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WO2019026113A1 - 溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

溶融亜鉛めっき鋼板 Download PDF

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WO2019026113A1
WO2019026113A1 PCT/JP2017/027656 JP2017027656W WO2019026113A1 WO 2019026113 A1 WO2019026113 A1 WO 2019026113A1 JP 2017027656 W JP2017027656 W JP 2017027656W WO 2019026113 A1 WO2019026113 A1 WO 2019026113A1
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steel sheet
steel plate
hot
less
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PCT/JP2017/027656
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English (en)
French (fr)
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森下　敦司
泰平 金藤
智史 内田
達也 中田
山口　裕司
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Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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    • Y10T428/12979—Containing more than 10% nonferrous elements [e.g., high alloy, stainless]

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength galvanized steel sheet which is excellent in ductility, bendability, hole expansibility and plating adhesion at the time of bending deformation, and is excellent in continuous bending fatigue resistance.
  • the plating layer does not peel off, the adhesion between the plating layer and the base steel plate is lost, and if there is a slight void in that portion, the outside air or moisture infiltrates the void, and plating is performed. The layer's corrosion protection function is lost. As a result, in the same manner as described above, the base steel plate may be corroded and rusted quickly. From these problems, as a high strength steel plate to be used after severe bending, etc., a plated steel plate provided with a hot-dip galvanized layer having excellent adhesion of the plating layer to the base steel plate is strongly desired. There is.
  • Patent Document 4 the surface of the base steel plate is modified by adding a new annealing step and a pickling step before the general annealing step to improve adhesion of the plating layer, and plating is performed. Methods have been proposed to improve adhesion. However, the method described in Patent Document 4 has a problem in terms of cost because the number of steps is increased with respect to a general method of manufacturing a high strength plated steel plate.
  • Patent Document 5 proposes a method of removing carbon from the surface layer portion of a base steel plate to enhance the adhesion of plating.
  • the strength of the region from which carbon is removed is significantly reduced.
  • the fatigue resistance which strongly depends on the characteristics of the surface layer is deteriorated and the fatigue strength is largely reduced.
  • Patent Document 8 proposes a high-strength steel plate in which the microstructure of the steel plate is made of only ferrite.
  • sufficiently high strength can not be obtained because the ferrite is only a soft ferrite.
  • alloyed hot-dip galvanized steel sheets which have been subjected to an alloying treatment after hot-dip galvanizing treatment are widely used.
  • the alloying treatment is a treatment in which the plating layer is heated to a temperature equal to or higher than the melting point of Zn, a large amount of Fe atoms is diffused from the base steel plate into the plating layer, and the plating layer is a layer mainly composed of Zn-Fe alloy.
  • patent documents 9, 10, 11 propose alloyed hot-dip galvanized steel sheets excellent in plating adhesion.
  • the present invention is excellent in the formability of a steel sheet represented by ductility, bendability and stretch flange formability, and the appearance uniformity of plating, fatigue resistance, weldability, corrosion resistance and plating adhesion It provides an excellent high strength galvanized steel sheet.
  • the present inventors are to obtain a high-strength galvanized steel sheet excellent in formability of a steel sheet represented by ductility, bendability and stretch flange formability, fatigue resistance, weldability, corrosion resistance and plating adhesion. I made a careful study. As a result, the present inventors improved ductility and hole expandability (stretch flangeability) by controlling the microstructure of the steel sheet to a proper structure fraction. Moreover, the present inventors improved bendability and fatigue resistance by controlling the volume fraction of the hard phase on the base steel plate side from the boundary between the plated layer and the base steel plate.
  • the inventors immediately under the Fe-Al alloy layer formed at the interface between the plating layer and the base steel plate. It has been found that the formation of a specific finely-divided layer consisting of extremely fine grains of a ferrite phase can suppress the occurrence of cracks and propagation during processing, and can suppress the peeling of plating that is the starting point. In addition, it has been found that by controlling the thicknesses of the finely-divided layer and the Fe-Al alloy layer in the width direction of the steel sheet within a specific range, it is possible to obtain a hot-dip galvanized steel sheet excellent in not only plating adhesion but also appearance uniformity.
  • a hot-dip galvanized steel sheet having a hot-dip galvanized layer on at least one side of a base steel sheet The base steel plate is in mass%, C: 0.040% to 0.280%, Si: 0.05% to 2.00%, Mn: 0.50% to 3.50%, P: 0.0001% to 0.1000%, S: 0.0001% to 0.0100%, Al: 0.001% to 1.500%, N: 0.0001% to 0.0100%, O: 0.0001% to 0.0100%, Ti: 0% to 0.150%, Nb: 0% to 0.100%, V: 0% to 0.300%, Cr: 0% to 2.00%, Ni: 0% to 2.00%, Cu: 0% to 2.00%, Mo: 0% to 2.00%, B: 0% to 0.0100%, W: 0% to 2.00%, and Ca, Ce, Mg, Zr, La, and REM: 0% to 0.0100% in total Containing the chemical component of which the remainder is composed of Fe and impurities, With respect to the total thickness of
  • the base steel plate has a finely divided layer in direct contact with the Fe-Al alloy layer, and the average thickness of the finely divided layer is 0.1 ⁇ m to 5.0 ⁇ m, and the average of the ferrite phase in the finely divided layer
  • the grain size is 0.1 ⁇ m to 3.0 ⁇ m
  • the refinement layer contains one or more oxides of Si and Mn
  • the maximum diameter of the oxide is 0.01 ⁇ m to 0.4 ⁇ m
  • a hot-dip galvanized steel sheet characterized in that the difference between the maximum thickness and the minimum thickness of the refined layer in the width direction of the steel sheet is within 2.0 ⁇ m.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to (1) wherein the plating adhesion amount per one side of the hot-dip galvanized layer is 10 g / m 2 or more and 100 g / m 2 or less.
  • the base steel plate is, in mass%, further, Ti: 0.001% to 0.150%, Nb: 0.001% to 0.100%, and V: 0.001% to 0.300%,
  • the base steel plate is, in mass%, further, Cr: 0.01% to 2.00%, Ni: 0.01% to 2.00%, Cu: 0.01% to 2.00%, Mo: 0.01% to 2.00%, B: 0.0001% to 0.0100%, and W: 0.01% to 2.00%,
  • the base steel plate is, further, at mass% Characterized in that it
  • FIG. 1 is a view showing an example of a schematic view of a cross-sectional structure of a hot-dip galvanized steel sheet of the present invention.
  • C 0.040% to 0.280%, Si: 0.01% to 2.00%, Mn: 0.50% to 3.% by mass. 50%, P: 0.0001% to 0.100%, S: 0.0001% to 0.0100%, Al: 0.001% to 1. 500%, O: 0.0001% to 0.0100% , N: 0.0001% to 0.0100%, and the rest is a galvannealed layer (hereinafter simply referred to as simply steel plate) on the surface of a base steel plate (hereinafter also simply referred to as a steel plate) having a chemical component consisting of Fe and impurities. It is also referred to as a plating layer).
  • simply steel plate on the surface of a base steel plate (hereinafter also simply referred to as a steel plate) having a chemical component consisting of Fe and impurities. It is also referred to as a plating layer).
  • board thickness of a base material steel plate is 0.6 mm or more and less than 5.0 mm. If the thickness of the base steel plate is less than 0.6 mm, it becomes difficult to keep the shape of the base steel plate flat, which is not appropriate. When the thickness of the base steel plate is 5.0 mm or more, the control of cooling in the manufacturing process becomes difficult, and the formability may be deteriorated without obtaining a predetermined microstructure.
  • the plated layer has an Fe content of more than 0% and 3.0% or less, and an Al content of more than 0% and 1.0% or less.
  • C 0.040% to 0.280%
  • C is contained to increase the strength of the base steel plate.
  • the C content exceeds 0.280%, the spot weldability deteriorates, so the C content is made 0.280% or less.
  • the content of C is preferably 0.250% or less, and more preferably 0.220% or less.
  • the C content is less than 0.040%, the strength decreases and it becomes difficult to secure a sufficient maximum tensile strength, so the C content is made 0.040% or more.
  • the content of C is preferably 0.055% or more, and more preferably 0.070% or more.
  • Si 0.05% to 2.00%
  • Si is an element that suppresses the formation of iron-based carbides in the base steel sheet and enhances the strength and the formability.
  • Si is also an element which embrittles steel materials, and when the content of Si exceeds 2.00%, problems such as cracking of a cast slab are likely to occur. Therefore, the content of Si is 2.00% or less.
  • Si forms an oxide on the surface of the base steel plate in the annealing step, and significantly impairs the adhesion of the plating. From this viewpoint, the content of Si is preferably 1.500% or less, more preferably 1.200% or less.
  • the content of Si is less than 0.05%, a large amount of coarse iron-based carbides are generated in the plating step of the hot-dip galvanized steel sheet, and the strength and the formability deteriorate. More than 05%.
  • the content of Si is preferably 0.10% or more, and more preferably 0.25% or more.
  • Mn 0.50% to 3.50%
  • Mn is contained to enhance the strength by enhancing the hardenability of the base steel sheet.
  • the content of Mn exceeds 3.50%, a coarse Mn-riched portion is formed at the center of the thickness of the base steel plate, which tends to cause embrittlement, and troubles such as cracking of the cast slab occur. It becomes easy to happen. Therefore, the content of Mn is set to 3.50% or less.
  • the content of Mn is preferably 3.00% or less, and more preferably 2.80% or less.
  • the content of Mn is less than 0.50%, a large amount of soft structure is formed during cooling after annealing, so it becomes difficult to secure a sufficiently high maximum tensile strength. Therefore, the content of Mn needs to be 0.50% or more.
  • the content of Mn is preferably 0.80% or more, and more preferably 1.00% or more.
  • P is an element that embrittles steel materials, and if the content of P exceeds 0.1000%, problems such as cracking of the cast slab or cracking of the slab during rolling tend to occur.
  • the content of P is 0.1000% or less.
  • P is also an element that embrittles the fusion zone generated by spot welding, and in order to obtain sufficient weld joint strength, the P content is preferably 0.0400% or less, and 0.0200% or less It is further preferable to On the other hand, making the content of P less than 0.0001% entails a significant increase in the manufacturing cost, so the content of P is made 0.0010% or more, with the lower limit of 0.0001%. Is preferred.
  • S is an element that combines with Mn to form coarse MnS and reduces formability such as ductility, hole expansibility (stretch flangeability) and bendability, so the S content is made 0.0100% or less .
  • S is also an element that degrades the spot weldability. Therefore, the content of S is preferably 0.0060% or less, more preferably 0.0035% or less.
  • setting the content of S to less than 0.0001% entails a significant increase in manufacturing costs. Therefore, the lower limit value of the content of S is 0.0001%, preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more.
  • Al 0.001% to 1.500%
  • Al is an element that embrittles steel materials. If the content of Al exceeds 1.500%, troubles such as cracking of a cast slab are likely to occur, so the content of Al is set to 1.500% or less. In addition, since the spot weldability is deteriorated when the content of Al increases, the content of Al is more preferably 1.200% or less, and still more preferably 1.000% or less. On the other hand, the effect of the present embodiment can be exhibited without particularly setting the lower limit of the content of Al. However, Al is an impurity present in a small amount in the raw material, and a reduction in the content of less than 0.001% is accompanied by a significant increase in manufacturing cost. Therefore, the Al content is set to 0.001% or more. Al is also an element effective as a deoxidizing material, but in order to obtain the effect of deoxidation more sufficiently, the content of Al is more preferably 0.010% or more.
  • N 0.0001% to 0.0100%
  • N is an element which forms coarse nitrides and deteriorates formability such as ductility, hole expansibility (stretch flangeability) and bendability
  • the content thereof needs to be suppressed. If the content of N exceeds 0.0100%, the deterioration of the formability becomes remarkable, so the upper limit of the N content is made 0.0100%.
  • the excessive content of N causes the generation of blow holes at the time of welding, the smaller the content, the better. From these viewpoints, the N content is preferably 0.0070% or less, and more preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit of the content of N is not particularly limited, the effects of the present embodiment can be exhibited, but making the content of N less than 0.0001% causes a significant increase in manufacturing cost. From this, the lower limit of the N content is made 0.0001% or more.
  • the N content is preferably 0.0003% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • O 0.0001% to 0.0100% Since O forms an oxide and deteriorates the formability such as ductility, hole expandability (stretch flangeability) and bendability of a hot-dip galvanized steel sheet, it is necessary to suppress the content of O. When the content of O exceeds 0.0100%, the deterioration of the formability becomes remarkable, so the upper limit of the O content is made 0.0100%. Furthermore, the content of O is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less. Although the effect of the present embodiment is exhibited even if the lower limit of the content of O is not particularly defined, making the content of O less than 0.0001% entails a significant increase in the manufacturing cost. The lower limit is .0001%. The O content is preferably 0.0003% or more, more preferably 0.0005% or more.
  • the following elements may be contained in the base material steel plate of the hot dip galvanized steel plate according to the present embodiment, as necessary.
  • Ti 0.001% to 0.150%
  • Nb 0.001% to 0.100%
  • V 0.001% to 0.300. %
  • And may contain one or more selected from the group consisting of
  • Ti is an element that contributes to the increase in strength of a hot-dip galvanized steel sheet by precipitation strengthening, fine grain strengthening by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening through suppression of recrystallization.
  • the content of Ti exceeds 0.150%, precipitation of carbonitrides increases and the formability deteriorates, so the content of Ti is made 0.150% or less.
  • the content of Ti is preferably 0.080% or less from the viewpoint of formability.
  • the effect of the present embodiment is exhibited even if the lower limit of the content of Ti is not particularly defined, but the content of Ti is 0.001% or more in order to sufficiently obtain the strength increasing effect by Ti. Is preferred. It is more preferable that the content of Ti is 0.010% or more in order to further increase the strength of the hot-dip galvanized steel sheet.
  • Nb is an element that contributes to the increase in strength of a hot-dip galvanized steel sheet by precipitation strengthening, fine grain strengthening by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening through suppression of recrystallization.
  • the content of Nb exceeds 0.100%, precipitation of carbonitrides increases and the formability of the hot-dip galvanized steel sheet deteriorates, so the content of Nb is made 0.100% or less. From the viewpoint of formability, the content of Nb is preferably 0.060% or less.
  • the content of Nb should be 0.001% or more in order to sufficiently obtain the strength increase effect by Nb. Is preferred.
  • the content of Nb is more preferably 0.005% or more.
  • V is an element that contributes to the increase in strength of a hot-dip galvanized steel sheet by precipitation strengthening, fine grain strengthening by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening through suppression of recrystallization.
  • the content of V exceeds 0.300%, precipitation of carbonitrides increases and formability deteriorates. Therefore, the content of V is 0.300% or less.
  • the content of V is preferably 0.200% or less.
  • the content of V is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.010% or more.
  • Cr 0.01% to 2.00%
  • Ni 0.01% to 2.00%
  • Cu 0.01% to 2.00%
  • Mo 0.01% to 2.00%
  • B 0.0001% to 0.0100%
  • W 0.01% to 2.00%, one or two selected from the group consisting of You may contain the above.
  • Cr 0.01% to 2.00%
  • Cr is an element that suppresses phase transformation at high temperature and is effective for increasing the strength of a hot-dip galvanized steel sheet, and may be contained instead of part of C and / or Mn.
  • the content of Cr is set to 2.00% or less.
  • the content of Cr is preferably 1.20% or less.
  • the lower limit of the content of Cr is not particularly defined, the effect of the present embodiment is exhibited, but in order to sufficiently obtain the effect of strengthening by Cr, the content of Cr is 0.01% or more Is preferably 0.10% or more.
  • Ni is an element which suppresses phase transformation at high temperature and is effective for strengthening the galvanized steel sheet, and may be contained in place of part of C and / or Mn. However, if the content of Ni exceeds 2.00%, the weldability is impaired, so the content of Ni is made 2.00% or less.
  • the content of Ni is preferably 1.20% or less.
  • the effect of the present embodiment is exhibited even if the lower limit of the content of Ni is not particularly defined, but the content of Ni is 0.01% or more in order to sufficiently obtain the effect of strengthening by Ni. Is preferably 0.10% or more.
  • Cu is an element that enhances the strength of a hot-dip galvanized steel sheet by being present in the steel as fine particles, and can be contained instead of part of C and / or Mn. However, if the content of Cu exceeds 2.00%, the weldability is impaired, so the content of Cu is made 2.00% or less.
  • the content of Cu is preferably 1.20% or less.
  • the content of Cu is 0. It is preferably at least 01%, and more preferably at least 0.10%.
  • Mo 0.01% to 2.00%
  • Mo is an element that suppresses phase transformation at high temperature and is effective for increasing the strength of a hot-dip galvanized steel sheet, and may be contained instead of part of C and / or Mn.
  • the content of Mo is preferably 1.20% or less.
  • the lower limit of the content of Mo is not particularly limited, the effect of the present embodiment is exhibited, but in order to sufficiently obtain the effect of strengthening by Mo, the content of Mo is 0.01% or more Is preferably, and more preferably 0.05% or more.
  • B is an element that suppresses phase transformation at high temperature and is effective for increasing the strength of a hot-dip galvanized steel sheet, and may be contained in place of part of C and / or Mn. However, if the content of B exceeds 0.0100%, the workability in hot is impaired and the productivity is reduced, so the content of B is made 0.0100% or less. From the viewpoint of productivity, the content of B is preferably 0.0050% or less. On the other hand, although the lower limit of the content of B is not particularly defined, the effect of the present embodiment is exhibited, but in order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength by B, the content of B is made 0.0001% or more It is preferable to do. The content of B is more preferably 0.0005% or more in order to further increase the strength of the hot-dip galvanized steel sheet.
  • W is an element that suppresses phase transformation at high temperature and is effective for increasing the strength of a hot-dip galvanized steel sheet, and may be contained instead of part of C and / or Mn. However, if the content of W exceeds 2.00%, the workability in hot is impaired and the productivity is reduced, so the content of W is made 2.00% or less.
  • the content of W is preferably 1.20% or less.
  • the lower limit of the content of W is not particularly limited, and the effect of the present embodiment is exhibited, but in order to sufficiently obtain the strengthening by W, the content of W is 0.01% or more Is preferably 0.10% or more.
  • one or more selected from the group consisting of Ca, Ce, Mg, Zr, La, and REM as other elements are 0 in total. .0001% to 0.0100% may be contained.
  • the reasons for containing these elements are as follows.
  • REM is an abbreviation of Rare Earth Metal, and refers to an element belonging to the lanthanoid series.
  • REM and Ce are often contained in misch metal, and in addition to La and Ce, they may contain elements of lanthanoid series in combination.
  • the effect of the present embodiment can be exhibited even if the element contains lanthanoid elements other than La and Ce as impurities.
  • the effects of the present embodiment can be exhibited even if metal La or Ce is contained.
  • Ca, Ce, Mg, Zr, La, and REM are elements effective for improving the formability of the hot-dip galvanized steel sheet, and can contain one or more kinds. However, if the total content of one or more selected from the group consisting of Ca, Ce, Mg, Zr, La, and REM exceeds 0.0100%, the ductility may be impaired. The total content of the elements is 0.0100% or less. The total content of each of these elements is preferably 0.0070% or less.
  • the lower limit of the content of one or more selected from the group consisting of Ca, Ce, Mg, Zr, La, and REM is not particularly limited, the effects of the present embodiment can be exhibited.
  • the total content of these elements is preferably 0.0001% or more.
  • the total content of one or more selected from the group consisting of Ca, Ce, Mg, Zr, La, and REM is more preferably 0.0010% or more.
  • the balance of each element described above is Fe and impurities.
  • Ti, Nb, V, Cr, Ni, Cu, Mo, B, and W it is accept
  • Ca, Ce, Mg, Zr, La, and REM it is acceptable for Ca, Ce, Mg, Zr, La, and REM to contain a trace amount less than the lower limit value of the total amount as an impurity.
  • the reason for defining the structure of the base steel plate of the hot-dip galvanized steel sheet according to the embodiment of the present invention is as follows.
  • microstructure The microstructure of the base steel plate of the galvanized steel plate according to the embodiment of the present invention will be described. Although the characteristics of the steel material change with the microstructure, when quantifying the microstructure, it is not practical to quantify and define the microstructure over the entire area of the steel material. Therefore, in the present invention, the microstructure of 1/8 to 3/8 thickness centering on 1/4 thickness from the surface of the base steel plate, which shows a typical microstructure of the steel material, is quantified and specified. The central portion of the plate thickness can not be said to be representative of a steel plate because the microstructure changes due to strong solidification segregation.
  • the portion near the surface layer of the steel sheet is not a microstructure representative of the steel sheet because the microstructure changes due to a local temperature change or reaction with the open air.
  • the microstructure of the base steel plate of the hot-dip galvanized steel sheet according to the embodiment of the present invention is a ferrite phase (1 ⁇ 4 to 3 ⁇ 8 thickness centering on 1 ⁇ 4 thickness from the surface of the base steel plate)
  • the volume fraction of ferrite is 40% or more and 97% or less
  • the bainite phase hereinafter referred to as bainite
  • bainitic ferrite phase hereinafter referred to as bainitic ferrite
  • the fresh martensite phase hereinafter referred to as The total of hard structure consisting of one or more of fresh martensite and tempered martensite phase (hereinafter referred to as tempered martensite) is 3% or more in volume fraction
  • retained austenite phase hereinafter referred to as retained austenite Is 0% to 8% (including 0%) in volume fraction
  • “Ferrite” Ferrite is a structure with excellent ductility. However, since ferrite is soft and has low strength, a hot-dip galvanized steel sheet with a sufficient maximum tensile strength can not be obtained if the volume fraction of ferrite exceeds 97%. For this reason, the volume fraction of ferrite is 97% or less. In order to increase the tensile maximum strength of the hot-dip galvanized steel sheet, the volume fraction of ferrite is preferably 92% or less, and more preferably 85% or less. Furthermore, in order to obtain a hot-dip galvanized steel sheet having a maximum tensile strength exceeding 950 MPa, the volume fraction of ferrite is more preferably 80% or less, and further preferably 70% or less.
  • volume fraction of ferrite is set to 50% or more.
  • the volume fraction of ferrite is preferably 55% or more, more preferably 60% or more.
  • Residual austenite is a structure that enhances the strength-ductility balance of hot-dip galvanized steel sheet.
  • retained austenite is transformed to hard martensite with deformation and acts as a fracture origin, so stretch flangeability deteriorates, so the upper limit of the volume fraction of retained austenite is made 8%.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably small, preferably 5% or less, and more preferably 0% to 3% (including 0%).
  • the volume fraction of retained austenite of the hot-dip galvanized steel sheet is preferably as small as possible, and may be 0%.
  • Hard tissue In order to increase the maximum tensile strength of hot-dip galvanized steel sheet, it is necessary to make the volume fraction of hard structure consisting of at least one of bainite, bainitic ferrite, fresh martensite and tempered martensite 3% or more in total is there. In order to increase the tensile maximum strength of the hot-dip galvanized steel sheet, the volume fraction of hard structure is preferably 7% or more, and more preferably 15% or more. On the other hand, if the volume fraction of hard texture is excessively increased, the ductility of the hot-dip galvanized steel sheet is degraded, so the volume fraction of hard texture is limited to 60% or less. From this viewpoint, the volume fraction of hard tissue is preferably 55% or less, and more preferably 50% or less.
  • Bainitic ferrite and bainite are structures excellent in the balance between strength and formability of hot-dip galvanized steel sheet, and bainitic ferrite and / or bainite having a volume fraction of 60% or less is contained in the steel sheet structure Is preferred. Further, bainitic ferrite and bainite are a microstructure having an intermediate strength between soft ferrite and hard martensite, tempered martensite and retained austenite, and it is more preferable that 5% or more is included from the viewpoint of stretch flangeability. Preferably, 10% or more is more preferable. On the other hand, when the volume fraction of bainitic ferrite and / or bainite exceeds 60%, the yield stress is excessively increased, and there is a concern that the shape freezing property is deteriorated, which is not preferable.
  • the tempered martensite is a structure that greatly improves the tensile strength of the hot-dip galvanized steel sheet, and the steel sheet structure may contain 60% or less by volume fraction. From the viewpoint of tensile strength, the volume fraction of tempered martensite is preferably 5% or more. On the other hand, if the volume fraction of tempered martensite contained in the steel sheet structure exceeds 60%, the yield stress is excessively increased, and the shape freezing property may be deteriorated, which is not preferable.
  • Fresh martensite greatly improves the tensile strength of the hot-dip galvanized steel sheet, but on the other hand it becomes a starting point of fracture and degrades stretch flangeability, so it is contained in the steel sheet structure in a volume fraction of 30% or less preferable.
  • the volume fraction of fresh martensite is more preferably 20% or less, and still more preferably 10% or less.
  • the steel sheet structure of the hot-dip galvanized steel sheet according to the embodiment of the present invention may include structures other than the above, such as pearlite and / or coarse cementite.
  • structures other than the above such as pearlite and / or coarse cementite.
  • ductility deteriorates. From this, the volume fraction of pearlite and / or coarse cementite contained in the steel sheet structure is 8% or less in total.
  • the total volume fraction of pearlite and / or coarse cementite is preferably 5% or less in total.
  • the steel sheet structure of the hot-dip galvanized steel sheet according to the embodiment of the present invention is a volume integral of retained austenite in the surface layer portion up to a depth of 20 ⁇ m in the steel sheet direction starting from the interface between the plating layer and the base steel sheet (base iron). Rate is limited to 3% or less, and the volume fraction "V1" of the hard texture in the surface layer portion is in the range of 1/8 thickness to 3/8 thickness centering on 1/4 thickness from the steel plate surface. It is in the range of not less than 0.10 times and not more than 0.90 times the volume fraction "V2" of the hard tissue.
  • Retained austenite in the vicinity of the interface between the plating layer and the base iron Retained austenite in the vicinity of the interface between the plated layer of the hot-dip galvanized steel sheet and the base steel plate transforms into hard martensite with deformation, and fracture occurs during bending deformation where large strain is applied near the surface of the hot-dip galvanized steel sheet Since it acts as a starting point, it is a structure that contributes to the deterioration of bendability and fatigue resistance. From this point of view, the volume fraction of retained austenite is limited to 0% to 3% (including 0%) in the surface layer portion up to a depth of 20 ⁇ m in the steel plate direction starting from the interface between the plating layer and the base steel plate. There is a need.
  • the volume fraction of retained austenite in the surface layer portion is preferably as low as possible, and may be 0%.
  • the volume fraction of the hard structure in the surface layer portion starting from the interface between the plating layer and the base iron in the direction of the steel plate 20 ⁇ m is “V1”, 1 centered on 1/4 thickness from the surface of the steel plate Assuming that the total volume fraction in the range of 1/8 thickness to 3/8 thickness is "V2,” set the ratio V1 / V2 to not less than 0.10, and the strength in the surface layer of the galvanized steel sheet is sufficient.
  • V1 / V2 is preferably 0.20 or more, more preferably 0.30 or more, and still more preferably 0.40 or more.
  • the fraction of the hard structure in the surface layer part starting from the interface between the plating layer and the base iron to a depth of 20 ⁇ m is suppressed to some extent, and the strength in the vicinity of the hot-dip galvanized steel sheet surface is lowered to achieve local ductility. It is also possible to improve bendability by improving. From this viewpoint, in order to obtain good bendability, V1 / V2 is set to 0.90 or less, preferably 0.85 or less, and more preferably 0.80 or less.
  • Si in BCC grain boundaries and / or grains of iron may have a fine oxide containing at least one of Mn.
  • the volume fraction of each structure contained in the base steel plate of the galvanized steel sheet according to the embodiment of the present invention can be measured, for example, by the method described below.
  • the volume fraction of ferrite, bainitic ferrite, bainite, tempered martensite, fresh martensite, pearlite and coarse cementite contained in the steel sheet structure of the galvanized steel sheet of the present invention can be measured by the following method. First, a sample is taken with a plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel plate as an observation surface, and the observation surface is polished and nital etched.
  • the volume fraction of retained austenite contained in the steel sheet structure of the hot-dip galvanized steel sheet of the present embodiment is evaluated by performing high-resolution crystal orientation analysis by EBSD (Electron Bach-Scattering Diffraction) method using FE-SEM.
  • EBSD Electro Bach-Scattering Diffraction
  • each measurement point is BCC (body-centered cubic structure) iron or FCC (face-centered cubic structure) iron, and the point determined as FCC iron is regarded as retained austenite, and the area of retained austenite
  • the fraction can be measured and used as the volume fraction.
  • the area fraction of retained austenite is integrated by measuring the crystal orientation in the area of 10000 ⁇ m 2 or more in total. It can be a rate.
  • the hot-dip galvanized steel sheet of the present embodiment has an Fe—Al alloy layer 30 at the interface between the hot-dip galvanized layer 10 and the base steel plate 20. And a decarburized layer 50.
  • the finer layer and the decarburized layer are layers formed by the progress of the decarburization reaction under the conditions controlled to a specific atmosphere in a specific temperature range in the annealing step as described later.
  • the constituent phase in the finely divided layer and the decarburized layer is substantially a structure mainly composed of the ferrite phase 60 except for the oxide and inclusion particles.
  • the volume fraction of the ferrite phase is 70% or more, and the remaining structure is a mixed structure occupied by one or more of the austenite phase, bainite phase, martensite phase, and pearlite phase. It refers to the layer.
  • the definition of the finely divided layer is defined as the presence of the finely divided layer when the average particle diameter of the ferrite phase in the outermost part of the base steel plate is 1/2 or less of the average particle diameter of the ferrite phase in the decarburized layer .
  • a boundary where the average particle diameter of the ferrite phase in the finely divided layer is more than 1/2 of the average particle diameter of the ferrite phase in the decarburized layer is defined as the boundary between the finely divided layer and the decarburized layer.
  • the refinement layer is in direct contact with the Fe-Al alloy layer.
  • the average thickness of the finely divided layer is 0.1 ⁇ m to 5.0 ⁇ m
  • the average particle diameter of the ferrite phase in the finely divided layer is 0.1 ⁇ m to 3.0 ⁇ m
  • one of Si and Mn in the finely divided layer is used.
  • Or contains two or more oxides, and the maximum diameter of the oxide is 0.01 ⁇ m to 0.4 ⁇ m.
  • the average thickness of the miniaturized layer is 0.1 ⁇ m to 5.0 ⁇ m. If the average thickness of the micronized layer is less than 0.1 ⁇ m, the effect of suppressing the occurrence of cracks and extension can not be obtained, and the effect of improving the plating adhesion can not be obtained. If it exceeds 5.0 ⁇ m, alloying of the plating layer (Zn-Fe alloy formation) proceeds, the Fe content in the plating layer increases, and the plating adhesion decreases.
  • the average thickness of the preferred micronized layer is 0.2 ⁇ m to 4.0 ⁇ m, and more preferably 0.3 ⁇ m to 3.0 ⁇ m.
  • the difference between the maximum thickness and the minimum thickness of the finely divided layer in the steel sheet width direction is within 2.0 ⁇ m.
  • the maximum thickness and the minimum thickness of the above-mentioned refined layer in the width direction of the steel sheet are respectively measured at the positions of 50 mm from both edges and the thickness of the 8 refined layers obtained by equally dividing 7 Indicates the thickness and the minimum thickness.
  • the alloying of the plating layer Zn-Fe alloy formation
  • the difference between the maximum thickness and the minimum thickness of the finely divided layer in the steel sheet width direction is preferably 1.5 ⁇ m or less, and more preferably 1.0 ⁇ m or less preferable.
  • the average particle size of the ferrite phase in the miniaturized layer is 0.1 ⁇ m to 3.0 ⁇ m. If the average grain size of the ferrite phase is less than 0.1 ⁇ m, the effect of suppressing the occurrence of cracks and the extension can not be obtained, and the effect of improving the plating adhesion can not be obtained. If the average grain size of the ferrite phase is more than 3.0 ⁇ m, the improvement effect of the plating adhesion can not be obtained.
  • the average particle size of the preferred ferrite phase is 0.1 ⁇ m to 2.0 ⁇ m.
  • the oxide of one or more of Si and Mn contained in the refinement layer is, for example, selected from SiO 2 , Mn 2 SiO 4 , MnSiO 3 , Fe 2 SiO 4 , FeSiO 3 and MnO. 1 type or 2 types or more are mentioned.
  • the maximum diameter of one or more oxides of Si and Mn contained in the miniaturized layer is 0.01 ⁇ m to 0.4 ⁇ m. As described later, this oxide is formed inside the base steel plate in a specific temperature range at the time of annealing, and this oxide particle suppresses the growth of ferrite phase crystals on the surface of the base steel plate, and the refinement layer Is formed.
  • the maximum diameter of the oxide is less than 0.01 ⁇ m, the formation of the micronized layer can not be sufficiently performed, and the plating adhesion is reduced.
  • the maximum diameter of the oxide is more than 0.4 ⁇ m, the ferrite phase is coarsened, and the formation of the micronized layer is insufficient, and the oxide itself becomes a starting point of plating peeling, so that the plating adhesion is lowered.
  • the preferred range of the maximum diameter of the oxide is 0.05 ⁇ m to 0.2 ⁇ m.
  • the average thickness of the finely divided layer and the average particle diameter of the ferrite phase in the finely divided layer are measured by the methods described below. From the hot-dip galvanized steel sheet, a sample is taken with the thickness section parallel to the rolling direction of the base steel sheet as the observation surface. The observation surface of the sample is processed by a CP (Cross section polisher) apparatus, and the backscattered electron image with FE-SEM (Field Emission Scanning Electron Microscopy) is observed at 5000 ⁇ and measured.
  • CP Cross section polisher
  • the maximum diameter of one or more oxides of Si and Mn contained in the finely divided layer is measured by the method described below. From the hot-dip galvanized steel sheet, a sample is taken with the thickness section parallel to the rolling direction of the base steel sheet as the observation surface. The observation surface of the sample is processed by FIB (Focused Ion Beam) to prepare a thin film sample. After that, the thin film sample is observed at 30,000 ⁇ using FE-TEM (Field Emission Transmission Electron Microscopy). The thin film sample is observed in five fields of view, and the maximum value of the diameter of the oxide measured in the entire field of view is taken as the maximum diameter of the oxide in the thin film sample.
  • FIB Fluorused Ion Beam
  • the Fe—Al alloy layer is formed at the interface between the plating layer and the steel plate.
  • the formation of the Fe—Al alloy layer can suppress the alloying (the formation of a Zn—Fe alloy) of the plating layer and can suppress the decrease in the plating adhesion.
  • the occurrence of appearance unevenness due to alloying unevenness can also be suppressed.
  • the appearance unevenness due to the alloying unevenness is more likely to occur in the galvanized steel sheet which is not subjected to the alloying treatment than the alloyed galvanized steel sheet which is subjected to the alloying treatment after the hot dip galvanizing treatment.
  • the thickness of the Fe-Al alloy layer is 0.1 ⁇ m to 2.0 ⁇ m. If the thickness is less than 0.1 ⁇ m, the plating adhesion and the appearance may be reduced, and if the thickness is more than 2.0 ⁇ m, the plating adhesion may be reduced. Preferably, it is 0.1 ⁇ m to 1.0 ⁇ m.
  • the difference between the maximum thickness and the minimum thickness of the Fe—Al alloy layer in the width direction of the steel sheet is within 0.5 ⁇ m.
  • the maximum thickness and the minimum thickness of the Fe-Al alloy layer in the width direction of the steel plate are measured at positions of 50 mm from both edges and the thickness of eight Fe-Al alloy layers obtained by equally dividing 7 between them. The maximum thickness and the minimum thickness are shown.
  • alloying of the plating layer Zn-Fe alloy formation
  • the difference in thickness of the Fe-Al alloy layer in the steel plate width direction is large, it causes alloying unevenness. It may adversely affect the plating adhesion and the uniformity of the plating appearance.
  • the difference between the maximum thickness and the minimum thickness of the Fe-Al alloy layer in the steel sheet width direction is preferably 0.4 ⁇ m or less, and 0.3 ⁇ m or less Is more preferred.
  • the hot-dip galvanized layer has an Fe content of more than 0% and 3.0% or less, and an Al content of more than 0% and 1.0% or less. Furthermore, the hot-dip galvanized layer is made of Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, I, K, La, Li, Mg, Mn, Mo, Na, Nb, Ni , Pb, Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, W, Zr, and REM may be contained or mixed.
  • the hot-dip galvanized layer may contain columnar crystals composed of a copper phase (FeZn 13 ), but the coating ratio of the copper phase at the entire interface between the plated layer and the base steel plate is less than 20%. It is preferable from the viewpoint of plating adhesion. Furthermore, it is preferable that the adhesion amount of the hot dip galvanized layer in the single side
  • Fe content in hot-dip galvanized layer more than 0% and 3.0% or less
  • the Fe content in the hot-dip galvanized layer is more than 0% and not more than 3.0%.
  • the Fe content of 0% is substantially difficult to produce.
  • the plating adhesion decreases. If the Fe content is less than 0.3%, the plating adhesion may be lowered, so from the viewpoint of securing the plating adhesion, the preferable range of the Fe content is 0.3% to 2.5%, more preferably Is 0.5% to 2.0%.
  • Al content in hot-dip galvanized layer more than 0% and less than 1.0%
  • the Al content in the hot-dip galvanized layer is more than 0% and not more than 1.0%. If the plating bath does not contain Al, or if the content is extremely low, alloying of the plating layer proceeds and the plating adhesion decreases, so the Al content in the plating layer should be 0.1% or more Is preferred.
  • the alloying of the plating layer indicates that Fe atoms diffuse into the plating layer to form a Zn—Fe alloy.
  • the Al content exceeds 1.0%, the plating adhesion decreases. From the viewpoint of securing the plating adhesion, the preferred range of the Al content is 0.1% to 0.8%, and more preferably 0.2% to 0.5%.
  • the adhesion amount of the plating layer to one surface of the base steel plate is preferably 10 g / m 2 or more. From the viewpoint of corrosion resistance, the adhesion amount is more preferably 20 g / m 2 or more, and still more preferably 30 g / m 2 or more.
  • the adhesion amount of the plating layer is preferably 100 g / m 2 or less. From the viewpoint of continuous weldability, the adhesion amount is more preferably 93 g / m 2 or less, and still more preferably 85 g / m 2 or less.
  • the slab having the above-mentioned chemical components is heated to 1080 ° C. or higher, and hot rolling is performed so that the rolling completion temperature is in the range of 850 ° C. to 980 ° C. It is a process of winding it as a steel plate and then winding it as a coil, and controlling the temperature of the hot rolled steel plate in the cooling process from 300 ° C.
  • the cold rolling process of performing cold rolling with a total rolling reduction of 85% or less and the steel sheet after the cold rolling process have an average heating rate between 600 ° C and 750 ° C of 1.0 ° C / and the maximum heating temperature is (Ac1 + 25) ° C. or more and Ac3 ° C. or less and 750 ° C. or more, and then the average cooling rate between 760 ° C. and 700 ° C. is 0.1 ° C./s to 5.0 ° C.
  • the plating bath temperature is 440 ° C to 470 ° C
  • the steel sheet temperature at the entry into the plating bath is 430 ° C to 480 ° C, in the plating bath
  • each manufacturing process will be described in detail.
  • a base steel sheet is manufactured.
  • the base steel plate is manufactured by casting a slab containing an alloying element according to the characteristics, subjecting it to hot rolling, and cold rolling.
  • each manufacturing process will be described in detail.
  • a slab to be subjected to hot rolling is cast. It is preferable that the chemical component (composition) of the slab is the above-mentioned component.
  • the slab to be subjected to hot rolling one manufactured by a continuous cast slab or a thin slab caster can be used.
  • the hot rolling process In the hot rolling step, it is preferable to set the heating temperature of the slab to 1080 ° C. or higher in order to suppress the anisotropy of the crystal orientation caused by casting.
  • the heating temperature of the slab is more preferably 1150 ° C. or higher.
  • the upper limit of the heating temperature of the slab is not particularly limited. Heating the slab above 1300 ° C. requires a large amount of energy input, leading to a significant increase in manufacturing costs. From this, it is preferable to set the heating temperature of the slab to 1300 ° C. or less.
  • the completion temperature of the hot rolling is preferably 850 ° C. or more, and more preferably 870 ° C. or more.
  • the completion temperature of hot rolling is set to 980 ° C. or less and to 950 ° C. or less.
  • the hot rolled steel sheet after hot rolling is wound as a coil.
  • the average cooling rate in the cooling process from hot rolling to winding is preferably 10 ° C./sec or more. This is to promote the transformation at a lower temperature to make the grain size of the hot rolled steel sheet finer and to make the effective crystal grain size of the base steel sheet after cold rolling and annealing fine.
  • the winding temperature of the hot rolled steel sheet it is preferable to set the winding temperature of the hot rolled steel sheet to 450 ° C. or more and 650 ° C. or less. This is because the pearlite and / or coarse cementite having a major axis of 1 ⁇ m or more is dispersed in the microstructure of the hot-rolled steel sheet to be generated, and the strain introduced by cold rolling is localized. Thus, by performing reverse transformation to austenite of various crystal orientations in the annealing step, effective crystal grains of the base steel plate after annealing can be refined. If the coiling temperature is less than 450 ° C., pearlite and / or coarse cementite may not be formed, which is not preferable.
  • the coiling temperature exceeds 650 ° C.
  • pearlite and ferrite are respectively formed in a strip shape long in the rolling direction.
  • the effective crystal grains of the base steel plate formed from the ferrite portion after cold rolling and annealing tend to be coarse with the rolling direction elongated, which is not preferable.
  • the internal oxide layer may be formed unevenly under the scale layer (the center portion is thicker than the edge portion). This becomes noticeable when the coiling temperature exceeds 650 ° C.
  • this internal oxide layer is not removed even in the subsequent steps (pickling and cold rolling) described later, it leads to non-uniform formation of the micronized layer and the Fe-Al alloy layer, which adversely affects the uniformity of plating adhesion and appearance. There is a possibility of Therefore, it is preferable to lower the winding temperature to 650 ° C. or less also from the viewpoint of plating adhesion and uniformity of appearance.
  • the decarburizing behavior is controlled by controlling the cooling rate and controlling the steel sheet temperature in a section from finish rolling completion (hot rolling completion) to 300 ° C.
  • the temperature control of the base material steel plate is performed within a range from the completion of finish rolling to 300 ° C., at a temperature Ae3 * ° C.
  • the temperature range of the temperature control of the base steel plate in the section is the section up to 300 ° C.
  • Ae3 * [° C.] can be determined using the following equation.
  • C, Si, Mn, Al, Cr, Ni, Cu, and Mo are content [mass%] of each element.
  • the decarburizing behavior of the steel plate is controlled separately in a first phase from completion of finish rolling to winding to a coil and a second phase from winding on a coil to reaching a room temperature. This is because decarburization proceeds in the first phase under the atmosphere, while in the second phase, the steel plates adhere to each other by winding them into a coil, and decarburization is performed under the condition that there is almost no infiltration of outside air. The progress of decarburization differs greatly between the two.
  • the steel plate temperature is controlled to a range satisfying the following formula (1) in the cooling process from the completion of finish rolling to 300 ° C.
  • Formula (1) is a formula related to the progress degree of decarburization behavior, and it shows that decarburization progresses, so that the value of Formula (1) is large.
  • t [seconds] is an elapsed time from the completion of finish rolling
  • t1 [seconds] is an elapsed time from the completion of finish rolling to the Ae3 * temperature
  • t2 [seconds] ] Is an elapsed time from completion of finish rolling to winding into a coil
  • t3 [seconds] is an elapsed time from completion of finish rolling to a steel sheet temperature of 300 ° C.
  • T (t) [° C.] is a steel plate temperature
  • W Si [mass%] and W Mn [mass%] are average contents of respective elements of Si and Mn in the entire steel sheet.
  • each term of ⁇ , ⁇ , ⁇ and ⁇ is a constant term and is 8.35 ⁇ 10 8 , 2.20 ⁇ 10 4 , 1.73 ⁇ 10 10 and 2.64 ⁇ 10 4 , respectively.
  • the first integral term in the parenthesis is a term related to the progress of decarburization during cooling of the first phase
  • the second integral term is the progress of decarburization during cooling of the second phase It is a term related to the degree.
  • decarburization proceeds as the base steel plate temperature increases and the dwell time increases.
  • oxygen which is an element promoting decarburization, hardly exists in the atmosphere, and decarburization proceeds by oxygen attracted from Si and Mn in the steel from the surface scale layer, so the second integral
  • the term includes the effects of the contents of Si and Mn, and the value of Formula (1) increases as the amount of Si and Mn in the steel increases, indicating that decarburization proceeds.
  • the value of the above equation (1) is 0.8 or more Cool down to be From this viewpoint, it is preferable to perform cooling so that the value of the above formula (1) is 1.0 or more, and more preferably 1.3 or more.
  • the steel sheet surface layer is decarburized excessively, V1 / V2 becomes less than 0.30, and the fatigue resistance of the steel plate is significantly degraded. Cooling is performed so that the value of (1) becomes 20.0 or less. From this viewpoint, it is preferable to perform cooling so that the value of the above formula (1) is 15.0 or less, and it is more preferable to set it to 10.0 or less.
  • the hot-rolled steel plate manufactured in this way is pickled. Since pickling removes oxides on the surface of a hot rolled steel sheet, it is important for improving the plating property of the base steel sheet.
  • the pickling may be performed once or in several times.
  • the internal oxide layer formed under the scale layer is preferable from the viewpoint of enhancing pickling and removing it as much as possible from the viewpoint of uniform formation of the finely divided layer and the Fe-Al alloy layer and thereby uniform appearance.
  • the pickling conditions are not particularly limited. For example, from the viewpoint of pickling efficiency and economy, the use of hydrochloric acid is preferred.
  • the concentration of hydrochloric acid is 5% by mass or more as hydrogen chloride
  • the pickling temperature is 80 ° C. or more
  • the pickling time is 30 seconds or more as a recommended condition.
  • Cold rolling process Next, the hot-rolled steel plate after pickling is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel plate.
  • the total rolling reduction is more preferably 75% or less, and still more preferably 70% or less.
  • the lower limit of the total of the rolling reduction in the cold rolling process is not particularly limited. If the sum of the rolling reductions is less than 0.05%, the shape of the base steel plate becomes inhomogeneous, the plating does not adhere uniformly, and the appearance is impaired. Therefore, the content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • cold rolling is preferably performed in a plurality of passes, the number of passes of cold rolling and the distribution of the rolling reduction to each pass does not matter.
  • the total rolling reduction in cold rolling is in the range of more than 10% and less than 20%
  • recrystallization does not proceed sufficiently in the subsequent annealing step, and coarse crystals containing a large amount of dislocations and losing malleability Grains may remain near the surface, which may degrade bendability and fatigue resistance.
  • it is effective to reduce the sum of the rolling reduction and to minimize the accumulation of dislocations in the crystal grains to leave the malleability of the crystal grains.
  • it is effective to increase the total rolling reduction, to allow recrystallization to proceed sufficiently in the annealing step, and to make the machined structure into recrystallized grains with little accumulation of dislocations inside.
  • the total rolling reduction in the cold rolling step is preferably 10% or less, and more preferably 5.0% or less.
  • the total rolling reduction is preferably 20% or more, and more preferably 30% or more.
  • the cold rolled steel sheet is annealed.
  • control of the atmosphere in the preheating zone, control of the heating system, and control of the atmosphere in the soaking zone are important in securing the plating adhesion and the appearance uniformity while appropriately and uniformly forming the finely divided layer and the Fe-Al alloy layer. It is.
  • Log (P (H 2 O) / P (H 2 )), which is the Log value of the ratio of the water vapor partial pressure P (H 2 O) to the hydrogen partial pressure P (H 2 ), is ⁇ 1.
  • the steel sheet is heated while passing to a temperature of 400 ° C to 800 ° C using a preheating burner with an air ratio of 0.7 to 1.0.
  • adjusting the ratio of the water vapor partial pressure P (H 2 O) to the hydrogen partial pressure P (H 2 ) makes the Fe-Al alloy phase uniform in the width direction at the interface in the subsequent hot dip galvanization. It affects the precipitation and the surface properties of the steel plate before plating.
  • the air ratio is preferably 1.0 or less, more preferably 0.9 or less.
  • the air ratio is 0.7 or more, preferably 0.8 or more.
  • the temperature of the steel sheet through which the preheating zone passes is less than 400 ° C., it is not possible to form a sufficient refined layer. Therefore, it is preferable to set the temperature of the steel sheet passing through the preheating zone to 400 ° C. or higher, and 600 ° C. or higher.
  • the temperature of the steel sheet passing through the preheating zone exceeds 800 ° C., an oxide containing coarse Si and / or Mn is formed on the surface of the steel sheet, and the plating adhesion decreases. Therefore, it is preferable to set the temperature of the steel sheet passing through the preheating zone to 800 ° C. or less, and 750 ° C. or less.
  • the heating rate in the preheating zone is slow, internal oxidation proceeds to form coarse oxides inside the steel sheet.
  • the heating rate at 600 ° C. to 750 ° C. is important, and in order to avoid excessive decarburization of the surface layer of the steel plate and to suppress the formation of coarse oxides, the average heating rate during this period is 1.0 ° C./sec or more. You need to If the average heating rate during this period is less than 1.0 ° C./sec, coarse oxides are formed in the finely divided layer, and the plating adhesion and powdering properties are reduced.
  • the average heating rate at 600 ° C. to 750 ° C. is preferably 50 ° C./sec or less while securing the processing time in the preheating zone. If the average heating rate is 50 ° C./sec or less, a uniform finely-divided layer can be easily obtained, and a plated layer excellent in plating adhesion and appearance uniformity can be obtained.
  • the maximum heating temperature in the annealing step is an important factor in order to control the fraction of the microstructure related to the formability of the steel sheet within a predetermined range. If the maximum heating temperature is low, coarse iron-based carbides remain unmelted in the steel and the formability deteriorates. If the maximum heating temperature is less than 750 ° C., coarse iron carbides in the hot-rolled steel sheet do not dissolve sufficiently, and may remain as a product sheet, which may significantly impair the ductility. In order to sufficiently dissolve iron-based carbides and enhance formability, the maximum heating temperature is preferably (Ac 1 point + 25) ° C. or more and 750 ° C. or more, and (Ac 1 point + 50) ° C. or more.
  • the maximum heating temperature exceeds Ac3 point, the ferrite fraction in the steel decreases significantly, so the maximum heating temperature is set to Ac3 point or less. Further, from the viewpoint of plating adhesion, it is preferable to lower the maximum heating temperature in order to reduce the amount of oxides on the surface of the base iron. From this viewpoint, the maximum heating temperature is preferably 850 ° C. or less, more preferably 830 ° C. or less.
  • the Ac1 point and Ac3 point of the steel plate are the starting point and the completion point of austenite reverse transformation, respectively, specifically, a small piece is cut out from the steel plate after hot rolling and heated to 1200 ° C. at 10 ° C./sec. It is obtained by measuring the volume expansion of
  • the maximum heating temperature (750 ° C. or more) in the annealing step is reached in soaking zones.
  • the atmosphere in this soaking zone controls Log (P (H 2 O) / P (H 2 )) to -1.7 to -0.2.
  • Log (P (H 2 O) / P (H 2 )) is less than ⁇ 1.7, the micronized layer is not formed, and the plating adhesion is lowered.
  • Log (P (H 2 O) / P (H 2 )) exceeds -0.2, decarburization proceeds excessively, and the hard phase on the surface of the base steel sheet is significantly reduced, and Coarse oxides are formed and the plating adhesion and powdering properties are reduced.
  • the average thickness is 0.1 ⁇ m to 5.0 ⁇ m
  • the average particle diameter of the ferrite phase is 0.1 ⁇ m to 3.0 ⁇ m
  • the maximum diameter is 0.
  • a finely divided layer is formed which contains oxides of Si and / or Mn which are between 01 ⁇ m and 0.4 ⁇ m.
  • the predetermined microstructure can be obtained by controlling the temperature of the steel sheet in two stages of First, an average cooling rate between 760 ° C. and 700 ° C. is specified in order to sufficiently promote the formation of ferrite. If the average cooling rate from 760 ° C. to 700 ° C. exceeds 5.0 ° C./sec, the formation of ferrite may not proceed sufficiently, so the average cooling rate is set to 5.0 ° C./sec or less.
  • the average cooling rate is preferably 3.5 ° C./second or less, more preferably 2.5 ° C./second or less.
  • the average cooling rate from 760 ° C. to 700 ° C. is less than 0.3 ° C./sec, a large amount of pearlite may be generated, so the average cooling rate is 0.3 ° C./sec or more.
  • the average cooling rate is preferably 0.5 ° C./sec or more, and more preferably 0.7 ° C./sec or more.
  • a cooling rate from 650 ° C. to 500 ° C. is defined to avoid the formation of excessive pearlite and / or coarse cementite. If the average cooling rate from 650 ° C. to 500 ° C. is less than 1.0 ° C./sec, a large amount of pearlite and / or coarse cementite is generated, so the average cooling rate is set to 1.0 ° C./sec or more. Since it is preferable that pearlite and / or coarse cementite not be contained in the steel, the average cooling rate is preferably 2.0 ° C./s or more in order to sufficiently avoid the formation of these, and 3.0 It is more preferable to set it as ° C / sec or more.
  • the upper limit of the average cooling rate in the temperature range of 650 ° C. to 500 ° C. is not particularly provided, but in order to obtain an excessively large average cooling rate, a refrigerant that does not interfere with special cooling equipment or plating step is preferable. Absent. From this viewpoint, the average cooling rate in the temperature range is preferably 100 ° C./second or less, and more preferably 70 ° C./second or less.
  • the steel plate is allowed to rest for a predetermined time in a predetermined temperature range as martensitic transformation processing after the steel plate temperature reaches 500 ° C. until it reaches the plating bath. I don't care. It is more preferable to set the upper limit of the martensitic transformation processing temperature to a martensitic transformation start temperature Ms point and to set the upper limit to (Ms point-20) ° C.
  • the lower limit of the martensitic transformation treatment is preferably 50 ° C, and more preferably 100 ° C.
  • the martensitic transformation treatment time is preferably 1 second to 100 seconds, and more preferably 10 seconds to 60 seconds.
  • the martensite obtained by the martensitic transformation process changes to tempered martensite by entering a high temperature plating bath in the plating step.
  • Ms point [° C.] 541-474C / (1-VF) -15Si-35Mn-17Cr-17Ni + 19Al
  • VF represents the volume fraction of ferrite
  • C, Si, Mn, Cr, Ni, and Al represent the content [mass%] of each element.
  • the steel plate may be kept in a predetermined temperature range for a certain period of time as bainite transformation treatment after the steel plate temperature reaches 500 ° C. and before reaching the plating bath.
  • bainite transformation temperature exceeds 500 ° C., the formation of pearlite and / or coarse cementite proceeds, so the bainite transformation temperature is set to 500 ° C. or less.
  • the bainite transformation treatment temperature is less than 350 ° C., the transformation does not proceed sufficiently, so the bainite transformation treatment temperature is set to 350 ° C. or more.
  • the bainite transformation treatment time is set to 10 seconds or more in order to sufficiently promote transformation, and to 500 seconds or less in order to suppress the formation of pearlite and / or coarse cementite.
  • the bainite transformation process and the martensitic transformation process are both performed after the pre-plating cooling step, the bainite transformation process and the martensitic transformation process are performed in order of implementation.
  • the plating bath is mainly composed of zinc and has a composition in which the effective Al amount is 0.180% to 0.250%, which is a value obtained by subtracting the total Fe amount from the total Al amount in the plating bath. If the effective Al content in the plating bath is less than 0.180%, the formation of the Fe-Al alloy layer is not sufficient, the penetration of Fe into the plating layer proceeds, and the plating adhesion is impaired. It must be at least%. From this viewpoint, the effective Al amount in the plating bath is preferably 0.185% or more, and more preferably 0.190% or more.
  • the effective Al amount in the plating bath exceeds 0.250%, the base steel plate and the Fe—Al alloy layer of the plating layer are excessively formed, and the plating adhesion is impaired.
  • the effective Al amount in the plating bath needs to be 0.250% or less, preferably 0.240% or less, and more preferably 0.230% or less.
  • the plating bath is Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, I, K, La, Li, Mg, Mn, Mo, Na, Nb, Ni, Pb,
  • Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, Zr, and REM may be mixed, depending on the content of each element, In some cases, the corrosion resistance and processability of the hot dip galvanized layer may be improved.
  • the temperature of the plating bath is preferably 440 ° C. to 470 ° C. If the temperature of the plating bath is less than 440 ° C., the viscosity of the plating bath is excessively increased, which makes it difficult to control the thickness of the plating layer, and the appearance of the galvanized steel sheet is impaired. Therefore, the temperature of the plating bath is preferably 440 ° C. or higher, and more preferably 445 ° C. or higher. On the other hand, when the temperature of the plating bath exceeds 470 ° C., a large amount of fumes is generated, which makes it difficult to manufacture safely. Therefore, the temperature of the plating bath is preferably 470 ° C. or less, and more preferably 460 ° C. or less.
  • the temperature when the base steel plate enters the plating bath is set to 430 ° C.
  • the temperature of the base steel plate it is more preferable to limit the temperature of the base steel plate to the plating bath at 440 ° C. or more and 470 ° C. or less.
  • the temperature of the plating bath is preferably stable at a temperature in the range of 440 ° C. to 470 ° C. If the temperature of the plating bath is unstable, the Fe content in the Fe—Al alloy layer and the plating layer becomes nonuniform, resulting in nonuniformity in the appearance and adhesion of the plating layer. In order to stabilize the temperature of the plating bath, it is preferable to substantially match the temperature of the steel plate at the time of entering the plating bath and the temperature of the plating bath.
  • the temperature of the steel plate when entering the plating bath within ⁇ 10 ° C of the plating bath temperature, and within ⁇ 5 ° C of the plating bath temperature. More preferable.
  • a high pressure gas mainly composed of nitrogen on the steel sheet surface to remove excess zinc in the surface layer. It is then cooled to room temperature. At that time, the diffusion of Fe atoms from the base steel plate to the plating layer hardly progresses, and the plating adhesion is secured by securing the cooling rate of 1 ° C / sec or more until the temperature of 350 ° C at which the formation of ⁇ phase almost stops. It is preferable from the viewpoint of
  • cooling may be performed to 250 ° C. or less at an average cooling rate of 1.0 ° C./sec or more in order to obtain a hard structure.
  • the average cooling rate is preferably 3.0 ° C./sec or more, more preferably 5.0 ° C./sec or more.
  • reheating treatment may be performed to obtain tempered martensite.
  • the treatment temperature and treatment time of the reheating treatment may be appropriately set according to the target characteristics. However, if the reheat treatment temperature is less than 250 ° C., a sufficient effect can not be obtained, while if it exceeds 350 ° C., the plating layer may be denatured and the plating adhesion may be deteriorated. It is preferable to set it as 250 degreeC or more and 350 degrees C or less. In addition, since the treatment effect is saturated when the reheat treatment time exceeds 1000 seconds, the treatment time is preferably set to 1000 seconds or less.
  • a bainite transformation treatment may be performed in which a retention for 15 seconds to 500 seconds is performed in a temperature range of 250 ° C. to 350 ° C. in order to obtain retained austenite.
  • the bainite transformation processing temperature is less than 250 ° C., martensite is formed and retained austenite is not sufficiently obtained. Therefore, the bainite transformation treatment temperature is preferably 250 ° C. or higher, and more preferably 300 ° C. or higher.
  • the bainite transformation temperature is preferably 350 ° C.
  • the bainite transformation treatment time is 15 seconds or more, the effect of the bainite transformation treatment can be sufficiently obtained.
  • the bainite transformation treatment time is more preferably 25 seconds or more.
  • a bainite transformation process can be efficiently performed as a bainite transformation process time is 500 second or less.
  • the bainite transformation treatment time is more preferably 300 seconds or less.
  • reheating treatment may be performed after cooling to 250 ° C. or less.
  • the treatment temperature and treatment time of the reheating treatment may be appropriately set according to the target characteristics. However, if the reheat treatment temperature is less than 250 ° C., a sufficient effect can not be obtained. Therefore, the reheat treatment temperature is preferably 250 ° C. or more, and more preferably 280 ° C. or more.
  • the reheat treatment temperature is preferably 350 ° C. or less, more preferably 330 ° C. or less.
  • the treatment time is preferably set to 1000 seconds or less.
  • the plated steel plate is subjected to bending and bending return deformation.
  • the bending can be applied using rolls of 50 mm to 800 mm in diameter. If the roll diameter is less than 50 mm, a large amount of strain is introduced to the surface of the base steel plate by bending deformation, so the formability of the steel plate is impaired. Further, if the roll diameter is more than 800 mm, the amount of strain in the surface layer of the base steel plate is small, and the retained austenite is not sufficiently reduced.
  • hot-dip galvanized steel sheet according to this embodiment can be manufactured by the manufacturing method described above, the present invention is not limited to the above-described embodiment.
  • a film made of phosphorus oxide and / or a composite oxide containing phosphorus may be applied to the surface of the galvanized layer of the hot-dip galvanized steel sheet obtained by the method described above. Absent.
  • a film made of a complex oxide containing phosphorus oxide and / or phosphorus can function as a lubricant when processing hot-dip galvanized steel sheet, and protect the galvanized layer formed on the surface of a base steel sheet Can.
  • the hot-dip galvanized steel sheet cooled to room temperature may be cold-rolled at a rolling reduction of 3.00% or less for shape correction.
  • the manufacturing method of the hot dip galvanized steel sheet concerning embodiment of this invention mentioned above is applied to manufacture of the hot dip galvanized steel sheet which is 0.6 mm or more and less than 5.0 mm in plate thickness of a base material steel plate. Is preferred. If the thickness of the base steel plate is less than 0.6 mm, it may be difficult to keep the shape of the base steel plate flat, which may not be appropriate. In addition, when the thickness of the base steel plate is 5.0 mm or more, control of cooling in the annealing step and the plating step may be difficult.
  • the conditions in the present embodiment are an example of conditions adopted to confirm the practicability and effects of the present invention.
  • the present invention is not limited to this one example of conditions.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the scope of the present invention.
  • Example 1 A slab having the chemical components (compositions) A to BY shown in Tables 1 to 3 is cast and hot rolled under the hot rolling process conditions (slab heating temperature, rolling completion temperature) shown in Tables 4 to 7
  • the steel sheet was cooled under the hot rolling process conditions (average cooling rate from completion of hot rolling to winding, winding temperature, formula (1)) shown in Table 4 to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the hot rolled steel sheet is subjected to pickling (immersed in 10% hydrochloric acid at 80 ° C., immersion time is shown in Tables 4 to 7), and the cold rolling process conditions (rolling reduction) shown in Tables 4 to 7 Cold rolling was performed to obtain a cold rolled steel sheet.
  • heating process conditions air ratio in the preheating zone, Log (P (H 2 O) / P (H 2 ) in the preheating zone atmosphere
  • annealing process shown in Tables 8 to 11 of the obtained cold rolled steel sheet Annealing was performed at Log (P (H 2 O) / P (H 2 )) in a soaking atmosphere, an average heating rate in a temperature range of 600 ° C. to 750 ° C., and a maximum heating temperature.
  • the conditions shown in Tables 8 to 11 (cooling rate 1 (average cooling rate in a temperature range of 760 ° C. to 700 ° C.), cooling rate 2 (average cooling rate in a temperature range of 650 ° C.
  • Cooling treatment was performed under martensitic transformation treatment conditions (treatment temperature, treatment time) and bainite transformation treatment 1 conditions (treatment temperature, treatment time) to obtain a base steel plate for plating treatment.
  • it is immersed in a zinc plating bath under the conditions shown in Table 12 to Table 15 (effective Al amount, plating bath temperature, penetration temperature of steel plate), and under the conditions shown in Table 12 to Table 15 (cooling rate 3 (up to 350 ° C.) Cooling rate), cooling rate 4 (average cooling rate in the temperature range of 350 ° C. to 250 ° C.), bainite transformation treatment 2 conditions (treatment temperature, treatment time), reheat treatment conditions (treatment temperature, treatment time) After plating, cooling treatment was applied.
  • the adhesion amount of the plating was determined by melting the plating layer using hydrochloric acid with an inhibitor, and comparing the weight before and after melting. At the same time, Fe concentration and Al concentration in the plating layer were measured by quantifying Fe and Al by ICP.
  • the tensile test was made from a plated steel sheet, No. 5 test piece described in JIS Z 2201 was performed by the method described in JIS Z 2241, and yield strength YS, maximum tensile strength TS, and total elongation El were determined. The tensile properties were evaluated as good when the tensile maximum strength TS was 550 MPa or more.
  • the hole expansion test was performed by the method described in JIS Z 2256. Among the formability, the ductility (total elongation) El and the hole expansibility ⁇ vary with the tensile maximum strength TS, but when the following formula (2) is satisfied, the strength, ductility and hole expansibility become good.
  • a No. 5 test piece described in JIS Z 2201 was prepared from a hot-dip galvanized steel sheet, and a 90 ° V bending test was performed using the V block method described in JIS Z 2248.
  • the radius at the bottom of the V block was changed from 1.0 mm to 6.0 mm in 0.5 mm steps, and the smallest radius at which no cracking occurred in the test piece was taken as the minimum bending radius r [mm].
  • the bendability was evaluated by “r / t” in which the minimum bending radius r was normalized by the plate thickness t [mm], and the case where “r / t” was 2.0 or less was evaluated as good bendability.
  • a No. 1 test piece described in JIS Z 2275 was prepared from a hot-dip galvanized steel sheet, and a one-sided plane bending fatigue test was performed in accordance with JIS Z 2273.
  • the fatigue limit DL and the fatigue limit ratio DL / TS were evaluated by setting the maximum number of repetitions to 10,000,000 times, and a case where the fatigue limit ratio was 0.30 or more was regarded as a good fatigue resistance.
  • the plating adhesion was subjected to a Dupont impact test on a plated steel plate which was given a uniaxial tensile strain of 5%.
  • An adhesive tape is attached to the plated steel plate after impact test and then peeled off, and the case where the plating did not peel off is particularly good ( ⁇ ), and the case where the plating peeled off by 5% or more is regarded as defective (x).
  • the case of less than 5% was regarded as good (o).
  • the Dupont impact test was performed using a shooting die having a tip radius of 1/2 inch and dropping a 3 kg weight from a height of 1 m.
  • Spot weldability was evaluated by performing a continuous point test. In the welding conditions in which the diameter of the fusion zone is 5.3 times to 5.7 times the square root of the plate thickness, 1000 spot weldings were continuously performed. Then, the diameter of the melted portion is compared between the first point d 1 and the 1000 point d 1000, and the case where d 1000 / d 1 is 0.90 or more is passed ( ⁇ ), the case less than 0.90 is not acceptable. Passed (x).
  • the test piece which cut out the plated steel plate in 150 mm x 70 mm was used for evaluation of corrosion resistance.
  • the test piece was subjected to zinc phosphate-based dip-type chemical conversion treatment, then to cationic electrodeposition coating of 20 ⁇ m, and further to an intermediate coating of 35 ⁇ m and an upper coating of 35 ⁇ m, after which the back and end portions were sealed with an insulating tape.
  • a CCT in which SST 6 hr ⁇ dry 4 hr ⁇ wet 4 hr ⁇ freeze 4 hr is one cycle was used.
  • the evaluation of post-paint corrosion resistance was carried out by cross-cutting the coated surface to the base steel plate with a cutter, and measuring the blister width after the CCT 60 cycle. The case where the blister width was 3.0 mm or less was taken as pass ( ⁇ ), and the case where it was over 3.0 mm was taken as fail ( ⁇ ).
  • the chipping property was evaluated using the test piece which cut out the plated steel plate to 70 mm x 150 mm. First, each of the steps of automobile degreasing, formation of a chemical conversion film, and 3-coat coating was performed on a test piece. Next, while the test piece was cooled to ⁇ 20 ° C., 10 pieces of crushed stone (0.3 g to 0.5 g) were vertically irradiated at an air pressure of 2 kgf / cm 2 . Irradiation of crushed stone was repeated five times for each test piece. Thereafter, for each test piece, a total of 50 chipping marks were observed, and the position of the peeling interface was evaluated according to the following criteria. Those with a peeling interface above the plating layer (plating layer-conversion film interface or electrodeposition coating / intermediate coating interface) are accepted ( ⁇ ), and there is even one interface peeling in the plating layer-base iron The thing was rejected (x).
  • Powdering property was evaluated using V bending (JIS Z 2248) in order to evaluate the processability of a plating layer.
  • the plated steel sheet was cut into 50 ⁇ 90 mm, and a molded body was formed by a 1R-90 ° V-shaped die press to obtain a test body. Tape peeling was performed at the valleys of each test body. Specifically, a cellophane tape having a width of 24 mm was pressed onto the bent portion of the test body and pulled apart, and a portion of 90 mm in length of the cellophane tape was visually judged. Evaluation criteria were as follows. When the peeling of the plating layer was less than 5% with respect to the area of the processed portion, it was accepted ( ⁇ ), and when the peeling of the plating layer was more than 5% with respect to the area of the processed portion, it was rejected ( ⁇ ).
  • Appearance uniformity evaluation measures the lightness (L * value) of a total of 8 places which divided the position 50 mm from both edges in the steel plate width direction and 7 between them, and the difference of the maximum value minus the minimum value is less than 5
  • the thing was made uniform ((circle)), a thing 5 or more and less than 10 a little non-uniform
  • Experimental Example 187 is an example in which the content of C is small, the volume fraction of the hard phase is small, and sufficient strength, ductility, and hole expandability can not be obtained.
  • Experimental Example 188 is an example in which the content of C is large and the spot weldability is deteriorated. In addition, the fraction of martensite was large, and the fatigue resistance, ductility, hole expandability and bendability were inferior.
  • Experimental Example 189 is an example in which the content of Si is small, a large amount of pearlite and coarse cementite are formed in the annealing step and the plating step, and the formability of the steel sheet is not sufficiently obtained.
  • Experimental Example 190 is an example in which the experiment was interrupted because the content of Si was large and the slab was broken during heating in the hot rolling process.
  • Experimental Example 191 is an example in which the content of Mn is small, a large amount of pearlite and coarse cementite are formed in the annealing step and the plating step, and the formability of the steel sheet is not sufficiently obtained.
  • Experimental Example 192 is an example in which the experiment was interrupted because the content of Mn was large and the slab was broken during heating in the hot rolling process.
  • Experimental Example 193 is an example in which the experiment was interrupted because cracking occurred when the slab was rolled in the hot rolling process because the content of P is large.
  • Experimental Example 194 is an example in which ductility, hole expansibility, bendability, spot weldability, and fatigue resistance are deteriorated because the content of S is large and a large amount of coarse sulfide is formed.
  • Experimental Example 195 is an example in which the experiment was interrupted because the content of Al was large and the slab was broken during transportation in the hot rolling process.
  • Experimental Example 196 is an example in which the ductility, the hole expansibility, the bendability, the spot weldability, and the fatigue resistance are deteriorated because the content of N is large and a large amount of coarse nitride is generated.
  • Experimental Example 197 is an example in which ductility, hole expansibility, bendability, spot weldability, and fatigue resistance are deteriorated because a large amount of coarse oxide is generated and a large content of O is generated.
  • Example 28 131, and 155 in the hot rolling step, the value of the formula (1) is small, the fraction (V1 / V2) of the hard phase in the surface layer is large, and sufficient bendability can not be obtained. It is.
  • the value of Formula (1) in Examples 51, 114, and 165, in the hot rolling step, the value of Formula (1) is large, decarburization in the surface layer proceeds excessively, and the fraction (V1 / V2) of the hard phase becomes small, and sufficient resistance This is an example in which fatigue characteristics can not be obtained.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the thickness of the refined layer in the steel sheet width direction was 2
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the thickness of the Fe—Al alloy layer in the width direction of the steel sheet was more than 0.5 ⁇ m. Therefore, the plating appearance was somewhat nonuniform.
  • Experimental Example 67 is an example in which, in the annealing step, the maximum heating temperature (TM) is higher than the Ac3 temperature, the volume fraction of the ferrite phase at a 1 ⁇ 4 thickness decreases, and the ductility and bendability deteriorate.
  • Experimental Example 183 is an example in which the maximum heating temperature (TM) is lower than (Ac1 + 20) ° C. in the annealing step, coarse iron-based carbides remain unmelted, and the ductility and hole expansibility deteriorate.
  • Experimental Example 46 is an example in which the air ratio of the preheating zone is small and the plating adhesion is deteriorated in the heating step of the annealing step.
  • Experimental Example 181 is an example in which the plating adhesion is deteriorated because Log (P (H 2 O) / P (H 2 )) in the preheating zone is small and the surface layer is not refined in the heating step of the annealing step.
  • the average particle diameter of ferrite on the surface was 3.2 ⁇ m, and the maximum diameter of the oxide inside the steel plate in the range of 0.5 ⁇ m from the surface was less than 0.01 ⁇ m.
  • the appearance defect by non-plating also generate
  • Example 198 in the heating step of the annealing step, Log (P (H 2 O) / P (H 2 )) in the preheating zone is large, and the finely divided layer in the surface layer becomes excessively thick, and the plating layer is alloyed (
  • the plating adhesion deteriorates because the formation of a Zn--Fe alloy excessively progresses and the Fe content in the plating layer increases.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the thickness of the Fe—Al alloy layer in the width direction of the steel plate was more than 0.5 ⁇ m, and the plating appearance was uneven.
  • Experimental Example 22 is an example in which in the cooling step of the annealing step, the average cooling rate (cooling rate 1) between 760 ° C. and 700 ° C. is small, a large amount of pearlite is generated, and the ductility and hole expansibility deteriorate.
  • the average cooling rate (cooling rate 1) between 760 ° C. and 700 ° C. is large, the volume fraction of ferrite phase at 1/4 thickness is small, and sufficient ductility is obtained.
  • Experimental Example 137 is an example in which in the cooling step of the annealing step, the average cooling rate (cooling rate 2) between 650 ° C. and 500 ° C. is small, a large amount of pearlite is generated, and the ductility and hole expansibility deteriorate.
  • the effective Al concentration in the plating bath is low, and a sufficient thickness of the Fe-Al alloy layer is not formed, the Fe content in the plating layer becomes large, and the plating adhesion and chipping This is an example in which the properties of powder, powdering and appearance of plating can not be obtained.
  • the effective Al concentration in the plating bath is extremely low, the Fe-Al alloy layer is not formed, and the Fe content in the plating layer is excessively increased, and sufficient plating adhesion, chipping This is an example in which the properties, powdering properties, and plating appearance uniformity can not be obtained.
  • Experimental Example 148 is an example in which the effective Al concentration in the plating bath is high in the plating step, the Al content in the plating layer is excessively increased, and sufficient plating adhesion and spot weldability can not be obtained.
  • Experimental Example 180 is an example in which the cooling rate after plating is small in the plating step, the Fe content in the plating layer is excessively increased, and sufficient plating adhesion, chipping property, and powdering property can not be obtained.
  • Experimental Examples 8, 17, 31, 81, and 179 are examples in which martensitic transformation treatment is performed in the cooling step of the annealing step, and are high in formability, plating adhesion, weldability, corrosion resistance, and fatigue resistance.
  • a hot-dip galvanized steel sheet was obtained.
  • Experimental Examples 37, 45, 66, 89, 102, 104, 108, 142, 149, and 162 are examples in which bainite transformation treatment 1 is performed in the cooling step of the annealing step, and the formability, plating adhesion, and weldability are obtained.
  • a high strength galvanized steel sheet excellent in corrosion resistance and fatigue resistance was obtained.
  • Experimental Example 43 is an example in which bainite transformation treatment 1 was performed in the cooling step of the annealing step.
  • Experimental Example 174 is an example in which bainite transformation treatment 1 was performed in the cooling step of the annealing step, but since the treatment time was long, pearlite and coarse cementite were formed, and the ductility and hole expansibility deteriorated.
  • Experimental Examples 25, 41, 55, 90, 113, 135, 152, 170, 184 are examples in which the bainite transformation process 2 is applied in the post-plating cooling step, and the formability, plating adhesion, weldability, corrosion resistance and A high strength galvanized steel sheet excellent in fatigue resistance was obtained.
  • Experimental Example 163 is an example in which the bainite transformation process 2 is performed in the post-plating cooling step, but is an example in which a large amount of retained austenite is generated and the bendability is impaired because the process temperature is high.
  • Experimental Examples 5, 20, 48, 53, 62, 73, 76, 87, 94, 112, 129, and 186 are examples in which reheating treatment is performed in the post-plating cooling step, and the formability, plating adhesion, A high strength galvanized steel sheet excellent in weldability, corrosion resistance and fatigue resistance was obtained.
  • Experimental Example 18 is an example in which martensitic transformation treatment and bainite transformation treatment 1 were performed in the cooling step of the annealing step, and high strength molten zinc excellent in formability, plating adhesion, weldability, corrosion resistance and fatigue resistance. A plated steel plate was obtained.
  • Experimental Examples 9, 110, 132, 138, 154, and 169 are examples in which bainite transformation treatment 1 is applied in the cooling step of the annealing step, and then bainite transformation treatment 2 is applied in the post-plating cooling step. A high strength galvanized steel sheet excellent in plating adhesion, weldability, corrosion resistance and fatigue resistance was obtained.
  • Experimental Examples 24, 34 and 96 are examples in which reheating treatment is performed in the post-plating cooling step after the bainite transformation treatment 1 is performed in the cooling step of the annealing step, and the formability, plating adhesion, and weldability are obtained.
  • a high strength galvanized steel sheet excellent in corrosion resistance and fatigue resistance was obtained.
  • Experimental Example 11 is an example in which bainite transformation 2 and reheating are applied in the post-plating cooling step, and a high-strength galvanized steel sheet excellent in formability, plating adhesion, weldability, corrosion resistance and fatigue resistance. However, as described later, the plating appearance was somewhat nonuniform.
  • Experimental Example 172 is an example in which after bainite transformation treatment 1 is performed in the cooling step of the annealing step, bainite transformation treatment 2 and reheating treatment are performed in the post-plating cooling step. High strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in corrosion resistance, corrosion resistance and fatigue resistance was obtained.
  • Experimental example 79 is an example in which the diameter of the roll used for processing was small in the bending-bending-back processing step of the processing step, and excessive strain was introduced into the surface layer portion of the steel plate, and therefore the ductility was deteriorated.
  • the diameter of the roll used for processing was large in the bending-bending-back processing step of the processing step and sufficient strain was not introduced in the surface layer portion of the steel plate, a large amount of retained austenite exists in the surface portion of the steel plate , Is an example where the bendability is deteriorated.
  • the coiling temperature in the hot rolling step is 650 ° C. or more, and the difference between the maximum value and the minimum value of the thickness of the finely divided layer in the steel sheet width direction is more than 2.0 ⁇ m, and Since the difference between the maximum value and the minimum value of the thickness of the Fe—Al alloy layer in the width direction was more than 0.5 ⁇ m, the plating appearance was somewhat nonuniform.
  • the coiling temperature in the hot rolling step was 650 ° C. or more in the same manner as described above in Experimental Examples 4 and 12, the thickness of the refined layer in the steel plate width direction was increased by prolonging the pickling time in the pickling step.
  • the difference between the maximum value and the minimum value improves within 2.0 ⁇ m, and the difference between the maximum value and the minimum value of the thickness of the Fe-Al alloy layer in the steel sheet width direction improves within 0.5 ⁇ m, and a good plating appearance Uniformity was obtained.
  • Example 200 although the coiling temperature was less than 650 ° C., since the pickling time was as short as 15 seconds, the non-uniformly formed internal oxide layer could not be completely removed, and the steel sheet in the width direction
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the thickness of the refined layer was more than 2.0 ⁇ m, and the difference between the maximum value and the minimum value of the thickness of the Fe-Al alloy layer in the steel sheet width direction was more than 0.5 ⁇ m
  • the plating appearance was somewhat nonuniform.
  • the present invention is a technology effective for a high-strength galvanized steel sheet excellent in plating appearance uniformity, formability, fatigue resistance characteristics, weldability, corrosion resistance and plating adhesion and a method for producing the same. And according to the embodiment of the present invention, it is excellent in ductility, hole expansibility and bendability, further excellent in plating adhesion after molding, having high fatigue limit, and high with excellent spot weldability and corrosion resistance. It is possible to provide a high strength galvanized steel sheet and a method of manufacturing the same.

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Abstract

母材鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、フェライト相が体積分率で５０％以上９７％以下、ベイナイト相とベイニティックフェライト相とフレッシュマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相とのうち１種以上からなる硬質組織の合計が体積分率で３％以上、残留オーステナイト相が体積分率で０％～８％、パーライト相と粗大セメンタイト相との合計が体積分率で０％～８％であり、溶融亜鉛めっき層と前記母材鋼板との界面に、平均厚さが０．１μｍ～２．０μｍであり、鋼板幅方向における最大厚さと最小厚さとの差が０．５μｍ以内であるＦｅ－Ａｌ合金層を有し、前記Ｆｅ－Ａｌ合金層に直接接する微細化層において、鋼板幅方向における前記微細化層の最大厚さと最小厚さとの差が２．０μｍ以内である。

Description

溶融亜鉛めっき鋼板
　本発明は、延性、曲げ性、穴拡げ性および曲げ変形時のめっき密着性に優れ、かつ、耐連続曲げ疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。
　主に自動車の骨格部材に使用される鋼板について、高強度化の要求が高まってきている。これら高強度鋼板においては、高い強度と優れた成形性を得るため、強度向上に寄与するＳｉおよびＭｎに代表される合金元素を添加することが一般的である。しかし、ＳｉおよびＭｎに代表される合金元素はめっき密着性を低下させる作用も有する。
　また、自動車用鋼板については、一般に屋外で使用されるため、優れた耐食性が要求されるのが通常である。
　ところで、自動車の外板などの用途においては、プレス加工により板の周辺部に苛酷な曲げ加工（ヘム曲げ）を施すのが通常である。また自動車外板のみならず、その他の用途においても、プレス加工により苛酷な曲げ加工や、穴広げ加工などを施して使用することが多い。そして、従来の溶融亜鉛めっき鋼板に苛酷な曲げ加工や穴広げ加工などを施した場合、その加工部分で、めっき層が母材鋼板から剥離してしまうことがあった。このようにめっき層が剥離すれば、その個所の耐食性が失われて、母材鋼板に早期に腐食、発錆が生じてしまう問題がある。まためっき層の剥離には至らないまでも、めっき層と母材鋼板との密着性が失われて、その部分にわずかでも空隙が生じれば、その空隙に外気または水分が浸入して、めっき層による防食機能が失われる。その結果、前記同様に母材鋼板に早期に腐食、発錆が生じてしまう。
　これらのような問題から、苛酷な曲げ加工などを施して使用される高強度鋼板としては、母材鋼板に対するめっき層の密着性が優れた溶融亜鉛めっき層を備えためっき鋼板が強く望まれている。
　めっき層の密着性を高めるため、例えば特許文献１～３に代表されるように、鋼板の内部に酸化物を生成させ、めっき剥離の原因となる地鉄とめっき層との界面の酸化物を減らす方法が提案されている。しかしながら、このような酸化物を鋼板表層で生成させる場合、鋼板表層の炭素が酸素と結びついてガス化する。その結果、炭素が鋼板から離脱するため、この炭素が離脱した領域の強度が著しく低下する場合がある。鋼板表層の強度が低下した場合、表層部の特性に強く依存する耐疲労特性は劣化し、疲労強度が大きく低下する懸念がある。
　あるいは、めっき層の密着性を高めるため、特許文献４では、一般的な焼鈍工程の前に新たな焼鈍工程および酸洗工程を追加して施すことで、母材鋼板表面を改質し、めっき密着性を高める方法が提案されている。しかしながら、特許文献４に記載の方法では、一般的な高強度めっき鋼板の製造方法に対し、工程が増えるため、コストの面で課題がある。
　さらに、特許文献５においては、母材鋼板の表層部から炭素を除去し、めっきの密着性を高める方法が提案されている。しかしながら、特許文献５に記載の方法では、炭素を除去した領域の強度が著しく低下する。このため、特許文献５に記載の方法は、表層部の特性に強く依存する耐疲労特性が劣化し、疲労強度が大きく低下する懸念がある。
　また、特許文献６、７では、めっき層中のＭｎ、ＡｌおよびＳｉ量を好適な範囲に制御し、めっき密着性を向上した鋼板が提案されている。特許文献６、７に記載の鋼板では、製造時にめっき層中の元素量を高い精度で制御する必要があり、操業上の負荷が大きく、コスト面で課題がある。
　めっき密着性を高める手法として、特許文献８では、鋼板のミクロ組織がフェライトのみからなる高強度鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献８に記載の鋼板では、ミクロ組織が軟質なフェライトのみであるため、十分に高い強度が得られない。
　ここで、溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板が幅広く用いられている。合金化処理は、めっき層をＺｎの融点以上の温度に加熱し、多量のＦｅ原子を母材鋼板中からめっき層中に拡散させ、めっき層をＺｎ－Ｆｅ合金主体の層とする処理である。例えば、特許文献９、１０、１１には、めっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。しかしながら、めっき層を十分に合金化するには、鋼板を高温に加熱する必要がある。鋼板を高温に加熱すると、鋼板内部のミクロ組織が変質し、特に粗大な鉄系炭化物が生成しやすく、鋼板の特性が損なわれることがあるため、好ましくない。
　一方、例えば、特許文献１２に記載される溶融亜鉛めっき鋼板では、幅方向におけるめっき層のＦｅ含有量の不均一性に由来する外観むらが発生する場合があった。
特開２００８－０１９４６５号公報 特開２００５－０６０７４２号公報 特開平９－１７６８１５号公報 特開２００１－０２６８５３号公報 特開２００２－０８８４５９号公報 特開２００３－０５５７５１号公報 特開２００３－０９６５４１号公報 特開２００５－２００７５０号公報 特開平１１－１４０５８７号公報 特開２００１－３０３２２６号公報 特開２００５－０６０７４３号公報 国際公開第２０１６／０７２４７７号
　以上のような現状に鑑み、本発明は、延性、曲げ性および伸びフランジ成形性に代表される鋼板の成形性に優れ、めっきの外観均一性、耐疲労特性、溶接性、耐食性およびめっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供するものである。
　本発明者らは、延性、曲げ性および伸びフランジ成形性に代表される鋼板の成形性と、耐疲労特性、溶接性、耐食性およびめっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得るために鋭意検討を重ねた。その結果、本発明者らは、鋼板のミクロ組織を適正な組織分率に制御することによって延性および穴拡げ性（伸びフランジ性）を改善した。また、本発明者らは、めっき層と母材鋼板との境界から母材鋼板側の硬質相の体積分率を制御することで曲げ性と耐疲労特性を改善した。さらに、本発明者らは、ＳｉおよびＭｎを多量に含有する鋼板をめっき原板として用いた場合であっても、めっき層と母材鋼板との界面に形成されたＦｅ－Ａｌ合金層の直下にフェライト相の極微細粒からなる特定の微細化層を形成させることで加工時のクラック発生および伝播を抑制させることができ、それが起点となるめっき剥離を抑制できることを見出した。また、鋼板幅方向における微細化層及びＦｅ－Ａｌ合金層の厚みを特定の範囲に制御することで、めっき密着性のみならず外観均一性にも優れる溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができることが判った。
　本発明は、かかる知見に基づいて完成させたものであり、その態様は以下の通りである。
（１）母材鋼板の少なくとも一方の側に溶融亜鉛めっき層を有す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：０．０４０％～０．２８０％、
　　Ｓｉ：０．０５％～２．００％、
　　Ｍｎ：０．５０％～３．５０％、
　　Ｐ：０．０００１％～０．１０００％、
　　Ｓ：０．０００１％～０．０１００％、
　　Ａｌ：０．００１％～１．５００％、
　　Ｎ：０．０００１％～０．０１００％、
　　Ｏ：０．０００１％～０．０１００％、
　　Ｔｉ：０％～０．１５０％、
　　Ｎｂ：０％～０．１００％、
　　Ｖ：０％～０．３００％、
　　Ｃｒ：０％～２．００％、
　　Ｎｉ：０％～２．００％、
　　Ｃｕ：０％～２．００％、
　　Ｍｏ：０％～２．００％、
　　Ｂ：０％～０．０１００％、
　　Ｗ：０％～２．００％、および
　　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、およびＲＥＭ：合計で０％～０．０１００％
を含み
　残部がＦｅおよび不純物からなる化学成分を有し、
　前記母材鋼板の全厚に対して、前記母材鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、
　フェライト相が体積分率で５０％以上９７％以下、
　ベイナイト相とベイニティックフェライト相とフレッシュマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相とのうち１種以上からなる硬質組織の合計が体積分率で３％以上、
　残留オーステナイト相が体積分率で０％～８％、
　パーライト相と粗大セメンタイト相との合計が体積分率で０％～８％であり、
　前記溶融亜鉛めっき層と母材鋼板との界面から鋼板方向深さ２０μｍまでの表層部において、
　残留オーステナイトが体積分率で０％～３％であり、
　前記表層部における前記硬質組織の体積分率Ｖ１と、鋼板表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲における前記硬質組織の体積分率Ｖ２との比であるＶ１／Ｖ２を０．１０以上０．９０以下の範囲としたミクロ組織を有し、
　前記溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量が０％超３．０％以下であり、Ａｌ含有量が０％超１．０％以下であり、
　前記溶融亜鉛めっき層と前記母材鋼板との界面に、平均厚さが０．１μｍ～２．０μｍであり、鋼板幅方向における最大厚さと最小厚さとの差が０．５μｍ以内であるＦｅ－Ａｌ合金層を有し、
　前記母材鋼板内に、前記Ｆｅ－Ａｌ合金層に直接接する微細化層を有し、前記微細化層の平均厚さが０．１μｍ～５．０μｍ、前記微細化層内におけるフェライト相の平均粒径が０．１μｍ～３．０μｍであり、前記微細化層中にＳｉおよびＭｎの１種または２種以上の酸化物を含有し、前記酸化物の最大径が０．０１μｍ～０．４μｍであり、鋼板幅方向における前記微細化層の最大厚さと最小厚さとの差が２．０μｍ以内であることを特徴とする、溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）前記溶融亜鉛めっき層の片面当たりのめっき付着量が１０ｇ／ｍ２以上、１００ｇ／ｍ２以下であることを特徴とする、（１）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）前記母材鋼板が、質量％で、さらに、
　　Ｔｉ：０．００１％～０．１５０％、
　　Ｎｂ：０．００１％～０．１００％、および
　　Ｖ：０．００１％～０．３００％、
　からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする、（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）前記母材鋼板が、質量％で、さらに、
　　Ｃｒ：０．０１％～２．００％、
　　Ｎｉ：０．０１％～２．００％、
　　Ｃｕ：０．０１％～２．００％、
　　Ｍｏ：０．０１％～２．００％、
　　Ｂ：０．０００１％～０．０１００％、および
　　Ｗ：０．０１％～２．００％、
　からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする、（１）～（３）のいずれか１つに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
（５）前記母材鋼板が、質量％で、さらに、
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、およびＲＥＭからなる群から選ばれた１種または２種以上を合計で０．０００１％～０．０１００％含有することを特徴とする、（１）～（４）のいずれか１つに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
　本発明の前記態様によれば、めっきの外観均一性、成形性、耐疲労特性、溶接性、耐食性およびめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を提供できる。
図１は、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の断面構造の模式図の一例を示す図である。
　本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０４０％～０．２８０％、Ｓｉ：０．０１％～２．００％、Ｍｎ：０．５０％～３．５０％、Ｐ：０．０００１％～０．１００％、Ｓ：０．０００１％～０．０１００％、Ａｌ：０．００１％～１．５００％、Ｏ：０．０００１％～０．０１００％、Ｎ：０．０００１％～０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学成分を有する母材鋼板（以下、単に鋼板とも記す。）の表面に溶融亜鉛めっき層（以下、単にめっき層とも記す。）が形成されてなるものである。
　なお、母材鋼板の板厚は０．６ｍｍ以上、５．０ｍｍ未満であることが適切である。母材鋼板の板厚が０．６ｍｍ未満であると、母材鋼板の形状を平坦に保つことが困難となり、適当ではない。また、母材鋼板の板厚が５．０ｍｍ以上であると、製造過程における冷却の制御が困難となり、所定のミクロ組織が得られずに成形性が劣化することがある。
　めっき層は、Ｆｅ含有量が０％超３．０％以下であり、Ａｌ含有量が０％超１．０％以下である。
　まず、本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板を構成する母材鋼板の化学成分（組成）について説明する。なお、以下の説明における［％］は特段の説明があるものを除いて［質量％］を意味するものである。
〔Ｃ：０．０４０％～０．２８０％〕
　Ｃは、母材鋼板の強度を高めるために含有される。しかしながら、Ｃの含有量が０．２８０％を超えると、スポット溶接性が劣化するため、Ｃ含有量は０．２８０％以下とする。なお、スポット溶接性の観点から、Ｃの含有量は０．２５０％以下であることが好ましく、０．２２０％以下であることがより好ましい。一方、Ｃの含有量が０．０４０％未満であると、強度が低下し、十分な引張最大強度を確保することが困難となるため、Ｃ含有量は０．０４０％以上とする。なお、強度をより一層高めるためには、Ｃの含有量は０．０５５％以上であることが好ましく、０．０７０％以上であることがより好ましい。
〔Ｓｉ：０．０５％～２．００％〕
　Ｓｉは、母材鋼板における鉄系炭化物の生成を抑制し、強度と成形性を高める元素である。しかしながら、Ｓｉは鋼材を脆化させる元素でもあり、Ｓｉの含有量が２．００％を超えると、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすくなる。このため、Ｓｉの含有量は２．００％以下とする。さらに、Ｓｉは焼鈍工程において母材鋼板の表面に酸化物を形成し、めっきの密着性を著しく損なう。この観点から、Ｓｉの含有量は１．５００％以下であることが好ましく、１．２００％以下であることがより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が０．０５％未満では、溶融亜鉛めっき鋼板のめっき工程において、粗大な鉄系炭化物が多量に生成され、強度および成形性が劣化するため、Ｓｉの含有量は０．０５％以上とする。なお、鉄系炭化物の生成を抑制する観点から、Ｓｉの含有量は０．１０％以上であることが好ましく、０．２５％以上がより好ましい。
〔Ｍｎ：０．５０％～３．５０％〕
　Ｍｎは、母材鋼板の焼入れ性を高めることで強度を高めるために含有されている。しかしながら、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると、母材鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じて、脆化が起こりやすくなり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすくなる。そのため、Ｍｎの含有量は３．５０％以下とする。また、Ｍｎの含有量が増大すると溶融亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性も劣化する。このことから、Ｍｎの含有量は３．００％以下であることが好ましく、２．８０％以下であることがより好ましい。一方、Ｍｎの含有量が０．５０％未満であると、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されるため、充分に高い引張最大強度を確保することが難しくなる。したがって、Ｍｎの含有量は０．５０％以上とする必要がある。溶融亜鉛めっき鋼板の強度をより高めるためには、Ｍｎの含有量は０．８０％以上であることが好ましく、１．００％以上であることがより好ましい。
〔Ｐ：０．０００１％～０．１０００％〕
　Ｐは、鋼材を脆化させる元素であり、さらにＰの含有量が０．１０００％を超えると、鋳造したスラブが割れたり、圧延中にスラブが割れたりするなどのトラブルが起こりやすくなるため、Ｐの含有量は０．１０００％以下とする。また、Ｐはスポット溶接によって生じる溶融部を脆化させる元素でもあり、充分な溶接継手強度を得るためには、Ｐの含有量は０．０４００％以下とすることが好ましく、０．０２００％以下とすることが更に好ましい。一方、Ｐの含有量を０．０００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うことから、Ｐの含有量は、０．０００１％を下限値とし、０．００１０％以上とすることが好ましい。
〔Ｓ：０．０００１％～０．０１００％〕
　Ｓは、Ｍｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成し、延性、穴拡げ性（伸びフランジ性）および曲げ性といった成形性を低下させる元素であるため、Ｓの含有量を０．０１００％以下とする。またＳは、スポット溶接性を劣化させる元素でもある。このため、Ｓの含有量は０．００６０％以下とすることが好ましく、０．００３５％以下とすることがより好ましい。一方、Ｓの含有量を０．０００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴う。このため、Ｓの含有量は、０．０００１％を下限値とし、０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。
〔Ａｌ：０．００１％～１．５００％〕
　Ａｌは、鋼材を脆化させる元素である。Ａｌの含有量が１．５００％を超えると、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすくなるため、Ａｌの含有量は１．５００％以下とする。また、Ａｌの含有量が増えるとスポット溶接性が悪化するため、Ａｌの含有量は１．２００％以下とすることがより好ましく、１．０００％以下とすることがさらに好ましい。一方、Ａｌの含有量の下限は特に定めずとも本実施形態の効果は発揮される。ところが、Ａｌは原料中に微量に存在する不純物であり、その含有量を０．００１％未満とするには製造コストの大幅な増加が伴う。このため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。またＡｌは脱酸材としても有効な元素であるが、脱酸の効果を、より十分に得るためには、Ａｌの含有量は０．０１０％以上とすることがより好ましい。
〔Ｎ：０．０００１％～０．０１００％〕
　Ｎは、粗大な窒化物を形成し、延性、穴拡げ性（伸びフランジ性）および曲げ性といった成形性を劣化させる元素であることから、その含有量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、成形性の劣化が顕著となることから、Ｎ含有量の上限を０．０１００％とする。またＮの過剰な含有は、溶接時のブローホール発生の原因になることから、含有量は少ない方が良い。これらの観点から、Ｎ含有量は０．００７０％以下であることが好ましく、０．００５０％以下であることがより好ましい。一方、Ｎの含有量の下限は、特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００１％未満にすることは、製造コストの大幅な増加を招く。このことから、Ｎ含有量の下限は０．０００１％以上とする。Ｎ含有量は０．０００３％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。
〔Ｏ：０．０００１％～０．０１００％〕
　Ｏは、酸化物を形成し、溶融亜鉛めっき鋼板の延性、穴拡げ性（伸びフランジ性）および曲げ性といった成形性を劣化させることから、Ｏの含有量を抑える必要がある。Ｏの含有量が０．０１００％を超えると、成形性の劣化が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．０１００％とした。さらにＯの含有量は０．００５０％以下であることが好ましく、０．００３０％以下であることがより好ましい。Ｏの含有量の下限は、特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Ｏの含有量を０．０００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限とする。Ｏ含有量は０．０００３％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。
　その他、本実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板には、必要に応じて以下の元素が含有されていても良い。
　まず、本実施形態に係る母材鋼板においては、さらに、Ｔｉ：０．００１％～０．１５０％、Ｎｂ：０．００１％～０．１００％、およびＶ：０．００１％～０．３００％、からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。
〔Ｔｉ：０．００１％～０．１５０％〕
　Ｔｉは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、および再結晶の抑制を通じた転位強化によって、溶融亜鉛めっき鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｔｉの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Ｔｉの含有量は０．１５０％以下とする。また、成形性の観点から、Ｔｉの含有量は０．０８０％以下であることが好ましい。一方、Ｔｉの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Ｔｉによる強度上昇効果を十分に得るためには、Ｔｉの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。溶融亜鉛めっき鋼板のより一層の高強度化のためには、Ｔｉの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましい。
〔Ｎｂ：０．００１％～０．１００％〕
　Ｎｂは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、溶融亜鉛めっき鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｎｂの含有量が０．１００％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって溶融亜鉛めっき鋼板の成形性が劣化するため、Ｎｂの含有量は０．１００％以下とする。成形性の観点から、Ｎｂの含有量は０．０６０％以下であることが好ましい。一方、Ｎｂの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Ｎｂによる強度上昇効果を十分に得るには、Ｎｂの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。溶融亜鉛めっき鋼板のより一層の高強度化のためには、Ｎｂの含有量は０．００５％以上であることがより好ましい。
〔Ｖ：０．００１％～０．３００％〕
　Ｖは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、溶融亜鉛めっき鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｖの含有量が０．３００％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化する。このため、Ｖの含有量は０．３００％以下とする。Ｖの含有量は０．２００％以下であることが好ましい。一方、Ｖの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮される。Ｖによる強度上昇効果を十分に得るためには、Ｖの含有量は０．００１％以上であることが好ましく、０．０１０％以上であることがさらに好ましい。
　また、本実施形態に係る母材鋼板においては、さらに、Ｃｒ：０．０１％～２．００％、Ｎｉ：０．０１％～２．００％、Ｃｕ：０．０１％～２．００％、Ｍｏ：０．０１％～２．００％、Ｂ：０．０００１％～０．０１００％、およびＷ：０．０１％～２．００％、からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。
〔Ｃｒ：０．０１％～２．００％〕
　Ｃｒは、高温での相変態を抑制し、溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて含有してもよい。しかし、Ｃｒの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｃｒの含有量は２．００％以下とする。Ｃｒの含有量は１．２０％以下であることが好ましい。一方、Ｃｒの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Ｃｒによる高強度化の効果を十分に得るためには、Ｃｒの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがさらに好ましい。
〔Ｎｉ：０．０１％～２．００％〕
　Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて含有してもよい。しかし、Ｎｉの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｎｉの含有量は２．００％以下とする。Ｎｉの含有量は１．２０％以下であることが好ましい。一方、Ｎｉの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Ｎｉによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｎｉの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがさらに好ましい。
〔Ｃｕ：０．０１％～２．００％〕
　Ｃｕは、微細な粒子として鋼中に存在することにより溶融亜鉛めっき鋼板の強度を高める元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて含有することができる。しかし、Ｃｕの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｃｕの含有量は２．００％以下とする。Ｃｕの含有量は１．２０％以下であることが好ましい。一方、Ｃｕの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Ｃｕによる溶融亜鉛めっき鋼板高強度化の効果を十分に得るには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがさらに好ましい。
〔Ｍｏ：０．０１％～２．００％〕
　Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて含有してもよい。しかし、Ｍｏの含有量が２．００％を超えれば、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｍｏの含有量は２．００％以下とする。Ｍｏの含有量は１．２０％以下であることが好ましい。一方、Ｍｏの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Ｍｏによる高強度化の効果を十分に得るためには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．０５％以上であることがさらに好ましい。
〔Ｂ：０．０００１％～０．０１００％〕
　Ｂは、高温での相変態を抑制し、溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて含有してもよい。しかし、Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｂの含有量は０．０１００％以下とする。生産性の観点からは、Ｂの含有量は０．００５０％以下であることが好ましい。一方、Ｂの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Ｂによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。さらなる溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化のためには、Ｂの含有量が０．０００５％以上であることがより好ましい。
〔Ｗ：０．０１％～２．００％〕
　Ｗは、高温での相変態を抑制し、溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて含有してもよい。しかし、Ｗの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｗの含有量は２．００％以下とする。Ｗの含有量は１．２０％以下であることが好ましい。一方、Ｗの含有量の下限は、特に定めることなく本実施形態の効果は発揮されるが、Ｗによる高強度化を十分に得るためには、Ｗの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがさらに好ましい。
　さらに本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板における母材鋼板には、その他の元素として、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、およびＲＥＭからなる群から選ばれた１種または２種以上が合計で０．０００１％～０．０１００％含有されていてもよい。これらの元素の含有理由は次の通りである。なお、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明の実施形態において、ＲＥＭおよびＣｅはミッシュメタルにて含有されることが多く、ＬａおよびＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不純物として、これらＬａおよびＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本実施形態の効果は発揮される。また、金属ＬａまたはＣｅを含有したとしても本実施形態の効果は発揮される。
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、およびＲＥＭは、溶融亜鉛めっき鋼板の成形性の改善に有効な元素であり、１種又は２種以上を含有することができる。しかし、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、およびＲＥＭからなる群から選ばれた１種または２種以上の含有量の合計が０．０１００％を超えると、延性を損なうおそれがあるため、各元素の含有量の合計は０．０１００％以下とする。これらの各元素の含有量の合計は０．００７０％以下であることが好ましい。一方、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、およびＲＥＭからなる群から選ばれた１種または２種以上の含有量の下限は、特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、溶融亜鉛めっき鋼板の成形性を改善する効果を十分に得るためには、これら各元素の含有量の合計は０．０００１％以上であることが好ましい。成形性の観点からは、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、およびＲＥＭからなる群から選ばれた１種または２種以上の含有量の合計が０．００１０％以上であることがさらに好ましい。
　本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板における化学成分において、以上説明した各元素の残部は、Ｆｅおよび不純物である。なお、前述のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂ、Ｗについては、いずれもそれぞれの前記下限値未満の微量を不純物として含有していることは許容される。また、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭについても、その合計量の下限値未満の極微量を不純物として含有していることは許容される。
　本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の組織を規定した理由は以下のとおりである。
（ミクロ組織）
　本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板のミクロ組織について説明する。鋼材の特性はミクロ組織によって変化するが、ミクロ組織を定量化する場合、鋼材の全領域に亘ってミクロ組織を定量化し、規定することは現実的でない。このため、本発明では鋼材の代表的なミクロ組織を示す、母材鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚におけるミクロ組織を定量化し、規定する。板厚中央部は、強い凝固偏析によりミクロ組織が変化するため、鋼板を代表するミクロ組織とは言えない。鋼板の表層に近い部位は、局所的な温度変化又は外気との反応によりミクロ組織が変化するため、鋼板を代表するミクロ組織とは言えない。
　本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板におけるミクロ組織は、母材鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、フェライト相（以下、フェライトという）が体積分率で４０％以上、９７％以下であり、ベイナイト相（以下、ベイナイトという）とベイニティックフェライト相（以下、ベイニティックフェライトという）とフレッシュマルテンサイト相（以下、フレッシュマルテンサイトという）と焼戻しマルテンサイト相（以下、焼戻しマルテンサイトという）のうち１種以上からなる硬質組織の合計が体積分率で３％以上であり、残留オーステナイト相（以下、残留オーステナイトという）が体積分率で０％～８％（０％を含む）であり、パーライト相（以下、パーライトという）と粗大セメンタイト相（以下、セメンタイトという）との合計が体積分率で０％～８％（０％を含む）であるものである。
「フェライト」
　フェライトは優れた延性を有する組織である。しかし、フェライトは軟質であることから低強度であるため、フェライトの体積分率を９７％超とすると十分な引張最大強度の溶融亜鉛めっき鋼板を得られない。このため、フェライトの体積分率は９７％以下とする。溶融亜鉛めっき鋼板の引張最大強度を高めるため、フェライトの体積分率は９２％以下とすることが好ましく、８５％以下とすることがより好ましい。さらに、引張最大強度が９５０ＭＰａを超える溶融亜鉛めっき鋼板を得るには、フェライトの体積分率を８０％以下とすることがさらに好ましく、さらには７０％以下とすることが好ましい。一方、フェライトの体積分率が５０％未満では十分な延性が得られないため、フェライトの体積分率を５０％以上とする。フェライトの体積分率を５５％以上とすることが好ましく、６０％以上であることがさらに好ましい。
「残留オーステナイト」
　残留オーステナイトは溶融亜鉛めっき鋼板の強度－延性バランスを高める組織である。一方、残留オーステナイトは変形に伴って硬質なマルテンサイトに変態し、破壊の起点として働くため、伸びフランジ性が劣化することから、残留オーステナイトの体積分率の上限を８％とする。溶融亜鉛めっき鋼板の成形性の観点から、残留オーステナイトの体積分率は小さいことが好ましく、５％以下とすることが好ましく、０％～３％（０％を含む）とすることが更に好ましい。溶融亜鉛めっき鋼板の残留オーステナイトの体積分率は小さいほど好ましく、０％でも構わない。
「硬質組織」
　溶融亜鉛めっき鋼板の引張最大強度を高めるため、ベイナイトとベイニティックフェライトとフレッシュマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトとのうち１種以上からなる硬質組織の体積分率を合計で３％以上とする必要がある。溶融亜鉛めっき鋼板の引張最大強度を高めるため、硬質組織の体積分率は７％以上とすることが好ましく、１５％以上とすることがさらに好ましい。一方、硬質組織の体積分率を過度に高めると溶融亜鉛めっき鋼板の延性が劣化することから、硬質組織の体積分率を６０％以下に制限する。この観点から、硬質組織の体積分率は５５％以下とすることが好ましく、５０％以下であることが更に好ましい。
「ベイニティックフェライトおよびベイナイト」
　ベイニティックフェライトおよびベイナイトは、溶融亜鉛めっき鋼板の強度と成形性のバランスに優れた組織であり、体積分率で６０％以下のベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトが鋼板組織に含まれていることが好ましい。また、ベイニティックフェライトおよびベイナイトは、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの中間の強度を有するミクロ組織であり、伸びフランジ性の観点から５％以上含まれることがより好ましく、１０％以上含まれることがさらに好ましい。一方、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトの体積分率が６０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化することが懸念されるため好ましくない。
「焼戻しマルテンサイト」
　焼戻しマルテンサイトは、溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度を大きく向上させる組織であり、鋼板組織に体積分率で６０％以下含まれていてもよい。引張強度の観点から、焼戻しマルテンサイトの体積分率は５％以上とすることが好ましい。一方、鋼板組織に含まれる焼戻しマルテンサイトの体積分率が６０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化することが懸念されるため好ましくない。
「フレッシュマルテンサイト」
　フレッシュマルテンサイトは、溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度を大きく向上させるが、一方で破壊の起点となって伸びフランジ性を劣化させるため、鋼板組織に体積分率で３０％以下含まれていることが好ましい。特に穴拡げ性を高めるにはフレッシュマルテンサイトの体積分率を２０％以下とすることがより好ましく、１０％以下とすることが更に好ましい。
「その他のミクロ組織」
　本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の鋼板組織には、パーライトおよび／または粗大なセメンタイトなど上記以外の組織が含まれていてもよい。しかし、溶融亜鉛鋼板の鋼板組織中にパーライトおよび／または粗大なセメンタイトが多くなると、延性が劣化する。このことから、鋼板組織に含まれるパーライトおよび／または粗大なセメンタイトの体積分率は、合計で８％以下する。なお、パーライトおよび／または粗大なセメンタイトの体積分率は合計で５％以下であることが好ましい。
　また、本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の鋼板組織は、めっき層と母材鋼板（地鉄）の界面を起点とする鋼板方向深さ２０μｍまでの表層部において、残留オーステナイトの体積分率が３％以下に制限されるとともに、前記表層部における前記硬質組織の体積分率「Ｖ１」が、鋼板表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲における前記硬質組織の体積分率「Ｖ２」の０．１０倍以上０．９０倍以下の範囲にある。
「めっき層と地鉄との界面の近傍における残留オーステナイト」
　溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層と母材鋼板との界面近傍にある残留オーステナイトは、変形に伴い硬質なマルテンサイトへと変態し、溶融亜鉛めっき鋼板の表面近傍に大きなひずみが加わる曲げ変形に際して破壊の起点として働くことから、曲げ性および耐疲労特性の劣化に寄与する組織である。この観点から、めっき層と母材鋼板との界面を起点とする鋼板方向深さ２０μｍまでの表層部においては、残留オーステナイトの体積分率を０％～３％（０％を含む）と制限する必要がある。なお、当該表層部における残留オーステナイトの体積分率は低いほど好ましく、０％でも構わない。
「めっき層と地鉄との界面の近傍における硬質組織」
　溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層と母材鋼板（地鉄）との界面近傍にある硬質組織は、溶融亜鉛めっき鋼板の表層部における強度を高め、疲労限強度を大きく向上させ、耐疲労特性の改善に寄与する組織である。この観点から、めっき層と地鉄との界面を起点とする鋼板方向深さ２０μｍまでの表層部における硬質組織の体積分率を「Ｖ１」、鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲における合計体積分率を「Ｖ２」とした場合、これらの比であるＶ１／Ｖ２を０．１０以上として、溶融亜鉛めっき鋼板の表層部における強度を十分に高める必要がある。なお、耐疲労特性を十分に向上するには、Ｖ１／Ｖ２は０．２０以上であることが好ましく、０．３０以上であることがより好ましく、０．４０以上であることがさらに好ましい。一方、めっき層と地鉄との界面を起点とする鋼板方向深さ２０μｍまでの表層部における硬質組織の分率をある程度抑制し、溶融亜鉛めっき鋼板表面近傍の強度を下げて局所的な延性を向上することにより、曲げ性を改善されることも可能である。この観点から、良好な曲げ性を得るため、Ｖ１／Ｖ２は０．９０以下とし、０．８５以下とすることが好ましく、０．８０以下とすることがより好ましい。
　さらに、本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層と地鉄との界面を起点とする鋼板方向深さ２０μｍまでの表層部において、鉄のＢＣＣ結晶粒界および／または結晶粒内にＳｉおよび／またはＭｎを含む微細な酸化物を有しても構わない。表層部である鋼板内部に微細な酸化物を先行して生成させることで、めっき層の剥離の起点となる鋼板表面、すなわちめっき層と母材鋼板との界面におけるＳｉおよび／またはＭｎを含む酸化物の発生を抑えることができる。
　本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板に含まれる各組織の体積分率は、例えば、以下に示す方法により測定できる。
　本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の鋼板組織に含まれるフェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、パーライトおよび粗大セメンタイトの体積分率は、以下の方法により測定することができる。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチングする。そして、板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲、または、めっき層と母材鋼板（地鉄）との界面を起点とする鋼板方向深さ２０μｍまでの範囲をそれぞれ電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察して面積分率を測定し、それを持って体積分率と見なすことができる。ただし、ナイタールエッチングによってめっき層が除去された場合は、試料の表面をもってめっき層と地鉄との界面とみなして構わない。
　本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板の鋼板組織に含まれる残留オーステナイトの体積分率は、ＦＥ－ＳＥＭを用いて、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｈ－Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法による高分解能結晶方位解析を行い、評価する。まず、圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、母材鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲、または、めっき層と地鉄との界面を起点とする鋼板方向深さ２０μｍまでの範囲のそれぞれにおいて、測定ステップを０．１５μｍ以下とし、合計で１００００μｍ２以上の領域において結晶方位を測定する。そして、各測定点がＢＣＣ（体心立方構造）の鉄あるいはＦＣＣ（面心立方構造）の鉄のいずれであるかを判定し、ＦＣＣ鉄と判定される点を残留オーステナイトとし、残留オーステナイトの面積分率を測定し、それをもって体積分率とすることができる。なお、十分に広い領域を測定すると面積分率は体積分率と等価となるため、前述の場合は合計で１００００μｍ２以上の領域において結晶方位を測定することで残留オーステナイトの面積分率を体積分率とすることができる。
　図１に示す通り、本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき層１０と母材鋼板２０との界面にＦｅ－Ａｌ合金層３０を有し、母材鋼板２０内に以下に示す微細化層４０及び脱炭層５０を有する。
　微細化層及び脱炭層は後述するように焼鈍工程において特定の温度域で特定の雰囲気に制御した条件で脱炭反応が進行することで生成する層である。このため、微細化層及び脱炭層内の構成相は酸化物および介在物粒子を除いては、実質的にフェライト相６０が主体の組織である。具体的には、フェライト相の体積分率が７０％以上であり、残部組織をオーステナイト相、ベイナイト相、マルテンサイト相、パーライト相のうちの１種または２種以上が占める混合組織になっている層のことを指す。
　微細化層の定義は、母材鋼板の最表部におけるフェライト相の平均粒径が、脱炭層におけるフェライト相の平均粒径の１／２以下である場合に、微細化層が存在すると定義する。微細化層におけるフェライト相の平均粒径が、脱炭層におけるフェライト相の平均粒径の１／２超となる境界を、微細化層と脱炭層との境界と定義する。
　微細化層は、前記Ｆｅ－Ａｌ合金層に直接接する。微細化層の平均厚さは０．１μｍ～５．０μｍで、微細化層内におけるフェライト相の平均粒径は０．１μｍ～３．０μｍで、微細化層中に、ＳｉおよびＭｎの１種または２種以上の酸化物を含有し、その酸化物の最大径は０．０１μｍ～０．４μｍである。
　微細化層の平均厚さは０．１μｍ～５．０μｍである。微細化層の平均厚さが０．１μｍ未満であるとクラックの発生および伸展の抑制効果が得られずめっき密着性の改善効果が得られない。５．０μｍ超であると、めっき層の合金化（Ｚｎ－Ｆｅ合金生成）が進み、めっき層中のＦｅ含有量が大きくなり、めっき密着性が低下する。好ましい微細化層の平均厚さは０．２μｍ～４．０μｍであり、更に好ましくは０．３μｍ～３．０μｍである。
　鋼板幅方向における前記微細化層の最大厚さと最小厚さとの差が２．０μｍ以内であることが好ましい。ここで鋼板幅方向における前記微細化層の最大厚さと最小厚さとは両エッジから５０ｍｍの位置とその間を７等分した計８箇所の微細化層の厚みを各々測定し、その中の最大厚さと最小厚さのことを示す。微細化層の厚みが厚いほどめっき層の合金化（Ｚｎ－Ｆｅ合金生成）が進みやすいため、鋼板幅方向における微細化層の厚みの差が大きいと、それが合金化むらとなり、めっき密着性およびめっき外観の均一性に悪影響を及ぼすことがある。めっき密着性およびめっき外観の均一性の観点からは鋼板幅方向における前記微細化層の最大厚さと最小厚さとの差が１．５μｍ以下であることが好ましく、１．０μｍ以下であることが更に好ましい。
　微細化層内におけるフェライト相の平均粒径は０．１μｍ～３．０μｍである。フェライト相の平均粒径が０．１μｍ未満であるとクラックの発生および伸展の抑制効果が得られずめっき密着性の改善効果が得られない。フェライト相の平均粒径が３．０μｍ超であるとめっき密着性の改善効果が得られない。好ましいフェライト相の平均粒径は０．１μｍ～２．０μｍである。
　微細化層中に含有するＳｉおよびＭｎの１種または２種以上の酸化物としては、例えば、ＳｉＯ２、Ｍｎ２ＳｉＯ４、ＭｎＳｉＯ３、Ｆｅ２ＳｉＯ４、ＦｅＳｉＯ３、ＭｎＯの中から選ばれる１種または２種以上が挙げられる。
　微細化層中に含有するＳｉおよびＭｎの１種または２種以上の酸化物の最大径は０．０１μｍ～０．４μｍである。この酸化物は、後述するように、焼鈍時に特定の温度域で母材鋼板内部に形成されるもので、この酸化物粒子によって母材鋼板表層のフェライト相結晶の成長が抑制され、微細化層が形成される。酸化物の最大径が０．０１μｍ未満であると微細化層の形成が十分にできず、めっき密着性が低下する。酸化物の最大径が０．４μｍ超であるとフェライト相が粗大化し、微細化層の形成が不十分であるとともに、その酸化物自体がめっき剥離の起点となるためめっき密着性が低下する。酸化物の最大径の好ましい範囲は０．０５μｍ～０．２μｍである。
　微細化層の平均厚さおよび微細化層内におけるフェライト相の平均粒径は、以下に示す方法により測定する。溶融亜鉛めっき鋼板から、母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取する。試料の観察面をＣＰ（Ｃｒｏｓｓ　ｓｅｃｔｉｏｎ　ｐｏｌｉｓｈｅｒ）装置により加工し、ＦＥ－ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）での反射電子像を５０００倍で観察し、測定する。
　微細化層中に含有するＳｉおよびＭｎの１種または２種以上の酸化物の最大径は、以下に示す方法により測定する。溶融亜鉛めっき鋼板から、母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取する。試料の観察面をＦＩＢ（Ｆｏｃｕｓｅｄ　Ｉｏｎ　Ｂｅａｍ）加工して薄膜試料を作製する。その後、薄膜試料をＦＥ－ＴＥＭ（Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒ　ｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて３００００倍で観察する。各薄膜試料について５視野観察し、全視野で計測された酸化物の直径の最大値を、当該薄膜試料における酸化物の最大径とする。
（Ｆｅ－Ａｌ合金層）
　本発明の実施形態においては、めっき層と鋼板との界面にはＦｅ－Ａｌ合金層が形成されている。Ｆｅ－Ａｌ合金層の形成により、めっき層が合金化（Ｚｎ－Ｆｅ合金生成）するのを抑制し、めっき密着性低下を抑制することができる。加えて、合金化むらによる外観むらの発生も抑制することができる。合金化むらによる外観むらは、溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板よりも、合金化処理をしない溶融亜鉛めっき鋼板の方が生じやすい。Ｆｅ－Ａｌ合金層の厚みは０．１μｍ～２．０μｍとする。０．１μｍ未満であるとめっき密着性および外観が低下する場合があり、２．０μｍ超であるとめっき密着性が低下する場合がある。好ましくは０．１μｍ～１．０μｍである。
　鋼板幅方向における前記Ｆｅ－Ａｌ合金層の最大厚さと最小厚さとの差は０．５μｍ以内とする。ここで鋼板幅方向における前記Ｆｅ－Ａｌ合金層の最大厚さと最小厚さとは両エッジから５０ｍｍの位置とその間を７等分した計８箇所のＦｅ－Ａｌ合金層の厚みを各々測定し、その中の最大厚さと最小厚さのことを示す。Ｆｅ－Ａｌ合金層の厚みが薄いほどめっき層の合金化（Ｚｎ－Ｆｅ合金生成）が進みやすいため、鋼板幅方向におけるＦｅ－Ａｌ合金層の厚みの差が大きいと、それが合金化むらとなり、めっき密着性およびめっき外観の均一性に悪影響を及ぼすことがある。めっき密着性およびめっき外観の均一性の観点からは、鋼板幅方向における前記Ｆｅ－Ａｌ合金層の最大厚さと最小厚さとの差が０．４μｍ以下であることが好ましく、０．３μｍ以下であることが更に好ましい。
（めっき層）
　本発明の実施形態においては、溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅ含有量が０％超３．０％以下であり、Ａｌ含有量が０％超１．０％以下である。さらに、溶融亜鉛めっき層はＡｇ、Ｂ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｓ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｉ、Ｋ、Ｌａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎａ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｒｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｓｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有、あるいは混入するものであってもよい。このように、溶融亜鉛めっき層が、上記の元素の１種または２種以上を含有、あるいは混入するものであっても、本発明の効果は損なわれず、その含有量によっては耐食性および加工性が改善される等好ましい場合もある。
　また、本実施形態においては、溶融亜鉛めっき層はζ相（ＦｅＺｎ１３）からなる柱状晶を含んでもよいが、めっき層と母材鋼板との全界面のζ相の被覆割合は２０％未満であることがめっき密着性の観点から好ましい。
　さらに、母材鋼板の片面における溶融亜鉛めっき層の付着量は１０ｇ／ｍ２以上、１００ｇ／ｍ２以下であることが好ましい。
〔溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量：０％超３．０％以下〕
　溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量は０％超３．０％以下である。Ｆｅ含有量０％は実質的に製造困難である。Ｆｅ含有量が３．０％を超えるとめっき密着性が低下する。Ｆｅ含有量が０．３％未満では、めっき密着性が低下する場合があるため、めっき密着性確保の観点からＦｅ含有量の好ましい範囲は０．３％～２．５％であり、更に好ましくは０．５％～２．０％である。
〔溶融亜鉛めっき層におけるＡｌ含有量：０％超１．０％以下〕
　溶融亜鉛めっき層におけるＡｌ含有量は０％超１．０％以下である。めっき浴中にＡｌを含まない場合、もしくは極端に含有量が少ない場合はめっき層の合金化が進み、めっき密着性が低下するため、めっき層中のＡｌ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。ここでめっき層の合金化とはＦｅ原子がめっき層中に拡散し、Ｚｎ－Ｆｅ合金が生成することを指す。Ａｌ含有量が１．０％を超えるとめっき密着性が低下する。めっき密着性確保の観点からＡｌ含有量の好ましい範囲は０．１％～０．８％であり、更に好ましくは０．２％～０．５％である。
〔溶融亜鉛めっきの付着量：１０ｇ／ｍ２～１００ｇ／ｍ２〕
　溶融亜鉛めっき層の母材鋼板片面への付着量が少ないと十分な耐食性が得られないおそれがある。このことから、めっき層の母材鋼板片面への付着量は１０ｇ／ｍ２以上とすることが好ましい。耐食性の観点から、付着量は２０ｇ／ｍ２以上がより好ましく、３０ｇ／ｍ２以上がさらに好ましい。一方、めっき層の付着量が多いと、スポット溶接を行った際の電極損耗が激しくなり、連続して溶接を行った際に溶融ナゲット径の減少および溶接継手強度の劣化が起こるおそれがある。このため、めっき層の付着量を１００ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。連続溶接性の観点から、付着量は９３ｇ／ｍ２以下であることがより好ましく、８５ｇ／ｍ２以下であることがさらに好ましい。
（溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法）
　次に、本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
　本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記化学成分を有するスラブを、１０８０℃以上に加熱し、圧延完了温度を８５０℃～９８０℃の範囲内とする熱間圧延を施し熱延鋼板とし、その後コイルとして巻き取る工程であり、熱間圧延後から３００℃までの冷却過程における熱延鋼板の温度を後述する式（１）を満たすよう制御する熱延工程と、熱延工程に次いで酸洗した後、合計の圧下率を８５％以下とする冷間圧延を行う冷延工程と、冷延工程後の鋼板を、６００℃～７５０℃間の平均加熱速度を１．０℃／ｓ以上、最高加熱温度を（Ａｃ１＋２５）℃以上Ａｃ３℃以下、かつ７５０℃以上の温度域内として加熱し、次いで、７６０℃～７００℃間の平均冷却速度を０．１℃／ｓ～５．０℃／ｓ、６５０℃～５００℃間の平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上として冷却する焼鈍工程と、焼鈍工程の後、めっき浴温度を４４０℃～４７０℃、めっき浴進入時の鋼板温度を４３０℃～４８０℃、めっき浴中における有効Ａｌ量を０．１８０～０．２５０質量％とするめっき条件で鋼板をめっき浴に浸漬することにより、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施してめっき層を形成するめっき工程と、めっき工程後に、鋼板を１００℃以下まで冷却した後に直径５０ｍｍ～８００ｍｍのロールを用いて合計２回以上の曲げ－曲げ戻し変形を行う加工工程とを備える。
　以下、各製造工程について詳細に説明する。
　本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板を製造するには、まず母材鋼板を製造する。
　母材鋼板は、特性に応じた合金元素を含有したスラブを鋳造し、熱間圧延を施し、冷間圧延を施すことで製造される。
　以下、各製造工程について詳細に説明する。
「鋳造工程」
　まず、熱間圧延に供するスラブを鋳造する。スラブの化学成分（組成）は上述の成分であることが好ましい。熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものを用いることができる。
「熱延工程」
　熱延工程においては、鋳造に起因する結晶方位の異方性を抑制するため、スラブの加熱温度を１０８０℃以上とすることが好ましい。スラブの加熱温度は、より好ましくは、１１５０℃以上とする。一方、スラブの加熱温度の上限は、特に定めない。１３００℃を超えてスラブを加熱するには、多量のエネルギーを投入する必要があり、製造コストの大幅な増加を招く。このことから、スラブの加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。
　スラブを加熱した後、熱間圧延を行う。熱間圧延の完了温度（圧延完了温度）が８５０℃未満では、圧延反力が高まり、指定の板厚を安定して得ることが困難となる。このため、熱間圧延の完了温度は８５０℃以上とすることが好ましく、８７０℃以上とすることがより好ましい。一方、熱間圧延の完了温度を９８０℃超とするには、スラブの加熱終了から熱間圧延の完了までの工程において鋼板を加熱する装置が必要となり、高いコストが必要となる。このため、熱間圧延の完了温度を９８０℃以下とし、９５０℃以下とすることがより好ましい。
　次に、熱間圧延した後の熱延鋼板をコイルとして巻き取る。なお、熱間圧延から巻き取りまでの冷却過程における平均冷却速度は、１０℃／秒以上とすることが好ましい。これは、より低温で変態を進めることで、熱延鋼板の粒径を微細にし、冷延および焼鈍後の母材鋼板の有効結晶粒径を微細にするためである。
　熱延鋼板の巻取り温度は４５０℃以上６５０℃以下とすることが好ましい。これは、熱延鋼板のミクロ組織にパーライトおよび／または長径が１μｍ以上の粗大セメンタイトを分散して生成させ、冷間圧延により導入されるひずみを局在化させるためである。これにより、焼鈍工程においてさまざまな結晶方位のオーステナイトに逆変態させることで、焼鈍後の母材鋼板の有効結晶粒を微細化できる。巻取り温度が４５０℃未満であると、パーライトおよび／または粗大セメンタイトが生成しない場合があり、好ましくない。一方、巻取り温度が６５０℃を超えると、パーライトとフェライトがそれぞれ圧延方向に長い帯状に生成する。これにより、フェライト部分から冷間圧延および焼鈍後に生成する母材鋼板の有効結晶粒が圧延方向に伸長した粗大なものとなる傾向にあり、好ましくない。
　また、熱延鋼板を巻き取った後、スケール層の下に内部酸化層が不均一に（エッジ部より中央部の方が厚く）形成される場合がある。巻取り温度が６５０℃を超えるとそれが顕著になる。この内部酸化層が後述する後工程（酸洗、冷延）でも除去されない場合には、微細化層およびＦｅ－Ａｌ合金層の不均一な形成につながり、めっき密着性および外観の均一性に悪影響を及ぼす可能性がある。したがって、めっき密着性および外観の均一性の観点からも巻取り温度は６５０℃以下に下げることが好ましい。
　ここで、焼鈍後の母材鋼板の表面において、硬質組織を所定の体積分率に制御するため、熱間圧延工程において、母材鋼板表面から適度に脱炭させる必要がある。母材鋼板からの脱炭挙動は、雰囲気制御によって制御しても構わないが、大規模な設備が必要となり、コスト面での負荷が大きい。そのため、本実施形態では、仕上げ圧延完了（熱間圧延完了）から３００℃に至るまでの区間において、冷却速度を制御して鋼板温度を制御することにより、脱炭挙動を制御する。
　母材鋼板の温度制御は、仕上げ圧延完了から３００℃に至るまでの区間のうち、母材鋼板表面において鉄のＢＣＣ相が安定となる温度Ａｅ３＊℃以下となる範囲において行う。これは、鉄のＢＣＣ相からの脱炭が、高温における安定相であるＦＣＣ相からの脱炭に比べて早く進むためである。なお本実施形態においては、母材鋼板温度が３００℃よりも低い温度範囲では、酸素の拡散速度が十分に遅く、脱炭の進行速度についても脱炭挙動に影響しないと見なせるため、熱延工程における母材鋼板の温度制御の温度範囲は３００℃に至るまでの区間とする。
　なお、Ａｅ３＊［℃］は次の式を用いて求めることができる。
　Ａｅ３＊［℃］＝８８５＋３１．７Ｓｉ－２９．３Ｍｎ＋１２３．２Ａｌ－１８．２Ｃｒ－４０．０Ｎｉ－２１．０Ｃｕ＋１２．６Ｍｏ
　上記の式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏはそれぞれの元素の含有量［質量％］である。
　また、鋼板の脱炭挙動は仕上げ圧延完了からコイルに巻取るまでの第１期と、コイルに巻き取ってから室温に至るまでの第２期に分けて制御する。これは、第１期には大気下で脱炭が進行するのに対し、第２期には、巻き取ってコイルとすることで鋼板同士が密着し、外気の侵入がほとんど無い条件で脱炭が進行するため、両者で脱炭の進行速度が大きく異なるためである。
　具体的には、鋼板表層部を適度に脱炭させるため、仕上げ圧延完了から３００℃に至るまでの冷却過程において、鋼板温度を、下記式（１）を満たす範囲に制御する。式（１）は脱炭挙動の進行度合いと関係する式であり、式（１）の値が大きいほど脱炭が進行することを示す。
　なお、式（１）における各項について、ｔ［秒］は仕上げ圧延完了からの経過時間であり、ｔ１［秒］は仕上げ圧延完了からＡｅ３＊温度に至るまでの経過時間であり、ｔ２［秒］は仕上げ圧延完了からコイルに巻取るまでの経過時間であり、ｔ３［秒］は仕上げ圧延完了から鋼板温度が３００℃に至るまでの経過時間である。また、Ｔ（ｔ）［℃］は鋼板温度であり、ＷＳｉ［質量％］およびＷＭｎ［質量％］はそれぞれ鋼板全体におけるＳｉ、Ｍｎの各元素の平均含有量である。さらに、α、β、γ、δの各項は定数項であり、それぞれ８．３５×１０８、２．２０×１０４、１．７３×１０１０、２．６４×１０４である。
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　上記式（１）において、括弧内の第１積分項は第１期の冷却中における脱炭の進行度合いと関係する項であり、第２積分項は第２期の冷却中における脱炭の進行度合いと関係する項である。いずれの項においても、脱炭は母材鋼板温度が高く、かつ、停留時間が長いほど進む。特に第２期においては、脱炭を進める元素である酸素が雰囲気中にほとんど存在せず、表層のスケール層から鋼中のＳｉおよびＭｎによって引き寄せられる酸素によって脱炭が進行するため、第２積分項にはＳｉおよびＭｎの含有量による影響が含まれ、鋼中のＳｉおよびＭｎ量が多いほど式（１）の値は大きくなり、脱炭が進行することを示す。
　仕上げ圧延完了後の冷却過程において、上記式（１）の値が０．８未満となると、母材鋼板表層部はほとんど脱炭せず、表層部の硬質組織の体積率Ｖ１と、板厚の表面から１／４厚を中心とした硬質組織の体積率Ｖ２の比であるＶ１／Ｖ２が０．９０を超え、曲げ性が劣化するため、上記式（１）の値が０．８以上となるように冷却を行う。この観点から、上記式（１）の値が１．０以上となるように冷却を行うことが好ましく、１．３以上とすることが更に好ましい。一方、上記式（１）の値が２０．０を超えると、鋼板表層部が過度に脱炭し、Ｖ１／Ｖ２が０．３０未満となり、鋼板の耐疲労特性が著しく劣化するため、上記式（１）の値が２０．０以下となるように冷却を行う。この観点から、上記式（１）の値が１５．０以下となるように冷却を行うことが好ましく、１０．０以下とすることが更に好ましい。
　次に、このようにして製造した熱延鋼板の酸洗を行う。酸洗は、熱延鋼板の表面の酸化物を除去するものであることから、母材鋼板のめっき性向上のために重要である。酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けて行っても良い。スケール層の下に生成する内部酸化層は、酸洗を強化し、できるだけ除去した方が微細化層およびＦｅ－Ａｌ合金層の均一な形成、それによる均一外観の確保の観点からも好ましい。内部酸化層が除去できれば、酸洗条件は特に限定されず、例えば、酸洗効率と経済性との観点からは塩酸の使用が好ましい。内部酸化層を除去する条件としては、例えば、塩酸の濃度は、塩化水素として５質量％以上、酸洗温度は８０℃以上、酸洗時間は３０秒以上が推奨条件として挙げられる。
「冷延工程」
　次に、酸洗後の熱延鋼板に冷間圧延を行って冷延鋼板を得る。
　冷間圧延では、圧下率の合計が８５％を超えると、鋼板の延性が失われ、冷間圧延中に鋼板が破断する危険性が高まる。このため、圧下率の合計を８５％以下とすることが好ましい。この観点から、圧下率の合計は７５％以下とすることがより好ましく、７０％以下とすることが更に好ましい。冷間圧延工程における圧下率の合計の下限は特に定めない。圧下率の合計が０．０５％未満では、母材鋼板の形状が不均質となり、めっきが均一に付着せず、外観が損なわれる。このため、０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることが更に好ましい。なお、冷間圧延は複数のパスで行うことが好ましいが、冷間圧延のパス数および各パスへの圧下率の配分は問わない。
　また、冷間圧延における圧下率の合計が１０％超、２０％未満の範囲においては、その後の焼鈍工程において再結晶が十分に進まず、多量の転位を含んで展性を失った粗大な結晶粒が表層近くに残り、曲げ性および耐疲労特性が劣化する場合がある。これを避けるには、圧下率の合計を小さくし、結晶粒への転位の蓄積を軽微にして結晶粒の展性を残すことが有効である。あるいは、圧下率の合計を大きくし、焼鈍工程において再結晶を十分に進行させ、加工組織を内部に転位の蓄積が少ない再結晶粒にすることが有効である。結晶粒への転位の蓄積を軽微にする観点からは、冷延工程における圧下率の合計は１０％以下とすることが好ましく、５．０％以下とすることが更に好ましい。一方、焼鈍工程における再結晶を十分に進めるには、圧下率の合計を２０％以上とすることが好ましく、３０％以上とすることが更に好ましい。
「焼鈍工程」
　本発明の実施形態においては、冷延鋼板に焼鈍を施す。本発明の実施形態においては、予熱帯と均熱帯とめっき帯とを有する連続焼鈍めっきラインを用いることが好ましい。そして、焼鈍工程を行いながら予熱帯と均熱帯とを通過させ、めっき帯に到着するまでに焼鈍工程を終了し、めっき帯においてめっき工程を行うことが好ましい。
　上述のように、焼鈍工程及びめっき工程に連続焼鈍めっきラインを用いた場合には、例えば、以下に示す方法を用いることが好ましい。
　特に、予熱帯における雰囲気、加熱方式の制御、均熱帯における雰囲気の制御が微細化層およびＦｅ－Ａｌ合金層を適切で均一に生成させながら、めっき密着性および外観均一性を確保する上で重要である。
　予熱帯においては、水蒸気分圧Ｐ（Ｈ２Ｏ）と水素分圧Ｐ（Ｈ２）との比のＬｏｇ値であるＬｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））を－１．７～－０．２に制御した雰囲気下で、空気比を０．７～１．０とした予熱バーナーを用いて、４００℃～８００℃の鋼板温度に加熱しながら通板させる。
　予熱帯において、水蒸気分圧Ｐ（Ｈ２Ｏ）と水素分圧Ｐ（Ｈ２）との比を調整することは、後続の溶融亜鉛めっきにおいて界面にＦｅ－Ａｌ合金相を幅方向に均一に析出させること及びめっき前の鋼板の表面性状に影響を及ぼす。
　これは、予熱帯においては空気比を調整することで、Ｓｉ等の強脱酸元素の酸化膜の鋼板表面への生成を抑制する。これと共に、水蒸気分圧Ｐ（Ｈ２Ｏ）と水素分圧Ｐ（Ｈ２）との比を調整することで、鋼板表面での過剰な脱炭素を抑制する。このことで、後続のめっき工程において、鋼板表面の粒界における過剰なＦｅ－Ｚｎ合金反応を抑制して、Ｆｅ－Ａｌ合金反応が選択的に起きる様にする。Ｆｅ－Ａｌ合金反応が選択的に起きることで、均一なＦｅ－Ａｌ合金層の形成を促し、優れためっき密着性、外観均一化を得ることができる。Ｌｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が－０．２を超えるとＦｅ－Ｚｎ合金化が後続のめっき工程で起こり易くなり、めっき中のＦｅ濃度が高くなる。それにより、めっき密着性が低下し、外観むらも生じやすくなる。一方、Ｌｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が－１．７未満であると、鋼板表面に炭素濃度が高い部分が出来、表面に微細化層が形成しないため、めっき密着性が低下する。
　「空気比」とは、単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積と、単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積との比であり、下記の式で示される。
　空気比＝［単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積（ｍ３）］／［単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積（ｍ３）］
　上記の空気比が１．０を超えて大きすぎる場合には、鋼板表層部に過剰なＦｅ酸化被膜が生成され、焼鈍後の脱炭層が肥大化し、微細化層も過剰に生成する。それにより過度にめっきの合金化が進み、めっき密着性、チッピング性、パウダリング性が低下する。したがって、上記の空気比は１．０以下であることが好ましく、０．９以下であることがより好ましい。上記空気比が０．７未満と小さすぎる場合には、微細化層が形成されず、めっき密着性が低下する。よって、上記空気比は０．７以上とし、０．８以上であることが好ましい。
　また、予熱帯を通板させる鋼板温度が４００℃未満だと、十分な微細化層を形成することができない。したがって、予熱帯を通板させる鋼板温度は４００℃以上とし、６００℃以上とすることが好ましい。一方、予熱帯を通板させる鋼板温度が８００℃を超える高温では、粗大なＳｉおよび／またはＭｎを含む酸化物が鋼板表面に生成し、めっき密着性が低下する。したがって、予熱帯を通板させる鋼板温度は８００℃以下とし、７５０℃以下とすることが好ましい。
　予熱帯における加熱速度が遅いと内部酸化が進行し、鋼板内部に粗大な酸化物が生成する。特に、６００℃～７５０℃における加熱速度は重要であり、鋼板表層部の過度の脱炭を避け、粗大な酸化物の生成を抑制するためにこの間の平均加熱速度を１．０℃／秒以上とする必要がある。この間の平均加熱速度が１．０℃／秒未満の場合、微細化層中に粗大な酸化物が形成し、めっき密着性およびパウダリング性が低下する。鋼板表層部の過度の脱炭、及び粗大な酸化物の生成を避けるため、６００℃～７５０℃間の平均加熱速度は１．５℃／秒以上とすることが好ましく、２．０℃／秒以上とすることがより好ましい。６００℃～７５０℃における平均加熱速度は、予熱帯における処理時間を確保して、５０℃／秒以下とすることが好ましい。平均加熱速度が５０℃／秒以下であると、均一な微細化層が得られやすく、めっき密着性および外観の均一性に優れためっき層が得られる。
　焼鈍工程における最高加熱温度は、鋼板の成形性に関わるミクロ組織の分率を所定の範囲に制御するため、重要な因子である。最高加熱温度が低いと、鋼中に粗大な鉄系炭化物が溶け残り、成形性が劣化する。また最高加熱温度が７５０℃未満では、熱延鋼板中の粗大な鉄炭化物が十分に溶解せず、製品とした板にまで残存し、延性を大きく損なうおそれがある。鉄系炭化物を十分に固溶させ、成形性を高めるには、最高加熱温度は（Ａｃ１点＋２５）℃以上かつ７５０℃以上とし、（Ａｃ１点＋５０）℃以上とすることが好ましい。一方、最高加熱温度がＡｃ３点を超えると、鋼中のフェライト分率が著しく減少するため、最高加熱温度をＡｃ３点以下とする。また、めっき密着性の観点からは、地鉄表面の酸化物を少なくするため、最高加熱温度は低いほうが好ましい。この観点から最高加熱温度は８５０℃以下とすることが好ましく、８３０℃以下とすることがより好ましい。
　鋼板のＡｃ１点およびＡｃ３点は、それぞれオーステナイト逆変態の開始点と完了点であり、具体的には、熱間圧延後の鋼板から小片を切り出し、１０℃／秒で１２００℃まで加熱し、その間の体積膨張を測定することで得られる。
　焼鈍工程における最高加熱温度（７５０℃以上）は、均熱帯において到達する。この均熱帯における雰囲気はＬｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））を－１．７～－０．２に制御する。Ｌｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が－１．７未満では微細化層が形成されず、めっき密着性が低下する。Ｌｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が－０．２を超えると脱炭が過度に進行して、母材鋼板表層の硬質相が著しく減少するとともに、微細化層中に粗大な酸化物が形成し、めっき密着性およびパウダリング性が低下する。
　上記のとおり、均熱帯におけるＬｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が－１．７～－０．２であると、めっき剥離の起点となるＳｉおよびＭｎ酸化物が最表面層に形成せず、鋼板表層の内部に最大径が０．０５μｍ～０．４μｍであるＳｉおよび／またはＭｎの微細な酸化物が形成される。Ｓｉおよび／またはＭｎの微細な酸化物は、焼鈍中におけるＦｅ再結晶の成長を抑制する。また、焼鈍雰囲気中の水蒸気が母材表層を脱炭させるため、焼鈍後の母材表層はフェライトになる。その結果、焼鈍後の母材の表層には、平均厚さが０．１μｍ～５．０μｍであって、フェライト相の平均粒径が０．１μｍ～３．０μｍであり、最大径が０．０１μｍ～０．４μｍであるＳｉおよび／またはＭｎの酸化物を含有する微細化層が形成される。
　焼鈍工程のうち、最高加熱温度に到達後からめっき浴に至るまでのめっき前の冷却（めっき前冷却工程）において、７６０℃から７００℃までの温度域と、６５０℃から５００℃までの温度域との２段階に分けて鋼板の温度を制御することにより、所定のミクロ組織を得ることができる。まず、フェライトの生成を十分に進めるため、７６０℃から７００℃までの間の平均冷却速度を規定する。７６０℃から７００℃までの平均冷却速度が５．０℃／秒を超えると、フェライトの生成が十分に進まない場合があるため、平均冷却速度を５．０℃／秒以下とする。フェライトの生成を十分に進めるためには、平均冷却速度は３．５℃／秒以下とすることが好ましく、２．５℃／秒以下とすることがより好ましい。一方、７６０℃から７００℃までの平均冷却速度が０．３℃／秒未満では多量のパーライトが生成する場合があるため、平均冷却速度を０．３℃／秒以上とする。パーライトの生成を避けるためには、平均冷却速度を０．５℃／秒以上とすることが好ましく、０．７℃／秒以上とすることがより好ましい。
　次に、過度のパーライトおよび／または粗大なセメンタイトの生成を避けるため、６５０℃から５００℃までの冷却速度を規定する。６５０℃から５００℃までの平均冷却速度が１．０℃／秒未満では、パーライトおよび／または粗大なセメンタイトが多量に生成するため、平均冷却速度を１．０℃／秒以上とする。パーライトおよび／または粗大なセメンタイトは鋼中に含まれないことが好ましいため、これらの生成を十分に避けるためには、平均冷却速度は２．０℃／秒以上とすることが好ましく、３．０℃／秒以上とすることがより好ましい。６５０℃から５００℃の温度域での平均冷却速度の上限は特に設けないが、過度に大きな平均冷却速度を得るには、特殊な冷却設備またはめっき工程に干渉しない冷媒が必要となるため、好ましくない。この観点から、上記温度域での平均冷却速度は１００℃／秒以下とすることが好ましく、７０℃／秒以下とすることがより好ましい。
　めっき前冷却工程に引き続き、焼戻しマルテンサイトを得るため、鋼板温度が５００℃に到達してからめっき浴に至るまでの間に、マルテンサイト変態処理として鋼板を所定の温度域に一定時間停留させても構わない。マルテンサイト変態処理温度は、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ点を上限とし、上限を（Ｍｓ点－２０）℃とすることがより好ましい。マルテンサイト変態処理は、５０℃を下限とすることが好ましく、下限を１００℃とすることがより好ましい。また、マルテンサイト変態処理時間は、１秒間～１００秒間とすることが好ましく、１０秒間～６０秒間とすることがより好ましい。なお、マルテンサイト変態処理で得られるマルテンサイトは、めっき工程にて高温のめっき浴に侵入することにより焼戻しマルテンサイトに変化する。
　なお、Ｍｓ点は次の式により計算する。
　Ｍｓ点［℃］＝５４１－４７４Ｃ／（１－ＶＦ）－１５Ｓｉ－３５Ｍｎ－１７Ｃｒ－１７Ｎｉ＋１９Ａｌ
　上記式において、ＶＦはフェライトの体積分率を示し、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ａｌはそれぞれの元素の含有量［質量％］である。
　なお、製造中にフェライトの体積分率を直接測定することは困難である。このため、本発明においてＭｓ点を決定するにあたっては、連続焼鈍ラインに通板させる前の冷延鋼板の小片を切り出し、その小片を連続焼鈍ラインに通板させた場合と同じ温度履歴で焼鈍して、小片のフェライトの体積の変化を測定し、その結果を用いて算出した数値をフェライトの体積分率ＶＦとしている。
　更に、ベイナイトの生成を進めるため、鋼板温度が５００℃に到達してからめっき浴に至るまでの間に、ベイナイト変態処理として鋼板を所定の温度域に一定時間停留させても構わない。ベイナイト変態処理温度が５００℃を超えるとパーライトおよび／または粗大なセメンタイトの生成が進むため、ベイナイト変態処理温度は５００℃以下とする。また、ベイナイト変態処理温度が３５０℃を下回ると、変態が十分に進まないため、ベイナイト変態処理温度は３５０℃以上とする。ベイナイト変態処理時間は、変態を十分に進めるため、１０秒以上とし、パーライトおよび／または粗大なセメンタイトの生成を抑制するため、５００秒以下とする。なお、めっき前冷却工程後に、ベイナイト変態処理とマルテンサイト変態処理との両者を行う場合、施行順についてはベイナイト変態処理とマルテンサイト変態処理とを行うこととする。
「めっき工程」
　次に、このようにして得られた母材鋼板をめっき浴に浸漬する。
　めっき浴は、亜鉛を主体とし、めっき浴中の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた値である有効Ａｌ量が０．１８０％～０．２５０％である組成を有する。めっき浴中の有効Ａｌ量が０．１８０％を下回ると、Ｆｅ－Ａｌ合金層の形成が十分ではなく、めっき層中へのＦｅの侵入が進み、めっき密着性が損なわれるため、０．１８０％以上とする必要がある。この観点から、めっき浴中の有効Ａｌ量は０．１８５％以上であることが好ましく、０．１９０％以上であることが更に好ましい。一方、めっき浴中の有効Ａｌ量が０．２５０％を超えると、母材鋼板とめっき層のＦｅ－Ａｌ合金層が過度に生成し、めっき密着性が損なわれる。この観点から、めっき浴中の有効Ａｌ量は０．２５０％以下とする必要があり、０．２４０％以下とすることが好ましく、０．２３０％以下とすることが更に好ましい。
　めっき浴は、Ａｇ、Ｂ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｓ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｉ、Ｋ、Ｌａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎａ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｒｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｓｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上の元素が混入されているものであってもよく、各元素の含有量によっては、溶融亜鉛めっき層の耐食性および加工性が改善される等好ましい場合もある。
　また、めっき浴の温度は４４０℃～４７０℃とすることが好ましい。めっき浴温度が４４０℃未満では、めっき浴の粘度が過大に高まり、めっき層の厚さを制御することが困難となり、溶融亜鉛めっき鋼板の外観を損なう。したがって、めっき浴の温度は４４０℃以上が好ましく、４４５℃以上とすることが更に好ましい。一方、めっき浴温度が４７０℃を超えると多量のヒュームが発生し、安全に製造することが困難となる。このため、めっき浴温度は４７０℃以下が好ましく、４６０℃以下とすることが更に好ましい。
　また、母材鋼板がめっき浴に進入する際の鋼板温度が４３０℃を下回ると、めっき浴温度を４４０℃以上で安定させるために、めっき浴に多量の熱量を与える必要が生じるため、実用上不適である。一方、母材鋼板がめっき浴に進入する際の鋼板温度が４８０℃を上回ると、めっき浴温度を４７０℃以下に安定させるために、めっき浴から多量の熱量を抜熱する設備を導入する必要があり、製造コストの点で不適である。よって、めっき浴の浴温を安定させるため、母材鋼板のめっき浴進入時の温度を４３０℃以上、４８０℃以下とする。また、Ｆｅ－Ａｌ合金層を適正に制御するには、母材鋼板のめっき浴進入時の温度は４４０℃以上、４７０℃以下に制限することが更に好ましい。
　めっき浴の温度は、４４０℃～４７０℃の範囲内の温度で安定していることが好ましい。めっき浴の温度が不安定であると、Ｆｅ－Ａｌ合金層およびめっき層中のＦｅ含有量が不均一となり、めっき層の外観および密着性の不均一を招く。めっき浴の温度を安定させるためには、めっき浴進入時の鋼板温度とめっき浴の温度とを略一致させることが好ましい。具体的には、実製造設備の温度制御性の限界から、めっき浴進入時の鋼板温度をめっき浴温度の±１０℃以内とすることが好ましく、めっき浴温度の±５℃以内とすることがより好ましい。
　なお、めっき浴浸漬後、適正なめっき付着量とするため、鋼板表面に窒素を主体とする高圧ガスを吹き付け、表層の過剰な亜鉛を除去することが好ましい。その後室温まで冷却する。その際、母材鋼板からめっき層へのＦｅ原子の拡散がほとんど進まず、ζ相の生成がほぼ停止する温度３５０℃までは１℃／秒以上の冷却速度を確保することがめっき密着性確保の観点から好ましい。
　また、３５０℃まで冷却した後に、硬質組織を得るため、１．０℃／秒以上の平均冷却速度で２５０℃以下まで冷却しても構わない。フレッシュマルテンサイト相および／または焼戻しマルテンサイト相を得るためには、平均冷却速度を３．０℃／秒以上とすることが好ましく、５．０℃／秒以上とすることがさらに好ましい。
　さらに、２５０℃以下まで冷却した後、焼戻しマルテンサイトを得るために再加熱処理を施しても構わない。再加熱処理の処理温度および処理時間は目標とする特性に応じて適宜設定して構わない。ただし、再加熱処理温度が２５０℃未満では十分な効果が得られず、一方で、３５０℃を上回ると、めっき層が変質し、めっき密着性が劣化する懸念があるため、再加熱処理温度は２５０℃以上３５０℃以下とすることが好ましい。また、再加熱処理時間が１０００秒を超えると処理効果が飽和するため、処理時間は１０００秒以下とすることが好ましい。
　また、３５０℃まで冷却した後に、残留オーステナイトを得るため、２５０℃～３５０℃の温度範囲で１５秒～５００秒の停留を施すベイナイト変態処理を行っても構わない。ベイナイト変態処理温度が２５０℃未満では、マルテンサイトが生成して残留オーステナイトは十分に得られない。このため、ベイナイト変態処理温度は２５０℃以上とすることが好ましく、３００℃以上とすることがより好ましい。一方でベイナイト変態処理温度が３５０℃を超えると、母材鋼板からめっき層へのＦｅ原子の拡散が進行し、めっき密着性が劣化する。このため、ベイナイト変態処理温度は３５０℃以下とすることが好ましく、３３０℃以下とすることがより好ましい。
　ベイナイト変態処理時間が１５秒以上であると、ベイナイト変態処理を行うことの効果が十分に得られる。ベイナイト変態処理時間は２５秒以上であることがより好ましい。ベイナイト変態処理時間が５００秒以下であると、ベイナイト変態処理を効率よく行うことができる。ベイナイト変態処理時間は３００秒以下であることがより好ましい。
　また、残留オーステナイトを更に安定化するために、２５０℃以下まで冷却した後、再加熱処理を施しても構わない。再加熱処理の処理温度および処理時間は目標とする特性に応じて適宜設定して構わない。ただし、再加熱処理温度が２５０℃未満では十分な効果が得られない。このため、再加熱処理温度は２５０℃以上とすることが好ましく、２８０℃以上とすることがより好ましい。再加熱処理温度が３５０℃を上回ると、母材鋼板からめっき層へのＦｅ原子の拡散が進行し、めっき密着性が劣化する。このため、再加熱処理温度は３５０℃以下とすることが好ましく、３３０℃以下とすることがより好ましい。
　また、再加熱処理時間が１０００秒を超えると処理効果が飽和するため、処理時間は１０００秒以下とすることが好ましい。
「加工工程」
　次に、鋼板温度を１００℃以下まで冷却した後、母材鋼板表層の残留オーステナイトを減少させるため、めっき鋼板に曲げ－曲げ戻し変形を施す。曲げは直径が５０ｍｍ～８００ｍｍのロールを用いて施すことができる。ロール径が５０ｍｍ未満では、曲げ変形によって母材鋼板表層に多量のひずみが導入されるため、鋼板の成形性が損なわれる。また、ロール径が８００ｍｍ超では母材鋼板表層におけるひずみ量が小さく、残留オーステナイトが十分に減少しない。曲げ－曲げ戻し変形は、母材鋼板の表裏各面における残留オーステナイトを減少させるため、表裏各面を曲げ外側とする変形を、それぞれ１回以上施す必要があるため、合計で２回以上の曲げ－曲げ戻し変形を施す必要がある。これによって、母材鋼板の表裏両面における残留オーステナイトを所定の範囲に収めることができる。
　以上説明した製造方法によって本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができるが、本発明は、上記の実施形態に限定されるものではない。
　例えば、本発明の実施形態においては、上述した方法により得られた溶融亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜を付与しても構わない。
　リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜は、溶融亜鉛めっき鋼板を加工する際に潤滑剤として機能させることができ、母材鋼板の表面に形成した亜鉛めっき層を保護することができる。
　さらに、本実施形態においては、室温まで冷却した溶融亜鉛めっき鋼板に対して、形状矯正のために圧下率３．００％以下で冷間圧延を施しても構わない。
　なお、上述してきた本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、母材鋼板の板厚が０．６ｍｍ以上、５．０ｍｍ未満である溶融亜鉛めっき鋼板の製造に適用されることが好ましい。母材鋼板の板厚が０．６ｍｍ未満であると、母材鋼板の形状を平坦に保つことが困難となり、適当ではない場合がある。また、母材鋼板の板厚が５．０ｍｍ以上であると、焼鈍工程およびめっき工程における冷却の制御が困難となる場合がある。
　本発明の実施例について説明する。なお、本実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
「実施例１」
　表１～表３に示すＡ～ＢＹの化学成分（組成）を有するスラブを鋳造し、表４～表７に示す熱延工程条件（スラブ加熱温度、圧延完了温度）で熱間圧延し、表４～表７に示す熱延工程条件（熱延完了から巻取りまでの平均冷却速度、巻取温度、式（１））で冷却し、熱延鋼板を得た。
　その後、熱延鋼板に酸洗（８０℃の１０％塩酸に浸漬、浸漬時間は表４～表７に示す）を施して、表４～表７に示す冷延工程条件（圧下率）の冷間圧延を施し、冷延鋼板を得た。
　次いで、得られた冷延鋼板を表８～表１１に示す焼鈍工程における加熱工程条件（予熱帯における空気比、予熱帯雰囲気中のＬｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））、均熱帯雰囲気中のＬｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））、６００℃～７５０℃の温度域での平均加熱速度、最高加熱温度）で焼鈍を施した。この鋼板を表８～表１１に示す条件（冷却速度１（７６０℃～７００℃の温度域での平均冷却速度）、冷却速度２（６５０℃～５００℃の温度域での平均冷却速度）、マルテンサイト変態処理条件（処理温度、処理時間）、ベイナイト変態処理１の条件（処理温度、処理時間））で冷却処理を施し、めっき処理用の母材鋼板を得た。
　次に、表１２～表１５に示す条件（有効Ａｌ量、めっき浴温度、鋼板の侵入温度）で亜鉛めっき浴に浸漬し、表１２～表１５に示す条件で（冷却速度３（３５０℃までの平均冷却速度）、冷却速度４（３５０℃～２５０℃の温度域での平均冷却速度）、ベイナイト変態処理２の条件（処理温度、処理時間）、再加熱処理条件（処理温度、処理時間））でめっき後冷却処理を施した。次に、表１２～表１５に示す条件（ロール径、加工回数）で曲げ－曲げ戻し加工を施し、さらに、表１２～表１５に示す条件（圧下率）で冷間圧延を施し、実験例１～２０２の溶融亜鉛めっき鋼板を得た（ただし、一部の実験例においては、実験を中断したものもある）。
　次いで、各溶融亜鉛めっき鋼板から母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）によるミクロ組織観察およびＥＢＳＤ法による高分解能結晶方位解析を行い、板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲（１／４厚）、および、めっき層と母材鋼板との界面を起点とする深さ２０μｍまでの表層部（地鉄表層）におけるミクロ組織の体積分率をそれぞれ測定した。なお、表１６～表１９中の「マルテンサイト」とはフレッシュマルテンサイトを示し、表１６～表１９中のミクロ組織のうち「その他」とは、パーライトおよび／または粗大なセメンタイトを示している。また、「硬質相」とは、ベイナイトとベイニティックフェライトとフレッシュマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトとのうち１種以上からなる硬質組織である。
　めっきの付着量は、インヒビター入りの塩酸を用いてめっき層を溶融し、溶融前後の重量を比較して求めた。同時にＦｅ、ＡｌをＩＣＰで定量することにより、めっき層中Ｆｅ濃度、Ａｌ濃度を測定した。
　さらに、めっき鋼板から、母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、上述した測定方法を用いて、母材鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面へのＦｅ－Ａｌ合金層の平均厚さと幅方向の厚み差、及び、それに直接接する微細化層の平均厚さと幅方向の厚み差、微細化層内におけるフェライト相の平均粒径（フェライト相平均粒径）と、微細化層中のＳｉおよびＭｎの１種または２種以上の酸化物の最大径（酸化物最大径）を求めた。その結果を表２０～表２３に示す。
　次いで、めっき鋼板の特性を調べるため、引張試験、穴拡げ試験、曲げ試験、疲労試験、密着性評価試験、スポット溶接試験、腐食試験、チッピング性試験、パウダリング性試験、めっき外観均一性評価を行った。表２４～表３１に、各実験例における特性を示す。
　引張試験は、めっき鋼板からＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に記載の方法で行い、降伏強度ＹＳ、引張最大強度ＴＳ、全伸びＥｌを求めた。なお、引張特性は、引張最大強度ＴＳが５５０ＭＰａ以上の場合を良好なものとして評価した。
　穴拡げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に記載の方法で行った。成形性のうち、延性（全伸び）Ｅｌおよび穴拡げ性λは、引張最大強度ＴＳに伴って変化するが、下記式（２）を満たす場合に強度、延性および穴拡げ性を良好とする。
　ＴＳ１．５×Ｅｌ×λ０．５　≧　２．０×１０６　　・・・式（２）
　曲げ試験は、溶融亜鉛めっき鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に記載のＶブロック法を用い、９０°Ｖ曲げ試験を行った。Ｖブロックの底部における半径を１．０ｍｍから６．０ｍｍまで０．５ｍｍ刻みで変化させ、試験片に割れが発生しなかった最も小さい半径を最小曲げ半径ｒ［ｍｍ］とした。曲げ性は、最小曲げ半径ｒを板厚ｔ［ｍｍ］で規格化した、「ｒ／ｔ」によって評価し、「ｒ／ｔ」が２．０以下の場合を良好な曲げ性として評価した。
　疲労試験は、溶融亜鉛めっき鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２７５に記載の１号試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ ２２７３に従って片振り平面曲げ疲労試験を行った。最大繰返し数を１０００万回とし、疲労限ＤＬおよび疲労限度比ＤＬ／ＴＳを評価し、疲労限度比が０．３０以上の場合を良好な耐疲労特性とした。
　めっき密着性は、５％の単軸引張ひずみを与えためっき鋼板に対し、デュポン衝撃試験を施した。衝撃試験後のめっき鋼板に粘着テープを貼り、その後引き剥がし、めっきが剥離しなかった場合を特に良好（◎）とし、めっきが５％以上剥離した場合を不良（×）とし、めっきの剥離が５％未満の場合を良好（○）とした。デュポン衝撃試験は、先端の曲率半径を１／２インチとする撃ち型を使用し、３ｋｇの錘を１ｍの高さから落下させて行った。
　スポット溶接性は連続打点試験を行って評価した。溶融部の直径が板厚の平方根の５．３倍～５．７倍となる溶接条件において、１０００回のスポット溶接を連続して行った。そして、溶融部の直径を１点目ｄ１と１０００点目ｄ１０００とで比較し、ｄ１０００／ｄ１が０．９０以上である場合を合格（○）、０．９０未満の場合を不合格（×）とした。
　耐食性の評価には、めっき鋼板を１５０ｍｍ×７０ｍｍに切り出した試験片を用いた。試験片に、りん酸亜鉛系のディップ型化成処理を施し、続いてカチオン電着塗装２０μｍを施し、さらに中塗３５μｍ、上塗３５μｍを施した後、裏面と端部を絶縁テープでシールした。耐食性試験には、ＳＳＴ６ｈｒ→乾燥４ｈｒ→湿潤４ｈｒ→冷凍４ｈｒを１サイクルとするＣＣＴを使用した。塗装後耐食性の評価は、塗装面にカッターで母材鋼板まで達するクロスカットを施し、ＣＣＴ６０サイクル後のふくれ幅を測定した。膨れ幅３．０ｍｍ以下の場合を合格（○）とし、３．０ｍｍ超の場合を不合格（×）とした。
　チッピング性は、めっき鋼板を７０ｍｍ×１５０ｍｍに切出した試験片を用いて評価した。まず、試験片に対して、自動車用の脱脂、化成皮膜の形成、３コート塗装の各工程を行った。次に、試験片を－２０℃に冷却保持した状態で、エアー圧２ｋｇｆ／ｃｍ２で砕石（０．３ｇ～０．５ｇ）１０個を垂直に照射した。砕石の照射は、各試験片につき５回ずつ繰り返し実施した。その後、各試験片について、合計５０個のチッピング痕を観察し、その剥離界面の位置によって以下の基準で評価した。剥離界面がめっき層より上（めっき層－化成皮膜の界面、または電着塗装－中塗塗装の界面）であるものを合格（○）とし、めっき層－地鉄での界面剥離が１つでもあるものを不合格（×）とした。
　パウダリング性は、めっき層の加工性を評価するため、Ｖ曲げ加工（ＪＩＳ Ｚ ２２４８）を使用して評価した。めっき鋼板を５０×９０ｍｍに切断し、１Ｒ－９０°Ｖ字金型プレスで成型体を形成し、試験体とした。各試験体の谷部において、テープ剥離を実施した。具体的には、試験体の曲げ加工部上に巾２４ｍｍのセロハンテープを押し当てて引き離し、セロハンテープの長さ９０ｍｍの部分を目視で判断した。評価基準は以下の通りとした。めっき層の剥離が加工部面積に対して５％未満のものを合格（○）とし、めっき層の剥離が加工部面積に対して５％超のものを不合格（×）とした。
　外観均一性評価は、鋼板幅方向における両エッジから５０ｍｍの位置とその間を７等分した計８箇所の明度（Ｌ＊値）を測定し、最大値から最小値を引いた差が５未満のものを均一（○）、５以上１０未満のものをやや不均一（△）、１０以上のものを不均一（×）とした。
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　本発明の実施例である実験例３０は、有効Ａｌ量が０．１８０質量％であったが、Ｆｅ－Ａｌ合金が幅方向に均一に生成されており、特許文献１２に記載のめっき密着性の低下は無く、逆に改善した。
　実験例１８７はＣの含有量が小さく、硬質相の体積分率が小さくなり、十分な強度、延性および穴拡げ性が得られなかった例である。
　実験例１８８はＣの含有量が大きく、スポット溶接性が劣化した例である。また、マルテンサイトの分率が大きくなり、耐疲労特性、延性、穴拡げ性および曲げ性が劣位であった。
　実験例１８９はＳｉの含有量が小さく、焼鈍工程およびめっき工程において多量のパーライトおよび粗大セメンタイトが生成し、鋼板の成形性が十分に得られなかった例である。
　実験例１９０はＳｉの含有量が大きく、熱延工程において、スラブが加熱中に割れたため、実験を中断した例である。
　実験例１９１はＭｎの含有量が小さく、焼鈍工程およびめっき工程において多量のパーライトおよび粗大セメンタイトが生成し、鋼板の成形性が十分に得られなかった例である。
　実験例１９２はＭｎの含有量が大きく、熱延工程において、スラブが加熱中に割れたため、実験を中断した例である。
　実験例１９３はＰの含有量が大きく、熱延工程において、スラブを圧延したところ割れが発生したため、実験を中断した例である。
　実験例１９４はＳの含有量が大きく、多量の粗大硫化物が生成したため、延性、穴拡げ性、曲げ性、スポット溶接性および耐疲労特性が劣化した例である。
　実験例１９５はＡｌの含有量が大きく、熱延工程において、スラブが搬送中に割れたため、実験を中断した例である。
　実験例１９６はＮの含有量が大きく、多量の粗大窒化物が生成したため、延性、穴拡げ性、曲げ性、スポット溶接性および耐疲労特性が劣化した例である。
　実験例１９７はＯの含有量が大きく、多量の粗大酸化物が生成したため、延性、穴拡げ性、曲げ性、スポット溶接性および耐疲労特性が劣化した例である。
　実験例２８、１３１、１５５は、熱間圧延工程において、式（１）の値が小さく、表層における硬質相の分率（Ｖ１／Ｖ２）が大きくなり、十分な曲げ性が得られなかった例である。
　実験例５１、１１４、１６５は、熱間圧延工程において、式（１）の値が大きく、表層における脱炭が過度に進み、硬質相の分率（Ｖ１／Ｖ２）が小さくなり、十分な耐疲労特性が得られなかった例である。
　実験例８４は、焼鈍工程において、６００℃～７５０℃の間の温度域での平均加熱速度が小さく、鋼板内部における酸化物の成長が過度に進み、破壊の起点となる粗大な酸化物が生じたため、曲げ性、耐疲労特性が劣化した例である。なお、曲げ性の劣化に伴い、めっき密着性およびパウダリング性の評価試験において、鋼板の曲げ割れに起因するめっき剥離が生じたため、めっき密着性およびパウダリング性も劣化した。
　実験例２０２は、焼鈍工程において、６００℃～７５０℃の間の温度域での平均加熱速度が大きすぎたことから、鋼板幅方向における微細化層の厚みの最大値と最小値の差が２．０μｍ超であり、さらに、鋼板幅方向におけるＦｅ－Ａｌ合金層の厚みの最大値と最小値の差が０．５μｍ超であった。そのため、めっき外観がやや不均一であった。
　実験例６７は、焼鈍工程において、最高加熱温度（ＴＭ）がＡｃ３温度よりも高く、１／４厚におけるフェライト相の体積分率が小さくなり、延性および曲げ性が劣化した例である。
　実験例１８３は、焼鈍工程において、最高加熱温度（ＴＭ）が（Ａｃ１＋２０）℃よりも低く、粗大な鉄系炭化物が溶け残り、延性および穴拡げ性が劣化した例である。
　実験例４６は、焼鈍工程の加熱工程において、予熱帯の空気比が小さく、めっき密着性が劣化した例である。なお、めっき密着性の劣化により、曲げ変形時にめっき剥離が生じたため、パウダリング性も劣化した。また、不めっきによる外観不良も発生した。
　実験例１６は、焼鈍工程の加熱工程において、予熱帯の空気比が大きく、表層における脱炭が過度に進行したため、硬質相の分率（Ｖ１／Ｖ２）が小さくなり、耐疲労特性が劣化した例である。加えて、微細化層の平均厚さが厚くなり、めっき層の合金化（Ｚｎ－Ｆｅ合金の生成）が過度に進行し、めっき層中のＦｅ含有量が増加したため、めっき密着性、チッピング性、パウダリング性が劣化した例である。
　実験例１８１は、焼鈍工程の加熱工程において、予熱帯におけるＬｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が小さく、表層が微細化しなかったため、めっき密着性が劣化した例である。なお、表面におけるフェライトの平均粒径は３．２μｍであり、表面から０．５μｍの範囲における鋼板内部の酸化物の最大径は０．０１μｍ未満であった。また、不めっきによる外観不良も発生した。
　実験例１６８は、焼鈍工程の加熱工程において、均熱帯におけるＬｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が小さく、母材鋼板表層の粒径が微細化せず、めっき密着性が劣化した例である。なお、母材鋼板表面におけるフェライトの平均粒径は３．４μｍであり、表面から０．５μｍの範囲における鋼板内部の酸化物の最大径は０．０１μｍ未満であった。
　実験例１９８は、焼鈍工程の加熱工程において、予熱帯におけるＬｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が大きく、表層の微細化層が過度に厚くなり、めっき層の合金化（Ｚｎ－Ｆｅ合金の生成）が過度に進行し、めっき層中のＦｅ含有量が増加したため、めっき密着性が劣化した例である。また、鋼板の幅方向におけるＦｅ－Ａｌ合金層の厚さの最大値と最小値の差が０．５μｍ超であり、めっき外観が不均一であった。
　実験例７５は、焼鈍工程の加熱工程において、均熱帯におけるＬｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が特に大きく、表層における脱炭が過度に進行したため、硬質相の分率（Ｖ１／Ｖ２）が小さくなり、耐疲労特性が劣化した例である。加えて、母材鋼板の表層の微細化層が過度に厚くなり、めっき層の合金化（Ｚｎ－Ｆｅ合金の生成）が過度に進行し、めっき層中のＦｅ含有量が増加したため、めっき密着性、チッピング性、パウダリング性が劣化した例である。
　実験例２２は、焼鈍工程の冷却工程において、７６０℃～７００℃間の平均冷却速度（冷却速度１）が小さく、多量のパーライトが生成し、延性および穴拡げ性が劣化した例である。
　実験例４９は、焼鈍工程の冷却工程において、７６０℃～７００℃間の平均冷却速度（冷却速度１）が大きく、１／４厚におけるフェライト相の体積分率が小さくなり、十分な延性が得られなかった例である。
　実験例１３７は、焼鈍工程の冷却工程において、６５０℃～５００℃間の平均冷却速度（冷却速度２）が小さく、多量のパーライトが生成し、延性および穴拡げ性が劣化した例である。
　実験例２は、めっき工程において、めっき浴中の有効Ａｌ濃度が低く、十分な厚さのＦｅ－Ａｌ合金層が生成せず、めっき層中のＦｅ含有量が大きくなり、めっき密着性、チッピング性、パウダリング性、めっきの外観均一性が得られなかった例である。
　実験例１４は、めっき工程において、めっき浴中の有効Ａｌ濃度が極めて低く、Ｆｅ－Ａｌ合金層が形成されず、且つめっき層中のＦｅ含有量が過度に高まり、十分なめっき密着性、チッピング性、パウダリング性、めっき外観均一性が得られなかった例である。
　実験例１４８は、めっき工程において、めっき浴中の有効Ａｌ濃度が高く、めっき層中のＡｌ含有量が過度に高まり、十分なめっき密着性、スポット溶接性が得られなかった例である。
　実験例１８０は、めっき工程において、めっき後冷却速度が小さく、めっき層中のＦｅ含有量が過度に高まり、十分なめっき密着性、チッピング性、パウダリング性が得られなかった例である。
　実験例８、１７、３１、８１、１７９は、焼鈍工程の冷却工程において、マルテンサイト変態処理を施した例であり、成形性、めっき密着性、溶接性、耐食性および耐疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。
　実験例３７、４５、６６、８９、１０２、１０４、１０８、１４２、１４９、１６２は、焼鈍工程の冷却工程において、ベイナイト変態処理１を施した例であり、成形性、めっき密着性、溶接性、耐食性および耐疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。
　実験例４３は、焼鈍工程の冷却工程において、ベイナイト変態処理１を施した例であるが、処理温度が高かったため、パーライトおよび粗大セメンタイトが生成し、延性および穴拡げ性が劣化した。
　実験例１７４は、焼鈍工程の冷却工程において、ベイナイト変態処理１を施した例であるが、処理時間が長かったため、パーライトおよび粗大セメンタイトが生成し、延性および穴拡げ性が劣化した。
　実験例２５、４１、５５、９０、１１３、１３５、１５２、１７０、１８４は、めっき後冷却工程において、ベイナイト変態処理２を施した例であり、成形性、めっき密着性、溶接性、耐食性および耐疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。
　実験例１６３は、めっき後冷却工程において、ベイナイト変態処理２を施した例であるが、処理温度が高かったため、多量の残留オーステナイトが生成し、曲げ性が損なわれた例である。
　実験例５、２０、４８、５３、６２、７３、７６、８７、９４、１１２、１２９、１８６は、めっき後冷却工程において、再加熱処理を施した例であり、成形性、めっき密着性、溶接性、耐食性および耐疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。
　実験例１８は、焼鈍工程の冷却工程において、マルテンサイト変態処理およびベイナイト変態処理１を施した例であり、成形性、めっき密着性、溶接性、耐食性および耐疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。
　実験例９、１１０、１３２、１３８、１５４、１６９は、焼鈍工程の冷却工程において、ベイナイト変態処理１を施した後、めっき後冷却工程において、ベイナイト変態処理２を施した例であり、成形性、めっき密着性、溶接性、耐食性および耐疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。
　実験例２４、３４、９６は、焼鈍工程の冷却工程において、ベイナイト変態処理１を施した後、めっき後冷却工程において、再加熱処理を施した例であり、成形性、めっき密着性、溶接性、耐食性および耐疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。
　実験例１１は、めっき後冷却工程において、ベイナイト変態処理２および再加熱処理を施した例であり、成形性、めっき密着性、溶接性、耐食性および耐疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られたが、後述するようにめっき外観がやや不均一であった。
　実験例１７２は、焼鈍工程の冷却工程において、ベイナイト変態処理１を施した後、めっき後冷却工程において、ベイナイト変態処理２および再加熱処理を施した例であり、成形性、めっき密着性、溶接性、耐食性および耐疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。
　実験例７９は、加工工程の曲げ－曲げ戻し加工工程において、加工に用いたロールの直径が小さく、鋼板表層部に過度のひずみが導入されたため、延性が劣化した例である。
　実験例５９は、加工工程の曲げ－曲げ戻し加工工程において、加工に用いたロールの直径が大きく、鋼板表層部に十分にひずみが導入されなかったため、鋼板表層部に多量の残留オーステナイトが存在し、曲げ性が劣化した例である。
　実験例３、１１、１１６は熱延工程における巻取温度が６５０℃以上であり、鋼板幅方向における微細化層の厚みの最大値と最小値の差が２．０μｍ超であり、さらに、鋼板幅方向におけるＦｅ－Ａｌ合金層の厚みの最大値と最小値の差が０．５μｍ超であったことから、めっき外観がやや不均一であった。
　一方、実験例４、１２は上記同様に、熱延工程における巻取温度が６５０℃以上であったが、酸洗工程における酸洗時間を長くすることで、鋼板幅方向における微細化層の厚みの最大値と最小値の差が２．０μｍ以内に好転するとともに、鋼板幅方向におけるＦｅ－Ａｌ合金層の厚みの最大値と最小値の差が０．５μｍ以内に好転し、良好なめっき外観均一性が得られた。
　実施例２００では、巻取温度が６５０℃未満であったが、酸洗時間が１５秒と短かったため、不均一に生成した内部酸化層を完全に除去することができず、鋼板の幅方向における微細化層の厚さの最大値と最小値の差が２．０μｍ超となり、さらに、鋼板幅方向におけるＦｅ－Ａｌ合金層の厚みの最大値と最小値の差が０．５μｍ超であったことから、めっき外観がやや不均一であった。
　以上、本発明の各実施形態について詳細に説明したが、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎない。本発明は、これらの実施形態によって技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明は、その技術思想またはその主要な特徴から逸脱することなく、さまざまな形で実施することができる。
　本発明は、めっきの外観均一性、成形性、耐疲労特性、溶接性、耐食性およびめっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に有効な技術である。そして、本発明の実施形態によれば、延性、穴拡げ性および曲げ性に優れ、さらに成形後のめっき密着性に優れ、高い疲労限を有し、優れたスポット溶接性および耐食性を備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供できる。

Claims (5)

  1. 　母材鋼板の少なくとも一方の側に溶融亜鉛めっき層を有す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：０．０４０％～０．２８０％、
    　　Ｓｉ：０．０５％～２．００％、
    　　Ｍｎ：０．５０％～３．５０％、
    　　Ｐ：０．０００１％～０．１０００％、
    　　Ｓ：０．０００１％～０．０１００％、
    　　Ａｌ：０．００１％～１．５００％、
    　　Ｎ：０．０００１％～０．０１００％、
    　　Ｏ：０．０００１％～０．０１００％、
    　　Ｔｉ：０％～０．１５０％、
    　　Ｎｂ：０％～０．１００％、
    　　Ｖ：０％～０．３００％、
    　　Ｃｒ：０％～２．００％、
    　　Ｎｉ：０％～２．００％、
    　　Ｃｕ：０％～２．００％、
    　　Ｍｏ：０％～２．００％、
    　　Ｂ：０％～０．０１００％、
    　　Ｗ：０％～２．００％、および
    　　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、およびＲＥＭ：合計で０％～０．０１００％
    を含み
    　残部がＦｅおよび不純物からなる化学成分を有し、
    　前記母材鋼板の全厚に対して、前記母材鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、
    　フェライト相が体積分率で５０％以上９７％以下、
    　ベイナイト相とベイニティックフェライト相とフレッシュマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相とのうち１種以上からなる硬質組織の合計が体積分率で３％以上、
    　残留オーステナイト相が体積分率で０％～８％、
    　パーライト相と粗大セメンタイト相との合計が体積分率で０％～８％であり、
    　前記溶融亜鉛めっき層と母材鋼板との界面から鋼板方向深さ２０μｍまでの表層部において、
    　残留オーステナイトが体積分率で０～３％であり、
    　前記表層部における前記硬質組織の体積分率Ｖ１と、鋼板表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲における前記硬質組織の体積分率Ｖ２との比であるＶ１／Ｖ２を０．１０以上０．９０以下の範囲としたミクロ組織を有し、
    　前記溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量が０％超３．０％以下であり、Ａｌ含有量が０％超１．０％以下であり、
    　前記溶融亜鉛めっき層と前記母材鋼板との界面に、平均厚さが０．１μｍ～２．０μｍであり、鋼板幅方向における最大厚さと最小厚さとの差が０．５μｍ以内であるＦｅ－Ａｌ合金層を有し、
    　前記母材鋼板内に、前記Ｆｅ－Ａｌ合金層に直接接する微細化層を有し、前記微細化層の平均厚さが０．１μｍ～５．０μｍ、前記微細化層内におけるフェライト相の平均粒径が０．１μｍ～３．０μｍであり、前記微細化層中にＳｉおよびＭｎの１種または２種以上の酸化物を含有し、前記酸化物の最大径が０．０１μｍ～０．４μｍであり、鋼板幅方向における前記微細化層の最大厚さと最小厚さとの差が２．０μｍ以内であることを特徴とする、溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記溶融亜鉛めっき層の片面当たりのめっき付着量が１０ｇ／ｍ２以上、１００ｇ／ｍ２以下であることを特徴とする、請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記母材鋼板が、質量％で、さらに、
    　　Ｔｉ：０．００１％～０．１５０％、
    　　Ｎｂ：０．００１％～０．１００％、および
    　　Ｖ：０．００１％～０．３００％、
    　からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　前記母材鋼板が、質量％で、さらに、
    　　Ｃｒ：０．０１％～２．００％、
    　　Ｎｉ：０．０１％～２．００％、
    　　Ｃｕ：０．０１％～２．００％、
    　　Ｍｏ：０．０１％～２．００％、
    　　Ｂ：０．０００１％～０．０１００％、および
    　　Ｗ：０．０１％～２．００％、
    　からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１～３のいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 　前記母材鋼板が、質量％で、さらに、
    　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、およびＲＥＭからなる群から選ばれた１種または２種以上を合計で０．０００１％～０．０１００％含有することを特徴とする、請求項１～４のいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
     
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