sheet with a thickness of 1.4 mm.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was annealed under the conditions shown in Table 2.
  • the cold-rolled steel sheet was then subjected to the type of plating treatment shown in Table 2 to obtain a plated steel sheet having a hot-dip galvanized layer on both sides.
  • GI means that only hot-dip galvanizing treatment was performed (hot-dip galvanized steel sheet without alloying treatment)
  • GA means that hot-dip galvanizing treatment was performed in addition to alloying treatment (alloyed hot-dip galvanized steel sheet).
  • a hot-dip galvanizing bath containing 0.20 mass% Al with the remainder being Zn and unavoidable impurities was used as the plating bath.
  • a hot-dip galvanizing bath containing 0.14 mass% Al with the remainder being Zn and unavoidable impurities was used.
  • the plating bath temperature was 470°C in both cases.
  • the plating deposition weight was about 45 to 72 g/ m2 per side (double-sided plating) in the GI, and about 45 g/ m2 per side (double-sided plating) in the GA.
  • the alloying treatment temperature was about 550°C.
  • the composition of the hot-dip galvanized layer of GI was Fe: 0.1-1.0 mass%, Al: 0.2-1.0 mass%, with the remainder being Zn and unavoidable impurities.
  • the composition of the alloyed hot-dip galvanized layer of GA was Fe: 7-15 mass%, Al: 0.1-1.0 mass%, with the remainder being Zn and unavoidable impurities.
  • the steel sheets thus obtained were subjected to the method described above to identify the structure at 1/4 of the plate thickness of the base steel sheet. Furthermore, the amount of diffusible hydrogen in the low temperature region, the number density of cracks penetrating the plating layer, and the full width at half maximum of the ⁇ 1 phase of the plating layer were measured 24 hours after production. The results are shown in Table 3.
  • the composition of the base steel sheet of the obtained steel sheets was substantially the same as the composition of the steel slab stage, and all of the compatible steels were within the range of the composition according to the embodiment described above, while all of the comparative steels were outside the range of the composition according to the embodiment described above.
  • the obtained steel sheets were also evaluated for tensile properties, stretch flangeability immediately after production, bendability immediately after production, and trim edge quality according to the following test methods. The results are also shown in Table 3. In the examples, “immediately after production” refers to the point 24 hours after production.
  • the hole expansion test was carried out in accordance with JIS Z 2256. 24 hours after production, the steel plate was sheared to 100 mm x 100 mm, and then a hole with a diameter of 10 mm was punched into the sheared steel plate with a clearance of 12.5%. Next, the steel plate was held down with a blank holding force of 9 ton (88.26 kN) 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 to measure the hole diameter at the crack initiation limit. Then, the limit hole expansion ratio: ⁇ (%) was calculated by the following formula.
  • Limiting hole expansion ratio ⁇ (D f - D 0 )/D 0 ⁇ x 100
  • Df is the hole diameter (mm) when a crack occurs
  • D0 is the initial hole diameter (mm).
  • the bending test was performed in accordance with JIS Z 2248:2022. From the steel plate 24 hours after production, a rectangular test piece with a width of 30 mm and a length of 100 mm was taken so that the axial direction of the bending test was parallel to the rolling direction of the steel plate. Then, a 90° V bending test was performed under the conditions of a pressing load of 100 kN and a pressing holding time of 5 seconds. In this disclosure, bending tests were performed on five samples at R, where the value R/t obtained by dividing the bending radius (R) by the plate thickness (t) was about 4.5, that is, 4.3 to 4.7.
  • the length of the crack at the ridge of the bending apex of all five samples was evaluated, and it was determined that the bending property immediately after production was excellent when the crack length was 200 ⁇ m or less.
  • the crack length was evaluated by measuring the ridgeline at the apex of bending using a digital microscope (RH-2000: manufactured by Hirox Corporation) at magnifications of 40 to 160 times.
  • the quality of the trimmed edge was determined by trimming the coil edge at the output side of the CGL so that the actual clearance was 15 to 20%, and then cutting the trimmed edge in the vertical direction of the observation surface to include the trimmed edge.
  • the observation surface was then mirror-polished using diamond paste.
  • the trimmed edge was observed at a magnification of 30 times using an SEM under conditions of an acceleration voltage of 15 kV, with the trimmed edge as the observation position. If no cracks were found in the obtained image, the quality of the trimmed edge was determined to be excellent.
  • the cracks refer to cracks with a length of 100 ⁇ m or more.
  • the area ratio of martensite and ferrite, the volume ratio of retained austenite, the amount of diffusible hydrogen in the low temperature region of the base steel sheet 24 hours after production, the number density of cracks penetrating the plating layer, and the full width at half maximum of the ⁇ 1 phase of the plating layer were obtained.
  • the remaining structure was observed by the method described below. After cutting out the sample so that the plate thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel sheet was the observation surface, the observation surface was mirror-polished using diamond paste, and then etched with 3 vol. % nital to reveal the structure.
  • the observation position was set to 1/4 of the plate thickness of the steel sheet, and three fields of view were observed at a magnification of 5000 times and a field of view of 17 ⁇ m x 23 ⁇ m. Carbide was identified as the remaining structure from the obtained structure image.
  • the examples of the present invention are excellent in YR, ⁇ , bendability, and trim edge quality.
  • the comparative examples are inferior in one or more of YR, ⁇ , bendability, and trim edge quality.
  • the present invention provides hot-dip galvanized steel sheets that have excellent stretch flangeability, bendability, and trim edge quality, as well as high component strength.
  • the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention has excellent trim edge quality, making it possible to apply it to automotive structural components of various sizes and shapes while still achieving high component strength. This makes it possible to improve fuel efficiency by reducing the weight of the vehicle body, making it of great industrial value.

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Abstract

高いＹＲ、ならびに、製造直後の高い伸びフランジ性および製造直後の高い曲げ性を有し、かつ、トリムエッジの品質を高めた、溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、ならびに、部材を提供することを目的とする。　母材鋼板と、当該母材鋼板の表面の溶融亜鉛めっき層とを備え、当該募債鋼板は所定の成分組成を有し、当該母材鋼板の板厚１／４位置において、マルテンサイトの面積率が３０％以上、フェライトの面積率が７０％以下、および、残留オーステナイトの体積率が２０．０％以下のミクロ組織を有し、前記溶融亜鉛めっき鋼板の製造から２４時間経過した時点における前記母材鋼板を室温から５０℃まで加熱する際に前記母材鋼板から放出される水素量である、低温域拡散性水素量が０．０１５質量ｐｐｍ以下であり、前記溶融亜鉛めっき層において、前記溶融亜鉛めっき層を貫通するクラック数密度が３０本／ｍｍ以上、前記溶融亜鉛めっき層のδ１相の半値全幅が０．１００以上である、溶融亜鉛めっき鋼板。

Description

溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、ならびに、部材とその製造方法、および当該部材からなる自動車の骨格構造部品又は自動車の補強部品
　本発明は、溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、ならびに、部材とその製造方法、および当該部材からなる自動車の骨格構造部品又は自動車の補強部品に関する。
　車輌の軽量化によるＣＯ２排出量削減と車体の軽量化による耐衝突性能向上の両立を目的に、自動車用鋼板の高強度化が進められている。また、新たな法規制の導入も相次いでいる。そのため、車体強度の増加を目的として、自動車キャビンの骨格を形成する主要な構造部品や補強部品（以下、自動車の骨格構造部品などともいう）に対する高強度鋼板の適用事例が増加している。特に、引張強さ（以下、単にＴＳともいう）で９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の適用事例が増加している。
　また、自動車の骨格構造部品などに用いられる高強度鋼板には、自動車の骨格構造部品などに成形した際に、高い部品強度を有することが要求される。部品強度の上昇については、例えば、鋼板の降伏比（＝ＹＳ／ＴＳ×１００、以下、単にＹＲともいう）を高めることが有効である。これにより、自動車衝突時の衝撃吸収エネルギー（以下、単に衝撃吸収エネルギーともいう）が上昇する。
　さらに、自動車の骨格構造部品などのうち、例えば、クラッシュボックスなどは、打抜き端面や曲げ加工部を有する。そのため、このような部品には、成形性の観点から、高い伸びフランジ性および曲げ性を有する鋼板を適用することが好ましい。なお、伸びフランジ性および曲げ性は製造後すぐに検査されるため、製造直後の伸びフランジ性および曲げ性を保証する必要がある。
　加えて、車体防錆性能の観点から、自動車の骨格構造部品などの素材となる鋼板には、溶融亜鉛めっきを施して得た溶融亜鉛めっき鋼板が適用される場合がある。
　このような溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術として、例えば、特許文献１には、「母材鋼板と、前記母材鋼板表面に形成された溶融亜鉛めっき層と、を備え、引張強さが７８０ＭＰａ以上である、高強度溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記母材鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５０％以上０．２００％以下、Ｓｉ：０．１０％以上０．９０％以下、Ｍｎ：２．００％以上３．５０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：１．０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｃａ：０．０２００％以下およびＣｒ：０．３００％以下を含有するとともに、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］が２．９以上１１．７以下の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、ベイナイトおよびフェライトからなる群から選ばれる１種または２種が面積率の合計で５％以上８５％以下、焼戻しマルテンサイトの面積率が６５％以下、焼入れマルテンサイトの面積率が５％以上４０％以下および残留オーステナイトの面積率が５．０％以下である鋼組織を有し、前記母材鋼板の表層のＭｎ濃化量に対するＳｉ濃化量の比が０．７以上１．３以下であり、かつ前記母材鋼板中の拡散性水素量が０．８０質量ｐｐｍ以下である、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。ただし、［％Ｍｎ］および［％Ｓｉ］はそれぞれＭｎおよびＳｉの鋼中含有量（質量％）を示す。」が開示されている。
特許第６７７７２６７号公報
　連続焼鈍ラインでは製造ラインの出側でコイルのエッジのトリムを行うため、安定したトリムエッジとなることも求められる。しかしながら、特許文献１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板では、トリムエッジの品質について考慮が払われていない。さらに、溶融亜鉛めっき鋼板の製造においては、製造直後、つまり連続焼鈍ラインの出側でコイル状に巻き取られた際には、鋼板中に多量に拡散性水素が含まれており、室温での時間経過とともにその拡散性水素量が減少する。そのため、製造直後から２４時間が経過する時点までは、鋼板中の拡散性水素量が多く、高い伸びフランジ性および曲げ性を得ることが難しく、また、安定したトリムエッジが得られない場合がある。
　そのため、自動車の骨格構造部品などへの、特に溶融亜鉛めっき鋼板の適用比率を増加させる観点から、高いＹＲ、製造直後の伸びフランジ性および製造直後の曲げ性を有し、トリムエッジの品質も高めた溶融亜鉛めっき鋼板の開発が求められている。
　本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、高いＹＲ、ならびに、製造直後の高い伸びフランジ性および製造直後の高い曲げ性を有し、かつ、トリムエッジの品質を高めた、溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
　また、本発明は、上記の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。さらに、本発明は、上記の溶融亜鉛めっき鋼板を用いてなる部材を提供することを目的とする。
　ここで、「高いＹＲ」とは、ＹＲが５５％以上であることを意味する。
なお、ＹＲは次式（１）により求める。
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×１００・・・・（１）
また、ＴＳおよびＹＳはそれぞれ、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して測定する。
「製造直後の高い伸びフランジ性」とは、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠して測定する穴広げ率（以下、単にλともいう）が、製造から２４時間が経過した時点で測定した際に、３０％以上であることを意味する。
　「製造直後の高い曲げ性」とは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８に準拠して行う曲げ試験（詳細は、後述の実施例の記載参照）後の全てのサンプルの曲げ頂点の稜線部におけるき裂長さが、製造から２４時間が経過した時点で測定した際に、２００μｍ以下であることを意味する。その際に、曲げ角度を９０度とするＶブロック法により曲げ試験を行い決定する。ここで、曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値Ｒ／ｔが約４．５、即ち、４．３～４．７となるＲにおいて、５サンプルの曲げ試験を実施する。次いで、５サンプル全ての曲げ頂点の稜線部におけるき裂の長さを評価し、全てのサンプルのき裂長さが２００μｍ以下の場合、製造直後の高い曲げ性を有すると判断する。
　「高いトリムエッジの品質」とは、後述の実施例に記載したトリムエッジにおいて、割れが確認されないことを意味する。
　発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねた。その結果、以下の知見を得た。
（１）母材鋼板について、所定の成分組成としたうえで、マルテンサイト（焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイト）を一定量含む鋼組織とする。これにより、高いＹＲが得られる。
（２）めっき層を貫通するクラック数密度を３０本／ｍｍ以上とし、かつ、めっき層のδ１相の半値全幅を０．１００度以上とすることにより、製造から２４時間が経過した時点における前記母材鋼板の低温域拡散性水素量を減少することができる。これにより、高い伸びフランジ性及び曲げ性を得ることができ、かつ、トリムエッジの品質を高めることができる。
　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］母材鋼板と、前記母材鋼板の表面の溶融亜鉛めっき層と、を備える溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記母材鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下およびＯ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、前記母材鋼板の板厚１／４位置において、マルテンサイトの面積率が３０％以上、フェライトの面積率が７０％以下、および、残留オーステナイトの体積率が２０．０％以下のミクロ組織と、を有し、前記溶融亜鉛めっき鋼板の製造から２４時間が経過した時点における前記母材鋼板を室温から５０℃まで加熱する際に前記母材鋼板から放出される水素量である、低温域拡散性水素量が０．０１５質量ｐｐｍ以下であり、前記溶融亜鉛めっき鋼板において、前記溶融亜鉛めっき層を貫通するクラック数密度が３０本／ｍｍ以上、前記溶融亜鉛めっき層のδ１相の半値全幅が０．１００度以上である、溶融亜鉛めっき鋼板。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｃｏ：０．０１０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、［１］に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層である、［１］または［２］に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
［４］［１］～［３］のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
［５］［４］に記載の部材からなる、自動車の骨格構造部品又は自動車の補強部品。
［６］［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、ついで、前記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗板とし、ついで、前記酸洗板に、累積圧下率を２０％以上７５％以下として冷間圧延を施して冷延鋼板とし、ついで、前記冷延鋼板を、焼鈍温度：７８０℃以上の条件で、焼鈍し、ついで、前記冷延鋼板に、溶融亜鉛めっき処理を施してめっき鋼板とし、ついで、前記めっき鋼板を、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上の条件で、冷却し、ついで、前記めっき鋼板に、表層における一軸引張歪量が０．１％以上を付与する加工を施す、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［７］前記めっき鋼板の冷却中に、１００℃以上４５０℃以下の温度域で５ｓ以上保熱し、その後冷却し、その後、前記加工を施す、［６］に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［８］前記めっき鋼板の冷却中に、２５０℃以下の冷却停止点で冷却を停止した後、（冷却停止温度＋５０℃）以上４５０℃以下の温度域に再加熱し、この温度域で５ｓ以上保熱し、その後冷却し、その後、前記加工を施す、［６］に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［９］前記めっき鋼板の冷却中に、２５０℃以下の冷却停止点で冷却を停止し、その後、前記加工を施し、ついで、（冷却停止温度＋５０℃）以上４５０℃以下の温度域に再加熱し、この温度域で５ｓ以上保熱し、その後冷却する、［６］に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１０］前記溶融亜鉛めっき処理後の鋼板に合金化処理を施す、［６］～［９］のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１１］冷間圧延を施す際に、最終パスの通板速度を５０ｍｐｍ以上とする、［６］～［１０］のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１２］［１］～［３］のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板に、成形加工又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ＹＲ、ならびに、高い伸びフランジ性および曲げ性を有し、かつ、トリムエッジの品質を高めた、溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。この高いＹＲにより、自動車の骨格構造部品に適用した際に高い部品強度が得られる。
　特に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、種々の特性に優れるので、種々の大きさおよび形状の自動車の骨格構造部品などに適用することが可能である。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、産業上の利用価値は極めて大きい。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　母材鋼板について：
　まず、本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の母材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：０．０３０％以上０．５００％以下］
　Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、マルテンサイト、フェライトの面積率、残留オーステナイトの体積率、および、製造から２４時間が経過した時点における前記母材鋼板の低温域拡散性水素量に影響する重要な元素である。Ｃの含有量が０．０３０％未満では、マルテンサイトの面積率が減少し、さらにフェライトの面積率が増加し、所望のＹＲを実現することが困難になる。一方、Ｃの含有量が０．５００％を超えると、マルテンサイトの分率が増加し、さらにマルテンサイトのうち焼入れマルテンサイトの分率が増加するため、製造から２４時間が経過した時点における前記母材鋼板の低温域拡散性水素量が増加する。その結果、λ及び曲げ性が低下し、さらにトリムエッジの品質が低下する。したがって、Ｃの含有量は、０．０３０％以上０．５００％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．０８０％以上とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．４００％以下とする。Ｃの含有量は、より好ましくは０．１１０％以上とする。Ｃの含有量は、より好ましくは０．３５０％以下とする。
　［Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下］
　Ｓｉは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、残留オーステナイトの体積率に影響する元素である。また、Ｓｉは鋼板表層に内部酸化層を形成し、めっき鋼板の表層に歪を付与する際に、めっきのクラックを誘発することから、めっき層を貫通するクラック数密度に影響する重要な元素である。こうした効果を得るためには、Ｓｉの含有量は０．０１％以上とする。一方、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると、残留オーステナイトの体積率の増加により、製造から２４時間が経過した時点における前記母材鋼板の低温域拡散性水素量が増加するため、λ及び曲げ性が低下し、さらにトリムエッジの品質が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．０１％以上２．５０％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．２０％以上とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは２．００％以下とする。Ｓｉの含有量は、より好ましくは０．２５％以上とする。Ｓｉの含有量は、より好ましくは１．５０％以下とする。
　［Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下］
　Ｍｎは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、マルテンサイト、フェライトの面積率、および、残留オーステナイトの体積率に影響する重要な元素である。また、Ｍｎは鋼板表層に内部酸化層を形成し、めっき鋼板のめっき層に歪を付与する際に、めっきのクラックを誘発することから、めっき層を貫通するクラック数密度に影響する重要な元素である。こうした効果を得るためには、Ｍｎの含有量は０．１０％以上とする。一方、Ｍｎの含有量が５．００％を超えると、マルテンサイトの分率が増加し、さらにマルテンサイトのうち焼入れマルテンサイトの分率が増加するため、製造から２４時間が経過した時点における前記母材鋼板の低温域拡散性水素量が増加する。その結果、λ及び曲げ性が低下し、さらにトリムエッジの品質が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、０．１０％以上５．００％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは１．００％以上とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは４．００％以下とする。Ｍｎの含有量は、より好ましくは２．００％以上とする。Ｍｎの含有量は、より好ましくは３．５０％以下とする。
　［Ｐ：０．１００％以下］
　Ｐが過剰となると、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｐの含有量は０．１００％以下にする必要がある。なお、Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることができることから、０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｐの含有量は、０．１００％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．０７０％以下とする。
　［Ｓ：０．０２００％以下］
　Ｓは、硫化物として存在し、鋼の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下にする必要がある。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０２００％以下とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．０００１％以上とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
　［Ａｌ：０．１００％以下］
　Ａｌが過剰となると、Ａ３変態点が上昇し、ミクロ組織中に多量のフェライトを含んでしまうため、所望のＹＲを実現することが困難になる。そのため、Ａｌの含有量は０．１００％以下にする必要がある。なお、Ａｌの含有量の下限は特に規定しないが、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、Ａｌの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ａｌの含有量は０．１００％以下とする。Ａｌの含有量は好ましくは０．００１％以上とする。Ａｌの含有量は好ましくは０．０５０％以下とする。
　［Ｎ：０．０１００％以下］
　Ｎは、窒化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｎの含有量は０．０１００％以下にする必要がある。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。したがって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
　［Ｏ：０．０１００％以下］
　Ｏは、酸化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｏの含有量は０．０１００％以下にする必要がある。なお、Ｏの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｏの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｏの含有量は０．０１００％以下とする。Ｏの含有量は、好ましくは０．０００１％以上とする。Ｏの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
　本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含む成分組成を有する。また、好適には、本発明の一実施形態に従う母材鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。ここで、不可避的不純物としては、Ｚｎ、ＰｂおよびＡｓが挙げられる。これらの不純物は合計で０．１００％以下であれば、含有されることが許容される。
　本開示の溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の成分組成は、上記の必須成分に加えて、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｏ：０．０１０％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、及び、Ｂｉ：０．２００％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を、単独で、あるいは組み合わせて含有することができる。
　［Ｔｉ：０．２００％以下］
　Ｔｉは、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、Ｔｉの含有量が０．２００％超であるとλおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｔｉの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｔｉの含有量の下限は特に規定しないが、Ｔｉの含有量を０．００１％以上とすることで、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成する。これにより、鋼板の強度を上昇させ、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。このことから、Ｔｉの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｔｉの含有量は０．２００％以下とする。Ｔｉの含有量は好ましくは０．００１％以上とする。Ｔｉの含有量は好ましくは０．１００％以下とする。
　［Ｎｂ：０．２００％以下］
　Ｎｂは、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、Ｎｂの含有量が０．２００％超であるとλおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｎｂの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｎｂの含有量の下限は特に規定しないが、Ｎｂの含有量を０．００１％以上とすることで、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成する。これにより、鋼板の強度を上昇させ、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。このことから、Ｎｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｎｂの含有量は０．２００％以下とする。Ｎｂの含有量は好ましくは０．００１％以上とする。Ｎｂの含有量は好ましくは０．１００％以下とする。
　［Ｖ：０．２００％以下］
　Ｖは、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、Ｖの含有量が０．２００％超であるとλおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｖの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｖの含有量の下限は特に規定しないが、Ｖの含有量を０．００１％以上とすることで、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成する。これにより、鋼板の強度を上昇させ、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。このことから、Ｖの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｖの含有量は０．２００％以下とする。Ｖの含有量は好ましくは０．００１％以上とする。Ｖの含有量は好ましくは０．１００％以下とする。
　［Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下］
　ＴａおよびＷの含有量がそれぞれ０．１０％超であると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．１０％以下にする。なお、ＴａおよびＷの含有量の下限は特に規定しないが、熱間圧延時又は連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成する。これにより、鋼板の強度を上昇させることから、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．１０％以下とする。ＴａおよびＷの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０１％以上とする。ＴａおよびＷの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０８％以下とする。
　［Ｂ：０．０１００％以下］
　Ｂは、０．０１００％以下であれば鋳造時あるいは熱間圧延時において鋼板内部に割れを生成せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、λおよび曲げ性が低下しない。そのため、Ｂの含有量は０．０１００％以下にする。なお、Ｂの含有量の下限は特に規定しないが、焼鈍中にオーステナイト粒界に偏析し、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｂの含有量は０．０００３％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｂを含有する場合には、その含有量は０．０１００％以下とする。Ｂの含有量は、より好ましくは０．０００３％以上とする。Ｂの含有量は、さらに好ましくは０．００８０％以下とする。
　［Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下］
　Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉがそれぞれ１．００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ１．００％以下にする。なお、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量の下限は特に規定しないが、これらは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ１．００％以下とする。Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量は、好ましくは０．８０％以下とする。
　［Ｃｏ：０．０１０％以下］
　Ｃｏの含有量が０．０１０％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下にする。なお、Ｃｏの含有量の下限は特に規定しないが、Ｃｏは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｏの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下とする。Ｃｏの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｃｏの含有量は、好ましくは０．００８％以下とする。
　［Ｃｕ：１．００％以下］
　Ｃｕの含有量が１．００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｃｕの含有量は１．００％以下にする。なお、Ｃｕの含有量の下限は特に規定しないが、Ｃｕは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃｕの含有量は１．００％以下とする。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．８０％以下とする。
　［Ｓｎ：０．２００％以下］
　Ｓｎの含有量が０．２００％超であると、鋳造時あるいは熱間圧延時において鋼板内部に割れを生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｓｎの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｓｎの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓｎは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｓｎの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｓｎの含有量は０．２００％以下とする。Ｓｎの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｓｎの含有量は、好ましくは０．１００％以下とする。
　［Ｓｂ：０．２００％以下］
　Ｓｂの含有量が０．２００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｓｂの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｓｂの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓｂは表層軟化厚みを制御し、強度調整を可能にする元素であることから、Ｓｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｓｂの含有量は０．２００％以下とする。Ｓｂの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｓｂの含有量は、好ましくは０．１００％以下とする。
　［Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下］
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量がそれぞれ０．０１００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０１００％以下にする。なお、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量の下限は特に規定しないが、これら元素は窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００５％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０１００％以下とする。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。なお、ＲＥＭ（希土類元素）とは、Ｓｃ、Ｙと原子番号５７のランタン（Ｌａ）から原子番号７１のルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素の総称であり、ここでいうＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量である。
　［Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下］
　ＺｒおよびＴｅがそれぞれ０．１００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ０．１００％以下にする必要がある。なお、ＺｒおよびＴｅの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、ＺｒおよびＴｅの含有量は０．１００％以下とする。ＺｒおよびＴｅの含有量は、好ましくはそれぞれ０．００１％以上とする。ＺｒおよびＴｅの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０８０％以下とする。
　［Ｈｆ：０．１０％以下］
　Ｈｆの含有量が０．１０％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｈｆの含有量は０．１０％以下にする。なお、Ｈｆの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｈｆの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｈｆの含有量は０．１０％以下とする。Ｈｆの含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｈｆの含有量は、好ましくは０．０８％以下とする。
　［Ｂｉ：０．２００％以下］
　Ｂｉの含有量が０．２００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｂｉの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｂｉの含有量の下限は特に規定しないが、Ｂｉは偏析を軽減する元素であることから、Ｂｉの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｂｉの含有量は０．２００％以下とする。Ｂｉの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｂｉの含有量は、好ましくは０．１００％以下とする。
　なお、上記したＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｗ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｅ、ＨｆおよびＢｉについて、各含有量が好ましい下限値未満の場合には本発明の効果を害することがない。そのため、これらを不可避的不純物として含むものとする。
　次に、本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板のミクロ組織について、説明する。
　［母材鋼板の板厚１／４位置でのマルテンサイトの面積率：３０％以上］
　母材鋼板のミクロ組織においてマルテンサイトを一定量含む。具体的には、母材鋼板の板厚１／４位置におけるマルテンサイトの面積率を３０％以上とすることにより、所望のＹＲ、高いλ、および、高い曲げ性を実現することが可能となる。したがって、母材鋼板の板厚１／４位置でのマルテンサイトの面積率は３０％以上とする。母材鋼板の板厚１／４位置でのマルテンサイトの面積率は、好ましくは３５％以上、より好ましくは４０％以上、さらに好ましくは４５％以上である。なお、母材鋼板の板厚１／４位置でのマルテンサイトの面積率の上限については特に限定されない。しかしながら、高いＹＲ、高いλ、および、高い曲げ性を得る観点から、母材鋼板の板厚１／４位置でのマルテンサイトの面積率は、好ましくは９９％以下、より好ましくは９８％以下、さらに好ましくは９７％以下である。なお、ここでいうマルテンサイトには、焼入れマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）に加え、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトが含まれる。
　［母材鋼板の板厚１／４位置でのフェライトの面積率：７０％以下］
　母材鋼板の板厚１／４位置でのフェライトの面積率を７０％以下とすることにより、ＹＲが増加する。また、λが増加し、曲げ性も向上する。したがって、母材鋼板の板厚１／４位置でのフェライトの面積率は７０％以下とする。母材鋼板の板厚１／４位置でのフェライトの面積率は、好ましくは６０％以下である。なお、母材鋼板の板厚１／４位置でのフェライトの面積率は、０％であってもよい。ただし、製造から２４時間後における前記母材鋼板の低温域拡散性水素量を減少し、トリムエッジの品質を向上する観点からは、母材鋼板の板厚１／４位置でのフェライトの面積率は好ましくは１％以上、より好ましくは２％以上である。なお、ここでいうフェライトは、ベイニティックフェライトと定義される場合もある。
　ここで、母材鋼板の板厚１／４位置でのマルテンサイト（焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及びベイナイト）、並びにフェライト（ベイニティックフェライト）の面積率の測定方法は、以下の通りである。
　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試料を切り出した後、観察面を、ダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨し、その後、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させる。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて、母材鋼板の板厚の１／４位置を観察位置とし、５０００倍の倍率で、１７μｍ×２３μｍの視野範囲で３視野観察する。得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ　Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ　Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、以下のとおり処理する。即ち、各構成組織（フェライト（ベイニティックフェライト）、マルテンサイト（焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び焼入れマルテンサイト））の面積を測定面積で除した面積率を３視野分算出し、それらの値を平均して各組織の面積率とする。また、上記の組織画像において、フェライト（ベイニティックフェライト）は凹部の組織で炭化物を含まない平坦な組織である。さらに、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトは凹部の組織で微細な炭化物を含む組織、焼入れマルテンサイトは凸部でかつ組織内部が微細な凹凸を有した組織であり、互いに識別可能である。なお、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトは、マルテンサイトの面積率として合計の面積率を求めることから、互いに識別可能でなくてよい。
　［母材鋼板の板厚１／４位置での残留オーステナイトの体積率：２０．０％以下］
　母材鋼板のミクロ組織における残留オーステナイトの体積率が２０．０％以下であれば、製造から２４時間が経過した時点における前記母材鋼板の低温域拡散性水素量を低減することができる。したがって、残留オーステナイトの体積率は２０．０％以下とする。また、残留オーステナイトの体積率が１５．０％以下であれば、残留オーステナイト中の炭素濃度が増加し、引張変形中における残留オーステナイトの応力誘起変態が抑制されるため、高いＹＲを実現することができる。そのため、残留オーステナイトの体積率は、好ましくは１５．０％以下、より好ましくは１０．０％以下、さらに好ましくは５．０％以下である。なお、残留オーステナイトの体積率の下限については特に限定されず、０％であっても所望の特性が得られる。
　ここで、母材鋼板の板厚１／４位置での残留オーステナイトの体積率は、以下のようにして測定する。
　母材鋼板表層から板厚１／４位置（母材鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）が観察面となるように、研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨する。その面について、Ｘ線回折装置により、ＣｏのＫα線源を用いて、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定する。次いで、ｂｃｃ鉄の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の各面からの積分反射強度の強度比からオーステナイトの体積率を求め、これを残留オーステナイトの体積率とする。
　また、母材鋼板の板厚１／４位置において、マルテンサイト、フェライトおよび残留オーステナイト以外の残部組織の面積率は５％以下であることが好ましい。残部組織としては、その他鋼板の組織として公知のもの、例えば、パーライト、セメンタイトや準安定炭化物（イプシロン（ε）炭化物、イータ（η）炭化物、カイ（χ）炭化物等）等の炭化物が挙げられる。残部組織の同定は、例えば、ＳＥＭによる観察により、行えばよい。
　また、残部組織の面積率は、次式により算出する。なお、残留オーステナイトの体積率≒面積率とみなして次式に規定する。
［残部組織の面積率（％）］＝１００－［マルテンサイトの面積率（％）］－［フェライトの面積率（％）］－［残留オーステナイトの面積率（％）］
　また、本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板では、母材鋼板の低温域拡散性水素量を適正に制御することが、肝要である。
　［製造から２４時間が経過した時点における母材鋼板の低温域拡散性水素量：０．０１５質量ｐｐｍ以下］
　製造から２４時間が経過した時点における母材鋼板の低温域拡散性水素量は、極めて重要な要件である。すなわち、本発明者らは、高いＹＲ、ならびに、製造直後において高いλおよび曲げ性を有し、かつ、トリムエッジの品質を高めた、溶融亜鉛めっき鋼板を得るべく、鋭意検討を重ねた。その結果、製造から２４時間が経過した時点における母材鋼板の低温域拡散性水素量、つまり、製造から２４時間が経過した時点における母材鋼板を室温から５０℃まで加熱した際に母材鋼板から放出される水素量が、上記の特性に影響する。特に、当該水素量が、連続焼鈍ラインでは製造ラインの出側でトリムされたエッジの品質に大きく影響を与えることを見出した。すなわち、本発明者らは、トリムエッジの品質が、母材鋼板を加熱した際に、高温域で母材鋼板から放出される水素量よりもむしろ、低温域、具体的には、室温から５０℃までの温度域で放出される水素量に大きく依存しているとの知見を得た。さらに、高いＹＲ、ならびに、高いλおよび曲げ性を有しながら、トリムエッジの品質を大幅に向上させるために、以下の知見を得た。即ち、製造から２４時間が経過した時点における母材鋼板の低温域拡散性水素量を低減する、特に、０．０１５質量ｐｐｍ以下とすることが不可欠である、との知見を得て、本発明を開発するに至ったのである。そのため、製造から２４時間が経過した時点における母材鋼板の低温域拡散性水素量は０．０１５質量ｐｐｍ以下とする。製造から２４時間経過した時点における母材鋼板の低温域拡散性水素量は少ないほど好ましく、好ましくは０．０１０質量ｐｐｍ以下、より好ましくは０．００６質量ｐｐｍ以下である。なお、製造から２４時間が経過した時点における母材鋼板の低温域拡散性水素量の下限は特に限定されるものではなく、０質量ｐｐｍであってもよい。ただし、生産技術上の制約から、製造から２４時間が経過した時点における母材鋼板の低温域拡散性水素量は０．００１質量ｐｐｍ以上が好ましい。
　ここで、製造から２４時間が経過した時点における母材鋼板の低温域拡散性水素量は、以下のようにして測定する。
　すなわち、溶融亜鉛めっきラインで製造後の鋼帯より、長さが５００ｍｍの大板サンプルを採取する。製造から２４時間後において大板サンプルの中央位置より、長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片をせん断加工により採取する。採取後、ただちに、試験片を液体窒素に浸漬する。ついで、試験片の表面温度が室温未満となるように処理液の温度を管理しながら、試験片の溶融亜鉛めっき層をアルカリ除去する。ついで、昇温脱離分析法により、試験片を加熱した際に、試験片から放出される水素量を測定する。具体的には、試験片を室温から昇温到達温度：３００℃、昇温速度：２００℃／ｈｒの条件で加熱し、その後、室温まで冷却する。この際、加熱時の室温から５０℃までの温度域で試験片から放出された累積水素量（以下、累積放出水素量ともいう）を測定する。そして、次式により、母材鋼板の低温域拡散性水素量を算出する。試験片の溶融亜鉛めっき層が完全に剥離されたか否かについては、試験片を室温から昇温し、２００～２１０℃におけるＴＤＡ分析にて放出水素量がゼロになったことが確認できた場合を完全にめっき層が剥離できたと見なす。
［母材鋼板の低温域拡散性水素量（質量ｐｐｍ）］＝［累積放出水素量（ｇ）］÷［試験片の質量（ｇ）］×１０６
　ここで、製造から２４時間が経過した時点とは、溶融亜鉛めっきラインでの全ての工程（表２の焼鈍工程～再加熱工程）が終了し、連続焼鈍ラインの出側でコイル状に巻き取りが完了した時点を起点とし、その起点から２４時間±２時間経過後の時点を意味する。
　また、室温は、１０～２５℃の範囲内であれば、母材鋼板の低温域拡散性水素量の測定に特段の影響を与えるものではない。ただし、室温が、１０～２５℃の範囲外となる場合には、２５℃を室温の代表温度とし、２５℃から５０℃までの温度域での試験片からの累積放出水素量を測定すればよい。
　なお、打ち抜き加工、伸びフランジ成形、および曲げ加工等の冷間加工を施した溶融亜鉛めっき鋼板（部材）や、前記加工後の溶融亜鉛めっき鋼板（部材）をさらに溶接して製造した部材についても同様にして低温域拡散性水素量を測定すればよい。さらには、当該部材からなる自動車の骨格構造部品、又は、補強部品についても、上記と同様の要領で母材鋼板部分の低温域拡散性水素量を測定すればよい。
　また、本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の板厚は特に限定されないが、通常、０．３ｍｍ以上２．８ｍｍ以下である。
　溶融亜鉛めっき層について：
　つぎに、本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の溶融亜鉛めっき層について説明する。なお、ここでいう溶融亜鉛めっき層には、溶融亜鉛めっきに合金化処理を施して得た合金化溶融亜鉛めっき層も含むものとする。また、溶融亜鉛めっき層は、母材鋼板の両表面に設ける。
　溶融亜鉛めっき層の組成は特に限定されず、一般的なものであればよい。一例において溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅ：２０質量％以下、Ａｌ：０．００１質量％以上１．０質量％以下を含有する。さらに、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種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有する。そして、残部はＺｎ及び不可避的不純物からなる。合金化していない溶融亜鉛めっき層の場合には、一例においては、めっき層中のＦｅ含有量が７質量％未満である。合金化溶融亜鉛めっき層の場合には、一例においては、めっき層中のＦｅ含有量は７質量％以上１５質量％以下、より好ましくは８質量％以上１３質量％以下である。しかし、本発明は、これらに限定されない。
　また、片面あたりのめっき付着量は、特に限定されるものではないが、２０～８０ｇ／ｍ２が好ましい。
　加えて、本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板では、溶融亜鉛めっき層のクラックおよびδ１相の半値全幅を適正に制御することが、肝要である。
　［溶融亜鉛めっき層を貫通するクラック数密度：３０本／ｍｍ以上］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。めっき層を貫通するクラック数密度を増加することで、製造から２４時間が経過した時点における前記母材鋼板の低温域拡散性水素量を低減することができる。その結果として高いλおよび曲げ性を有しながら、トリムエッジの品質を向上することができる。こうした効果を得るためには、めっき層を貫通するクラック数密度を３０本／ｍｍ以上にする必要がある。なお、めっき層を貫通するクラック数密度の上限は特に限定しないが、めっき品質が低下することから、１００本／ｍｍ以下であることが好ましい。したがって、めっき層を貫通するクラック数密度は３０本／ｍｍ以上とする。めっき層を貫通するクラック数密度は、好ましくは４０本／ｍｍ以上とする。めっき層を貫通するクラック数密度は、好ましくは１００本／ｍｍ以下とする。
　ここで、めっき層を貫通するクラック数密度は、以下のようにして測定する。
　溶融亜鉛めっき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試料を切り出した後、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨する。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭを用いて、溶融亜鉛めっき層を観察位置とし、２０００倍の倍率で、1枚当たり圧延方向に１４０μｍ、板厚方向に４４μｍの視野範囲で、圧延方向に２ｍｍの領域を観察する。上記の組織画像において、溶融亜鉛めっきを貫通したクラックの本数を計測し、２ｍｍで除することで、めっき層を貫通するクラック数密度を算出する。
　［溶融亜鉛めっき層のδ１相の半値全幅：０．１００度以上］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。めっき層のδ１相の半値全幅を増加することで、製造から２４時間が経過した時点における前記母材鋼板の低温域拡散性水素量を低減することができ、結果として高いλおよび曲げ性を有しながら、トリムエッジの品質を向上することができる。こうした効果を得るためには、めっき層のδ１相の半値全幅を０．１００度以上にする必要がある。なお、めっき層のδ１相の半値全幅の上限は特に限定しないが、めっき品質が低下する場合があることから、０．１５０度以下であることが好ましい。したがって、めっき層のδ１相の半値全幅は０．１００度以上とする。めっき層のδ１相の半値全幅は、好ましくは０．１１０度以上とする。めっき層のδ１相の半値全幅は、好ましくは０．１５０度以下とする。
　ここで、めっき層のδ１相の半値全幅は、以下のようにして測定する。
　溶融亜鉛めっき鋼板の表面が観察面となるように試料を切り出した後、表面について、Ｘ線回折装置により、Ｃｕの管球を用いて、サンプリングの角度ステップは０．００６°とし、一点当たり０．３６秒の測定を行う。また、Ｘ線回折装置・線源自身に由来する半値全幅を差し引く目的で、ひずみの無い標準試料として熱処理したＳｉ及びＬａＢ６をそれぞれ角度ステップ０．００４°及び０．００２°で測定を行う。その結果から、「Ｎ．Ｌ．　Ｏｋａｍｏｔｏ，　Ｋ．　Ｔａｎａｋａ，　Ａ．　Ｙａｓｕｈａｒａ　ａｎｄ　Ｈ．　Ｉｎｕｉ：　Ａｃｔａ　Ｃｒｙｓｔ．，　Ｂ７０（２０１４），　２７５．」に記載の同様の方法で、半値全幅の変化を求める。
　本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の板厚は特に限定されないが、通常、０．３ｍｍ以上２．８ｍｍ以下である。
　溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について：
　つぎに、本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について、説明する。
　まず、上述した成分組成を有する鋼素材を溶製して鋼スラブを製造する。本開示において、鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉や電気炉等、公知の溶製方法いずれもが適合する。また、鋼スラブ（スラブ）は、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。また、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する。又は、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延等の省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
　次いで、製造した鋼スラブに粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施して熱延板とする。一例においては、上記のように製造した鋼スラブを、一旦室温まで冷却し、その後スラブ加熱してから圧延する。スラブ加熱温度は、炭化物の溶解や、圧延荷重の低減の観点から、１１００℃以上とすることが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。なお、スラブ加熱温度は、加熱時のスラブ表面の温度を基準とする。
　ついで、鋼スラブを、通常の条件で粗圧延によりシートバーとする。なお、スラブ加熱温度を低めにした場合は、圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。また、仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上が好ましい。仕上げ圧延温度を過度に低下させると、圧延負荷の増大や、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率の上昇を招く。これにより、圧延方向に伸長した異常な組織が発達し、その結果、焼鈍後に得られる鋼板の加工性が低下する場合がある。なお、Ａｒ３変態点は次式により求める。
Ａｒ３（℃）＝８６８－３９６×［％Ｃ］＋２４．６×［％Ｓｉ］－６８．１×［％Ｍｎ］－３６．１×［％Ｎｉ］－２０．７×［％Ｃｕ］－２４．８×［％Ｃｒ］
なお、上記の式中の［％元素記号］は、上記の成分組成における当該元素の含有量（質量％）を表し、当該元素を含まない場合には０とする。
　なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、粗圧延板（シートバー）を仕上げ圧延前に一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために、仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、および材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下の範囲とすることが好ましい。
　次いで、熱延板に、酸洗を施す。酸洗によって、鋼板表面の酸化物を除去することができることから、最終製品の高強度鋼板における良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。なお、酸洗は、一回のみ行ってもよく、複数回に分けて行ってもよい。
　次いで、酸洗後の熱延板、または酸洗後に任意で熱処理を施した熱延板（熱延焼鈍板）に冷間圧延を施して冷延鋼板とする。歪が均一に効率的に導入され、均一な組織が得られることから、タンデム式の多スタンド圧延またはリバース圧延等の、２パス以上のパス数を要する多パス圧延により冷間圧延を施すことが好ましい。
　この際、累積圧下率を２０％以上７５％以下、とすることが本実施形態において、極めて重要な発明構成要件である。
　［冷間圧延の累積圧下率：２０％以上７５％以下］
　冷間圧延の累積圧下率を増加することで、マルテンサイトの面積率が増加し、フェライトの面積率が低下することから、高いＹＲ、高いλおよび高い曲げ性を得ることができる。こうした効果を得るためには、冷間圧延の累積圧下率を２０％以上にする。一方、冷間圧延の累積圧下率が７５％を超えると、焼鈍時に生成するオーステナイトの粒径が微細になり、焼鈍板の残留オーステナイトの量が増加する。その結果、製造から２４時間後における前記母材鋼板の低温域拡散性水素量が増加するため、λ及び曲げ性が低下し、さらにトリムエッジの品質が低下する。したがって、冷間圧延の累積圧下率は２０％以上７５％以下とする。冷間圧延の累積圧下率は、好ましくは２５％以上とする。冷間圧延の累積圧下率は、好ましくは７０％以下とする。冷間圧延の累積圧下率は、より好ましくは２７％以上とする。冷間圧延の累積圧下率は、より好ましくは６０％以下とする。
　［冷間圧延の最終パスの通板速度：５０ｍｐｍ以上（好適条件）］
　冷間圧延の最終パスの通板速度を増加することで、母材鋼板の表層に歪を導入し、めっき層を貫通するクラック数密度を増加することができる。これは、溶融亜鉛めっき処理後の鋼板に、更に合金化処理する場合に顕著に有効となる。その結果、製造から２４時間が経過した時点における前記母材鋼板の低温域拡散性水素量を低減することができ、結果として高いλおよび曲げ性を有しながら、トリムエッジの品質を向上することができる。こうした効果を得るためには、冷間圧延の最終パスの通板速度は５０ｍｐｍ以上とする。なお、冷間圧延の最終パスの通板速度の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、３００ｍｐｍ以下であることが好ましい。したがって、冷間圧延の最終パスの通板速度は５０ｍｐｍ以上とする。冷間圧延の最終パスの通板速度は、好ましくは７０ｍｐｍ以上とする。冷間圧延の最終パスの通板速度は、好ましくは３００ｍｐｍ以下とする。
　上記のようにして得られた冷延鋼板に、焼鈍工程を行う。焼鈍条件は以下のとおりである。
　［加熱温度：７８０℃以上］
　加熱温度（焼鈍温度）が７８０℃未満では、フェライト及びオーステナイトの二相域での焼鈍処理になり、焼鈍後に多量のフェライトを含有するため、所望のＹＲを実現することが困難になる。なお、加熱温度の上限は特に規定しないが、加熱温度が上昇すると、焼鈍後の表層軟化厚みが増加し、ＴＳが低下することや、旧オーステナイト粒径が粗大化し、ＹＲが低下することから、１０００℃以下が好ましい。したがって、加熱温度は７８０℃以上とする。好ましくは８２０℃以上とする。加熱温度は、好ましくは１０００℃以下とする。加熱温度は、より好ましくは８３０℃以上とする。加熱温度は、より好ましくは９８０℃以下とする。なお、加熱温度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。なお、前記加熱温度での保熱時間は特に限定しないが、１０ｓ以上６００ｓ以下とすることが好ましい。
　上記の焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理を行う前に冷延鋼板を冷却する。この際の条件については、特に限定されず、常法に従えばよい。例えば、加熱温度以下５００℃以上の温度域における平均冷却速度は特に限定されるものではないが、マルテンサイトおよびフェライトの面積率を制御する観点から、５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　［めっき処理工程］
　ついで、冷延鋼板に、めっき処理を施し、めっき鋼板とする。めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理が挙げられる。また、溶融亜鉛めっき処理後に、合金化処理を施してもよい。加えて、焼鈍、冷却およびめっき処理を１ライン（ＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ　Ｌｉｎｅ））で連続して行ってもよい。例えば、焼鈍後、冷延鋼板を５００℃程度の温度域に冷却する。ついで、冷延鋼板を冷却帯の鋼帯出側に通板し、先端部が溶融亜鉛めっき浴に浸漬されたスナウトを介して、溶融亜鉛めっき浴へと移動させつつ、さらに冷却する。冷延鋼板の冷却終了から冷延鋼板が溶融亜鉛めっき浴に侵入するまでの時間は、特に限定されるものではないが、マルテンサイトおよびフェライトの面積率を制御する観点から、１ｓ以上３００ｓ以下とすることが好ましい。なお、冷却帯とスナウトとの連結部の直前には、冷延鋼板の進行方向を変化させてスナウト内に侵入させるためのロールが設けられており、冷延鋼板は、該ロールを通過してから、スナウト内に侵入する。ついで、スナウトを介して、溶融亜鉛めっき浴へと導かれた冷延鋼板を、溶融亜鉛めっき浴中に浸漬させ、溶融亜鉛めっき処理を施し、めっき鋼板とする。
　溶融亜鉛めっき処理では、例えば、冷延鋼板を４４０℃以上５００℃以下の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬させる。また、Ａｌ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である組成の溶融亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。
　また、上記のような溶融亜鉛めっき処理後に、４６０℃以上６００℃以下の温度域での合金化処理を施してもよい。合金化処理温度が４６０℃未満では、Ｚｎ－Ｆｅ合金化速度が過度に遅くなってしまい、生産性が低下する。一方、合金化処理温度が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、所望のマルテンサイトの面積率が得られない場合がある。そのため、合金化処理温度は、４６０℃以上６００℃以下が好ましい。合金化処理温度は、好ましくは４７０℃以上である。また、合金化処理温度は、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２０～８０ｇ／ｍ２（両面めっき）が好ましい。なお、めっきの付着量は、溶融亜鉛めっき処理後にガスワイピング等を行うことにより調節することが可能である。
　［任意の冷却工程］
　焼鈍工程後は、任意で、めっき鋼板を冷却する（冷却工程）。５００℃未満から４００℃超における平均冷却速度は特に限定しないが、５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下とすることが好ましい。また、前記加熱温度以下４００℃超の温度域において、高強度鋼板を一旦冷却し、再度鋼板温度を上昇しても構わない。
　［２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度：１．０℃／ｓ以上（冷却工程）］
　２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を増加することで、フェライトの面積率を減少し、マルテンサイトの面積率を増加することができる。溶融亜鉛めっき層が凝固した後に、母材鋼板がマルテンサイト変態することで、めっき層を貫通するクラック数密度を増加することができる。その結果、製造から２４時間が経過した時点における前記母材鋼板の低温域拡散性水素量を低減することができ、結果として高いλおよび曲げ性を有しながら、トリムエッジの品質を向上することができる。こうした効果を得るためには、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上とする。２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は、２．０℃／ｓ以上が好ましく、３．０℃／ｓ以上がより好ましく、４．０℃／ｓ以上がさらに好ましい。なお、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、１００．０℃／ｓ以下が好ましく、８０．０℃／ｓ以下がさらに好ましい。冷却停止温度が２５０℃を超える場合は、平均冷却速度は冷却停止温度以上４００℃以下の温度域における値とする。なお、平均冷却速度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
　なお、２５０℃以上４００℃以下の温度域における冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷、及び空冷などを適用することができる。
　［表層における一軸引張歪量：０．１％以上］
　上記の焼鈍および冷却を経た溶融亜鉛めっき鋼板に、表層における一軸引張歪量をある程度以上とする加工を付与することにより、めっき層を貫通するクラック数密度およびめっき層のδ１相の半値全幅を増加することができる。その結果、製造から２４時間が経過した時点における前記母材鋼板の低温域拡散性水素量を低減することができ、結果として高いλおよび曲げ性を有しながら、トリムエッジの品質を向上することができる。こうした効果を得るためには、表層における一軸引張歪量は０．１％以上にする必要がある。表層における一軸引張歪量は、好ましくは０．５％以上、より好ましくは１．０％以上である。なお、表層における一軸引張歪量の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、表層における一軸引張歪量は１０．０％以下とすることが好ましい。表層における一軸引張歪量は、より好ましくは７．５％以下である。
　ここで、表層とは、溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層を意味し、表層における一軸引張歪量は、焼鈍および冷却を経た溶融亜鉛めっき鋼板の表面に、通板方向にマーカーを付与し、歪付与後の通板方向のマーカーの変位から、算出する。なお、ここで記載した歪付与方法は調質圧延、テンションレベラー、および、ロールによる繰り返し曲げ等による加工の方法である。
　［冷却工程での保熱温度：１００℃以上４５０℃以下（好適条件）］
　上述の冷却工程において、１００℃以上４５０℃以下の温度域の保熱温度で５ｓ以上保熱することが好ましい。上記範囲内にあることで、溶融亜鉛めっき鋼板に保熱を施し、ベイニティックフェライトの面積率をより低減することで、ＹＲ、λ及び曲げ性をより好適な範囲内とすることができる。冷却工程での保熱温度は１５０℃以上がより好ましく、２００℃以上がさらに好ましい。また、冷却工程での保熱温度は４００℃以下がより好ましく、３５０℃以下がさらに好ましい。なお、前記冷却工程での温度は鋼板表面温度を基準とする。この温度で保熱した後、冷却し、上述の表層における一軸引張歪量が０．１％以上の歪付与加工を行う。この保熱後の冷却条件は特に限定されず、常法に従えばよい。
　［冷却工程での保熱時間：５ｓ以上（好適条件）］
　冷却工程での前記保熱温度で保熱することで、ＹＲ、λ及び曲げ性をより好適な範囲内とすることができる。こうした効果を得るためには、冷却工程での保熱温度における保熱時間は５ｓ以上が好ましく、１０ｓ以上がより好ましく、１５ｓ以上がさらに好ましい。なお、冷却工程での保熱温度における保熱時間の上限は特に規定しないが、ＴＳをより好適な範囲内とするためには、冷却工程での保熱温度における保熱時間は５００ｓ以下が好ましく、２５０ｓ以下がより好ましい。
　［冷却停止温度：２５０℃以下（好適条件）］
　上述した冷却工程において、冷却停止温度は２５０℃以下が好ましく、２００℃以下がより好ましい。冷却停止温度が２５０℃以下であれば、焼鈍後に多量の残留オーステナイトが生じることを防ぎ、ＹＲ、λ及び曲げ性をより向上することができる。なお、冷却停止温度の下限は特に規定しないが、生産性の観点から室温以上とすることが好ましい。なお、冷却停止速度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
　なお、２５０℃以下前記冷却停止温度までの平均冷却速度は特に規定しないが、ＹＲをより向上するためには、２５０℃以下前記冷却停止温度までの平均冷却速度は１℃／ｓ以上が好ましく、２℃／ｓ以上がより好ましい。一方、生産技術上の制約から、２５０℃以下前記冷却停止温度までの平均冷却速度は、１０００℃／ｓ以下が好ましく、１５０℃／ｓ以下がより好ましい。
　なお、冷延鋼板を、前記冷却停止温度から室温まで冷却してもよい。冷却停止温度から室温までの平均冷却速度は特に限定されず、任意の方法により室温まで冷却することができる。冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷、及び空冷などを適用することができる。
　上述の通りに焼鈍を施した溶融亜鉛めっき鋼板を、前記冷却停止温度まで冷却した後、圧延してもよい。圧延の伸長率は、０．０５％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。前記冷却停止温度まで冷却した後に実施する圧延の伸長率を０．０５％以上とすることで、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。また、圧延の伸長率は、２．００％以下が好ましく、１．００％以下がより好ましい。前記冷却停止温度まで冷却した後における圧延の伸長率を２．００％以下とすることで、残留オーステナイトの体積率をより好適な範囲内とし、曲げ性及び腐食環境下でのせん断端面の損傷度をより好適な範囲とすることができる。
　前記冷却停止温度まで冷却した後における圧延は、上述した連続焼鈍装置と連続した装置上で（オンラインで）行ってもよいし、上述した連続焼鈍装置とは不連続な装置上によって（オフラインで）行ってもよい。また、一回の圧延で目的の伸長率を達成してもよいし、複数回の圧延を行い、合計で０．０５％以上２．００％以下の伸長率を達成してもよい。なお、ここで記載した圧延とは一般的には調質圧延のことを指すが、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、テンションレベラーやロールによる繰り返し曲げ等による加工の方法であっても構わない。
　［再加熱工程］
　［再加熱温度：（冷却停止温度＋５０℃）以上４５０℃以下（好適条件）］
　前記冷却停止温度までの冷却後、あるいは前記冷却停止温度までの冷却後にさらに圧延した後に、溶融亜鉛めっき鋼板に再加熱を施してもよい（再加熱工程）。溶融亜鉛めっき鋼板に再加熱を施すことで、ＹＲ及び曲げ性をより好適な範囲内とすることができる。こうした効果を得るためには、再加熱温度は、（冷却停止温度＋５０℃）以上が好ましく、（冷却停止温度＋１００℃）以上がより好ましく、（冷却停止温度＋１５０℃）以上がさらに好ましい。一方、再加熱温度の上昇に伴い、マルテンサイトの焼戻しが進行し、ＴＳが低下することから、再加熱温度は、４５０℃以下が好ましく、４００℃以下がより好ましく、３８０℃以下がさらに好ましい。なお、上記再加熱温度の温度は鋼板表面温度を基準とする。この温度に再加熱・保熱した後、冷却する。この再加熱は、上述の表層における一軸引張歪量が０．１％以上の歪付与加工を行った後に行っても良いし、当該歪付与加工を行う前に行ってもよい。この再加熱・保熱後の冷却条件は特に限定されず、常法に従えばよい。
　［再加熱温度での保熱時間：５ｓ以上（好適条件）］
　前記再加熱温度で保熱することで、ＹＲ及び曲げ性をより好適な範囲内とすることができる。こうした効果を得るためには、再加熱温度での保熱時間は、５ｓ以上が好ましく、１０ｓ以上がより好ましく、１５ｓ以上がさらに好ましい。なお、再加熱温度での保熱時間の上限は特に規定しないが、ＴＳをより好適な範囲内とするためには、再加熱温度での保熱時間は、５００ｓ以下が好ましく、２５０ｓ以下がより好ましい。なお、前記再加熱温度から室温までの冷却速度は特に限定されず、任意の方法により室温まで冷却することができる。冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷、及び空冷などを適用することができる。
　なお、溶融亜鉛めっき鋼板が取引対象となる場合には、通常、室温まで冷却された後、取引対象となる。なお、上記した条件以外の製造条件は、常法によることができる。
　部材について：
　つぎに、本発明の一実施形態に係る部材について、説明する。
　本発明の一実施形態に係る部材は、上記した本発明の一実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を用いてなる部材である。本発明の一実施形態に係る部材は、例えば、上記した本発明の一実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を、冷間プレス加工などにより、目的の形状に成形したものである。したがって、部材に成形後も溶融亜鉛めっき鋼板のミクロ組織と低温域拡散性水素量、ならびに溶融亜鉛めっき層の特性を備えている。本発明の一実施形態に係る部材は、好適には、自動車の骨格構造部品用、または、自動車の補強部品用であり、一実施形態において、これらは本発明の部材からなる。
　ここで、上記した本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板は、高いＹＲ、ならびに、伸びフランジ性および曲げ性を有し、かつ、トリムエッジの品質も高めた、溶融亜鉛めっき鋼板の開発である。そのため、本発明の一実施形態に従う部材は車体の軽量化に寄与できるので、特に、自動車の骨格構造部品用、または、自動車の補強部品用の部材全般に好適に用いることができる。
　表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブ（鋼素材）を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブを得た。得られた鋼スラブを１２５０℃に加熱して、粗圧延し、シートバーを得た。ついで、得られたシートバーに、仕上げ圧延温度：９００℃で仕上げ圧延を施し、巻取り温度：５００℃で巻取り。その後冷却を行い、熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板に酸洗を施した後、表２に示す条件で冷間圧延を施し、板厚：１．４ｍｍの冷延鋼板を得た。
　ついで、得られた冷延鋼板に、表２に示す条件で焼鈍を施した。ついで、冷延鋼板に、表２の示す種類のめっき処理を施し、両面に溶融亜鉛めっき層を有するめっき鋼板を得た。表２中のめっき処理の種類におけるＧＩは溶融亜鉛めっき処理のみ（合金化処理なしの溶融亜鉛めっき鋼板）、ＧＡは溶融亜鉛めっき処理に加えて合金化処理（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）を行ったことを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　なお、ＧＩでは、めっき浴として、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溶融亜鉛めっき浴を使用した。また、ＧＡでは、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溶融亜鉛めっき浴を使用した。めっき浴温はいずれも４７０℃とした。めっき付着量は、ＧＩでは、片面あたり４５～７２ｇ/ｍ２（両面めっき）程度とし、また、ＧＡでは、片面あたり４５ｇ/ｍ２（両面めっき）程度とした。また、ＧＡでは、合金化処理温度を５５０℃程度とした。
　また、ＧＩの溶融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、残部がＺｎおよび不可避的不純物であった。ＧＡの合金化溶融亜鉛めっき層の組成は、Ｆｅ：７～１５質量％、Ａｌ：０．１～１．０質量％で、残部がＺｎおよび不可避的不純物であった。
　ついで、得られた溶融亜鉛めっき鋼板を表２に示す条件で冷却、再加熱を施した。なお、明記していない条件については、常法に従うものとした。
　かくして得られた鋼板について、上述した方法により、母材鋼板の板厚１／４位置における組織の同定を行った。さらに、製造から２４時間が経過した時点における前記母材鋼板の低温域拡散性水素量、めっき層を貫通するクラック数密度、ならびに、めっき層のδ１相の半値全幅を測定した。結果を表３に示す。なお、得られた鋼板の母材鋼板の成分組成は、鋼スラブ段階の成分組成と実質的に同一であり、適合鋼についてはいずれも上記した実施形態に係る成分組成の範囲内であり、比較鋼についてはいずれも上記した実施形態に係る成分組成の範囲外であった。
　また、得られた鋼板について、以下の試験方法に従い、引張特性および製造直後の伸びフランジ性、製造直後の曲げ性、および、トリムエッジの品質を評価した。結果を表３に併記する。なお、実施例における製造直後とは、製造から２４時間が経過した時点を意味する。
　［引張試験］
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０２２に準拠して行った。得られた鋼板より、鋼板の圧延方向に対して直角方向となるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、クロスヘッド速度が１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＹＳおよびＴＳを測定した。なお、本発明では、降伏比（ＹＲ）が５５％以上の場合を部品強度が高いと判断した。なお、ＹＲは上述の式（１）に記載の計算方法で算出した。
　［穴広げ試験］
　穴広げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠して行った。製造から２４時間後の鋼板より、１００ｍｍ×１００ｍｍにせん断し、ついで、せん断した鋼板にクリアランス：１２．５％で直径：１０ｍｍの穴を打ち抜いた。ついで、内径：７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力：９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で鋼板を抑え、その状態で、頂角：６０°の円錐ポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定した。そして、次式により、限界穴広げ率：λ（％）を求めた。
限界穴広げ率：λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
ここで、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。そして、限界穴広げ率：λが３０％以上の場合に、製造直後の伸びフランジ性に優れると判断した。
　［曲げ試験］
　曲げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８：２０２２に準拠して行った。製造から２４時間が経過した時点の鋼板から、鋼板の圧延方向に対して平行方向が曲げ試験の軸方向となるように、幅が３０ｍｍ、長さが１００ｍｍの短冊状の試験片を採取した。その後、押込み荷重が１００ｋＮ、押付け保持時間が５秒とする条件で、９０°Ｖ曲げ試験を行った。なお、本開示では、曲げ性は曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値Ｒ／ｔが約４．５即ち、４．３～４．７となるＲにおいて、５サンプルの曲げ試験を実施した。次いで、５サンプル全ての曲げ頂点の稜線部におけるき裂の長さを評価し、き裂長さが２００μｍ以下の場合、製造直後の曲げ性に優れると判断した。ここで、き裂長さは、曲げ頂点の稜線部をデジタルマイクロスコープ（ＲＨ－２０００：株式会社ハイロックス製）を用いて、４０～１６０倍の倍率で測定することにより評価した。
　［トリムエッジの品質］
　トリムエッジの品質は、ＣＧＬの出側でのコイルのエッジを、実際のクリアランスが１５～２０％となるようにトリムした後、そのトリムされたエッジに対して、観察面である垂直方向にトリムエッジを含むように切断した。ついで、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨した。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭを用いて、トリムエッジを観察位置とし、３０倍の倍率で、トリムエッジ全体を含むように観察した。得られた画像に割れが確認されない場合に、トリムエッジの品質に優れると判断した。ここで、割れとは１００μｍ以上の長さの亀裂を意味する。
　前述した方法にしたがって、マルテンサイト及びフェライトの面積率、残留オーステナイトの体積率、製造から２４時間が経過した時点における前記母材鋼板の低温域拡散性水素量、めっき層を貫通するクラック数密度、めっき層のδ１相の半値全幅を求めた。また、残部組織について、以下に記載の方法にて観察した。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試料を切り出した後、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨し、その後、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させた。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭを用いて、鋼板の板厚の１／４位置を観察位置とし、５０００倍の倍率で、１７μｍ×２３μｍの視野範囲で３視野観察した。得られた組織画像から残部組織として炭化物を識別した。
　表３に示すように、本発明例では、ＹＲ、λ、曲げ性、および、トリムエッジの品質が優れている。一方、比較例では、ＹＲ、λ、曲げ性、および、トリムエッジの品質のいずれか一つ以上が劣っている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　以上、本発明の実施の形態について説明したが、本発明は、本実施の形態による本発明の開示の一部をなす記述により限定されない。すなわち、本実施の形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施の形態、実施例及び運用技術などは全て本発明の範疇に含まれる。例えば、上記した製造方法における一連の熱処理においては、熱履歴条件さえ満足すれば、鋼板に熱処理を施す設備等は特に限定されない。
　本発明によれば、伸びフランジ性、曲げ性及びトリムエッジの品質に優れ、かつ高い部品強度を有する溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
　特に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、トリムエッジの品質に優れるので、高い部品強度を得ながら、種々の大きさおよび形状の自動車の骨格構造部品などに適用することが可能である。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、産業上の利用価値は極めて大きい。

Claims (12)

  1. 　母材鋼板と、前記母材鋼板の表面の溶融亜鉛めっき層と、を備える溶融亜鉛めっき鋼板であって、
    　前記母材鋼板は、質量％で、
    Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
    Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．１００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下および
    Ｏ：０．０１００％以下を含有し、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    前記母材鋼板の板厚１／４位置において、
    マルテンサイトの面積率が３０％以上、
    フェライトの面積率が７０％以下、および、
    残留オーステナイトの体積率が２０．０％以下のミクロ組織と、を有し、
    　前記溶融亜鉛めっき鋼板の製造から２４時間が経過した時点における前記母材鋼板を室温から５０℃まで加熱する際に前記母材鋼板から放出される水素量である、低温域拡散性水素量が０．０１５質量ｐｐｍ以下であり、
    　前記溶融亜鉛めっき層において、
    前記溶融亜鉛めっき層を貫通するクラック数密度が３０本／ｍｍ以上、
    前記溶融亜鉛めっき層のδ１相の半値全幅が０．１００度以上である、溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．２００％以下、
    Ｎｂ：０．２００％以下、
    Ｖ：０．２００％以下、
    Ｔａ：０．１０％以下、
    Ｗ：０．１０％以下、
    Ｂ：０．０１００％以下、
    Ｃｒ：１．００％以下、
    Ｍｏ：１．００％以下、
    Ｃｏ：０．０１０％以下、
    Ｎｉ：１．００％以下、
    Ｃｕ：１．００％以下、
    Ｓｎ：０．２００％以下、
    Ｓｂ：０．２００％以下、
    Ｃａ：０．０１００％以下、
    Ｍｇ：０．０１００％以下、
    ＲＥＭ：０．０１００％以下、
    Ｚｒ：０．１００％以下、
    Ｔｅ：０．１００％以下、
    Ｈｆ：０．１０％以下、
    Ｂｉ：０．２００％以下、
    のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層である、請求項１または２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
  5. 　請求項４に記載の部材からなる、自動車の骨格構造部品又は自動車の補強部品。
  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に、
    　熱間圧延を施して熱延鋼板とし、
    　ついで、前記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗板とし、
    　ついで、前記酸洗板に、累積圧下率を２０％以上７５％以下として冷間圧延を施して冷延鋼板とし、
    　ついで、前記冷延鋼板を、加熱温度：７８０℃以上の条件で、焼鈍し、
    　ついで、前記冷延鋼板に、溶融亜鉛めっき処理を施してめっき鋼板とし、
    　ついで、前記めっき鋼板を、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上の条件で、冷却し、
    　ついで、前記めっき鋼板に、表層における一軸引張歪量が０．１％以上を付与する加工を施す、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  7. 　前記めっき鋼板の冷却中に、１００℃以上４５０℃以下の温度域で５ｓ以上保熱し、その後冷却し、その後、前記加工を施す、請求項６に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  8. 　前記めっき鋼板の冷却中に、２５０℃以下の冷却停止点で冷却を停止した後、（冷却停止温度＋５０℃）以上４５０℃以下の温度域に再加熱し、この温度域で５ｓ以上保熱し、その後冷却し、その後、前記加工を施す、請求項６に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  9. 　前記めっき鋼板の冷却中に、２５０℃以下の冷却停止点で冷却を停止し、その後、前記加工を施し、ついで、（冷却停止温度＋５０℃）以上４５０℃以下の温度域に再加熱し、この温度域で５ｓ以上保熱し、その後冷却する、請求項６に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  10. 　前記溶融亜鉛めっき処理後の鋼板に合金化処理を施す、請求項６～９のいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  11. 　冷間圧延を施す際に、最終パスの通板速度を５０ｍｐｍ以上とする、請求項６～１０のいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  12. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板に、成形加工又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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