JP7311042B2 - 亜鉛めっき鋼板，電着塗装鋼板，自動車部品，電着塗装鋼板の製造方法，及び亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は，耐抵抗溶接割れ特性に優れた亜鉛めっき鋼板，電着塗装鋼板，自動車部品，電着塗装鋼板の製造方法，及び亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。

近年，地球環境を保護する観点から，自動車の燃費改善が強く求められている。また，衝突時における乗員の安全を確保する観点から，自動車の安全性向上も強く要求されている。これらの要求に応えるためには，自動車車体の軽量化と高強度化とを両立する必要があり，自動車部品の素材となる鋼板においては，高強度化による薄肉化が積極的に進められている。しかし，自動車部品の多くは，鋼板を成形加工して製造されることから，これらの鋼板には，高い強度に加えて，優れた成形性が求められる。

鋼板の強度を高めるには種々の方法があるが，鋼板の成形性を大きく損なわずに高強度化を図ることができる方法としては，Ｓｉ添加による固溶強化が挙げられる。一方，自動車部品の製造において，プレス成型された部品は抵抗溶接（スポット溶接）により組み合わせることが多い。抵抗溶接される部品が高強度亜鉛めっき鋼板を含んでいる場合，抵抗溶接時に，溶接部近傍に残留応力が生成した状態で，めっき層の亜鉛が溶融して結晶粒界に拡散侵入することで，液体金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ：ＬＭＥ）が起き，鋼板に粒界割れ（ＬＭＥ割れ）が生じてしまうことが懸念される。特に溶接用の電極が鋼板に対して角度がついた状態で溶接が行われると，残留応力が増加して割れが生成する虞がある。残留応力は鋼板の高強度化に伴い増大すると考えられるため，鋼板の高強度化に伴うＬＭＥ割れの発生が懸念される。このようなＬＭＥ割れの問題は，特にＳｉを含有する鋼板において顕著である。

以上より，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れる高強度鋼板が求められている。

従来，上記問題に対する改善策が報告されている。特許文献１においては，母材の表面から５．０μｍ以上の深さまで，結晶粒界の少なくとも一部が酸化物に被覆された内部酸化層を有し，かつ，前記母材の表面から５．０μｍの深さまでの領域において，前記酸化物の粒界被覆率が６０％以上である溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。

特許第６３８８０９９号公報

特許文献１に記載された鋼板では，内部酸化層，すなわち粒界酸化の深さが大きすぎる故，抵抗溶接時の割れを完全に抑制するのが困難である。

このように，亜鉛めっき鋼板においては，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を高い水準で満足する鋼板は開発されていないのが実情である。

本発明は，亜鉛めっき鋼板が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり，その目的は，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れる鋼板を提供することにある。

本発明者らは，従来は粒界酸化深さ抑制の保護層としてＦｅ系電気めっき層を形成させ，鋼板側の表層制御のみで耐抵抗溶接割れ特性の改善を試みているが，鋼板側での表層制御のみでは耐抵抗溶接割れ特性を高い水準で満足することは事実上困難であると考えた。そして，Ｆｅ系電気めっき層の特性を熱処理により制御することに着想した。そして本発明者らは，上記課題を解決すべく，鋭意検討を重ねた結果，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を高い水準で満足するためには，冷間圧延後の連続焼鈍前のＳｉ含有冷延鋼板の表面に，亜鉛めっき層を形成する前のプレめっきとして，Ｆｅ系電気めっき層を片面あたりの付着量：５．０ｇ／ｍ^２以上で形成して焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板とし，該焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板に４００℃以上６５０℃以下の温度の平均昇温速度を１０℃／秒以上とする昇温工程と，雰囲気の露点を－３０℃超とする焼鈍工程を行ってＦｅ系電気めっき層の結晶粒界上に内部酸化物を形成させ，さらにＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面において，Ｓｉ含有冷延鋼板に接するＦｅ系電気めっき層の結晶粒界の数を，Ｓｉ含有冷延鋼板の幅１０μｍあたり１０以上とすることが重要であることを見出した。軟質なＦｅ系電気めっき層を冷延鋼板の片面あたりの付着量：５．０ｇ／ｍ^２以上で形成することで，溶接時にＳｉ含有冷延鋼板表面に印加される応力を緩和するとともに，昇温工程における４００℃以上６５０℃以下の温度域における平均昇温速度を１０℃／秒以上とすることで，昇温工程におけるＦｅ系電気めっき層の結晶粒の成長を極力抑制し，かつその後の焼鈍工程における雰囲気の露点を－３０℃超とすることで，焼鈍時に冷延鋼板よりＦｅ系電気めっき層に対して拡散するＳｉをＦｅ系電気めっき層の内部で酸化物とし，固溶Ｓｉ欠乏層として働いてＳｉ固溶による靭性低下を抑制し，さらにＦｅ系電気めっき層と冷延鋼板との界面に接するＦｅ系電気めっき層の結晶粒界の数を，Ｓｉ含有冷延鋼板の幅１０μｍあたり１０以上とする，すなわち冷延鋼板とＦｅ系電気めっき層との界面に接するＦｅ系電気めっき層の結晶を細粒化する結果，溶融した亜鉛のＦｅ系電気めっき層への侵入経路が分散される。この結果，溶接時に溶融した亜鉛が冷延鋼板の結晶粒界に到達する時間を遅延させ，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を向上させることができることを見出した。加えて，前記焼鈍工程において，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって板厚方向１０μｍ以上２０μｍ以下の範囲におけるＣ濃度の平均値を０．１０質量％以下とする。このように，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって板厚方向１０μｍ以上２０μｍ以下の範囲におけるＣ濃度の平均値を０．１０質量％以下とすることで，耐抵抗溶接割れ特性をより向上することができる。本発明者らは，焼鈍前にＦｅ系電気めっき層を形成した場合，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって板厚方向１０μｍ以上２０μｍ以下の範囲におけるＣ濃度をより低減することができ，耐抵抗溶接割れ特性を向上する効果をより効果的に得ることができることを見出し，本発明を完成させた。

本発明は，上記知見に基づいてなされたものである。すなわち，本発明の要旨構成は以下の通りである。

［１］ Ｓｉを０．１質量％以上３．０質量％以下含有するＳｉ含有冷延鋼板と，
前記Ｓｉ含有冷延鋼板の少なくとも片面に形成された，片面あたりの付着量が５．０ｇ／ｍ^２以上であるＦｅ系電気めっき層と，
前記Ｆｅ系電気めっき層上に形成された亜鉛めっき層と，を有し，
グロー放電発光分析法にて測定した強度プロファイルにおいて，前記亜鉛めっき層と前記Ｆｅ系電気めっき層との界面から，前記Ｆｅ系電気めっき層と前記Ｓｉ含有冷延鋼板との界面までの平均Ｓｉ強度（Ｉ_{Ｓｉ，Ｆｅ}）を，Ｓｉ含有冷延鋼板中の平均Ｓｉ強度（Ｉ_{Ｓｉ，ｂｕｌｋ}）で除した値（Ｉ_{Ｓｉ，Ｆｅ}）／（Ｉ_{Ｓｉ，ｂｕｌｋ}）が０．５０以上であり，
前記亜鉛めっき層と前記Ｆｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって板厚方向１０μｍ以上２０μｍ以下の範囲におけるＣ濃度の平均値が０．１０質量％以下であり，
前記Ｆｅ系電気めっき層と前記Ｓｉ含有冷延鋼板との界面において，前記Ｓｉ含有冷延鋼板に接する前記Ｆｅ系電気めっき層の結晶粒界の数が，前記Ｓｉ含有冷延鋼板の観察視野における鋼板幅方向１０μｍあたり１０以上である，亜鉛めっき鋼板。

［２］ 前記Ｓｉ含有冷延鋼板は，Ｓｉを０．５０質量％以上３．０質量％以下含有する，前記［１］に記載の亜鉛めっき鋼板。

［３］ 前記亜鉛めっき層と前記Ｆｅ系電気めっき層との界面を起点とし，前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって脱炭層を有する，前記［１］または［２］に記載の亜鉛めっき鋼板。

［４］ 前記脱炭層の厚さが３０μｍ以上である，前記［３］に記載の亜鉛めっき鋼板。

［５］ 前記Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ１（ｇ／ｍ^２）と前記脱炭層の厚さＣ_ｄ（μｍ）とが，下式（１）を満足する，前記［３］または［４］に記載の亜鉛めっき鋼板。
１．６×（Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ１）＋（Ｃ_ｄ）≧７７・・・（１）

［６］ 前記Ｓｉ含有冷延鋼板は，前記Ｓｉに加えて，質量％で，
Ｃ：０．８％以下，
Ｍｎ：１．０％以上１２．０％以下，
Ｐ：０．１％以下，
Ｓ：０．０３％以下，
Ｎ：０．０１０％以下及び
Ａｌ：１．０％以下を含有し，残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する，前記［１］から［５］のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板。

［７］ 前記成分組成がさらに，質量％で，
Ｂ：０．００５％以下，
Ｔｉ：０．２％以下，
Ｃｒ：１．０％以下，
Ｃｕ：１．０％以下，
Ｎｉ：１．０％以下，
Ｍｏ：１．０％以下，
Ｎｂ：０．２０％以下，
Ｖ：０．５％以下，
Ｓｂ：０．０２０％以下，
Ｔａ：０．１％以下，
Ｗ：０．５％以下，
Ｚｒ：０．１％以下，
Ｓｎ：０．２０％以下，
Ｃａ：０．００５％以下，
Ｍｇ：０．００５％以下及び
ＲＥＭ：０．００５％以下
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する，前記［６］に記載の亜鉛めっき鋼板。

［８］ 前記Ｆｅ系電気めっき層は，Ｂ，Ｃ，Ｐ，Ｎ，Ｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｃｒ，Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる１または２以上の元素を合計で１０質量％以下含み，残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する，前記［１］から［７］のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板。

［９］ 前記［１］から［８］のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板上に，化成処理皮膜と，該化成処理皮膜上に形成された電着塗装皮膜とをさらに有する，電着塗装鋼板。

［１０］ 前記［９］に記載の電着塗装鋼板を少なくとも一部に用いてなる，自動車部品。

［１１］ 前記［１］から［８］のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板に化成処理を施して，化成処理皮膜が形成された化成処理鋼板を得る，化成処理工程と，
前記化成処理鋼板に電着塗装処理を施して，前記化成処理皮膜上に電着塗装皮膜が形成された電着塗装鋼板を得る，電着塗装工程と，
を含む，電着塗装鋼板の製造方法。

［１２］ Ｓｉを０．１質量％以上３．０質量％以下含有する冷延鋼板にＦｅ系電気めっき処理を施して，片面あたりの付着量が５．０ｇ／ｍ^２以上の焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層が少なくとも片面に形成された焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板とし，
次いで，前記焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を，４００℃以上６５０℃以下の温度域における平均昇温速度を１０℃／秒以上として加熱し，加熱後の温度域にて露点－３０℃超の雰囲気下で保持した後に冷却して，Ｆｅ系電気めっき鋼板とし，
次いで，前記Ｆｅ系電気めっき鋼板に亜鉛めっきを施して，亜鉛めっき鋼板を得る，亜鉛めっき鋼板の製造方法。

［１３］ 前記冷延鋼板は，Ｓｉを０．５０質量％以上３．０質量％以下含有する，前記［１２］に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。

［１４］ 前記焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ０（ｇ／ｍ^２）と前記露点（Ｄ．Ｐ．）とが下式（２）を満足する，前記［１２］または［１３］に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ０）＋（Ｄ．Ｐ．）≧０・・・（２）

［１５］ Ｂ，Ｃ，Ｐ，Ｎ，Ｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｃｒ，Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる１または２以上の元素を，前記焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層中でこれらの元素の合計含有量が１０質量％以下となるように含有するＦｅ系電気めっき浴を用いて，前記Ｆｅ系電気めっきを施す，前記［１２］から［１４］のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明によれば，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れる亜鉛めっき鋼板を提供することができる。

亜鉛めっき鋼板の断面の概要を示す図である。 グロー放電発光分析法でＳｉ及びＺｎを示す波長の発光強度を分析した強度プロファイルの生データの一例を示す図である。 グロー放電発光分析法でＳｉ及びＺｎを示す波長の発光強度を分析した強度プロファイルの生データの一例を示す図である。 ピーク強度Ｉ_Ｚｎの定義方法について説明するための図である。 Ｆｅ系めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面において，Ｓｉ含有冷延鋼板に接するＦｅ系電気めっき層の結晶粒界の数を測定するための観察用サンプルの概要を示す（ａ）斜視図及び（ｂ）Ａ－Ａ断面図である。 Ｆｅ系めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面における，Ｓｉ含有冷延鋼板に接するＦｅ系電気めっき層の結晶粒界の数の測定方法について説明するための図である。 図４の四角で囲った部分の拡大図である。 実施例Ｎｏ．３７のＦｅ系電気めっき層及び冷延鋼板の界面の観察像を示す図である。 発明例Ｎｏ．３７において，Ｆｅ系電気めっき層及びＳｉ含有冷延鋼板の界面に，境界線及び界面上の結晶粒界の位置を描画した画像を示す図である。 発明例Ｎｏ．３９のＦｅ系電気めっき層及びＳｉ含有冷延鋼板の界面の観察像を示す図である。 発明例Ｎｏ．３９において，Ｆｅ系電気めっき層及び冷延鋼板の界面に，境界線及び界面上の結晶粒界の位置を描画した画像を示す図である。 （ａ）電子線マイクロアナライザで分析したＣ濃度の板厚方向深さのプロファイルの生データの一例，及び（ｂ）平滑化処理後のデータの一例を示す図である。 （ａ）は溶接部における耐抵抗溶接割れ特性の評価方法について説明するための図，（ｂ）上図は同評価における溶接後の板組の上面図，及び下図は上図のＢ－Ｂ断面図である。

上述したＬＭＥ割れは，大きく「電極と接する表面で発生する割れ（以下，表面割れ）」と「鋼板間においてコロナボンド近傍で発生する割れ（以下，内割れ）」とに分類することができる。表面割れは，スパッタが発生するような高電流域での抵抗溶接において起こりやすいことが知られており，スパッタが発生しない適正な電流範囲内とすることで表面割れの抑制が可能である。一方で，内割れは抵抗溶接時の電流をスパッタが発生しない適正な範囲内としても起こる。また，表面割れが製造工程における外観検査で発見されやすいのに対し，内割れは外観検査で発見されにくい。これらの理由から，ＬＭＥ割れの中でも，内割れが特に大きな課題となる。溶接用の電極が鋼板に対して角度がついた状態で抵抗溶接が行われると，残留応力が増加して内割れが生成する虞がある。残留応力は鋼板の高強度化に伴い増大すると考えられるため，鋼板の高強度化に伴う内割れの発生が懸念される。本開示においては，耐抵抗溶接割れ特性の中でも，特にこの内割れを防ぐ特性を向上することができる。

以下，本発明の実施形態について説明する。
なお，以下の説明において，Ｓｉ含有冷延鋼板の成分組成の各元素の含有量，めっき層成分組成の各元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であり，特に断らない限り単に「％」で示す。また，本明細書中において，「～」を用いて表される数値範囲は，「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。また，本明細書において，鋼板が「高強度」であるとは，ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して測定した鋼板の引張強さＴＳが５９０ＭＰａ以上であることを意味する。

図１に，本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板１の断面の概要を示す。図１に示すように，亜鉛めっき鋼板１は，Ｓｉ含有冷延鋼板２の少なくとも片面に，Ｆｅ系電気めっき層３と，該Ｆｅ系電気めっき層上に形成された亜鉛めっき層４とを有する。まず，Ｓｉ含有冷延鋼板の成分組成について説明する。

Ｓｉ：０．１％以上３．０％以下
Ｓｉは，加工性を大きく損なうことなく，固溶により鋼の強度を高める効果（固溶強化能）が大きいため，鋼板の高強度化を達成するのに有効な元素である。一方で，Ｓｉは溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に悪影響を及ぼす元素でもある。Ｓｉを鋼板の高強度化を達成するために添加する場合には，０．１％以上の添加が必要である。また，Ｓｉを含有さえしていれば，後述する通りＦｅ系電気めっき層の結晶粒界にＳｉの内部酸化物を形成させることができるが，Ｓｉが０．５０％未満では，従来の０．２４秒程度のホールドタイムによる溶接では，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に特に問題は生じにくい。しかしながら，自動車部品の組み立て工程におけるスポット溶接時のタクトタイムが生産コストの観点で課題となり，ホールドタイム低減による対策が取られた場合，Ｓｉ量が０．５０％未満でも溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が不十分となる場合がある。一方，Ｓｉの含有量が３．０％を超えると，熱間圧延性及び冷間圧延性が大きく低下し，生産性に悪影響を及ぼしたり，鋼板自体の延性の低下を招いたりするおそれがある。よって，Ｓｉは０．１％以上３．０％以下の範囲で添加する。Ｓｉ量は，好ましくは０．５０％以上，より好ましくは０．７％以上，さらに好ましくは０．９％以上とする。また，Ｓｉ量は，好ましくは２．５％以下，より好ましくは２．０％以下，さらに好ましくは１．７％以下とする。

本実施形態に係るＳｉ含有冷延鋼板は，Ｓｉを上記範囲で含有することを必須の要件とするが，その他の成分については，通常の冷延鋼板が有する組成範囲であれば許容することができ，特に制限されるものではない。ただし，本実施形態のＳｉ含有冷延鋼板を，引張強さ（ＴＳ）５９０ＭＰａ以上の高強度とする場合には，以下の成分組成とすることが好ましい。

Ｃ：０．８％以下（０％を含まない）
Ｃは，鋼組織としてマルテンサイトなどを形成させることで加工性を向上する。Ｃを含有させる場合，良好な溶接性を得るため，Ｃ量は０．８％以下とすることが好ましく，０．３％以下とすることがより好ましい。Ｃの下限は特に限定されないが，良好な加工性を得るためにはＣ量は０％超であることが好ましく，０．０３％以上とすることがより好ましく，０．０８％以上含有させることがさらに好ましい。

Ｍｎ：１．０％以上１２．０％以下
Ｍｎは，鋼を固溶強化して高強度化するとともに，焼入性を高め，残留オーステナイト，ベイナイト，及びマルテンサイトの生成を促進する作用を有する元素である。このような効果は，Ｍｎを１．０％以上添加することで発現する。一方，Ｍｎ量が１２．０％以下であれば，コストの上昇を招かずに上記効果が得られる。よって，Ｍｎ量は１．０％以上とすることが好ましく，１２．０％以下とすることが好ましい。Ｍｎ量は１．３％以上とすることがより好ましく，１．５％以上とすることがさらに好ましく，１．８％以上とすることが最も好ましい。また，Ｍｎ量は３．５％以下とすることがより好ましく，３．３％以下とすることがさらに好ましい。

Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｐの含有量を抑制することで，溶接性の低下を防ぐことができる。さらにＰが粒界に偏析することを防いで，延性，曲げ性，及び靭性が劣化することを防ぐことができる。また，Ｐを多量に添加すると，フェライト変態を促進することで結晶粒径も大きくなってしまう。そのため，Ｐ量は０．１％以下とすることが好ましい。Ｐの下限は特に限定されず，生産技術上の制約から０％超であり得，０．００１％以上であり得る。

Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｓ量は０．０３％以下とすることが好ましく，０．０２％以下とすることがより好ましい。Ｓ量を抑制することで，溶接性の低下を防ぐとともに，熱間時の延性の低下を防いで，熱間割れを抑制し，表面性状を著しく向上することができる。さらに，Ｓ量を抑制することで，不純物元素として粗大な硫化物を形成することにより，鋼板の延性，曲げ性，伸びフランジ性の低下を防ぐことができる。これらの問題はＳ量が０．０３％を超えると顕著となり，Ｓの含有量は極力低減することが好ましい。Ｓの下限は特に限定されず，生産技術上の制約から０％超であり得，０．０００１％以上であり得る。

Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）
Ｎの含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｎの含有量を０．０１０％以下とすることで，ＮがＴｉ，Ｎｂ，Ｖと高温で粗大な窒化物を形成することでＴｉ，Ｎｂ，Ｖ添加による鋼板の高強度化の効果が損なわれることを防ぐことができる。また，Ｎの含有量を０．０１０％以下とすることで靭性の低下も防ぐことができる。さらに，Ｎの含有量を０．０１０％以下とすることで，熱間圧延中にスラブ割れ，表面疵が発生することを防ぐことができる。Ｎの含有量は，好ましくは０．００５％以下であり，より好ましくは０．００３％以下であり，さらに好ましくは０．００２％以下である。Ｎの含有量の下限は特に限定されず，生産技術上の制約から０％超であり得，０．０００５％以上であり得る。

Ａｌ：１．０％以下（０％を含まない）
Ａｌは熱力学的に最も酸化しやすいため，Ｓｉ及びＭｎに先だって酸化し，Ｓｉ及びＭｎの鋼板最表層での酸化を抑制し，Ｓｉ及びＭｎの鋼板内部での酸化を促進する効果がある。この効果はＡｌ量が０．０１％以上で得られる。一方，Ａｌ量が１．０％を超えるとコストアップになる。したがって，添加する場合，Ａｌ量は１．０％以下とすることが好ましい。Ａｌ量は０．１％以下とすることがより好ましい。Ａｌの下限は特に限定されず，０％超であり得，０．００１％以上であり得る。

成分組成はさらに，任意で，Ｂ：０．００５％以下，Ｔｉ：０．２％以下，Ｃｒ：１．０％以下，Ｃｕ：１．０％以下，Ｎｉ：１．０％以下，Ｍｏ：１．０％以下，Ｎｂ：０．２０％以下，Ｖ：０．５％以下，Ｓｂ：０．２００％以下，Ｔａ：０．１％以下，Ｗ：０．５％以下，Ｚｒ：０．１％以下，Ｓｎ：０．２０％以下，Ｃａ：０．００５％以下，Ｍｇ：０．００５％以下及びＲＥＭ：０．００５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有し得る。

Ｂ：０．００５％以下
Ｂは鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。焼入れ性を向上するためには，Ｂ量は０．０００３％以上とすることが好ましく，０．０００５％以上とすることがより好ましい。しかし，Ｂを過度に添加すると成形性が低下するため，Ｂ量は０．００５％以下とすることが好ましい。

Ｔｉ：０．２％以下
Ｔｉは鋼の析出強化に有効である。Ｔｉの下限は特に限定されないが，強度調整の効果を得るためには，０．００５％以上とすることが好ましい。しかし，Ｔｉを過度に添加すると，硬質相が過大となり，成形性が低下するため，Ｔｉを添加する場合，Ｔｉ量は０．２％以下とすることが好ましく，０．０５％以下とすることがより好ましい。

Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒ量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｃｒ量を０．００５％以上とすることで，焼き入れ性を向上し，強度と延性とのバランスを向上することができる。添加する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｃｒ量は１．０％以下とすることが好ましい。

Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕ量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｃｕ量を０．００５％以上とすることで，残留γ相の形成を促進することができる。また，Ｃｕ量を添加する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｃｕ量は１．０％以下とすることが好ましい。

Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉ量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｎｉ量を０．００５％以上とすることで，残留γ相の形成を促進することができる。また，Ｎｉを添加する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｎｉ量は１．０％以下とすることが好ましい。

Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏ量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｍｏ量を０．００５％以上とすることで，強度調整の効果を得ることができる。Ｍｏ量はより好ましくは０．０５％以上とする。また，Ｍｏを添加する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｍｏ量は１．０％以下が好ましい。

Ｎｂ：０．２０％以下
Ｎｂは，０．００５％以上含有することで強度向上の効果が得られる。また，Ｎｂを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｎｂ量は０．２０％以下とすることが好ましい。

Ｖ：０．５％以下
Ｖは，０．００５％以上含有することで強度向上の効果が得られる。また，Ｖを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｖ量は０．５％以下とすることが好ましい。

Ｓｂ：０．０２０％以下
Ｓｂは鋼板表面の酸化を抑制する観点から含有することができる。Ｓｂは鋼板の酸化を抑制することで，めっきの濡れ性を改善する。このような効果を得るためには，Ｓｂ量は０．００１％以上とすることが好ましい。一方，Ｓｂは脱炭層の形成を抑制する。良好な耐抵抗溶接割れ特性を得るためには，Ｓｂ量は０．０２０％以下とすることが好ましい。Ｓｂ量はより好ましくは０．０１５％以下であり，より好ましくは０．０１２％以下である。

Ｔａ：０．１％以下
Ｔａは，０．００１％以上含有することで強度向上の効果が得られる。また，Ｔａを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｔａ量は０．１％以下とすることが好ましい。

Ｗ：０．５％以下
Ｗは，０．００５％以上含有することで強度向上の効果が得られる。また，Ｗを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｗ量は０．５％以下とすることが好ましい。

Ｚｒ：０．１％以下
Ｚｒは，０．０００５％以上含有することで強度向上の効果が得られる。また，Ｚｒを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｚｒ量は０．１％以下とすることが好ましい。

Ｓｎ：０．２０％以下
Ｓｎは脱窒，脱硼等を抑制して，鋼の強度低下抑制に有効な元素である。こうした効果を得るにはそれぞれ０．００２％以上とすることが好ましい。一方，良好な耐衝撃性を得るために，Ｓｎ量は０．２０％以下とすることが好ましい。

Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは，０．０００５％以上含有することで硫化物の形態を制御し，延性，靭性を向上させることができる。また，良好な延性を得る観点から，Ｃａ量は０．００５％以下とすることが好ましい。

Ｍｇ：０．００５％以下
Ｍｇは，０．０００５％以上含有することで硫化物の形態を制御し，延性，靭性を向上させることができる。また，Ｍｇを含有する場合，コストアップを防ぐ観点から，Ｍｇ量は０．００５％以下とすることが好ましい。

ＲＥＭ：０．００５％以下
ＲＥＭは，０．０００５％以上含有することで硫化物の形態を制御し，延性，靭性を向上させることができる。また，ＲＥＭを含有する場合，良好な靭性を得る観点から，ＲＥＭ量は０．００５％以下とすることが好ましい。

本実施形態のＳｉ含有冷延鋼板は，上記成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。

次に，上述したＳｉ含有冷延鋼板の少なくとも片面に形成されたＦｅ系電気めっき層について説明する。
Ｆｅ系電気めっき層：５．０ｇ／ｍ^２以上
片面あたりの付着量が５．０ｇ／ｍ^２以上のＦｅ系電気めっき層を有することで，Ｆｅ系電気めっき層は軟質層として機能し，溶接時に鋼板表面に付与される応力を緩和することができ，抵抗溶接部の残留応力を低減することにより，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性，特に内割れを防ぐ特性を向上させることができていると考えられる（応力緩和効果）。さらに，露点を－３０℃超とすることで，焼鈍時に鋼板よりＦｅ系電気めっき層に拡散するＳｉをＦｅ系電気めっき層内部で酸化物として形成し，固溶Ｓｉ量が少なくなることで溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れた鋼板を得ることができる。片面あたりの付着量が５．０ｇ／ｍ^２以上のＦｅ系電気めっき層により溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が向上するメカニズムは明らかではないが，鋼板表面における固溶Ｓｉ量が多い場合には溶接部で靭性が低下して溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が劣化するものと考えられる。これに対し，一定量以上のＦｅ系電気めっき層を鋼板表面に有し，かつある一定以上の露点で制御する場合，該Ｆｅ系電気めっき層内部に酸化物が形成して固溶Ｓｉ欠乏層として働き，溶接部に固溶するＳｉ量が減少するため，溶接部の靭性の低下が抑制されて溶接部における耐抵抗溶接割れ特性，特に内割れを防ぐ特性が改善すると考えられる（靭性低下抑制効果）。一方，Ｆｅ系電気めっき層を形成後に，―３０℃以下の低露点の雰囲気下にて焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板に焼鈍を施すと，Ｆｅ系電気めっき層の結晶粒が粗大化する虞がある。そのため，溶融した亜鉛がＦｅ系電気めっき層の結晶粒界を経由してＳｉ含有冷延鋼板の結晶粒界に侵入しやすくなる。本実施形態においては，焼鈍時の雰囲気の露点を－３０℃超に制御することにより，焼鈍時にＳｉ含有冷延鋼板からＦｅ系電気めっき層へと拡散するＳｉをＦｅ系電気めっき層の結晶粒界に内部酸化物として形成させる。このＳｉの内部酸化物（以下，Ｓｉ内部酸化物とも称する）が焼鈍工程におけるＦｅ系電気めっき層の結晶成長を阻害し，Ｆｅ系電気めっき層の結晶を細粒化する。結晶を細粒化することによってＦｅ系電気めっき層において結晶粒界が多数形成される結果，抵抗溶接時に溶融した亜鉛が侵入する経路が分散され，抵抗溶接時に溶融した亜鉛がＳｉ含有冷延鋼板の結晶粒界に到達する時間を遅延させ，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性，特に内割れを防ぐ特性を改善することができると考えられる（亜鉛の粒界侵入抑制効果）。これらＦｅ系電気めっき層付与による応力緩和効果，靭性低下抑制効果，及び亜鉛の粒界侵入抑制効果の耐抵抗溶接割れ特性への寄与は複雑ゆえ定量的には明らかではないが，複合的に作用して耐抵抗溶接割れ特性を改善しているものと考えられる。溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を向上させる効果を生じさせるためには，Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量を５．０ｇ／ｍ^２以上とすることが必要である。Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量の上限は特に限定されないが，コストの観点から，Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量を６０ｇ／ｍ^２以下とすることが好ましい。Ｆｅ系電気めっき層の付着量は，好ましくは５０ｇ／ｍ^２以下，より好ましくは４０ｇ／ｍ^２以下，さらに好ましくは３０ｇ／ｍ^２以下とする。Ｆｅ系電気めっき鋼板は，好ましくはＳｉ含有冷延鋼板の表裏両面にＦｅ系電気めっき層を有する。Ｆｅ系電気めっき層の付着量を５．０ｇ／ｍ^２以上，さらには５．０ｇ／ｍ^２超とすることで，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が特に良好となる。Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量は，７．０ｇ／ｍ^２以上，１０．０ｇ／ｍ^２以上であり得る。

なお，Ｆｅ系電気めっき層の厚みは，以下の通り測定する。亜鉛めっき後の亜鉛めっき鋼板から１０×１５ｍｍサイズのサンプルを採取して樹脂に埋め込み，断面埋め込みサンプルとする。同断面の任意の３か所を走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）を用いて加速電圧１５ｋＶ，及びＦｅ系電気めっき層の厚みに応じて倍率２０００～１００００倍で観察し，３視野の厚みの平均値に鉄の密度を乗じることによってＦｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量に換算する。

Ｆｅ系電気めっき層としては，純Ｆｅの他，Ｆｅ－Ｂ合金，Ｆｅ－Ｃ合金，Ｆｅ－Ｐ合金，Ｆｅ－Ｎ合金，Ｆｅ－Ｏ合金，Ｆｅ－Ｎｉ合金，Ｆｅ－Ｍｎ合金，Ｆｅ－Ｍｏ合金，Ｆｅ－Ｗ合金等の合金めっき層が使用できる。Ｆｅ系電気めっき層の成分組成は特に限定されないが，Ｂ，Ｃ，Ｐ，Ｎ，Ｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｃｒ，Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる１または２以上の元素を合計で１０質量％以下含み，残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成とすることが好ましい。Ｆｅ以外の元素の量を合計で１０質量％以下とすることで，電解効率の低下を防ぎ，低コストでＦｅ系電気めっき層を形成することができる。Ｆｅ－Ｃ合金の場合，Ｃの含有量は０．０８質量％以下とすることが好ましい。

Ｆｅ系電気めっき層は，結晶粒界の少なくとも一部にＳｉ内部酸化物を有する。Ｓｉ内部酸化物は，焼鈍工程におけるＦｅ系電気めっき層の結晶成長を阻害し，Ｆｅ系電気めっき層の結晶を細粒化する。その結果，Ｆｅ系電気めっき層において結晶粒界が多数形成する結果，溶融した亜鉛の侵入経路が分散され，抵抗溶接時にＳｉ含有冷延鋼板の結晶粒界に溶融した亜鉛が到達する時間を遅延させ，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性，特に内割れを防ぐ特性を改善することができると考えられる。

Ｆｅ系電気めっき層中のＳｉ内部酸化物の有無は，Ｆｅ系電気めっき層の表面から深さ方向（板厚方向）にグロー放電発光分析法（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｏｐｔｉｃａｌ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：ＧＤ－ＯＥＳ）で，Ｓｉを示す波長の発光強度を分析した際に，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面からＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面までの平均Ｓｉ強度（Ｉ_{Ｓｉ，Ｆｅ}）とＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面からＳｉ含有冷延鋼板側に向かって板厚方向に２０μｍ±０．５μｍの範囲の平均Ｓｉ強度（Ｉ_{Ｓｉ，ｂｕｌｋ}）との比（Ｉ_{Ｓｉ，Ｆｅ}／Ｉ_{Ｓｉ，ｂｕｌｋ}）が０．５０以上であるかどうかで判断する。測定条件はＡｒガス圧力６００Ｐａ，高周波出力３５Ｗ，測定径４ｍｍΦ，サンプリング間隔０．１秒とする。いずれの平均Ｓｉ強度も，範囲内でサンプリングした全Ｓｉ強度の平均値を求める。なお，Ｆｅ系電気めっき及び亜鉛めっきを施していないＳｉ含有冷延鋼板を同条件でグロー放電発光分析法で分析後，スパッタ痕の深さを測定することでスパッタ速度を算出し，Ｓｉを示す波長の強度プロファイルの横軸を，各時間に該当する深さに換算している。スパッタ痕の深さ測定には，非接触型表面形状測定装置（ＮｅｗＶｉｅｗ ７３００：Ｚｙｇｏ社製）を用いた。亜鉛めっき層におけるスパッタ速度はＦｅ系電気めっき層及びＳｉ含有冷延鋼板におけるスパッタ速度とは異なる。すなわち，深さ換算するための基準が元素の違いに起因して異なるため，強度プロファイルの横軸と断面観察で目視できる位置とが正確に対応しない。また，グロー放電発光分析法による測定では，凹凸やスパッタの不均一さ等の理由から二つ以上の物質からなる界面においてはブロードなプロファイルとなることが一般的に知られている。そのため，ここではＺｎ強度を採用し，ピーク強度Ｉ_Ｚｎの１／２となる強度を亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層の界面と定義する。図２Ｃを用いて，ピーク強度Ｉ_Ｚｎの定義方法について説明する。（１）まず，Ｚｎ強度プロファイルにおいて，接点が２点となる接線を探して引く。（２）そして，各推定深さにおいて，Ｚｎ強度プロファイルのＺｎ強度から接線のＺｎ強度を差分する。（３）その差分した値が最も大きくなった推定深さに相当するＺｎ強度プロファイルのＺｎ強度をＩ_Ｚｎと定義する。Ｉ_Ｚｎを２で割った値を算出する。続いて，Ｓｉ含有冷延鋼板側から見たときにＺｎ強度が最初に上述した値（Ｉ_Ｚｎ／２）となる板厚方向深さを亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面の深さと定義する。そして，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面からＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面までの平均Ｓｉ強度（Ｉ_{Ｓｉ，Ｆｅ}）を算出する。また，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面の板厚方向深さは，上述した断面観察により測定する。

図２Ａ，Ｂを用いて，本実施形態において観察されるＳｉ及びＺｎを示す波長の発光強度を分析した代表的な例について説明する。図２Ａ，Ｂは，後述する実施例のＮｏ．３２（焼鈍雰囲気の露点－７℃），３４（露点－４℃），３６（焼鈍雰囲気の露点－３７℃），３７（露点－１３℃），及び３９（露点＋１１℃）の亜鉛めっき鋼板のＳｉ及びＺｎを示す波長の発光強度を分析した強度プロファイルの生データの結果を示す。強度プロファイルのうち，実線がＳｉを示す波長の発光強度であり，破線がＺｎを示す波長の発光強度である。これら実施例における亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面，及びＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板の界面の深さを，それぞれＬ_１，Ｌ_２として示す。低露点の雰囲気下にて焼鈍工程を行った実施例Ｎｏ．３６においては，Ｉ_{Ｓｉ，Ｆｅ}／Ｉ_{Ｓｉ，ｂｕｌｋ}の値は０．４２であった。一方で，露点－３０℃超の雰囲気下にて焼鈍工程を行った実施例３２，３４，３７及び３９においては，Ｉ_{Ｓｉ，Ｆｅ}／Ｉ_{Ｓｉ，ｂｕｌｋ}の値はそれぞれ０．９７，０．８６，０．６１及び０．６５であった。Ｉ_{Ｓｉ，Ｆｅ}／Ｉ_{Ｓｉ，ｂｕｌｋ}の値が０．５０以上であるということは，Ｆｅ系電気めっき層中で内部酸化が生じており，Ｓｉ内部酸化物が存在していることを意味する。ここで，Ｆｅ系電気めっき層の厚みは，上述した断面観察により測定した値とする。上記の深さ範囲内にＳｉ内部酸化物を有する鋼板は，Ｆｅ系電気めっき層中の結晶粒の成長が内部酸化物により抑制されている。そのため，Ｆｅ系電気めっき処理後，焼鈍工程を行ってもＦｅ系電気めっき層の結晶粒が粗大化することを防ぐことができ，Ｆｅ系電気めっき層において結晶粒界が多数形成する結果，溶融した亜鉛の侵入経路が分散され，抵抗溶接時にＳｉ含有冷延鋼板の結晶粒界に溶融した亜鉛が到達する時間を遅延させ，優れた耐抵抗溶接割れ特性を有する。

Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面において，Ｓｉ含有冷延鋼板に接するＦｅ系電気めっき層の結晶粒界の数は，Ｓｉ含有冷延鋼板の観察視野における鋼板幅方向１０μｍあたり１０以上とする。Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面において，Ｓｉ含有冷延鋼板に接するＦｅ系電気めっき層の結晶粒界の数が，Ｓｉ含有冷延鋼板の幅方向１０μｍあたり１０以上であれば，Ｆｅ系電気めっき層の結晶粒径が十分に細粒化されている。細粒化することによってＦｅ系電気めっき層において結晶粒界が多数形成する結果，溶融した亜鉛の侵入が分散され，溶接時にＳｉ含有冷延鋼板の結晶粒界に到達する時間を遅延させ，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性，特に内割れを防ぐ特性を改善することができると考えられる。Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面において，Ｓｉ含有冷延鋼板に接するＦｅ系電気めっき層の結晶粒界の数は，好ましくはＳｉ含有冷延鋼板の観察視野における鋼板幅方向１０μｍあたり１６以上であり得る。より好ましくはＳｉ含有冷延鋼板の観察視野における鋼板幅方向１０μｍあたり２０以上であり得る。

ここで，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面において，Ｓｉ含有冷延鋼板に接するＦｅ系電気めっき層の結晶粒界の数は，以下のように測定する。まず，亜鉛めっき鋼板から１０×１０ｍｍサイズのサンプルを採取する。該サンプルの任意の箇所を集束イオンビーム（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ：ＦＩＢ）装置にて加工し，Ｔ断面（鋼板の圧延直角方向に対して平行かつ鋼板表面に垂直な断面）方向に対して４５°の角度をつけた，圧延直角方向３０μｍ幅，Ｔ断面方向に対して４５°方向の長さが５０μｍの４５°断面を該箇所に形成して，観察用サンプルとする。図３に，該観察用サンプルの概要を示す。図３（ａ）は，観察用サンプルの斜視図である。図３（ｂ）は，図３（ａ）に示す観察用サンプルのＡ－Ａ断面図である。次いで，走査イオン顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｉｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＩＭ）を用いて該観察用サンプルの４５°断面のサンプル幅方向及び長さ方向における中央部を倍率５０００倍で観察し，ＳＩＭ像を撮影する。このようなＳＩＭ像の例を図４に示す。図４は，後述する実施例のＮｏ．３６について，上述した通りに撮像したＳＩＭ像である。ＳＩＭ像から，Ｓｉ含有冷延鋼板の幅方向１０μｍの領域（図４においては四角で囲った部分）を抽出する。説明のために，図５に，図４の四角で囲った部分の拡大図を示す。図５に示すように，ＳＩＭ像について，Ｓｉ含有冷延鋼板の板幅方向における１０μｍの領域において，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面に境界線（図５においては破線）を描画する。境界線上におけるＦｅ系電気めっき層の結晶粒界の数を測定し，「Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面において，Ｓｉ含有冷延鋼板に接するＦｅ系電気めっき層の結晶粒界の数」とする。

図６に，後述する実施例の発明例Ｎｏ．３７についての，Ｆｅ系電気めっき層及びＳｉ含有冷延鋼板の界面のＳＩＭ像を示す。該ＳＩＭ像の中央部に上述したように境界線及び測定用境界線を描画した画像を，図７に示す。発明例Ｎｏ．３７においては，測定用境界線上の結晶粒界は，Ｓｉ含有冷延鋼板の板幅方向における１０μｍあたり矢印に示す１５箇所に存在していた。よって，発明例Ｎｏ．３７においては，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面において，Ｓｉ含有冷延鋼板に接するＦｅ系電気めっき層の結晶粒界の数は，Ｓｉ含有冷延鋼板の幅方向１０μｍあたり１５であった。また，図８に，後述する実施例の発明例Ｎｏ．３９についての，Ｆｅ系電気めっき層及びＳｉ含有冷延鋼板の界面のＳＩＭ像を示す。該ＳＩＭ像の中央部に上述したように境界線及び測定用境界線を描画した画像を，図９に示す。発明例Ｎｏ．３９においては，測定用境界線上の結晶粒界は，Ｓｉ含有冷延鋼板の板幅方向における１０μｍあたり矢印に示す１８箇所に存在していた。よって，発明例Ｎｏ．３９においては，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面において，Ｓｉ含有冷延鋼板に接するＦｅ系電気めっき層の結晶粒界の数は，Ｓｉ含有冷延鋼板の幅方向１０μｍあたり１８であった。

本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の板厚は特に限定されないが，通常０．５ｍｍ以上であり，また３．２ｍｍ以下であり得る。

次に，Ｆｅ系電気めっき層の表層のＣ濃度について説明する。本実施形態においては，前記焼鈍によって，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって板厚方向１０μｍ以上２０μｍ以下の範囲におけるＣ濃度の平均値を，０．１０質量％以下とすることが肝要であり，０．０７質量％以下であることがより好ましい。さらに好ましくは，前記焼鈍時に，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面を起点とし，Ｆｅ系電気めっき層側に向かって脱炭層が形成される。すなわち，焼鈍時に，亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層を除いた鋼板の表層部に脱炭層が形成される。なお，脱炭層とは，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面（亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層を除いた鋼板表面）近傍においてＣ濃度が鋼中濃度と比較して低くなっている領域であり，焼鈍時にＦｅ系電気めっき鋼板表面からＣが脱離するために形成され得る。亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって板厚方向１０μｍ以上２０μｍ以下の範囲におけるＣ濃度の平均値が０．１０質量％以下であれば，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって板厚方向１０μｍ以上２０μｍ以下の領域が軟質となる。このため，抵抗溶接時に溶接用の電極から印加される応力が緩和され，耐抵抗溶接割れ特性を改善する効果がある。

本実施形態では，Ｆｅ系電気めっき層を形成したうえで焼鈍を行うことで，Ｆｅ系電気めっき層がないときと比較して，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって板厚方向１０μｍ以上２０μｍ以下の範囲におけるＣ濃度の平均値を低減することができる。また，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面を起点とし，Ｆｅ系電気めっき層側に向かって脱炭層が形成される場合，形成される脱炭層の厚さが同等の場合であっても，脱炭層におけるＣ濃度をより低減することができる。そのため，鋼板の機械特性を劣化させることなく，耐抵抗溶接割れ特性を改善することができる。なお，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｓｎ等単独での電気めっきの場合，これらの金属元素へのＣ固溶度は極めて低く，Ｃが固溶しないために脱炭を促進する効果は得られない。

Ｆｅ系電気めっき層を形成した場合に，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって板厚方向１０μｍ以上２０μｍ以下の範囲におけるＣ濃度が低減する理由は定かではないが，本発明者らは以下の通り推測している。すなわち，Ｆｅ系電気めっき層にはＣがほとんど含まれず，Ｓｉ含有冷延鋼板からのＣの拡散が誘導されるため，また，前記のようにＦｅ系電気めっき層が細粒化することで，ＣがＦｅ系電気めっき層を通って外部へ脱離するための拡散パスが多いためであると考えられる。

また，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって板厚方向１０μｍ以上２０μｍ以下の範囲におけるＣ濃度を低減することによる軟質化は，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって板厚方向１０μｍ以上２０μｍ以下の範囲のＣ濃度がある一定以下で飽和するため，軟質化による耐抵抗溶接割れ特性の改善には限界がある。本実施形態においては，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって板厚方向１０μｍ以上２０μｍ以下の範囲におけるＣ濃度をより低くすることで，脱炭層が薄い場合でも耐抵抗溶接割れ特性が効果的に改善されていることから，軟質化だけでなく，Ｃ濃度低減による融点の上昇など，別の効果が発現している可能性が示唆される。

脱炭層を形成する場合，脱炭層の厚さは，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって，好ましくは１５μｍ以上，より好ましくは３０μｍ以上とする。脱炭層の厚さの上限は特に限定されないが，引張強度を良好な範囲内とするため，脱炭層の厚さは，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって１３０μｍ以下とすることが好ましい。脱炭層の厚さは，Ｃ濃度を板厚方向に亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面から分析し，亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層を除いた鋼板の表層部においてＣ濃度が鋼中の８０％以下である領域の亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かった厚さと定義する。

ここで，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって板厚方向１０μｍ以上２０μｍ以下の範囲におけるＣ濃度の平均値，及び脱炭層の厚さは，断面加工した試料に対して，電子線マイクロアナライザ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ）を用いて後述する亜鉛めっき層と，Ｆｅ系電気めっき層との界面付近の元素分布を面分析もしくは線分析することで測定する。まず，樹脂埋めした鋼板を研磨し，圧延方向垂直断面を観察用に仕上げたのち，樹脂から取り出して測定用の試料とする。加速電圧は７ｋＶ，照射電流５０ｎＡとし，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面を含む３００×３００μｍの範囲で１μｍステップで試料断面の面分析もしくは線分析を行い，Ｃ強度の測定を実施する。この際，コンタミネーションを抑制するために，プラズマクリーナーにより，測定室及び試料準備室の２か所にて，測定開始前に，試料の表面及び周辺のハイドロカーボンの除去を行う。また，測定中のハイドロカーボンの蓄積を抑制するため，ステージ上で試料温度を最高１００℃に加熱保持したまま，測定を行う。試料温度は９０℃以上であることが好ましい。別途標準試料を測定して作製した検量線を用いて，Ｃ強度からＣ濃度（質量％）に換算する。コンタミネーション抑制の効果により，Ｃ検出下限が０．１０質量％よりも十分低いことを確認する。使用した装置，及び前記コンタミネーション抑制の方法の詳細については，以下の参考文献１にて解説されているとおりである。
参考文献１：山下ら「高精度ＦＥ－ＥＰＭＡによる低炭素鋼の初析フェライト変態初期における炭素の分配」，鉄と鋼，Ｖｏｌ．１０３（２０１７） Ｎｏ．１１．ｐ１４－２０
ただし，測定時のコンタミネーション対策の必要性は，使用する機種やコンディションによるため，必ずしも上記構成は必須ではない。すなわち，測定条件は十分な精度が得られていることが確認できていればよく，測定条件は本発明の効果に本質的に関わるものではない。

得られた濃度マップにおいて，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面から板厚方向のラインプロファイルを抽出し，それを鋼板表面並行方向に３００点分平均化することで，Ｃ濃度の板厚深さ方向のプロファイルを得る。得られたＣ濃度の板厚深さ方向のプロファイル対し，単純移動平均法による平滑化処理を行う。この際，平滑化点数は２１点程度とすることが好ましい。試料の表層近傍で平滑化点数が片側１０点に満たない場合は，片側は採取できる測定点について平滑化処理を行うのが好ましい。続いて，平滑化処理後の強度プロファイルにおいて，Ｃ濃度が鋼中の８０％以下となっている領域の亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面から板厚方向深さを評価して脱炭層の厚さとする。また，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって板厚方向１０μｍ以上２０μｍ以下の範囲について，１μｍピッチの計１１点のＣ濃度の値を平均し，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって板厚方向１０μｍ以上２０μｍ以下の範囲のＣ濃度とする。以上の評価を各試料について２視野の測定結果に適用し，その平均をもって，亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって板厚方向１０μｍ以上２０μｍ以下の範囲におけるＣ濃度の平均値，及び脱炭層の厚さの評価値とする。

図１０を用いて，ＥＰＭＡで分析したＣ濃度の板厚方向深さのプロファイルの代表的な例について説明する。図１０（ａ）は，後述する実施例のＮｏ．３９の亜鉛めっき鋼板を分析して得られたＣ濃度の板厚方向深さのプロファイルの生データの結果を示す。なお、亜鉛めっき層を剥離して測定を実施した。図１０（ｂ）は，図１０（ａ）の生データを平滑化点数２１点の単純移動平均法により平滑化処理した後のデータを示す。図１０（ｂ）に示すように，本実施例においては，Ｃ濃度が鋼中の８０％以下となった脱炭層が存在しており，該脱炭層の亜鉛めっき層とＦｅ系電気めっき層との界面からの板厚方向深さは８２μｍであった。

前述した通り，Ｆｅ系電気めっき層による内割れを防ぐ特性は，亜鉛めっきの粒界侵入抑制効果，応力緩和効果，靭性低下抑制効果に加え，Ｆｅ系電気めっき層による脱炭促進による表層のＣ濃度の低減効果が複合的に作用している。これらの複合作用効果を定量的には明らかにはできていないが，亜鉛めっき化後のＦｅ系電気めっき層の付着量Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ１（ｇ／ｍ^２）と脱炭層の厚さＣ_ｄ（μｍ）とが下式（１）を満足することが好ましい。
１．６×（Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ１）＋（Ｃ_ｄ）≧７７・・・（１）
亜鉛めっき化後のＦｅ系電気めっき層の付着量Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ１（ｇ／ｍ^２）と脱炭層の厚さＣ_ｄ（μｍ）とが上式（１）を満足すれば，耐抵抗溶接割れ特性が特に良好となるためである。

次に，上述したＦｅ系電気めっき層上に形成された，亜鉛めっき層について説明する。ここで「亜鉛めっき層」とは，鋼板表面上に形成された亜鉛皮膜を意味する。めっき，溶射，コールドスプレー等の亜鉛皮膜の形成方法に限らず，鋼板表面上に形成された亜鉛皮膜であれば「亜鉛めっき層」に含まれる。
鋼板表面に亜鉛めっき層を形成することで，優れた耐食性を得ることができる反面，抵抗溶接時に亜鉛が溶融してＳｉ含有冷延鋼板の結晶粒界に侵入するおそれがあるため，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を向上することが一般的に難しい。上述した通り，冷間圧延後の焼鈍工程前の冷延鋼板の表面に，亜鉛めっき層を形成する前のプレめっきとして，Ｆｅ系電気めっき層を片面あたりの付着量：５．０ｇ／ｍ^２以上で形成することで，亜鉛めっき鋼板において，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を向上することができる。上述した通り亜鉛めっき層を形成する前のプレめっきとしてＦｅ系電気めっき層を形成すれば，亜鉛めっき層の種類を問わず，亜鉛めっき鋼板の溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を向上することが可能である。亜鉛めっき層は，例えば溶融亜鉛めっき層，電気めっき層，亜鉛溶射皮膜，及びコールドスプレー皮膜等であり得る。亜鉛めっき層の成分組成は特に限定されないが，例えば，溶融亜鉛めっき層の場合はＡｌ，Ｚｎ及び不可避的不純物からなる。亜鉛めっき層中のＡｌ含有量は特に規定しないが，一例において，溶融亜鉛めっき層におけるＡｌ含有量は０．０５質量％以上０．２５０質量％以下である。なお，亜鉛めっき層は合金化亜鉛めっき層ではない。

亜鉛めっき層の片面あたりの付着量は２５ｇ／ｍ^２以上であり得，また８０ｇ／ｍ^２以下であり得る。亜鉛めっき層の片面あたりの付着量を２５ｇ／ｍ^２以上とすることで，耐食性をより向上することができるとともにめっき付着量の制御が容易である。また，亜鉛めっき層の片面あたりの付着量が８０ｇ／ｍ^２以下であれば，めっき密着性が良好である。亜鉛めっき層の片面あたりの付着量は，より好ましくは３５ｇ／ｍ^２以上であり得る。また，亜鉛めっき層の片面あたりの付着量は，より好ましくは６０ｇ／ｍ^２以下であり得る。

本開示によれば，ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して測定した鋼板の引張強さＴＳが５９０ＭＰａ以上の高強度の亜鉛めっき鋼板を提供することができる。亜鉛めっき鋼板の強度は，より好ましくは，８００ＭＰａ以上である。

＜亜鉛めっき鋼板の製造方法＞
次に，亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
一実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法は，Ｓｉを０．１質量％以上３．０質量％以下含有する冷延鋼板にＦｅ系電気めっきを施して，片面あたりの付着量が５．０ｇ／ｍ^２以上の焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層が少なくとも片面に形成された焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板とし，
次いで，前記焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を，４００℃以上６５０℃以下の温度域における平均昇温速度を１０℃／秒以上として加熱し，加熱後の温度域にて露点－３０℃超の雰囲気下で保持した後に冷却して，Ｆｅ系電気めっき鋼板とし，
次いで，前記Ｆｅ系電気めっき鋼板に亜鉛めっきを施して，亜鉛めっき鋼板を得る，亜鉛めっき鋼板の製造方法であり得る。

まず，Ｓｉを０．１質量％以上３．０質量％以下含有する冷延鋼板を製造する。なお，冷延鋼板は，Ｓｉを０．５０質量％以上３．０質量％以下含有してもよい。冷延鋼板の製造方法は，通常の冷延鋼板の製造方法に従うことができる。一例において，冷延鋼板は，上述した成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延板とし，次いで該熱延板に酸洗を施し，次いで，熱延板に冷間圧延を施して冷延鋼板とすることによって製造する。

次いで，冷延鋼板の表面にＦｅ系電気めっき処理を施して，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき処理鋼板とする。Ｆｅ系電気めっき処理方法は特に限定されない。例えば，Ｆｅ系電気めっき浴としては硫酸浴，塩酸浴あるいは両者の混合などが適用できる。なお，冷間圧延後の冷延鋼板に対して予熱炉等における酸化処理を行なわずに，Ｆｅ系電気めっき処理を施すこともできる。また，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板とは，Ｆｅ系電気めっき層が焼鈍工程を経ていないことを意味し，Ｆｅ系電気めっき処理前の冷延鋼板について予め焼鈍された態様を除外するものではない。

通電開始前のＦｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量は，Ｆｅ^２＋として０．５ｍｏｌ／Ｌ以上とすることが好ましい。Ｆｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量が，Ｆｅ^２＋として０．５ｍｏｌ／Ｌ以上であれば，十分なＦｅ付着量を得ることができる。また，十分なＦｅ付着量を得るために，通電開始前のＦｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量は，２．０ｍｏｌ／Ｌ以下とすることが好ましい。

また，Ｆｅ系電気めっき浴中にはＦｅイオン，並びにＢ，Ｃ，Ｐ，Ｎ，Ｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｃｒ，Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる少なくとも一種の元素を含有することができる。Ｆｅ系電気めっき浴中でのこれらの元素の合計含有量は，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層中でこれらの元素の合計含有量が１０質量％以下となるようにすることが好ましい。なお，金属元素は金属イオンとして含有すればよく，非金属元素はホウ酸，リン酸，硝酸，有機酸等の一部として含有することができる。また，硫酸鉄めっき液中には，硫酸ナトリウム，硫酸カリウム等の伝導度補助剤や，キレート剤，ｐＨ緩衝剤が含まれていてもよい。

Ｆｅ系電気めっき浴のその他の条件についても特に限定しない。Ｆｅ系電気めっき液の温度は，定温保持性を考えると，３０℃以上とすることが好ましく，８５℃以下が好ましい。Ｆｅ系電気めっき浴のｐＨも特に規定しないが，水素発生による電流効率の低下を防ぐ観点から１．０以上とすることが好ましく，またＦｅ系電気めっき浴の電気伝導度を考慮すると，３．０以下が好ましい。電流密度は，生産性の観点から１０Ａ／ｄｍ^２以上とすることが好ましく，Ｆｅ系電気めっき層の付着量制御を容易にする観点から１５０Ａ／ｄｍ^２以下とすることが好ましい。通板速度は，生産性の観点から５ｍｐｍ以上とすることが好ましく，付着量を安定的に制御する観点から１５０ｍｐｍ以下とすることが好ましい。

なお，Ｆｅ系電気めっき処理を施す前の処理として，冷延鋼板表面を清浄化するための脱脂処理及び水洗，さらには，冷延鋼板表面を活性化するための酸洗処理及び水洗を施すことができる。これらの前処理に引き続いてＦｅ系電気めっき処理を実施する。脱脂処理及び水洗の方法は特に限定されず，通常の方法を用いることができる。酸洗処理においては，硫酸，塩酸，硝酸，及びこれらの混合物等各種の酸が使用できる。中でも，硫酸，塩酸あるいはこれらの混合が好ましい。酸の濃度は特に規定しないが，酸化皮膜の除去能力，及び過酸洗による肌荒れ（表面欠陥）防止等を考慮すると，１～２０ｍａｓｓ％程度が好ましい。また，酸洗処理液には，消泡剤，酸洗促進剤，酸洗抑制剤等を含有してもよい。

次いで，Ｆｅ系電気めっき処理を施した後，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板に，露点：－３０℃超，水素濃度：１．０体積％以上３０．０体積％以下の還元性雰囲気中で，６５０℃以上９００℃以下の温度域で３０秒以上６００秒以下保持した後に冷却する焼鈍工程を行なって，Ｆｅ系電気めっき鋼板を得る。焼鈍工程は，圧延工程によって生じた焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板の歪を除去し，組織を再結晶させることで，鋼板強度を高めるために行う。

平均昇温速度：１０℃／秒以上
次いで，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を，４００℃以上６５０℃以下の温度域の平均昇温速度を平均１０℃／秒以上として６５０℃以上９００℃以下の温度域まで加熱する（昇温工程）。昇温工程の平均昇温速度を平均１０℃／秒以上とすることで，昇温工程でのＦｅ系電気めっき層中の結晶粒の成長を極力抑制する。昇温工程においては，後述するようにＦｅ系電気めっき層の結晶粒界でＳｉ内部酸化がほとんど形成しないため，昇温速度が平均１０℃／秒未満であると，結晶粒の成長を抑制できないからである。昇温工程においてＦｅ系電気めっき層中の結晶粒の成長を極力抑制した状態で，後述するように，露点：－３０℃超の雰囲気下にて焼鈍を施すことで，Ｆｅ系電気めっき層の結晶を細粒化することができる。昇温工程における加熱帯には，例えば直火バーナ炉（Ｄｉｒｅｃｔ Ｆｉｒｅｄ Ｆｕｒｎａｃｅ：ＤＦＦ），または無酸化炉（Ｎｏｎ Ｏｘｉｄｉｚｉｎｇ Ｆｕｒｎａｃｅ：ＮＯＦ）が使用できる。ラジアントチューブ型加熱炉の場合，前段にＩＨ（Ｉｎｄｕｃｔｉｏｎ Ｈｅａｔｅｒ）などの予備加熱帯を設けてもよい。なお，上記平均昇温速度は，Ｆｅ系電気めっき鋼板の表面にて測定された温度を基準とする。

次いで，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を，露点：－３０℃超，水素濃度：１．０体積％以上３０．０体積％以下の還元性雰囲気中で，６５０℃以上９００℃以下の温度域にて３０秒以上６００秒以下保持した後に冷却する焼鈍工程を行なって，Ｆｅ系電気めっき鋼板を得る。焼鈍工程は，圧延工程によって生じた冷延鋼板の歪を除去し，組織を再結晶させることで，鋼板強度を高めるために行う。この際，Ｆｅ系電気めっき層の粒界に内部酸化物が形成するため，Ｆｅ系電気めっき層の結晶粒の成長が抑制され，結晶を細粒化することができるとともに，Ｆｅ系電気めっき鋼板の表層に脱炭層が形成され，表層のＣ濃度が低減する。

水素濃度：１．０体積％以上３０．０体積％以下
焼鈍工程は，水素濃度が１．０体積％以上３０．０体積％以下の還元性雰囲気中で行う。水素は，焼鈍工程中の焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板表面のＦｅの酸化を抑制し，鋼板表面を活性化する役割を果たす。水素濃度が１．０体積％以上であれば，鋼板表面のＦｅが酸化することにより，後述するように亜鉛めっき層を設ける際にめっき密着性が劣化することを回避することができる。よって，焼鈍工程は水素濃度１．０体積％以上の還元性雰囲気にて行うことが好ましく，２．０体積％以上の還元性雰囲気にて行うことがより好ましい。焼鈍工程における水素濃度の上限は特に限定されないが，コストの観点から，水素濃度は３０．０体積％以下とすることが好ましく，２０．０体積％以下とすることがより好ましい。焼鈍雰囲気の水素以外の残部は，窒素とすることが好ましい。

露点：－３０℃超
焼鈍工程における焼鈍雰囲気の露点を－３０℃超で行うことで，Ｆｅ系電気めっき層の結晶粒界にＳｉ内部酸化物を形成させる。露点－３０℃超の制御は６５０℃以上９００℃以下の温度域にて行なうことが好ましい。これにより，昇温工程における平均昇温速度を平均１０℃／秒以上としてＦｅ系電気めっき層中の結晶粒の成長を極力抑制した状態で，Ｆｅ系電気めっき層の結晶粒界にＳｉ内部酸化物を形成することができる。また，焼鈍工程における焼鈍雰囲気の露点を－３０℃超で行うことで，脱炭反応が促進され，表層のＣ濃度を低減させることができる。Ｆｅ系電気めっき層の結晶粒界に存在するＳｉ内部酸化物は，ピン止め効果により焼鈍工程におけるＦｅ系電気めっき層の結晶粒の成長を抑制する。Ｓｉ内部酸化物は冷延鋼板からのＳｉの拡散によるものであるため，Ｆｅ系電気めっき層の冷延鋼板側においてＳｉ内部酸化物によるピン止め効果が特に強く発揮される。その結果，Ｆｅ系電気めっき層のＳｉ含有冷延鋼板との界面側の結晶粒径が特に小さくなり，Ｓｉ含有冷延鋼板との界面に接するＦｅ系電気めっき層の粒界の数が増加すると考えられる。なお，ここでのピン止め効果とは，Ｚｅｎｅｒ ｄｒａｇ機構を指す。組織中に第二相粒子を分散し，粒界が第二相粒子と交わっている場合，粒界が第二相粒子から離脱するためにはエネルギーを必要とする。すなわち，粒子と粒界との間には粒界移動を妨げるピン止め力が働くことになり，結晶粒成長が抑制される。第二相粒子としては，炭化物及び硫化物がよく知られている。Ｓｉ内部酸化物がこのピン止め効果を発現するかどうかは明らかになっていないが，実験的事実から考え，ピン止め効果を発現しているものと推定される。焼鈍雰囲気の露点は，好ましくは－２０℃以上，より好ましくは－５℃以上である。焼鈍雰囲気の露点を－５℃以上とすることで，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性，特に内割れを防ぐ特性が良好となる。焼鈍雰囲気の露点の上限は特に定めないが，Ｆｅ系電気めっき層表面の酸化を好適に防ぎ，後述するように亜鉛めっき層を設ける際にめっき密着性を良好にするため，焼鈍雰囲気の露点は３０℃以下とすることが好ましい。

６５０℃以上９００℃以下の温度域での保持時間：３０秒以上６００秒以下
焼鈍工程において，６５０℃以上９００℃以下の温度域での保持時間を，３０秒以上６００秒以下とすることが好ましい。当該温度域での保持時間を３０秒以上とすることで，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層表面に形成したＦｅの自然酸化膜を好適に除去し，後述するように亜鉛めっき層を設ける際にめっき密着性を向上することができる。よって，当該温度域での保持時間は３０秒以上とすることが好ましい。当該温度域での保持時間の上限は特に定めないが，生産性の観点から，当該温度域での保持時間は６００秒以下とすることが好ましい。

焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板の最高到達温度：６５０℃以上９００℃以下
焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板の最高到達温度は特に限定されないが，６５０℃以上９００℃以下とすることが好ましい。焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板の最高到達温度を６５０℃以上とすることで，鋼板組織の再結晶が好適に進み，所望の強度を得ることができる。また，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層表面に形成したＦｅの自然酸化膜を好適に還元させ，後述するようにＦｅ系電気めっき鋼板表面に溶融亜鉛めっきを設ける際のめっき密着性を向上することができる。また，Ｆｅ系電気めっき鋼板の最高到達温度が９００℃以下であれば，鋼中のＳｉ及びＭｎの拡散速度が増加しすぎることを防ぎ，鋼板表面へのＳｉ及びＭｎの拡散を防ぐことができるため，後述するようにＦｅ系電気めっき鋼板表面に溶融亜鉛めっきを設ける際のめっき密着性を向上することができる。また，最高到達温度が９００℃以下であれば，熱処理炉の炉体ダメージを防ぐことができ，コストダウンすることもできる。よって，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板の最高到達温度は９００℃以下とすることが好ましい。なお，上記最高到達温度は，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板の表面にて測定された温度を基準とする。

焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ０（ｇ／ｍ^２）と焼鈍雰囲気の露点Ｄ．Ｐ．（℃）とは，下式（２）を満足することが好ましい。下式（２）を満足すれば，溶融した亜鉛の粒界侵入抑制効果，応力緩和効果，靭性低下抑制効果，及びＦｅ系電気めっき層による脱炭促進による表層のＣ濃度の低減効果が複合的に作用して，耐抵抗溶接割れ特性の向上効果をより顕著に得ることができる。
（Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ０）＋（Ｄ．Ｐ．）≧０・・・（２）

上述の通り，前記式（２）を結果的に満足すれば溶接部の耐抵抗溶接割れ特性をより向上することができる。他の実施形態として，前記式（２）を満足しないときに，前記式（２）を満足するように，焼鈍雰囲気の露点Ｄ．Ｐ．（℃）を変更する工程をさらに備えてもよい。これにより，より確実に溶接部の耐抵抗溶接割れ特性を向上することができる。当該工程を操業中に行う一例として，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ０（ｇ／ｍ^２）の値に応じて，前記式（２）を満足するように，焼鈍工程における露点Ｄ．Ｐ．を変更する工程を有し，焼鈍工程において，決定した露点となるようにする雰囲気露点を制御することが考えられる。具体的には，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ０（ｇ／ｍ^２）の値を，前記式（２）に代入し，式（２）を満足するように，前記焼鈍工程における露点Ｄ．Ｐ．を決定する。ここで，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ０（ｇ／ｍ^２）の値を，前記式（２）に代入するとは，厳密に前記式（２）と同一の式に代入する態様に限られない。式（２）を常に満足する，より狭い範囲の不等式に代入する態様も含む。このような制御を行うことで，例えば連続して通板する鋼板の製品仕様が切り替わり，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ０（ｇ／ｍ^２）が大きく変わることで前記式（３）を満足しないとき（実際に式を満足しなくなった時，式を満足しなくなる事情が生じた場合）でも，式を満足するように自動制御を行うことができる。

なお，露点Ｄ．Ｐ．の制御応答性は焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ０よりも悪いため，露点Ｄ．Ｐ．の値に応じて，前記式（２）を満足するように，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ０を変更する方が，制御応答性の観点からは好ましい。連続焼鈍炉の場合，焼鈍工程の露点Ｄ．Ｐ．の値に応じて，焼鈍工程よりも上流のＦｅ系電気めっき処理における焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ０を変更することとなるが，連続して通板される鋼板のうち，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ０を変更した箇所については前記式（２）を満足した条件で製造を行うことができる。

前記式（２）を満足するように焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ０または露点Ｄ．Ｐ．のうち少なくとも一つを変更するタイミングとしては，異なる製品仕様のＳｉ含有冷延鋼板を溶接して連続的に通板する場合に，当該溶接箇所の通過に合わせて焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ０または露点Ｄ．Ｐ．を変更することが好ましい。上述の通り，露点Ｄ．Ｐ．の応答性は悪いため，露点Ｄ．Ｐ．を変更する場合には，式を満たすように炉内の加湿量をフィードフォワード制御することが，より好ましい。

ここでいう「焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ０（ｇ／ｍ^２）の値」は，Ｆｅ系電気めっきにおいて採用する条件下で得られるであろう付着量（目標値）であってもよいし，実際に得られたＦｅ系電気めっき層の付着量（測定値）であってもよい。同様に，「露点Ｄ．Ｐ．の値」も目標値と測定値のいずれでも構わない。

以上，亜鉛めっき鋼板の製造方法における操業中の例を説明したが，操業開始前に予め焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ０（ｇ／ｍ^２）の目標値と露点Ｄ．Ｐ．の目標値とが前記式（２）を満足するか否かを確認し，満足しない場合に焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量Ｃ．Ｗ．_Ｆｅ０（ｇ／ｍ^２）の目標値と露点Ｄ．Ｐ．の目標値とのうちいずれか一つを予め変更する亜鉛めっき鋼板の製造条件決定方法として実施しても構わない。このような製造条件決定方法は，亜鉛めっき鋼板の製造方法の一部の工程として実施してもよいし，単独の工程として実施してもよい。

次に，亜鉛めっき処理について説明する。
前記焼鈍工程後に，Ｆｅ系電気めっき鋼板に亜鉛めっきを施す。亜鉛めっき処理の方法は特に限定されないが，例えば溶融めっき，電気めっき，コールドスプレー，及びプラズマ溶射等であり得る。溶融亜鉛めっきを施す場合，一例においては，焼鈍工程後にＦｅ系電気めっき鋼板を冷却し，溶融亜鉛めっき浴中に浸漬して，鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施せばよい。溶融亜鉛めっき浴はＡｌ，Ｚｎ及び不可避的不純物からなる。溶融亜鉛めっき浴の成分は特に規定しないが，一般的に浴中Ａｌ濃度が０．０５質量％以上０．２５０質量％以下である。浴中Ａｌ濃度を０．０５質量％以上とすれば，ボトムドロスの発生を防ぎ，ドロスが鋼板に付着して欠陥になることを防ぐことができる。また，浴中Ａｌ濃度を０．２５０質量％以下とすることで，トップドロスの増加を防ぎ，ドロスが鋼板に付着して欠陥になることを防ぐとともに，コストダウンにもつながる。溶融亜鉛めっき処理のその他の条件は制限されるものではないが，例えば，溶融亜鉛めっき浴の浴温度は通常の４４０～５００℃の範囲で，板温４４０～５５０℃で鋼板を溶融亜鉛めっき浴中に浸漬させて行う。

亜鉛めっき層の片面あたりのめっき付着量は２５ｇ／ｍ^２以上とすることが好ましく，また８０ｇ／ｍ^２以下とすることが好ましい。亜鉛めっき層の片面あたりのめっき付着量を２５ｇ／ｍ^２以上とすることで耐食性をより向上することができるとともに，めっき付着量の制御が容易である。また，亜鉛めっき層の片面あたりのめっき付着量が８０ｇ／ｍ^２以下であれば，めっき密着性が良好である。

亜鉛めっき処理後，適宜めっき付着量を調整してもよい。めっき付着量を調整する方法は特に限定されないが，例えば溶融亜鉛めっきにおいては，一般的にガスワイピングによりめっき付着量が調整される。一例においては，ガスワイピングのガス圧，及びワイピングノズル－鋼板間の距離等により，めっき付着量が調整される。なお，亜鉛めっき処理後，亜鉛めっき層に合金化処理は施さない。

＜電着塗装鋼板＞
また，本実施形態によれば，上述した亜鉛めっき鋼板上に，前記亜鉛めっき層上に形成された化成処理皮膜と，該化成皮膜上に形成された電着塗装皮膜とをさらに有する電着塗装鋼板を提供することもできる。本実施形態に係るＦｅ系電気めっき鋼板は，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れるため，該亜鉛めっき鋼板を用いて形成した電着塗装鋼板は，自動車部品への適用に特に好適である。化成処理皮膜，及び電着塗装皮膜の種類は特に限定されず，公知の化成処理皮膜，及び電着塗装皮膜とすることができる。化成処理皮膜としては，リン酸亜鉛皮膜，ジルコニウム皮膜等が使用できる。電着塗装皮膜としては，自動車用の電着皮膜であれば特に限定されない。電着皮膜の厚みは，用途により異なるが，乾燥状態の塗膜で１０μｍ以上３０μｍ以下程度とすることが好ましい。また，本実施形態によれば，電着塗装を施すための電着塗装用亜鉛めっき鋼板を提供することもできる。

＜電着塗装鋼板の製造方法＞
次いで，上述した電着塗装鋼板の製造方法について説明する。上述した電着塗装鋼板は，亜鉛めっき鋼板に化成処理を施して，前記亜鉛めっき層上に化成処理皮膜が形成された化成処理鋼板を得る，化成処理工程と，前記化成処理鋼板に電着塗装処理を施して，前記化成処理皮膜上に電着塗装皮膜が形成された電着塗装鋼板を得る，電着塗装工程と，を含む，電着塗装鋼板の製造方法によって製造することができる。化成処理，及び電着塗装処理は，公知の方法によることができる。なお，化成処理を施す前の処理として，亜鉛めっき鋼板表面を清浄化するための脱脂処理，水洗及び必要に応じて表面調整処理を施すことができる。これらの前処理に引き続いて化成処理を実施する。脱脂処理及び水洗の方法は特に限定されず，通常の方法を用いることができる。表面調整処理においては，Ｔｉコロイド，あるいはリン酸亜鉛コロイドを有する表面調整剤等を使用できる。これらの表面調整剤を施すに際して，特別な工程を設ける必要はなく，常法に従い実施すればよい。例えば，所望の表面調整剤を所定の脱イオン水に溶解させ，十分攪拌したのち，既定の温度（通常は常温，２５～３０℃）の処理液とし，該処理液中に鋼板を所定時間（２０～３０秒）浸漬させる。引き続き乾燥させることなく，次工程の化成処理を行う。化成処理においても，常法に従い実施すればよい。例えば，所望の化成処理剤を所定の脱イオン水に溶解させ，十分攪拌したのち，所定の温度（通常３５～４５℃）の処理液とし，該処理液中に鋼板を所定時間（６０～１２０秒）浸漬させる。化成処理剤としては，例えば鋼用のリン酸亜鉛処理剤，鋼・アルミニウム併用型のリン酸亜鉛処理剤，及びジルコニウム処理剤等を使用できる。引き続き，次工程の電着塗装を行う。電着塗装も，常法に従い実施すればよい。必要に応じて水洗処理等の前処理を施したのち，十分攪拌された電着塗料に鋼板を浸漬し，電着処理によって所望の厚みの電着塗装を得る。電着塗装としては，カチオン型の電着塗装の他，アニオン型電着塗装を使用できる。さらに，用途に応じて電着塗装後に上塗り塗装などを施してもよい。

＜自動車部品＞
また，本実施形態によれば，上述した電着塗装鋼板を少なくとも一部に用いてなる自動車部品を提供することができる。本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板は，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れるため，該亜鉛めっき鋼板を用いた電着塗装鋼板は，自動車部品への適用に特に好適である。電着塗装鋼板を用いてなる自動車部品は，本実施形態に係る電着塗装鋼板以外の鋼板を，素材として含んでいてもよい。本実施形態に係る電着塗装鋼板は溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れるため，該亜鉛めっき鋼板を用いてなる自動車部品の溶接部におけるＬＭＥ割れが好適に防がれる。電着塗装鋼板を少なくとも一部に用いてなる自動車部品の種類は特に限定されないが，例えば，サイドシル部品，及びピラー部品，自動車車体等であり得る。

以下，本発明を，実施例に基づいて具体的に説明する。

表１及び表３に示す化学成分の鋼を溶製して得た鋳片を熱間圧延，酸洗，及び冷間圧延によって板厚１．６ｍｍの冷延鋼板とした。

次いで，冷延鋼板に対して，アルカリにて脱脂処理を施し，次いで，以下に示す条件で，鋼板を陰極として電解処理を行ない，片面にＦｅ系電気めっき層を有する焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を製造した。Ｆｅ系電気めっき層の付着量は，通電時間によって制御した。引き続き，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板に対して，１５％Ｈ_２－Ｎ_２，均熱帯温度８００℃，雰囲気の露点を表２－１，２－２及び表４に示すように調整して還元焼鈍を施し，Ｆｅ系電気めっき鋼板を得た。得られたＦｅ系電気めっき鋼板を４４０～５５０℃まで冷却した後，引き続き，Ｆｅ系電気めっき鋼板に，浴中有効Ａｌ濃度：０．１９７質量％で残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる４６０℃の溶融亜鉛めっき浴を用いて溶融亜鉛めっき処理を施した後にガスワイピングで目付け量を片面あたり約５０ｇ／ｍ^２に調整して，亜鉛めっき鋼板のサンプルを作製した。
〔電解条件〕
浴温：５０℃
ｐＨ：２．０
電流密度：４５Ａ／ｄｍ^２
Ｆｅ系電気めっき浴：Ｆｅ^２＋イオンを１．５ｍｏｌ／Ｌ含む
電極（陽極）：酸化イリジウム電極
上記のように作製した亜鉛めっき鋼板から，上述した方法に従って，Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量，Ｉ_{Ｓｉ，Ｆｅ}／Ｉ_{Ｓｉ，ｂｕｌｋ}，ならびにＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面において，Ｓｉ含有冷延鋼板に接する前記Ｆｅ系電気めっき層の結晶粒界の数を求めた。

上記のように作製した亜鉛めっき鋼板を用いて，上述した方法に従って試料断面の面分析によりＣ強度の測定を実施し，前記亜鉛めっき層と前記Ｆｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって板厚方向１０μｍ以上２０μｍ以下の範囲におけるＣ濃度の平均値，及び脱炭層の深さを評価した。

以上により得られた亜鉛めっき鋼板について，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を調査した。以下に，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性の測定方法及び評価方法を示す。

＜溶接部における耐抵抗溶接割れ特性＞
亜鉛めっき鋼板について，板組相手が，０．１８秒のホールドタイムにおいて耐抵抗溶接割れ特性が課題とならないＳｉ量が０．５０％以下の引張強さが９８０ＭＰａ級，及び片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ^２の試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板（板厚１．６ｍｍ）である場合の溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を評価した。図１１を用いて，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性の評価方法について説明する。

圧延直角方向（ＴＤ）を長手，圧延方向を短手として５０×１５０ｍｍに切り出した試験片６を，同サイズに切り出した，溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ^２である試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板５と重ねて板組とした。板組は，試験片６の評価対象面（Ｆｅ系電気めっき層を有する側）と，試験用溶融亜鉛めっき鋼板５の亜鉛めっき層とが向かい合うように組み立てた。当該板組を，厚さ２．０ｍｍのスペーサー７を介して，固定台８に固定した。スペーサー７は，長手方向５０ｍｍ×短手方向４５ｍｍ×厚さ２．０ｍｍの一対の鋼板であり，図１１（ａ）に示すように，一対の鋼板各々の長手方向端面が，板組短手方向両端面とそろうように配置した。よって，一対の鋼板間の距離は６０ｍｍとなる。固定台８は，中央部に穴が開いた一枚の板である。

次いで，サーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて，板組を一対の電極９（先端径：６ｍｍ）で加圧しつつ板組をたわませた状態で，加圧力：３．５ｋＮ，ホールドタイム：０．１８秒又は０．２４秒，及び溶接時間：０．３６秒の条件下で，ナゲット径ｒが５．９ｍｍになる溶接電流にて抵抗溶接を施して，溶接部付き板組とした。このとき，一対の電極９は，鉛直方向の上下から板組を加圧し，下側の電極は，固定台８の穴を介して，試験片６を加圧した。加圧に際しては，一対の電極９のうち下側の電極がスペーサー７と固定台８とが接する面を延長した平面に接するように，下側の電極と固定台８とを固定し，上側の電極を可動とした。また，上側の電極が試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板５の中央部に接するようにした。また，板組は，水平方向に対して板組の長手方向側に５°傾けた状態で，溶接を行った。なお，ホールドタイムとは，溶接電流を流し終わってから，電極を開放し始めるまでの時間を指す。ここで，図１１（ｂ）下図を参照して，ナゲット径ｒとは，板組の長手方向における，ナゲット１０の端部同士の距離を意味する。

次いで，前記溶接部付き板組を，ナゲット１０を含めた溶接部の中心を含むように，図１１（ｂ）上図のＢ－Ｂ線に沿って切断して，該溶接部の断面を光学顕微鏡（２００倍）で観察し，以下の基準で溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を評価した。なお，◎又は○であれば，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れると判断とする。×であれば，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に劣ると判断とする。
◎ ： ホールドタイム０．１８秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められない
○ ： ホールドタイム０．１８秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められるが，ホールドタイム０．２４秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められない
× ： ホールドタイム０．２４秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる

なお，図１１（ｂ）下図には，試験片６に発生したき裂を模式的に符号１１として示した。なお，相手側鋼板（試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板）に割れが発生した場合，評価対象鋼板（各発明例及び比較例の鋼板）の応力が分散し，適切な評価とならない。このため，相手側鋼板に割れが発生していないデータを実施例として採用した。

上記試験の結果を表２－１，２－２及び表４に併記した。この結果から，連続焼鈍前に，本発明に適合する条件でＦｅ系電気めっき層を形成した発明例の亜鉛めっき鋼板は，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性のいずれも優れていることがわかる。なお，参考例１及び２については，Ｓｉが０．５０％未満であるため，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に特に問題は生じなかった。式（１）及び（２）を満足した各発明例においては，ホールドタイム０．１８秒の条件下でも０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められず，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が特に良好であった。なお，表中でＦｅ系電気めっき層を形成しなかった例については付着量を「－」と表示し，Ｓｉを示す波長の発光強度のピーク（表中では便宜的に「Ｓｉ強度ピーク」と称している），及びＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面において，Ｓｉ含有冷延鋼板に接するＦｅ系電気めっき層の結晶粒界の数（表中では便宜的に「地鉄に接する粒界の数」と称している）ともに測定不能であることから，「－」と表示している。脱炭層の厚さが１０μｍ未満の鋼板については，脱炭層厚さを「－」と表示している。また，式（１），（２）の左辺の各変数が「－」の場合，該変数を０として式（１），（２）の左辺を計算した。

表５に示す化学成分の鋼を溶製して得た鋳片を熱間圧延，酸洗，及び冷間圧延によって板厚１．６ｍｍの冷延鋼板とした。

次いで，冷延鋼板に対して，アルカリにて脱脂処理を施し，次いで，以下に示す条件で，鋼板を陰極として電解処理を行ない，片面にＦｅ系電気めっき層を有する焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を製造した。Ｆｅ系電気めっき層の付着量は，通電時間によって制御した。引き続き，焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板に対して，１５％Ｈ_２－Ｎ_２，均熱帯温度８００℃，雰囲気の露点を表２に示すように調整して還元焼鈍を施し，Ｆｅ系電気めっき鋼板を得た。得られたＦｅ系電気めっき鋼板を４４０～５５０℃まで冷却した後，引き続き，Ｆｅ系電気めっき鋼板に，浴中有効Ａｌ濃度：０．１９７質量％で残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる４６０℃の溶融亜鉛めっき浴を用いて溶融亜鉛めっき処理を施した後にガスワイピングで目付け量を片面あたり約５０ｇ／ｍ^２に調整して，亜鉛めっき鋼板のサンプルを作製した。
〔電解条件〕
浴温：５０℃
ｐＨ：２．０
電流密度：４５Ａ／ｄｍ^２
Ｆｅ系電気めっき浴：Ｆｅ^２＋イオンを１．５ｍｏｌ／Ｌ含む
電極（陽極）：酸化イリジウム電極
上記のように作製した亜鉛めっき鋼板から，上述した方法に従って，Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量，Ｉ_{Ｓｉ，Ｆｅ}／Ｉ_{Ｓｉ，ｂｕｌｋ}，ならびにＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面において，Ｓｉ含有冷延鋼板に接する前記Ｆｅ系電気めっき層の結晶粒界の数を求めた。

上記のように作製した亜鉛めっき鋼板を用いて，上述した方法に従って試料断面の面分析によりＣ強度の測定を実施し，前記亜鉛めっき層と前記Ｆｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって板厚方向１０μｍ以上２０μｍ以下の範囲におけるＣ濃度の平均値，及び脱炭層の深さを評価した。

以上により得られた亜鉛めっき鋼板について，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を調査した。以下に，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性の測定方法及び評価方法を示す。

＜溶接部における耐抵抗溶接割れ特性＞
亜鉛めっき鋼板について，板組相手が，０．１４秒のホールドタイムにおいて耐抵抗溶接割れ特性が課題とならないＳｉ量が０．１％未満の引張強さが５９０ＭＰａ級，及び片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ^２の試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板（板厚１．６ｍｍ）である場合の溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を評価した。図１１を用いて，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性の評価方法について説明する。

圧延直角方向（ＴＤ）を長手，圧延方向を短手として５０×１５０ｍｍに切り出した試験片６を，同サイズに切り出した，溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ^２である試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板５と重ねて板組とした。板組は，試験片６の評価対象面（Ｆｅ系電気めっき層を有する側）と，試験用溶融亜鉛めっき鋼板５の亜鉛めっき層とが向かい合うように組み立てた。当該板組を，厚さ２．０ｍｍのスペーサー７を介して，固定台８に固定した。スペーサー７は，長手方向５０ｍｍ×短手方向４５ｍｍ×厚さ２．０ｍｍの一対の鋼板であり，図１１（ａ）に示すように，一対の鋼板各々の長手方向端面が，板組短手方向両端面とそろうように配置した。よって，一対の鋼板間の距離は６０ｍｍとなる。固定台８は，中央部に穴が開いた一枚の板である。

次いで，サーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて，板組を一対の電極９（先端径：６ｍｍ）で加圧しつつ板組をたわませた状態で，加圧力：３．５ｋＮ，ホールドタイム：０．１４秒又は０．１６秒，及び溶接時間：０．３６秒の条件下で，ナゲット径ｒが５．９ｍｍになる溶接電流にて抵抗溶接を施して，溶接部付き板組とした。このとき，一対の電極９は，鉛直方向の上下から板組を加圧し，下側の電極は，固定台８の穴を介して，試験片６を加圧した。加圧に際しては，一対の電極９のうち下側の電極がスペーサー７と固定台８とが接する面を延長した平面に接するように，下側の電極と固定台８とを固定し，上側の電極を可動とした。また，上側の電極が試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板５の中央部に接するようにした。また，板組は，水平方向に対して板組の長手方向側に５°傾けた状態で，溶接を行った。なお，ホールドタイムとは，溶接電流を流し終わってから，電極を開放し始めるまでの時間を指す。ここで，図１１（ｂ）下図を参照して，ナゲット径ｒとは，板組の長手方向における，ナゲット１０の端部同士の距離を意味する。

次いで，前記溶接部付き板組を，ナゲット１０を含めた溶接部の中心を含むように，図１１（ｂ）上図のＢ－Ｂ線に沿って切断して，該溶接部の断面を光学顕微鏡（２００倍）で観察し，以下の基準で溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を評価した。なお，◎又は○であれば，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れると判断とする。×であれば，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に劣ると判断とする。
◎ ： ホールドタイム０．１４秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められない
○ ： ホールドタイム０．１４秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められるが，ホールドタイム０．１６秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められない
× ： ホールドタイム０．１６秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる

なお，図１１（ｂ）下図には，試験片６に発生したき裂を模式的に符号１１として示した。なお，相手側鋼板（試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板）に割れが発生した場合，評価対象鋼板（各発明例及び比較例の鋼板）の応力が分散し，適切な評価とならない。このため，相手側鋼板に割れが発生していないデータを実施例として採用した。

上記試験の結果を表６に併記した。この結果から，連続焼鈍前に，本発明に適合する条件でＦｅ系電気めっき層を形成した発明例の亜鉛めっき鋼板は，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性のいずれも優れていることがわかる。式（１）及び（２）を満足した各発明例においては，ホールドタイム０．１４秒の条件下でも０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められず，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が特に良好であった。なお，表中でＦｅ系電気めっき層を形成しなかった例については付着量を「－」と表示し，Ｓｉを示す波長の発光強度のピーク（表中では便宜的に「Ｓｉ強度ピーク」と称している），及びＦｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面において，Ｓｉ含有冷延鋼板に接するＦｅ系電気めっき層の結晶粒界の数（表中では便宜的に「地鉄に接する粒界の数」と称している）ともに測定不能であることから，「－」と表示している。脱炭層の厚さが１０μｍ未満の鋼板については，脱炭層厚さを「－」と表示している。また，式（１），（２）の左辺の各変数が「－」の場合，該変数を０として式（１），（２）の左辺を計算した。

本発明により製造される亜鉛めっき鋼板は，溶接部における耐抵抗溶接割れ特性，特に内割れを防ぐ特性に優れるだけでなく，高い強度と優れた加工性とを有しているので，自動車部品に用いられる素材としてだけでなく，家電製品や建築部材などの分野で同様の特性が求められる用途の素材としても好適に用いることができる。

１ 亜鉛めっき鋼板
２ Ｓｉ含有冷延鋼板
３ Ｆｅ系電気めっき層
４ 亜鉛めっき層
５ 試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板
６ 試験片
７ スペーサー
８ 固定台
９ 電極
１０ ナゲット
１１ き裂

Claims (12)

1. Ｓｉを０．１質量％以上３．０質量％以下含有するＳｉ含有冷延鋼板と，
   前記Ｓｉ含有冷延鋼板の少なくとも片面に形成された，片面あたりの付着量が５．０ｇ／ｍ^２以上であるＦｅ系電気めっき層と，
   前記Ｆｅ系電気めっき層上に形成された亜鉛めっき層と，を有し，
   グロー放電発光分析法にて測定した強度プロファイルにおいて，前記亜鉛めっき層と前記Ｆｅ系電気めっき層との界面から，前記Ｆｅ系電気めっき層と前記Ｓｉ含有冷延鋼板との界面までの平均Ｓｉ強度（Ｉ_{Ｓｉ，Ｆｅ}）を，Ｆｅ系電気めっき層とＳｉ含有冷延鋼板との界面からＳｉ含有冷延鋼板側に向かって板厚方向に２０μｍ±０．５μｍの範囲の平均Ｓｉ強度（Ｉ_{Ｓｉ，ｂｕｌｋ}）で除した値（Ｉ_{Ｓｉ，Ｆｅ}）／（Ｉ_{Ｓｉ，ｂｕｌｋ}）が０．５０以上であり，
   前記亜鉛めっき層と前記Ｆｅ系電気めっき層との界面から前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって板厚方向１０μｍ以上２０μｍ以下の範囲におけるＣ濃度の平均値が０．１０質量％以下であり，
   前記Ｆｅ系電気めっき層と前記Ｓｉ含有冷延鋼板との界面において，前記Ｓｉ含有冷延鋼板に接する前記Ｆｅ系電気めっき層の結晶粒界の数が，前記Ｓｉ含有冷延鋼板の観察視野における鋼板幅方向１０μｍあたり１０以上であって，
   かつ，前記亜鉛めっき層と前記Ｆｅ系電気めっき層との界面を起点とし，前記Ｆｅ系電気めっき層側に向かって脱炭層を有し，前記Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量Ｃ．Ｗ． _Ｆｅ１ （ｇ／ｍ ^２ ）と前記脱炭層の厚さＣ _ｄ （μｍ）とが，下式（１）を満足する，亜鉛めっき鋼板。
   １．６×（Ｃ．Ｗ． _Ｆｅ１ ）＋（Ｃ _ｄ ）≧７７・・・（１）
2. 前記Ｓｉ含有冷延鋼板は，Ｓｉを０．５０質量％以上３．０質量％以下含有する，請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板。
3. 前記脱炭層の厚さが３０μｍ以上である，請求項１または２に記載の亜鉛めっき鋼板。
4. 前記Ｓｉ含有冷延鋼板は，前記Ｓｉに加えて，質量％で，
   Ｃ：０．８％以下，
   Ｍｎ：１．０％以上１２．０％以下，
   Ｐ：０．１％以下，
   Ｓ：０．０３％以下，
   Ｎ：０．０１０％以下及び
   Ａｌ：１．０％以下を含有し，残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する，請求項１から３のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板。
5. 前記成分組成がさらに，質量％で，
   Ｂ：０．００５％以下，
   Ｔｉ：０．２％以下，
   Ｃｒ：１．０％以下，
   Ｃｕ：１．０％以下，
   Ｎｉ：１．０％以下，
   Ｍｏ：１．０％以下，
   Ｎｂ：０．２０％以下，
   Ｖ：０．５％以下，
   Ｓｂ：０．０２０％以下，
   Ｔａ：０．１％以下，
   Ｗ：０．５％以下，
   Ｚｒ：０．１％以下，
   Ｓｎ：０．２０％以下，
   Ｃａ：０．００５％以下，
   Ｍｇ：０．００５％以下及び
   ＲＥＭ：０．００５％以下
   からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する，請求項４に記載の亜鉛めっき鋼板。
6. 前記Ｆｅ系電気めっき層は，Ｂ，Ｃ，Ｐ，Ｎ，Ｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｃｒ，Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる１または２以上の元素を合計で１０質量％以下含み，残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する，請求項１から５のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板。
7. 請求項１から６のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板上に，化成処理皮膜と，該化成処理皮膜上に形成された電着塗装皮膜とをさらに有する，電着塗装鋼板。
8. 請求項７に記載の電着塗装鋼板を少なくとも一部に用いてなる，自動車部品。
9. 請求項１から６のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板に化成処理を施して，化成処理皮膜が形成された化成処理鋼板を得る，化成処理工程と，
   前記化成処理鋼板に電着塗装処理を施して，前記化成処理皮膜上に電着塗装皮膜が形成された電着塗装鋼板を得る，電着塗装工程と，
   を含む，電着塗装鋼板の製造方法。
10. Ｓｉを０．１質量％以上３．０質量％以下含有する冷延鋼板にＦｅ系電気めっき処理を施して，片面あたりの付着量が５．０ｇ／ｍ^２以上の焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層が少なくとも片面に形成された焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板とし，
    次いで，前記焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を，４００℃以上６５０℃以下の温度域における平均昇温速度を１０℃／秒以上として加熱し，加熱後の温度域にて露点－３０℃超の雰囲気下で，かつ，前記焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量Ｃ．Ｗ． _Ｆｅ０ （ｇ／ｍ ^２ ）と前記露点（Ｄ．Ｐ．）とが下式（２）を満足して保持した後に冷却して，Ｆｅ系電気めっき鋼板とし，
    次いで，前記Ｆｅ系電気めっき鋼板に亜鉛めっきを施して，亜鉛めっき鋼板を得る，亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    （Ｃ．Ｗ． _Ｆｅ０ ）＋（Ｄ．Ｐ．）≧０・・・（２）
11. 前記冷延鋼板は，Ｓｉを０．５０質量％以上３．０質量％以下含有する，請求項１０に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
12. Ｂ，Ｃ，Ｐ，Ｎ，Ｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｃｒ，Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる１または２以上の元素を，前記焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層中でこれらの元素の合計含有量が１０質量％以下となるように含有するＦｅ系電気めっき浴を用いて，前記Ｆｅ系電気めっきを施す，請求項１０または１１に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。

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