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WO2014181728A1 - 引張強度が１１８０ＭＰａ以上の強度－曲げ性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

引張強度が１１８０ＭＰａ以上の強度－曲げ性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板 Download PDF

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WO2014181728A1
WO2014181728A1 PCT/JP2014/061850 JP2014061850W WO2014181728A1 WO 2014181728 A1 WO2014181728 A1 WO 2014181728A1 JP 2014061850 W JP2014061850 W JP 2014061850W WO 2014181728 A1 WO2014181728 A1 WO 2014181728A1
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WO
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steel sheet
hot
dip galvanized
steel plate
less
Prior art date
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PCT/JP2014/061850
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English (en)
French (fr)
Inventor
航佑 柴田
村上　俊夫
梶原　桂
宗朗 池田
道治 中屋
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
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Priority to EP14794831.9A priority patent/EP2995698A4/en
Priority to KR1020157031487A priority patent/KR101720451B1/ko
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a hot dip galvanized steel sheet or an alloyed hot dip galvanized steel sheet that has the characteristics of being excellent in workability while being high strength used for automobile parts and the like. Further, the present invention relates to a hot-dip galvanized steel sheet or an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength of 1180 MPa or more and an excellent balance between strength and bendability.
  • hot-dip galvanized steel sheets and alloyed hot-dip galvanized steel sheets used for automobile parts and the like have been developed mainly for the purpose of reducing fuel consumption by reducing vehicle weight. Excellent press formability for processing into parts is also required.
  • the tensile strength (TS) is 1180 MPa or more
  • the bendability (limit bending radius / plate thickness: R / t) is 1.5 or less
  • the bendability is 1.0 or less.
  • Patent Document 1 has proposed a high-strength hot-dip galvanized steel sheet that has been softened as a structure containing a ferrite phase with a volume fraction of more than 70% from the surface of the steel sheet to a depth of 10 ⁇ m,
  • a bendability limit bending radius / plate thickness: R / t
  • R / t limit bending radius / plate thickness
  • the present invention has been made to solve the above-mentioned conventional problems, has a tensile strength of 1180 MPa or more, and has a bendability (limit bending radius / plate thickness: R / t) in a bending test by the V-block method of 1. It is an object of the present invention to provide a hot-dip galvanized steel sheet or an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having an excellent strength-bending balance of .5 or less.
  • the hot-dip galvanized steel sheet or alloyed hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength of 1180 MPa or more and an excellent strength-bending balance is mass%, C: 0.05 to 0.30%, Si: 0.05. -3.0%, Mn: 0.1-5.0%, and contains a solid solution Zn from the plating layer, with the balance being composed of iron and inevitable impurities, 0.2% by mass or more
  • the area where Zn in the solid solution exists is 5 ⁇ m or more in the base depth direction from the interface between the plating layer and the steel plate, and the Vickers of the steel plate surface layer portion is 15 ⁇ m in the base depth direction from the interface between the plating layer and the steel plate.
  • the hardness is 80% or less of the Vickers hardness at the center of the steel sheet, and the structure excluding martensite and bainite in the metal structure constituting the steel sheet is 5% or less in area ratio. .
  • the hot-dip galvanized steel sheet or alloyed hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is further in terms of mass%, Mo: 0.05 to 1.0%, Cr: 0.05 to 1.0%, Cu: 0.00. It is preferable to contain one or more of 05 to 1.0%, Ni: 0.05 to 1.0%, and B: 0.0002 to 0.0050%.
  • hot dip galvanized steel sheet or alloyed hot dip galvanized steel sheet of the present invention is further in terms of mass%, Nb: 0.01 to 0.3%, Ti: 0.01 to 0.3%, V: 0.00. It is preferable to contain one or more of 01 to 0.3%.
  • the hot dip galvanized steel sheet or alloyed hot dip galvanized steel sheet of the present invention is further, in mass%, Ca: 0.0005 to 0.01%, Mg: 0.0005 to 0.01%, REM: 0.00. It is preferable to contain one or more of 0005 to 0.01%.
  • the hot dip galvanized steel sheet or the alloyed hot dip galvanized steel sheet of the present invention has an average crystal grain size of martensite of 3 ⁇ m in the steel sheet surface layer portion from the interface between the plating layer and the steel sheet to 15 ⁇ m in the base metal depth direction. The following is preferable.
  • Zn is dissolved in the steel plate surface layer portion, the steel plate surface layer portion is softened, and the metal structure constituting the steel plate is made mainly of martensite and bainite, so that the tensile strength is 1180 MPa.
  • a plated steel sheet can be obtained.
  • the present inventors have a mechanical property that the bendability (limit bending radius / plate thickness: R / t) in a bending test by the V-block method is 1.5 or less regardless of the tensile strength (TS) being 1180 MPa or more.
  • TS tensile strength
  • the present inventors have completed the present invention based on the knowledge described above.
  • the requirements of the present invention include, by mass, C: 0.05 to 0.30%, Si: 0.05 to 3.0%, Mn: 0.1 to 5.0%, with the balance being iron and While having a component composition consisting of unavoidable impurities and having a thickness of 5 ⁇ m or more in the matrix depth direction from the interface between the plating layer and the steel sheet, 0.2 mass% or more of Zn is in solid solution,
  • the Vickers hardness of the steel plate surface layer portion at a position of 15 ⁇ m in the matrix depth direction from the interface between the plating layer and the steel plate is 80% or less of the Vickers hardness of the steel plate center portion, and the metal structure constituting the steel plate Among them, the structure excluding martensite and bainite has an area ratio of 5% or less, and the reasons for defining these constituent requirements are as follows.
  • the surface layer portion of the steel plate is a portion where deformation concentrates and easily breaks during bending deformation, and the bendability can be greatly improved by improving the formability of this portion.
  • the inventors of the present invention have found that the work hardening ability can be improved and the formability of the steel sheet can be improved by dissolving Zn in the steel sheet. This increase in work hardening ability is manifested by solid solution of 0.2% by mass or more of Zn.
  • the thickness of less than 5 ⁇ m is the region where 0.2% by mass or more of Zn is dissolved and the work hardening ability is increased, it is not sufficient to improve the bendability of the steel sheet.
  • Zn having a mass of 4.5% or more is dissolved in the steel sheet surface layer portion, a compound with Fe is formed and the bendability is deteriorated. Therefore, the solid solution amount of Zn is preferably 4.5% by mass or less.
  • a steel plate surface layer portion of 5 ⁇ m or more from the interface between the plating layer and the steel plate is formed in the matrix depth direction, and this requirement does not define a specific thickness of the steel plate surface layer portion, but it is 0.2 mass% or more from the actual plating layer.
  • the upper limit of Zn dissolution is about 200 ⁇ m in the direction of the depth of the matrix.
  • the Vickers hardness of the steel sheet surface layer at 15 ⁇ m from the interface between the plating layer and the steel sheet to the base material depth direction is 80% or less of the Vickers hardness of the base material center part.
  • the Vickers hardness of the steel plate surface layer portion at 15 ⁇ m from the interface between the plating layer and the steel plate is set to 80% or less of the Vickers hardness of the steel plate center portion. The effect can be achieved.
  • the structure excluding martensite and bainite among the metal structures constituting the steel sheet is 5% or less in area ratio
  • TS tensile strength
  • the balance is a soft phase other than bainite, the hardness difference from martensite is large and breakage occurs at the phase interface during the bending test, so that sufficient bendability cannot be obtained.
  • the tensile strength may be insufficient. Therefore, it is required that the structure excluding martensite and bainite is 5% or less in terms of area ratio.
  • the steel sheet of the present invention preferably further satisfies the following requirements.
  • the average grain size of martensite existing in the steel sheet surface layer part from the interface between the plating layer and the steel sheet to 15 ⁇ m in the depth direction of the base material is 3 ⁇ m or less. If coarse martensite is present in the steel sheet surface layer portion, minute cracks are generated around coarse martensite during bending deformation, and as a result, bendability may be deteriorated. Therefore, it is preferable to reduce the average crystal grain size of martensite. The bendability can be improved by setting the average crystal grain size of the martensite to 3 ⁇ m or less.
  • C 0.05 to 0.30% C is an important element that greatly affects the strength of the steel sheet. If the content is less than 0.05%, it becomes impossible to ensure a tensile strength of 1180 MPa or more. Moreover, since the hardenability improves as the C content increases and the untransformed austenite fraction during plating bath immersion increases, a large amount of Zn can be dissolved in the surface layer portion of the steel sheet. As a result, the formability of the steel sheet can be improved and the bendability can be improved. A preferable C content is 0.1% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.30%, weldability cannot be secured, so the upper limit for the C content is 0.30%.
  • Si 0.05-3.0%
  • Si is a useful element that has the effect of suppressing the coarsening of carbide particles produced in the steel plate manufacturing process, contributes to the improvement of bendability, and also contributes to the increase in yield strength of the steel plate as a solid solution strengthening element. is there.
  • the Si content is made 0.05 to 3.0%. Preferably it is 2.5% or less.
  • Mn 0.1 to 5.0%
  • Mn like Si, has the effect of suppressing cementite coarsening during tempering, contributes to improvement of bendability, and contributes to the increase in yield strength of steel sheets as a solid solution strengthening element. It is. Further, by increasing the hardenability, a soft layer can be formed on the surface in the same manner as C, and the bendability can be improved. If the Mn content is less than 0.1%, these effects are not sufficiently exhibited. On the other hand, if the Mn content exceeds 5.0%, the castability deteriorates. Therefore, the Mn content is 0.1 to 5.0%. Preferably it is 0.5 to 3.5%, more preferably 1.2 to 2.2%.
  • Nb 0.01 to 0.3%
  • Ti 0.01 to 0.3%
  • V 0.01 to 0.3%
  • One or more of Ca: 0.0005 to 0.01%, Mg: 0.0005 to 0.01%, REM: 0.0005 to 0.01% refine inclusions, It is an element useful for improving formability by reducing the starting point of fracture. When each element is added less than 0.0005%, the above-mentioned effects cannot be exhibited effectively. On the other hand, when each element exceeds 0.01%, inclusions are coarsened and formability is lowered. To do.
  • the feature when producing the steel sheet of the present invention is in the heat treatment after hot rolling and cold rolling of the slab. Therefore, a conventionally well-known manufacturing method can be employ
  • annealing heating temperature shall be Ac3 point +50 degreeC or more.
  • Ac 3 points are based on the chemical composition of the steel sheet, by Lesley, “Steel Material Science”, translated by Kouta Shigeaki, Maruzen Co., Ltd., 1985, p.
  • the following formula (1) described in H.273: Ac3 (° C.) 910 ⁇ 203 ⁇ [C] ⁇ 15.2 [Ni] +44.7 [Si] +104 [V] +31.5 [Mo] ⁇ (30 [Mn] +11 [Cr] +20 [Cu] ⁇ 700 [P] -400 [Al] -400 [Ti]) (1)
  • [element symbol] in the above formula (1) represents the content (% by mass) of each element.
  • the range of annealing heating temperature shall be Ac3 point +50 degreeC or more and 930 degrees C or less.
  • the austenite transformation does not proceed sufficiently when the holding time at Ac3 point + 50 ° C. or more and 930 ° C. or less is less than 30 s, the untransformed austenite fraction cannot be obtained sufficiently, and ferrite remains in the final structure. Therefore, the tensile strength is insufficient.
  • the holding time is 30 s or more and 1200 s or less.
  • -Rapid cooling from 450 ° C to 550 ° C at an average cooling rate of 15 ° C / s or higher
  • the cooling stop temperature is 450 ° C. or higher, martensitic transformation can be suppressed.
  • cooling stop temperature exceeds 550 degreeC, the surface property after a plating process deteriorates.
  • cooling rate is less than 15 ° C./s
  • ferrite transformation or bainite transformation progresses during cooling, so that not only the tensile strength is lowered, but also untransformed austenite is remarkably reduced.
  • a preferable cooling rate is 30 ° C./s or more.
  • alloying treatment is not necessarily required, but the bendability can be further improved by performing the alloying treatment under the above-described conditions.
  • the bainite transformation of the steel plate surface layer portion is promoted by making Zn dissolve in the steel plate surface layer portion, and the bendability is enhanced.
  • the alloying treatment is performed at a temperature of 450 ° C. or higher and 600 ° C. or lower for a time of 60 seconds or shorter, and in particular, by holding for 10 seconds or longer at 530 ° C. or higher and 570 ° C.
  • the bainite transformation is performed on the surface layer portion of the steel sheet in which Zn is dissolved.
  • the martensite can be made finer.
  • the alloying treatment temperature is less than 530 ° C.
  • the diffusion rate is not sufficient.
  • it exceeds 570 ° C. the driving force for transformation is insufficient. It does not progress sufficiently and the martensite is not refined. If the treatment time is less than 10 s, the bainite transformation at the surface layer of the steel sheet is not sufficient for refining martensite, and if it exceeds 60 s, the bainite transformation proceeds excessively inside the steel sheet and the tensile strength decreases.
  • Cooling to room temperature at an average cooling rate of 10 ° C / s to 30 ° C / s When the average cooling rate is less than 10 ° C./s, soft bainite or ferrite is excessively generated, and the tensile strength of 1180 MPa or more cannot be satisfied. Moreover, when an average cooling rate exceeds 30 degrees C / s, a martensite will generate
  • a steel having the composition of each of A to K shown in Table 1 was melted to prepare an ingot having a thickness of 120 mm, and hot rolling was performed using the ingot to obtain a thickness of 2.8 mm. After pickling, this was cold-rolled to a thickness of 1.4 mm to obtain a test material, and the test material was subjected to heat treatment and plating treatment under the conditions shown in Table 2.
  • the solid solution amount of Zn (the solid solution amount of Zn in the steel plate) in the steel plate surface layer portion of 5 ⁇ m or more from the interface between the plating layer and the steel plate to the base metal depth direction, plating The surface area of the steel plate at 15 ⁇ m in the depth direction from the interface between the layer and the steel plate, the respective Vickers hardness (Vickers hardness) in the central portion of the steel plate, the martensite + bainite, and the area ratios of the other phases ( The area ratio of each phase), the average crystal grain size of martensite existing in the steel sheet surface layer part from the interface between the plating layer and the steel sheet to 15 ⁇ m in the matrix depth direction (average crystal grain size of martensite in the steel sheet surface layer part) Obtained by measurement. Further, the tensile strength (TS) and the critical bending radius (R) were also measured. These measurement methods are shown below.
  • each steel plate used as a test material was mirror-polished. Subsequently, by EPMA (electron beam microanalyzer), the solid solution amount of Zn in the steel plate surface layer portion of 5 ⁇ m from the interface between the plating layer and the steel plate to the base metal depth direction, and the solid solution of Zn in the steel plate central portion (plate thickness central portion). The amount of solution was measured every 10 points, and the average value was obtained. Note that pure Zn was used as reference data.
  • each steel plate used as a test material is mirror-polished, and a steel plate surface layer portion at 15 ⁇ m in the base material depth direction from the interface between the plating layer and the steel plate using a Vickers tester with a load of 25 g (test force: 0.245 N)
  • the average value was calculated by measuring five points at each part in the central part of the steel plate (1/2 part of the plate thickness), and the Vickers hardness at each part was obtained.
  • each steel plate as a test material was mirror-polished, the surface was corroded with 3% nital solution to reveal the metal structure, and then the plate thickness was 1/2 using an optical microscope.
  • the structure of the part was observed, and among the regions observed white, the lath-like portion was defined as martensite or bainite, the polygonal portion as ferrite, and the region appearing brown as martensite.
  • Residual austenite may also exist as a hybrid structure with martensite, but the amount of retained austenite that is considered to be generated in the present invention is extremely small, and it is considered that it does not affect the characteristics, so it is distinguished from martensite. Not. From these results, the area ratio of martensite + bainite and the area ratio of other phases were determined.
  • each steel sheet used as the test material is mirror-polished and the surface is coated with a nital solution.
  • the surface layer of the steel sheet from the interface between the plating layer and the steel sheet to 15 ⁇ m in the depth direction of the base metal is scanned with a scanning electron microscope (magnification 2000 times) for one field of view of approximately 40 ⁇ m ⁇ 15 ⁇ m. SEM) image was observed, the portion observed in gray was defined as martensite, the grain size of martensite was measured by the method described in JIS G 0551, and the average grain size was calculated from the grain size number.
  • Table 3 shows the measurement results.
  • the tensile strength (TS) is 1180 MPa or more and the R / t obtained from the limit bending radius (R) and the plate thickness (t) of the steel sheet is 1.5 or less, it is passed with ⁇ .
  • the tensile strength (TS) is 1180 MPa or more and the R / t obtained from the limit bending radius (R) and the thickness (t) of the steel sheet is 1.0 or less
  • the ⁇ It was determined that it was a hot-dip galvanized steel sheet or an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having an excellent bendability balance.
  • the tensile strength (TS) is 1180 MPa or more, and is obtained from the limit bending radius (R) and the plate thickness (t) of the steel sheet.
  • the R / t is 1.5 or less, or the tensile strength (TS) is 1180 MPa or more, and the R / t obtained from the limit bending radius (R) and the plate thickness (t) is 1.0.
  • the following results were obtained. It can be said that all of these are hot-dip galvanized steel sheets or alloyed hot-dip galvanized steel sheets having an excellent balance between strength and bendability.
  • No. 3, 15, 19, and 21 satisfy the requirement that the average crystal grain size of martensite existing in the steel sheet surface layer part from the interface between the plating layer and the steel sheet to 15 ⁇ m in the depth direction of the base metal is 3 ⁇ m or less.
  • a particularly excellent result of ⁇ was obtained when the strength (TS) was 1180 MPa or more and the R / t obtained from the limit bending radius (R) and the plate thickness (t) of the steel sheet was 1.0 or less.
  • No. 4 to 11 are comparative examples that do not satisfy any of the requirements of the present invention, the tensile strength (TS) is less than 1180 MPa, and / or the critical bending radius (R) and the plate thickness (t) of the steel plate. R / t calculated from the above was over 1.5, indicating a result of x.
  • the hot-dip galvanized steel sheet or alloyed hot-dip galvanized steel sheet of the present invention has an excellent strength-bending balance and is useful for automobile parts and the like.

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Abstract

　本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、所定の化学成分組成を満足し、０．２質量％以上のＺｎが固溶している領域が、めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に５μｍ以上存在し、めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に１５μｍでの鋼板表層部のビッカース硬さが、母地中央部の８０％以下であり、且つ、鋼板のマルテンサイトおよびベイナイトを除く組織が面積率で５％以下である。

Description

引張強度が１１８０ＭＰａ以上の強度－曲げ性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板
　本発明は、自動車部品等に用いられる高強度でありながら加工性に優れるという特性を備えた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関し、より詳しくは、加工性の中でも特に曲げ性に優れた、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の強度－曲げ性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。
　近年、自動車部品などに用いられる溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、主に車両軽量化による燃費軽減などを目的として開発されているが、併せて、高い強度、形状の複雑な骨格部品に加工するための優れたプレス成形性も要求されている。
　このため、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上であって、且つ、曲げ性（限界曲げ半径／板厚：Ｒ／ｔ）が１．５以下、更には、曲げ性が１．０以下であるという強度－曲げ性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板の提供が切望されている。
　このような状況を受け、種々の成分設計や組織制御の考え方に基づき、曲げ性を改善した溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板が多数提案されているものの、引張強度に加えて曲げ性が上記要望レベルを共に満足する特性を備えた鋼板は、確実には実現できていないのが現状である。
　例えば、特許文献１として、鋼板の表面から１０μｍの深さまでの鋼板表層部を体積分率で７０％超のフェライト相を含有する組織として軟質化した高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されており、引張強度９８０ＭＰａ以上の鋼板において、Ｖブロック法による曲げ試験で、曲げ性（限界曲げ半径／板厚：Ｒ／ｔ）０．３以下を確保することができている。しかし、内部組織に軟質なフェライトを多く含むために、引張強度は１１００ＭＰａにすら達することができず、優れた曲げ性を確保することはできているものの、引張強度１１８０ＭＰａ以上を達成することができていない。また、特許文献１記載の発明には、Ｚｎを鋼板表層部に固溶させて成形性を高めるという技術思想は存在していない。
日本国特開２０１２－１２７０３号公報
　本発明は、上記従来の問題を解消せんとしてなされたもので、引張強度が１１８０ＭＰａ以上であり、且つ、Ｖブロック法による曲げ試験における曲げ性（限界曲げ半径／板厚：Ｒ／ｔ）が１．５以下という強度－曲げ性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを課題とするものである。
　本発明の引張強度が１１８０ＭＰａ以上の強度－曲げ性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．３０％、Ｓｉ：０．０５～３．０％、Ｍｎ：０．１～５．０％、並びにめっき層からの固溶Ｚｎを含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、０．２質量％以上のＺｎが固溶している領域が、めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に５μｍ以上存在し、めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に１５μｍでの鋼板表層部のビッカース硬さが、鋼板中央部のビッカース硬さの８０％以下であり、且つ、前記鋼板を構成する金属組織のうちマルテンサイトおよびベイナイトを除く組織が面積率で５％以下であることを特徴とする。
　また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、更に、質量％で、Ｍｏ：０．０５～１．０％、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｃｕ：０．０５～１．０％、Ｎｉ：０．０５～１．０％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％の１種または２種以上を含有することが好ましい。
　また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｖ：０．０１～０．３％の１種または２種以上を含有することが好ましい。
　また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５～０．０１％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５～０．０１％の１種または２種以上を含有することが好ましい。
　また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に１５μｍまでの鋼板表層部に存在するマルテンサイトの平均結晶粒径が、３μｍ以下であることが好ましい。
　本発明によると、鋼板表層部にＺｎを固溶させると共に、鋼板表層部を軟質化させ、更に鋼板を構成する金属組織をマルテンサイトおよびベイナイトを主とした組織とすることで、引張強度が１１８０ＭＰａ以上であり、且つ、Ｖブロック法による曲げ試験における曲げ性（限界曲げ半径／板厚：Ｒ／ｔ）が１．５以下という強度－曲げ性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
　本発明者らは、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上であるにかかわらず、Ｖブロック法による曲げ試験における曲げ性（限界曲げ半径／板厚：Ｒ／ｔ）が１．５以下という機械的特性を備えた、強度－曲げ性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るために鋭意検討を行った。
　その結果、（１）鋼板表層部に溶融亜鉛めっき層の成分であるＺｎを固溶させることで、変形が集中する鋼板表層部の成形性を高め、曲げ性を向上できる。（２）母地が未変態オーステナイトである場合、母地がそれ以外の相である場合と比較して、溶融亜鉛めっき層から母地へのＺｎの固溶速度が顕著に大きい。（３）鋼板表層部のビッカース硬さを、鋼板中央部のビッカース硬さの８０％以下とすることで、曲げ性を改善することができる。という知見を得ることができた。
　本発明者らは、以上説明したような知見を基に本発明を完成した。本発明の要件は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．３０％、Ｓｉ：０．０５～３．０％、Ｍｎ：０．１～５．０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に５μｍ以上の厚みを有する鋼板表層部において０．２質量％以上のＺｎが固溶していると共に、めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に１５μｍの位置における鋼板表層部のビッカース硬さが、鋼板中央部のビッカース硬さの８０％以下であり、且つ、前記鋼板を構成する金属組織のうちマルテンサイトおよびベイナイトを除く組織が面積率で５％以下であるが、これら各構成要件を規定した理由は下記に示す通りである。
（めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に５μｍ以上の鋼板表層部において０．２質量％以上のＺｎが固溶している）
　鋼板の表層部は曲げ変形時に変形が集中し破壊が生じやすい部位であり、この部位の成形性を高めることで曲げ性を大幅に向上させることができる。本発明者らは、Ｚｎを鋼鈑に固溶させることで加工硬化能を高め、鋼鈑の成形性を高めることができることを見出した。この加工硬化能の上昇は、０．２質量％以上のＺｎが固溶することで発現する。この０．２質量％以上のＺｎが固溶して加工硬化能が上昇した領域が、５μｍ未満の厚さでは鋼板の曲げ性を向上させるのに十分ではない。尚、前記鋼板表層部に質量４．５％以上のＺｎが固溶した場合、Ｆｅとの化合物が生成し曲げ性が劣化するため、Ｚｎの固溶量は、好ましくは４．５質量％以下とする。また、めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に５μｍ以上の鋼板表層部としており、この要件では鋼板表層部の具体的厚みは規定しないが、実際めっき層から０．２質量％以上のＺｎが固溶するのは、母地深さ方向に２００μｍ程度が上限である。 
（めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に１５μｍでの鋼板表層部のビッカース硬さが、母地中央部のビッカース硬さの８０％以下）
　未変態オーステナイトにＺｎが固溶するとベイナイト変態が促進されるため、溶融亜鉛めっき層からのＺｎが固溶した鋼板表層部のみに、鋼板中央部と比べると軟質な相を生成させることができる。この鋼板表層部に形成された軟質相は成形性に富むため、鋼材の曲げ性を向上させることができる。具体的には、めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に１５μｍでの鋼板表層部のビッカース硬さを、鋼板中央部のビッカース硬さの８０％以下とすることで、前記したような効果を達成することができる。
（鋼板を構成する金属組織のうちマルテンサイトおよびベイナイトを除く組織が面積率で５％以下）
　鋼板が、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上という特性を備えるためには、その鋼板を構成する金属組織にマルテンサイトを含む必要がある。一方で、残部がベイナイト以外の軟質な相である場合、マルテンサイトとの硬度差が大きく曲げ試験時に相界面で破壊が生じるため、十分な曲げ性を得ることができない。また、引張強度が不足する場合がある。そのため、マルテンサイトおよびベイナイトを除く組織が、面積率で５％以下であることを要件とする。
　本発明の鋼板は、更に以下の要件を満足することが好ましい。
（めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に１５μｍまでの鋼板表層部に存在するマルテンサイトの平均結晶粒径が３μｍ以下）
　鋼板表層部に、粗大なマルテンサイトが存在すると曲げ変形時に粗大なマルテンサイトの周辺で微小な亀裂が発生し、その結果、曲げ性を劣化させることがある。そのため、マルテンサイトの平均結晶粒径は小さくすることが好ましい。このマルテンサイトの平均結晶粒径は３μｍ以下とすることで曲げ性を高めることができる。
（化学成分組成）
　次に、本発明の鋼板における化学成分組成について説明する。本発明の鋼板は、先に説明した金属組織等に関する要件が適切であっても、化学成分（元素）の含有量が適正範囲内になければ、前記した作用効果を奏することができない。従って、本発明の鋼板では、夫々の化学成分の含有量が、以下に説明する範囲内にあることも併せて要件とする。尚、下記の化学成分の含有量（％）は全て質量％を示す。
Ｃ：０．０５～０．３０％ 
　Ｃは、鋼板の強度に大きく影響する重要な元素である。その含有量が０．０５％未満では、引張強度：１１８０ＭＰａ以上を確保することができなくなる。また、Ｃの含有量が多いほど焼入れ性が向上し、めっき浴浸漬時の未変態オーステナイト分率が増加するため、鋼板表層部に多くのＺｎを固溶させることができる。その結果、鋼板の成形性が向上し、曲げ性を高めることができる。好ましいＣの含有量は０．１％以上である。一方、Ｃの含有量が０．３０％を超えると、溶接性が確保できなくなることから、Ｃの含有量は０．３０％を上限とする。
Ｓｉ：０．０５～３．０％
　Ｓｉは、鋼板製造過程で生成する炭化物粒子の粗大化を抑制する作用を有し、曲げ性の向上に寄与すると共に、固溶強化元素として鋼板の降伏強度の上昇にも寄与する有用な元素である。また、３．０％を超えると鋼板の溶接性が著しく低下するため、Ｓｉの含有量は０．０５～３．０％とする。好ましくは２．５％以下である。
Ｍｎ：０．１～５．０％
　Ｍｎは、Ｓｉと同様に、焼戻し時におけるセメンタイトの粗大化を抑制する作用を有し、曲げ性の向上に寄与すると共に、固溶強化元素として鋼板の降伏強度の上昇にも寄与する有用な元素である。また、焼入れ性を高めることで、Ｃと同様に表面に軟質な層を形成させることができ、曲げ性を高めることができる。Ｍｎの含有量が０．１％未満ではそれらの作用が十分に発揮されない。一方、Ｍｎの含有量が５．０％を超えると鋳造性の劣化を引き起こす。従って、Ｍｎ含有量は０．１～５．０％とする。好ましくは０．５～３．５％、より好ましくは１．２～２．２％である。
　以上が本発明で規定する必須の含有元素であって、残部は鉄および不可避的不純物である。不可避不純物としてはＰ、Ｓ、Ｎ、Ａｌ等を例示することができる。また、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
Ｍｏ：０．０５～１．０％、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｃｕ：０．０５～１．０％、Ｎｉ：０．０５～１．０％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％の１種または２種以上 
　これらの元素は、焼入れ性を高め、めっき浴浸漬時の未変態オーステナイト分率を高めることで、鋼板表層部に多くのＺｎを固溶させ、鋼材の成形性を高めることができる。各元素とも、上記した各下限値未満の含有量ではそれらの作用を有効に発揮することができず、一方、各上限値を超えると、それらの作用が飽和してしまう。
Ｎｂ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｖ：０．０１～０．３％の１種または２種以上
　これらの元素は、成形性を劣化させずに強度を改善するのに有用な元素である。各元素とも、０．０１％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、添加量が多すぎると粗大な炭化物生成により成形性が劣化する。
Ｃａ：０．０００５～０．０１％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５～０．０１％の１種または２種以上
　これらの元素は、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることによって成形性を向上させるのに有用な元素である。各元素とも、０．０００５％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも０．０１％を超える添加では逆に介在物が粗大化し、成形性が低下する。
（製造条件） 
　上記した要件を満足する本発明の鋼板を製造するためには、以下の製造要件を満足するようにして、鋼板を製造することが好ましい。
　本発明の鋼板を製造する際の特徴は、スラブの熱間圧延、冷間圧延後の熱処理にある。そのため、熱間圧延、冷間圧延までの製造方法に関しては、従来公知の製造方法を採用することができる。以下、製造上の特徴について説明する。
・鋼板をＡｃ３点＋５０℃以上９３０℃以下に加熱後に３０ｓ以上１２００ｓ以下保持
　めっき浴浸漬時における鋼板の未変態オーステナイト分率を高めることは、本発明の表層部にＺｎを固溶させた鋼板を製造するために重要な要件である。未変態オーステナイト分率を高めるためには、焼鈍時にオーステナイトを生成させる必要がある。また、めっき浴浸漬時の組織を未変態オーステナイトとするためには、オーステナイト粒径を粗大化させ、冷却時の変態を抑制することが有効である。更に、鋼板の強度を高めるためには最終組織をマルテンサイトおよびベイナイトとする必要があり、焼鈍によりオーステナイト単相とする必要がある。そのため焼鈍加熱温度はＡｃ３点＋５０℃以上とする。
　尚、Ａｃ３点は、鋼板の化学成分から、レスリー著、「鉄鋼材料科学」、幸田成靖訳、丸善株式会社、１９８５年、ｐ．２７３に記載の下記式（１）：
　Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３√［Ｃ］－１５．２［Ｎｉ］＋４４．７［Ｓｉ］＋１０４［Ｖ］＋３１．５［Ｍｏ］－（３０［Ｍｎ］＋１１［Ｃｒ］＋２０［Ｃｕ］－７００［Ｐ］－４００［Ａｌ］－４００［Ｔｉ］）・・・（１）
を用いて求めることができる。
　ここで、上記式（１）中の［元素記号］は、各元素の含有量（質量％）を表す。
　また、焼鈍加熱温度が９３０℃を超える場合、オーステナイト粒径が過度に粗大化し、曲げ性が劣化することがある。そのため焼鈍加熱温度の範囲は、Ａｃ３点＋５０℃以上９３０℃以下とする。尚、Ａｃ３点＋５０℃以上９３０℃以下で保持する時間が、３０ｓ未満の場合はオーステナイト変態が十分に進行しないために、未変態オーステナイト分率が十分に得られず、またフェライトが最終組織に残存するために引張強度が不足する。１２００ｓを超える場合は熱処理コストが増大し、生産性が著しく悪化する。そのため、保持時間は３０ｓ以上１２００ｓ以下とする。
・４５０℃以上５５０℃以下まで１５℃／ｓ以上の平均冷却速度で急冷 
　冷却の工程では、焼鈍時に生成したオーステナイトを、冷却中にフェライトやベイナイト、マルテンサイトに変態させることなく、未変態オーステナイトとすることが重要である。冷却停止温度を４５０℃以上とすれば、マルテンサイト変態を抑制することができる。また、冷却停止温度が５５０℃を超える場合、めっき処理後の表面性状が悪化する。一方、冷却速度が１５℃／ｓ未満の場合、冷却中にフェライト変態またはベイナイト変態が進行するために引張強度の低下を招くばかりでなく、未変態オーステナイトが著しく減少する。また、フェライトが生成した場合、曲げ変形時にマルテンサイト／フェライト界面で破壊が生じ、曲げ性が劣化する。好ましい冷却速度は３０℃／ｓ以上である。
・急冷終了から３０ｓ以内に溶融亜鉛めっき浴へ浸漬 
　冷却停止後、長時間保持すると、ベイナイト変態またはマルテンサイト変態が進行するために、めっき浴浸漬時の未変態オーステナイトが減少する。そのため、急冷終了から３０ｓ以内に溶融亜鉛めっき浴へ浸漬することが必要となる。好ましくは１５ｓ以内、より好ましくは１０ｓ以内である。
・５３０℃以上５７０℃以下で１０ｓ以上６０ｓ以下の合金化処理 
　本発明の鋼板を製造するにあたり、合金化処理は必ずしも必要ではないが、上記した条件で合金化処理を行うことで、更に曲げ性を高めることができる。本発明では、鋼鈑表層部にＺｎを固溶させることで鋼板表層部のベイナイト変態を促進し、曲げ性を高めている。一般に合金化処理は、４５０℃以上６００℃以下で６０ｓ以下の時間で行われるが、特に５３０℃以上５７０℃以下で１０ｓ以上の保持を行うことで、Ｚｎが固溶した鋼板表層部においてベイナイト変態を大きく進行させることができ、結果としてマルテンサイトの微細化を達成することができる。合金化処理温度が５３０℃未満では拡散速度が十分でなく、一方、５７０℃を超えると変態の駆動力が不足するため、前記温度範囲外ではＺｎが固溶した鋼板表層部においてもベイナイト変態は十分に進行せず、マルテンサイトが微細化しない。処理時間が、１０ｓ未満では鋼板表層部でのベイナイト変態がマルテンサイトの微細化に十分ではなく、６０ｓを超えると鋼板内部でも過度にベイナイト変態が進行し引張強度が低下する。
・室温まで１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却 
　平均冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、軟質なベイナイトまたはフェライトが過度に生成し、引張強度１１８０ＭＰａ以上を満足できない。また、平均冷却速度が３０℃／ｓを超えると、Ｚｎが固溶した鋼板表層部においても過度にマルテンサイトが生成し、鋼板表層部を十分に軟質化することができない。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
　表１に示すＡ～Ｋの各成分組成を有する鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作製し、このインゴットを用いて熱間圧延を行い、厚さ２．８ｍｍとした。これを酸洗した後、厚さ１．４ｍｍになるまで冷間圧延して供試材とし、表２に示す各条件で供試材に熱処理およびめっき処理を施した。
　得られた各鋼板（供試材）を用いて、めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に５μｍ以上の鋼板表層部におけるＺｎの固溶量（鋼板のＺｎの固溶量）、めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に１５μｍでの鋼板表層部と、鋼板中央部における夫々のビッカース硬さ（ビッカース硬さ）、マルテンサイト＋ベイナイトと、その他の相の夫々の面積率（各相の面積率）、めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に１５μｍまでの鋼板表層部に存在するマルテンサイトの平均結晶粒径（鋼板表層部のマルテンサイトの平均結晶粒径）を測定により求めた。また、引張強度（ＴＳ）、限界曲げ半径（Ｒ）についても測定した。これらの測定方法については以下に示す。
（鋼板のＺｎの固溶量）
　まず、供試材となる各鋼板を鏡面研磨した。続いて、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）により、めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に５μｍの鋼板表層部におけるＺｎの固溶量、鋼板中央部（板厚中央部）におけるＺｎの固溶量を、夫々１０点毎に測定し平均値を求めた。尚、参照データとしては純Ｚｎを用いた。めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に５μｍの鋼板表層部におけるＺｎの固溶量の平均値から、母地中央部（板厚中央部）におけるＺｎの固溶量の平均値を差し引いた値が、めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に５μｍ以上の鋼板表層部におけるＺｎの固溶量であると判断した。
（ビッカース硬さ）
　まず、供試材となる各鋼板を鏡面研磨し、荷重２５ｇ（試験力：０．２４５Ｎ）のビッカース試験機により、めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に１５μｍでの鋼板表層部と、鋼板中央部（板厚１／２部）における夫々の部位において、５点測定を行って平均値を算出し、前記夫々の部位でのビッカース硬さを求めた。
（各相の面積率）
　各相の面積率については、供試材となる各鋼板を鏡面研磨し、その表面を３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、光学顕微鏡を用いて板厚１／２部の組織を観察し、白く観察される領域の内、ラス状部分をマルテンサイトまたはベイナイト、ポリゴナルな部分をフェライトとし、茶褐色にみえる領域をマルテンサイトとして定義した。尚、残留オーステナイトもマルテンサイトとの混成組織として存在する可能性があるが、本発明において生成すると考えられる残留オーステナイトは極少量であり、特性に影響しないと考えられることから、マルテンサイトと区別していない。これらの結果から、マルテンサイト＋ベイナイトの面積率、その他の相の面積率を求めた。
（鋼板表層部のマルテンサイトの平均結晶粒径）
　めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に１５μｍまでの鋼板表層部に存在するマルテンサイトの平均結晶粒径については、供試材となる各鋼板を鏡面研磨し、その表面をナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に１５μｍまでの鋼板表層部を、概略４０μｍ×１５μｍ領域１視野について倍率２０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、灰色に観察される部分をマルテンサイトと定義して、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１に記載の方法で、マルテンサイトの結晶粒度を測定し、粒度番号から平均結晶粒径を算出した。
（引張強度）
　供試材となる各鋼板を用い、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に従って測定を行うことで引張強度（ＴＳ）を求めた。
（限界曲げ半径）
　供試材となる各鋼板を用い、圧延方向と直角方向に長軸をとって幅３０ｍｍ×長さ３５ｍｍの試験片を作成し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８に準拠したＶブロック法で曲げ試験を行い、その時の曲げ半径を０～５ｍｍまで種々変化させ、材料が破断せずに曲げ加工ができる最小の曲げ半径を求め、これを限界曲げ半径（Ｒ）とした。本実施例では、得られた限界曲げ半径（Ｒ）と鋼板の板厚（ｔ）からＲ／ｔを算出した。
　測定結果を表３に示す。本実施例では、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上であり、且つ、限界曲げ半径（Ｒ）と鋼板の板厚（ｔ）から求めたＲ／ｔが１．５以下のものを、○で合格、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上であり、且つ、限界曲げ半径（Ｒ）と鋼板の板厚（ｔ）から求めたＲ／ｔが１．０以下のものを、◎で合格とし、強度－曲げ性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板であると判定した。一方、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ未満、および／または、限界曲げ半径（Ｒ）と鋼板の板厚（ｔ）から求めたＲ／ｔが１．５超のものを、×で不合格と判定した。尚、表１～３の各項目に下線を付したものは、本発明の要件、推奨する製造条件、特性等を満足していないことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　Ｎｏ．１～３，１２～２１は、全て本発明の要件を満足する発明例であり、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上であり、且つ限界曲げ半径（Ｒ）と鋼板の板厚（ｔ）から求めたＲ／ｔが１．５以下で○、或いは、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上であり、且つ限界曲げ半径（Ｒ）と鋼板の板厚（ｔ）から求めたＲ／ｔが１．０以下で◎、という結果を得ることができた。これらは全て強度－曲げ性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板であるということができる。
　これらの中でも、Ｎｏ．３、１５、１９、２１は、めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に１５μｍまでの鋼板表層部に存在するマルテンサイトの平均結晶粒径が３μｍ以下という要件も満足しており、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上であり、且つ限界曲げ半径（Ｒ）と鋼板の板厚（ｔ）から求めたＲ／ｔが１．０以下で◎という特に優れた結果を得ることができた。
　これに対し、Ｎｏ．４～１１は、本発明の要件のうちいずれかの要件を満足しない比較例であり、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ未満、および／または、限界曲げ半径（Ｒ）と鋼板の板厚（ｔ）から求めたＲ／ｔが１．５超であり×という結果であった。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１３年５月８日出願の日本特許出願（特願２０１３－０９８５００）、２０１４年３月５日出願の日本特許出願（特願２０１４－０４３０２０）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明の溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、強度－曲げ性バランスに優れ、自動車部品等に有用である。

Claims (3)

  1. 　鋼板の表面に、亜鉛または亜鉛合金からなるめっき層を形成した溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、
    　質量％で、Ｃ：０．０５～０．３０％、Ｓｉ：０．０５～３．０％、Ｍｎ：０．１～５．０％、並びにめっき層からの固溶Ｚｎを含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、 
    　０．２質量％以上のＺｎが固溶している領域が、めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に５μｍ以上存在し、 
    　めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に１５μｍでの鋼板表層部のビッカース硬さが、鋼板中央部のビッカース硬さの８０％以下であり、
    　且つ、前記鋼板を構成する金属組織のうちマルテンサイトおよびベイナイトを除く組織が面積率で５％以下であることを特徴とする引張強度が１１８０ＭＰａ以上の強度－曲げ性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 　更に、下記（ａ）～（ｃ）の少なくとも１つを含むことを特徴とする請求項１記載の強度－曲げ性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
    （ａ）質量％で、Ｍｏ：０．０５～１．０％、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｃｕ：０．０５～１．０％、Ｎｉ：０．０５～１．０％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％の１種または２種以上
    （ｂ）質量％で、Ｎｂ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｖ：０．０１～０．３％の１種または２種以上
    （ｃ）質量％で、Ｃａ：０．０００５～０．０１％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５～０．０１％の１種または２種以上
  3. 　めっき層と鋼板の界面から母地深さ方向に１５μｍまでの鋼板表層部に存在するマルテンサイトの平均結晶粒径が、３μｍ以下である請求項１または２記載の強度－曲げ性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
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