JP7195501B1 - 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、ならびに、部材 - Google Patents
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Abstract
高いＹＲ、ならびに、高い延性、伸びフランジ性および曲げ性を有し、かつ、せん断加工性を高めた、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。母材鋼板について、所定の成分組成および鋼組織とする、特に、アスペクト比：２．０以下の残留γの個数割合を５０％超とし、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数を１つとし、表層部での焼入れマルテンサイトの面積率を８０％以下とし、表層軟化厚みを１０μｍ以上１００μｍ以下とし、低温域拡散性水素量を０．０１５質量ｐｐｍ以下とする。
Description
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、特に、引張強さ（以下、単にＴＳともいう）で１１８０ＭＰａ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、部品の長手方向の降伏強度（以下、単にＹＳともいう）を高めることや、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、高い延性に加え、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。
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、溶融亜鉛めっきが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。
「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。
ところで、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板、特に、溶融亜鉛めっき鋼板では、せん断加工時の脆化割れが懸念される。そのため、良好なせん断加工性を有す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、せん断加工性について考慮が払われていない。そのため、自動車の骨格構造部品などへのＴＳで１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板、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、ならびに、高い延性、伸びフランジ性および曲げ性を有し、かつ、せん断加工性も高めた、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板の開発が、求められているのが現状である。
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（これにより、部品に適用した際に高い部品強度が得られる）、ならびに、高い延性、伸びフランジ性および曲げ性を有し、かつ、せん断加工性を高めた、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の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。
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（高い部品強度）」とは、ＹＲが６５％以上であることを意味する。
なお、ＹＲは次式（２）により求める。
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×１００・・・・（２）
また、ＴＳおよびＹＳはそれぞれ、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して測定する。
なお、ＹＲは次式（２）により求める。
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×１００・・・・（２）
また、ＴＳおよびＹＳはそれぞれ、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して測定する。
「高い延性」とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して測定する全伸び（以下、単にＥｌともいう）が６％以上であることを意味する。
「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３０％以上であることを意味する。
「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）の合格率が１００％であることを意味する。
「高いせん断加工性」とは、後述の実施例に記載したせん断加工試験において、試験片のせん断端面に割れが確認されないことを意味する。
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねた。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）を主体とする鋼組織とする。これにより、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上と高い伸びフランジ性とが得られる。
（２）母材鋼板の鋼組織において、残留オーステナイトを一定量確保することにより、高い延性が得られる。
（３）残留オーステナイトを構成する結晶粒のうち、アスペクト比：２．０以下の結晶粒の個数割合を５０％超とし、かつ、母材鋼板の板厚１／４位置の硬さ分布のヒストグラムにおいて頻度：０．２５以上となるビンの個数を１つとすることにより、高いＹＲ（高い部品強度）が得られる。
（４）母材鋼板の表層部において焼入れマルテンサイトの面積率：８０％以下とし、かつ、母材鋼板の表層軟化厚みを１０μｍ以上１００μｍ以下とすることにより、高い曲げ性が得られる。
（５）母材鋼板の低温域拡散性水素量を０．０１５質量ｐｐｍ以下にすることにより、高いせん断加工性が得られる。
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。
（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）を主体とする鋼組織とする。これにより、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上と高い伸びフランジ性とが得られる。
（２）母材鋼板の鋼組織において、残留オーステナイトを一定量確保することにより、高い延性が得られる。
（３）残留オーステナイトを構成する結晶粒のうち、アスペクト比：２．０以下の結晶粒の個数割合を５０％超とし、かつ、母材鋼板の板厚１／４位置の硬さ分布のヒストグラムにおいて頻度：０．２５以上となるビンの個数を１つとすることにより、高いＹＲ（高い部品強度）が得られる。
（４）母材鋼板の表層部において焼入れマルテンサイトの面積率：８０％以下とし、かつ、母材鋼板の表層軟化厚みを１０μｍ以上１００μｍ以下とすることにより、高い曲げ性が得られる。
（５）母材鋼板の低温域拡散性水素量を０．０１５質量ｐｐｍ以下にすることにより、高いせん断加工性が得られる。
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、引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記母材鋼板は、
質量％で、
Ｃ：０．０９０％以上０．３９０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
Ｍｎ：２．００％以上４．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．１００％以下および
Ｎ：０．０１００％以下
で、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：７０％以上、
フェライトの面積率：１０％以下、および、
残留オーステナイトの面積率：０．５％以上１０．０％未満
であり、かつ
前記残留オーステナイトを構成する結晶粒のうち、アスペクト比：２．０以下の結晶粒の個数割合が５０％超であり、
前記母材鋼板の板厚１／４位置の硬さ分布のヒストグラムにおいて頻度が０．２５以上となるビンの個数が１つであり、前記ヒストグラムのビンの階級範囲はビッカース硬さＨＶで（ｎ－１）×２０＋４５０超、ｎ×２０＋４５０以下であり、ｎは１～１０の整数であり、
また、前記母材鋼板の表層部において、焼入れマルテンサイトの面積率：８０％以下であり、前記母材鋼板の表層部は、前記母材鋼板の表面から深さ：１０μｍまでの領域であり、
前記母材鋼板の表層軟化厚みが１０μｍ以上１００μｍ以下である、鋼組織と、を有し、
前記母材鋼板の低温域拡散性水素量が０．０１５質量ｐｐｍ以下である、溶融亜鉛めっき鋼板。
ここで、母材鋼板の低温域拡散性水素量は、母材鋼板を室温から５０℃まで加熱する際に母材鋼板から放出される水素量である。
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、引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記母材鋼板は、
質量％で、
Ｃ：０．０９０％以上０．３９０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
Ｍｎ：２．００％以上４．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．１００％以下および
Ｎ：０．０１００％以下
で、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：７０％以上、
フェライトの面積率：１０％以下、および、
残留オーステナイトの面積率：０．５％以上１０．０％未満
であり、かつ
前記残留オーステナイトを構成する結晶粒のうち、アスペクト比：２．０以下の結晶粒の個数割合が５０％超であり、
前記母材鋼板の板厚１／４位置の硬さ分布のヒストグラムにおいて頻度が０．２５以上となるビンの個数が１つであり、前記ヒストグラムのビンの階級範囲はビッカース硬さＨＶで（ｎ－１）×２０＋４５０超、ｎ×２０＋４５０以下であり、ｎは１～１０の整数であり、
また、前記母材鋼板の表層部において、焼入れマルテンサイトの面積率：８０％以下であり、前記母材鋼板の表層部は、前記母材鋼板の表面から深さ：１０μｍまでの領域であり、
前記母材鋼板の表層軟化厚みが１０μｍ以上１００μｍ以下である、鋼組織と、を有し、
前記母材鋼板の低温域拡散性水素量が０．０１５質量ｐｐｍ以下である、溶融亜鉛めっき鋼板。
ここで、母材鋼板の低温域拡散性水素量は、母材鋼板を室温から５０℃まで加熱する際に母材鋼板から放出される水素量である。
２．前記母材鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、
Ｏ：０．０１００％以下、
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％以下および
Ｂｉ：０．２００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、前記１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｏ：０．０１００％以下、
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％以下および
Ｂｉ：０．２００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、前記１に記載の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、前記１または２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
４．前記１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに、
巻取温度：３５０℃以上６００℃以下、および、
巻取り後の冷却における３００℃以上の温度域での滞留時間：５０００ｓ以上、
の条件で、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、
ついで、前記熱延鋼板に、
熱処理温度：４５０℃以上６５０℃以下、および
４００℃以上熱処理温度以下の温度域での滞留時間：１０分以上、
の条件で、第１の熱処理を施し、
ついで、前記熱延鋼板に、冷間圧延を施して冷延鋼板とし、
ついで、前記冷延鋼板を、
２５０℃以上７００℃以下の温度域での平均加熱速度：１０℃／ｓ以上、
２５０℃以上７００℃以下の温度域での酸素濃度：０．５体積％以上５．０体積％以下、
焼鈍温度：８２０℃以上９５０℃以下、および、
焼鈍温度域での露点：－３５℃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、冷却停止温度：１５０℃以下の条件で、冷却し、
ついで、前記めっき鋼板に、次式（１）を満足する条件で、第２の熱処理を施す、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
６．５≦（Ｔ＋２７３）×｛ｌｏｇ（ｔ×３６００）＋２０｝／１０００≦１３．０・・・（１）
ここで、Ｔは第２の熱処理における熱処理温度（℃）、ｔは第２の熱処理における保熱時間（ｈｒ）である。
巻取温度：３５０℃以上６００℃以下、および、
巻取り後の冷却における３００℃以上の温度域での滞留時間：５０００ｓ以上、
の条件で、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、
ついで、前記熱延鋼板に、
熱処理温度：４５０℃以上６５０℃以下、および
４００℃以上熱処理温度以下の温度域での滞留時間：１０分以上、
の条件で、第１の熱処理を施し、
ついで、前記熱延鋼板に、冷間圧延を施して冷延鋼板とし、
ついで、前記冷延鋼板を、
２５０℃以上７００℃以下の温度域での平均加熱速度：１０℃／ｓ以上、
２５０℃以上７００℃以下の温度域での酸素濃度：０．５体積％以上５．０体積％以下、
焼鈍温度：８２０℃以上９５０℃以下、および、
焼鈍温度域での露点：－３５℃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、冷却停止温度：１５０℃以下の条件で、冷却し、
ついで、前記めっき鋼板に、次式（１）を満足する条件で、第２の熱処理を施す、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
６．５≦（Ｔ＋２７３）×｛ｌｏｇ（ｔ×３６００）＋２０｝／１０００≦１３．０・・・（１）
ここで、Ｔは第２の熱処理における熱処理温度（℃）、ｔは第２の熱処理における保熱時間（ｈｒ）である。
５．前記溶融亜鉛めっき処理後、前記めっき鋼板に合金化処理を施す、前記４に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
６．前記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。
７．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る、前記６に記載の部材。
本発明によれば、高いＹＲ、ならびに、高い延性、伸びフランジ性および曲げ性を有し、かつ、せん断加工性を高めた、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の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、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。
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。
本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
［１］溶融亜鉛めっき鋼板
［１－１］母材鋼板
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。
［１］溶融亜鉛めっき鋼板
［１－１］母材鋼板
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：０．０９０％以上０．３９０％以下
Ｃは、重要な基本成分の１つである。すなわち、Ｃは、特に、マルテンサイト、フェライトおよび残留オーステナイトの分率、ならびに、残留オーステナイトのアスペクト比に影響する元素である。ここで、Ｃの含有量が０．０９０％未満では、マルテンサイトの分率が減少し、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上にすることが困難になる。一方、Ｃの含有量が０．３９０％を超えると、残留オーステナイトのアスペクト比が増加し、所望のＹＲを実現することが困難になる。したがって、Ｃの含有量は、０．０９０％以上０．３９０％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．１００％以上、より好ましくは０．１１０％以上である。Ｃの含有量は、好ましくは０．３６０％以下、より好ましくは０．３５０％以下である。
Ｃは、重要な基本成分の１つである。すなわち、Ｃは、特に、マルテンサイト、フェライトおよび残留オーステナイトの分率、ならびに、残留オーステナイトのアスペクト比に影響する元素である。ここで、Ｃの含有量が０．０９０％未満では、マルテンサイトの分率が減少し、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上にすることが困難になる。一方、Ｃの含有量が０．３９０％を超えると、残留オーステナイトのアスペクト比が増加し、所望のＹＲを実現することが困難になる。したがって、Ｃの含有量は、０．０９０％以上０．３９０％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．１００％以上、より好ましくは０．１１０％以上である。Ｃの含有量は、好ましくは０．３６０％以下、より好ましくは０．３５０％以下である。
Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下
Ｓｉは、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。すなわち、Ｓｉは、残留オーステナイトの分率、および、残留オーステナイトのアスペクト比に、影響する元素である。さらに、Ｓｉは、母材鋼板の硬さ分布、特には、マルテンサイトの硬さ分布に、影響する元素である。ここで、Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、焼鈍後の冷却、または、第２の熱処理の際に、マルテンサイトの硬さの不均一化を招く。これにより、母材鋼板の板厚１／４位置の硬さ分布のヒストグラムにおいて頻度：０．２５以上となるビンの個数が増加し、ＹＲおよびλが低下する。また、曲げ性も低下する。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アスペクト比が増加し、所望のＹＲを実現することができない。また、λも低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．１５％以上である。Ｓｉの含有量は、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．５０％以下である。
Ｓｉは、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。すなわち、Ｓｉは、残留オーステナイトの分率、および、残留オーステナイトのアスペクト比に、影響する元素である。さらに、Ｓｉは、母材鋼板の硬さ分布、特には、マルテンサイトの硬さ分布に、影響する元素である。ここで、Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、焼鈍後の冷却、または、第２の熱処理の際に、マルテンサイトの硬さの不均一化を招く。これにより、母材鋼板の板厚１／４位置の硬さ分布のヒストグラムにおいて頻度：０．２５以上となるビンの個数が増加し、ＹＲおよびλが低下する。また、曲げ性も低下する。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アスペクト比が増加し、所望のＹＲを実現することができない。また、λも低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．１５％以上である。Ｓｉの含有量は、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．５０％以下である。
Ｍｎ：２．００％以上４．００％以下
Ｍｎは、重要な基本成分の１つである。すなわち、Ｍｎは、特に、マルテンサイトの分率に影響する重要な元素である。ここで、Ｍｎの含有量が２．００％未満では、マルテンサイトの分率が減少し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｍｎの含有量が４．００％を超えると、焼鈍後の冷却、または、第２の熱処理の際に、マルテンサイトの硬さの不均一化を招く。これにより、母材鋼板の板厚１／４位置の硬さ分布のヒストグラムにおいて頻度：０．２５以上となるビンの個数が増加し、ＹＲおよびλが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、２．００％以上４．００％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは２．２０％以上、より好ましくは２．５０％以上である。Ｍｎの含有量は、好ましくは３．８０％以下、より好ましくは３．６０％以下である。
Ｍｎは、重要な基本成分の１つである。すなわち、Ｍｎは、特に、マルテンサイトの分率に影響する重要な元素である。ここで、Ｍｎの含有量が２．００％未満では、マルテンサイトの分率が減少し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｍｎの含有量が４．００％を超えると、焼鈍後の冷却、または、第２の熱処理の際に、マルテンサイトの硬さの不均一化を招く。これにより、母材鋼板の板厚１／４位置の硬さ分布のヒストグラムにおいて頻度：０．２５以上となるビンの個数が増加し、ＹＲおよびλが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、２．００％以上４．００％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは２．２０％以上、より好ましくは２．５０％以上である。Ｍｎの含有量は、好ましくは３．８０％以下、より好ましくは３．６０％以下である。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させる。そのため、鋼板の極限変形能が低下することから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｐの含有量は０．１００％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．０７０％以下である。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。そのため、Ｐの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させる。そのため、鋼板の極限変形能が低下することから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｐの含有量は０．１００％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．０７０％以下である。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。そのため、Ｐの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
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。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｓの含有量は０．０２００％以下とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。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。
Ｓは、硫化物として存在し、鋼の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｓの含有量は０．０２００％以下とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。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。
Ａｌ：０．１００％以下
Ａｌは、Ａ３変態点を上昇させ、鋼組織中にフェライト相を生成させる元素である。ここで、鋼組織中にフェライト相が多量に生成すると、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％以下とする。Ａｌの含有量は、好ましくは０．０５０％以下である。なお、Ａｌの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ａｌは、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。すなわち、Ａｌは、残留オーステナイトの分率、および、残留オーステナイトのアスペクト比に影響する。そのため、Ａｌの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ａｌは、Ａ３変態点を上昇させ、鋼組織中にフェライト相を生成させる元素である。ここで、鋼組織中にフェライト相が多量に生成すると、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％以下とする。Ａｌの含有量は、好ましくは０．０５０％以下である。なお、Ａｌの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ａｌは、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。すなわち、Ａｌは、残留オーステナイトの分率、および、残留オーステナイトのアスペクト比に影響する。そのため、Ａｌの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、窒化物として存在し、鋼の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。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。
Ｎは、窒化物として存在し、鋼の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。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。
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、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。
以上、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基本成分組成について説明したが、さらに、以下の任意添加元素のうち少なくとも１種を、単独で、または、組み合わせて、含有させることができる。
Ｏ：０．０１００％以下、
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％以下および
Ｂｉ：０．２００％以下
以下、これらの任意添加元素を含有させる場合の各元素の好適な含有量について、説明する。
Ｏ：０．０１００％以下、
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％以下および
Ｂｉ：０．２００％以下
以下、これらの任意添加元素を含有させる場合の各元素の好適な含有量について、説明する。
Ｏ：０．０１００％以下
Ｏは、酸化物として存在し、鋼の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｏの含有量は０．０１００％以下とする。Ｏの含有量は好ましくは０．００５０％以下である。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。
Ｏは、酸化物として存在し、鋼の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｏの含有量は０．０１００％以下とする。Ｏの含有量は好ましくは０．００５０％以下である。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。
Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、析出物や介在物を生成させる。このような析出物や介在物が粗大化して多量に生成すると、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ、０．２００％以下とする。Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ、好ましくは０．１００％以下である。なお、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｔｉ、ＮｂおよびＶを添加することにより、連続焼鈍時の昇温過程での再結晶温度が上昇する。これにより、マルテンサイトの硬さが均一になり、ＹＲの増加に寄与する。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ、０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、析出物や介在物を生成させる。このような析出物や介在物が粗大化して多量に生成すると、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ、０．２００％以下とする。Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ、好ましくは０．１００％以下である。なお、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｔｉ、ＮｂおよびＶを添加することにより、連続焼鈍時の昇温過程での再結晶温度が上昇する。これにより、マルテンサイトの硬さが均一になり、ＹＲの増加に寄与する。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ、０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下
ＴａおよびＷは、析出物や介在物を生成させる。このような析出物や介在物が粗大化して多量に生成すると、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、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の含有量はそれぞれ、好ましくは０．０８％以下である。なお、ＴａおよびＷの含有量の下限は特に規定しない。ただし、ＴａおよびＷは、熱間圧延時または連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させる。そのため、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。
ＴａおよびＷは、析出物や介在物を生成させる。このような析出物や介在物が粗大化して多量に生成すると、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、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の含有量はそれぞれ、好ましくは０．０８％以下である。なお、ＴａおよびＷの含有量の下限は特に規定しない。ただし、ＴａおよびＷは、熱間圧延時または連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させる。そのため、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。
Ｂ：０．０１００％以下
Ｂは、鋳造時または熱間圧延時において鋼板内部の割れの発生を助長し、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｂの含有量は０．０１００％以下とする。Ｂの含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。なお、Ｂの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｂは、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。そのため、Ｂの含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。
Ｂは、鋳造時または熱間圧延時において鋼板内部の割れの発生を助長し、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｂの含有量は０．０１００％以下とする。Ｂの含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。なお、Ｂの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｂは、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。そのため、Ｂの含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下
Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、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の含有量はそれぞれ、好ましくは０．８０％以下である。なお、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉはいずれも焼入れ性を向上させる元素である。そのため、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。
Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、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の含有量はそれぞれ、好ましくは０．８０％以下である。なお、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉはいずれも焼入れ性を向上させる元素である。そのため、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。
Ｃｏ：０．０１０％以下
Ｃｏの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下とする。Ｃｏの含有量は、好ましくは０．００８％以下である。なお、Ｃｏの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｃｏは焼入れ性を向上させる元素である。そのため、Ｃｏの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｃｏの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下とする。Ｃｏの含有量は、好ましくは０．００８％以下である。なお、Ｃｏの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｃｏは焼入れ性を向上させる元素である。そのため、Ｃｏの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｃｕの含有量は１．００％以下とする。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．８０％以下である。なお、Ｃｕの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｃｕは焼入れ性を向上させる元素である。そのため、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｃｕの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｃｕの含有量は１．００％以下とする。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．８０％以下である。なお、Ｃｕの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｃｕは焼入れ性を向上させる元素である。そのため、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｓｎ：０．２００％以下
Ｓｎは、鋳造時または熱間圧延時において鋼板内部の割れの発生を助長し、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｓｎの含有量は０．２００％以下とする。Ｓｎの含有量は、好ましくは０．１００％以下である。なお、Ｓｎの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｓｎは焼入れ性を向上させる元素である。そのため、Ｓｎの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓｎは、鋳造時または熱間圧延時において鋼板内部の割れの発生を助長し、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｓｎの含有量は０．２００％以下とする。Ｓｎの含有量は、好ましくは０．１００％以下である。なお、Ｓｎの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｓｎは焼入れ性を向上させる元素である。そのため、Ｓｎの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓｂ：０．２００％以下
Ｓｂの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｓｂの含有量は０．２００％以下とする。Ｓｂの含有量は、好ましくは０．１００％以下である。なお、Ｓｂの含有量の下限は特に規定しない。ただし、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。そのため、Ｓｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓｂの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｓｂの含有量は０．２００％以下とする。Ｓｂの含有量は、好ましくは０．１００％以下である。なお、Ｓｂの含有量の下限は特に規定しない。ただし、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。そのため、Ｓｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、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の含有量はそれぞれ、好ましくは０．００５０％以下である。なお、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭはいずれも、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させる元素である。そのため、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。
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、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の含有量はそれぞれ、好ましくは０．００５０％以下である。なお、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭはいずれも、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させる元素である。そのため、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。
Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下
ＺｒおよびＴｅの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ、０．１００％以下とする。ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ、好ましくは０．０８０％以下である。なお、ＺｒおよびＴｅの含有量の下限は特に規定しない。ただし、ＺｒおよびＴｅはいずれも、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させる元素である。そのため、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。
ＺｒおよびＴｅの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ、０．１００％以下とする。ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ、好ましくは０．０８０％以下である。なお、ＺｒおよびＴｅの含有量の下限は特に規定しない。ただし、ＺｒおよびＴｅはいずれも、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させる元素である。そのため、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。
Ｈｆ：０．１０％以下
Ｈｆの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｈｆの含有量は０．１０％以下とする。Ｈｆの含有量は、好ましくは０．０８％以下である。なお、Ｈｆの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｈｆ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させる元素である。そのため、Ｈｆの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｈｆの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｈｆの含有量は０．１０％以下とする。Ｈｆの含有量は、好ましくは０．０８％以下である。なお、Ｈｆの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｈｆ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させる元素である。そのため、Ｈｆの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｂｉ：０．２００％以下
Ｂｉの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｂｉの含有量は０．２００％以下とする。Ｂｉの含有量は、好ましくは０．１００％以下である。なお、Ｂｉの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｂｉは、偏析を軽減する元素である。そのため、Ｂｉの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｂｉの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。また、曲げ性も低下する。よって、Ｂｉの含有量は０．２００％以下とする。Ｂｉの含有量は、好ましくは０．１００％以下である。なお、Ｂｉの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｂｉは、偏析を軽減する元素である。そのため、Ｂｉの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
なお、上記したＯ、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ため、不可避的不純物として含むものとする。
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母材鋼板の鋼組織について、説明する。
本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の鋼組織は、
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：７０％以上、
フェライトの面積率：１０％以下、および、
残留オーステナイトの面積率：０．５％以上１０．０％未満
であり、かつ
前記残留オーステナイトを構成する結晶粒のうち、アスペクト比：２．０以下の結晶粒の個数割合が５０％超であり、
前記母材鋼板の板厚１／４位置の硬さ分布のヒストグラムにおいて頻度が０．２５以上となるビンの個数が１つであり、前記ヒストグラムのビンの階級範囲はビッカース硬さＨＶで（ｎ－１）×２０＋４５０超、ｎ×２０＋４５０以下であり、ｎは１～１０の整数であり、
また、前記母材鋼板の表層部において、焼入れマルテンサイトの面積率：８０％以下であり、前記母材鋼板の表層部は、前記母材鋼板の表面から深さ：１０μｍまでの領域であり、
前記母材鋼板の表層軟化厚みが１０μｍ以上１００μｍ以下である、鋼組織である。
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の鋼組織は、
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：７０％以上、
フェライトの面積率：１０％以下、および、
残留オーステナイトの面積率：０．５％以上１０．０％未満
であり、かつ
前記残留オーステナイトを構成する結晶粒のうち、アスペクト比：２．０以下の結晶粒の個数割合が５０％超であり、
前記母材鋼板の板厚１／４位置の硬さ分布のヒストグラムにおいて頻度が０．２５以上となるビンの個数が１つであり、前記ヒストグラムのビンの階級範囲はビッカース硬さＨＶで（ｎ－１）×２０＋４５０超、ｎ×２０＋４５０以下であり、ｎは１～１０の整数であり、
また、前記母材鋼板の表層部において、焼入れマルテンサイトの面積率：８０％以下であり、前記母材鋼板の表層部は、前記母材鋼板の表面から深さ：１０μｍまでの領域であり、
前記母材鋼板の表層軟化厚みが１０μｍ以上１００μｍ以下である、鋼組織である。
母材鋼板の板厚１／４位置でのマルテンサイトの面積率：７０％以上
母材鋼板の鋼組織においてマルテンサイトを主相とする、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７０％以上とすることにより、１１８０ＭＰａ以上のＴＳと高い伸びフランジ性と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７０％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７５％以上、より好ましくは８０％以上、さらに好ましくは８５％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が、高い延性を得る観点から、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。
母材鋼板の鋼組織においてマルテンサイトを主相とする、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７０％以上とすることにより、１１８０ＭＰａ以上のＴＳと高い伸びフランジ性と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７０％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７５％以上、より好ましくは８０％以上、さらに好ましくは８５％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が、高い延性を得る観点から、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：１０％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１０％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１０％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８％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、延性の向上の観点からは、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。
母材鋼板の板厚１／４位置でのフェライトの面積率を１０％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１０％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８％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、延性の向上の観点からは、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およびフェライトの面積率は、以下のようにして測定する。
すなわち、母材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す。ついで、試料の観察面をダイヤモンドペーストにより鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨する。ついで、試料の観察面を３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングし、組織を現出させる。ついで、試料の観察面において、ＩｎＬｅｎｓ検出器を備えるＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）により、母材鋼板の板厚の１／４位置を観察位置とし（すなわち、鋼板の板厚の１／４位置が視野範囲の板厚方向の中心位置となるようにする）、加速電圧：１ｋＶ、倍率：５０００倍、視野範囲：１７μｍ×２３μｍの条件で、３視野観察する。得られた組織画像から、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、マルテンサイトおよびフェライトの面積を算出する。ついで、視野ごとに算出したマルテンサイトおよびフェライトの面積をそれぞれ視野範囲の面積（１７μｍ×２３μｍ）で除し、それらの値の算術平均値を、マルテンサイトおよびフェライトの面積率とする。
すなわち、母材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す。ついで、試料の観察面をダイヤモンドペーストにより鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨する。ついで、試料の観察面を３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングし、組織を現出させる。ついで、試料の観察面において、ＩｎＬｅｎｓ検出器を備えるＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）により、母材鋼板の板厚の１／４位置を観察位置とし（すなわち、鋼板の板厚の１／４位置が視野範囲の板厚方向の中心位置となるようにする）、加速電圧：１ｋＶ、倍率：５０００倍、視野範囲：１７μｍ×２３μｍの条件で、３視野観察する。得られた組織画像から、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、マルテンサイトおよびフェライトの面積を算出する。ついで、視野ごとに算出したマルテンサイトおよびフェライトの面積をそれぞれ視野範囲の面積（１７μｍ×２３μｍ）で除し、それらの値の算術平均値を、マルテンサイトおよびフェライトの面積率とする。
なお、上記の組織画像において、各相は、以下の点で互いに識別可能である。すなわち、焼入れマルテンサイトは、凸部の組織で、かつ、内部が微細な凹凸を有する組織である。焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトは、凹部の組織で、かつ、微細な炭化物を含む組織である。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。
母材鋼板の板厚１／４位置での残留オーステナイトの面積率：０．５％以上１０．０％未満
母材鋼板の鋼組織に、一定量の残留オーステナイトを含有させることにより、所望のＥｌを実現することができる。こうした効果を得るために、母材鋼板の板厚１／４位置での残留オーステナイトの面積率を０．５％以上とする。一方、母材鋼板の板厚１／４位置での残留オーステナイトの面積率が１０．０％以上になると、所望のＹＲを実現することが困難になる。したがって、母材鋼板の板厚１／４位置での残留オーステナイトの面積率は０．５％以上１０．０％未満とする。母材鋼板の板厚１／４位置での残留オーステナイトの面積率は、好ましくは１．０％以上、より好ましくは１．５％以上である。母材鋼板の板厚１／４位置での残留オーステナイトの面積率は、好ましくは８．０％以下、より好ましくは６．０％以下である。
母材鋼板の鋼組織に、一定量の残留オーステナイトを含有させることにより、所望のＥｌを実現することができる。こうした効果を得るために、母材鋼板の板厚１／４位置での残留オーステナイトの面積率を０．５％以上とする。一方、母材鋼板の板厚１／４位置での残留オーステナイトの面積率が１０．０％以上になると、所望のＹＲを実現することが困難になる。したがって、母材鋼板の板厚１／４位置での残留オーステナイトの面積率は０．５％以上１０．０％未満とする。母材鋼板の板厚１／４位置での残留オーステナイトの面積率は、好ましくは１．０％以上、より好ましくは１．５％以上である。母材鋼板の板厚１／４位置での残留オーステナイトの面積率は、好ましくは８．０％以下、より好ましくは６．０％以下である。
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面積率は、以下のようにして測定する。
すなわち、鋼板表面から板厚１／４位置（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、鋼板を研削し、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨する。ついで、観察面について、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し、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る。そして、このオーステナイトの体積率を、３次元的に均一であるとみなして、母材鋼板の板厚１／４位置での残留オーステナイトの面積率とする。
すなわち、鋼板表面から板厚１／４位置（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、鋼板を研削し、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨する。ついで、観察面について、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し、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る。そして、このオーステナイトの体積率を、３次元的に均一であるとみなして、母材鋼板の板厚１／４位置での残留オーステナイトの面積率とする。
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（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）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。
［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、残部組織の面積率は、次式により算出する。
［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（％）］
母材鋼板の板厚１／４位置において残留オーステナイトを構成する結晶粒のうち、アスペクト比：２．０以下の結晶粒の個数割合（以下、アスペクト比：２．０以下の残留γの個数割合ともいう）：５０％超
アスペクト比：２．０以下の残留γの個数割合は、極めて重要な要件である。残留オーステナイトを構成する結晶粒のアスペクト比（長軸長さ／短軸長さ）を低減する、すなわち、等軸に近い結晶粒の個数割合を増加させることにより、変形初期における残留オーステナイトからマルテンサイトへの変態が抑制され、ＹＲを増加することができる。こうした効果を得るためには、アスペクト比：２．０以下の残留γの個数割合を５０％超にする必要がある。なお、アスペクト比：２．０以下の残留γの個数割合は大きいほど好ましく、好ましくは６０％以上、より好ましくは７０％以上である。
アスペクト比：２．０以下の残留γの個数割合は、極めて重要な要件である。残留オーステナイトを構成する結晶粒のアスペクト比（長軸長さ／短軸長さ）を低減する、すなわち、等軸に近い結晶粒の個数割合を増加させることにより、変形初期における残留オーステナイトからマルテンサイトへの変態が抑制され、ＹＲを増加することができる。こうした効果を得るためには、アスペクト比：２．０以下の残留γの個数割合を５０％超にする必要がある。なお、アスペクト比：２．０以下の残留γの個数割合は大きいほど好ましく、好ましくは６０％以上、より好ましくは７０％以上である。
ここで、アスペクト比：２．０以下の残留γの個数割合は、以下のようにして測定する。
すなわち、鋼板表層から板厚１／４位置（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、厚さ３００μｍの試料を機械加工で作製する。その後、電解研磨を用いてツインジェット式の電解研磨法により薄膜化した試料について、透過ＥＢＳＤで測定する。透過ＥＢＳＤの測定は、残留オーステナイトを評価するために十分な測定条件（測定視野：１５μｍ×１５μｍ、測定点間隔：２０ｎｍ、加速電圧：２０ｋＶ）で、３視野観察する。得られた結晶方位のデータから、ＡＭＥＴＥＫ ＥＤＡＸ社のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて、相をＩｒｏｎ－Ｇａｍｍａのみとし、まずＢＣＣ相の情報を除去する。ついで、得られた結晶方位のデータについて、ＣＩ（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）＞０．１を閾値に設定する。ついで、Ｇｒａｉｎ Ｓｈａｐｅ Ａｓｐｅｃｔ Ｒａｔｉｏにより、残留オーステナイトの結晶粒のアスペクト比、および、アスペクト比：２．０以下の残留γの個数割合（Ｎｕｍｂｅｒ Ｆｒａｃｔｉｏｎ）を算出する。
すなわち、鋼板表層から板厚１／４位置（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、厚さ３００μｍの試料を機械加工で作製する。その後、電解研磨を用いてツインジェット式の電解研磨法により薄膜化した試料について、透過ＥＢＳＤで測定する。透過ＥＢＳＤの測定は、残留オーステナイトを評価するために十分な測定条件（測定視野：１５μｍ×１５μｍ、測定点間隔：２０ｎｍ、加速電圧：２０ｋＶ）で、３視野観察する。得られた結晶方位のデータから、ＡＭＥＴＥＫ ＥＤＡＸ社のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて、相をＩｒｏｎ－Ｇａｍｍａのみとし、まずＢＣＣ相の情報を除去する。ついで、得られた結晶方位のデータについて、ＣＩ（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）＞０．１を閾値に設定する。ついで、Ｇｒａｉｎ Ｓｈａｐｅ Ａｓｐｅｃｔ Ｒａｔｉｏにより、残留オーステナイトの結晶粒のアスペクト比、および、アスペクト比：２．０以下の残留γの個数割合（Ｎｕｍｂｅｒ Ｆｒａｃｔｉｏｎ）を算出する。
母材鋼板の板厚１／４位置の硬さ分布のヒストグラムにおいて頻度：０．２５以上のビンの個数（以下、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数ともいう）：１つ
硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数は、極めて重要な要件である。硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数を１つとする、換言すれば、母材鋼板の硬さを均一にし、母材鋼板の硬さのバラツキを低減することにより、ＹＲを増加することができる。また、λや曲げ性も向上する。そのため、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数は１つとする。なお、母材鋼板の板厚１／４位置の硬さ分布のヒストグラムのビンの階級範囲はビッカース硬さＨＶで（ｎ－１）×２０＋４５０超、ｎ×２０＋４５０以下、ｎを１～１０の整数とする。
硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数は、極めて重要な要件である。硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数を１つとする、換言すれば、母材鋼板の硬さを均一にし、母材鋼板の硬さのバラツキを低減することにより、ＹＲを増加することができる。また、λや曲げ性も向上する。そのため、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数は１つとする。なお、母材鋼板の板厚１／４位置の硬さ分布のヒストグラムのビンの階級範囲はビッカース硬さＨＶで（ｎ－１）×２０＋４５０超、ｎ×２０＋４５０以下、ｎを１～１０の整数とする。
また、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数は、以下のようにして測定する。
すなわち、母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が試験面となるよう試料を切り出す。ついで、試料の試験面をダイヤモンドペーストにより鏡面研磨する。試料の試験面の母材鋼板の板厚１／４位置において、マイクロビッカース硬度計を用いて、荷重５ｇｆの条件で、ビッカース硬さＨＶを５０点測定する。ついで、ビンの階級範囲をビッカース硬さＨＶで（ｎ－１）×２０＋４５０超、ｎ×２０＋４５０以下、ｎを１～１０の整数として、硬さ分布のヒストグラムを作成し、作成したヒストグラムにおいて頻度：０．２５以上のビンの個数を数える。なお、各ビンの頻度は、各ビンに分類されるビッカース硬さＨＶの測定結果数を、ビッカース硬さＨＶの全測定数（５０）で除した値である。例えば、ビッカース硬さＨＶで４５０超４７０以下の範囲内の測定結果となったものが１０個の場合、階級範囲が４５０超４７０以下のビンの頻度は、０．２０（＝１０÷５０）となる。
すなわち、母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が試験面となるよう試料を切り出す。ついで、試料の試験面をダイヤモンドペーストにより鏡面研磨する。試料の試験面の母材鋼板の板厚１／４位置において、マイクロビッカース硬度計を用いて、荷重５ｇｆの条件で、ビッカース硬さＨＶを５０点測定する。ついで、ビンの階級範囲をビッカース硬さＨＶで（ｎ－１）×２０＋４５０超、ｎ×２０＋４５０以下、ｎを１～１０の整数として、硬さ分布のヒストグラムを作成し、作成したヒストグラムにおいて頻度：０．２５以上のビンの個数を数える。なお、各ビンの頻度は、各ビンに分類されるビッカース硬さＨＶの測定結果数を、ビッカース硬さＨＶの全測定数（５０）で除した値である。例えば、ビッカース硬さＨＶで４５０超４７０以下の範囲内の測定結果となったものが１０個の場合、階級範囲が４５０超４７０以下のビンの頻度は、０．２０（＝１０÷５０）となる。
母材鋼板の表層部での焼入れマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）の面積率：８０％以下
母材鋼板の表層部での焼入れマルテンサイトの面積率は、極めて重要な要件である。母材鋼板の表層部での焼入れマルテンサイトの面積率を減少させる、換言すれば、母材鋼板の表層部においてフェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトといった水素固溶度の小さい相の面積率を増加させることにより、所望の曲げ性を実現することができる。また、母材鋼板の表層部において水素固溶度の小さい相の面積率を増加させることにより、後述する母材鋼板の低温域拡散性水素量の低減にも寄与する。また、Ｅｌを増加することもできる。さらに、λも向上することができる。こうした効果を得るため、母材鋼板の表層部での焼入れマルテンサイトの面積率を８０％以下にする。母材鋼板の表層部での焼入れマルテンサイトの面積率は、好ましくは７５％以下、より好ましくは７０％以下である。なお、母材鋼板の表層部での焼入れマルテンサイトの面積率の下限は特に限定されるものではないが、所望のＴＳを実現する観点から、母材鋼板の表層部での焼入れマルテンサイトの面積率は２０％以上であることが好ましい。母材鋼板の表層部での焼入れマルテンサイトの面積率は、より好ましくは３０％以上である。なお、母材鋼板の表層部は、母材鋼板の表面から深さ：１０μｍまでの領域である。
母材鋼板の表層部での焼入れマルテンサイトの面積率は、極めて重要な要件である。母材鋼板の表層部での焼入れマルテンサイトの面積率を減少させる、換言すれば、母材鋼板の表層部においてフェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトといった水素固溶度の小さい相の面積率を増加させることにより、所望の曲げ性を実現することができる。また、母材鋼板の表層部において水素固溶度の小さい相の面積率を増加させることにより、後述する母材鋼板の低温域拡散性水素量の低減にも寄与する。また、Ｅｌを増加することもできる。さらに、λも向上することができる。こうした効果を得るため、母材鋼板の表層部での焼入れマルテンサイトの面積率を８０％以下にする。母材鋼板の表層部での焼入れマルテンサイトの面積率は、好ましくは７５％以下、より好ましくは７０％以下である。なお、母材鋼板の表層部での焼入れマルテンサイトの面積率の下限は特に限定されるものではないが、所望のＴＳを実現する観点から、母材鋼板の表層部での焼入れマルテンサイトの面積率は２０％以上であることが好ましい。母材鋼板の表層部での焼入れマルテンサイトの面積率は、より好ましくは３０％以上である。なお、母材鋼板の表層部は、母材鋼板の表面から深さ：１０μｍまでの領域である。
ここで、母材鋼板の表層部での焼入れマルテンサイトの面積率は、以下のようにして測定する。
すなわち、母材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す。ついで、試料の観察面を研磨する。ついで、試料の観察面を３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングし、組織を現出させる。ついで、母材鋼板の表層部を観察位置とし、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）により、倍率：３０００倍で３視野観察する。得られた組織画像から、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、焼入れマルテンサイトの面積を３視野分算出する。ついで、視野ごとに算出した焼入れマルテンサイトの面積をそれぞれの視野範囲の面積で除し、それらの値の算術平均値を、母材鋼板の表層部での焼入れマルテンサイトの面積率とする。なお、上記の組織画像において、焼入れマルテンサイトは白色の組織を呈している。
すなわち、母材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す。ついで、試料の観察面を研磨する。ついで、試料の観察面を３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングし、組織を現出させる。ついで、母材鋼板の表層部を観察位置とし、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）により、倍率：３０００倍で３視野観察する。得られた組織画像から、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、焼入れマルテンサイトの面積を３視野分算出する。ついで、視野ごとに算出した焼入れマルテンサイトの面積をそれぞれの視野範囲の面積で除し、それらの値の算術平均値を、母材鋼板の表層部での焼入れマルテンサイトの面積率とする。なお、上記の組織画像において、焼入れマルテンサイトは白色の組織を呈している。
母材鋼板の表層部での焼入れマルテンサイト以外の残部組織の面積率は、好ましくは２０％以上、より好ましくは２５％以上、さらに好ましくは３０％以上である。また、母材鋼板の表層部での焼入れマルテンサイト以外の残部組織の面積率は、好ましくは８０％以下、より好ましくは７０％以下である。母材鋼板の表層部での焼入れマルテンサイト以外の残部組織は、基本的に、フェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトといった相により構成されるが、面積率で５％以下であれば、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）等の炭化物が含まれていてもよい。残部組織の同定は、例えば、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）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。
［残部組織の面積率（％）］＝１００－［焼入れマルテンサイトの面積率（％）］
また、残部組織の面積率は、次式により算出する。
［残部組織の面積率（％）］＝１００－［焼入れマルテンサイトの面積率（％）］
母材鋼板の表層軟化厚み：１０μｍ以上１００μｍ以下
母材鋼板の板厚１／４位置と比較して、母材鋼板の表層部を軟化させることにより、所望の曲げ性が得られる。そのため、母材鋼板の表層軟化厚みは１０μｍ以上にすることが好ましい。一方、母材鋼板の表層軟化厚みが１００μｍを超えると、ＴＳの低下を招く場合がある。したがって、母材鋼板の表層軟化厚みは１０μｍ以上１００μｍ以下とすることが好ましい。母材鋼板の表層軟化厚みは、より好ましくは１２μｍ以上、さらに好ましくは１５μｍ以上である。また、母材鋼板の表層軟化厚みは、より好ましくは８０μｍ以下、さらに好ましくは６０μｍ以下である。
母材鋼板の板厚１／４位置と比較して、母材鋼板の表層部を軟化させることにより、所望の曲げ性が得られる。そのため、母材鋼板の表層軟化厚みは１０μｍ以上にすることが好ましい。一方、母材鋼板の表層軟化厚みが１００μｍを超えると、ＴＳの低下を招く場合がある。したがって、母材鋼板の表層軟化厚みは１０μｍ以上１００μｍ以下とすることが好ましい。母材鋼板の表層軟化厚みは、より好ましくは１２μｍ以上、さらに好ましくは１５μｍ以上である。また、母材鋼板の表層軟化厚みは、より好ましくは８０μｍ以下、さらに好ましくは６０μｍ以下である。
ここで、表層軟化厚みは、以下のようにして測定する。
すなわち、母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）について、湿式研磨により、表面の平滑化を行う。ついで、ビッカース硬度計を用いて、荷重５ｇｆの条件で、母材鋼板の表面から深さ１０μｍの位置より母材鋼板の板厚中心位置まで、板厚（深さ）方向に５μｍ間隔で硬度測定を行う。そして、母材鋼板の板厚１／４位置で得られた硬度を基準硬度とし、母材鋼板の表面から硬度が基準硬度×０．８５以下になる最深部の深さ位置までの距離（深さ）を測定し、その測定値を表層軟化厚みとする。
すなわち、母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）について、湿式研磨により、表面の平滑化を行う。ついで、ビッカース硬度計を用いて、荷重５ｇｆの条件で、母材鋼板の表面から深さ１０μｍの位置より母材鋼板の板厚中心位置まで、板厚（深さ）方向に５μｍ間隔で硬度測定を行う。そして、母材鋼板の板厚１／４位置で得られた硬度を基準硬度とし、母材鋼板の表面から硬度が基準硬度×０．８５以下になる最深部の深さ位置までの距離（深さ）を測定し、その測定値を表層軟化厚みとする。
なお、母材鋼板の鋼組織は、通常、板厚方向に概ね上下対称となるので、母材鋼板の板厚１／４位置および表層部における組織の同定、ならびに、アスペクト比：２．０以下の残留γの個数割合、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数および母材鋼板の表層軟化厚みの測定では、母材鋼板の表面（オモテ面および裏面）のうち、任意の一面を代表とする、例えば、母材鋼板の表面（オモテ面および裏面）のうちの任意の一面を板厚１／４位置などの板厚位置の起点（板厚０位置）とすればよい。以下も同様である。
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。
母材鋼板の低温域拡散性水素量：０．０１５質量ｐｐｍ以下
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、高い延性、伸びフランジ性および曲げ性を有し、かつ、せん断加工性を高めた、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の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、母材鋼板の低温域拡散性水素量、つまり、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、特に、せん断加工性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、せん断加工性が、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、さらに、高いＹＲ、ならびに、高い延性、伸びフランジ性および曲げ性を有しながら、せん断加工性を大幅に向上させるためには、母材鋼板の低温域拡散性水素量を低減する、特には、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、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。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、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、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。
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、高い延性、伸びフランジ性および曲げ性を有し、かつ、せん断加工性を高めた、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の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、母材鋼板の低温域拡散性水素量、つまり、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、特に、せん断加工性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、せん断加工性が、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、さらに、高いＹＲ、ならびに、高い延性、伸びフランジ性および曲げ性を有しながら、せん断加工性を大幅に向上させるためには、母材鋼板の低温域拡散性水素量を低減する、特には、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、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。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、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、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、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、溶融亜鉛めっき鋼板のサンプル中央位置より、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。
［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
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。
すなわち、溶融亜鉛めっき鋼板のサンプル中央位置より、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。
［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
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、溶融亜鉛めっき鋼板に打ち抜き加工、伸びフランジ成形、および曲げ加工等の加工を施した鋼板や、前記加工後の鋼板を溶接して製造した製品（部材）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。
［１－２］溶融亜鉛めっき層
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、合金化溶融亜鉛めっき層（溶融亜鉛めっきに合金化処理を施して得ためっき層）も含むものとする。また、溶融亜鉛めっき層は、母材鋼板の表面の両面に設ける。
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、合金化溶融亜鉛めっき層（溶融亜鉛めっきに合金化処理を施して得ためっき層）も含むものとする。また、溶融亜鉛めっき層は、母材鋼板の表面の両面に設ける。
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。一例においては、Ｆｅ：２０質量％以下、Ａｌ：０．００１質量％以上１．０質量％以下を含有し、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％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成を有する。（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。
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、溶融亜鉛めっき層は、クラックを有することが好ましい。溶融亜鉛めっき層にクラックを意図的に付与することにより、母材鋼板の低温域拡散性水素量の一層の低減を図ることができる。なお、溶融亜鉛めっき層におけるクラックの有無は、以下のようにして判定する。溶融亜鉛めっき鋼板の溶融亜鉛めっき層の表面（おもて面および裏面）を、ＳＥＭにより、倍率：１５００倍で各面について２視野ずつ、計４視野観察する。そして、上記４視野のいずれかにおいて、長さ：１０μｍ以上のクラックが１つ以上存在する場合には、クラック有りと判定する。また、上記４視野全てにおいて、長さ：１０μｍ以上のクラックが存在しない場合には、クラック無しと判定する。
［１－３］その他
引張強さ（ＴＳ）：１１８０ＭＰａ以上
本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板のＴＳは、１１８０ＭＰａ以上である。また、ＴＳは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠し、後述の実施例に記載の要領で測定する。
引張強さ（ＴＳ）：１１８０ＭＰａ以上
本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板のＴＳは、１１８０ＭＰａ以上である。また、ＴＳは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠し、後述の実施例に記載の要領で測定する。
また、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。
［２］溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
つぎに、本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について、説明する。
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。
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は、
上記の成分組成を有する鋼スラブに、
巻取温度：３５０℃以上６００℃以下、および、
巻取り後の冷却における３００℃以上の温度域での滞留時間：５０００ｓ以上、
の条件で、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、
ついで、前記熱延鋼板に、
熱処理温度：４５０℃以上６５０℃以下、および
４００℃以上熱処理温度以下の温度域での滞留時間：１０分以上、
の条件で、第１の熱処理を施し、
ついで、前記熱延鋼板に、冷間圧延を施して冷延鋼板とし、
ついで、前記冷延鋼板を、
２５０℃以上７００℃以下の温度域での平均加熱速度：１０℃／ｓ以上、
２５０℃以上７００℃以下の温度域での酸素濃度：０．５体積％以上５．０体積％以下、
焼鈍温度：８２０℃以上９５０℃以下、および、
焼鈍温度域での露点：－３５℃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、冷却停止温度：１５０℃以下の条件で、冷却し、
ついで、前記めっき鋼板に、次式（１）を満足する条件で、第２の熱処理を施す、というものである。
６．５≦（Ｔ＋２７３）×｛ｌｏｇ（ｔ×３６００）＋２０｝／１０００≦１３．０・・・（１）
ここで、Ｔは第２の熱処理における熱処理温度（℃）、ｔは第２の熱処理における保熱時間（ｈｒ）である。
また、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は、上記の本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための方法である。
なお、上記の温度は、特に断らない限り、いずれも鋼スラブまたは鋼板の表面温度を基準とする。
上記の成分組成を有する鋼スラブに、
巻取温度：３５０℃以上６００℃以下、および、
巻取り後の冷却における３００℃以上の温度域での滞留時間：５０００ｓ以上、
の条件で、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、
ついで、前記熱延鋼板に、
熱処理温度：４５０℃以上６５０℃以下、および
４００℃以上熱処理温度以下の温度域での滞留時間：１０分以上、
の条件で、第１の熱処理を施し、
ついで、前記熱延鋼板に、冷間圧延を施して冷延鋼板とし、
ついで、前記冷延鋼板を、
２５０℃以上７００℃以下の温度域での平均加熱速度：１０℃／ｓ以上、
２５０℃以上７００℃以下の温度域での酸素濃度：０．５体積％以上５．０体積％以下、
焼鈍温度：８２０℃以上９５０℃以下、および、
焼鈍温度域での露点：－３５℃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、冷却停止温度：１５０℃以下の条件で、冷却し、
ついで、前記めっき鋼板に、次式（１）を満足する条件で、第２の熱処理を施す、というものである。
６．５≦（Ｔ＋２７３）×｛ｌｏｇ（ｔ×３６００）＋２０｝／１０００≦１３．０・・・（１）
ここで、Ｔは第２の熱処理における熱処理温度（℃）、ｔは第２の熱処理における保熱時間（ｈｒ）である。
また、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は、上記の本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための方法である。
なお、上記の温度は、特に断らない限り、いずれも鋼スラブまたは鋼板の表面温度を基準とする。
［熱延工程］
まず、鋼スラブに、熱間圧延を施して熱延鋼板とする。鋼スラブ（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。また、鋼スラブは、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。なお、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、直送圧延や直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。直送圧延は、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入するプロセスである。直接圧延は、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延するプロセスである。
まず、鋼スラブに、熱間圧延を施して熱延鋼板とする。鋼スラブ（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。また、鋼スラブは、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。なお、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、直送圧延や直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。直送圧延は、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入するプロセスである。直接圧延は、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延するプロセスである。
鋼スラブを加熱する場合、炭化物の溶解や、圧延荷重の低減の観点から、スラブ加熱温度を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、スラブ加熱温度はスラブ表面の温度である。
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％）を表す。
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％）を表す。
なお、シートバー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、シートバーを一旦巻き取っても構わない。また、圧延時の圧延荷重を低減するため、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、鋼板形状の均一化や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。
そして、熱延工程では、特に、巻取温度および巻取り後の冷却における３００℃以上の温度域での滞留時間の制御が、特に重要となる。
巻取温度：３５０℃以上６００℃以下
熱延工程では、仕上げ圧延後、熱延板を巻き取って回収し、その後、冷却する。この際、巻取温度を３５０℃以上とすることにより、圧延時に生成した酸化スケールにＣが拡散する。すなわち、熱延鋼板の表層部の脱炭が促進され、母材鋼板の表層軟化厚み、および、母材鋼板の表層部でのマルテンサイトの面積率を、所望の範囲内に制御することが可能となる。これにより、高い曲げ性を得ることができる。また、母材鋼板の表層部でのマルテンサイトの面積率が減少することにより、母材鋼板の低温域拡散性水素量も減少する。その結果、優れたＥｌ、λおよびせん断加工性を得ることが可能となる。さらに、熱延鋼板の鋼組織が低温変態相主体の組織となり、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数を１つに制御することが可能となる。その結果、ＹＲも増加する。ただし、巻取温度が６００℃を超えると、母材鋼板の表層軟化厚みが増大し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。また、熱延鋼板の鋼組織が低温変態相主体の組織とならず、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数を１つに制御することが困難となる。その結果、所望のＹＲ、λおよび曲げ性を実現することが困難となる。したがって、巻取温度は３５０℃以上６００℃以下とする。巻取温度は、好ましくは３８０℃以上、より好ましくは４１０℃以上である。また、巻取温度は、好ましくは５７０℃以下、より好ましくは５５０℃以下である。
熱延工程では、仕上げ圧延後、熱延板を巻き取って回収し、その後、冷却する。この際、巻取温度を３５０℃以上とすることにより、圧延時に生成した酸化スケールにＣが拡散する。すなわち、熱延鋼板の表層部の脱炭が促進され、母材鋼板の表層軟化厚み、および、母材鋼板の表層部でのマルテンサイトの面積率を、所望の範囲内に制御することが可能となる。これにより、高い曲げ性を得ることができる。また、母材鋼板の表層部でのマルテンサイトの面積率が減少することにより、母材鋼板の低温域拡散性水素量も減少する。その結果、優れたＥｌ、λおよびせん断加工性を得ることが可能となる。さらに、熱延鋼板の鋼組織が低温変態相主体の組織となり、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数を１つに制御することが可能となる。その結果、ＹＲも増加する。ただし、巻取温度が６００℃を超えると、母材鋼板の表層軟化厚みが増大し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。また、熱延鋼板の鋼組織が低温変態相主体の組織とならず、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数を１つに制御することが困難となる。その結果、所望のＹＲ、λおよび曲げ性を実現することが困難となる。したがって、巻取温度は３５０℃以上６００℃以下とする。巻取温度は、好ましくは３８０℃以上、より好ましくは４１０℃以上である。また、巻取温度は、好ましくは５７０℃以下、より好ましくは５５０℃以下である。
巻取り後の冷却における３００℃以上の温度域での滞留時間（以下、３００℃以上の温度域での滞留時間ともいう）：５０００ｓ以上
熱延鋼板をコイル状に巻取った後、３００℃以上の温度域で５０００ｓ以上として滞留させる。これにより、圧延時に生成した酸化スケールにＣが拡散する。すなわち、熱延鋼板の表層部の脱炭が促進され、母材鋼板の表層軟化厚み、および、母材鋼板の表層部でのマルテンサイトの面積率を、所望の範囲内に制御することが可能となる。これにより、高い曲げ性を得ることができる。また、母材鋼板の表層部でのマルテンサイトの面積率が減少することにより、母材鋼板の低温域拡散性水素量も減少する。その結果、優れたＥｌ、λおよびせん断加工性を得ることが可能となる。そのため、３００℃以上の温度域での滞留時間は５０００ｓ以上とする。３００℃以上の温度域での滞留時間は、好ましくは７０００ｓ以上、より好ましくは９０００ｓ以上である。３００℃以上の温度域での滞留時間の上限は特に規定しないが、ＴＳを所定の範囲内とする観点から、３００℃以上の温度域での滞留時間は１０００００ｓ以下とすることが好ましい。３００℃以上の温度域での滞留時間は、より好ましくは８００００ｓ以下、さらに好ましくは４００００ｓ以下である。なお、３００℃以上の温度域での滞留時間の起点は、熱延鋼板をコイル状に巻取った時点（巻き取完了時点）とする。また、滞留温度は、３００℃以上の温度域であれば、特に限定されないが、好ましくは３５０℃以上であり、好ましくは６００℃以下である。
熱延鋼板をコイル状に巻取った後、３００℃以上の温度域で５０００ｓ以上として滞留させる。これにより、圧延時に生成した酸化スケールにＣが拡散する。すなわち、熱延鋼板の表層部の脱炭が促進され、母材鋼板の表層軟化厚み、および、母材鋼板の表層部でのマルテンサイトの面積率を、所望の範囲内に制御することが可能となる。これにより、高い曲げ性を得ることができる。また、母材鋼板の表層部でのマルテンサイトの面積率が減少することにより、母材鋼板の低温域拡散性水素量も減少する。その結果、優れたＥｌ、λおよびせん断加工性を得ることが可能となる。そのため、３００℃以上の温度域での滞留時間は５０００ｓ以上とする。３００℃以上の温度域での滞留時間は、好ましくは７０００ｓ以上、より好ましくは９０００ｓ以上である。３００℃以上の温度域での滞留時間の上限は特に規定しないが、ＴＳを所定の範囲内とする観点から、３００℃以上の温度域での滞留時間は１０００００ｓ以下とすることが好ましい。３００℃以上の温度域での滞留時間は、より好ましくは８００００ｓ以下、さらに好ましくは４００００ｓ以下である。なお、３００℃以上の温度域での滞留時間の起点は、熱延鋼板をコイル状に巻取った時点（巻き取完了時点）とする。また、滞留温度は、３００℃以上の温度域であれば、特に限定されないが、好ましくは３５０℃以上であり、好ましくは６００℃以下である。
なお、上記の３００℃以上の温度域での滞留後の冷却条件については、特に限定されず、常法に従えばよい。例えば、冷却速度は０．００１℃／ｓ以上１℃／ｓ以下が好ましく、冷却停止温度は２０℃以上２００℃以下が好ましい。
［酸洗工程］
熱延工程後、熱延鋼板を酸洗する。酸洗によって、鋼板表面の酸化物を除去することができ、良好な化成処理性やめっき品質が確保される。なお、酸洗は、１回のみ行ってもよく、複数回に分けて行ってもよい。酸洗条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
熱延工程後、熱延鋼板を酸洗する。酸洗によって、鋼板表面の酸化物を除去することができ、良好な化成処理性やめっき品質が確保される。なお、酸洗は、１回のみ行ってもよく、複数回に分けて行ってもよい。酸洗条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
［第１の熱処理工程］
ついで、熱延鋼板に、第１の熱処理を施す。この際、以下の条件を満足させることが重要である。
ついで、熱延鋼板に、第１の熱処理を施す。この際、以下の条件を満足させることが重要である。
熱処理温度：４５０℃以上６５０℃以下
熱延鋼板に熱処理を施すことにより、熱延鋼板の鋼組織中に微細な炭化物が均一に生成し、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数を１つに制御することが可能となる。こうした効果を得るためには、熱処理温度を４５０℃以上にする必要がある。一方、熱処理温度が６５０℃を超えると、炭化物が球状粗大化したり、パーライトが生成したりする。これにより、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数を１つに制御することが困難となる。したがって、熱処理温度は４５０℃以上６５０℃以下とする。熱処理温度は、好ましくは４６０℃以上、より好ましくは４７０℃以上である。熱処理温度は、好ましくは６００℃以下、より好ましくは５５０℃以下である。
熱延鋼板に熱処理を施すことにより、熱延鋼板の鋼組織中に微細な炭化物が均一に生成し、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数を１つに制御することが可能となる。こうした効果を得るためには、熱処理温度を４５０℃以上にする必要がある。一方、熱処理温度が６５０℃を超えると、炭化物が球状粗大化したり、パーライトが生成したりする。これにより、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数を１つに制御することが困難となる。したがって、熱処理温度は４５０℃以上６５０℃以下とする。熱処理温度は、好ましくは４６０℃以上、より好ましくは４７０℃以上である。熱処理温度は、好ましくは６００℃以下、より好ましくは５５０℃以下である。
４００℃以上熱処理温度以下の温度域での滞留時間（以下、熱処理温度域での滞留時間ともいう）：１０分以上
熱処理温度域での滞留時間を１０分以上とすることにより、熱延鋼板の鋼組織中に微細な炭化物が均一に生成し、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数を１つに制御することが可能となる。そのため、熱処理温度域での滞留時間は１０分以上とする。熱処理温度域での滞留時間は、好ましくは１００分以上、より好ましくは５００分以上である。また、熱処理温度域での滞留時間の上限は特に限定されるものではないが、熱延鋼板の鋼組織中に微細な炭化物を均一に生成させる観点から、３０００分以下とすることが好ましい。熱処理温度域での滞留時間は、より好ましくは２０００分以下である。
熱処理温度域での滞留時間を１０分以上とすることにより、熱延鋼板の鋼組織中に微細な炭化物が均一に生成し、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数を１つに制御することが可能となる。そのため、熱処理温度域での滞留時間は１０分以上とする。熱処理温度域での滞留時間は、好ましくは１００分以上、より好ましくは５００分以上である。また、熱処理温度域での滞留時間の上限は特に限定されるものではないが、熱延鋼板の鋼組織中に微細な炭化物を均一に生成させる観点から、３０００分以下とすることが好ましい。熱処理温度域での滞留時間は、より好ましくは２０００分以下である。
［冷延工程］
ついで、熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする。冷間圧延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、タンデム式の多スタンド圧延またはリバース圧延等により、２パス以上の圧延パスによる冷間圧延を施す。また、冷間圧延の累積圧下率は、例えば、２０％以上７５％以下とすることが好ましい。なお、圧延パスの回数や各パスの圧下率については、特に限定されず、常法に従えばよい。
ついで、熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする。冷間圧延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、タンデム式の多スタンド圧延またはリバース圧延等により、２パス以上の圧延パスによる冷間圧延を施す。また、冷間圧延の累積圧下率は、例えば、２０％以上７５％以下とすることが好ましい。なお、圧延パスの回数や各パスの圧下率については、特に限定されず、常法に従えばよい。
［焼鈍工程］
上記のようにして得られた冷延鋼板に、焼鈍を施す。この際、以下の条件を満足させることが重要である。
上記のようにして得られた冷延鋼板に、焼鈍を施す。この際、以下の条件を満足させることが重要である。
２５０℃以上７００℃以下の温度域（以下、加熱温度域ともいう）での平均加熱速度：１０℃／ｓ以上
加熱温度域での平均加熱速度を上昇させることにより、加熱中に生成するオーステナイトが微細化し、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数を１つに制御することが可能となる。そのため、加熱温度域での平均加熱速度は１０℃／ｓ以上とする。加熱温度域での平均加熱速度は、好ましくは１２℃／ｓ以上、より好ましくは１４℃／ｓ以上である。また、加熱温度域での平均加熱速度の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、好ましくは５０℃／ｓ以下、より好ましくは４０℃／ｓ以下である。
加熱温度域での平均加熱速度を上昇させることにより、加熱中に生成するオーステナイトが微細化し、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数を１つに制御することが可能となる。そのため、加熱温度域での平均加熱速度は１０℃／ｓ以上とする。加熱温度域での平均加熱速度は、好ましくは１２℃／ｓ以上、より好ましくは１４℃／ｓ以上である。また、加熱温度域での平均加熱速度の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、好ましくは５０℃／ｓ以下、より好ましくは４０℃／ｓ以下である。
加熱温度域での酸素濃度：０．５体積％以上５．０体積％以下
加熱温度域での酸素濃度を上昇させることにより、雰囲気中の酸素を介して脱炭が進行し、鋼板の表層部に軟化層が形成される。その結果、所望の曲げ性を実現することができる。また、母材鋼板の表層部でのマルテンサイトの面積率が減少し、母材鋼板の低温域拡散性水素量も減少する。こうした効果を得るために、加熱温度域での酸素濃度を０．５体積％以上にする。一方、加熱温度域での酸素濃度が５．０体積％を超えると、母材鋼板の表層軟化厚みが増大し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、加熱温度域での酸素濃度は０．５体積％以上５．０体積％以下とする。加熱温度域での酸素濃度は、好ましくは１．０体積％以上、より好ましくは１．５体積％以上である。加熱温度域での酸素濃度は、好ましくは４．５体積％以下、より好ましくは４．０体積％以下である。なお、加熱温度域の温度は、鋼板の表面温度を基準とする。すなわち、鋼板の表面温度が加熱温度域内にある場合に、酸素濃度を上記範囲に調整すればよい。
加熱温度域での酸素濃度を上昇させることにより、雰囲気中の酸素を介して脱炭が進行し、鋼板の表層部に軟化層が形成される。その結果、所望の曲げ性を実現することができる。また、母材鋼板の表層部でのマルテンサイトの面積率が減少し、母材鋼板の低温域拡散性水素量も減少する。こうした効果を得るために、加熱温度域での酸素濃度を０．５体積％以上にする。一方、加熱温度域での酸素濃度が５．０体積％を超えると、母材鋼板の表層軟化厚みが増大し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、加熱温度域での酸素濃度は０．５体積％以上５．０体積％以下とする。加熱温度域での酸素濃度は、好ましくは１．０体積％以上、より好ましくは１．５体積％以上である。加熱温度域での酸素濃度は、好ましくは４．５体積％以下、より好ましくは４．０体積％以下である。なお、加熱温度域の温度は、鋼板の表面温度を基準とする。すなわち、鋼板の表面温度が加熱温度域内にある場合に、酸素濃度を上記範囲に調整すればよい。
焼鈍温度：８２０℃以上９５０℃以下
焼鈍温度が８２０℃未満では、フェライトとオーステナイトの二相域での焼鈍処理になる。このような場合、焼鈍後の鋼板に多量のフェライトが含有されることになるため、所望のＹＲ、λおよび曲げ性を実現することが困難になる。一方、焼鈍温度が９５０℃を超えると、焼鈍中にオーステナイトの結晶粒が不均一に粗大化し、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数を１つに制御することが困難となる。その結果、所望のＹＲ、λおよび曲げ性を実現することが困難となる。したがって、焼鈍温度は８２０℃以上９５０℃以下とする。焼鈍温度は、好ましくは８５０℃以上、より好ましくは８７０℃以上である。焼鈍温度は、好ましくは９３０℃以下、より好ましくは９２０℃以下である。なお、焼鈍温度は、焼鈍工程での最高到達温度である。
焼鈍温度が８２０℃未満では、フェライトとオーステナイトの二相域での焼鈍処理になる。このような場合、焼鈍後の鋼板に多量のフェライトが含有されることになるため、所望のＹＲ、λおよび曲げ性を実現することが困難になる。一方、焼鈍温度が９５０℃を超えると、焼鈍中にオーステナイトの結晶粒が不均一に粗大化し、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数を１つに制御することが困難となる。その結果、所望のＹＲ、λおよび曲げ性を実現することが困難となる。したがって、焼鈍温度は８２０℃以上９５０℃以下とする。焼鈍温度は、好ましくは８５０℃以上、より好ましくは８７０℃以上である。焼鈍温度は、好ましくは９３０℃以下、より好ましくは９２０℃以下である。なお、焼鈍温度は、焼鈍工程での最高到達温度である。
焼鈍温度域における露点：－３５℃以上
焼鈍温度域（８２０℃以上９５０℃以下の温度域）における露点を上昇させることにより、雰囲気中の酸素を介して脱炭が進行し、鋼板の表層部に軟化層が形成される。その結果、所望の曲げ性を実現することができる。また、母材鋼板の表層部でのマルテンサイトの面積率が減少し、母材鋼板の低温域拡散性水素量も減少する。こうした効果を得るために、焼鈍温度域における露点は－３５℃以上とする。焼鈍温度域における露点は、好ましくは－３０℃以上、より好ましくは－２５℃以上とする。焼鈍温度域における露点の上限は特に限定されるものではないが、母材鋼板の表層軟化厚みを所定の範囲に制御し、所定のＴＳを確保する観点から、焼鈍温度域における露点は好ましく１５℃以下、より好ましくは５℃以下である。なお、焼鈍温度域の温度は、鋼板の表面温度を基準とする。すなわち、鋼板の表面温度が焼鈍温度域内にある場合に、露点を上記範囲に調整すればよい。後述する酸素濃度についても同様である。
焼鈍温度域（８２０℃以上９５０℃以下の温度域）における露点を上昇させることにより、雰囲気中の酸素を介して脱炭が進行し、鋼板の表層部に軟化層が形成される。その結果、所望の曲げ性を実現することができる。また、母材鋼板の表層部でのマルテンサイトの面積率が減少し、母材鋼板の低温域拡散性水素量も減少する。こうした効果を得るために、焼鈍温度域における露点は－３５℃以上とする。焼鈍温度域における露点は、好ましくは－３０℃以上、より好ましくは－２５℃以上とする。焼鈍温度域における露点の上限は特に限定されるものではないが、母材鋼板の表層軟化厚みを所定の範囲に制御し、所定のＴＳを確保する観点から、焼鈍温度域における露点は好ましく１５℃以下、より好ましくは５℃以下である。なお、焼鈍温度域の温度は、鋼板の表面温度を基準とする。すなわち、鋼板の表面温度が焼鈍温度域内にある場合に、露点を上記範囲に調整すればよい。後述する酸素濃度についても同様である。
なお、焼鈍温度域での保熱時間（以下、焼鈍時間ともいう）や酸素濃度は特に限定しないが、母材鋼板の表層軟化厚みおよび母材鋼板の表層部でのマルテンサイトの面積率を所定の範囲に制御する観点から、それぞれ１０ｓ以上６００ｓ以下および２体積ｐｐｍ以上３０体積ｐｐｍ以下とすることが好ましい。また、保熱時の温度は常に一定でなくてもよい。
上記の焼鈍後、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、焼鈍温度以下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、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数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、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数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。
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、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数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、ＴＳおよびＥｌが低下する場合がある。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。
［冷却工程］
めっき処理後、すなわち、溶融亜鉛めっき処理または合金化処理後、めっき鋼板を、冷却停止温度：１５０℃以下の条件で、冷却する。
めっき処理後、すなわち、溶融亜鉛めっき処理または合金化処理後、めっき鋼板を、冷却停止温度：１５０℃以下の条件で、冷却する。
冷却停止温度：１５０℃以下
冷却停止温度が１５０℃を超えると、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数を１つに制御することが困難となる。その結果、所望のＹＲ、λおよび曲げ性を実現することが困難になる。そのため、冷却停止温度は１５０℃以下とする。冷却停止温度は、好ましくは１００℃以下である。なお、冷却停止温度の下限は特に規定されるものではないが、生産性の観点から、室温以上とすることが好ましい。
冷却停止温度が１５０℃を超えると、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数を１つに制御することが困難となる。その結果、所望のＹＲ、λおよび曲げ性を実現することが困難になる。そのため、冷却停止温度は１５０℃以下とする。冷却停止温度は、好ましくは１００℃以下である。なお、冷却停止温度の下限は特に規定されるものではないが、生産性の観点から、室温以上とすることが好ましい。
上記以外の冷却条件については、特に限定されず、常法に従えばよい。例えば、溶融亜鉛めっき処理または合金化処理終了後～上記の冷却停止温度までの平均冷却速度は特に限定されるものではないが、ＴＳの一層の向上の観点から、好ましくは２℃／ｓ以上、より好ましくは５℃／ｓ以上である。また、当該平均冷却速度は、生産技術上の制約から、好ましくは５０℃／ｓ以下、より好ましくは４０℃／ｓ以下である。また、冷却方法も特に限定されず、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷および空冷などを適用することができる。
上記の冷却後に、めっき鋼板に、伸長率：０．０５％以上１．００％以下の追加圧延を施すことが好ましい。追加圧延での伸長率を０．０５％以上とすることにより、溶融亜鉛めっき層にクラックを導入することができる。その結果、母材鋼板の低温域拡散性水素量の一層の低減が期待できる。また、アスペクト比：２．０以下の残留γの個数割合が増加し、ＹＳを一層高めることができる。一方、追加圧延での伸長率前が１．００％を超えると、残留オーステナイトの面積率が減少し、Ｅｌが低下する場合がある。したがって、追加圧延の伸長率は、０．０５％以上１．００％以下とすることが好ましい。追加圧延の伸長率は、より好ましくは０．１０％以上である。追加圧延の伸長率は、より好ましくは０．５０％以下である。
なお、上記の追加圧延は、連続溶融亜鉛めっき装置と連続した装置上で（オンラインで）行ってもよいし、連続溶融亜鉛めっき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１．００％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等による加工の方法であっても構わない。
［第２の熱処理］
ついで、めっき鋼板に、次式（１）を満足する条件で、第２の熱処理を施すことが重要である。
６．５≦（Ｔ＋２７３）×｛ｌｏｇ（ｔ×３６００）＋２０｝／１０００≦１３．０・・・（１）
ここで、Ｔは第２の熱処理における熱処理温度（℃）、ｔは第２の熱処理における保熱時間（ｈｒ）である。
ついで、めっき鋼板に、次式（１）を満足する条件で、第２の熱処理を施すことが重要である。
６．５≦（Ｔ＋２７３）×｛ｌｏｇ（ｔ×３６００）＋２０｝／１０００≦１３．０・・・（１）
ここで、Ｔは第２の熱処理における熱処理温度（℃）、ｔは第２の熱処理における保熱時間（ｈｒ）である。
すなわち、上掲式（１）を満足する条件で第２の熱処理を施すことにより、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。また、アスペクト比：２．０以下の残留γの個数割合が増加する。こうした効果を得るため、（Ｔ＋２７３）×｛ｌｏｇ（ｔ×３６００）＋２０｝／１０００を６．５以上にする必要がある。一方、（Ｔ＋２７３）×｛ｌｏｇ（ｔ×３６００）＋２０｝／１０００が１３．０を超えると、残留オーステナイトの面積率が減少し、所望のＥｌを実現することが困難になる。したがって、上掲式（１）を満足する条件で第２の熱処理を施すことが重要である。（Ｔ＋２７３）×｛ｌｏｇ（ｔ×３６００）＋２０｝／１０００は、好ましくは６．８以上、より好ましくは７．０以上である。また、（Ｔ＋２７３）×｛ｌｏｇ（ｔ×３６００）＋２０｝／１０００は、好ましくは１２．５以下、より好ましくは１２．０以下である。また、上掲式（１）におけるｌｏｇは常用対数であり、底は１０である。
なお、第２の熱処理での熱処理温度は、第２の熱処理の最高到達温度である。また、第２の熱処理での保熱時間は、第２の熱処理における熱処理温度－１５℃～第２の熱処理における熱処理温度までの温度域における滞留時間である。
なお、第２の熱処理における保熱後の冷却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、冷却方法は、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷および空冷などを適用することができる。
また、上記の第２の熱処理後に、さらに追加圧延を行ってもよい。この追加圧延の伸長率は、０．０５％以上１．００％以下とすることが好ましい。なお、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１．００％以下の伸長率を達成してもよい。また、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等による加工の方法であっても構わない。
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。
上記以外の製造条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
［３］部材
つぎに、本発明の一実施形態に従う部材について、説明する。
本発明の一実施形態に従う部材は、上記した本発明の一実施形態に従う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従う部材は、例えば、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を、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。本発明の一実施形態に従う部材は、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の部材である。
つぎに、本発明の一実施形態に従う部材について、説明する。
本発明の一実施形態に従う部材は、上記した本発明の一実施形態に従う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従う部材は、例えば、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を、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。本発明の一実施形態に従う部材は、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の部材である。
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、高い延性、伸びフランジ性および曲げ性を有し、かつ、せん断加工性を高めた、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板である。そのため、本発明の一実施形態に従う部材は、寸法精度に優れ、かつ、車体の軽量化にも寄与できるので、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、表２に示す条件で巻取りおよび冷却を行い、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に示す条件で第１の熱処理および冷間圧延を施し、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を得た）、ＧＡは溶融亜鉛めっき処理＋合金化処理（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た）を行ったことを意味する。
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、得られためっき鋼板を表２に示す条件で冷却し、冷却後、めっき鋼板に、表２に示す条件で、第２の熱処理を施した。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位置および表層部における組織の同定を行い、アスペクト比：２．０以下の残留γの個数割合、硬さ頻度：０．２５以上のビンの個数、母材鋼板の表層軟化厚み、ならびに、母材鋼板の低温域拡散性水素量を測定した。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、引張特性および伸びフランジ性、曲げ性、および、せん断加工性を評価した。結果を表３に併記する。
［引張試験］
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。すなわち、得られた鋼板より、鋼板の圧延直角方向（Ｃ方向）が長手方向となるように、ＪＩＳ５号試験片を採取した。ついで、採取した試験片を用いて、クロスヘッド速度：１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＹＳ、ＴＳおよびＥｌを測定した。そして、ＴＳについては、１１８０ＭＰａ以上を、合格と判断した。また、測定したＹＳおよびＴＳから、上述の式（２）により、ＹＲを算出した。そして、ＹＲが６５％以上を、合格と判断した。また、Ｅｌが６％以上を合格と判断した。
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。すなわち、得られた鋼板より、鋼板の圧延直角方向（Ｃ方向）が長手方向となるように、ＪＩＳ５号試験片を採取した。ついで、採取した試験片を用いて、クロスヘッド速度：１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＹＳ、ＴＳおよびＥｌを測定した。そして、ＴＳについては、１１８０ＭＰａ以上を、合格と判断した。また、測定したＹＳおよびＴＳから、上述の式（２）により、ＹＲを算出した。そして、ＹＲが６５％以上を、合格と判断した。また、Ｅｌが６％以上を合格と判断した。
［穴広げ試験］
穴広げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に準拠して行った。すなわち、得られた鋼板を、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、伸びフランジ性が合格と判断した。
穴広げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に準拠して行った。すなわち、得られた鋼板を、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、伸びフランジ性が合格と判断した。
［曲げ試験］
曲げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠して行った。すなわち、得られた鋼板より、母材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：３０ｍｍ、長さ：１００ｍｍの短冊状の試験片を採取した。ついで、押込み荷重：１００ｋＮ、押付け保持時間：５秒の条件で、９０°Ｖ曲げ試験を行った。ここでは、曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値であるＲ／ｔを５（例えば、板厚が１．４ｍｍの場合、曲げ半径は７．０ｍｍ）として、５サンプルの曲げ試験を実施する。ついで、曲げ頂点の稜線部における亀裂の発生有無を確認し、５サンプル全てにおいて亀裂が確認されない場合、つまり、合格率１００％の場合に、曲げ性が合格と判断した。ここで、亀裂の発生有無は、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倍の倍率で確認することにより、判断した。
曲げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠して行った。すなわち、得られた鋼板より、母材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：３０ｍｍ、長さ：１００ｍｍの短冊状の試験片を採取した。ついで、押込み荷重：１００ｋＮ、押付け保持時間：５秒の条件で、９０°Ｖ曲げ試験を行った。ここでは、曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値であるＲ／ｔを５（例えば、板厚が１．４ｍｍの場合、曲げ半径は７．０ｍｍ）として、５サンプルの曲げ試験を実施する。ついで、曲げ頂点の稜線部における亀裂の発生有無を確認し、５サンプル全てにおいて亀裂が確認されない場合、つまり、合格率１００％の場合に、曲げ性が合格と判断した。ここで、亀裂の発生有無は、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倍の倍率で確認することにより、判断した。
［せん断加工試験］
得られた鋼板より、母材鋼板の圧延直角方向がせん断分離面となるように、幅（圧延直角方向）：１１４ｍｍ、長さ（圧延方向）：３２ｍｍの短冊状の試験片をクランクプレスでせん断し、採取した。なお、クランクプレスのせん断条件は、シャー角：０．５度、かつ、クリアランス：２０％とした。ついで、短冊状の試験片の幅中央位置が観察位置となるように当該試験片を圧延方向と平行に切断した。ついで、試験片の切断面を研磨後、ピクリン酸にライポンＦを加えた溶液で腐食した。ついで、試験片のせん断分離面について、光学顕微鏡を用いて２５倍の倍率で観察し、得られた画像に割れが確認されない場合に、せん断加工性が合格と判断した。
得られた鋼板より、母材鋼板の圧延直角方向がせん断分離面となるように、幅（圧延直角方向）：１１４ｍｍ、長さ（圧延方向）：３２ｍｍの短冊状の試験片をクランクプレスでせん断し、採取した。なお、クランクプレスのせん断条件は、シャー角：０．５度、かつ、クリアランス：２０％とした。ついで、短冊状の試験片の幅中央位置が観察位置となるように当該試験片を圧延方向と平行に切断した。ついで、試験片の切断面を研磨後、ピクリン酸にライポンＦを加えた溶液で腐食した。ついで、試験片のせん断分離面について、光学顕微鏡を用いて２５倍の倍率で観察し、得られた画像に割れが確認されない場合に、せん断加工性が合格と判断した。
表３に示したように、発明例ではいずれも、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、高いＹＲ、高い延性、高い伸びフランジ性、高い曲げ性、および、高いせん断加工性が得られていた。
一方、比較例では、ＴＳ、ＹＲ、延性、伸びフランジ性、曲げ性、および、せん断加工性の少なくとも１つが十分とは言えなかった。
一方、比較例では、ＴＳ、ＹＲ、延性、伸びフランジ性、曲げ性、および、せん断加工性の少なくとも１つが十分とは言えなかった。
以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明は、上記の実施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るものではない。すなわち、上記の実施形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施形態、実施例およ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るものではない。
本発明によれば、高いＹＲ、ならびに、高い延性、伸びフランジ性および曲げ性を有し、かつ、せん断加工性を高めた、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の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、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。
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。
Claims (7)
- 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、引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記母材鋼板は、
質量％で、
Ｃ：０．０９０％以上０．３９０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
Ｍｎ：２．００％以上４．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．１００％以下および
Ｎ：０．０１００％以下
で、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：７０％以上、
フェライトの面積率：１０％以下、および、
残留オーステナイトの面積率：０．５％以上１０．０％未満
であり、かつ
前記残留オーステナイトを構成する結晶粒のうち、アスペクト比：２．０以下の結晶粒の個数割合が５０％超であり、
前記母材鋼板の板厚１／４位置の硬さ分布のヒストグラムにおいて頻度が０．２５以上となるビンの個数が１つであり、前記ヒストグラムのビンの階級範囲はビッカース硬さＨＶで（ｎ－１）×２０＋４５０超、ｎ×２０＋４５０以下であり、ｎは１～１０の整数であり、
また、前記母材鋼板の表層部において、焼入れマルテンサイトの面積率：８０％以下であり、前記母材鋼板の表層部は、前記母材鋼板の表面から深さ：１０μｍまでの領域であり、
前記母材鋼板の表層軟化厚みが１０μｍ以上１００μｍ以下である、鋼組織と、を有し、
前記母材鋼板の低温域拡散性水素量が０．０１５質量ｐｐｍ以下である、溶融亜鉛めっき鋼板。
ここで、母材鋼板の表層軟化厚みは、母材鋼板の板厚１／４位置で得られた硬度を基準硬度とし、母材鋼板の表面から硬度が基準硬度×０．８５以下になる最深部の深さ位置までの距離（深さ）である。
母材鋼板の低温域拡散性水素量は、母材鋼板を室温から５０℃まで加熱する際に母材鋼板から放出される水素量である。 - 前記母材鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、
Ｏ：０．０１００％以下、
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％以下および
Ｂｉ：０．２００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。 - 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。
- 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、引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための方法であって、
前記溶融亜鉛めっき鋼板は、
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：７０％以上、
フェライトの面積率：１０％以下、および、
残留オーステナイトの面積率：０．５％以上１０．０％未満
であり、かつ
前記残留オーステナイトを構成する結晶粒のうち、アスペクト比：２．０以下の結晶粒の個数割合が５０％超であり、
前記母材鋼板の板厚１／４位置の硬さ分布のヒストグラムにおいて頻度が０．２５以上となるビンの個数が１つであり、前記ヒストグラムのビンの階級範囲はビッカース硬さＨＶで（ｎ－１）×２０＋４５０超、ｎ×２０＋４５０以下であり、ｎは１～１０の整数であり、
また、前記母材鋼板の表層部において、焼入れマルテンサイトの面積率：８０％以下であり、前記母材鋼板の表層部は、前記母材鋼板の表面から深さ：１０μｍまでの領域であり、
前記母材鋼板の表層軟化厚みが１０μｍ以上１００μｍ以下である、鋼組織を有し、
前記母材鋼板の低温域拡散性水素量が０．０１５質量ｐｐｍ以下であり、
前記方法では、
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、
巻取温度：３５０℃以上６００℃以下、および、
巻取り後の冷却における３００℃以上の温度域での滞留時間：５０００ｓ以上、
の条件で、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、
ついで、前記熱延鋼板に、
熱処理温度：４５０℃以上６５０℃以下、および
４００℃以上熱処理温度以下の温度域での滞留時間：１０分以上、
の条件で、第１の熱処理を施し、
ついで、前記熱延鋼板に、冷間圧延を施して冷延鋼板とし、
ついで、前記冷延鋼板を、
２５０℃以上７００℃以下の温度域での平均加熱速度：１０℃／ｓ以上、
２５０℃以上７００℃以下の温度域での酸素濃度：０．５体積％以上５．０体積％以下、
焼鈍温度：８２０℃以上９５０℃以下、および、
焼鈍温度域での露点：－３５℃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、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷または空冷による冷却停止温度：１５０℃以下の条件で、冷却し、
ついで、前記めっき鋼板に、次式（１）を満足する条件で、第２の熱処理を施す、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
６．５≦（Ｔ＋２７３）×｛ｌｏｇ（ｔ×３６００）＋２０｝／１０００≦１３．０・・・（１）
ここで、Ｔは第２の熱処理における熱処理温度（℃）、ｔは第２の熱処理における保熱時間（ｈｒ）である。第２の熱処理での保熱時間は、第２の熱処理における熱処理温度－１５℃～第２の熱処理における熱処理温度までの温度域における滞留時間である。
母材鋼板の表層軟化厚みは、母材鋼板の板厚１／４位置で得られた硬度を基準硬度とし、母材鋼板の表面から硬度が基準硬度×０．８５以下になる最深部の深さ位置までの距離（深さ）である。
母材鋼板の低温域拡散性水素量は、母材鋼板を室温から５０℃まで加熱する際に母材鋼板から放出される水素量である。 - 前記溶融亜鉛めっき処理後、前記めっき鋼板に合金化処理を施す、請求項４に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項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。
- 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る、請求項６に記載の部材。
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