JP6315155B1 - 溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

Abstract

母材鋼板の表面から１／４厚を中心とした特定の厚み範囲において、フェライト相が体積分率で０％以上５０％未満、ベイナイト組織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５０％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、めっき層と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、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

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２０１６／０７２４７９号

以上のような現状に鑑み、本発明は、特に曲げ性および伸びフランジ成形性（以下、単に、伸びフランジ性ともいう）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、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伸びフランジ性（穴拡げ性）を改善した。また、本発明者らは、めっき層と母材鋼板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、Ａｌを添加しためっき浴を用いて形成した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％、および
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０％以上５０％未満、
ベイナイト組織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５０％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厚み方向深さ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以下の範囲に制限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側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、
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、
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、
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％以下とすることが好ましく、１．２０％以下であることがさらに好ましい。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％以下とすることが好ましく、１．２０％以下であることがさらに好ましい。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５０％以下であり、ベイナイト組織（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５０％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５０％以上とすると十分な伸びフランジ成形性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５０％未満とする。伸びフランジ性を高めるため、フェライトの体積分率は４５％以下とすることが好ましく、４０％以下とすることが更に好ましい。フェライトの体積分率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、体積分率が０％でも構わない。なお、延性を高めるためには、フェライト分率は５％以上であることが好ましく、１０％以上であることが更に好ましい。

「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と伸びフランジ性を高めるため、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５０％以上とする必要がある。鋼板の伸びフランジ性を高めるため、硬質組織の体積分率は５８％以上とすることが好ましく、６５％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の上限は特に定めることなく本実施形態の効果は発揮され、体積分率が１００％でも構わない。降伏応力を下げ、形状凍結性を高めるには、硬質組織の体積分率は９３％以下であることが好ましく、８５％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、ベイニティックフェライトとベイナイトとの体積分率が合計で１００％であっても構わない。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９０％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の観点から、その体積分率は５％以上とすることが好ましい。また焼戻しマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させる組織であり、体積分率が１００％であっても構わない。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９０％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、焼戻しマルテンサイトの体積分率は９０％以下とすることが好ましい。

「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、溶融亜鉛めっき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厚み方向深さ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０％〜３％（０％を含む）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厚み方向深さ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厚み方向深さ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厚み方向深さ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の界面を起点とする鋼板厚み方向深さ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厚み方向深さ２０μｍまでの表層部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厚み方向深さ２０μｍまでの表層部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１００００μｍ^２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１００００μｍ^２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、マルテンサイト相、パーライトのうちの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０．１〜３．０μｍ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。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。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、ＳｉＯ_２、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４、ＭｎＳｉＯ_３、Ｆｅ_２ＳｉＯ_４、ＦｅＳｉＯ_３、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および溶接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（ＦｅＺｎ_１３）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、母材鋼板の片側における溶融亜鉛めっき層の付着量は１０ｇ／ｍ^２以上、１００ｇ／ｍ^２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。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／ｍ^２〜１００ｇ／ｍ^２〕
溶融亜鉛めっき層の母材鋼板片側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側への付着量は１０ｇ／ｍ^２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／ｍ^２以上がより好ましく、３０ｇ／ｍ^２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／ｍ^２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／ｍ^２以下であることがより好ましく、８５ｇ／ｍ^２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（Ａｃ３−６０）℃以上かつ７５０℃以上の温度域内として加熱し、次いで、７２０℃〜６５０℃間の平均冷却速度を２．５℃／秒以上、６５０℃〜５００℃間の平均冷却速度を５．０℃／秒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、Ｗ_Ｓｉ［質量％］およびＷ_Ｍｎ［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８．３５×１０^８、２．２０×１０^４、１．７３×１０^１０、２．６４×１０^４である。

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（Ｈ_２Ｏ）と水素分圧Ｐ（Ｈ_２）との比のＬｏｇ値であるＬｏｇ（Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２））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（Ｈ_２Ｏ）と水素分圧Ｐ（Ｈ_２）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（Ｈ_２Ｏ）と水素分圧Ｐ（Ｈ_２）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（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２））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（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２））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（ｍ^３）］／［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（ｍ^３）］

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。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（Ａｃ３点−６０）℃以上とし、（Ａｃ３点−４５）℃以上とすることが好ましく、（Ａｃ３点−３５）℃以上とすることが更に好ましい。最高加熱温度の上限は特に定めないが、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９５０℃以下とすることが好ましく、９００℃以下とすることがより好ましい。

鋼板のＡｃ３点は、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（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２））を−１．７〜−０．２に制御する。Ｌｏｇ（Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２））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（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２））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（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２））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、７２０℃から６５０℃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抑制するため、７２０℃から６５０℃までの間の平均冷却速度を規定する。７２０℃から６５０℃までの平均冷却速度が２．５℃／秒未満であると、フェライトの生成が過度に進行するため、７２０℃から６５０℃までの平均冷却速度を２．５℃／秒以上とする。フェライトの生成を十分に抑制するためには、７２０℃から６５０℃までの平均冷却速度を３．５℃／秒以上とすることが好ましく、４．５℃／秒以上とすることが更に好ましい。７２０℃から６５０℃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。

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５．０℃／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５．０℃／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７．５℃／秒以上とすることが好ましく、１０．０℃／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、５０℃を下限とする。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。なお、この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質量％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
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に示すＡ〜ＡＫの化学成分（組成）を有するスラブを鋳造し、表２及び表３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２及び表３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２及び表３に示す）を施して、表２及び表３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４〜表７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（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２））、均熱帯雰囲気中のＬｏｇ（Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２））、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３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４〜表７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４〜表７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４〜表７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４〜表７に示す条件（圧下率）で冷間圧延を施し、実験例１〜９５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（地鉄表層部）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８及び表９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８及び表９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８及び表９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１０及び表１１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。
ＴＳ^１．５×Ｅｌ×λ^０．５ ≧ ２．０×１０^６ ・・・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ｄ_１と１０００点目ｄ_１０００とで比較し、ｄ_１０００／ｄ_１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／ｃｍ^２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。

本発明の実施例である実験例１７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８１は、Ｃの含有量が小さく、板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲の硬質組織Ｖ２の体積分率が小さくなり、十分な引張強度が得られなかった例である。
実験例８２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。

実験例８３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たため、成形性が劣化した例である。
実験例８４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８５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、鋼板の引張強度および成形性が十分に得られなかった例である。
実験例８６は、Ｍｎの含有量が大きく、熱延工程において、スラブが圧延中に割れたため、実験を中断した例である。

実験例８７は、Ｐの含有量が大きく、鋳造工程においてスラブが割れたため、実験を中断した例である。
実験例８８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、耐疲労特性およびスポット溶接性が劣化した例である。
実験例８９は、Ａｌの含有量が大きく、熱延工程において、スラブが圧延中に割れたため、実験を中断した例である。
実験例９０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、曲げ性および耐疲労特性が劣化した例である。
実験例９１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、曲げ性および耐疲労特性が劣化した例である。

実験例６および８０は、熱延工程における式（１）の値が過大であり、鋼板表層部における硬質組織の分率が過度に低下し、疲労限強度が低下した例である。
実験例１８および４４は、熱延工程における式（１）の値が過小であり、鋼板表層部における硬質組織分率が過度に高まり、曲げ性が劣化した例である。

実験例６８および７４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９５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６５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、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１５および５３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、曲げ性も劣化した。また、不めっきによる外観不良も発生した。

実験例４７は、焼鈍工程の加熱工程において、均熱帯におけるＬｏｇ（Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２））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。
実験例７７は、焼鈍工程の加熱工程において、予熱帯におけるＬｏｇ（Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２））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５０は、焼鈍工程の加熱工程において、均熱帯におけるＬｏｇ（Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２））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３．４μｍ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。また、不めっきによる外観不良も発生した。
実験例９２は、焼鈍工程の加熱工程において、予熱帯におけるＬｏｇ（Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２））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２４および５９は、焼鈍工程の加熱工程において、最高加熱温度が低く、ミクロ組織に占めるフェライトの分率が過度に大きくなり、さらに板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲の硬質組織Ｖ２の体積分率が小さくなり、降伏比が劣化した例である。

実験例２１および７１は、焼鈍工程の第１冷却工程において、７２０℃〜６５０℃間における冷却速度（冷却速度１）が小さく、ミクロ組織に占めるフェライトの分率が過度に大きくなり、さらに板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲の硬質組織Ｖ２の体積分率が小さくなり、降伏比が劣化した例である。
実験例３４および６２は、焼鈍工程の第１冷却工程において、６５０℃〜５００℃間における冷却速度（冷却速度２）が小さく、多量のパーライトが生成し、さらに板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲の硬質組織Ｖ２の体積分率が小さくなったため、引張強度、延性および降伏比が劣化した例である。

実験例９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５６は、めっき工程において、めっき浴中の有効Ａｌ濃度が低く、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、パウダリング性が損なわれた例である。
実験例３１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３７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２５および３８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２６および３９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９３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、曲げ性および伸びフランジ成形性に優れ、さらに成形後のめっき密着性に優れ、高い疲労限を有する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０％以上５０％未満、
   ベイナイト組織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５０％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厚み方向深さ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以下の範囲に制限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側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、
   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、
   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、
   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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