(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2024144149
(43)【公開日】2024-10-11
(54)【発明の名称】めっき鋼板およびその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20241003BHJP
C22C 38/38 20060101ALI20241003BHJP
C22C 38/44 20060101ALI20241003BHJP
C21D 9/48 20060101ALI20241003BHJP
C21D 1/74 20060101ALI20241003BHJP
C21D 1/26 20060101ALI20241003BHJP
C21D 1/76 20060101ALI20241003BHJP
C21D 9/56 20060101ALI20241003BHJP
C21D 9/46 20060101ALN20241003BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301W
C22C38/00 301T
C22C38/38
C22C38/44
C21D9/48 S
C21D1/74 H
C21D1/26 E
C21D1/76 G
C21D9/56 101B
C21D9/46 J
【審査請求】未請求
【請求項の数】9
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2024022772
(22)【出願日】2024-02-19
(31)【優先権主張番号】P 2023056191
(32)【優先日】2023-03-30
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(71)【出願人】
【識別番号】000001199
【氏名又は名称】株式会社神戸製鋼所
(74)【代理人】
【識別番号】100145403
【弁理士】
【氏名又は名称】山尾 憲人
(74)【代理人】
【識別番号】100136777
【弁理士】
【氏名又は名称】山田 純子
(74)【代理人】
【識別番号】100221589
【弁理士】
【氏名又は名称】中谷 俊博
(72)【発明者】
【氏名】村田 忠夫
(72)【発明者】
【氏名】中山 啓太
(72)【発明者】
【氏名】羽田 佳哲
(72)【発明者】
【氏名】池田 宗朗
【テーマコード（参考）】
4K037
4K043
【Ｆターム（参考）】
4K037EA01
4K037EA02
4K037EA06
4K037EA09
4K037EA11
4K037EA14
4K037EA15
4K037EA16
4K037EA17
4K037EA18
4K037EA19
4K037EA20
4K037EA23
4K037EA25
4K037EA27
4K037EA28
4K037EA31
4K037EA32
4K037EA36
4K037EB05
4K037EB08
4K037EB09
4K037EB12
4K037FA02
4K037FA03
4K037FC04
4K037FE02
4K037FE03
4K037FF03
4K037FH01
4K037FH07
4K037FJ01
4K037FJ02
4K037FJ06
4K037FK01
4K037FK02
4K037FK03
4K037FK08
4K037FL01
4K037FL02
4K037GA05
4K037HA03
4K043AA01
4K043AB01
4K043AB02
4K043AB04
4K043AB07
4K043AB10
4K043AB11
4K043AB15
4K043AB16
4K043AB18
4K043AB20
4K043AB21
4K043AB22
4K043AB23
4K043AB25
4K043AB26
4K043AB27
4K043AB28
4K043AB29
4K043AB30
4K043AB33
4K043BA01
4K043BA03
4K043BA05
4K043BA06
4K043BB03
4K043BB04
4K043BB05
4K043BB06
4K043BB07
4K043BB08
4K043DA02
4K043DA05
4K043EA04
4K043FA03
4K043FA09
4K043FA12
4K043FA13
4K043HA03
4K043HA04
(57)【要約】
【課題】高強度であって車体の軽量化に寄与でき、所定の降伏比および高加工性を有し、且つ引張強さの板幅方向のばらつきが抑制されためっき鋼板を提供する。
【解決手段】鋼板と、該鋼板の表面に配置されためっき層とを含み、下記式（１）および（２）を満たすめっき鋼板であって、前記めっき鋼板に含まれる前記鋼板は、Ｃ：０．１５０～０．３００質量％、Ｓｉ：０．８０～２．２０質量％、Ｍｎ：１．６０～２．８０質量％、Ａｌ：０．３００～０．８００質量％、Ｔｉ：０．０１０～０．０５０質量％、Ｐ：０．０５０質量％以下（０質量％を含む）、Ｓ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、Ｎ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、および残部：鉄および不可避不純物からなる成分組成を有し、且つフェライトと上部ベイナイトの合計が３０～７０面積％であり、焼戻しマルテンサイトが１０～４５面積％であり、ＭＡが５～３５面積％であり、残留オーステナイトが５～２０体積％である、金属組織を有する、めっき鋼板。
ＴＳｍａｘ－ＴＳｍｉｎ＜２０ＭＰａ ・・・（１）
ＴＳｍｉｎ≧９８０ＭＰａ ・・・（２）
【選択図】なし
【解決手段】鋼板と、該鋼板の表面に配置されためっき層とを含み、下記式（１）および（２）を満たすめっき鋼板であって、前記めっき鋼板に含まれる前記鋼板は、Ｃ：０．１５０～０．３００質量％、Ｓｉ：０．８０～２．２０質量％、Ｍｎ：１．６０～２．８０質量％、Ａｌ：０．３００～０．８００質量％、Ｔｉ：０．０１０～０．０５０質量％、Ｐ：０．０５０質量％以下（０質量％を含む）、Ｓ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、Ｎ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、および残部：鉄および不可避不純物からなる成分組成を有し、且つフェライトと上部ベイナイトの合計が３０～７０面積％であり、焼戻しマルテンサイトが１０～４５面積％であり、ＭＡが５～３５面積％であり、残留オーステナイトが５～２０体積％である、金属組織を有する、めっき鋼板。
ＴＳｍａｘ－ＴＳｍｉｎ＜２０ＭＰａ ・・・（１）
ＴＳｍｉｎ≧９８０ＭＰａ ・・・（２）
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
鋼板と、該鋼板の表面に配置されためっき層とを含み、下記式（１）および（２）を満たすめっき鋼板であって、
前記めっき鋼板に含まれる前記鋼板は、
Ｃ ：０．１５０～０．３００質量％、
Ｓｉ：０．８０～２．２０質量％、
Ｍｎ：１．６０～２．８０質量％、
Ａｌ：０．３００～０．８００質量％、
Ｔｉ：０．０１０～０．０５０質量％、
Ｐ ：０．０５０質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ｎ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、および
残部：鉄および不可避不純物からなる成分組成を有し、且つ
フェライトと上部ベイナイトの合計が３０～７０面積％であり、焼戻しマルテンサイトが１０～４５面積％であり、ＭＡが５～３５面積％であり、残留オーステナイトが５～２０体積％である、金属組織を有する、
めっき鋼板。
ＴＳｍａｘ－ＴＳｍｉｎ＜２０ＭＰａ ・・・（１）
ＴＳｍｉｎ≧９８０ＭＰａ ・・・（２）
式（１）および（２）において、ＴＳｍａｘは、前記めっき鋼板の板幅方向における異なる５箇所の引張強さの最大値であり、ＴＳｍｉｎは、前記５箇所の引張強さの最小値であり、
前記５箇所は、前記板幅方向において、板幅をＷとして、両端から中央に向かってＷ／１０～Ｗ／８の位置である２箇所、前記両端から中央に向かってＷ／４の位置である２箇所、および中央の１箇所である。
前記めっき鋼板に含まれる前記鋼板は、
Ｃ ：０．１５０～０．３００質量％、
Ｓｉ：０．８０～２．２０質量％、
Ｍｎ：１．６０～２．８０質量％、
Ａｌ：０．３００～０．８００質量％、
Ｔｉ：０．０１０～０．０５０質量％、
Ｐ ：０．０５０質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ｎ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、および
残部：鉄および不可避不純物からなる成分組成を有し、且つ
フェライトと上部ベイナイトの合計が３０～７０面積％であり、焼戻しマルテンサイトが１０～４５面積％であり、ＭＡが５～３５面積％であり、残留オーステナイトが５～２０体積％である、金属組織を有する、
めっき鋼板。
ＴＳｍａｘ－ＴＳｍｉｎ＜２０ＭＰａ ・・・（１）
ＴＳｍｉｎ≧９８０ＭＰａ ・・・（２）
式（１）および（２）において、ＴＳｍａｘは、前記めっき鋼板の板幅方向における異なる５箇所の引張強さの最大値であり、ＴＳｍｉｎは、前記５箇所の引張強さの最小値であり、
前記５箇所は、前記板幅方向において、板幅をＷとして、両端から中央に向かってＷ／１０～Ｗ／８の位置である２箇所、前記両端から中央に向かってＷ／４の位置である２箇所、および中央の１箇所である。
【請求項2】
さらに、Ｎｂ：０質量％超０．２０質量％以下およびＶ：０質量％超０．５０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する、請求項１に記載のめっき鋼板。
【請求項3】
さらに、Ｎｉ：０質量％超２．０質量％以下、Ｃｒ：０質量％超２．０質量％以下およびＭｏ：０質量％超０．５０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する、請求項１に記載のめっき鋼板。
【請求項4】
さらに、Ｂ：０質量％超０．００５０質量％以下を含有する、請求項１に記載のめっき鋼板。
【請求項5】
さらに、Ｍｇ：０質量％超０．０４０質量％以下、ＲＥＭ：０質量％超０．０４０質量％以下およびＣａ：０質量％超０．０４０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する、請求項１に記載のめっき鋼板。
【請求項6】
板厚方向において、
炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置は、前記鋼板表面から板厚の０．２％以上の領域にある、請求項１に記載のめっき鋼板。
炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置は、前記鋼板表面から板厚の０．２％以上の領域にある、請求項１に記載のめっき鋼板。
【請求項7】
板厚方向における前記鋼板表面から２０μｍまでの領域の炭素濃度（質量％）の最大値は、バルク炭素濃度の７０％未満である、請求項１に記載のめっき鋼板。
【請求項8】
請求項１～５のいずれか１つに記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延して、圧延板を得る工程と、
前記圧延板を８５０℃以上９１０℃以下の第１加熱温度に加熱する第１加熱工程と、
前記第１加熱工程後、前記第１加熱温度で５～１８００秒保持する工程と、
前記保持する工程後、３５０℃～７５０℃の第１冷却停止温度まで冷却する、第１冷却工程と、
前記第１冷却工程後、前記第１冷却停止温度から、３５０℃～前記第１冷却停止温度である第２冷却開始温度まで、平均冷却速度を１０℃／秒以下であって前記第１冷却工程よりも遅い平均冷却速度とし、且つ、前記第１冷却停止温度～前記第２冷却開始温度の温度域にある時間を２０～３００秒として滞留させる、滞留工程と、
前記滞留工程後、前記第２冷却開始温度から１００～３００℃の第２冷却停止温度まで、前記滞留工程よりも速い平均冷却速度で冷却する、第２冷却工程と、
前記第２冷却工程後、３００～５００℃の第２加熱温度に加熱する第２加熱工程と、
前記第２加熱工程後、前記第２加熱温度で３００～１８００秒保持して鋼板を得る工程と、
前記鋼板上にめっき層を形成する工程と、
を含む、請求項１～７のいずれか１つに記載のめっき鋼板の製造方法。
前記圧延板を８５０℃以上９１０℃以下の第１加熱温度に加熱する第１加熱工程と、
前記第１加熱工程後、前記第１加熱温度で５～１８００秒保持する工程と、
前記保持する工程後、３５０℃～７５０℃の第１冷却停止温度まで冷却する、第１冷却工程と、
前記第１冷却工程後、前記第１冷却停止温度から、３５０℃～前記第１冷却停止温度である第２冷却開始温度まで、平均冷却速度を１０℃／秒以下であって前記第１冷却工程よりも遅い平均冷却速度とし、且つ、前記第１冷却停止温度～前記第２冷却開始温度の温度域にある時間を２０～３００秒として滞留させる、滞留工程と、
前記滞留工程後、前記第２冷却開始温度から１００～３００℃の第２冷却停止温度まで、前記滞留工程よりも速い平均冷却速度で冷却する、第２冷却工程と、
前記第２冷却工程後、３００～５００℃の第２加熱温度に加熱する第２加熱工程と、
前記第２加熱工程後、前記第２加熱温度で３００～１８００秒保持して鋼板を得る工程と、
前記鋼板上にめっき層を形成する工程と、
を含む、請求項１～７のいずれか１つに記載のめっき鋼板の製造方法。
【請求項9】
前記圧延板を得る工程後、酸素濃度０．１～２％、到達温度６５０～７５０℃の条件で酸化処理することを含み、
前記保持する工程は、露点が－３５～－１５℃である第１還元処理を経た後、露点が－２５～０℃であって第１還元処理よりも露点の高い第２還元処理を経る、還元処理することを含む、請求項８に記載の製造方法。
前記保持する工程は、露点が－３５～－１５℃である第１還元処理を経た後、露点が－２５～０℃であって第１還元処理よりも露点の高い第２還元処理を経る、還元処理することを含む、請求項８に記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本開示はめっき鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
従来より、車両における乗員の安全性向上が求められており、係る目的のために車体の材料の強度を向上させてきた。他方、地球温暖化問題等の深刻化を背景に、自動車の燃費改善の動きが加速している。燃費改善には車体の軽量化が有効であることが知られている。
【0003】
自動車車体に使用されるめっき鋼板には、車体軽量化しつつ、衝突などに対する安全性を確保すべく、更なる強度の向上が求められている。例えば衝突などに対する安全性への影響が大きい機械的特性として、引張強さ、降伏比などが挙げられる。
【0004】
一方で、複雑な形状の自動車車体などの部材にめっき鋼板を適用するために、優れた加工性も要求されている。加工性への寄与が大きい機械的特性として、例えば、延性、穴広げ性などが挙げられる。
【0005】
衝突安全性（高強度、所定の降伏比）及び高加工性を両立させるための技術として、主に、残留オーステナイト（ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｉｎｄｕｃｅｄ ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）現象の利用）に加え、軟質なフェライト（および上部ベイナイト）などの利用が提案されている。
特許文献１は、フェライトを含有させるとともに、ＭＡと残留オーステナイトの組織比率を制御すること等により、９８０ＭＰａ以上の引張強さと良好な加工性を有するめっき鋼板を開示している。
特許文献１は、フェライトを含有させるとともに、ＭＡと残留オーステナイトの組織比率を制御すること等により、９８０ＭＰａ以上の引張強さと良好な加工性を有するめっき鋼板を開示している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0006】
【特許文献1】特開２０１６－１９４１３９号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0007】
めっき鋼板の板幅方向において引張強さのばらつきがあると、強度の低い箇所が優先的に変形する等により、例えば自動車車体に適用した際の衝突安全性の低下するおそれがある。しかしながら、従来技術において、引張強さの板幅方向のばらつきについては考慮されておらず、更なる改善の余地があった。
【0008】
本発明はこのような状況に鑑みてなされたものであり、その目的の１つは、高強度であって車体の軽量化に寄与でき、所定の降伏比および高加工性を有し、且つ引張強さの板幅方向のばらつきが抑制されためっき鋼板およびその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【0009】
本発明の態様１は、
鋼板と、該鋼板の表面に配置されためっき層とを含み、下記式（１）および（２）を満たすめっき鋼板であって、
前記めっき鋼板に含まれる前記鋼板は、
Ｃ ：０．１５０～０．３００質量％、
Ｓｉ：０．８０～２．２０質量％、
Ｍｎ：１．６０～２．８０質量％、
Ａｌ：０．３００～０．８００質量％、
Ｔｉ：０．０１０～０．０５０質量％、
Ｐ ：０．０５０質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ｎ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、および
残部：鉄および不可避不純物からなる成分組成を有し、且つ
フェライトと上部ベイナイトの合計が３０～７０面積％であり、焼戻しマルテンサイトが１０～４５面積％であり、ＭＡが５～３５面積％であり、残留オーステナイトが５～２０体積％である、金属組織を有する、
めっき鋼板である。
ＴＳｍａｘ－ＴＳｍｉｎ＜２０ＭＰａ ・・・（１）
ＴＳｍｉｎ≧９８０ＭＰａ ・・・（２）
式（１）および（２）において、ＴＳｍａｘは、前記めっき鋼板の板幅方向における異なる５箇所の引張強さの最大値であり、ＴＳｍｉｎは、前記５箇所の引張強さの最小値であり、
前記５箇所は、前記板幅方向において、板幅をＷとして、両端から中央に向かってＷ／１０～Ｗ／８の位置である２箇所、前記両端から中央に向かってＷ／４の位置である２箇所、および中央の１箇所である。
鋼板と、該鋼板の表面に配置されためっき層とを含み、下記式（１）および（２）を満たすめっき鋼板であって、
前記めっき鋼板に含まれる前記鋼板は、
Ｃ ：０．１５０～０．３００質量％、
Ｓｉ：０．８０～２．２０質量％、
Ｍｎ：１．６０～２．８０質量％、
Ａｌ：０．３００～０．８００質量％、
Ｔｉ：０．０１０～０．０５０質量％、
Ｐ ：０．０５０質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ｎ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、および
残部：鉄および不可避不純物からなる成分組成を有し、且つ
フェライトと上部ベイナイトの合計が３０～７０面積％であり、焼戻しマルテンサイトが１０～４５面積％であり、ＭＡが５～３５面積％であり、残留オーステナイトが５～２０体積％である、金属組織を有する、
めっき鋼板である。
ＴＳｍａｘ－ＴＳｍｉｎ＜２０ＭＰａ ・・・（１）
ＴＳｍｉｎ≧９８０ＭＰａ ・・・（２）
式（１）および（２）において、ＴＳｍａｘは、前記めっき鋼板の板幅方向における異なる５箇所の引張強さの最大値であり、ＴＳｍｉｎは、前記５箇所の引張強さの最小値であり、
前記５箇所は、前記板幅方向において、板幅をＷとして、両端から中央に向かってＷ／１０～Ｗ／８の位置である２箇所、前記両端から中央に向かってＷ／４の位置である２箇所、および中央の１箇所である。
【0010】
本発明の態様２は、
さらに、Ｎｂ：０質量％超０．２０質量％以下およびＶ：０質量％超０．５０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する、態様１に記載のめっき鋼板である。
さらに、Ｎｂ：０質量％超０．２０質量％以下およびＶ：０質量％超０．５０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する、態様１に記載のめっき鋼板である。
【0011】
本発明の態様３は、
さらに、Ｎｉ：０質量％超２．０質量％以下、Ｃｒ：０質量％超２．０質量％以下およびＭｏ：０質量％超０．５０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する、態様１または２に記載のめっき鋼板である。
さらに、Ｎｉ：０質量％超２．０質量％以下、Ｃｒ：０質量％超２．０質量％以下およびＭｏ：０質量％超０．５０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する、態様１または２に記載のめっき鋼板である。
【0012】
本発明の態様４は、
さらに、Ｂ：０質量％超０．００５０質量％以下を含有する、態様１～３のいずれか１つに記載のめっき鋼板である。
さらに、Ｂ：０質量％超０．００５０質量％以下を含有する、態様１～３のいずれか１つに記載のめっき鋼板である。
【0013】
本発明の態様５は、
さらに、Ｍｇ：０質量％超０．０４０質量％以下、ＲＥＭ：０質量％超０．０４０質量％以下およびＣａ：０質量％超０．０４０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する、態様１～４のいずれか１つに記載のめっき鋼板である。
さらに、Ｍｇ：０質量％超０．０４０質量％以下、ＲＥＭ：０質量％超０．０４０質量％以下およびＣａ：０質量％超０．０４０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する、態様１～４のいずれか１つに記載のめっき鋼板である。
【0014】
本発明の態様６は、
板厚方向において、
炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置は、前記鋼板表面から板厚の０．２％以上の領域にある、態様１～５のいずれか１つに記載のめっき鋼板である。
板厚方向において、
炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置は、前記鋼板表面から板厚の０．２％以上の領域にある、態様１～５のいずれか１つに記載のめっき鋼板である。
【0015】
本発明の態様７は、
板厚方向における前記鋼板表面から２０μｍまでの領域の炭素濃度（質量％）の最大値は、バルク炭素濃度の７０％未満である、態様１～６のいずれか１つに記載のめっき鋼板である。
板厚方向における前記鋼板表面から２０μｍまでの領域の炭素濃度（質量％）の最大値は、バルク炭素濃度の７０％未満である、態様１～６のいずれか１つに記載のめっき鋼板である。
【0016】
本発明の態様８は、
態様１～５のいずれか１つに記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延して、圧延板を得る工程と、
前記圧延板を８５０℃以上９１０℃以下の第１加熱温度に加熱する第１加熱工程と、
前記第１加熱工程後、前記第１加熱温度で５～１８００秒保持する工程と、
前記保持する工程後、３５０℃～７５０℃の第１冷却停止温度まで冷却する、第１冷却工程と、
前記第１冷却工程後、前記第１冷却停止温度から、３５０℃～前記第１冷却停止温度である第２冷却開始温度まで、平均冷却速度を１０℃／秒以下であって前記第１冷却工程よりも遅い平均冷却速度とし、且つ、前記第１冷却停止温度～前記第２冷却開始温度の温度域にある時間を２０～３００秒として滞留させる、滞留工程と、
前記滞留工程後、前記第２冷却開始温度から１００～３００℃の第２冷却停止温度まで、前記滞留工程よりも速い平均冷却速度で冷却する、第２冷却工程と、
前記第２冷却工程後、３００～５００℃の第２加熱温度に加熱する第２加熱工程と、
前記第２加熱工程後、前記第２加熱温度で３００～１８００秒保持して鋼板を得る工程と、
前記鋼板上にめっき層を形成する工程と、
を含む、態様１～７のいずれか１つに記載のめっき鋼板の製造方法である。
態様１～５のいずれか１つに記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延して、圧延板を得る工程と、
前記圧延板を８５０℃以上９１０℃以下の第１加熱温度に加熱する第１加熱工程と、
前記第１加熱工程後、前記第１加熱温度で５～１８００秒保持する工程と、
前記保持する工程後、３５０℃～７５０℃の第１冷却停止温度まで冷却する、第１冷却工程と、
前記第１冷却工程後、前記第１冷却停止温度から、３５０℃～前記第１冷却停止温度である第２冷却開始温度まで、平均冷却速度を１０℃／秒以下であって前記第１冷却工程よりも遅い平均冷却速度とし、且つ、前記第１冷却停止温度～前記第２冷却開始温度の温度域にある時間を２０～３００秒として滞留させる、滞留工程と、
前記滞留工程後、前記第２冷却開始温度から１００～３００℃の第２冷却停止温度まで、前記滞留工程よりも速い平均冷却速度で冷却する、第２冷却工程と、
前記第２冷却工程後、３００～５００℃の第２加熱温度に加熱する第２加熱工程と、
前記第２加熱工程後、前記第２加熱温度で３００～１８００秒保持して鋼板を得る工程と、
前記鋼板上にめっき層を形成する工程と、
を含む、態様１～７のいずれか１つに記載のめっき鋼板の製造方法である。
【0017】
本発明の態様９は、
前記圧延板を得る工程後、酸素濃度０．１～２％、到達温度６５０～７５０℃の条件で酸化処理することを含み、
前記保持する工程は、露点が－３５～－１５℃である第１還元処理を経た後、露点が－２５～０℃であって第１還元処理よりも露点の高い第２還元処理を経る、還元処理することを含む、態様８に記載の製造方法である。
前記圧延板を得る工程後、酸素濃度０．１～２％、到達温度６５０～７５０℃の条件で酸化処理することを含み、
前記保持する工程は、露点が－３５～－１５℃である第１還元処理を経た後、露点が－２５～０℃であって第１還元処理よりも露点の高い第２還元処理を経る、還元処理することを含む、態様８に記載の製造方法である。
【発明の効果】
【0018】
本発明の実施形態によれば、高強度であって車体の軽量化に寄与でき、所定の降伏比および高加工性を有し、且つ引張強さの板幅方向のばらつきが抑制されためっき鋼板およびその製造方法を提供することが可能である。
【図面の簡単な説明】
【0019】
【図1】実施例で得られた炭素濃度プロファイルの一例を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【0020】
本発明者らは、高強度（引張強さＴＳ９８０ＭＰａ以上）であって車体の軽量化に寄与でき、所定（０．５５～０．７５）の降伏比ＹＲおよび高加工性（伸びＥＬ１９％以上、穴広げ率λ２０％以上）を有し、且つ引張強さの板幅方向のばらつきが抑制されためっき鋼板を実現するべく、様々な角度から検討した。
【0021】
通常、軟質なフェライト等を十分に導入するために、熱間圧延工程後の焼鈍（以下、「第１加熱」とも称する）は、比較的低温で行うこと等が有効であった。
【0022】
本発明者らは、上述のように通常の方法で軟質なフェライト等を導入しようとすると、鋼板中の金属組織等が不均一となって板幅方向の引張強さにばらつきが生じ得ることを見出した。
そこで本発明者らは、所定の成分組成に調整（特にフェライトおよび上部ベイナイトの形成に寄与し得るＡｌを所定量添加）するとともに、圧延工程後の焼鈍を８５０℃以上の高温で行って圧延後の歪等を解消した上で、その後の冷却中に所定の温度域で一定時間滞留させる（又は保持する）ことにより、十分量のフェライト等を含む所定の金属組織を実現でき、その結果、高強度（高引張強さ）、所定の降伏比および高加工性を有し、且つ引張強さの板幅方向のばらつきが抑制されためっき鋼板が得られることを見出した。
以下に、本発明の実施形態が規定する各要件の詳細を示す。
そこで本発明者らは、所定の成分組成に調整（特にフェライトおよび上部ベイナイトの形成に寄与し得るＡｌを所定量添加）するとともに、圧延工程後の焼鈍を８５０℃以上の高温で行って圧延後の歪等を解消した上で、その後の冷却中に所定の温度域で一定時間滞留させる（又は保持する）ことにより、十分量のフェライト等を含む所定の金属組織を実現でき、その結果、高強度（高引張強さ）、所定の降伏比および高加工性を有し、且つ引張強さの板幅方向のばらつきが抑制されためっき鋼板が得られることを見出した。
以下に、本発明の実施形態が規定する各要件の詳細を示す。
【0023】
＜１．めっき鋼板＞
本発明の実施形態に係るめっき鋼板は、鋼板と、該鋼板の表面に配置されためっき層とを含む。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層または電気亜鉛めっき層などの亜鉛系めっき層、溶融アルミめっき層などのアルミめっき層等であってもよい。亜鉛系めっき層として、例えば亜鉛－Ｎｉ、亜鉛－Ｆｅ、及び亜鉛－Ａｌ等の、亜鉛系合金めっき層であってもよい。めっき層は、鋼板の少なくとも一面（例えば圧延面）に形成されていてもよく、対向する両面に形成されていてもよく、鋼板の全面に形成されていてもよい。
前記亜鉛系めっき層を含むめっき鋼板として、具体的に、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）等が挙げられる。
本発明の実施形態に係るめっき鋼板は、鋼板と、該鋼板の表面に配置されためっき層とを含む。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層または電気亜鉛めっき層などの亜鉛系めっき層、溶融アルミめっき層などのアルミめっき層等であってもよい。亜鉛系めっき層として、例えば亜鉛－Ｎｉ、亜鉛－Ｆｅ、及び亜鉛－Ａｌ等の、亜鉛系合金めっき層であってもよい。めっき層は、鋼板の少なくとも一面（例えば圧延面）に形成されていてもよく、対向する両面に形成されていてもよく、鋼板の全面に形成されていてもよい。
前記亜鉛系めっき層を含むめっき鋼板として、具体的に、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）等が挙げられる。
【0024】
＜２．めっき鋼板に含まれる鋼板の成分組成＞
本発明の実施形態に係るめっき鋼板に含まれる鋼板（例えばめっき鋼板からめっき層を除いた部分であり得る）は、Ｃ：０．１５０～０．３００質量％、Ｓｉ：０．８０～２．２０質量％、Ｍｎ：１．６０～２．８０質量％、Ａｌ：０．３００～０．８００質量％、Ｔｉ：０．０１０～０．０５０質量％、Ｐ：０．０５０質量％以下（０質量％を含む）、Ｓ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、Ｎ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）を含み、さらに、残部が鉄および不可避不純物であることが好ましい。
以下、各成分について詳述する。
本発明の実施形態に係るめっき鋼板に含まれる鋼板（例えばめっき鋼板からめっき層を除いた部分であり得る）は、Ｃ：０．１５０～０．３００質量％、Ｓｉ：０．８０～２．２０質量％、Ｍｎ：１．６０～２．８０質量％、Ａｌ：０．３００～０．８００質量％、Ｔｉ：０．０１０～０．０５０質量％、Ｐ：０．０５０質量％以下（０質量％を含む）、Ｓ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、Ｎ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）を含み、さらに、残部が鉄および不可避不純物であることが好ましい。
以下、各成分について詳述する。
【0025】
（Ｃ：０．１５０～０．３００質量％）
Ｃは、残留オーステナイト（以下「残留γ」とも称する）などの所望の組織を得て、引張強さＴＳ、伸びＥＬなどの特性を向上させるために有効な元素である。この効果を発揮させるためには、Ｃ含有量は０．１５０質量％以上とし、好ましくは０．１７０質量％以上、より好ましくは０．１８０質量％以上、さらに好ましくは０．２００質量％以上である。一方、Ｃ含有量が過剰となると、ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）及び残留γが粗大となり、穴広げ性λが低下し、溶接性にも悪影響が生じる。よって、Ｃ含有量は０．３００質量％以下とし、好ましくは０．２８０質量％以下、より好ましくは０．２６０質量％以下、さらに好ましくは０．２５０質量％以下である。
Ｃは、残留オーステナイト（以下「残留γ」とも称する）などの所望の組織を得て、引張強さＴＳ、伸びＥＬなどの特性を向上させるために有効な元素である。この効果を発揮させるためには、Ｃ含有量は０．１５０質量％以上とし、好ましくは０．１７０質量％以上、より好ましくは０．１８０質量％以上、さらに好ましくは０．２００質量％以上である。一方、Ｃ含有量が過剰となると、ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）及び残留γが粗大となり、穴広げ性λが低下し、溶接性にも悪影響が生じる。よって、Ｃ含有量は０．３００質量％以下とし、好ましくは０．２８０質量％以下、より好ましくは０．２６０質量％以下、さらに好ましくは０．２５０質量％以下である。
【0026】
（Ｓｉ：０．８０～２．２０質量％）
Ｓｉは、セメンタイトの析出を抑制し、残留γの形成を促進する。この効果を発揮させるためには、Ｓｉ含有量は０．８０質量％以上とし、好ましくは０．９０質量％以上、より好ましくは１．００質量％以上、さらに好ましくは１．２０質量％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、ＭＡ及び残留γが粗大となり穴広げ率λが低下することに加え、溶接性も低下する。よって、Ｓｉ含有量は２．２０質量％以下とし、好ましくは２．１０質量％以下、より好ましくは２．００質量％以下である。
Ｓｉは、セメンタイトの析出を抑制し、残留γの形成を促進する。この効果を発揮させるためには、Ｓｉ含有量は０．８０質量％以上とし、好ましくは０．９０質量％以上、より好ましくは１．００質量％以上、さらに好ましくは１．２０質量％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、ＭＡ及び残留γが粗大となり穴広げ率λが低下することに加え、溶接性も低下する。よって、Ｓｉ含有量は２．２０質量％以下とし、好ましくは２．１０質量％以下、より好ましくは２．００質量％以下である。
【0027】
（Ｍｎ：１．６０～２．８０質量％）
Ｍｎは、固溶強化により鋼板の強度向上に寄与する元素であり、高強度の確保に必要な元素である。この効果を発揮させるために、Ｍｎ含有量は１．６０質量％以上とし、好ましくは１．８０質量％以上、より好ましくは２．００質量％以上である。一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、製造工程でフェライト及び上部ベイナイトの形成が抑制されて、延性向上に寄与する軟質な組織を十分に導入することができず、その結果、高い伸びＥＬを実現できない。よって、Ｍｎ含有量は２．８０質量％以下とし、好ましくは２．７０質量％以下、より好ましくは２．６０質量％以下、さらに好ましくは２．５０質量％以下である。
Ｍｎは、固溶強化により鋼板の強度向上に寄与する元素であり、高強度の確保に必要な元素である。この効果を発揮させるために、Ｍｎ含有量は１．６０質量％以上とし、好ましくは１．８０質量％以上、より好ましくは２．００質量％以上である。一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、製造工程でフェライト及び上部ベイナイトの形成が抑制されて、延性向上に寄与する軟質な組織を十分に導入することができず、その結果、高い伸びＥＬを実現できない。よって、Ｍｎ含有量は２．８０質量％以下とし、好ましくは２．７０質量％以下、より好ましくは２．６０質量％以下、さらに好ましくは２．５０質量％以下である。
【0028】
（Ａｌ：０．３００～０．８００質量％）
Ａｌは、フェライト及び上部ベイナイトの形成を促進する作用を有し、後述する所定温度域での短時間の滞留で所望のフェライト及び上部ベイナイトの面積率を確保するために重要な元素である。この効果を発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．３００質量％以上とし、好ましくは０．３５０質量％以上、より好ましくは０．４００質量％以上である。一方、Ａｌ含有量が過剰になると、製造工程に由来する組織の不均質を解消することが困難となり得、その結果、鋼板中の強度ばらつきが生じるおそれがある。このため、Ａｌ含有量は０．８００質量％以下とし、好ましくは０．７５０質量％以下、より好ましくは０．７００質量％以下である。
Ａｌは、フェライト及び上部ベイナイトの形成を促進する作用を有し、後述する所定温度域での短時間の滞留で所望のフェライト及び上部ベイナイトの面積率を確保するために重要な元素である。この効果を発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．３００質量％以上とし、好ましくは０．３５０質量％以上、より好ましくは０．４００質量％以上である。一方、Ａｌ含有量が過剰になると、製造工程に由来する組織の不均質を解消することが困難となり得、その結果、鋼板中の強度ばらつきが生じるおそれがある。このため、Ａｌ含有量は０．８００質量％以下とし、好ましくは０．７５０質量％以下、より好ましくは０．７００質量％以下である。
【0029】
（Ｔｉ：０．０１０～０．０５０質量％）
Ｔｉは、析出強化及び金属組織微細化の効果を奏する元素であり、鋼板の強度上昇に寄与する。この効果を発揮させるために、Ｔｉ含有量は０．０１０質量％以上とし、好ましくは０．０１５質量％以上、より好ましくは０．０２０質量％以上である。一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、Ｔｉの炭窒化物が過剰に析出して鋼板の加工性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０５０質量％以下とし、好ましくは０．０４５質量％以下、より好ましくは０．０４０質量％以下である。
Ｔｉは、析出強化及び金属組織微細化の効果を奏する元素であり、鋼板の強度上昇に寄与する。この効果を発揮させるために、Ｔｉ含有量は０．０１０質量％以上とし、好ましくは０．０１５質量％以上、より好ましくは０．０２０質量％以上である。一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、Ｔｉの炭窒化物が過剰に析出して鋼板の加工性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０５０質量％以下とし、好ましくは０．０４５質量％以下、より好ましくは０．０４０質量％以下である。
【0030】
（Ｐ：０．０５０質量％以下（０質量％を含む））
Ｐは、不純物元素として不可避的に存在する元素である。Ｐ含有量が過剰になると、伸びＥＬと穴広げ率λが低下する。よって、Ｐ含有量は０．０５０質量％以下とし、好ましくは０．０３０質量％以下である。
なお、本明細書において「０質量％を含む」とは、意図的に添加しない実施形態、すなわち不可避不純物レベル以下の含有量である場合を包含する（意図的に添加した場合を排除するものではない）ことを意味する。
Ｐは、不純物元素として不可避的に存在する元素である。Ｐ含有量が過剰になると、伸びＥＬと穴広げ率λが低下する。よって、Ｐ含有量は０．０５０質量％以下とし、好ましくは０．０３０質量％以下である。
なお、本明細書において「０質量％を含む」とは、意図的に添加しない実施形態、すなわち不可避不純物レベル以下の含有量である場合を包含する（意図的に添加した場合を排除するものではない）ことを意味する。
【0031】
（Ｓ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む））
Ｓは、不純物元素として不可避的に存在する元素である。Ｓ含有量が過剰になると、ＭｎＳ等の硫化物系介在物が形成され、これが割れの起点となり、穴広げ率λが低下する。よって、Ｓ含有量は０．０１００質量％以下とし、好ましくは０．００５０質量％以下である。
Ｓは、不純物元素として不可避的に存在する元素である。Ｓ含有量が過剰になると、ＭｎＳ等の硫化物系介在物が形成され、これが割れの起点となり、穴広げ率λが低下する。よって、Ｓ含有量は０．０１００質量％以下とし、好ましくは０．００５０質量％以下である。
【0032】
（Ｎ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む））
Ｎは、不純物元素として不可避的に存在する元素である。Ｎ含有量が過剰になると、粗大な窒化物を形成して、曲げ性及び穴広げ性の劣化、ならびに溶接時のブローホールの発生の原因となる。このため、Ｎ含有量は、０．０１００質量％以下とする。なお、Ｎ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００５質量％未満まで低減しようとすると、コストが著しく増大する。このため、Ｎ含有量の下限は０．０００５質量％以上とすることが好ましい。
Ｎは、不純物元素として不可避的に存在する元素である。Ｎ含有量が過剰になると、粗大な窒化物を形成して、曲げ性及び穴広げ性の劣化、ならびに溶接時のブローホールの発生の原因となる。このため、Ｎ含有量は、０．０１００質量％以下とする。なお、Ｎ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００５質量％未満まで低減しようとすると、コストが著しく増大する。このため、Ｎ含有量の下限は０．０００５質量％以上とすることが好ましい。
【0033】
本発明の実施形態に係るめっき鋼板に含まれる鋼板は、上記の成分組成を含み、本発明の１つの実施形態では、残部は鉄および不可避不純物であることが好ましい。不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容される。なお、例えば、Ｐ、ＳおよびＮのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
【0034】
本発明の好ましい実施形態として、上記元素に加えて、必要に応じて更に、（ａ）Ｎｂ：０質量％超０．２０質量％以下及びＶ：０質量％超０．５０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種、（ｂ）Ｎｉ：０質量％超２．０質量％以下、Ｃｒ：０質量％超２．０質量％以下及びＭｏ：０質量％超０．５０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種、（ｃ）Ｂ：０質量％超０．００５０質量％以下、（ｄ）Ｍｇ：０質量％超０．０４０質量％以下、ＲＥＭ：０質量％超０．０４０質量％以下及びＣａ：０質量％超０．０４０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種、等を含有することも有効であり、含有させる元素の種類に応じてめっき鋼板の特性が更に改善される。
【0035】
（（ａ）Ｎｂ：０質量％超０．２０質量％以下及びＶ：０質量％超０．５０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種）
Ｎｂは、析出強化及び金属組織微細化の効果を発揮させる元素であり、鋼板の強度向上に寄与する。したがって、Ｎｂ含有量は０質量％超であることが好ましい。この効果は、Ｎｂ含有量が増加するにつれて増大し、Ｎｂ含有量は０．００５質量％以上であることがより好ましく、０．０１０質量％以上であることがさらに好ましい。一方で、Ｎｂ含有量が過剰になると、Ｎｂの炭窒化物が過剰に析出して鋼板の加工性が低下するおそれがある。したがって、Ｎｂ含有量は０．２０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１０質量％以下、さらに好ましくは０．０６０質量％以下である。
Ｖは、Ｎｂと同様に、析出強化及び金属組織微細化の効果を発揮させる元素であり、鋼板の強度向上に寄与する。従って、Ｖ含有量は０質量％超であることが好ましい。この効果は、Ｖ含有量が増加するにつれて増大し、Ｖ含有量は０．０１０質量％以上とすることがより好ましく、０．０２０質量％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｖ含有量が過剰になると、Ｖの炭窒化物が過剰に析出して鋼板の加工性が低下するおそれがある。従って、Ｖ含有量は０．５０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．４０質量％以下であり、更に好ましくは０．３０質量％以下であり、更により好ましくは０．１０質量％以下である。
Ｎｂは、析出強化及び金属組織微細化の効果を発揮させる元素であり、鋼板の強度向上に寄与する。したがって、Ｎｂ含有量は０質量％超であることが好ましい。この効果は、Ｎｂ含有量が増加するにつれて増大し、Ｎｂ含有量は０．００５質量％以上であることがより好ましく、０．０１０質量％以上であることがさらに好ましい。一方で、Ｎｂ含有量が過剰になると、Ｎｂの炭窒化物が過剰に析出して鋼板の加工性が低下するおそれがある。したがって、Ｎｂ含有量は０．２０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１０質量％以下、さらに好ましくは０．０６０質量％以下である。
Ｖは、Ｎｂと同様に、析出強化及び金属組織微細化の効果を発揮させる元素であり、鋼板の強度向上に寄与する。従って、Ｖ含有量は０質量％超であることが好ましい。この効果は、Ｖ含有量が増加するにつれて増大し、Ｖ含有量は０．０１０質量％以上とすることがより好ましく、０．０２０質量％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｖ含有量が過剰になると、Ｖの炭窒化物が過剰に析出して鋼板の加工性が低下するおそれがある。従って、Ｖ含有量は０．５０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．４０質量％以下であり、更に好ましくは０．３０質量％以下であり、更により好ましくは０．１０質量％以下である。
【0036】
（（ｂ）Ｎｉ：０質量％超２．０質量％以下、Ｃｒ：０質量％超２．０質量％以下及びＭｏ：０質量％超０．５０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種）
Ｎｉは、鋼板の強度向上に寄与するとともに、残留γを安定化し、所望の残留γ量を確保するために有効な元素である。従って、Ｎｉ含有量は０質量％超であることが好ましい。この効果はＮｉ含有量が増加するにつれて増大し、Ｎｉ含有量は０．００１質量％以上とすることがより好ましく、０．０１質量％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、熱間圧延時の製造性が低下するおそれがある。従って、Ｎｉ含有量は２．０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．０質量％以下である。
Ｃｒは、Ｎｉと同様に、鋼板の強度向上に寄与するとともに、残留γを安定化し、所望の残留γ量を確保するために有効な元素である。従って、Ｃｒ含有量は０質量％超であることが好ましい。この効果はＣｒ含有量が増加するにつれて増大し、Ｃｒ含有量は０．００１質量％以上であることがより好ましく、さらに好ましくは０．０２質量％以上である。一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、熱間圧延時の製造性が低下する。従って、Ｃｒ含有量は２．０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．０質量％以下である。
Ｍｏは、Ｎｉ及びＣｒと同様に、鋼板の強度向上に寄与するとともに、残留γを安定化し、所望の残留γ量を確保するために有効な元素である。従って、Ｍｏ含有量は０質量％超であることが好ましい。この効果はＭｏ含有量が増加するにつれて増大し、Ｍｏ含有量は０．００１質量％以上とすることがより好ましく、さらに好ましくは０．０１質量％以上である。一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、熱間圧延時の製造性が低下するおそれがある。従って、Ｍｏ含有量は０．５０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．２０質量％以下である。
なお、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏは、それぞれ単独で含有させてもよいし、２種または３種を併用して含有させてもよい。
Ｎｉは、鋼板の強度向上に寄与するとともに、残留γを安定化し、所望の残留γ量を確保するために有効な元素である。従って、Ｎｉ含有量は０質量％超であることが好ましい。この効果はＮｉ含有量が増加するにつれて増大し、Ｎｉ含有量は０．００１質量％以上とすることがより好ましく、０．０１質量％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、熱間圧延時の製造性が低下するおそれがある。従って、Ｎｉ含有量は２．０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．０質量％以下である。
Ｃｒは、Ｎｉと同様に、鋼板の強度向上に寄与するとともに、残留γを安定化し、所望の残留γ量を確保するために有効な元素である。従って、Ｃｒ含有量は０質量％超であることが好ましい。この効果はＣｒ含有量が増加するにつれて増大し、Ｃｒ含有量は０．００１質量％以上であることがより好ましく、さらに好ましくは０．０２質量％以上である。一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、熱間圧延時の製造性が低下する。従って、Ｃｒ含有量は２．０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．０質量％以下である。
Ｍｏは、Ｎｉ及びＣｒと同様に、鋼板の強度向上に寄与するとともに、残留γを安定化し、所望の残留γ量を確保するために有効な元素である。従って、Ｍｏ含有量は０質量％超であることが好ましい。この効果はＭｏ含有量が増加するにつれて増大し、Ｍｏ含有量は０．００１質量％以上とすることがより好ましく、さらに好ましくは０．０１質量％以上である。一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、熱間圧延時の製造性が低下するおそれがある。従って、Ｍｏ含有量は０．５０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．２０質量％以下である。
なお、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏは、それぞれ単独で含有させてもよいし、２種または３種を併用して含有させてもよい。
【0037】
（（ｃ）Ｂ：０質量％超０．００５０質量％以下）
Ｂは、焼入れ性を高めることで、過剰なフェライト変態を抑制するために有効な元素である。従って、Ｂ含有量は０質量％超であることが好ましい。この効果はＢ含有量が増加するにつれて増大し、Ｂ含有量は０．０００１質量％以上であることがより好ましく、さらに好ましくは０．０００３質量％以上、さらにより好ましくは０．０００５質量％以上である。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になると、焼入れ性が過度に上昇し、冷却中のフェライト及び上部ベイナイトの導入が困難となるおそれがある。従って、Ｂ含有量は０．００５０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００３０質量％以下、さらに好ましくは０．００２０質量％以下である。
Ｂは、焼入れ性を高めることで、過剰なフェライト変態を抑制するために有効な元素である。従って、Ｂ含有量は０質量％超であることが好ましい。この効果はＢ含有量が増加するにつれて増大し、Ｂ含有量は０．０００１質量％以上であることがより好ましく、さらに好ましくは０．０００３質量％以上、さらにより好ましくは０．０００５質量％以上である。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になると、焼入れ性が過度に上昇し、冷却中のフェライト及び上部ベイナイトの導入が困難となるおそれがある。従って、Ｂ含有量は０．００５０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００３０質量％以下、さらに好ましくは０．００２０質量％以下である。
【0038】
（（ｄ）Ｍｇ：０質量％超０．０４０質量％以下、ＲＥＭ：０質量％超０．０４０質量％以下及びＣａ：０質量％超０．０４０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種）
Ｍｇ、ＲＥＭ（希土類元素）及びＣａは、微細な酸化物及び／又は硫化物を形成し、粗大な酸化物及び／又は硫化物による穴広げ性の低下を抑制する。従って、Ｍｇ、ＲＥＭ及びＣａの含有量は、それぞれ０質量％超であることが好ましい。この効果はこれらの含有量が増加するにつれて増大するが、Ｍｇ、ＲＥＭ及びＣａの含有量は、それぞれ０．０００５質量％以上であることがより好ましく、さらに好ましくは０．００１０質量％以上である。しかしながら、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＣａの含有量が過剰になると、酸化物及び／又は硫化物が粗大化することで穴広げ性が低下するおそれがある。従って、Ｍｇ、ＲＥＭ及びＣａの含有量は、それぞれ０．０４０質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０１０質量％以下である。なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙの他、Ｌａ（原子番号１５）からＬｕ（原子番号７１）までのランタノイド系列希土類元素の合計１７種類の元素を含み、ＲＥＭ含有量はこれら１７種類の元素の合計量を意味する。
Ｍｇ、ＲＥＭ（希土類元素）及びＣａは、微細な酸化物及び／又は硫化物を形成し、粗大な酸化物及び／又は硫化物による穴広げ性の低下を抑制する。従って、Ｍｇ、ＲＥＭ及びＣａの含有量は、それぞれ０質量％超であることが好ましい。この効果はこれらの含有量が増加するにつれて増大するが、Ｍｇ、ＲＥＭ及びＣａの含有量は、それぞれ０．０００５質量％以上であることがより好ましく、さらに好ましくは０．００１０質量％以上である。しかしながら、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＣａの含有量が過剰になると、酸化物及び／又は硫化物が粗大化することで穴広げ性が低下するおそれがある。従って、Ｍｇ、ＲＥＭ及びＣａの含有量は、それぞれ０．０４０質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０１０質量％以下である。なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙの他、Ｌａ（原子番号１５）からＬｕ（原子番号７１）までのランタノイド系列希土類元素の合計１７種類の元素を含み、ＲＥＭ含有量はこれら１７種類の元素の合計量を意味する。
【0039】
＜３．めっき鋼板に含まれる鋼板の金属組織＞
本発明の実施形態に係るめっき鋼板に含まれる鋼板の金属組織は、フェライトと上部ベイナイトの合計が３０～７０面積％であり、焼戻しマルテンサイトが１０～４５面積％であり、ＭＡが５～３５面積％であり、残留オーステナイトが５～２０体積％である。以下、各組織について説明する。
本発明の実施形態に係るめっき鋼板に含まれる鋼板の金属組織は、フェライトと上部ベイナイトの合計が３０～７０面積％であり、焼戻しマルテンサイトが１０～４５面積％であり、ＭＡが５～３５面積％であり、残留オーステナイトが５～２０体積％である。以下、各組織について説明する。
【0040】
（フェライトと上部ベイナイトとの合計が３０～７０面積％）
フェライト及び上部ベイナイトは、加工性（特に伸びＥＬ）の向上に重要な組織である。このため、フェライトと上部ベイナイトの合計は３０面積％以上であり、好ましくは３５面積％以上、より好ましくは４０面積％以上である。一方で、フェライトと上部ベイナイトはいずれも強度が低いため、フェライトと上部ベイナイトの合計面積率が過剰となると引張強さＴＳ及び降伏応力ＹＳが低下する。このため、フェライト及び上部ベイナイトの合計は７０面積％以下であり、好ましくは６５面積％以下、より好ましくは６０面積％以下である。
なお、フェライトと上部ベイナイトの面積率は、ナイタールエッチングした鋼板を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ： Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察し、炭化物を含有しない黒色部を点算法などで測定することにより求めることができる。
フェライト及び上部ベイナイトは、加工性（特に伸びＥＬ）の向上に重要な組織である。このため、フェライトと上部ベイナイトの合計は３０面積％以上であり、好ましくは３５面積％以上、より好ましくは４０面積％以上である。一方で、フェライトと上部ベイナイトはいずれも強度が低いため、フェライトと上部ベイナイトの合計面積率が過剰となると引張強さＴＳ及び降伏応力ＹＳが低下する。このため、フェライト及び上部ベイナイトの合計は７０面積％以下であり、好ましくは６５面積％以下、より好ましくは６０面積％以下である。
なお、フェライトと上部ベイナイトの面積率は、ナイタールエッチングした鋼板を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ： Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察し、炭化物を含有しない黒色部を点算法などで測定することにより求めることができる。
【0041】
（焼戻しマルテンサイトが１０～４５面積％）
焼戻しマルテンサイトは、所望の引張強さＴＳ及び降伏比ＹＲを確保するために重要な金属組織である。このため、焼戻しマルテンサイトは１０面積％以上とし、好ましくは１５面積％以上、より好ましくは１８面積％以上、さらに好ましくは２０面積％以上である。一方で、焼戻しマルテンサイトが過剰になると、伸びＥＬが低下する。このため、焼戻しマルテンサイトは４５面積％以下とし、好ましくは４０面積％以下、より好ましくは３５面積％以下である。
焼戻しマルテンサイトの面積率は、フェライト、上部ベイナイト、ＭＡ、ならびにパーライト及びセメンタイトを含む残部組織を除いた部位として求めることができる。
焼戻しマルテンサイトは、所望の引張強さＴＳ及び降伏比ＹＲを確保するために重要な金属組織である。このため、焼戻しマルテンサイトは１０面積％以上とし、好ましくは１５面積％以上、より好ましくは１８面積％以上、さらに好ましくは２０面積％以上である。一方で、焼戻しマルテンサイトが過剰になると、伸びＥＬが低下する。このため、焼戻しマルテンサイトは４５面積％以下とし、好ましくは４０面積％以下、より好ましくは３５面積％以下である。
焼戻しマルテンサイトの面積率は、フェライト、上部ベイナイト、ＭＡ、ならびにパーライト及びセメンタイトを含む残部組織を除いた部位として求めることができる。
【0042】
（ＭＡが５～３５面積％）
ＭＡは、フレッシュマルテンサイトと残留γの複合組織である。ＭＡには、残留γが含有されるため、ＭＡ量を増加させることは伸びＥＬなどの加工性の向上に有効である。このため、ＭＡは５面積％以上とし、好ましくは７面積％以上、より好ましくは１０面積％以上である。しかしながら、ＭＡ中には非常に硬質なフレッシュマルテンサイトも含有されるため、ＭＡ量が増大することでフレッシュマルテンサイトと他組織との界面が増加し、穴広げ率λが低下する。それゆえ、ＭＡは３５面積％以下とし、好ましくは３０面積％以下、より好ましくは２５面積％以下である。
なお、ＭＡの面積率は、ナイタールエッチングした鋼板をＳＥＭで観察し、炭化物を含有しない灰色部を点算法で測定することにより求めることができる。
ＭＡは、フレッシュマルテンサイトと残留γの複合組織である。ＭＡには、残留γが含有されるため、ＭＡ量を増加させることは伸びＥＬなどの加工性の向上に有効である。このため、ＭＡは５面積％以上とし、好ましくは７面積％以上、より好ましくは１０面積％以上である。しかしながら、ＭＡ中には非常に硬質なフレッシュマルテンサイトも含有されるため、ＭＡ量が増大することでフレッシュマルテンサイトと他組織との界面が増加し、穴広げ率λが低下する。それゆえ、ＭＡは３５面積％以下とし、好ましくは３０面積％以下、より好ましくは２５面積％以下である。
なお、ＭＡの面積率は、ナイタールエッチングした鋼板をＳＥＭで観察し、炭化物を含有しない灰色部を点算法で測定することにより求めることができる。
【0043】
（残留オーステナイトが５～２０体積％）
残留γは、プレス加工等においてマルテンサイトに変態するＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｉｎｄｕｃｅｄ ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）現象を生じ、伸びＥＬの向上に寄与する。ＴＲＩＰ現象により形成されるマルテンサイトは高い硬度を有するため、残留γは引張強さＴＳおよび伸びＥＬの向上に有効な組織である。所望の強度および加工性を実現するため、残留γは５体積％以上とし、好ましくは６体積％以上、より好ましくは８体積％以上、さらに好ましくは１０体積％以上である。一方で、残留γは降伏比が低い組織であるため、所望の降伏比を確保するための残留γの体積率は２０体積％以下とし、好ましくは１９体積％以下、より好ましくは１８体積％以下、さらに好ましくは１６体積％以下である。
なお、残留γの体積率は、例えば、Ｘ線回折により測定することができる。この方法では、例えば、鋼板表面から当該鋼板の厚さの１／４までの部分を機械研磨及び化学研磨等により除去し、それにより露出した表面を、特性Ｘ線としてＣｏ－Ｋα線を用いてＸ線回折パターンを取得する。そして、体心立方格子（ｂｃｃ：ｂｏｄｙ ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ ｌａｔｔｉｃｅ）相と、体心正方格子（ｂｃｔ：ｂｏｄｙ ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｔｅｔｒａｇｏｎａｌ）及び面心立方格子（ｆｃｃ：ｆａｃｅ ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ ｌａｔｔｉｃｅ）の回折ピークの積分強度比から、残留γの体積率を測定することができる。
残留γは、プレス加工等においてマルテンサイトに変態するＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｉｎｄｕｃｅｄ ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）現象を生じ、伸びＥＬの向上に寄与する。ＴＲＩＰ現象により形成されるマルテンサイトは高い硬度を有するため、残留γは引張強さＴＳおよび伸びＥＬの向上に有効な組織である。所望の強度および加工性を実現するため、残留γは５体積％以上とし、好ましくは６体積％以上、より好ましくは８体積％以上、さらに好ましくは１０体積％以上である。一方で、残留γは降伏比が低い組織であるため、所望の降伏比を確保するための残留γの体積率は２０体積％以下とし、好ましくは１９体積％以下、より好ましくは１８体積％以下、さらに好ましくは１６体積％以下である。
なお、残留γの体積率は、例えば、Ｘ線回折により測定することができる。この方法では、例えば、鋼板表面から当該鋼板の厚さの１／４までの部分を機械研磨及び化学研磨等により除去し、それにより露出した表面を、特性Ｘ線としてＣｏ－Ｋα線を用いてＸ線回折パターンを取得する。そして、体心立方格子（ｂｃｃ：ｂｏｄｙ ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ ｌａｔｔｉｃｅ）相と、体心正方格子（ｂｃｔ：ｂｏｄｙ ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｔｅｔｒａｇｏｎａｌ）及び面心立方格子（ｆｃｃ：ｆａｃｅ ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ ｌａｔｔｉｃｅ）の回折ピークの積分強度比から、残留γの体積率を測定することができる。
【0044】
金属組織の残部組織として、パーライトおよびセメンタイトなどが挙げられる。残部組織は、合計で１０面積％以下含んでいてもよい。
【0045】
＜４．めっき鋼板の機械的特性＞
本実施形態に係るめっき鋼板は、高強度（高引張強さ）、所定の降伏比および高加工性（高伸び、高穴広げ率）を示すことができる。本明細書において、引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上のもの、具体的には、下記式（２）をみたすものを高強度のめっき鋼板とする。
ＴＳｍｉｎ≧９８０ＭＰａ ・・・（２）
式（２）において、ＴＳｍｉｎは、前記めっき鋼板の板幅方向における異なる５箇所の引張強さの最小値であり、前記５箇所は、前記板幅方向において、板幅をＷとして、両端から中央に向かってＷ／１０～Ｗ／８の位置である２箇所、前記両端から中央に向かってＷ／４の位置である２箇所、および中央の１箇所である。
所定の降伏比ＹＲは０．５５～０．７５とする。以上のような引張強さおよび降伏比にすることで、例えば自動車車体に適用したときに十分な衝突安全性を確保できると考えられる。また、本明細書において、伸びＥＬが１９％以上で、かつ穴広げ率λが２０％以上のものを、高加工性のめっき鋼板とする。
上記式（２）の左辺は、好ましくは９９０ＭＰａ以上、より好ましくは１０００ＭＰａ以上である。降伏比は、好ましくは０．５７～０．７２である。伸びＥＬは、好ましくは２０％以上、より好ましくは２１％以上である。穴広げ率λは、好ましくは２３％以上、より好ましくは２５％以上、さらに好ましくは３０％以上である。また、降伏応力ＹＳにつき、５５０ＭＰａ以上がより衝突安全性を確保する上で好ましく、５７０ＭＰａ以上がより好ましく、６００ＭＰａ以上がさらに好ましい。
本実施形態に係るめっき鋼板は、高強度（高引張強さ）、所定の降伏比および高加工性（高伸び、高穴広げ率）を示すことができる。本明細書において、引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上のもの、具体的には、下記式（２）をみたすものを高強度のめっき鋼板とする。
ＴＳｍｉｎ≧９８０ＭＰａ ・・・（２）
式（２）において、ＴＳｍｉｎは、前記めっき鋼板の板幅方向における異なる５箇所の引張強さの最小値であり、前記５箇所は、前記板幅方向において、板幅をＷとして、両端から中央に向かってＷ／１０～Ｗ／８の位置である２箇所、前記両端から中央に向かってＷ／４の位置である２箇所、および中央の１箇所である。
所定の降伏比ＹＲは０．５５～０．７５とする。以上のような引張強さおよび降伏比にすることで、例えば自動車車体に適用したときに十分な衝突安全性を確保できると考えられる。また、本明細書において、伸びＥＬが１９％以上で、かつ穴広げ率λが２０％以上のものを、高加工性のめっき鋼板とする。
上記式（２）の左辺は、好ましくは９９０ＭＰａ以上、より好ましくは１０００ＭＰａ以上である。降伏比は、好ましくは０．５７～０．７２である。伸びＥＬは、好ましくは２０％以上、より好ましくは２１％以上である。穴広げ率λは、好ましくは２３％以上、より好ましくは２５％以上、さらに好ましくは３０％以上である。また、降伏応力ＹＳにつき、５５０ＭＰａ以上がより衝突安全性を確保する上で好ましく、５７０ＭＰａ以上がより好ましく、６００ＭＰａ以上がさらに好ましい。
【0046】
さらに、本実施形態に係るめっき鋼板は、板幅方向（すなわち圧延方向および板厚方向と垂直方向）の引張強さのばらつきが抑制されており、具体的には、下記式（１）を満たす。
ＴＳｍａｘ－ＴＳｍｉｎ＜２０ＭＰａ ・・・（１）
式（１）において、ＴＳｍａｘは、前記めっき鋼板の板幅方向（すなわち圧延方向および板厚方向と垂直方向）における異なる５箇所の引張強さの最大値であり、ＴＳｍｉｎは、前記５箇所の引張強さの最小値であり、
前記５箇所は、前記板幅方向において、板幅をＷとして、両端から中央に向かってＷ／１０～Ｗ／８の位置である２箇所、前記両端から中央に向かってＷ／４の位置である２箇所、および中央の１箇所である。
上記式（１）の左辺は１８ＭＰａ以下であることが好ましい。
ＴＳｍａｘ－ＴＳｍｉｎ＜２０ＭＰａ ・・・（１）
式（１）において、ＴＳｍａｘは、前記めっき鋼板の板幅方向（すなわち圧延方向および板厚方向と垂直方向）における異なる５箇所の引張強さの最大値であり、ＴＳｍｉｎは、前記５箇所の引張強さの最小値であり、
前記５箇所は、前記板幅方向において、板幅をＷとして、両端から中央に向かってＷ／１０～Ｗ／８の位置である２箇所、前記両端から中央に向かってＷ／４の位置である２箇所、および中央の１箇所である。
上記式（１）の左辺は１８ＭＰａ以下であることが好ましい。
【0047】
本実施形態に係るめっき鋼板に含まれる鋼板の板厚は特に限定されない。本実施形態に係るめっき鋼板に含まれる鋼板の板厚は、例えば０．８ｍｍ以上、２．３ｍｍ以下であり得る。実施形態に係るめっき鋼板のめっき付着量は特に限定されず、例えば、片面あたり１０～１００ｇ／ｍ２程度とすることが挙げられる。本実施形態に係るめっき鋼板の板幅Ｗ（すなわち、圧延方向および板厚方向と垂直方向の長さ）は、特に制限されないが例えば８００ｍｍ以上、１２００ｍｍ以下であり得る。
【0048】
＜５．めっき鋼板に含まれる鋼板表層の脱炭層＞
本実施形態に係るめっき鋼板に含まれる鋼板は、
（Ｉ）板厚方向において、炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置は、鋼板表面から板厚の０．２％以上の領域にあることが好ましい。前記位置は、曲げ性に寄与する脱炭層の厚さに関する。前記位置が、鋼板表面から板厚の０．２％以上の領域にあり、曲げ性に寄与する脱炭層を一定以上の厚さ確保することによって、曲げ加工で優れた曲げ性を確実に発揮させることができる。前記炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置は、鋼板表面から板厚の更に０．５％以上、更には１．０％以上の領域にあってもよい。
本実施形態に係るめっき鋼板に含まれる鋼板は、
（Ｉ）板厚方向において、炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置は、鋼板表面から板厚の０．２％以上の領域にあることが好ましい。前記位置は、曲げ性に寄与する脱炭層の厚さに関する。前記位置が、鋼板表面から板厚の０．２％以上の領域にあり、曲げ性に寄与する脱炭層を一定以上の厚さ確保することによって、曲げ加工で優れた曲げ性を確実に発揮させることができる。前記炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置は、鋼板表面から板厚の更に０．５％以上、更には１．０％以上の領域にあってもよい。
【0049】
本実施形態に係るめっき鋼板に含まれる鋼板は、
（II）板厚方向における鋼板表面から２０μｍまでの領域の炭素濃度（質量％）の最大値が、バルク炭素濃度の７０％未満であることが好ましい。本発明者らが、従来のめっき鋼板に含まれる鋼板ついて確認したところ、鋼板表層に炭素濃度の著しく高い領域が存在し、これが曲げ性劣化の原因であることをまず見出した。そして、後述の通り鋼板の製造条件について検討し、鋼板表層の脱炭を促進させて鋼板表層の炭素濃度を抑制する、詳細には、板厚方向における鋼板表面から２０μｍまでの領域の炭素濃度（質量％）の最大値を、バルク炭素濃度の７０％未満に抑えれば、優れた曲げ性が得られることを見出した。前記炭素濃度の最大値は、バルク炭素濃度の６５％以下であることが好ましく、より好ましくはバルク炭素濃度の６０％以下である。
（II）板厚方向における鋼板表面から２０μｍまでの領域の炭素濃度（質量％）の最大値が、バルク炭素濃度の７０％未満であることが好ましい。本発明者らが、従来のめっき鋼板に含まれる鋼板ついて確認したところ、鋼板表層に炭素濃度の著しく高い領域が存在し、これが曲げ性劣化の原因であることをまず見出した。そして、後述の通り鋼板の製造条件について検討し、鋼板表層の脱炭を促進させて鋼板表層の炭素濃度を抑制する、詳細には、板厚方向における鋼板表面から２０μｍまでの領域の炭素濃度（質量％）の最大値を、バルク炭素濃度の７０％未満に抑えれば、優れた曲げ性が得られることを見出した。前記炭素濃度の最大値は、バルク炭素濃度の６５％以下であることが好ましく、より好ましくはバルク炭素濃度の６０％以下である。
【0050】
本実施形態に係るめっき鋼板は、優れた曲げ性を示す観点から、上記（I）と（II）のうちの少なくとも１つを満たすことが好ましく、より好ましくは上記（I）と（II）の両方を満たしていることである。
【0051】
前記「鋼板表面」とは、めっき層と鋼板の界面の位置をいう。前記めっき層と鋼板の界面の位置は、例えば亜鉛系めっきの場合、後述する実施例で測定するＧＤ－ＯＥＳでめっき層の表面からめっき層の厚さ方向にＺｎの分析を行ったときに、該めっき層を構成するＺｎが検出されなくなる（Ｚｎの分析値が０となる）点をいい、この点を、鋼板表面からの距離（深さ）の始点とする。
【0052】
本実施形態に係るめっき鋼板は、高強度（高引張強さ）、所定の降伏比および高加工性（高伸び、高穴広げ率）を示し、上記式（１）を満たし、さらに後述する実施例に示す曲げ試験を行ったときに、限界Ｒ／ｔが２．０以下の優れた曲げ性を示し得る。
【0053】
＜６．めっき鋼板の製造方法＞
本発明の実施形態に係るめっき鋼板の製造方法は、
（Ａ）上述した成分組成を有する鋼を熱間圧延して、圧延板を得る工程と、
（Ｂ）前記圧延板を８５０℃以上９１０℃以下の第１加熱温度に加熱する第１加熱工程と、
（Ｃ）前記第１加熱工程後、前記第１加熱温度で５～１８００秒保持する工程と、
（Ｄ）前記保持する工程後、３５０℃～７５０℃の第１冷却停止温度まで冷却する、第１冷却工程と、
（Ｅ）第１冷却工程後、前記第１冷却停止温度から、３５０℃～前記第１冷却停止温度である第２冷却開始温度まで、平均冷却速度を１０℃／秒以下であって前記第１冷却工程よりも遅い平均冷却速度とし、且つ、前記第１冷却停止温度～前記第２冷却開始温度の温度域にある時間を２０～３００秒として滞留させる、滞留工程と、
（Ｆ）前記滞留工程後、前記第２冷却開始温度から１００～３００℃の第２冷却停止温度まで、前記滞留工程よりも速い平均冷却速度で冷却する、第２冷却工程と、
（Ｇ）前記第２冷却工程後、３００～５００℃の第２加熱温度に加熱する第２加熱工程と、
（Ｈ）前記第２加熱工程後、前記第２加熱温度で３００～１８００秒保持して鋼板を得る工程と、
（Ｉ）前記鋼板上にめっき層を形成する工程と、
を含む。以下、各工程について詳述する。
本発明の実施形態に係るめっき鋼板の製造方法は、
（Ａ）上述した成分組成を有する鋼を熱間圧延して、圧延板を得る工程と、
（Ｂ）前記圧延板を８５０℃以上９１０℃以下の第１加熱温度に加熱する第１加熱工程と、
（Ｃ）前記第１加熱工程後、前記第１加熱温度で５～１８００秒保持する工程と、
（Ｄ）前記保持する工程後、３５０℃～７５０℃の第１冷却停止温度まで冷却する、第１冷却工程と、
（Ｅ）第１冷却工程後、前記第１冷却停止温度から、３５０℃～前記第１冷却停止温度である第２冷却開始温度まで、平均冷却速度を１０℃／秒以下であって前記第１冷却工程よりも遅い平均冷却速度とし、且つ、前記第１冷却停止温度～前記第２冷却開始温度の温度域にある時間を２０～３００秒として滞留させる、滞留工程と、
（Ｆ）前記滞留工程後、前記第２冷却開始温度から１００～３００℃の第２冷却停止温度まで、前記滞留工程よりも速い平均冷却速度で冷却する、第２冷却工程と、
（Ｇ）前記第２冷却工程後、３００～５００℃の第２加熱温度に加熱する第２加熱工程と、
（Ｈ）前記第２加熱工程後、前記第２加熱温度で３００～１８００秒保持して鋼板を得る工程と、
（Ｉ）前記鋼板上にめっき層を形成する工程と、
を含む。以下、各工程について詳述する。
【0054】
（Ａ）圧延板を得る工程
上述の成分組成を有する鋼の溶製および鋳造を、通常行われる方法で行い、当該鋼（鋼スラブ）に、通常行われる方法で、熱間圧延工程を施して圧延板を得ることができる。一例としては、連続鋳造法、インゴット法、薄スラブ鋳造法などで鋳造した上述の成分組成を有する鋼（鋼スラブ）を、１１５０～１３００℃程度に再加熱し、８５０～９５０℃程度の仕上げ圧延温度となるように熱間圧延を行い、５００～７００℃程度で巻き取ることで、圧延板を得てもよい。
上述の成分組成を有する鋼の溶製および鋳造を、通常行われる方法で行い、当該鋼（鋼スラブ）に、通常行われる方法で、熱間圧延工程を施して圧延板を得ることができる。一例としては、連続鋳造法、インゴット法、薄スラブ鋳造法などで鋳造した上述の成分組成を有する鋼（鋼スラブ）を、１１５０～１３００℃程度に再加熱し、８５０～９５０℃程度の仕上げ圧延温度となるように熱間圧延を行い、５００～７００℃程度で巻き取ることで、圧延板を得てもよい。
【0055】
必要に応じて、表面スケールを除去するよう圧延板を通常行われる方法で酸洗してもよい。また、必要に応じて、圧延板に、通常行われる方法で、さらに冷間圧延を施してもよい。
【0056】
（Ｂ）第１加熱工程
上記圧延板を８５０℃以上９１０℃以下の第１加熱温度に加熱する。第１加熱温度が８５０℃未満だと、オーステナイトへの逆変態が不十分となり、圧延による歪等を含む加工組織が残存し、めっき鋼板の板幅方向において強度ばらつきが生じる。このため、第１加熱温度は８５０℃以上とし、好ましくは８６０℃以上、より好ましくは８７０℃以上である。一方、第１加熱温度が９１０℃超だと、結晶粒径が粗大化することで、冷却工程におけるフェライト及び上部ベイナイトの変態量の減少（それに伴い焼戻しマルテンサイトの面積率が過剰になり得る）、および穴広げ率などの加工性の低下が生じるおそれがある。このため、このため、第１加熱温度は９１０℃以下とし、好ましくは９００℃以下とする。加熱速度は、特に限定されず、任意の加熱速度で昇温すればよい。例えば、室温から第１加熱温度まで、平均加熱速度を１℃／秒以上、１００℃／秒以下として昇温することが挙げられる。
上記圧延板を８５０℃以上９１０℃以下の第１加熱温度に加熱する。第１加熱温度が８５０℃未満だと、オーステナイトへの逆変態が不十分となり、圧延による歪等を含む加工組織が残存し、めっき鋼板の板幅方向において強度ばらつきが生じる。このため、第１加熱温度は８５０℃以上とし、好ましくは８６０℃以上、より好ましくは８７０℃以上である。一方、第１加熱温度が９１０℃超だと、結晶粒径が粗大化することで、冷却工程におけるフェライト及び上部ベイナイトの変態量の減少（それに伴い焼戻しマルテンサイトの面積率が過剰になり得る）、および穴広げ率などの加工性の低下が生じるおそれがある。このため、このため、第１加熱温度は９１０℃以下とし、好ましくは９００℃以下とする。加熱速度は、特に限定されず、任意の加熱速度で昇温すればよい。例えば、室温から第１加熱温度まで、平均加熱速度を１℃／秒以上、１００℃／秒以下として昇温することが挙げられる。
【0057】
（Ｃ）第１加熱温度で保持する工程
圧延板を第１加熱温度で５～１８００秒保持する。保持時間が５秒未満だと、オーステナイトへの逆変態が不十分となり、加工組織を十分に解消することができず、めっき鋼板の板幅方向おいて強度ばらつきが生じる。従って、保持時間は５秒以上とし、好ましくは１０秒以上、より好ましくは２０秒以上である。一方、保持時間が１８００秒超だと、生産性が低下することに加え、鋼板組織の結晶粒が粗大化することで穴広げ率λなどの加工性の低下も生じるおそれがある。よって、保持時間は１８００秒以下とし、好ましくは１５００秒以下、より好ましくは１０００秒以下である。
圧延板を第１加熱温度で５～１８００秒保持する。保持時間が５秒未満だと、オーステナイトへの逆変態が不十分となり、加工組織を十分に解消することができず、めっき鋼板の板幅方向おいて強度ばらつきが生じる。従って、保持時間は５秒以上とし、好ましくは１０秒以上、より好ましくは２０秒以上である。一方、保持時間が１８００秒超だと、生産性が低下することに加え、鋼板組織の結晶粒が粗大化することで穴広げ率λなどの加工性の低下も生じるおそれがある。よって、保持時間は１８００秒以下とし、好ましくは１５００秒以下、より好ましくは１０００秒以下である。
【0058】
なお、工程（Ａ）後、酸素濃度０．１～２％、到達温度６５０～７５０℃の条件で酸化処理すること（以下「工程（Ｂ１）」とも称する）を含み、工程（Ｃ）は、露点が－３５～－１５℃である第１還元処理を経た後、露点が－２５～０℃であって第１還元処理よりも露点の高い第２還元処理を経る、還元処理すること（以下「工程（Ｃ１）」とも称する）を含むことが好ましい。例えば、工程（Ｂ１）の酸化処理は、工程（Ａ）後、工程（Ｂ）の前に行ってもよく、工程（Ｂ）の第１加熱温度への昇温中に行ってもよい（すなわち、工程（Ｂ）が工程（Ｂ１）の酸化処理を含んでいてもよい）。工程（Ｃ１）の還元処理は、工程（Ｃ）の第１加熱温度での保持中に行うことができる。
【0059】
鋼板の表面に、工程（Ｂ１）の酸化処理を施すことによって、鋼板の表面に酸化Ｆｅ層を形成することができる。次いで、還元性の雰囲気下で、工程（Ｃ１）の還元処理を行うことにより、鋼板表層に、脱炭層を形成させつつ、例えばめっき層を良好に形成することのできる還元Ｆｅ層を形成することができる。本発明者らが検討を行ったところ、前記の通り酸化処理を行うと共に、この還元処理において、第１還元処理と第２還元処理の各露点の範囲を定め、かつ、第２還元処理の露点を第１還元処理の露点よりも高くすることによって、高引張強さ、所定の降伏比、高伸びおよび高穴広げ率に加え、優れた曲げ性を実現可能な、前述の鋼板表層部の脱炭状態を容易に確保できることを見出した。以下、酸化処理と還元処理の各処理について説明する。
【0060】
（Ｂ１）酸化処理
酸化処理では、酸素濃度０．１～２％の条件で行うことが好ましい。酸素濃度は、優れためっき外観を得る観点から０．１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１５％以上、更に好ましくは０．２％以上である。一方、酸素濃度が高すぎると、過剰な酸化により炉内ロールに酸化スケールが付着し鋼板に押し疵が発生する、いわゆるピックアップと呼ばれる不良が生じやすい。該不良の発生を抑制する観点から、酸素濃度は、２％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．７％以下、更に好ましくは１．５％以下である。酸素以外の元素の濃度は特に限定されない、例えば上記濃度の酸素と共に、ＣＯ２、Ｎ２、Ｈ２Ｏ、その他不可避的不純物を含むガス雰囲気とすることが挙げられる。例えば酸化処理は、ＤＦＦ（Ｄｉｒｅｃｔ Ｆｉｒｅｄ Ｆｕｒｎａｃｅ）型の焼鈍炉等において、コークス炉ガス（ＣＯＧ：Ｃｏｋｅｓ Ｏｖｅｎ Ｇａｓ）、液化石油ガス（ＬＰＧ：Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ Ｐｅｔｒｏｌｅｕｍ Ｇａｓ）等の燃焼ガス中で、未燃焼のＯ２濃度を制御したガス雰囲気下において行うことができる。
酸化処理では、到達温度６５０～７５０℃の条件で行うことが好ましい。例えばＤＦＦ型の焼鈍炉内の酸化加熱帯で、到達温度６５０～７５０℃の範囲内に加熱することが挙げられる。到達温度７５０℃以下にすることによって、特に鋼板の板幅方向エッジ近傍表面におけるＳｉＯ２と酸化処理により生じるＦｅＯとの反応を抑制することができ、鋼板と、めっき層との密着性を向上させることができる。
酸化処理では、酸素濃度０．１～２％の条件で行うことが好ましい。酸素濃度は、優れためっき外観を得る観点から０．１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１５％以上、更に好ましくは０．２％以上である。一方、酸素濃度が高すぎると、過剰な酸化により炉内ロールに酸化スケールが付着し鋼板に押し疵が発生する、いわゆるピックアップと呼ばれる不良が生じやすい。該不良の発生を抑制する観点から、酸素濃度は、２％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．７％以下、更に好ましくは１．５％以下である。酸素以外の元素の濃度は特に限定されない、例えば上記濃度の酸素と共に、ＣＯ２、Ｎ２、Ｈ２Ｏ、その他不可避的不純物を含むガス雰囲気とすることが挙げられる。例えば酸化処理は、ＤＦＦ（Ｄｉｒｅｃｔ Ｆｉｒｅｄ Ｆｕｒｎａｃｅ）型の焼鈍炉等において、コークス炉ガス（ＣＯＧ：Ｃｏｋｅｓ Ｏｖｅｎ Ｇａｓ）、液化石油ガス（ＬＰＧ：Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ Ｐｅｔｒｏｌｅｕｍ Ｇａｓ）等の燃焼ガス中で、未燃焼のＯ２濃度を制御したガス雰囲気下において行うことができる。
酸化処理では、到達温度６５０～７５０℃の条件で行うことが好ましい。例えばＤＦＦ型の焼鈍炉内の酸化加熱帯で、到達温度６５０～７５０℃の範囲内に加熱することが挙げられる。到達温度７５０℃以下にすることによって、特に鋼板の板幅方向エッジ近傍表面におけるＳｉＯ２と酸化処理により生じるＦｅＯとの反応を抑制することができ、鋼板と、めっき層との密着性を向上させることができる。
【0061】
本明細書において、酸化処理工程における加熱時の「到達温度」とは、酸化加熱帯において加熱制御される圧延板の最高到達板温を意味する。
【0062】
酸化処理における到達温度は、より好ましくは７３０℃以下、更に好ましくは７２０℃以下、一層好ましくは７００℃以下である。一方、酸化処理における鋼板温度は、上記ガス雰囲気で酸化Ｆｅ層を形成する観点から６５０℃以上とすることが好ましい。酸化処理における鋼板温度は、より好ましくは６７０℃以上である。
【0063】
酸化処理における昇温時間は、特に限定されず、過度に長すぎることで酸化処理によって、例えばめっき性に悪影響を及ぼすファイアライト層が形成しないように調整すればよい。具体的には、酸化処理における昇温時間は、熱間圧延の条件（特に巻き取り温度）、酸洗前の焼鈍条件、酸洗条件および酸化処理における加熱時の鋼板温度を考慮した上で、適切に調整すればよい。例えば、酸化処理における昇温時間は、好ましくは１０秒以上、より好ましくは１５秒以上である。また、例えば、酸化処理における昇温時間は、好ましくは１２０秒以下、より好ましくは９０秒以下である。なお上記では、酸化処理を、昇温させながら行う場合について説明したが、酸化処理の態様はこれに限定されず、到達温度まで昇温させ、該到達温度で保持すること等により酸化処理を行ってもよい。
【0064】
（Ｃ１）還元処理
還元処理では、鋼板表層に、脱炭層を形成させつつ、例えばめっき層を良好に形成することのできる還元Ｆｅ層を形成する。本実施形態に係る製造方法では、前記還元処理は、露点が－３５～－１５℃である第１還元処理を経た後、露点が－２５～０℃であって第１還元処理よりも露点の高い第２還元処理を経るようにすることが好ましい。以下、第１還元処理と第２還元処理のそれぞれについて説明する。
還元処理では、鋼板表層に、脱炭層を形成させつつ、例えばめっき層を良好に形成することのできる還元Ｆｅ層を形成する。本実施形態に係る製造方法では、前記還元処理は、露点が－３５～－１５℃である第１還元処理を経た後、露点が－２５～０℃であって第１還元処理よりも露点の高い第２還元処理を経るようにすることが好ましい。以下、第１還元処理と第２還元処理のそれぞれについて説明する。
【0065】
（Ｃ１ａ）第１還元処理
第１還元処理では、露点を－３５～－１５℃の範囲とすることが好ましい。露点が－１５℃を上回ると、必要以上に脱炭が進行しやすく強度の低下を招くおそれがある。また、還元処理が進みにくくなり、酸化処理で生成した酸化鉄がロールに接着し鋼板に押し疵を引き起こすピックアップと呼ばれる不良が生じやすくなる。よって露点は－１５℃以下とすることが好ましい。露点はより好ましくは－２０℃以下である。一方、追加の設備やコストを抑制する観点から、第１還元処理での露点は－３５℃以上とすることが好ましい。露点はより好ましくは－３０℃以上である。
第１還元処理では、露点を－３５～－１５℃の範囲とすることが好ましい。露点が－１５℃を上回ると、必要以上に脱炭が進行しやすく強度の低下を招くおそれがある。また、還元処理が進みにくくなり、酸化処理で生成した酸化鉄がロールに接着し鋼板に押し疵を引き起こすピックアップと呼ばれる不良が生じやすくなる。よって露点は－１５℃以下とすることが好ましい。露点はより好ましくは－２０℃以下である。一方、追加の設備やコストを抑制する観点から、第１還元処理での露点は－３５℃以上とすることが好ましい。露点はより好ましくは－３０℃以上である。
【0066】
前記露点として、第１還元処理を行う還元帯前段の中央部の雰囲気中の露点が上記範囲内であることが挙げられる。なお第１還元処理と後述する第２還元処理における露点の制御は、例えば、水蒸気ガスを投入し炉内で雰囲気ガスと混合する方法、雰囲気ガスをバブリングし、水蒸気を混入させる方法等によって行うことができる。
【0067】
前記第１還元処理の雰囲気は、上記露点を満たし、Ｎ２、Ｈ２、ＣＯ、Ｈ２Ｏ、Ｏ２、その他不可避不純物を含む雰囲気とすることが挙げられる。前記第１還元処理では、前記雰囲気で、鋼板の到達温度が８５０℃に到達後、８５０～９１０℃の温度範囲で、例えば６０～２４０秒加熱することが挙げられる。前記「保持」には、一定温度とする他、前記温度範囲で変動する場合が含まれる。
【0068】
（Ｃ１ｂ）第２還元処理
次に、第２還元処理の露点について説明する。Ｒ／ｔが２．０未満の優れた曲げ性を達成するには、第２還元処理における露点を－２５℃以上とすることが好ましい。一方、第２還元処理における露点の上限は、より高強度を示す観点で０℃以下とすることが好ましい。第２還元処理における露点は、より好ましくは－１５℃以下である。
次に、第２還元処理の露点について説明する。Ｒ／ｔが２．０未満の優れた曲げ性を達成するには、第２還元処理における露点を－２５℃以上とすることが好ましい。一方、第２還元処理における露点の上限は、より高強度を示す観点で０℃以下とすることが好ましい。第２還元処理における露点は、より好ましくは－１５℃以下である。
【0069】
前記第２還元処理の雰囲気は、上記露点を満たし、Ｎ２、Ｈ２、ＣＯ、Ｈ２Ｏ、Ｏ２、その他不可避不純物を含む雰囲気とすることが挙げられる。前記第２還元処理では、前記雰囲気で、鋼板の到達温度が８５０～９１０℃となる温度範囲で、例えば６０～２４０秒加熱することが挙げられる。前記「保持」には、一定温度とする他、前記温度範囲で変動する場合が含まれる。
【0070】
前記第１還元処理と第２還元処理は、上記の通り露点の異なる雰囲気に分かれていればよく、その具体的態様は限定されない。例えば、第１還元処理、第２還元処理のそれぞれを行う還元炉を設ける他、鋼板がめっき鋼板である場合には、連続溶融めっきラインの還元帯の途中に、第１還元処理を行うための前段領域と第２還元処理を行うための後段領域を、例えば開口面積率が２０％以下である隔壁を設置して分けることが挙げられる。
【0071】
第１還元処理と第２還元処理の間に、本実施形態に係る鋼板の脱炭状態の確保に悪影響を及ぼさない限り、例えば、第１還元処理の少なくともいずれかの条件（露点等）を保持する保持工程等の工程が入ることも許容される。好ましくは、前記第１還元処理に引き続いて第２還元処理を行うことである。
【0072】
酸化処理および還元処理は、公知の任意の単数または複数の設備を用いて実施すればよい。好ましくは、製造効率、コスト面および品質保持の観点から、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ：Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）の設備が用いられる。連続溶融亜鉛めっきラインを用いることによって、酸化還元法による酸化処理および還元処理と、例えば鋼板として、亜鉛めっき鋼板を製造する際に、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理とを、一連の製造ラインで連続して行うことができる。さらに具体的には、酸化還元法による酸化処理および還元処理は、例えばＤＦＦ型の連続溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍炉を用いて行うことが挙げられる。酸化処理は、例えば前縦の通り、ＤＦＦ型の焼鈍炉内の加熱帯において行うことが挙げられる。また、還元処理は、例えばＤＦＦ型の焼鈍炉内の均熱帯において行うことが挙げられる。
【0073】
（Ｄ）第１冷却工程
工程（Ｃ）後、３５０℃～７５０℃の第１冷却停止温度まで冷却する。
第１冷却停止温度が３５０℃未満だと、フェライト及び上部ベイナイトを十分に変態させることができず（それに伴い焼戻しマルテンサイトの面積率が過剰になり得）、所望の加工性（高伸びＥＬ等）を実現できない。このため、第１冷却停止温度は３５０℃以上とし、好ましくは３６０℃以上、より好ましくは３７０℃以上である。一方、第１冷却停止温度が７５０℃超だと、フェライト及び上部ベイナイトの変態が生じないため、所望の加工性を実現することができない。このため、第１冷却停止温度は７５０℃以下とし、好ましくは７２０℃以下、より好ましくは７００℃以下である。
工程（Ｃ）後、３５０℃～７５０℃の第１冷却停止温度まで冷却する。
第１冷却停止温度が３５０℃未満だと、フェライト及び上部ベイナイトを十分に変態させることができず（それに伴い焼戻しマルテンサイトの面積率が過剰になり得）、所望の加工性（高伸びＥＬ等）を実現できない。このため、第１冷却停止温度は３５０℃以上とし、好ましくは３６０℃以上、より好ましくは３７０℃以上である。一方、第１冷却停止温度が７５０℃超だと、フェライト及び上部ベイナイトの変態が生じないため、所望の加工性を実現することができない。このため、第１冷却停止温度は７５０℃以下とし、好ましくは７２０℃以下、より好ましくは７００℃以下である。
【0074】
第１加熱温度から第１冷却停止温度までの冷却速度は特に限定されず、その平均冷却速度として、例えば、１℃／秒以上、５０℃／秒以下であってもよい。
【0075】
（Ｅ）滞留工程
工程（Ｄ）後、第１冷却停止温度から、３５０℃～前記第１冷却停止温度である第２冷却開始温度まで、平均冷却速度を１０℃／秒以下であって工程（Ｄ）よりも遅い平均冷却速度とし、且つ、第１冷却停止温度～前記第２冷却開始温度の温度域にある時間を２０～３００秒として滞留させる。工程（Ｄ）および（Ｅ）により、フェライト及び上部ベイナイトの変態を促進できる。
工程（Ｄ）後、第１冷却停止温度から、３５０℃～前記第１冷却停止温度である第２冷却開始温度まで、平均冷却速度を１０℃／秒以下であって工程（Ｄ）よりも遅い平均冷却速度とし、且つ、第１冷却停止温度～前記第２冷却開始温度の温度域にある時間を２０～３００秒として滞留させる。工程（Ｄ）および（Ｅ）により、フェライト及び上部ベイナイトの変態を促進できる。
【0076】
第１冷却停止温度から、３５０℃～前記第１冷却停止温度である第２冷却開始温度までの平均冷却速度が１０℃／秒を超えるか、工程（Ｅ）と同等以上の平均冷却速度であると、フェライト及び上部ベイナイトを十分に変態させることができず、所望の加工性を実現できない。このため、当該平均冷却速度は１０℃／秒以下であり、好ましくは８℃／秒以下、より好ましくは５℃／秒以下、さらに好ましくは３℃／秒以下である。なお、第２冷却開始温度が第１冷却停止温度の場合は、当該平均冷却速度が０℃／秒となる。
【0077】
第１冷却停止温度～第２冷却開始温度の温度域にある時間が２０秒未満だと、フェライト及び上部ベイナイトを十分に変態させることができず、所望の加工性を実現できない。このため、当該時間は２０秒以上とし、好ましくは２５秒以上、より好ましくは３０秒以上である。一方で当該時間が３００秒を超えると、フェライト及び上部ベイナイトが過度に形成され、９８０ＭＰａ以上の引張強さの確保が困難となる。このため、当該時間は３００秒以下とし、好ましくは２００秒以下、より好ましくは１５０秒以下、さらに好ましくは１００秒以下である。
【0078】
（Ｆ）第２冷却工程
工程（Ｅ）後、第２冷却開始温度から、１００～３００℃の第２冷却停止温度まで、工程（Ｅ）よりも速い平均冷却速度で冷却する。これにより、マルテンサイト変態を進行させ、後述の第２加熱工程（焼戻し）を施すことで焼戻しマルテンサイトを形成する。
工程（Ｅ）後、第２冷却開始温度から、１００～３００℃の第２冷却停止温度まで、工程（Ｅ）よりも速い平均冷却速度で冷却する。これにより、マルテンサイト変態を進行させ、後述の第２加熱工程（焼戻し）を施すことで焼戻しマルテンサイトを形成する。
【0079】
第２冷却停止温度が１００℃未満だと、マルテンサイト変態が過度に進行し、所望の残留γ量を確保できず、加工性が低下する。このため、第２冷却停止温度は１００℃以上とし、好ましくは１２０℃以上、より好ましくは１４０℃以上である。一方で、第２冷却停止温度が３００℃を超えると、所望のマルテンサイト量を確保できず、降伏応力ＹＳ（および降伏比ＹＲ）が低下する。このため、第２冷却停止温度は３００℃以下とし、好ましくは２５０℃以下、より好ましくは２００℃以下である。
【0080】
第２冷却開始温度から第２冷却停止温度までの冷却速度は、生産性の観点から、工程（Ｅ）よりも速い平均冷却速度とする。その平均冷却速度として、例えば、１℃／秒以上、５０℃／秒以下であってもよい。
【0081】
本工程において、冷却停止後は一定時間保持しても良いが、保持せずに、後述する第２加熱工程を行っても良い。第２冷却停止温度における保持時間が長くても、特性はほとんど影響を受けないが、生産性の観点からは、例えば保持時間を６００秒以下にすることが好ましい。
【0082】
（Ｇ）第２加熱工程
工程（Ｆ）後、３００～５００℃の第２加熱温度に加熱する。本工程および後述の保持工程（Ｈ）により、マルテンサイトが焼戻しされることに加えて、未変態オーステナイトの一部がベイナイトに変態する。これにより、未変態オーステナイト中にＣが濃化されることで安定化し、残留γとして残存するようになる。
工程（Ｆ）後、３００～５００℃の第２加熱温度に加熱する。本工程および後述の保持工程（Ｈ）により、マルテンサイトが焼戻しされることに加えて、未変態オーステナイトの一部がベイナイトに変態する。これにより、未変態オーステナイト中にＣが濃化されることで安定化し、残留γとして残存するようになる。
【0083】
第２加熱温度が３００℃未満だと、焼戻しマルテンサイトと形成されるベイナイトが過度に硬質となり、加工性が低下する。このため、第２加熱温度は３００℃以上とし、好ましくは３２０℃以上、より好ましくは３４０℃以上である。一方で、第２加熱温度が５００℃を超えると、焼戻しマルテンサイトと形成されるベイナイトが過度に軟質となり、引張強さＴＳが低下する。このため、第２加熱温度は５００℃以下とし、好ましくは４８０℃以下、より好ましくは４５０℃以下である。
【0084】
３００℃以下の第２冷却停止温度から第２加熱温度への加熱速度は特に限定されず、平均加熱速度として、例えば１℃／秒以上、１００℃／秒以下であってもよい。
【0085】
（Ｈ）第２加熱温度で３００～１８００秒保持して鋼板を得る工程
工程（Ｇ）後、第２加熱温度で３００～１８００秒保持して、本実施形態に係るめっき鋼板に含まれる鋼板を得る。保持時間が３００秒未満だと、ベイナイト変態が十分に進行せず、未変態γへのＣ濃化が不十分となり、残留γ量が減少する。このため、保持時間は３００秒以上とし、好ましくは３５０秒以上、より好ましくは４００秒以上である。一方で、保持時間が１８００秒を超えると、機械的特性にはほとんど影響を及ぼさないが、生産性が低下する。このため、保持時間は１８００秒以下とし、好ましくは１２００秒以下、より好ましくは６００秒以下である。
工程（Ｇ）後、第２加熱温度で３００～１８００秒保持して、本実施形態に係るめっき鋼板に含まれる鋼板を得る。保持時間が３００秒未満だと、ベイナイト変態が十分に進行せず、未変態γへのＣ濃化が不十分となり、残留γ量が減少する。このため、保持時間は３００秒以上とし、好ましくは３５０秒以上、より好ましくは４００秒以上である。一方で、保持時間が１８００秒を超えると、機械的特性にはほとんど影響を及ぼさないが、生産性が低下する。このため、保持時間は１８００秒以下とし、好ましくは１２００秒以下、より好ましくは６００秒以下である。
【0086】
（Ｉ）前記鋼板上にめっき層を形成する工程
上記鋼板の表面に、上述しためっき層を形成する。めっき層の形成条件は特に限定されず、常法のめっき処理を採用できる。例えば、溶融亜鉛めっき層を形成する場合、溶融亜鉛めっきは、例えば、上記鋼板を３００℃以上５５０℃以下の溶融亜鉛めっき浴に浸漬させて溶融亜鉛めっき処理を行えばよい。めっき時間は、所望のめっき付着量を確保できるように適宜調整すればよく、例えば、１～１０秒とすることが好ましい。
上記鋼板の表面に、上述しためっき層を形成する。めっき層の形成条件は特に限定されず、常法のめっき処理を採用できる。例えば、溶融亜鉛めっき層を形成する場合、溶融亜鉛めっきは、例えば、上記鋼板を３００℃以上５５０℃以下の溶融亜鉛めっき浴に浸漬させて溶融亜鉛めっき処理を行えばよい。めっき時間は、所望のめっき付着量を確保できるように適宜調整すればよく、例えば、１～１０秒とすることが好ましい。
【0087】
合金化溶融亜鉛めっきは、上記溶融亜鉛めっき後に、合金化処理を行えばよい。合金化処理温度は特に限定されないが、合金化処理温度が低すぎると合金化が十分に進行しないため、４５０℃以上が好ましく、より好ましくは４６０℃以上、さらに好ましくは４８０℃以上である。しかし、合金化処理温度が高温となりすぎると、合金化が過度に進行してめっき層中のＦｅ濃度が過剰となり、めっき密着性が劣化する。こうした観点から、合金化処理温度は５５０℃以下が好ましく、より好ましくは５４０℃以下、更に好ましくは５３０℃以下である。合金化処理時間は特に限定されず、溶融亜鉛めっきが合金化するように調整すればよい。合金化処理時間は、例えば、１０～６０秒である。
【0088】
本発明の実施形態に係るめっき鋼板の製造方法は、本開示の目的を逸脱しない範囲で他の工程を含んでもよい。
【実施例0089】
以下、実施例を挙げて本発明の実施形態をより具体的に説明する。本発明の実施形態は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の実施形態の技術的範囲に包含される。
【0090】
表１に示す成分組成を有する鋼を鋳造し、鋳造後室温まで冷却した後に、１２００～１３５０℃に加熱した。その後、１１００℃以上の温度における粗圧延と９２０℃以上の温度における仕上げ圧延とを含む熱間圧延を施し、仕上げ圧延後の冷却を施し、６００℃以上の温度にて巻取ることで圧延板を得た。この圧延板に対し、酸洗を施して表面のスケールを除去した後、圧延率４０～５０％の冷間圧延を施して、板厚を１．０～１．６ｍｍとした。
【0091】
【表1】
【0092】
上記圧延板を、表２に示す条件で上述の工程（Ｂ１）および工程（Ｂ）～（Ｉ）を行い、試験Ｎｏ．１～１０のめっき鋼板を得た（但し、試験Ｎｏ．８～１０については、後述するように、めっきを形成していない鋼板であり、めっき層を形成する工程（Ｉ）の温度履歴のみ付与している）。表２において「－」は未測定であることを示す。なお、表２に示していないが、試験Ｎｏ．１～１０において、工程（Ｂ１）は、工程（Ｂ）の第１加熱温度への昇温中に行い、各到達温度における酸素濃度は０．１～２％であり、酸化処理における昇温時間は１０秒以上１２０秒以下とした。また、第１還元処理（工程（Ｃ１ａ））および第２還元処理（工程（Ｃ１ｂ））の加熱時間（保持時間）はそれぞれ６０秒以上であった。また、工程（Ｅ）は、第１冷却停止温度で保持しており（すなわち第１冷却停止温度と第２冷却開始温度は同等であり）、「前記第１冷却停止温度～前記第２冷却開始温度の温度域にある時間」は、第１冷却停止温度での保持時間に相当し、第１冷却停止温度から第２冷却開始温度までの平均冷却速度は０℃／秒であった。工程（Ｆ）は、工程（Ｅ）よりも速い平均冷却速度で第２冷却停止温度まで冷却した。また、工程（Ｉ）は、鋼板を３００℃以上５５０℃以下の溶融亜鉛めっき浴に浸漬させて溶融亜鉛めっき処理（めっき時間１～１０秒）した後、合金化処理を行っており、合金化処理時間は１０～６０秒とした。また、試験Ｎｏ．８～１０では、工程（Ｉ）について、温度履歴のみを付与した。具体的には、鋼板を３００℃以上５５０℃以下に加熱して１～１０秒保持した後、表２に示す「合金化処理温度」にて１０～６０秒保持した。
【0093】
【表2】
【0094】
上述の試験Ｎｏ．１～１０のめっき鋼板について、下記評価を行った。
【0095】
＜金属組織評価＞
試験Ｎｏ．１～１０のめっき鋼板について、板幅方向（圧延方向および板厚方向と垂直方向）における端部から中央に向かって、Ｗ（板幅）／４の位置を含むよう試験片を採取し、当該試験片から、圧延方向および板幅方向に平行であって、めっき鋼板に含まれる鋼板表面から板厚の１／４の位置の断面を、ナイタールエッチングにより露出させた。当該断面をＳＥＭにより観察し、上述の方法でフェライトの面積率と上部ベイナイトの面積率との和、焼戻しマルテンサイトの面積率、ＭＡの面積率を求めた。また当該断面から特性Ｘ線としてＣｏ－Ｋα線を用いてＸ線回折パターンを取得し、上述の方法で残留γの体積率を求めた。なお、残部組織について、パーライトおよびセメンタイト以外の組織は認められず、残部組織は合計で１０面積％以下であった。
試験Ｎｏ．１～１０のめっき鋼板について、板幅方向（圧延方向および板厚方向と垂直方向）における端部から中央に向かって、Ｗ（板幅）／４の位置を含むよう試験片を採取し、当該試験片から、圧延方向および板幅方向に平行であって、めっき鋼板に含まれる鋼板表面から板厚の１／４の位置の断面を、ナイタールエッチングにより露出させた。当該断面をＳＥＭにより観察し、上述の方法でフェライトの面積率と上部ベイナイトの面積率との和、焼戻しマルテンサイトの面積率、ＭＡの面積率を求めた。また当該断面から特性Ｘ線としてＣｏ－Ｋα線を用いてＸ線回折パターンを取得し、上述の方法で残留γの体積率を求めた。なお、残部組織について、パーライトおよびセメンタイト以外の組織は認められず、残部組織は合計で１０面積％以下であった。
【0096】
＜脱炭挙動の測定手段：ＧＤ－ＯＥＳによる炭素プロファイルの測定＞
下記の通り、ＧＤ－ＯＥＳ（Ｇｌｏｗ ｄｉｓｃｈａｒｇｅ ｏｐｔｉｃａｌ ｅｍｉｓｓｉｏｎ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ、グロー放電発光分析）による炭素プロファイルの測定を行い、脱炭挙動について調べた。
下記の通り、ＧＤ－ＯＥＳ（Ｇｌｏｗ ｄｉｓｃｈａｒｇｅ ｏｐｔｉｃａｌ ｅｍｉｓｓｉｏｎ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ、グロー放電発光分析）による炭素プロファイルの測定を行い、脱炭挙動について調べた。
【0097】
（試料の調整）
サイズが５０ｍｍ×４０ｍｍ×板厚または３０ｍｍ×３０ｍｍ×板厚の材料を採取した。その後、常法の通り脱脂を行って試料を用意した。そして該試料を用い、以下の条件でＧＤ－ＯＥＳにて各元素の質量％の濃度測定を行った。
サイズが５０ｍｍ×４０ｍｍ×板厚または３０ｍｍ×３０ｍｍ×板厚の材料を採取した。その後、常法の通り脱脂を行って試料を用意した。そして該試料を用い、以下の条件でＧＤ－ＯＥＳにて各元素の質量％の濃度測定を行った。
【0098】
（測定条件）
使用装置：堀場製作所製 マーカス型高周波グロー放電発光表面分析装置（ｒｆ－ＧＤ－ＯＥＳ）ＧＤ－Ｐｒｏｆｉｌｅｒ２
スパッタ方式：ノーマルスパッタ
測定範囲：φ４ｍｍ
ガスの種類：Ａｒ
分析対象元素：Ｂ，Ｃ，Ｏ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｚｎ，Ｐ，Ｓ，Ｎ（本実施例では、これらの元素を対象に評価を行ったが、上記以外の元素が例えばめっき層及び／又は鋼板に含まれている場合、上記以外の元素も分析対象とする）
使用装置：堀場製作所製 マーカス型高周波グロー放電発光表面分析装置（ｒｆ－ＧＤ－ＯＥＳ）ＧＤ－Ｐｒｏｆｉｌｅｒ２
スパッタ方式：ノーマルスパッタ
測定範囲：φ４ｍｍ
ガスの種類：Ａｒ
分析対象元素：Ｂ，Ｃ，Ｏ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｚｎ，Ｐ，Ｓ，Ｎ（本実施例では、これらの元素を対象に評価を行ったが、上記以外の元素が例えばめっき層及び／又は鋼板に含まれている場合、上記以外の元素も分析対象とする）
【0099】
（測定方法）
試料のめっきが形成されている面について、板厚方向に深さが１５０μｍに到達するまでＧＤ－ＯＥＳ測定を行った。
試料のめっきが形成されている面について、板厚方向に深さが１５０μｍに到達するまでＧＤ－ＯＥＳ測定を行った。
【0100】
（解析方法）
上記装置はスパッタレートがほぼ一定であるので、分析終了後の試料のスパッタクレータ深さを測定し、横軸をその値（スパッタ深さ）とした。
上記装置はスパッタレートがほぼ一定であるので、分析終了後の試料のスパッタクレータ深さを測定し、横軸をその値（スパッタ深さ）とした。
【0101】
測定した各元素の発光強度を濃度換算するための検量線法の詳細を以下に示す。
【0102】
元素ｉの単位時間当たりのスパッタ重量Ｗｉ（ｇ／ｓｅｃ）と発光強度Ｉｉの関係は、検量線の傾きａ，切片ｂを用いて、下記式（３）で表される。
Ｗｉ＝ａＩｉ＋ｂ・・・・・式（３）
上記元素ｉの単位時間当たりのスパッタ重量Ｗｉは、濃度Ｃｉ（ｗｔ．％）、密度ρ（ｇ／ｃｍ３）、スパッタ速度Δｄ（ｃｍ／ｓｅｃ）が既知の参照試料では、スパッタ面積Ｓ（ｃｍ２）を用い、下記式（４）により求められる。
Ｗｉ＝Ｃｉ×ρ×Δｄ×Ｓ・・・・・式（４）
Ｗｉ＝ａＩｉ＋ｂ・・・・・式（３）
上記元素ｉの単位時間当たりのスパッタ重量Ｗｉは、濃度Ｃｉ（ｗｔ．％）、密度ρ（ｇ／ｃｍ３）、スパッタ速度Δｄ（ｃｍ／ｓｅｃ）が既知の参照試料では、スパッタ面積Ｓ（ｃｍ２）を用い、下記式（４）により求められる。
Ｗｉ＝Ｃｉ×ρ×Δｄ×Ｓ・・・・・式（４）
【0103】
Ｗｉが既知の２種類以上の参照試料を用いて発光強度Ｉｉを測定し、上記式（３）の傾きａ、切片ｂを求めて、横軸が発光強度で、縦軸がスパッタ重量である検量線を作成した。用いた参照資料を下記表３に示す。作成した検量線を用いて、対象とした各元素の発光強度からスパッタ重量を求め、その重量比より濃度に換算した。なお、Ｏ濃度の換算に使用した検量線は、ＳｉＯ２を用いてＳｉとＯの濃度比が１：２になるように補正を行った。
【0104】
【表3】
【0105】
そして、炭素について分析した結果を用い、炭素プロファイルを得た。その一例を図１に示す。図１では、試験Ｎｏ．５および試験Ｎｏ．７の炭素プロファイルを、示している。
上記図１において、いずれの材料の炭素プロファイルも、表層２０μｍ以内（詳細には内部酸化層中）で、炭素濃度のピークを有するが、試験Ｎｏ．７ではバルク炭素濃度よりも高くなっているのに対し、試験Ｎｏ．５ではバルク炭素濃度よりも十分低く抑えられていることがわかる。
上記図１において、いずれの材料の炭素プロファイルも、表層２０μｍ以内（詳細には内部酸化層中）で、炭素濃度のピークを有するが、試験Ｎｏ．７ではバルク炭素濃度よりも高くなっているのに対し、試験Ｎｏ．５ではバルク炭素濃度よりも十分低く抑えられていることがわかる。
【0106】
得られた板厚方向における炭素濃度プロファイルから、炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置と、鋼板表面から２０μｍまでの領域の炭素濃度（質量％）の最大値を求めた。なお、バルク炭素濃度は、ＧＤ－ＯＥＳで測定した十分深い位置（１２０～１５０μｍ）の炭素濃度が、通常の鉄鋼分析で得られた値となるよう補正して解析に用いた。例えば、鉄鋼分析値が０．２２％であって、ＧＤ－ＯＥＳでの分析値が０．２５％の場合には、ＧＤ－ＯＥＳでの分析値を０．２２／０．２５倍として解析に用いた。
【0107】
＜引張強さ、降伏応力、降伏比、伸び及び引張強さの板幅方向のばらつき評価＞
鋼板の冷間圧延の圧延面と平行な面における板幅方向が試験片の長手となるように、ＪＩＳ５号試験片（板状試験片）を採取した。なお採取位置につき、板幅をＷとすると、板幅方向において、両端から中央に向かってＷ／８の位置である２箇所、両端から中央に向かってＷ／４の位置である２箇所、および中央の１箇所とし、当該５箇所から試験片を採取した。当該試験片を用いてＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に引張試験を行い、引張強さＴＳ、降伏応力ＹＳおよび伸びＥＬを測定した。降伏比ＹＲは、ＹＳ／ＴＳとして求めた。上記５箇所の最小引張強さＴＳｍｉｎが９８０ＭＰａ以上となる例を十分であると評価し、９８０ＭＰａ未満となる例を不十分であると評価した。降伏比ＹＳが０．５５～０．７５となる例を十分であると評価し、０．５５～０．７５の範囲外となる例を不十分であると評価した。伸びＥＬが１９％以上となる例を十分であると評価し、１９％未満となる例を不十分であると評価した。なお、引張強さ以外の各物性値について、板幅方向において、両端から中央に向かってＷ／４の位置である１箇所から採取した試験片を用いて測定した値を採用した。
鋼板の冷間圧延の圧延面と平行な面における板幅方向が試験片の長手となるように、ＪＩＳ５号試験片（板状試験片）を採取した。なお採取位置につき、板幅をＷとすると、板幅方向において、両端から中央に向かってＷ／８の位置である２箇所、両端から中央に向かってＷ／４の位置である２箇所、および中央の１箇所とし、当該５箇所から試験片を採取した。当該試験片を用いてＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に引張試験を行い、引張強さＴＳ、降伏応力ＹＳおよび伸びＥＬを測定した。降伏比ＹＲは、ＹＳ／ＴＳとして求めた。上記５箇所の最小引張強さＴＳｍｉｎが９８０ＭＰａ以上となる例を十分であると評価し、９８０ＭＰａ未満となる例を不十分であると評価した。降伏比ＹＳが０．５５～０．７５となる例を十分であると評価し、０．５５～０．７５の範囲外となる例を不十分であると評価した。伸びＥＬが１９％以上となる例を十分であると評価し、１９％未満となる例を不十分であると評価した。なお、引張強さ以外の各物性値について、板幅方向において、両端から中央に向かってＷ／４の位置である１箇所から採取した試験片を用いて測定した値を採用した。
【0108】
＜穴広げ率評価＞
試験Ｎｏ．１～１０について、ＪＩＳ Ｚ ２２５６：２０１０で規定される穴広げ試験を行い、穴広げ率λを測定した。そして、穴広げ率λが２０％以上となる例を十分であると評価し、２０％未満となる例を不十分であると評価した。
試験Ｎｏ．１～１０について、ＪＩＳ Ｚ ２２５６：２０１０で規定される穴広げ試験を行い、穴広げ率λを測定した。そして、穴広げ率λが２０％以上となる例を十分であると評価し、２０％未満となる例を不十分であると評価した。
【0109】
＜限界曲げ性（Ｒ／ｔ）評価＞
試験Ｎｏ．１～１０の曲げ性については、下記の手順によって評価した。板幅方向に長軸をとって幅：４０ｍｍ×長さ：１００ｍｍの試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８：２０１４に準拠したＶブロック法で曲げ試験を行い、そのときの曲げ半径を０～７ｍｍまで種々変化させ、材料が破断せずに曲げ加工ができる最小の曲げ半径を求め、これを限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ）として、限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ）／板厚ｔ（ｍｍ）を算出した。そして、限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ）／板厚ｔ（ｍｍ）が２．０以下となる例を曲げ性に優れると評価し、２．０超の例を曲げ性に劣ると評価した。
試験Ｎｏ．１～１０の曲げ性については、下記の手順によって評価した。板幅方向に長軸をとって幅：４０ｍｍ×長さ：１００ｍｍの試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８：２０１４に準拠したＶブロック法で曲げ試験を行い、そのときの曲げ半径を０～７ｍｍまで種々変化させ、材料が破断せずに曲げ加工ができる最小の曲げ半径を求め、これを限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ）として、限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ）／板厚ｔ（ｍｍ）を算出した。そして、限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ）／板厚ｔ（ｍｍ）が２．０以下となる例を曲げ性に優れると評価し、２．０超の例を曲げ性に劣ると評価した。
【0110】
結果を表４に示す。表４において「－」は未測定であることを示す。また、表４において、「Ｆ＋ＵＢ」はフェライトと上部ベイナイトの面積率の合計であり、「Ｍ」は焼戻しマルテンサイトの面積率であり、「ＭＡ」はＭＡの面積率であり、「残留γ」は残留オーステナイトの体積率であり、「表層炭素濃度の最大値」は、板厚方向における前記鋼板表面から２０μｍまでの領域の炭素濃度（質量％）の最大値である。
【0111】
【表4】
【0112】
表４の結果より、次のように考察できる。表４の試験Ｎｏ．１～４は、いずれも本発明の実施形態で規定する要件を満足しており、高強度、所定の降伏比および高加工性を示し、且つ式（１）を満たしていた。また、試験Ｎｏ．１～４は、優れた曲げ性を示すための要件（上述の（I）と（II）のうちの少なくとも１つを満たすこと）を満たしており、曲げ性に優れていた。
一方、表４の試験Ｎｏ．５～７は、いずれも本発明の実施形態で規定する要件を満たしておらず、強度、降伏比、加工性及び／又は引張強さの板幅方向のばらつきの評価において不十分であった。
一方、表４の試験Ｎｏ．５～７は、いずれも本発明の実施形態で規定する要件を満たしておらず、強度、降伏比、加工性及び／又は引張強さの板幅方向のばらつきの評価において不十分であった。
【0113】
試験Ｎｏ．５は、工程（Ｂ）の第１加熱温度が８５０℃未満であったため、引張強さの板幅方向のばらつきが大きくなった。
ただし、試験Ｎｏ．５は、優れた曲げ性を示すための要件（上述の（I）と（II）のうちの少なくとも１つを満たすこと）を満たしており、曲げ性に優れていた。
ただし、試験Ｎｏ．５は、優れた曲げ性を示すための要件（上述の（I）と（II）のうちの少なくとも１つを満たすこと）を満たしており、曲げ性に優れていた。
【0114】
試験Ｎｏ．６は、第１加熱温度が９１０℃超であったため、フェライトと上部ベイナイトの合計が３０面積％未満、および焼戻しマルテンサイトが４５面積％超となり、降伏比ＹＲが０．７５超となった。
ただし、試験Ｎｏ．６は、優れた曲げ性を示すための要件（上述の（I）と（II）のうちの少なくとも１つを満たすこと）を満たしており、曲げ性に優れていた。
ただし、試験Ｎｏ．６は、優れた曲げ性を示すための要件（上述の（I）と（II）のうちの少なくとも１つを満たすこと）を満たしており、曲げ性に優れていた。
【0115】
試験Ｎｏ．７は、工程（Ｂ）の第１加熱温度が８５０℃未満であったため、引張強さの板幅方向のばらつきが大きくなった。また、工程（Ｃ１ｂ）の露点が、－２５℃未満であり且つ工程（Ｃ１ａ）の露点よりも低く、優れた曲げ性を示すための要件（上述の（I）と（II）のうちの少なくとも１つを満たすこと）を満たしていなかったため、曲げ性が劣っていた。
【0116】
試験Ｎｏ．８は、Ｃ含有量が０．３００質量％超、Ａｌ含有量が０．３００質量％未満、かつ工程（Ｂ）の第１加熱温度が９１０℃超のため、フェライトと上部ベイナイトの合計が３０面積％未満、焼戻しマルテンサイトが４５面積％超、およびＭＡが５面積％未満となり、降伏比ＹＲが０．７５超、伸びＥＬが１９％未満となった。
【0117】
試験Ｎｏ．９は、Ｔｉ含有量が０．０１０質量％未満、工程（Ｄ）の第１冷却停止温度が３５０℃未満、かつ工程（Ｈ）の第２加熱における保持時間が３００秒未満であったため、フェライトと上部ベイナイトの合計が３０面積％未満、焼戻しマルテンサイトが４５面積％超、およびＭＡが５面積％未満となり、降伏比ＹＲが０．７５超、伸びＥＬが１９％未満となった。
【0118】
試験Ｎｏ．１０は、工程（Ｂ）の第１加熱温度が９１０℃超、かつ工程（Ｆ）の第２冷却停止温度が３００℃超であったため、焼戻しマルテンサイトが１０面積％未満、およびＭＡが３５面積％超となり、降伏比ＹＲが０．５５未満、伸びＥＬが１９％未満、穴広げ率λが２０％未満となった。
【図1】
