JP6414371B1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明の一態様に関する鋼板は、所定の化学組成を有し、鋼板内部における鋼組織が、体積分率で、軟質フェライト：０％〜３０％、残留オーステナイト：３％〜４０％、フレッシュマルテンサイト：０％〜３０％、パーライトとセメンタイトの合計：０％〜１０％を含有し、残部が硬質フェライトを含み、鋼板内部において、全ての残留オーステナイトに占める、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が５０％以上であり、表面から板厚方向に厚さが１〜１００μｍの軟質層が存在し、軟質層に含まれるフェライトのうち、アスペクト比３．０未満の結晶粒の体積分率が５０％以上であり、軟質層における残留オーステナイトの体積分率が、鋼板内部における残留オーステナイトの体積分率の５０％以上であり、表面から０．２μｍ超かつ表面から５μｍ以下の範囲に、Ｓｉを示す波長の発光強度のピークが現れる。

Description

本発明は、鋼板、およびその製造方法に関する。

近年、地球温暖化対策に伴う温室効果ガス排出量規制の観点から、自動車のさらなる燃費向上が求められている。そして、車体を軽量化するとともに衝突安全性を確保するために、自動車用部品における高強度鋼板の適用がますます拡大しつつある。
言うまでもなく、自動車用部品に供される鋼板においては、強度だけでなく、プレス加工性や溶接性等、部品成形時に要求される各種施工性が要求される。具体的には、プレス加工性の観点から、鋼板には優れた伸び（引張試験における全伸び；Ｅｌ）、伸びフランジ性（穴広げ率；λ）が要求されることが多い。

高強度鋼板におけるプレス加工性を高める手法として、フェライト相とマルテンサイト相とを有するＤＰ鋼（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼）が知られている（例えば、特許文献１参照。）。ＤＰ鋼は、優れた延性を有する。しかし、ＤＰ鋼は、硬質相がボイド形成の起点となるため、穴広げ性が劣る。

また、高強度鋼板の延性を向上させる技術として、鋼組織にオーステナイト相を残存させてＴＲＩＰ（変態誘起塑性）効果を利用するＴＲＩＰ鋼がある（例えば、特許文献２参照。）。ＴＲＩＰ鋼は、ＤＰ鋼よりも高い延性を有する。しかし、ＴＲＩＰ鋼は、穴広げ性が劣位である。加えて、ＴＲＩＰ鋼では、オーステナイトを残存させるために、Ｓｉなどの合金を多量に添加する必要がある。このため、ＴＲＩＰ鋼は、化成処理性及びめっき密着性も劣位となる。

また、特許文献３には、ミクロ組織が、ベイナイトまたはベイニティックフェライトとして面積率で７０％以上含有する引張強度が８００ＭＰａ以上の穴広げ性に優れた高強度鋼板が記載されている。特許文献４には、ミクロ組織が、主相をベイナイトまたはベイニティックフェライトとし、第２相をオーステナイトとし、残部をフェライトまたはマルテンサイトとする引張強度が８００ＭＰａ以上の穴広げ性および延性に優れた高強度鋼板が記載されている。

高強度鋼板の曲げ加工性を改善する技術として、例えば、特許文献５には、鋼板に脱炭処理を行って製造された、表層部分がフェライト主体からなる高強度冷延鋼板が記載されている。また、特許文献６には、鋼板を脱炭焼鈍して製造された、表層部に軟質層を有する超高強度冷延鋼板が記載されている。しかしながら、特許文献５および特許文献６に記載の技術では、耐疲労特性が不十分であった。

また、非特許文献１には、鋼板を２回焼鈍する２回焼鈍法を用いることで、鋼板の伸びおよび穴広げ性が向上することが開示されている。しかしながら、非特許文献１に記載の技術では、曲げ性が不十分であった。

日本国特開平６−１２８６８８号公報 日本国特開２００６−２７４４１８号公報 日本国特開２００３−１９３１９４号公報 日本国特開２００３−１９３１９３号公報 日本国特開平１０−１３０７８２号公報 日本国特開平５−１９５１４９号公報

Ｋ．Ｓｕｇｉｍｏｔｏ ｅｔ ａｌ．：ＩＳＩＪ ｉｎｔ．，（１９９３），７７５．

従来の高強度鋼板は、優れた曲げ性を有し、かつ良好な耐疲労特性を有するものではなかった。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、延性および穴広げ性が良好で、かつ優れた耐疲労特性、曲げ性、及びめっき密着性を有する鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、およびその製造方法を提供することを課題とする。

本発明者は、上記課題を解決するために、鋭意検討を重ねた。
その結果、所定の化学組成を有する熱延鋼板または冷延鋼板に、条件の異なる２回の熱処理（焼鈍）を行うことにより、鋼板内部を所定の鋼組織とし、所定の厚みおよび鋼組織の表層を形成するとともに、所定の深さにＳｉ酸化物を含む内部酸化層を形成すればよいことを見出した。

具体的には、１回目の熱処理により、鋼板内部を、マルテンサイト等のラス状組織を主体とする鋼組織とし、表層を、軟質フェライトを主体とする鋼組織とする。そして、２回目の熱処理において、最高加熱温度をα（フェライト）とγ（オーステナイト）の二相域にする。その結果、２回の熱処理及び任意の溶融亜鉛めっき後に得られる鋼板は、鋼板内部が、針状の残留オーステナイトが分散した鋼組織となり、表層が、軟質フェライトを主体とし、微量のマルテンサイトおよび残留オーステナイトが分散した所定の厚みの複合組織となる。このような鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板は、優れた延性および穴広げ性を有し、曲げ性と耐疲労特性とのバランスが良好である。

更に、上記の１回目および２回目の熱処理において、鋼中に含まれるＳｉ等の合金元素が、鋼板の外部で酸化されることを抑制し、所定の深さにＳｉ酸化物を含む内部酸化層を形成することで、優れた化成処理性及びめっき密着性が得られる。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。本発明の要旨は以下のとおりである。

（１）本発明の一態様に関する鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５０％〜０．５００％、Ｓｉ：０．０１％〜３．００％、Ｍｎ：０．５０％〜５．００％、Ｐ：０．０００１％〜０．１０００％、Ｓ：０．０００１％〜０．０１００％、Ａｌ：０．００１％〜２．５００％、Ｎ：０．０００１％〜０．０１００％、Ｏ：０．０００１％〜０．０１００％、Ｔｉ：０％〜０．３００％、Ｖ：０％〜１．００％、Ｎｂ：０％〜０．１００％、Ｃｒ：０％〜２．００％、Ｎｉ：０％〜２．００％、Ｃｕ：０％〜２．００％、Ｃｏ：０％〜２．００％、Ｍｏ：０％〜１．００％、Ｗ：０％〜１．００％、Ｂ：０％〜０．０１００％、Ｓｎ：０％〜１．００％、Ｓｂ：０％〜１．００％、Ｃａ：０％〜０．０１００％、Ｍｇ：０％〜０．０１００％、Ｃｅ：０％〜０．０１００％、Ｚｒ：０％〜０．０１００％、Ｌａ：０％〜０．０１００％、Ｈｆ：０％〜０．０１００％、Ｂｉ：０％〜０．０１００％、及びＲＥＭ：０％〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、表面から１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼組織が、体積分率で、軟質フェライト：０％〜３０％、残留オーステナイト：３％〜４０％、フレッシュマルテンサイト：０％〜３０％、パーライトとセメンタイトの合計：０％〜１０％を含有し、残部が硬質フェライトを含み、前記表面から１／４厚の前記位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の前記範囲において、全ての前記残留オーステナイトに占める、アスペクト比２．０以上の前記残留オーステナイトの個数割合が５０％以上であり、前記１／８厚〜３／８厚の前記範囲の硬度の８０％以下の硬度を有する領域を軟質層と定義したとき、前記表面から板厚方向に厚さが１〜１００μｍの軟質層が存在し、前記軟質層に含まれるフェライトの結晶粒のうち、アスペクト比３．０未満の結晶粒の体積分率が５０％以上であり、前記軟質層における残留オーステナイトの体積分率が、前記１／８厚〜３／８厚の前記範囲における前記残留オーステナイトの前記体積分率の５０％以上であり、前記表面から前記板厚方向に高周波グロー放電分析法でＳｉを示す波長の発光強度を分析したときに、前記表面から０．２μｍ超かつ前記表面から５μｍ以下の範囲に、前記Ｓｉを示す前記波長の前記発光強度のピークが現れる。
（２）上記（１）に記載の鋼板は、前記化学組成が、Ｔｉ：０．００１％〜０．３００％、Ｖ：０．００１％〜１．００％、及びＮｂ：０．００１％〜０．１００％からなる群から選択される一種または二種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の鋼板は、前記化学組成が、Ｃｒ：０．００１％〜２．００％、Ｎｉ：０．００１％〜２．００％、Ｃｕ：０．００１％〜２．００％、Ｃｏ：０．００１％〜２．００％、Ｍｏ：０．００１％〜１．００％、Ｗ：０．００１％〜１．００％、及びＢ：０．０００１％〜０．０１００％からなる群から選択される一種または二種以上を含有してもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の鋼板は、前記化学組成が、Ｓｎ：０．００１％〜１．００％、及びＳｂ：０．００１％〜１．００％からなる群から選択される一種または二種を含有してもよい。
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の鋼板は、前記化学組成が、Ｃａ：０．０００１％〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００１％〜０．０１００％、Ｃｅ：０．０００１％〜０．０１００％、Ｚｒ：０．０００１％〜０．０１００％、Ｌａ：０．０００１％〜０．０１００％、Ｈｆ：０．０００１％〜０．０１００％、Ｂｉ：０．０００１％〜０．０１００％、及びＲＥＭ：０．０００１％〜０．０１００％からなる群から選択される一種または二種以上を含有してもよい。
（６）上記（１）〜（５）のいずれか一項に記載の鋼板は、前記化学組成が、下記式（１）を満たしてもよい。
Ｓｉ＋０．１×Ｍｎ＋０．６×Ａｌ≧０．３５・・・（１）
式（１）中のＳｉ、ＭｎおよびＡｌは質量％での各元素の含有量とする。
（７）上記（１）〜（６）のいずれか一項に記載の鋼板は、前記表面から１／４厚の前記位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の前記範囲において、焼戻マルテンサイトの体積分率が０％〜５０％であってもよい。
（８）上記（１）〜（７）のいずれか一項に記載の鋼板は、表面に溶融亜鉛めっき層を有してもよい。
（９）上記（１）〜（７）のいずれか一項に記載の鋼板は、表面に電気亜鉛めっき層を有してもよい。
（１０）本発明の別の態様に係る鋼板の製造方法は、上記（１）〜（９）のいずれか一項に記載の鋼板を製造する方法であって、上記（１）〜（６）のいずれか一項に記載の化学組成を有するスラブを熱間圧延し、酸洗した熱延鋼板、または前記熱延鋼板を冷間圧延した冷延鋼板に、下記（ａ）〜（ｅ）を満足する第１熱処理を施した後、下記（Ａ）〜（Ｅ）を満足する第２熱処理を施す。
（ａ）６５０℃から最高加熱温度に加熱するまでの間において、前記熱延鋼板又は前記冷延鋼板の周囲の雰囲気を、０．１体積％以上のＨ_２を含有し、下記式（２）を満たす雰囲気とする。
（ｂ）Ａ_ｃ３−３０℃〜１０００℃の最高加熱温度で１秒〜１０００秒保持する。
（ｃ）６５０℃から最高加熱温度まで平均加熱速度０．５℃／秒〜５００℃／秒で加熱する。
（ｄ）最高加熱温度で保持した後、７００℃からＭｓまで平均冷却速度５℃／秒以上で冷却する。
（ｅ）平均冷却速度５℃／秒以上での前記冷却をＭｓ以下の冷却停止温度まで行う。
（Ａ）６５０℃から最高加熱温度に加熱するまでの間において、前記熱延鋼板又は前記冷延鋼板の周囲の雰囲気を、０．１体積％以上のＨ_２を含有し、下記式（３）を満たす雰囲気とする。
（Ｂ）Ａ_ｃ１＋２５℃〜Ａ_ｃ３−１０℃の最高加熱温度で１秒〜１０００秒保持する。
（Ｃ）６５０℃から最高加熱温度まで平均加熱速度０．５℃／秒〜５００℃／秒で加熱する。
（Ｄ）６００〜７００℃の間の平均冷却速度が３℃／秒以上となるように、最高加熱温度から４８０℃以下まで冷却する。
（Ｅ）平均冷却速度３℃／秒以上で冷却した後、３００℃〜４８０℃の間で１０秒以上保持する。
−１．１≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．０７・・・（２）
式（２）において、ＰＨ_２Ｏは水蒸気の分圧を示し、ＰＨ_２は水素の分圧を示す。
ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）＜−１．１・・・（３）
式（３）において、ＰＨ_２Ｏは水蒸気の分圧を示し、ＰＨ_２は水素の分圧を示す。
（１１）上記（１０）に記載の鋼板の製造方法は、上記（８）に記載の鋼板を製造する方法であって、前記第２熱処理において、６５０℃〜最高加熱温度に到達するまでの間、常に、前記雰囲気が０．１体積％以上のＨ_２を含有し、Ｏ_２が０．０２０体積％以下であり、前記式（３）を満たし、前記第２熱処理において、前記（Ｄ）の冷却過程より後の段階で溶融亜鉛めっき処理を施してもよい。

本発明によれば、延性および穴広げ性が良好で、かつ優れた耐疲労特性、曲げ性、及び優れためっき密着性を有する鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、およびその製造方法を提供できる。
本発明の高強度鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、延性および穴広げ性が良好で、かつ優れた耐疲労特性、曲げ性、及びめっき密着性を有するため、プレス加工などにより様々な形状に成形される自動車用鋼板として好適である。

本実施形態の鋼板の、圧延方向及び板厚方向に平行な断面図である。 本実施形態の鋼板について、表面から深さ方向（板厚方向）に高周波グロー放電分析法で分析した際の、表面からの深さとＳｉを示す波長の発光強度（Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ）との関係を示すグラフである。 本実施形態とは異なる鋼板について、表面から深さ方向（板厚方向）に高周波グロー放電分析法で分析した際の、表面からの深さとＳｉを示す波長の発光強度（Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ）との関係を示すグラフである。 本実施形態の鋼板の製造方法のフローチャートである。 本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法における、第２熱処理〜溶融亜鉛めっき・合金化処理の温度／時間のパターンの第１の例を示す線図である。 本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法における、第２熱処理〜溶融亜鉛めっき・合金化処理の温度／時間のパターンの第２の例を示す線図である。 本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法における、第２熱処理〜溶融亜鉛めっき・合金化処理の温度／時間のパターンの第３の例を示す線図である。

「鋼板」
図１に示される本実施形態の鋼板１は、表面から１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲である鋼板内部１１と、鋼板の表面に配置された軟質層１２とを有する。１／４厚の位置とは、鋼板の表面から鋼板の厚さｔの１／４の深さの箇所であり、図１中では符号１／４ｔが付された領域にあたる。１／８厚〜３／８厚の範囲とは、鋼板の表面から鋼板の厚さｔの１／８の深さの領域と、３／８の深さの領域との間の範囲であり、１／８厚の位置及び３／８厚の位置は図１中では符号１／８ｔ及び符号３／８ｔが付された位置にあたる。軟質層１２とは、後述のように、鋼板内部１１の硬度の８０％以下の硬度を有する領域である。鋼板１は、その表面（即ち軟質層１２の表面）に溶融亜鉛めっき層、及び電気亜鉛めっき層などをさらに備える場合がある。以下、本実施形態の鋼板について詳細に説明する。
まず、鋼板の化学組成について説明する。以下の説明において、元素の含有量を示す［％］は［質量％］を意味する。

「Ｃ：０．０５０％〜０．５００％」
Ｃは、強度を大きく高める元素である。Ｃは、オーステナイトを安定化し、残留オーステナイトを得ることにより、強度と成形性の両立に有効である。しかしながら、Ｃの含有量が０．５００％を超えると、溶接性が著しく劣化する。このため、Ｃの含有量を０．５００％以下とする。スポット溶接性の観点から、Ｃの含有量は０．３５０％以下であることが好ましく、０．３００％以下、０．２５０％以下、又は０．２００％以下であることがより好ましい。一方、Ｃの含有量が０．０５０％未満であると、十分に残留オーステナイトが得られず、十分な強度および成形性を確保することが困難となる。このため、Ｃの含有量を０．０５０％以上とする。強度と成形性をより一層高めるために、Ｃの含有量は０．０７５％以上であることが好ましく、０．１００％以上、又は０．２００％であることがより好ましい。

「Ｓｉ：０．０１％〜３．００％」
Ｓｉは、鋼板における鉄系炭化物の生成を抑制することで残留オーステナイトを安定化し、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ある。Ｓｉ含有量が３．００％を超えると、鋼板の穴広げ性が不十分となる。また、Ｓｉ含有量が３．００％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３．００％以下とする。さらに、Ｓｉは鋼板の耐衝撃特性を損なうため、Ｓｉの含有量は２．５０％以下であることが好ましく、２．００％以下、又は１．８０％以下であることがより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、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。このため、Ｓｉの含有量は０．０１％以上とする。この観点から、Ｓｉの下限値は０．１０％であることが好ましく、０．２５％、０．３０％、又は０．５０％がより好ましい。

「Ｍｎ：０．５０％〜５．００％」
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高めて強度を高めるために添加される。しかしながら、Ｍｎの含有量が５．００％を超えると、鋼板の伸びおよび穴広げ性が不十分となる。また、Ｍｎの含有量が５．００％を超えると、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。このため、Ｍｎの含有量は５．００％以下とする。また、Ｍｎの含有量が増大するとスポット溶接性も劣化することから、Ｍｎの含有量は３．５０％以下であることが好ましく、３．００％以下、又は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。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、又は１．５０％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る。Ｐの含有量が０．１０００％を超えると、鋼板の伸びおよび穴広げ性が不十分となる。また、Ｐの含有量が０．１０００％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、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ある。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、０．３０００％以下、又は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。このことから、Ｐ含有量は０．０００１％以上とする。Ｐ含有量は０．００１０％以上、０．００１２％、又は０．００１５％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。このため、Ｓの上限値を０．０１００％以下とする。また、Ｓはスポット溶接性を劣化させるため、０．００７０％以下とすることが好ましく、０．００５０％以下、又は０．００３０％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含有量は０．０００１％以上とする。Ｓ含有量は０．０００３％以上とすることが好ましく、０．０００６％以上、又は０．００１０％以上とすることがより好ましい。

「Ａｌ：０．００１％〜２．５００％」
Ａｌは、鋼材を脆化させる元素である。Ａｌの含有量が２．５００％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。このため、Ａｌの含有量は２．５００％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。このため、Ａｌの含有量は２．０００％以下とすることがより好ましく、１．５００％以下、又は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にかかる鋼板の効果は発揮されるが、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。従って、Ａｌ含有量は０．００１％以上とした。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％以上とすることが好ましい。さらに、Ａｌは粗大な炭化物の生成を抑制する元素であり、残留オーステナイトの安定化を目的として添加しても構わない。残留オーステナイトの安定化のためには、Ａｌの含有量を０．１００％以上とすることが好ましく、０．２５０％以上とすることが更に好ましい。

「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ことから、その添加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。このことから、Ｎ含有量の上限を０．０１００％とした。またＮは、溶接時のブローホール発生の原因になることから、含有量が少ない方が良い。Ｎ含有量は０．００７５％以下であることが好ましく、０．００６０％以下、又は０．００５０％以下であることがより好ましい。Ｎの含有量の下限は、特に定めなくても本実施形態にかかる鋼板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含有量の下限を０．０００１％以上とした。Ｎ含有量は０．０００３％以上であることが好ましく、０．０００５％以上、又は０．００１０％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、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、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、又は０．００２０％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にかかる鋼板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％を下限とした。Ｏ含有量を０．０００５％以上、０．００１０％以上、又は０．００１２％以上としてもよい。

「Ｓｉ＋０．１×Ｍｎ＋０．６×Ａｌ≧０．３５」
残留オーステナイトは、熱処理中にベイナイト、パーライトまたは粗大なセメンタイトに分解する懸念がある。Ｓｉ、ＭｎおよびＡｌは残留オーステナイトの分解を抑制し、成形性を高めるために特に重要な元素であり、下記式（１）を満たすことが好ましい。式（１）の左辺の値は０．６０以上であることがより好ましく、０．８０以上、又は１．００％以上であることが更に好ましい。
Ｓｉ＋０．１×Ｍｎ＋０．６×Ａｌ≧０．３５ ・・・（１）
（式（１）中のＳｉ、ＭｎおよびＡｌは質量％での各元素の含有量とする。）

本実施形態の鋼板は、必要に応じて、以下の一種または二種以上の任意元素をさらに含有していても良い。ただし、本実施形態にかかる鋼板は、以下の任意元素を含有することなくその課題を解決可能であるので、以下の任意元素の含有量は０％であってもよい。

「Ｔｉ：０％〜０．３００％」
Ｔｉは、析出物による強化、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、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０．３００％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、Ｔｉの含有量は０．３００％以下であることが好ましい。また、成形性の観点から、Ｔｉの含有量は０．１５０％以下であることがより好ましい。Ｔｉの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態にかかる鋼板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。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。

「Ｖ：０％〜１．００％」
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、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１．００％を超えると、炭窒化物が過度に析出して成形性が劣化する。このため、Ｖの含有量は１．００％以下であることが好ましく、０．５０％以下であることがさらに好ましい。Ｖの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態にかかる鋼板の効果は発揮されるが、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。

「Ｎｂ：０％〜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、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成形性が劣化する。このため、Ｎｂの含有量は０．１００％以下であることが好ましい。成形性の観点から、Ｎｂの含有量は０．０６０％以下であることがより好ましい。Ｎｂの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態にかかる鋼板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。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。

「Ｃｒ：０％〜２．００％」
Ｃｒは、焼入れ性を高め、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。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。このことから、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。Ｃｒの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態にかかる鋼板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０．００１％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。

「Ｎｉ：０％〜２．００％」
Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｎｉの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれる。このことから、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。Ｎｉの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態にかかる鋼板の効果は発揮されるが、Ｎｉ添加による高強度化の効果を十分に得るには、Ｎｉの含有量は０．００１％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。

「Ｃｕ：０％〜２．００％」
Ｃｕは、微細な粒子として鋼中に存在することにより強度を高める元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に替えて添加できる。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％以下とすることが好ましく、１．２０％以下であることがさらに好ましい。Ｃｕの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態にかかる鋼板の効果は発揮されるが、Ｃｕ添加による高強度化の効果を十分に得るには、Ｃｕ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。

「Ｃｏ：０％〜２．００％」
Ｃｏは、焼入れ性を高め、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｃｏ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。このことから、Ｃｏ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。Ｃｏの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態にかかる鋼板の効果は発揮されるが、Ｃｏ添加による高強度化の効果を十分に得るためには、Ｃｏ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。

「Ｍｏ：０％〜１．００％」
Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｍｏの含有量が１．００％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。このことから、Ｍｏの含有量は１．００％以下とすることが好ましく、０．５０％以下であることがさらに好ましい。Ｍｏの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態にかかる鋼板の効果は発揮されるが、Ｍｏ添加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０．００１％以上であることが好ましく、０．００５％以上であることがさらに好ましい。

「Ｗ：０％〜１．００％」
Ｗは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｗの含有量が１．００％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。このことから、Ｗの含有量は１．００％以下が好ましく、０．５０％以下であることがさらに好ましい。Ｗの含有量の下限は、特に定めることなく本実施形態にかかる鋼板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０．００１％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。

「Ｂ：０％〜０．０１００％」
Ｂは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。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。このことから、Ｂの含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。生産性の観点からは、Ｂの含有量は０．００５０％以下であることがより好ましい。Ｂの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態にかかる鋼板の効果は発揮されるが、Ｂの添加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。さらなる高強度化のために、Ｂの含有量は０．０００５％以上であることがより好ましい。

「Ｓｎ：０％〜１．００％」
Ｓｎは、組織の粗大化を抑制し、高強度化に有効な元素であり、１．００％を上限として添加しても構わない。Ｓｎの添加量が１．００％を超えると、鋼板が過度に脆化し、圧延時に鋼板が破断することがある。このためＳｎ含有量は、１．００％以下であることが好ましい。Ｓｎの含有量の下限は、特に定めることなく本実施形態にかかる鋼板の効果は発揮されるが、Ｓｎによる高強度化効果を十分に得るためには、Ｓｎ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。

「Ｓｂ：０％〜１．００％」
Ｓｂは、組織の粗大化を抑制し、高強度化に有効な元素であり、１．００％を上限として添加しても構わない。Ｓｂの添加量が１．００％を超えると、鋼板が過度に脆化し、圧延時に鋼板が破断することがある。このためＳｂ含有量は、１．００％以下であることが好ましい。Ｓｂの含有量の下限は、特に定めることなく本実施形態にかかる鋼板の効果は発揮されるが、Ｓｂによる高強度化効果を十分に得るためには、Ｓｂの含有量は０．００１％以上であることが好ましく、０．００５％以上であることがさらに好ましい。

「Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｂｉ、ＲＥＭからなる群から選択される一種または二種以上：それぞれ０％〜０．０１００％」
ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略であり、通常はランタノイド系列に属する元素をさす。但し、本実施形態においてＲＥＭは、Ｃｅ及びＬａを除くものとする。本実施形態において、Ｌａおよび／またはＣｅは、ミッシュメタルにて添加されることが多く、Ｌａおよび／または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。本実施形態にかかる鋼板の効果は、Ｌａおよび／またはＣｅ以外のランタノイド系列の元素を、不純物として含んだとしても発揮される。また、金属Ｌａおよび／またはＣｅを添加したとしても本実施形態にかかる鋼板の効果は発揮される。なお、本実施形態において、ＲＥＭの含有量とはランタノイド系列に属する元素の含有量の合計値である。

これらの元素の効果は次の通りである。
Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｂｉ、ＲＥＭは、成形性の改善に有効な元素であり、一種または二種以上を、それぞれ０．０００１％〜０．０１００％含有できる。Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｂｉ、ＲＥＭの一種または二種以上の各含有量が０．０１００％を超えると、延性を損なうおそれがある。このため、上記の各元素の含有量は０．０１００％以下であることが好ましく、０．００７０％以下であることがさらに好ましい。また、上記の元素を二種以上含む場合、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｂｉ、ＲＥＭの含有量は、合計で０．０１００％以下とすることが好ましい。上記各元素の含有量の下限は、特に定めなくても本実施形態にかかる鋼板の効果は発揮されるが、鋼板の成形性を改善する効果を十分に得るためには、各元素の含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。成形性の観点から、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｂｉ、ＲＥＭの一種または二種以上の含有量は０．００１０％以上であることがさらに好ましい。

以上の各元素の残部は、Ｆｅおよび不純物である。なお、前述のＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂ、Ｓｎ、Ｓｂについては、いずれも前記好ましい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、Ｍｇ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｂｉ、ＲＥＭについても、前記好ましい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。
また、不純物として、Ｈ、Ｎａ、Ｃｌ、Ｓｃ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｙ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｔｅ、Ｃｓ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂを合計で０．０１００％以下含有していることは許容される。

次に、本実施形態にかかる鋼板の鋼板内部１１の鋼組織（ミクロ組織）について説明する。なお、各組織の含有量の説明における［％］は［体積％］である。

（鋼板内部１１のミクロ組織）
本実施形態の鋼板において、表面から１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼組織（以下、「鋼板内部の鋼組織」という場合がある。）は、軟質フェライトを３０％以下、残留オーステナイトを３％〜４０％、フレッシュマルテンサイトを３０％以下、パーライトとセメンタイトの合計を１０％以下含有し、全残留オーステナイトに占める、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が５０％以上である。

「軟質フェライト：０％〜３０％」
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、強度が低いため高強度鋼板においては活用しづらい組織である。本実施形態の鋼板では、鋼板内部の鋼組織が０％〜３０％の軟質フェライトを含有する。本実施形態における「軟質フェライト」とは、粒内に残留オーステナイトを含まないフェライトであることを意味する。軟質フェライトは、強度が低く、周辺部に比べてひずみが集中しやすく、破壊が生じやすい。軟質フェライトの体積分率が３０％を超えると、強度−成形性のバランスが著しく劣化する。このため、軟質フェライトは３０％以下に制限する。軟質フェライトは１５％以下に制限することが更に好ましく、０％であっても構わない。

「残留オーステナイト：３％〜４０％」
残留オーステナイトは、強度−延性バランスを高める組織である。本実施形態の鋼板では、鋼板内部の鋼組織が３％〜４０％の残留オーステナイトを含む。成形性の観点から、鋼板内部における残留オーステナイトの体積分率は３％以上とし、５％以上とすることが好ましく、７％以上とすることが更に好ましい。一方、残留オーステナイトの体積分率を４０％超とするには、多量のＣ、Ｍｎおよび／またはＮｉの添加が必要であり、溶接性が著しく損なわれる。このため、残留オーステナイトの体積分率は４０％以下とする。鋼板の溶接性を高め、利便性を高めるには、残留オーステナイトの体積分率は３０％以下とすることが好ましく、２０％以下とすることが更に好ましい。

「フレッシュマルテンサイト：０％〜３０％」
フレッシュマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させる。一方で、フレッシュマルテンサイトは、破壊の起点となって耐衝撃特性を著しく劣化させる。このため、フレッシュマルテンサイトの体積分率は３０％以下とする。特に、耐衝撃特性を向上させるためには、フレッシュマルテンサイトの体積分率を１５％以下とすることが好ましく、７％以下とすることが更に好ましい。フレッシュマルテンサイトは、０％であってもよいが、鋼板の強度を確保するために２％以上であることが好ましい。

「パーライトとセメンタイトの合計：０％〜１０％」
鋼板の鋼板内部のミクロ組織には、パーライトおよび／またはセメンタイトが含まれていてもよい。しかし、パーライトおよび／またはセメンタイトの体積分率が多いと、延性が劣化する。このため、パーライトとセメンタイトの体積分率を合計で１０％以下に制限する。パーライトとセメンタイトの体積分率は、好ましくは５％以下であり、０％であっても構わない。

「アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が、全残留オーステナイトの５０％以上」
本実施形態では、鋼板内部における残留オーステナイト粒のアスペクト比は、重要である。アスペクト比が大きい、すなわち伸長した残留オーステナイトは、加工による鋼板の変形初期には安定である。しかし、アスペクト比の大きい残留オーステナイトでは、加工の進展に伴って先端部分にひずみの集中が起こり、適度に変態してＴＲＩＰ（変態誘起塑性）効果が生じる。このため、鋼板内部の鋼組織が、アスペクト比の大きい残留オーステナイトを含むことで、靭性、耐水素脆化特性、穴広げ性などを損なうことなく、延性を改善できる。以上の観点から、本実施形態では、全残留オーステナイトに占める、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合を、５０％以上とする。アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合は、６０％以上であることが好ましく、７０％以上がさらに好ましく、８０％以上であることが特に好ましい。

「焼戻マルテンサイト」
焼戻マルテンサイトは、耐衝撃特性を損なうことなく、鋼板の引張強度を大きく向上させる組織であり、鋼板内部の鋼組織に含まれていても構わない。しかし、鋼板内部に多量の焼戻マルテンサイトを生成させると、残留オーステナイトが十分に得られない場合がある。このため、焼戻マルテンサイトの体積分率は、５０％以下または３０％以下に制限することが好ましい。なお焼戻マルテンサイトの含有は本実施形態に係る鋼板にとって必須ではないので、焼戻マルテンサイトの下限値は０％である。

本実施形態の鋼板では、鋼板内部の鋼組織における残部組織は、残留オーステナイトを粒内に内包する「硬質フェライト」を主とする。硬質フェライトは、上部ベイナイト、ベイニティックフェライト、焼戻マルテンサイト、フレッシュマルテンサイトの１種または２種以上からなるラス状組織を含む鋼組織を有する熱処理用鋼板に、後述する第２熱処理を行うことにより形成される。硬質フェライトは、残留オーステナイトを粒内に内包するため、高い強度を有する。また、硬質フェライトは、フェライト粒界に残留オーステナイトが存在している場合と比べて、フェライトと残留オーステナイトとの界面剥離が起こりづらいため、良好な成形性を有する。

また、鋼板内部の鋼組織における残部組織には、ベイナイトが含まれていても構わない。なお、本実施形態におけるベイナイトには、微細なＢＣＣ結晶と粗大な鉄系炭化物からなるグラニュラーベイナイト、ラス状のＢＣＣ結晶と粗大な鉄系炭化物からなる上部ベイナイト、および板状のＢＣＣ結晶とその内部に平行に並んだ微細な鉄系炭化物からなる下部ベイナイトが含まれる。本実施形態に係る鋼板では、鋼板内部の鋼組織における残部組織は、硬質フェライトが主である。つまり、鋼板内部の鋼組織における残部組織には、ベイナイトよりも硬質フェライトの方が多く含まれる。

（表層のミクロ組織）
「１／８厚〜３／８厚の範囲の硬度の８０％以下の硬度を有する領域を軟質層と定義したとき、表層に１〜１００μｍの軟質層が存在」
鋼板の曲げ性を改善するためには、鋼板の表層を軟質化することが必要な要件の一つである。本実施形態に係る鋼板では、硬度が鋼板内部の硬度（平均硬度）の８０％以下である領域を軟質層と定義したとき、鋼板の表面から板厚方向に１〜１００μｍの軟質層が存在する。言い換えれば、鋼板の表層部に、硬度が鋼板内部の平均硬度の８０％以下である軟質層が存在し、その軟質層の厚さが１〜１００μｍである。

軟質層の厚さが表面から深さ方向（板厚方向）に１μｍ未満であると、曲げ性が十分に得られない。軟質層の厚さ（表面からの深さ範囲）は５μｍ以上であることが好ましく、１０μｍ以上であることがより好ましい。

一方、軟質層の厚さが１００μｍを超えると、鋼板の強度が大きく低下する。このため、軟質層の厚さは１００μｍ以下とする。軟質層の厚さは７０μｍ以下であることが好ましい。

「軟質層に含まれるフェライトの結晶粒のうちアスペクト比３．０未満の結晶粒の体積分率が５０％以上」
軟質層に含まれるフェライトの結晶粒のうち、アスペクト比３．０未満の結晶粒の体積分率（フェライトの全結晶粒が軟質層に占める体積分率に対する、アスペクト比３．０未満のフェライト結晶粒の割合）が５０％未満であると、曲げ性が劣化する。そのため、軟質層に含まれるフェライトのうちアスペクト比３．０未満の結晶粒の体積分率を５０％以上とする。この体積分率は、好ましくは６０％以上、より好ましくは７０％以上である。なお、軟質層に含まれるフェライトは、上述の硬質フェライト及び軟質フェライトの両方を含む。

「軟質層における残留オーステナイトの体積分率が、鋼板内部における残留オーステナイトの体積分率の５０％以上」
軟質層に含まれる残留オーステナイトは、疲労亀裂の進展を抑制することにより、鋼板の疲労強度を向上させる。したがって、軟質層に含まれる残留オーステナイトの体積分率は、鋼板内部における残留オーステナイトの体積分率の５０％以上とする。より好ましくは、軟質層に含まれる残留オーステナイトの体積分率は、鋼板内部における残留オーステナイトの体積分率の６０％以上、７０％以上、又は８０％以上である。鋼板内部における残留オーステナイトの面積率とは、表面から鋼板の板厚の１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲に含まれる残留オーステナイトの面積率を指す。

「Ｓｉ酸化物を含む内部酸化層」
本実施形態の鋼板は、表面から深さ方向（板厚方向）に高周波グロー放電（高周波ＧＤＳ）分析法で分析したときに、表面から０．２μｍ超且つ表面から５μｍ以下の範囲に、Ｓｉを示す波長の発光強度のピークが現れる。このことは、鋼板が内部酸化していて、鋼板の表面から０．２μｍ超且つ表面から５μｍ以下の範囲に、Ｓｉ酸化物を含む内部酸化層を有することを表している。このような内部酸化層を有する鋼板は、製造時の熱処理に伴う鋼板表面でのＳｉ酸化物などの酸化膜の生成が抑制されている。そのため、このような内部酸化層を有する鋼板は、優れた化成処理性及びめっき密着性を有する。

本実施形態の鋼板は、表面から深さ方向に高周波グロー放電分析法で分析したときに、表面から０．２μｍ超５μｍ以下の範囲と、表面から０μｍ〜０．２μｍの範囲（深さ０．２μｍよりも浅い領域）との両方において、Ｓｉを示す波長の発光強度のピークを有していてもよい。これら両方の範囲においてピークが存在することは、鋼板が内部酸化層を有しているとともに、表面にＳｉ酸化物を含む外部酸化層を有していることを表している。

図２は、本実施形態の鋼板について、表面から深さ方向に高周波グロー放電分析法で分析した際の、表面からの深さとＳｉを示す波長の発光強度（Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ）との関係を示すグラフである。図２に示す本実施形態の鋼板では、表面から０．２μｍ超５μｍ以下の範囲に、Ｓｉを示す波長の発光強度のピーク（内部酸化層に由来）が現れている。更に、表面から０（最表面）〜０．２μｍの範囲にも、Ｓｉを示す波長の発光強度のピーク（外部酸化層に由来（Ｉ_ＭＡＸ））が現れている。したがって、図２に示す鋼板は、内部酸化層を有しているとともに、外部酸化層を有していることがわかる。

図３は、本実施形態とは異なる鋼板について、表面から深さ方向に高周波グロー放電分析法で分析した際の、表面からの深さとＳｉを示す波長の発光強度（Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ）との関係を示すグラフである。図３に示す鋼板では、Ｓｉを示す波長の発光強度のピークが、表面から０（最表面）〜０．２μｍの範囲に現れているが、０．２μｍ超５μｍ以下の範囲には現れていない。このことは、鋼板が内部酸化層を有さず、外部酸化層のみを有していることを表している。

「溶融亜鉛めっき層」
本実施形態の鋼板は、その表面（両面もしくは片面）に溶融亜鉛めっき層が形成されていてもよい（以下、溶融亜鉛めっきを有する本実施形態にかかる鋼板を「本実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板」と称する）。この溶融亜鉛めっき層は、溶融亜鉛めっき層を合金化した合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
溶融亜鉛めっき層が合金化していないものである場合、溶融亜鉛めっき層中の鉄含有量は７．０質量％未満であることが好ましい。溶融亜鉛めっき層が合金化した合金化溶融亜鉛めっき層である場合、鉄含有量が６．０質量％以上であることが好ましい。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板よりも優れた溶接性を有する。

溶融亜鉛めっき層のめっき付着量は、特に制約は設けないが、耐食性の観点から片面あたり５ｇ／ｍ^２以上であることが好ましく、２０〜１２０ｇ／ｍ^２、さらには２５〜７５ｇ／ｍ^２の範囲内の範囲内であることがより好ましい。

本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板では、溶融亜鉛めっき層上に、塗装性、溶接性などを改善する目的で、上層めっき層がさらに設けられていてもよい。また、本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板では、溶融亜鉛めっき層上に、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施してもよい。

「電気亜鉛めっき層」
本実施形態の鋼板の表面には、電気亜鉛めっき層が形成されていてもよい。電気亜鉛めっき層は、従来公知の方法により形成できる。

「熱処理用鋼板」
本実施形態の鋼板の素材として用いられる熱処理用鋼板（「本実施形態の熱処理用鋼板」と称する）について、以下に説明する。
具体的には、本実施形態の熱処理用鋼板は、上記の鋼板におけるいずれかの化学組成を有し、以下に示す鋼組織（ミクロ組織）を有する。なお、各組織の含有量の説明における［％］は［体積％］である。

（熱処理用鋼板内部のミクロ組織）
「ラス状組織を体積分率で合計７０％以上」
本実施形態の熱処理用鋼板は、表面から１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼組織（熱処理用鋼板内部の鋼組織）が、上部ベイナイト、ベイニティックフェライト、焼戻マルテンサイト、フレッシュマルテンサイトの１種または２種以上からなるラス状組織を、体積分率で合計７０％以上含有する。

熱処理用鋼板が上記のラス状組織を体積分率で合計７０％以上含有することで、熱処理用鋼板に後述する第２熱処理を施して得られる鋼板は、熱処理用鋼板内部の鋼組織が硬質フェライトを主体とするものになる。熱処理用鋼板において上記のラス状組織の合計体積分率が７０％未満であると、熱処理用鋼板に第２熱処理を施してなる鋼板は、鋼板内部の鋼組織が軟質フェライト多く含むものとなる。その結果、本実施形態の鋼板が得られなくなる。熱処理用鋼板における熱処理用鋼板内部の鋼組織は、上記のラス状組織を体積分率で合計８０％以上含有することが好ましく、合計９０％以上含有することがより好ましく、１００％であっても構わない。

「熱処理用鋼板におけるアスペクト比が１．３未満で長径が２．５μｍ超の残留オーステナイト粒の個数密度」
本実施形態の熱処理用鋼板の内部の鋼組織は、上述したラス状組織の他に残留オーステナイトを含み、アスペクト比が１．３未満でかつ長径が２．５μｍ超の残留オーステナイト粒の個数密度を１．０×１０^−２個／μｍ^２以下に制限したものである。

熱処理用鋼板の内部の鋼組織に存在している残留オーステナイトが粗大な塊状であると、熱処理用鋼板に第２熱処理を施して得られる鋼板の鋼板内部に、粗大な塊状の残留オーステナイト粒が存在し、アスペクト比が２．０以上の残留オーステナイトが十分に確保できない場合がある。このため、熱処理用鋼板において、アスペクト比が１．３未満で長径が２．５μｍ超である粗大な塊状の残留オーステナイト粒の個数密度を１．０×１０^−２個／μｍ^２以下とする。熱処理用鋼板における粗大な塊状の残留オーステナイト粒の個数密度は、低いほど好ましく、０．５×１０^−２個／μｍ^２以下であることが好ましい。

また、熱処理用鋼板の内部に、残留オーステナイトが過度に存在していると、熱処理用鋼板に後述する第２熱処理を施すことにより、一部の残留オーステナイトが等方化する。その結果、第２熱処理後に得られた鋼板の鋼板内部において、アスペクト比が２．０以上の残留オーステナイトが十分に確保できない場合がある。このため、熱処理用鋼板の内部の鋼組織に含まれる残留オーステナイトの体積分率は、１０％以下であることが好ましい。

（熱処理用鋼板の表層のミクロ組織）
「軟質フェライトを体積分率で８０％以上含む軟質層」
本実施形態に係る鋼板の素材となる熱処理用鋼板には、体積分率で８０％以上の軟質フェライトを含む軟質層からなる表層が形成されている。熱処理用鋼板において軟質層の厚さは１μｍ〜５０μｍとする。熱処理用鋼板において軟質層の厚さが表面から深さ方向に１μｍ未満であると、熱処理用鋼板に第２熱処理を施してなる鋼板に形成された軟質層の厚さ（表面からの深さ範囲）が不足する。一方、熱処理用鋼板において軟質層の厚さが表面から深さ方向に５０μｍを超えると、熱処理用鋼板に第２熱処理を施してなる鋼板に形成された軟質層の厚さ（表面からの深さ範囲）が過剰となるため、軟質層を有することによる鋼板の強度低下が顕在化する。このため、熱処理用鋼板において軟質層の厚さは５０μｍ以下とし、１０μｍ以下であることが好ましい。

「Ｓｉ酸化物を含む内部酸化層」
本実施形態の熱処理用鋼板は、表面から深さ方向に高周波グロー放電（高周波ＧＤＳ）分析法で分析したときに、表面から０．２μｍ超５μｍ以下の範囲に、Ｓｉを示す波長の発光強度のピークが現れる。このことは、熱処理用鋼板が内部酸化していて、表面から０．２μｍ超５μｍ以下の範囲に、Ｓｉ酸化物を含む内部酸化層を有することを表している。上記の範囲に内部酸化層を有する熱処理用鋼板は、製造時の熱処理に伴う鋼板表面でのＳｉ酸化物などの酸化膜の生成が抑制されたものである。

本実施形態の熱処理用鋼板は、表面から深さ方向に高周波グロー放電分析法で分析したときに、表面から０．２μｍ超５μｍ以下の範囲と、表面から０μｍ〜０．２μｍの範囲（深さ０．２μｍよりも浅い領域）の両方において、Ｓｉを示す波長の発光強度のピークを有していてもよい。このことは、熱処理用鋼板が内部酸化層を有しているとともに、表面にＳｉ酸化物を含む外部酸化層を有していることを表している。

「本実施形態に係る鋼板の製造方法」
次に、本実施形態の鋼板の製造方法について説明する。

本実施形態の鋼板の製造方法では、図４に示されるように上記の化学組成を有するスラブを熱間圧延し、酸洗した熱延鋼板、または熱延鋼板を冷間圧延した冷延鋼板に、以下に示す第１熱処理を施すことにより熱処理用鋼板を製造する。その後、熱処理用鋼板に、以下に示す第２熱処理を施す。第１熱処理および／または第２熱処理は、専用の熱処理ラインを用いて実施してもよいし、既存の焼鈍ラインを用いて実施しても構わない。

（鋳造工程）
本実施形態の鋼板を製造するには、まず、上記の化学成分（組成）を有するスラブを鋳造する。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。鋳造後のスラブは、一旦常温まで冷却してから熱間圧延してもよいし、高温のまま直接熱間圧延してもよい。鋳造後のスラブを高温のまま直接熱間圧延に供することが、熱間圧延の加熱に必要なエネルギーを削減できるため、好ましい。

（スラブ加熱）
熱間圧延に先立ち、スラブを加熱する。本実施形態の鋼板を製造する場合、以下に示す式（４）を満足するスラブ加熱条件を選定することが好ましい。

（式（４）において、ｆγは下記式（５）で示される値であり、ＷＭｎγは下記式（６）で示される値であり、Ｄは下記式（７）で示される値であり、Ａ_ｃ１は下記式（８）で示される値であり、Ａ_ｃ３は下記式（９）で示される値であり、ｔｓ（Ｔ）はスラブ加熱温度Ｔにおけるスラブの滞在時間（ｓｅｃ）である。）

（式（５）において、Ｔはスラブ加熱温度（℃）、ＷＣは鋼中のＣ量（質量％）、Ａ_ｃ１は下記式（８）で示される値であり、Ａ_ｃ３は下記式（９）で示される値である。）

（式（６）において、Ｔはスラブ加熱温度（℃）、ＷＭｎは鋼中のＭｎ量（質量％）、Ａ_ｃ１は下記式（８）で示される値であり、Ａ_ｃ３は下記式（９）で示される値である。）

（式（７）において、Ｔはスラブ加熱温度（℃）、Ｒは気体定数；８．３１４Ｊ／ｍｏｌである。）

Ａ_ｃ１＝７２３−１０．７×Ｍｎ−１６．９×Ｎｉ＋２９．１×Ｓｉ＋１６．９×Ｃｒ・・（８）
（式（８）式中の元素記号は、当該元素の鋼中の質量％である。）
Ａ_ｃ３＝８７９−３４６×Ｃ＋６５×Ｓｉ−１８×Ｍｎ＋５４×Ａｌ・・（９）
（式（９）式中の元素記号は、当該元素の鋼中の質量％である。）

式（４）の分子は、α（フェライト）とγ（オーステナイト）の二相域滞在中にαからγへ分配するＭｎ含有量の程度を表す。式（４）の分子が大きくなるほど、鋼中のＭｎ濃度分布が不均質化する。式（４）の分母は、γ単相域滞在中にγ中で拡散するＭｎ原子の距離に対応する項である。式（４）の分母が大きくなるほど、Ｍｎ濃度分布が均質化する。鋼中のＭｎ濃度分布を十分に均質化させるためには、式（４）の値が１．０以下となるように、スラブ加熱条件を選定することが好ましい。式（４）の値が小さいほど、熱処理用鋼板および鋼板の鋼板内部における粗大な塊状のオーステナイト粒の個数密度を低減できる。

（熱間圧延）
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（仕上温度）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い。圧延反力の観点から、熱間圧延の完了温度は８７０℃以上とすることが好ましい。一方、熱間圧延の完了温度を１０５０℃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、加熱装置などを用いて鋼板を加熱する必要があり、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１０５０℃以下とすることが好ましい。熱間圧延中の鋼板温度を確保しやすくするため、熱間圧延の完了温度は１０００℃以下とすることが好ましく、９８０℃以下とすることが更に好ましい。

（酸洗）
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工程であり、鋼板の化成処理性の向上のために重要である。熱延鋼板の酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けて行っても良い。

（冷間圧延）
酸洗した熱延鋼板は、冷間圧延して冷延鋼板としても構わない。熱延鋼板に冷間圧延を行うことで、高精度で所定の板厚を有する鋼板を製造できる。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く、７５％以下とすることがより好ましい。冷延工程における合計の圧下率の下限は特に定めず、冷間圧延を施さなくてもかまわない。鋼板の形状均質性を向上させて良好な外観を得るとともに、第１熱処理中および第２熱処理中の鋼板温度を均一にして良好な延性を得るために、冷間圧延の圧下率は合計で０．５％以上とすることが好ましく、１．０％以上とすることが更に好ましい。

（第１熱処理）
次に、酸洗した熱延鋼板、または熱延鋼板を冷間圧延した冷延鋼板に、第１熱処理を施すことにより熱処理用鋼板を製造する。第１熱処理は、下記（ａ）〜（ｅ）を満足する条件で行う。

（ａ）６５０℃から最高加熱温度に加熱するまでの間において、熱延鋼板又は冷延鋼板の周囲の雰囲気を、０．１体積％以上のＨ_２を含有し、下記式（２）を満たす雰囲気とする。
−１．１≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．０７・・・（２）
（式（２）において、ＰＨ_２Ｏは水蒸気の分圧を示し、ＰＨ_２は水素の分圧を示す。）
第１熱処理では、上記（ａ）を満たすことにより、鋼板外部での酸化反応を抑制するとともに、脱炭反応を促進する。第１熱処理では、６５０℃から最高加熱温度に加熱するまでの間における一部の温度帯において、鋼板の周囲を上記（ａ）に記載の雰囲気とする必要があり、６５０℃から最高加熱温度に加熱するまでの間の全部の温度帯において、鋼板の周囲を上記（ａ）に記載の雰囲気とすることが好ましい。

雰囲気中のＨ_２が０．１体積％未満であると、鋼板表面に存在する酸化膜を十分に還元することができず、鋼板の上に酸化膜が形成される。このため、第２熱処理後に得られる鋼板の化成処理性及びめっき密着性が低下する。一方、雰囲気中のＨ_２含有量が２０体積％超であると、効果が飽和する。また、雰囲気中のＨ_２含有量が２０体積％超であると、操業上水素爆発の危険性が増す。このため、雰囲気中のＨ_２含有量を２０体積％以下とすることが好ましい。

また、ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）が−１．１未満の場合、鋼板表層部におけるＳｉ、Ｍｎの外部酸化が起こる上、脱炭反応が不十分となり、熱処理用鋼板の表層を形成する軟質層の厚さが薄くなる。一方、ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）が−０．０７を超えると、脱炭反応が過剰に進行するため、第２熱処理後の鋼板の強度が不足する。

（ｂ）（Ａ_ｃ３−３０）℃〜１０００℃の最高加熱温度で１秒〜１０００秒保持する。
第１熱処理では、最高加熱温度を（Ａ_ｃ３−３０）℃以上とする。最高加熱温度が（Ａ_ｃ３−３０）℃未満であると、熱処理用鋼板における鋼板内部の鋼板組織に塊状の粗大なフェライトが残存する。その結果、熱処理用鋼板の第２熱処理後に得られる鋼板の軟質フェライト相が過剰になるとともに、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が不足し、特性が劣化する。最高加熱温度は（Ａ_ｃ３−１５）℃以上が好ましく、（Ａ_ｃ３＋５）℃以上とすることが更に好ましい。一方、過度に高温まで加熱すると表層の脱炭が過剰に進行して耐疲労特性が不十分となる場合があるし、加熱に要する燃料コストが増大し、また、炉体の損傷を招く。このため、最高加熱温度は１０００℃以下とすることが望ましい。

第１熱処理では、最高加熱温度での保持時間を１秒〜１０００秒とする。保持時間が１秒未満であると、熱処理用鋼板における鋼板内部の鋼板組織に塊状の粗大なフェライトが残存する。その結果、第２熱処理後に得られる鋼板の軟質フェライトの体積率が過剰となり、特性が劣化する。保持時間は１０秒以上であることが好ましく、５０秒以上であることが更に好ましい。一方、保持時間が長すぎると、最高加熱温度に加熱することによる効果が飽和するだけでなく、生産性が損なわれる。そのため、保持時間は１０００秒以下とする。

（ｃ）６５０℃から最高加熱温度までの平均加熱速度が０．５℃／秒〜５００℃／秒となるように加熱する。
第１熱処理において、６５０℃から最高加熱温度までの平均加熱速度が０．５℃／秒未満であると、加熱処理中にＭｎ偏析が進み、粗大な塊状Ｍｎ濃化領域が形成され、第２熱処理後に得られる鋼板の特性が劣化する。塊状のオーステナイトの生成を抑制するため、平均加熱速度は１．５℃／秒以上とすることが好ましい。一方、平均加熱速度が５００℃／秒超であると、脱炭反応が十分進行しない。このため、平均加熱速度を５００℃／秒以下とする。なお６５０℃から最高加熱温度までの平均加熱速度とは、６５０℃と最高加熱温度との差を、鋼板表面温度が６５０℃から最高加熱温度に至るまでの経過時間で割ることで得られる値である。

（ｄ）最高加熱温度で保持した後、７００℃からＭｓまでの温度範囲の平均冷却速度が５℃／秒以上となるように冷却する。
第１熱処理では、熱処理用鋼板における鋼板内部の鋼板組織をラス状組織主体とするために、最高加熱温度で保持した後、７００℃〜下記式（１０）で示されるＭｓまでの温度範囲の冷却速度が、平均冷却速度で５℃／秒以上となるように冷却する。平均冷却速度が５℃／秒未満であると、塊状フェライトが生成する場合がある。平均冷却速度は１０℃／秒以上とすることが好ましく、３０℃／秒以上とすることが更に好ましい。また、平均冷却速度の上限は特に定める必要はないが、５００℃／秒超の平均冷却速度で冷却するには、特別な設備が必要となる。このため、平均冷却速度は５００℃／秒以下であることが好ましい。なお７００℃からＭｓまでの温度範囲の平均冷却速度とは、７００℃とＭｓとの差を、鋼板表面温度が７００℃からＭｓに至るまでの経過時間で割ることで得られる値である。Ｍｓは、下記式によって算出される。

Ｍｓ＝５６１−４０７×Ｃ−７．３×Ｓｉ−３７．８×Ｍｎ−２０．５×Ｃｕ−１９．５×Ｎｉ−１９．８×Ｃｒ−４．５×Ｍｏ・・（１０）
（式（１０）式中の元素記号は、当該元素の鋼中の質量％である。）

（ｅ）平均冷却速度５℃／秒以上での冷却をＭｓ以下の冷却停止温度まで行う。
第１熱処理では、７００℃からＭｓまでの温度範囲の平均冷却速度が５℃／秒以上となる冷却を、Ｍｓ以下の冷却停止温度まで行う。冷却停止温度は室温（２５℃）であってもよい。冷却停止温度をＭｓ以下とすることで、第１熱処理後に得られる熱処理用鋼板における鋼板内部の鋼板組織がラス状組織主体のものとなる。なお冷却停止温度とは、鋼板の温度降下を生じさせる冷媒（冷却水、大気等）の噴射を終了した時点での鋼板の表面温度である。

本実施形態の製造方法では、第１熱処理においてＭｓ以下、室温以上の冷却停止温度に冷却した鋼板に、連続して以下に示す第２熱処理を行ってもよい。また、第１熱処理において室温まで冷却し、巻き取ってから、以下に示す第２熱処理を行ってもよい。

第１熱処理において室温まで冷却した鋼板は、上述した本実施形態の熱処理用鋼板である。熱処理用鋼板は、以下に示す第２熱処理を行うことにより、本実施形態の鋼板となる。また、これに溶融亜鉛めっき（さらに必要に応じて合金化処理）を行うことにより、本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板となる。
本実施形態では、第２熱処理を行う前の熱処理用鋼板に、様々な処理を施しても構わない。例えば、熱処理用鋼板の形状を矯正するために、熱処理用鋼板に調質圧延処理を施してもよい。また、熱処理用鋼板の表面に存在する酸化物を除去するために、熱処理用鋼板に酸洗処理を施しても構わない。

（第２熱処理）
第１熱処理を施した鋼板（熱処理用鋼板）に、第２熱処理を施す。第２熱処理は、下記（Ａ）〜（Ｅ）を満足する。
（Ａ）６５０℃から最高加熱温度に加熱するまでにおいて、鋼板の周囲の雰囲気を、０．１体積％以上のＨ_２を含有し、上記式（３）を満たす雰囲気とする。
ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）＜−１．１・・・（３）
（式（３）において、ＰＨ_２Ｏは水蒸気の分圧を示し、ＰＨ_２は水素の分圧を示す。）

第２熱処理では、６５０℃から最高加熱温度に加熱するまでの間における一部の温度帯において、熱延鋼板又は冷延鋼板の周囲の雰囲気を上記（Ａ）に記載の雰囲気とする必要があり、６５０℃から最高加熱温度に加熱するまでの間の全部の温度帯において、鋼板の周囲を上記（Ａ）に記載の雰囲気とすることが好ましい。なお、鋼板を溶融亜鉛めっきする場合、第２熱処理では、６５０℃から最高加熱温度に加熱するまでの間における全部の温度帯において、鋼板の周囲を上記（Ａ）に記載の雰囲気とする必要がある。さらに、鋼板を溶融亜鉛めっきする場合、第２熱処理では、鋼板の周囲の雰囲気を、０．１体積以上のＨ_２を含有し、Ｏ_２が０．０２０体積％以下とされ、かつ上記式（３）が満たされる必要がある。
第２熱処理においては、上記（Ａ）を満たすため、鋼板表面での脱炭反応が抑制され、第１熱処理時に脱炭した表層部に、鋼板の内部から炭素原子が供給される。その結果、第２熱処理後の鋼板表面に、微量のマルテンサイトおよび残留オーステナイトが分散した所定の厚みの複合組織が形成される。

雰囲気中のＨ_２が０．１体積％未満であると、鋼板表面に存在する酸化膜を十分に還元することができず、鋼板の上に酸化膜が形成される。このため、第２熱処理後に得られる鋼板の化成処理性が低下する。さらに、鋼板を溶融亜鉛めっきする場合であって雰囲気中のＨ_２が０．１体積％未満または雰囲気中のＯ_２が０．０２０体積％超であると、鋼板のめっき密着性が低下する。また、雰囲気中のＨ_２含有量が２０体積％超であると、効果が飽和する。また、雰囲気中のＨ_２含有量が２０体積％超であると、操業上水素爆発の危険性が増す。このため、雰囲気中のＨ_２含有量を２０体積％以下とすることが好ましい。好ましいＨ_２の範囲は２．０体積％以上、より好ましくは３．０体積％以上である。好ましいＯ_２の範囲は０．０１０体積％以下、より好ましくは０．００５体積％以下である。

また、ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）が−１．１以上であると、鋼板表面での脱炭反応が過剰に進むため、第２熱処理後に得られる鋼板の表層を形成する軟質層の厚さが厚くなり、鋼板の強度が不足する。ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）の数値は、低いほど好ましいため、その数値に下限を設ける必要はない。しかし、ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）の数値を−２．２未満とするには、特別な設備が必要となるため、ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）の数値の下限を−２．２とすることが好ましい。

（Ｂ）（Ａ_ｃ１＋２５）℃〜（Ａ_ｃ３−１０）℃の最高加熱温度で１秒〜１０００秒保持する。
第２熱処理では、最高加熱温度を（Ａ_ｃ１＋２５）℃〜（Ａ_ｃ３−１０）℃とする。最高加熱温度が（Ａ_ｃ１＋２５）℃未満であると、鋼中のセメンタイトが溶け残り、第２熱処理後に得られる鋼板の内部組織における残留オーステナイト分率が不足し、特性が劣化する。第２熱処理後に得られる鋼板における硬質組織分率を高めて、より高強度の鋼板を得るために、最高加熱温度を（Ａ_ｃ１＋４０）℃以上とすることが好ましい。

一方、最高加熱温度が（Ａ_ｃ３−１０）℃を超えると、ミクロ組織のほとんどあるいは全てがオーステナイトとなり、第２熱処理前の鋼板（熱処理用鋼板）におけるラス状組織が解消し、鋼板に引き継がれなくなる。その結果、第２熱処理後に得られる鋼板の内部組織における残留オーステナイト分率が不足するとともに、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が不足して、特性が大幅に劣化する。このことから、最高加熱温度はＡ_ｃ３−１０℃以下とする。第２熱処理前の鋼板におけるラス状組織を十分に鋼板に引き継ぎ、鋼板の特性を一層向上させるため、最高加熱温度は（Ａ_ｃ３−２０）℃以下とすることが好ましく、（Ａ_ｃ３−３０）℃以下とすることが更に好ましい。

第２熱処理では、最高加熱温度での保持時間を１秒〜１０００秒とする。保持時間が１秒未満であると、鋼板の内部から表層への炭素原子の拡散が不十分となるとともに、鋼中のセメンタイトが溶け残り、鋼板の特性が劣化する懸念がある。保持時間は３０秒以上であることが好ましい。一方、保持時間が長すぎると、鋼板内部から表層への炭素原子の拡散が過剰に進行し、第１熱処理で表層を脱炭した効果が消失する。このため、保持時間は１０００秒を上限とする。

（Ｃ）６５０℃から最高加熱温度までの平均加熱速度が０．５℃／秒〜５００℃／秒となるように加熱する。
第２熱処理における６５０℃から最高加熱温度までの平均加熱速度が０．５℃／秒未満であると、第１熱処理で作りこんだラス状組織の回復が進行するため、粒内にオーステナイト粒を有さない軟質フェライトの体積分率が増大する。一方、平均加熱速度が５００℃／秒超であると、脱炭反応が十分進行しない。なお６５０℃から最高加熱速度までの平均加熱速度とは、６５０℃と最高加熱速度との差を、鋼板表面温度が６５０℃から最高加熱速度に至るまでの経過時間で割ることで得られる値である。

（Ｄ）６００〜７００℃の間の平均冷却速度が３℃／秒以上となるように、最高加熱温度から４８０℃以下まで冷却
第２熱処理において、６００〜７００℃の間の平均冷却速度が３℃／秒以上となるように、最高加熱温度から４８０℃まで冷却する。該温度範囲での平均冷却速度が３℃／秒未満である場合、粗大な炭化物が生成して鋼板の特性が損なわれる。該温度範囲での平均冷却速度は１０℃／秒以上とすることが好ましい。該温度範囲での平均冷却速度の上限は特に設けずとも構わないが、２００℃／秒超とするには特殊な冷却装置が必要となるため、２００℃／秒以下とすることが好ましい。なお該温度範囲での平均冷却速度は、６００〜７００℃間の温度差（すなわち、１００℃）を、７００℃から６００℃まで冷却するのに要した時間で割ることにより得られる値である。

（Ｅ）平均冷却速度３℃／秒以上で冷却した後、３００℃〜４８０℃の間で１０秒以上保持する。
第２熱処理において、３００℃〜４８０℃の間での保持時間が１０秒を下回ると、未変態オーステナイト中に炭素が十分濃化しないので、ラス状のフェライトが十分に成長せず、オーステナイトへのＣ濃化が進まない。その結果、フレッシュマルテンサイトが生成してしまい、鋼板の特性が大きく劣化する。オーステナイト中への炭素濃化を十分に進め、マルテンサイトの生成量を減らして、鋼板の特性を改善するため、保持時間は１００秒以上とすることが好ましい。なお、３００℃〜４８０℃の間でＮ秒以上保持するとは、鋼板の温度を３００℃〜４８０℃が温度範囲内にある期間をＮ秒以上にすることを意味する。

以上説明した第２熱処理を行うことにより、上述した本実施形態の鋼板が得られる。
本実施形態では、鋼板に対して、形状矯正を目的として冷間圧延を施しても構わない。冷間圧延は、第一熱処理を行った後に施しても構わないし、第二熱処理を行った後に施しても構わない。また、第一熱処理を行った後と、第二熱処理を行った後の両方で施しても構わない。冷間圧延の圧下率は、圧下率は３．０％以下とすることが好ましく、１．２％以下とすることが更に好ましい。冷間圧延の圧下率が３．０％を超えると、一部のオーステナイトが加工誘起変態で失われ、特性が損なわれる懸念がある。一方、冷間圧延の圧延率の下限値は特に定めず、冷間圧延を施さなくても本実施形態に係る鋼板の特性は発揮される。

（溶融亜鉛めっき）
本実施形態にかかる鋼板の製造方法では、第２熱処理後の母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき工程を行ってもよい。溶融亜鉛めっき層の形成に引き続いて、めっき層の合金化処理を行ってもよい。

溶融亜鉛めっき及び合金化処理は、本実施形態に係る製造方法の規定する条件を満足する限り、第２熱処理における冷却工程（Ｄ）の完了以降、いずれのタイミングで行っても構わない。例えば、図５にパターン[１]として示しているように、冷却工程（Ｄ）、等温保持工程（Ｅ）の後、めっき処理（さらには必要に応じて合金化処理）を施してもよいし、図６にパターン[２]として示しているように、冷却工程（Ｄ）の後、めっき処理（さらには必要に応じて合金化処理）を施し、その後等温保持（Ｅ）を施してもよい。あるいは、図７にパターン[３]として示しているように、冷却工程（Ｄ）、等温保持工程（Ｅ）の後、一度室温まで冷却し、その後めっき処理(さらには必要に応じて合金化処理)を施してもよい。

溶融亜鉛めっき工程における亜鉛めっき浴温度や亜鉛めっき浴組成などのめっき条件としては、一般的な条件を用いることができ、特に制限はない。例えば、めっき浴温は４２０〜５００℃、鋼板の侵入板温は４２０〜５００℃、浸漬時間は５秒以下でよい。めっき浴は、Ａｌを０．０８〜０．２％含有するめっき浴が好ましいが、その他、不純物のＦｅ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｐｂ等を含有してもよい。また、溶融亜鉛めっきの目付量を、ガスワイピング等の公知の方法で制御することが好ましい。目付量は、通常は、片面あたり５ｇ／ｍ^２以上であれば良いが、２５〜７５ｇ／ｍ^２が好ましく、より好ましくは２０〜１２０ｇ／ｍ^２とする。

溶融亜鉛めっき層を形成した高強度溶融亜鉛めっき鋼板に対しては、前述のように、必要に応じて合金化処理を行ってもよい。
合金化処理は、常法にしたがって行えばよいが、合金化処理温度は４６０〜６００℃とすることが好ましい。合金化処理が４６０℃未満であると、合金化速度が遅くなり生産性を損なうばかりでなく、合金化処理むらが発生するので、合金化処理温度は４６０℃以上とすることが好ましい。一方、合金化処理温度が６００℃を超えると、合金化が過度に進行して、鋼板のめっき密着性が劣化するので、合金化処理温度は６００℃以下とすることが好ましい。合金化処理温度は、より好ましくは４８０〜５８０℃以下でとする。また合金化処理の加熱時間は５〜６０秒とすることが望ましい。
また合金化処理は、溶融亜鉛めっき層中の鉄濃度が６．０質量％以上となるような条件で行うことが好ましい。

また、本実施形態の鋼板の表面には、電気亜鉛めっき層を形成してもよい。電気亜鉛めっき層は、従来公知の方法により形成できる。

次に、本実施形態の鋼板および熱処理用鋼板の有する各構成の測定方法について説明する。
「鋼組織の測定」
鋼板および熱処理用鋼板において、鋼板内部および表層の鋼組織に含まれるフェライト（軟質フェライト及び硬質フェライト）、ベイナイト、焼戻マルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、パーライト、セメンタイト、上部ベイナイト、ベイニティックフェライトの体積分率は、以下に示す方法を用いて測定できる。

鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨してナイタールエッチングする。次いで、観察面における表面から１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲の一つないし複数の観察視野において、合計で２．０×１０^−９ｍ^２以上の面積を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察する。そして、フェライト、ベイナイト、焼戻マルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、パーライト、セメンタイトの面積分率をそれぞれ測定し、それを以て体積分率と見なす。ここで、粒内に下部組織を有し、かつ、炭化物が複数のバリアントを持って析出している領域を焼戻マルテンサイトと判断する。また、セメンタイトがラメラ状に析出している領域をパーライトと判断する。輝度が小さく、かつ下部組織が認められない領域をフェライト（軟質フェライトまたは硬質フェライト）と判断する。輝度が大きく、かつ下部組織がエッチングにより現出されていない領域をフレッシュマルテンサイトまたは残留オーステナイトと判断する。各々の体積分率を、ポイントカウンティング法によって算出することで、各組織の体積分率とする。フレッシュマルテンサイトの体積率については、Ｘ線回折法により求めた残留オーステナイトの体積率を引くことにより、求めることができる。
硬質フェライトおよび軟質フェライトの体積分率は、測定されたフェライトの体積分率をもとに、後述する方法で、それぞれの体積分率を求める。
フレッシュマルテンサイトの体積分率については、フレッシュマルテンサイトまたは残留オーステナイトである体積分率から、後述するＸ線回折法により求めた残留オーステナイトの体積分率を引くことにより、求めることができる。

鋼板および熱処理用鋼板において、鋼板内部に含まれる残留オーステナイトの体積分率は、Ｘ線回折法により評価する。板厚の表面から１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、板面に平行な面を鏡面に仕上げ、Ｘ線回折法によってＦＣＣ鉄の面積分率を測定し、それをもって残留オーステナイトの体積分率とする。

「軟質層中に含まれる残留オーステナイト体積分率と鋼板内部に含まれる残留オーステナイト体積分率の割合」
本実施形態に係る鋼板において、軟質層に含まれる残留オーステナイトの体積分率と、鋼板内部の残留オーステナイトの体積分率との割合は、ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）により高分解能結晶構造解析を行うことにより評価する。具体的には、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、観察面を研磨して鏡面に仕上げる。更に、表層の加工層を除去するために電解研磨またはコロイダルシリカを用いた機械研磨を行う。次いで、軟質層を含む鋼板の表層部、および鋼板内部（表面から１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲）について、観察視野の総面積が合計で２．０×１０^−９ｍ^２以上（複数視野ないし同一視野でも可）となるようにＥＢＳＤ法による結晶構造解析を行う。測定に当たってＥＢＳＤ法により得られたデータの解析には、ＴＳＬ社製の「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｙｓ ６．０」を用いる。また、評点間距離（ｓｔｅｐ）は０．０１〜０．２０μｍとする。観察結果から、ＦＣＣ鉄と判断される領域を残留オーステナイトと判断し、軟質層および鋼板内部の残留オーステナイトの体積分率をそれぞれ算出する。

「残留オーステナイト粒のアスペクト比および長径の測定」
鋼板および熱処理用鋼板において、鋼板内部の鋼組織に含まれる残留オーステナイト粒のアスペクト比および長径は、ＦＥ−ＳＥＭを用いて結晶粒を観察し、ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）により高分解能結晶方位解析を行い、評価する。

まず、鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨して鏡面に仕上げる。次いで、観察面における表面から１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲の一つないし複数の観察視野において、合計で２．０×１０^−９ｍ^２以上（複数視野及び同一視野のいずれでも可）の面積についてＥＢＳＤ法による結晶構造解析を行う。次に、上記の方法により測定した残留オーステナイト粒の結晶方位から、測定エラーを避けるため、長軸長さが０．１μｍ以上のオーステナイトのみを抜き出して、結晶方位マップを描く。１０°以上の結晶方位差を生じる境界を残留オーステナイト粒の結晶粒界とみなす。アスペクト比は、残留オーステナイト粒の長軸長さを短軸長さで除した値とする。長径は、残留オーステナイト粒の長軸長さとする。測定に当たってＥＢＳＤ法により得られたデータの解析には、ＴＳＬ社製の「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｙｓ ６．０」を用いる。また、評点間距離（ｓｔｅｐ）は０．０１〜０．２０μｍとする。観察結果から、ＦＣＣ鉄と判断される領域を残留オーステナイトとする。この結果から、全残留オーステナイトに占める、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合を求める。
また、フェライトのアスペクト比は、ＦＥ−ＳＥＭを用いて結晶粒を観察し、ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）により高分解能結晶方位解析を行い、評価する。ＥＢＳＤ法により得られたデータの解析には、ＴＳＬ社製の「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｙｓ ６．０」を用いる。また、評点間距離（ｓｔｅｐ）は０．０１〜０．２０μｍとする。観察結果から、ＢＣＣ鉄と判断される領域をフェライトとし、結晶方位マップを描く。そして、１５°以上の結晶方位差を生じる境界を結晶粒界とみなす。アスペクト比は、個々のフェライト粒の長軸長さを短軸長さで除した値とする。
なお、同じくアスペクト比の大きなフェライトとして、冷間圧延により圧延方向に伸長された未再結晶フェライトがあるが、本実施形態に係る鋼板におけるアスペクト比の大きなフェライトとは明確に区別される。未再結晶フェライトは、結晶粒内の方位勾配が、本実施形態に係る鋼板におけるフェライトよりも大きい。具体的には、両者はＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎｓ）法により得られるＧＡＭ値（Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）により区別することができる。一般に、未再結晶フェライトはＧＡＭ値が０．５°以上であり、本実施形態に係る鋼板におけるアスペクト比の大きなフェライトはＧＡＭ値が０．５°以下である。

「オーステナイト粒を含むフェライト粒（硬質フェライト）／含まないフェライト粒（軟質フェライト）」
フェライト粒のうち、オーステナイト粒を含む粒と含まない粒とを分離する手法について述べる。まず、ＦＥ−ＳＥＭを用いて結晶粒を観察し、ＥＢＳＤ法により高分解能結晶方位解析を行う。具体的には、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、観察面を研磨して鏡面に仕上げる。更に、表層の加工層を除去するために電解研磨またはコロイダルシリカを用いた機械研磨を行う。次いで、鋼板内部（表面から１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲）について、合計で２．０×１０^−９ｍ^２以上（複数視野ないし同一視野でも可）の面積についてＥＢＳＤ法による結晶構造解析を行う。次いで、ＢＣＣ鉄から得られたデータに対し、１５°以上の結晶方位差を生じる境界を結晶粒界とし、フェライトの結晶粒界マップを描く。次に、ＦＣＣ鉄から得られたデータから、測定エラーを避けるため、長軸の長さが０．１ μｍ以上のオーステナイト粒のみで結晶粒の分布マップを描き、フェライト粒の結晶粒界マップと重ねる。
ひとつのフェライト粒において、完全にその内部に取り込まれているオーステナイト粒が一つ以上あれば「オーステナイト粒を含むフェライト粒」とする。また、オーステナイト粒と隣接していないか、あるいは他の粒との境界でのみオーステナイト粒と隣接している場合を「オーステナイト粒を含まないフェライト粒」とする。

「軟質層の厚さ」
表層〜鋼板内部の硬度分布は、例えば以下の手法により求めることができる。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、観察面を研磨して鏡面に仕上げ、さらに表層の加工層を除去するためにコロイダルシリカを用いて化学的研磨を行う。得られた試料の観察面について、微小硬度測定装置を用いて、最表層から５μｍ深さの位置を起点として、表面から板厚の１／８厚さの位置まで、鋼板の厚さ方向に１０μｍピッチで、頂角１３６°の四角錐形状のビッカース圧子を荷重２ｇで押し込む。このとき、押し込み荷重は互いのビッカース圧痕が干渉しないように設定する。その後、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡等を用いて、圧痕の対角線長さを測定し、ビッカース硬さ（Ｈｖ）に変換する。
次に、測定位置を圧延方向に１０μｍ以上移動し、起点を最表層から１０μｍ深さ位置として板厚１／８厚さの位置まで同様の測定を行う。こうすることにより、事実上、深さ方向に５μｍピッチの硬度測定データが得られる。測定間隔を単純に５μｍピッチとしないのは、圧痕同士の干渉を避けるためである。ビッカース硬さは、各厚さ位置につき各５点ずつ測定し 、その平均値をその厚さ位置での硬さとする。各データ間は直線で補間することにより、深さ方向の硬さプロファイルを得る。硬さプロファイルから硬度が母材硬度の８０％以下となる深さ位置を読み取ることで、軟質層の厚さを求める。

「高周波グロー放電（高周波ＧＤＳ）分析」
鋼板および熱処理用鋼板を、高周波グロー放電分析法で分析する場合には、公知の高周波ＧＤＳ分析方法を用いることができる。
具体的には、鋼板の表面をＡｒ雰囲気にし、電圧をかけてグロープラズマを発生させた状態で、鋼板表面をスパッタリングさせながら深さ方向に分析する方法を用いる。そして、グロープラズマ中で原子が励起されて発せられる元素特有の発光スペクトル波長から、材料（鋼板）に含まれる元素を同定し、同定した元素の発光強度から材料に含まれる元素の量を見積もる。深さ方向のデータは、スパッタ時間から見積もることができる。具体的には、予め標準サンプルを用いてスパッタ時間とスパッタ深さとの関係を求めておくことで、スパッタ時間をスパッタ深さに変換できる。したがって、スパッタ時間から変換したスパッタ深さを、材料の表面からの深さと定義できる。
また、本実施形態における鋼板および熱処理用鋼板の高周波ＧＤＳ分析では、市販の分析装置を用いることができる。本実施形態においては、堀場製作所社製の高周波グロー放電発光分析装置ＧＤ−Ｐｒｏｆｉｌｅｒ２を用いる。

次に、本発明の実施例について説明する。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に示す化学組成を有する鋼を溶製し、スラブを作製した。このスラブを、表２および表３に示すスラブ加熱温度、表２および表３に示す式（４）の数値とするスラブ加熱条件で加熱し、圧延完了温度を表２および表３に示す温度とする熱間圧延を行って、熱延鋼板を製造した。その後、熱延鋼板を酸洗し、表面のスケールを除去した。その後、一部の熱延鋼板に冷間圧延して冷延鋼板とした。

このようにして得られた板厚１．２ｍｍの熱延鋼板、または板厚１．２ｍｍの冷延鋼板に以下に示す第１熱処理および／または第２熱処理を施した。なお、一部の鋼板については、第１熱処理において表４および表５に示す冷却停止温度まで冷却した冷延鋼板を、室温まで冷やすことなく連続して、第２熱処理を行った。その他の実施例については、第１熱処理において冷却停止温度まで冷却した後、室温まで冷却してから第２熱処理を行った。また、一部の鋼板については、第１熱処理を施さなかった。

（第１熱処理）
表４および表５に示す６５０℃〜最高加熱温度までの平均加熱速度で、表４および表５に示す最高加熱温度に加熱し、最高加熱温度で表４および表５に示す保持時間保持した。その後、７００℃〜Ｍｓを表４および表５に示す平均冷却速度で冷却し、表４および表５に示す冷却停止温度まで冷却した。なお、第１熱処理では、表４および表５に示す濃度でＨ_２を含有し、ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）が表４および表５に示す数値である雰囲気で、６５０℃〜最高加熱温度に到達するまで加熱した。

表４および表５に示すＡ_ｃ３は下記式（９）により求め、Ｍｓは下記式（１０）により求めた。
Ａ_ｃ３＝８７９−３４６×Ｃ＋６５×Ｓｉ−１８×Ｍｎ＋５４×Ａｌ・・（９）
（式（９）式中の元素記号は、当該元素の鋼中の質量％である。）
Ｍｓ＝５６１−４０７×Ｃ−７．３×Ｓｉ−３７．８×Ｍｎ−２０．５×Ｃｕ−１９．５×Ｎｉ−１９．８×Ｃｒ−４．５×Ｍｏ・・（１０）
（式（１０）式中の元素記号は、当該元素の鋼中の質量％である。）

（第２熱処理）
表６および表７に示す６５０℃〜最高加熱温度までの平均加熱速度で、表６および表７に示す最高加熱温度に加熱し、最高加熱温度で表６および表７に示す保持時間保持した。その後、表６および表７に示す平均冷却速度で冷却し、表６および表７に示す冷却停止温度まで冷却した。その後、３００℃〜４８０℃の間で表６および表７に示す保持時間保持し、室温まで冷却し、鋼板を得た。なお、第２熱処理では、表６および表７に示す濃度でＨ_２を含有し、ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）が表６および表７に示す数値である雰囲気で、６５０℃〜最高加熱温度に到達するまで加熱した。
次に、第２熱処理後の一部の鋼板に電気亜鉛めっき工程を行ない、鋼板の両面の表面に電気亜鉛めっき層を形成し、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を得た。

表６および表７に示すＡ_ｃ１は下記式（８）により求めた。
Ａ_ｃ１＝７２３−１０．７×Ｍｎ−１６．９×Ｎｉ＋２９．１×Ｓｉ＋１６．９×Ｃｒ・・（８）
（式（８）式中の元素記号は、当該元素の鋼中の質量％である。）

次に、このようにして得られた各鋼板について、上述した方法により、表面から１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼組織（鋼板内部の鋼組織）を測定し、軟質フェライト、残留オーステナイト、焼戻マルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、パーライトとセメンタイトとの合計（パーライト＋セメンタイト）についてそれぞれ体積分率を調べた。さらにベイナイト及び硬質フェライトの体積分率も調べた。

また、各鋼板の内部について、上述した方法により、全残留オーステナイトに占める、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合を調べた。
これらの結果を表８および表９に示す。

次に、各鋼板について、上述した方法により鋼組織の測定を行い、軟質層の厚さ（表面からの深さ範囲）、及び軟質層に含まれるフェライトの結晶粒のうちアスペクト比３．０未満の結晶粒の個数割合を調べた。
また、各鋼板について、上述した方法により鋼組織の測定を行い、軟質層における残留オーステナイトの体積分率と１／８厚〜３／８厚の範囲における残留オーステナイトの体積分率との比（軟質層中の残留γ体積率／鋼板内部の残留γ体積率）を調べた。
それらの結果を表１０および表１１に示す。

さらに、各鋼板について、上述した方法により、表面から深さ方向に高周波グロー放電分析法で分析し、０．２μｍ超５μｍ以下の深さの間に、Ｓｉを示す波長の発光強度のピーク（Ｓｉ酸化物を含む内部酸化層を有することを表すピーク）が現れるか否かを調べた。そして、各鋼板において、表面から深さ方向に０．２μｍ超５μｍ以下の深さの間に、Ｓｉを示す波長の発光強度のピークが現れたものを内部酸化ピーク「あり」と評価し、ピークが現れなかったものを内部酸化ピーク「なし」と評価した。その結果を表１０および表１１に示す。

表１０および表１１における表面に記載の「ＥＧ」は、電気亜鉛めっき鋼板であることを示す。

また、各鋼板について、以下に示す方法により、最大引張応力（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、穴広げ性（穴広げ率）、曲げ性（最小曲げ半径）、耐疲労特性（疲労限／ＴＳ）を調べた。その結果を表１２および表１３に示す。

圧延方向に対して直角方向が引張方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して最大引張応力および伸びを測定し、ＪＩＳ Ｚ２２５６に準拠して穴広げ性を測定した。そして、最大引張応力が７００ＭＰａ以上であるものを良好と評価した。

また、強度と伸びと穴広げ性のバランスを評価するために、上記の方法により測定した最大引張応力（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、穴広げ性（穴広げ率）の結果を用いて、下記式（１１）で示される値を算出した。式（１１）で示される値が８０×１０^−７以上である場合、強度と伸びと穴広げ性のバランスが良好であると評価した。
ＴＳ^２×Ｅｌ×λ・・・（１１）
（式（１１）において、ＴＳは最大引張応力（ＭＰａ）を示し、Ｅｌは伸び（％）を示し、λは穴広げ性（％）を示す。）
その結果を表１２および表１３に示す。

ＪＩＳ Ｚ ２２４８に基づき、圧延方向に対して垂直方向に鋼板を切り出し、端面を機械研削し、３５ｍｍ×１００ｍｍの試験片を作製した。そして、作製した試験片に、先端のＲが０．５〜６ｍｍの９０°のダイとパンチを用いて９０度Ｖ曲げ試験を行った。曲げ試験後の試験片の曲げ稜線を、ルーペで観察し、割れがない最小曲げ半径を限界曲げ半径とした。限界曲げ半径が３．０ｍｍ未満の鋼板を曲げ性が良好であると評価した。

耐疲労強度は、平面曲げ疲労試験により評価した。試験片としてはＪＩＳ１号試験片を用い、応力比は−１とした。繰返し周波数は２５Ｈｚとし、繰返し数１０^７回で破断しなかった最大の応力を疲労限とした。そして、疲労限と最大引張応力（ＴＳ）との比（疲労限／ＴＳ）が０．４５以上の鋼板を耐疲労特性が良好であると評価した。

また、各鋼板について、以下に示す方法により、化成処理性を測定した。
各鋼板を７０ｍｍ×１５０ｍｍに切断し、これに日本パーカライジング社製の脱脂剤（商品名：ファインクリーナーＥ２０８３）の１８ｇ／ｌ水溶液を、４０℃で１２０秒間スプレーして塗布した。次に、脱脂剤を塗布した鋼板を水洗して脱脂し、日本パーカライジング社製の表面調整剤（商品名：プレパレンＸＧ）の０．５ｇ／ｌ水溶液に常温で６０秒間浸漬した。その後、表面調整剤を塗布した鋼板を、日本パーカライジング社製のりん酸亜鉛処理剤（商品名：パルボンドＬ３０６５）に１２０秒間浸漬し、水洗し、乾燥した。このことにより、鋼板の表面にりん酸亜鉛被膜からなる化成処理膜を形成した。

化成処理膜を形成した鋼板から、幅７０ｍｍ×長さ１５０ｍｍの試験片を採取した。その後、試験片の長さ方向に沿う３か所（中央部および両端部）を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を使って１０００倍の倍率で観察した。そして、各試験片について、以下の基準により、化成処理膜の結晶粒の付着度合いを評価した。

「Ｇ」（ＧＯＯＤ）表面に明らかに化成処理被膜で被覆されていない箇所が見られない。
「Ｂ」（ＢＡＤ）表面に明らかに化成処理被膜で被覆されていない箇所が見られる。

本発明例の鋼板は、高強度で、強度と伸びと穴広げ性のバランスが良好であり、耐疲労特性、曲げ性、化成処理性が良好であった。

実験例Ｎｏ．１１，１６，２７，４５，４６の鋼板については、第１熱処理を施さなかったため、金属組織に硬質フェライトを含有せず、強度・伸び・穴広げ率のバランスが悪くなる。
実験例Ｎｏ．２の鋼板は、第１熱処理における最高加熱温度が低いため、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が不足して、強度・伸び・穴広げ率のバランスが悪くなる。
実験例Ｎｏ．３の鋼板は、第１熱処理における最高加熱温度が高いため、熱処理用鋼板および鋼板における軟質層厚さが厚くなり、耐疲労特性が低くなった。

実験例Ｎｏ．５の鋼板は、第１熱処理における６５０℃〜最高加熱温度までの平均加熱速度が遅いため、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が不足して、強度・伸び・穴広げ率のバランスが悪くなる。
実験例Ｎｏ．６、１５、２３の鋼板は、第１熱処理におけるｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）が低いため、熱処理用鋼板のおよび鋼板における軟質層厚さが不足して、曲げ性が悪くなる。

実験例Ｎｏ．８の鋼板は、第１熱処理における冷却速度が遅いため、熱処理用鋼板のラス状組織が不足して、鋼板の内部組織における軟質フェライトの分率が多くなった。このため、実験例Ｎｏ．８の鋼板は、強度・伸び・穴広げ率のバランスが悪くなる。
実験例Ｎｏ．９、１０、１９、２２、４８の鋼板は、第２熱処理におけるｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）が高いため、軟質層中の残留γ体積率と鋼板内部の残留γ体積率との比が不足して、耐疲労特性が悪くなる。

実験例Ｎｏ．６、１５、２３の鋼板については、第一熱処理および第二熱処理のいずれもｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）が低いため、内部酸化層が形成されず、化成処理性の評価が「Ｂ」となった。実験例Ｎｏ．１１、１６、４６の鋼板については、第一熱処理を施さず、かつ第二熱処理のｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）が低いため、内部酸化層が形成されず、化成処理性の評価が「Ｂ」となった。

実験例Ｎｏ．２４の鋼板は、第２熱処理における最高到達温度が高いため、金属組織に硬質フェライトを含有せず、強度・伸び・穴広げ率のバランスが悪くなる。
実験例Ｎｏ．３３の鋼板は、第２熱処理における３００℃〜４８０℃の間での保持時間が不足したため、内部組織のフレッシュマルテンサイトの分率が多くなり、強度・伸び・穴広げ率のバランスが悪くなる。

実験例Ｎｏ．３６の鋼板は、第１熱処理における冷却停止温度が高いため、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が不足して、強度・伸び・穴広げ率のバランスが悪くなる。
実験例Ｎｏ．４１の鋼板は、第２熱処理における冷却速度が遅いため、鋼板の内部組織におけるパーライトとセメンタイトの合計の分率が多くなり、強度・伸び・穴広げ率のバランスが悪くなる。

実験例Ｎｏ．６２の鋼板は、第２熱処理における最高加熱温度が低いため、鋼板の内部組織における残留オーステナイト分率が不足して、強度・伸び・穴広げ率のバランスが悪くなる。

実験例Ｎｏ．６８〜７２の鋼板は、化学組成が本発明の範囲外である。実験例Ｎｏ．６８の鋼板は、Ｃ含有量が不足したため、最大引張応力（ＴＳ）が不十分であった。実験例Ｎｏ．６９の鋼板は、Ｎｂ含有量が多いため、曲げ性が悪くなった。実験例Ｎｏ．７０の鋼板は、Ｍｎ含有量が不足したため、最大引張応力（ＴＳ）が不十分であった。実験例Ｎｏ．７１の鋼板は、Ｓｉ含有量が多いため、穴広げ性が悪くなった。実験例Ｎｏ．７２の鋼板は、Ｍｎ含有量およびＰ含有量が多いため、伸びおよび穴広げ性が悪くなった。

（実施例２）
表１４に示す化学組成を有する鋼を溶製し、スラブを作製した。このスラブを、表１５および表１６に示すスラブ加熱温度、表１５および表１６に示す式（４）の数値とするスラブ加熱条件で加熱し、圧延完了温度を表１５および表１６に示す温度とする熱間圧延を行って、熱延鋼板を製造した。その後、熱延鋼板を酸洗し、表面のスケールを除去した。その後、一部の熱延鋼板に冷間圧延して冷延鋼板とした。

このようにして得られた板厚１．２ｍｍの熱延鋼板、または板厚１．２ｍｍの冷延鋼板に以下に示す第１熱処理および／または第２熱処理を施した。なお、一部の実験例については第１熱処理において表１７および表１８に示す冷却停止温度まで冷却した冷延鋼板を、室温まで冷やすことなく連続して、第２熱処理を行った。その他の実施例については、第１熱処理において冷却停止温度まで冷却した後、室温まで冷却してから第２熱処理を行った。

（第１熱処理）
表１７および表１８に示す６５０℃〜最高加熱温度までの平均加熱速度で、表１７および表１８に示す最高加熱温度に加熱し、最高加熱温度で表１７および表１８に示す保持時間保持した。その後、７００℃〜Ｍｓを表１７および表１８に示す平均冷却速度で冷却し、表１７および表１８に示す冷却停止温度まで冷却した。なお、第１熱処理では、表１７および表１８に示す濃度でＨ_２を含有し、ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）が表１７および表１８に示す数値である雰囲気で、６５０℃〜最高加熱温度に到達するまで加熱した。

表１７および表１８に示すＡ_ｃ３は下記式（９）により求め、Ｍｓは下記式（１０）により求めた。
Ａ_ｃ３＝８７９−３４６×Ｃ＋６５×Ｓｉ−１８×Ｍｎ＋５４×Ａｌ・・（９）
（式（９）式中の元素記号は、当該元素の鋼中の質量％である。）

Ｍｓ＝５６１−４０７×Ｃ−７．３×Ｓｉ−３７．８×Ｍｎ−２０．５×Ｃｕ−１９．５×Ｎｉ−１９．８×Ｃｒ−４．５×Ｍｏ・・（１０）
（式（１０）式中の元素記号は、当該元素の鋼中の質量％である。）

（第２熱処理〜溶融亜鉛めっき）
各実験例のうち、実験例Ｎｏ．１’〜７６’については、表１９および表２０に示す条件にて加熱し、表１９および表２０に示す冷却速度で冷却停止温度まで冷却し、表１９および表２０に示す条件で等温保持を行った後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、合金化処理を施した。すなわち、図５のパターン[１]に示すタイミングで溶融亜鉛めっき処理を行った。但し、実験例７６‘については合金化処理を施さなかった。

実験例Ｎｏ．７７’〜８４’、８６’及び８７’については、表２０に示す条件で加熱した後、表２０に示す冷却速度で溶融亜鉛めっき浴温度まで冷却した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、合金化処理を施した。その後さらに表２０に示す冷却停止温度まで冷却した後、表２０に示す条件で等温保持を行った。すなわち、図６のパターン[２]に示すタイミングで溶融亜鉛めっき処理を行った。但し、実験例８２’については合金化処理を施さなかった。

また実験例Ｎｏ．８５’については、表２０に示す条件で加熱し、表２０に示す冷却速度で冷却停止温度まで冷却し、表２０に示す条件で等温保持を行った後、一旦室温まで冷却した。その後、再度溶融亜鉛めっき浴温度まで鋼板を加熱した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、合金化処理を行った。すなわち、図７に示すパターン[３]に従い、溶融亜鉛めっき処理を行った。

なお溶融亜鉛めっきは、各例とも、４６０℃の溶融亜鉛浴中に浸漬させることにより、鋼板の両面に、片面あたり目付量５０ｇ/ｍ^２で実施した。
なおまた、第２熱処理では、表１９および表２０に示す濃度でＨ_２を含有し、ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）が表１９および表２０に示す数値である雰囲気で、６５０℃〜最高加熱温度に到達するまで加熱した。

表６および表７に示すＡ_ｃ１は下記式（８）により求めた。
Ａ_ｃ１＝７２３−１０．７×Ｍｎ−１６．９×Ｎｉ＋２９．１×Ｓｉ＋１６．９×Ｃｒ・・（８）
（式（８）式中の元素記号は、当該元素の鋼中の質量％である。）

次に、このようにして得られた各溶融亜鉛めっき鋼板について、上述した方法により、表面から１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼組織（鋼板内部の鋼組織）を測定し、軟質フェライト、残留オーステナイト、焼戻マルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、パーライトとセメンタイトとの合計（パーライト＋セメンタイト）についてそれぞれ体積分率を調べた。さらにベイナイト及び硬質フェライトの体積分率も調べた。

また、各溶融亜鉛めっき鋼板の鋼板内部について、上述した方法により、全残留オーステナイトに占める、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合を調べた。
これらの結果を表２１および表２２に示す。

次に、各溶融亜鉛めっき鋼板について、上述した方法により鋼組織の測定を行い、軟質層の厚さ（表面からの深さ範囲）、及び軟質層に含まれる軟質フェライトの結晶粒のうちアスペクト比３．０未満の結晶粒の個数割合を調べた。

また、各溶融亜鉛めっき鋼板について、上述した方法により鋼組織の測定を行い、軟質層中の残留γ体積率と鋼板内部の残留γ体積率との比（軟質層中の残留γ体積率／鋼板内部の残留γ体積率）を調べた。
それらの結果を表２３および表２４に示す。

さらに、各溶融亜鉛めっき鋼板について、上述した方法により、表面から深さ方向に高周波グロー放電分析法で分析し、０．２μｍ超５μｍ以下の深さの間に、Ｓｉを示す波長の発光強度のピーク（Ｓｉ酸化物を含む内部酸化層を有することを表すピーク）が現れるか否かを調べた。

そして、各溶融亜鉛めっき鋼板において、表面から深さ方向に０．２μｍ超５μｍ以下の深さの間に、Ｓｉを示す波長の発光強度のピークが現れたものを内部酸化ピーク「あり」と評価し、ピークが現れなかったものを内部酸化ピーク「なし」と評価した。その結果を表２３および表２４に示す。

また、各溶融亜鉛めっき鋼板について、以下に示す方法により、最大引張応力（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、穴広げ性（穴広げ率）、曲げ性（最小曲げ半径）、耐疲労特性（疲労限／ＴＳ）を調べた。その結果を表２５および表２６に示す。
圧延方向に対して直角方向が引張方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して最大引張応力および伸びを測定し、ＪＩＳ Ｚ２２５６に準拠して穴広げ性を測定した。そして、最大引張応力が７００ＭＰａ以上であるものを良好と評価した。

また、強度と伸びと穴広げ性のバランスを評価するために、上記の方法により測定した最大引張応力（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、穴広げ性（穴広げ率）の結果を用いて、下記式（１１）で示される値を算出した。式（１１）で示される値が８０×１０^−７以上である場合、強度と伸びと穴広げ性のバランスが良好であると評価した。

ＴＳ^２×Ｅｌ×λ・・・（１１）
（式（１１）において、ＴＳは最大引張応力（ＭＰａ）を示し、Ｅｌは伸び（％）を示し、λは穴広げ性（％）を示す。）
その結果を表２５および表２６に示す。

ＪＩＳ Ｚ ２２４８に基づき、圧延方向に対して垂直方向に鋼板を切り出し、端面を機械研削し、３５ｍｍ×１００ｍｍの試験片を作製した。そして、作製した試験片に、先端のＲが０．５〜６ｍｍの９０°のダイとパンチを用いて９０度Ｖ曲げ試験を行った。曲げ試験後の試験片の曲げ稜線を、ルーペで観察し、割れがない最小曲げ半径を限界曲げ半径とした。限界曲げ半径が３．０ｍｍ未満の鋼板を曲げ性が良好であると評価した。

耐疲労強度は、平面曲げ疲労試験により評価した。試験片としてはＪＩＳ１号試験片を用い、応力比は−１とした。繰返し周波数は２５Ｈｚとし、繰返し数１０７回で破断しなかった最大の応力を疲労限とした。そして、疲労限と最大引張応力（ＴＳ）との比（疲労限／ＴＳ）が０．４５以上の鋼板を耐疲労特性が良好であると評価した。

また、各溶融亜鉛めっき鋼板について、以下に示す方法により、めっき密着性を測定した。

各溶融亜鉛めっき鋼板から３０ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し９０°Ｖ曲げ試験を行った。その後、市販のセロテープ（登録商標）を曲げ稜線に沿って貼付け、テープに付着しためっきの幅を剥離幅として測定した。評価は以下の通りとした。

「Ｇ」（ＧＯＯＤ）：めっき剥離小、または実用上差し支えない程度の剥離（剥離幅０〜１０ｍｍ未満）
「Ｂ」（ＢＡＤ）：剥離が激しいもの（剥離幅１０ｍｍ以上）
めっき密着性は、評価がＧとなる試料を合格と判定した。

以下に各実験例についての評価結果について説明する。

本発明例の溶融亜鉛めっき鋼板は、高強度で、強度と伸びと穴広げ性のバランスが良好であり、耐疲労特性、曲げ性、めっき密着性が良好であった。

実験例Ｎｏ.１４’、１９’、３０’、４８’、４９’の鋼板については、第１熱処理を施さなかったため、金属組織に硬質フェライトを含まないため、強度・伸び・穴広げ率のバランスが悪くなる。

実験例Ｎｏ.２’の鋼板は、第１熱処理における最高加熱温度が低いため、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が不足して、強度・伸び・穴広げ率のバランスが悪くなる。

実験例Ｎｏ.３’の鋼板は、第１熱処理における最高加熱温度が高いため、熱処理用鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板における軟質層厚さが厚くなり、耐疲労特性が低くなった。

実験例Ｎｏ.５’の鋼板は、第１熱処理における６５０℃〜最高加熱温度までの平均加熱速度が遅いため、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が不足して、強度・伸び・穴広げ率のバランスが悪くなる。

実験例Ｎｏ.６’、１８’、２６’の鋼板は、第１熱処理におけるｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）が低いため、曲げ性およびめっき密着性が悪くなる。

実験例Ｎｏ.８’の鋼板は、第１熱処理における冷却速度が遅いため、熱処理用鋼板のラス状組織が不足して、溶融亜鉛めっき鋼板の内部組織における軟質フェライトの分率が多くなった。このため、実験例Ｎｏ.８’の鋼板は、強度・伸び・穴広げ率のバランスが悪くなる。

実験例Ｎｏ.９’、１０’、２２’、２５’、３０’、４８’、５１’の鋼板は、第２熱処理におけるｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）が高いため、軟質層中の残留γ体積率と鋼板内部の残留γ体積率との比が不足して、耐疲労特性が悪くなる。

実験例Ｎｏ.２７’の鋼板は、第２熱処理における最高到達温度が高いため、金属組織に硬質フェライトを含まないため強度・伸び・穴広げ率のバランスが悪くなる。

実験例Ｎｏ.３６’の鋼板は、第２熱処理における３００℃〜４８０℃の間での保持時間が不足したため、内部組織のフレッシュマルテンサイトの分率が多くなり、強度・伸び・穴広げ率のバランスが悪くなる。

実験例Ｎｏ.３９’の鋼板は、第１熱処理における冷却停止温度が高いため、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が不足して、強度・伸び・穴広げ率のバランスが悪くなる。

実験例Ｎｏ.４４’の鋼板は、第２熱処理における冷却速度が遅いため、溶融亜鉛めっき鋼板の内部組織におけるパーライトとセメンタイトの合計の分率が多くなり、強度・伸び・穴広げ率のバランスが悪くなる。

実験例Ｎｏ.６５’の鋼板は、第２熱処理における最高到達温度が低いため、溶融亜鉛めっき鋼板の内部組織における残留オーステナイト分率が不足して、強度・伸び・穴広げ率のバランスが悪くなる。

実験例Ｎｏ.７１’〜７５’の鋼板は、化学組成が本発明の範囲外である。実験例Ｎｏ.７１’の鋼板は、Ｃ含有量が不足したため、最大引張応力（ＴＳ）が不十分であった。実験例Ｎｏ.７２’の鋼板は、Ｎｂ含有量が多いため、曲げ性が悪くなった。実験例Ｎｏ.７３’の鋼板は、Ｍｎ含有量が不足したため、最大引張応力（ＴＳ）が不十分であった。実験例Ｎｏ.７４’の鋼板は、Ｓｉ含有量が多いため、穴広げ性が悪くなった。実験例Ｎｏ.７５’の鋼板は、Ｍｎ含有量およびＰ含有量が多いため、伸びおよび穴広げ性が悪くなった。

以上、本発明の好ましい実施形態および実施例について説明したが、これらの実施形態、実施例は、あくまで本発明の要旨の範囲内の一つの例に過ぎず、本発明の要旨から逸脱しない範囲内で、構成の付加、省略、置換、およびその他の変更が可能である。すなわち本発明は、前述した説明によって限定されることはなく、添付の特許請求の範囲によってのみ限定され、その範囲内で適宜変更可能であることはもちろんである。

１ 鋼板
１１ 鋼板の表面から１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲（鋼板内部）
１２ 軟質層

Claims (11)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０５０％〜０．５００％、
   Ｓｉ：０．０１％〜３．００％、
   Ｍｎ：０．５０％〜５．００％、
   Ｐ：０．０００１％〜０．１０００％、
   Ｓ：０．０００１％〜０．０１００％、
   Ａｌ：０．００１％〜２．５００％、
   Ｎ：０．０００１％〜０．０１００％、
   Ｏ：０．０００１％〜０．０１００％、
   Ｔｉ：０％〜０．３００％、
   Ｖ：０％〜１．００％、
   Ｎｂ：０％〜０．１００％、
   Ｃｒ：０％〜２．００％、
   Ｎｉ：０％〜２．００％、
   Ｃｕ：０％〜２．００％、
   Ｃｏ：０％〜２．００％、
   Ｍｏ：０％〜１．００％、
   Ｗ：０％〜１．００％、
   Ｂ：０％〜０．０１００％、
   Ｓｎ：０％〜１．００％、
   Ｓｂ：０％〜１．００％、
   Ｃａ：０％〜０．０１００％、
   Ｍｇ：０％〜０．０１００％、
   Ｃｅ：０％〜０．０１００％、
   Ｚｒ：０％〜０．０１００％、
   Ｌａ：０％〜０．０１００％、
   Ｈｆ：０％〜０．０１００％、
   Ｂｉ：０％〜０．０１００％、及び
   ＲＥＭ：０％〜０．０１００％を含有し、
   残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
   表面から１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼組織が、体積分率で、
   軟質フェライト：０％〜３０％、
   残留オーステナイト：３％〜４０％、
   フレッシュマルテンサイト：０％〜３０％、
   パーライトとセメンタイトの合計：０％〜１０％
   を含有し、残部が硬質フェライトを含み、
   前記表面から１／４厚の前記位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の前記範囲において、全ての前記残留オーステナイトに占める、アスペクト比２．０以上の前記残留オーステナイトの個数割合が５０％以上であり、
   前記１／８厚〜３／８厚の前記範囲の硬度の８０％以下の硬度を有する領域を軟質層と定義したとき、前記表面から板厚方向に厚さが１〜１００μｍの軟質層が存在し、
   前記軟質層に含まれるフェライトの結晶粒のうち、アスペクト比３．０未満の結晶粒の体積分率が５０％以上であり、
   前記軟質層における残留オーステナイトの体積分率が、前記１／８厚〜３／８厚の前記範囲における前記残留オーステナイトの前記体積分率の５０％以上であり、
   前記表面から前記板厚方向に高周波グロー放電分析法でＳｉを示す波長の発光強度を分析したときに、前記表面から０．２μｍ超かつ前記表面から５μｍ以下の範囲に、前記Ｓｉを示す前記波長の前記発光強度のピークが現れることを特徴とする鋼板。
2. 前記化学組成が、
   Ｔｉ：０．００１％〜０．３００％、
   Ｖ：０．００１％〜１．００％、及び
   Ｎｂ：０．００１％〜０．１００％
   からなる群から選択される一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
3. 前記化学組成が、
   Ｃｒ：０．００１％〜２．００％、
   Ｎｉ：０．００１％〜２．００％、
   Ｃｕ：０．００１％〜２．００％、
   Ｃｏ：０．００１％〜２．００％、
   Ｍｏ：０．００１％〜１．００％、
   Ｗ：０．００１％〜１．００％、及び
   Ｂ：０．０００１％〜０．０１００％
   からなる群から選択される一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の鋼板。
4. 前記化学組成が、
   Ｓｎ：０．００１％〜１．００％、及び
   Ｓｂ：０．００１％〜１．００％
   からなる群から選択される一種または二種を含有することを特徴とする、請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼板。
5. 前記化学組成が、
   Ｃａ：０．０００１％〜０．０１００％、
   Ｍｇ：０．０００１％〜０．０１００％、
   Ｃｅ：０．０００１％〜０．０１００％、
   Ｚｒ：０．０００１％〜０．０１００％、
   Ｌａ：０．０００１％〜０．０１００％、
   Ｈｆ：０．０００１％〜０．０１００％、
   Ｂｉ：０．０００１％〜０．０１００％、及び
   ＲＥＭ：０．０００１％〜０．０１００％
   からなる群から選択される一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋼板。
6. 前記化学組成が、下記式（１）を満たすことを特徴とする、請求項１〜５のいずれか一項に記載の鋼板。
   Ｓｉ＋０．１×Ｍｎ＋０．６×Ａｌ≧０．３５・・・（１）
   式（１）中のＳｉ、ＭｎおよびＡｌは質量％での各元素の含有量とする。
7. 前記表面から１／４厚の前記位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の前記範囲において、焼戻マルテンサイトの体積分率が０％〜５０％であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか一項に記載の鋼板。
8. 表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする、請求項１〜７のいずれか一項に記載の鋼板。
9. 表面に電気亜鉛めっき層を有することを特徴とする、請求項１〜７のいずれか一項に記載の鋼板。
10. 請求項１〜９のいずれか一項に記載の鋼板を製造する方法であって、
    請求項１〜６のいずれか一項に記載の化学組成を有するスラブを熱間圧延し、酸洗した熱延鋼板、または前記熱延鋼板を冷間圧延した冷延鋼板に、下記（ａ）〜（ｅ）を満足する第１熱処理を施した後、下記（Ａ）〜（Ｅ）を満足する第２熱処理を施すことを特徴とする、鋼板の製造方法。
    （ａ）６５０℃から最高加熱温度に加熱するまでの間において、前記熱延鋼板又は前記冷延鋼板の周囲の雰囲気を、０．１体積％以上のＨ_２を含有し、下記式（２）を満たす雰囲気とする。
    （ｂ）Ａ_ｃ３−３０℃〜１０００℃の最高加熱温度で１秒〜１０００秒保持する。
    （ｃ）６５０℃から最高加熱温度まで平均加熱速度０．５℃／秒〜５００℃／秒で加熱する。
    （ｄ）最高加熱温度で保持した後、７００℃からＭｓまで平均冷却速度５℃／秒以上で冷却する。
    （ｅ）平均冷却速度５℃／秒以上での前記冷却をＭｓ以下の冷却停止温度まで行う。
    （Ａ）６５０℃から最高加熱温度に加熱するまでの間において、前記熱延鋼板又は前記冷延鋼板の周囲の雰囲気を、０．１体積％以上のＨ_２を含有し、下記式（３）を満たす雰囲気とする。
    （Ｂ）Ａ_ｃ１＋２５℃〜Ａ_ｃ３−１０℃の最高加熱温度で１秒〜１０００秒保持する。
    （Ｃ）６５０℃から最高加熱温度まで平均加熱速度０．５℃／秒〜５００℃／秒で加熱する。
    （Ｄ）６００〜７００℃の間の平均冷却速度が３℃／秒以上となるように、最高加熱温度から４８０℃以下まで冷却する。
    （Ｅ）平均冷却速度３℃／秒以上で冷却した後、３００℃〜４８０℃の間で１０秒以上保持する。
    −１．１≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．０７・・・（２）
    式（２）において、ＰＨ_２Ｏは水蒸気の分圧を示し、ＰＨ_２は水素の分圧を示す。
    ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）＜−１．１・・・（３）
    式（３）において、ＰＨ_２Ｏは水蒸気の分圧を示し、ＰＨ_２は水素の分圧を示す。
11. 請求項８に記載の鋼板を製造する方法であって、
    前記第２熱処理において、６５０℃〜最高加熱温度に到達するまでの間、常に、前記雰囲気が０．１体積％以上のＨ_２を含有し、Ｏ_２が０．０２０体積％以下であり、前記式（３）を満たし、
    前記第２熱処理において、前記（Ｄ）の冷却過程より後の段階で溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする請求項１０に記載の鋼板の製造方法。

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