(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】P2024144150
(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
C21D 9/48 20060101ALI20241003BHJP
C21D 1/76 20060101ALI20241003BHJP
C21D 1/74 20060101ALI20241003BHJP
C21D 9/56 20060101ALI20241003BHJP
C21D 1/26 20060101ALI20241003BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20241003BHJP
C21D 9/46 20060101ALN20241003BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301W
C22C38/00 301T
C21D9/48 S
C21D1/76 G
C21D1/74 H
C21D9/56 101B
C21D1/26 E
C22C38/60
C21D9/46 J
【審査請求】未請求
【請求項の数】7
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2024022773
(22)【出願日】2024-02-19
(31)【優先権主張番号】P 2023056175
(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】羽田 佳哲
(72)【発明者】
【氏名】村田 忠夫
(72)【発明者】
【氏名】池田 宗朗
(72)【発明者】
【氏名】中山 啓太
【テーマコード（参考）】
4K037
4K043
【Ｆターム（参考）】
4K037EA01
4K037EA02
4K037EA06
4K037EA11
4K037EA15
4K037EA16
4K037EA18
4K037EA23
4K037EA25
4K037EA27
4K037EA28
4K037EA31
4K037EB08
4K037EB09
4K037EB12
4K037FA02
4K037FA03
4K037FC04
4K037FE02
4K037FE03
4K037FF03
4K037FH01
4K037FJ01
4K037FJ02
4K037FJ06
4K037FK02
4K037FK03
4K037FK08
4K037FL01
4K037FL02
4K037GA05
4K043AA01
4K043AB01
4K043AB02
4K043AB04
4K043AB10
4K043AB11
4K043AB15
4K043AB16
4K043AB20
4K043AB25
4K043AB26
4K043AB27
4K043AB28
4K043AB29
4K043BA01
4K043BA03
4K043BA05
4K043BA06
4K043BB03
4K043BB04
4K043BB05
4K043BB06
4K043BB07
4K043BB08
4K043DA05
4K043EA04
4K043FA03
4K043FA09
4K043FA12
4K043FA13
4K043HA04
(57)【要約】
【課題】より容易に製造でき、高強度であって車体の軽量化に寄与でき、且つ高加工性を示す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、引張強さが１１５０ＭＰａ以上である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：０．１５０～０．２５０質量％、Ｓｉ：０．８０～２．２０質量％、Ｍｎ：１．５０～２．８０質量％、Ｃｒ：０．１５～１．５０質量％、Ｔｉ：０．０１２～０．１００質量％、Ｂ：０．００１５～０．０１００質量％、Ｐ：０．１００質量％以下（０質量％を含む）、Ｓ：０．０５０質量％以下（０質量％を含む）、Ａｌ：０．００５～１．０００質量％、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、且つベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計が９５面積％以下であり、残留オーステナイトが５体積％以上であり、ポリゴナルフェライトとベイニティックフェライトの合計が５面積％以下であり、残部組織が５面積％以下である、金属組織を有する、めっき鋼板。
【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、引張強さが１１５０ＭＰａ以上である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：０．１５０～０．２５０質量％、Ｓｉ：０．８０～２．２０質量％、Ｍｎ：１．５０～２．８０質量％、Ｃｒ：０．１５～１．５０質量％、Ｔｉ：０．０１２～０．１００質量％、Ｂ：０．００１５～０．０１００質量％、Ｐ：０．１００質量％以下（０質量％を含む）、Ｓ：０．０５０質量％以下（０質量％を含む）、Ａｌ：０．００５～１．０００質量％、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、且つベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計が９５面積％以下であり、残留オーステナイトが５体積％以上であり、ポリゴナルフェライトとベイニティックフェライトの合計が５面積％以下であり、残部組織が５面積％以下である、金属組織を有する、めっき鋼板。
【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、引張強さが１１５０ＭＰａ以上である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 ：０．１５０～０．２５０質量％、
Ｓｉ：０．８０～２．２０質量％、
Ｍｎ：１．５０～２．８０質量％、
Ｃｒ：０．１５～１．５０質量％、
Ｔｉ：０．０１２～０．１００質量％、
Ｂ ：０．００１５～０．０１００質量％、
Ｐ ：０．１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ ：０．０５０質量％以下（０質量％を含む）、
Ａｌ：０．００５～１．０００質量％、
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
ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計が９５面積％以下であり、残留オーステナイトが５体積％以上であり、ポリゴナルフェライトとベイニティックフェライトの合計が５面積％以下であり、残部組織が５面積％以下である、金属組織を有する、
めっき鋼板。
前記めっき鋼板に含まれる前記鋼板は、
Ｃ ：０．１５０～０．２５０質量％、
Ｓｉ：０．８０～２．２０質量％、
Ｍｎ：１．５０～２．８０質量％、
Ｃｒ：０．１５～１．５０質量％、
Ｔｉ：０．０１２～０．１００質量％、
Ｂ ：０．００１５～０．０１００質量％、
Ｐ ：０．１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ ：０．０５０質量％以下（０質量％を含む）、
Ａｌ：０．００５～１．０００質量％、
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
ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計が９５面積％以下であり、残留オーステナイトが５体積％以上であり、ポリゴナルフェライトとベイニティックフェライトの合計が５面積％以下であり、残部組織が５面積％以下である、金属組織を有する、
めっき鋼板。
【請求項2】
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3】
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4】
前記残留オーステナイトは、
固溶Ｃ量が０．９質量％以下である第１残留オーステナイトを１０～５０体積％含み、且つ
固溶Ｃ量が０．９質量％超１．１質量％以下である第２残留オーステナイトを１０～５０体積％含む、請求項１に記載のめっき鋼板。
固溶Ｃ量が０．９質量％以下である第１残留オーステナイトを１０～５０体積％含み、且つ
固溶Ｃ量が０．９質量％超１．１質量％以下である第２残留オーステナイトを１０～５０体積％含む、請求項１に記載のめっき鋼板。
【請求項5】
請求項１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℃以上の第１加熱温度に加熱する工程と、
前記加熱する工程後、前記第１加熱温度で５０秒以上保持する工程と、
前記保持する工程後、２００～３５０℃の冷却停止温度まで冷却する工程であって、前記第１加熱温度から５５０℃までの平均冷却速度は５℃／秒以上であり、かつ５５０℃から前記冷却停止温度までの平均冷却速度は１℃／秒以上である工程と、
前記冷却する工程後、３００℃～４５０℃の第２加熱温度に加熱して５０～１０００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１～４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℃以上の第１加熱温度に加熱する工程と、
前記加熱する工程後、前記第１加熱温度で５０秒以上保持する工程と、
前記保持する工程後、２００～３５０℃の冷却停止温度まで冷却する工程であって、前記第１加熱温度から５５０℃までの平均冷却速度は５℃／秒以上であり、かつ５５０℃から前記冷却停止温度までの平均冷却速度は１℃／秒以上である工程と、
前記冷却する工程後、３００℃～４５０℃の第２加熱温度に加熱して５０～１０００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１～４のいずれか１つに記載のめっき鋼板の製造方法。
【請求項6】
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５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５に記載の製造方法。
【請求項7】
前記冷却する工程は、４００℃～前記冷却停止温度までの平均冷却速度が４０℃／秒以下である、請求項５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、車体軽量化を実現すべく高強度（例えば１１５０ＭＰａ以上の引張強さ）が求められている。さらに、めっき鋼板に加工を施して部品形状とする必要性から、めっき鋼板には、高加工性（延びＥＬが高い、穴広げ率λが高い等）が求められている。
【0004】
特許文献１および２は、Ｃ、ＳｉおよびＭｎを必須成分とし、且つ所定の金属組織を有することにより、高延性および高強度を示すめっき鋼板を開示している。
特許文献３は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＡｌならびにＶ、Ｍｏ、ＴｉおよびＮｂから選択される少なくとも一種を必須成分とし、且つ所定の金属組織を有することにより、高延性および高加工性（高λ等）を示すめっき鋼板を開示している。
特許文献３は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＡｌならびにＶ、Ｍｏ、ＴｉおよびＮｂから選択される少なくとも一種を必須成分とし、且つ所定の金属組織を有することにより、高延性および高加工性（高λ等）を示すめっき鋼板を開示している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【特許文献1】国際公開番号ＷＯ２０２０／０８０４０２
【特許文献2】国際公開番号ＷＯ２０２０／０８０４０１
【特許文献3】国際公開番号ＷＯ２０１９／１５９７７１
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
特許文献１～３では、所望の性能を得るために、製造方法、特に熱間圧延後（および冷間圧延後）に再加熱してからの冷却を厳密に制御している。
例えば特許文献１では、少なくとも６つの温度範囲（８１０～７００℃、７００～４９０℃、４９０～４０５℃、４０５～３１０℃、３１５～２５５℃、２５５℃～冷却停止温度（２５４～２２０℃）で冷却速度を制御するか、又は保持する必要がある。
特許文献２では、少なくとも５つの温度範囲（８１０～６５０℃、６５０～５０５℃、５０５～４０５℃、４０５～３１５℃、３１５～冷却停止温度（３１０～２５５℃））で冷却速度を制御するか、又は保持する必要がある。
特許文献３では、少なくとも４つの温度範囲（８３０～５５０℃以下、Ａｃ１＋６０℃～５５０℃、５５０～４００℃、３７５～１５０℃）で冷却速度を制御するか、又は保持する必要がある。
以上のように、特許文献１～３に開示されるようなめっき鋼板では、高強度および高加工性にするための製造方法が複雑であり、例えば安定して生産できないなどのおそれがあった。また強度および加工性についても改善の余地があった。
例えば特許文献１では、少なくとも６つの温度範囲（８１０～７００℃、７００～４９０℃、４９０～４０５℃、４０５～３１０℃、３１５～２５５℃、２５５℃～冷却停止温度（２５４～２２０℃）で冷却速度を制御するか、又は保持する必要がある。
特許文献２では、少なくとも５つの温度範囲（８１０～６５０℃、６５０～５０５℃、５０５～４０５℃、４０５～３１５℃、３１５～冷却停止温度（３１０～２５５℃））で冷却速度を制御するか、又は保持する必要がある。
特許文献３では、少なくとも４つの温度範囲（８３０～５５０℃以下、Ａｃ１＋６０℃～５５０℃、５５０～４００℃、３７５～１５０℃）で冷却速度を制御するか、又は保持する必要がある。
以上のように、特許文献１～３に開示されるようなめっき鋼板では、高強度および高加工性にするための製造方法が複雑であり、例えば安定して生産できないなどのおそれがあった。また強度および加工性についても改善の余地があった。
【0007】
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、より容易に製造でき、高強度であって車体の軽量化に寄与でき、且つ高加工性を示す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】
【0008】
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、引張強さが１１５０ＭＰａ以上である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 ：０．１５０～０．２５０質量％、
Ｓｉ：０．８０～２．２０質量％、
Ｍｎ：１．５０～２．８０質量％、
Ｃｒ：０．１５～１．５０質量％、
Ｔｉ：０．０１２～０．１００質量％、
Ｂ ：０．００１５～０．０１００質量％、
Ｐ ：０．１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ ：０．０５０質量％以下（０質量％を含む）、
Ａｌ：０．００５～１．０００質量％、
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
ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計が９５面積％以下であり、残留オーステナイトが５体積％以上であり、ポリゴナルフェライトとベイニティックフェライトの合計が５面積％以下であり、残部組織が５面積％以下である、金属組織を有する、
めっき鋼板である。
鋼板と、該鋼板の表面に配置されためっき層とを含み、引張強さが１１５０ＭＰａ以上である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 ：０．１５０～０．２５０質量％、
Ｓｉ：０．８０～２．２０質量％、
Ｍｎ：１．５０～２．８０質量％、
Ｃｒ：０．１５～１．５０質量％、
Ｔｉ：０．０１２～０．１００質量％、
Ｂ ：０．００１５～０．０１００質量％、
Ｐ ：０．１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ ：０．０５０質量％以下（０質量％を含む）、
Ａｌ：０．００５～１．０００質量％、
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
ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計が９５面積％以下であり、残留オーステナイトが５体積％以上であり、ポリゴナルフェライトとベイニティックフェライトの合計が５面積％以下であり、残部組織が５面積％以下である、金属組織を有する、
めっき鋼板である。
【0009】
本発明の態様２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に記載のめっき鋼板である。
【0010】
本発明の態様３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または２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または２に記載のめっき鋼板である。
【0011】
本発明の態様４は、
前記残留オーステナイトは、
固溶Ｃ量が０．９質量％以下である第１残留オーステナイトを１０～５０体積％含み、且つ
固溶Ｃ量が０．９質量％超１．１質量％以下である第２残留オーステナイトを１０～５０体積％含む、態様１～３のいずれか１つに記載のめっき鋼板である。
前記残留オーステナイトは、
固溶Ｃ量が０．９質量％以下である第１残留オーステナイトを１０～５０体積％含み、且つ
固溶Ｃ量が０．９質量％超１．１質量％以下である第２残留オーステナイトを１０～５０体積％含む、態様１～３のいずれか１つに記載のめっき鋼板である。
【0012】
本発明の態様５は、
態様１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℃以上の第１加熱温度に加熱する工程と、
前記加熱する工程後、前記第１加熱温度で５０秒以上保持する工程と、
前記保持する工程後、２００～３５０℃の冷却停止温度まで冷却する工程であって、前記第１加熱温度から５５０℃までの平均冷却速度は５℃／秒以上であり、かつ５５０℃から前記冷却停止温度までの平均冷却速度は１℃／秒以上である工程と、
前記冷却する工程後、３００℃～４５０℃の第２加熱温度に加熱して５０～１０００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１～４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℃以上の第１加熱温度に加熱する工程と、
前記加熱する工程後、前記第１加熱温度で５０秒以上保持する工程と、
前記保持する工程後、２００～３５０℃の冷却停止温度まで冷却する工程であって、前記第１加熱温度から５５０℃までの平均冷却速度は５℃／秒以上であり、かつ５５０℃から前記冷却停止温度までの平均冷却速度は１℃／秒以上である工程と、
前記冷却する工程後、３００℃～４５０℃の第２加熱温度に加熱して５０～１０００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１～４のいずれか１つに記載のめっき鋼板の製造方法である。
【0013】
本発明の態様６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５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５に記載の製造方法である。
【0014】
本発明の態様７は、
前記冷却する工程は、４００℃～前記冷却停止温度までの平均冷却速度が４０℃／秒以下である、態様５または６に記載の製造方法である。
前記冷却する工程は、４００℃～前記冷却停止温度までの平均冷却速度が４０℃／秒以下である、態様５または６に記載の製造方法である。
【発明の効果】
【0015】
本発明の実施形態によれば、より容易に製造でき、高強度であって車体の軽量化に寄与でき、且つ高加工性を示す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】
【0016】
【発明を実施するための形態】
【0017】
本発明者らは、より容易に製造でき、且つ高強度（引張強さＴＳが１１５０ＭＰａ以上、降伏応力ＹＳが８５０ＭＰａ以上）および高加工性（延びＥＬが１４％以上、穴広げ率λが３０％以上）を示すめっき鋼板を実現するべく、様々な角度から検討した。その結果、所定の成分組成、特にＣｒ、ＴｉおよびＢを必須成分として所定量含有させ、さらに所定の金属組織を有する鋼板を用いることにより、高強度および高加工性を示すめっき鋼板を実現できた。また当該めっき鋼板は、熱間圧延後（および冷間圧延後）に再加熱してからの冷却において、従来技術よりも少ない２つの温度範囲（第１加熱温度～５５０℃、５５０℃～冷却停止温度）で冷却速度を制御すればよいという、より容易な製造方法により製造できることも同時に見出した。
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。
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。
【0018】
＜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。
【0019】
＜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：０．１５０～０．２５０質量％、Ｓｉ：０．８０～２．２０質量％、Ｍｎ：１．５０～２．８０質量％、Ｃｒ：０．１５～１．５０質量％、Ｔｉ：０．０１２～０．１００質量％、Ｂ：０．００１５～０．０１００質量％、Ｐ：０．１００質量％以下（０質量％を含む）、Ｓ：０．０５０質量％以下（０質量％を含む）、Ａｌ：０．００５～１．０００質量％、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：０．１５０～０．２５０質量％、Ｓｉ：０．８０～２．２０質量％、Ｍｎ：１．５０～２．８０質量％、Ｃｒ：０．１５～１．５０質量％、Ｔｉ：０．０１２～０．１００質量％、Ｂ：０．００１５～０．０１００質量％、Ｐ：０．１００質量％以下（０質量％を含む）、Ｓ：０．０５０質量％以下（０質量％を含む）、Ａｌ：０．００５～１．０００質量％、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。
【0020】
（Ｃ：０．１５０～０．２５０質量％）
Ｃは、鋼の強度向上に重要な元素である。また、Ｃは、オーステナイトを安定化させて残留γを確保するためにも重要な元素である。更にＣは、高温からの冷却中にポリゴナルフェライトの生成を抑制する効果も奏する。この効果を発揮させるため、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０．１９０質量％以上である。一方、Ｃを過剰に含有させると溶接性が劣化するため、Ｃ含有量は０．２５０質量％以下とし、好ましくは０．２４０質量％以下、より好ましくは０．２３０質量％以下である。
Ｃは、鋼の強度向上に重要な元素である。また、Ｃは、オーステナイトを安定化させて残留γを確保するためにも重要な元素である。更にＣは、高温からの冷却中にポリゴナルフェライトの生成を抑制する効果も奏する。この効果を発揮させるため、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０．１９０質量％以上である。一方、Ｃを過剰に含有させると溶接性が劣化するため、Ｃ含有量は０．２５０質量％以下とし、好ましくは０．２４０質量％以下、より好ましくは０．２３０質量％以下である。
【0021】
（Ｓｉ：０．８０～２．２０質量％）
Ｓｉは、固溶強化元素として鋼の高強度化に寄与する元素である。Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗を向上し、焼戻し時のマルテンサイトの軟化を抑制する効果も奏する。また、Ｓｉは、炭化物の生成を抑える効果を奏し、オーステナイト中にＣを凝縮させて安定化させ、残留γの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、Ｓｉ含有量は０．８０質量％以上とし、好ましくは１．００質量％以上、より好ましくは１．２０質量％以上である。一方、Ｓｉを過剰に含有させると、熱間圧延時に多量のスケールが形成されて、鋼板表面にスケール跡疵が付くなど表面状態が悪化する。そのため、Ｓｉ含有量は２．２０質量％以下とし、好ましくは２．００質量％以下、より好ましくは１．８０質量％以下である。
Ｓｉは、固溶強化元素として鋼の高強度化に寄与する元素である。Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗を向上し、焼戻し時のマルテンサイトの軟化を抑制する効果も奏する。また、Ｓｉは、炭化物の生成を抑える効果を奏し、オーステナイト中にＣを凝縮させて安定化させ、残留γの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、Ｓｉ含有量は０．８０質量％以上とし、好ましくは１．００質量％以上、より好ましくは１．２０質量％以上である。一方、Ｓｉを過剰に含有させると、熱間圧延時に多量のスケールが形成されて、鋼板表面にスケール跡疵が付くなど表面状態が悪化する。そのため、Ｓｉ含有量は２．２０質量％以下とし、好ましくは２．００質量％以下、より好ましくは１．８０質量％以下である。
【0022】
（Ｍｎ：１．５０～２．８０質量％）
Ｍｎは、鋼の強度を高めるだけでなく、オーステナイトの安定化に直接寄与する重要な元素である。また、焼入れ性向上元素でもあり、ポリゴナルフェライトの生成抑制の効果も奏する元素である。この効果を発揮させるため、Ｍｎ含有量は１．５０質量％以上とし、好ましくは１．７０質量％以上、より好ましくは１．９０質量％以上である。一方、Ｍｎを過剰に含有させると、鋳片割れが生じる等の悪影響を引き起こすため、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２．２０質量％以下である。
Ｍｎは、鋼の強度を高めるだけでなく、オーステナイトの安定化に直接寄与する重要な元素である。また、焼入れ性向上元素でもあり、ポリゴナルフェライトの生成抑制の効果も奏する元素である。この効果を発揮させるため、Ｍｎ含有量は１．５０質量％以上とし、好ましくは１．７０質量％以上、より好ましくは１．９０質量％以上である。一方、Ｍｎを過剰に含有させると、鋳片割れが生じる等の悪影響を引き起こすため、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２．２０質量％以下である。
【0023】
（Ｃｒ：０．１５～１．５０質量％）
Ｃｒは、高温からの冷却中にポリゴナルフェライトおよびベイティックフェライトが生成するのを抑制する元素である。さらに、Ｃｒは、焼戻し軟化抵抗を向上し、焼戻し時のマルテンサイトの軟化および合金化処理時の残留γ分解を抑制する効果も奏するため、重要元素の１つである。前述の効果を発揮させるため、Ｃｒ含有量は０．１５質量％以上とし、好ましくは０．１７質量％以上、より好ましくは０．２０質量％以上である。一方、Ｃｒを過剰に含有させると、効果が飽和するだけでなく、成形性が劣化するため、Ｃｒ含有量は１．５０質量％以下とし、好ましくは１．２０質量％以下、より好ましくは１．００質量％以下である。
Ｃｒは、高温からの冷却中にポリゴナルフェライトおよびベイティックフェライトが生成するのを抑制する元素である。さらに、Ｃｒは、焼戻し軟化抵抗を向上し、焼戻し時のマルテンサイトの軟化および合金化処理時の残留γ分解を抑制する効果も奏するため、重要元素の１つである。前述の効果を発揮させるため、Ｃｒ含有量は０．１５質量％以上とし、好ましくは０．１７質量％以上、より好ましくは０．２０質量％以上である。一方、Ｃｒを過剰に含有させると、効果が飽和するだけでなく、成形性が劣化するため、Ｃｒ含有量は１．５０質量％以下とし、好ましくは１．２０質量％以下、より好ましくは１．００質量％以下である。
【0024】
（Ｔｉ：０．０１２～０．１００質量％）
Ｔｉは金属組織を微細化して鋼板の強度と靭性の向上に寄与する。さらに、固溶Ｎと結びつきＢＮの生成を防ぐ効果も奏する重要元素の１つである。前述の効果を発揮させるために、Ｔｉ含有量は、０．０１２質量％以上とし、好ましくは０．０１４質量％以上であり、より好ましくは０．０１６質量％以上である。一方、Ｔｉを過剰に含有させると、上記効果が飽和するだけでなく、降伏比が上昇して形状凍結性が劣化するため、Ｔｉ含有量は０．１００質量％以下とし、好ましくは０．０８０質量％以下であり、より好ましくは０．０６０質量％以下である。
Ｔｉは金属組織を微細化して鋼板の強度と靭性の向上に寄与する。さらに、固溶Ｎと結びつきＢＮの生成を防ぐ効果も奏する重要元素の１つである。前述の効果を発揮させるために、Ｔｉ含有量は、０．０１２質量％以上とし、好ましくは０．０１４質量％以上であり、より好ましくは０．０１６質量％以上である。一方、Ｔｉを過剰に含有させると、上記効果が飽和するだけでなく、降伏比が上昇して形状凍結性が劣化するため、Ｔｉ含有量は０．１００質量％以下とし、好ましくは０．０８０質量％以下であり、より好ましくは０．０６０質量％以下である。
【0025】
（Ｂ：０．００１５～０．０１００質量％）
Ｂは、高温からの冷却中にポリゴナルフェライトおよびベイティックフェライトが生成するのを抑制する重要元素の１つである。前述の効果発揮させるためＢ含有量は、０．００１５質量％以上とし、好ましくは０．００１７質量％以上、より好ましくは０．００２０質量％以上である。一方、Ｂを過剰に含有させると、効果が飽和するだけでなく、成形性が劣化するため、Ｂ含有量は、０．０１００質量％以下とし、好ましくは０．００８０質量％以下、より好ましくは０．００６０質量％以下である。
Ｂは、高温からの冷却中にポリゴナルフェライトおよびベイティックフェライトが生成するのを抑制する重要元素の１つである。前述の効果発揮させるためＢ含有量は、０．００１５質量％以上とし、好ましくは０．００１７質量％以上、より好ましくは０．００２０質量％以上である。一方、Ｂを過剰に含有させると、効果が飽和するだけでなく、成形性が劣化するため、Ｂ含有量は、０．０１００質量％以下とし、好ましくは０．００８０質量％以下、より好ましくは０．００６０質量％以下である。
【0026】
（Ｐ：０．１００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は、粒界偏析による粒界脆化を助長して成形性を劣化させる元素である。よってＰは少ない方がよく、Ｐ含有量は０．１００質量％以下とし、好ましくは０．０８０質量％以下であり、より好ましくは０．０５０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は、粒界偏析による粒界脆化を助長して成形性を劣化させる元素である。よってＰは少ない方がよく、Ｐ含有量は０．１００質量％以下とし、好ましくは０．０８０質量％以下であり、より好ましくは０．０５０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。
【0027】
（Ｓ：０．０５０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は、ＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成し、これが割れの起点となって成形性を劣化させる元素である。よってＳは少ない方がよく、Ｓ含有量は０．０５０質量％以下とし、好ましくは０．０３０質量％以下であり、より好ましくは０．０２０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は、ＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成し、これが割れの起点となって成形性を劣化させる元素である。よってＳは少ない方がよく、Ｓ含有量は０．０５０質量％以下とし、好ましくは０．０３０質量％以下であり、より好ましくは０．０２０質量％以下である。
【0028】
（Ａｌ：０．００５～１．０００質量％）
Ａｌは、脱酸材として作用する元素であり、こうした作用を発揮させるため、Ａｌ含有量は０．００５質量％以上とし、好ましくは０．０１０質量％以上、より好ましくは０．０２０質量％以上、さらに好ましくは０．０３０質量％以上である。一方、Ａｌを過剰に含有させると、鋼板中にアルミナなどの介在物が多く生成し、成形性が劣化するため、Ａｌ含有量は１．０００質量％以下とし、好ましくは０．８００質量％以下、より好ましくは０．５００質量％以下である。
Ａｌは、脱酸材として作用する元素であり、こうした作用を発揮させるため、Ａｌ含有量は０．００５質量％以上とし、好ましくは０．０１０質量％以上、より好ましくは０．０２０質量％以上、さらに好ましくは０．０３０質量％以上である。一方、Ａｌを過剰に含有させると、鋼板中にアルミナなどの介在物が多く生成し、成形性が劣化するため、Ａｌ含有量は１．０００質量％以下とし、好ましくは０．８００質量％以下、より好ましくは０．５００質量％以下である。
【0029】
（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は、窒化物を形成し、この窒化物が割れの起点となって成形性を劣化させる元素である。よって、Ｎは少ない方がよく、Ｎ含有量は０．０１００質量％以下とし、好ましくは０．００８０質量％以下であり、より好ましくは０．００６０質量％以下である。
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は、窒化物を形成し、この窒化物が割れの起点となって成形性を劣化させる元素である。よって、Ｎは少ない方がよく、Ｎ含有量は０．０１００質量％以下とし、好ましくは０．００８０質量％以下であり、より好ましくは０．００６０質量％以下である。
【0030】
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」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。
【0031】
＜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、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計が９５面積％以下であり、残留オーステナイトが５体積％以上であり、ポリゴナルフェライトとベイニティックフェライトの合計が５面積％以下であり、残部組織が５面積％以下である。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、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計が９５面積％以下であり、残留オーステナイトが５体積％以上であり、ポリゴナルフェライトとベイニティックフェライトの合計が５面積％以下であり、残部組織が５面積％以下である。以下、各組織について説明する。
【0032】
（ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計が９５面積％以下）
ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトは強度確保のために必要な金属組織である。ただし、それら金属組織を過剰に含むと伸びなどの加工性が低下するため、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計を９５面積％以下とし、好ましくは９２面積％以下、より好ましくは９０面積％以下である。当該組織の合計の下限については、５０面積％以上であることが好ましく、６０面積％以上であることがより好ましく、７０面積％以上であることがさらに好ましい。
ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトは強度確保のために必要な金属組織である。ただし、それら金属組織を過剰に含むと伸びなどの加工性が低下するため、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計を９５面積％以下とし、好ましくは９２面積％以下、より好ましくは９０面積％以下である。当該組織の合計の下限については、５０面積％以上であることが好ましく、６０面積％以上であることがより好ましく、７０面積％以上であることがさらに好ましい。
【0033】
（残留オーステナイトが５体積％以上）
残留オーステナイト（以下「残留γ」とも記載することがある）は、主に金属組織のラス間に存在するが、ラス状組織の集合体（例えば、ブロックまたはパケット）および旧γの粒界上に塊状に存在することもある。この残留γは、鋼板が歪みを受けて変形する際にマルテンサイトに変態することで高伸び等の高加工性を発揮する。つまり、残留γを含むことにより、歪みを受けて変形する部分の硬化が促され、歪みの集中を防ぐことができる。これらの効果は、一般的に、ＴＲＩＰ効果と呼ばれ、高強度および高加工性のバランスの発現に寄与する。
ＴＲＩＰ効果を発揮させるために、残留γは金属組織全体に対して５体積％以上とし、好ましくは６体積％以上、より好ましくは７体積％以上である。当該組織の上限は特に限定されないが、４０面積％以下であってもよく、３０面積％以下であってもよく、２０面積％以下であってもよい。
残留オーステナイト（以下「残留γ」とも記載することがある）は、主に金属組織のラス間に存在するが、ラス状組織の集合体（例えば、ブロックまたはパケット）および旧γの粒界上に塊状に存在することもある。この残留γは、鋼板が歪みを受けて変形する際にマルテンサイトに変態することで高伸び等の高加工性を発揮する。つまり、残留γを含むことにより、歪みを受けて変形する部分の硬化が促され、歪みの集中を防ぐことができる。これらの効果は、一般的に、ＴＲＩＰ効果と呼ばれ、高強度および高加工性のバランスの発現に寄与する。
ＴＲＩＰ効果を発揮させるために、残留γは金属組織全体に対して５体積％以上とし、好ましくは６体積％以上、より好ましくは７体積％以上である。当該組織の上限は特に限定されないが、４０面積％以下であってもよく、３０面積％以下であってもよく、２０面積％以下であってもよい。
【0034】
残留γ中の固溶Ｃ量は、変形時に残留γがマルテンサイト変態する安定度に影響する指標であり得、固溶Ｃ量が比較的低い残留γと、固溶Ｃ量が比較的多い残留γとを共に所定量含むことにより、所望の伸びを達成しやすくなる。本発明の一実施形態によれば、残留γは、固溶Ｃ量が０．９質量％以下である残留γ（以下「第１残留γ」とも称する）を１０～５０体積％含み、且つ固溶Ｃ量が０．９質量％超１．１質量％以下である残留γ（以下「第２残留γ」とも称する）を１０～５０体積％含むことが好ましい。より好ましくは、残留γが、第１残留γおよび第２残留γを共に１５～５０体積％含むことである。
【0035】
（ポリゴナルフェライトとベイニティックフェライトの合計が５面積％以下）
ポリゴナルフェライトおよびベイニティックフェライトは軟質であり、強度低下を招き、場合によっては、穴広げ率λも低下させ得る組織である。そのため、当該組織の合計は、金属組織全体に対して５面積％以下とし、好ましくは３面積％以下、より好ましくは１面積％以下である。当該組織の合計の下限値は特に限定されず、０面積％であってもよい。
ポリゴナルフェライトおよびベイニティックフェライトは軟質であり、強度低下を招き、場合によっては、穴広げ率λも低下させ得る組織である。そのため、当該組織の合計は、金属組織全体に対して５面積％以下とし、好ましくは３面積％以下、より好ましくは１面積％以下である。当該組織の合計の下限値は特に限定されず、０面積％であってもよい。
【0036】
（残部組織が５面積％以下）
高強度かつ高加工性を確保するためには、フレッシュマルテンサイト、パーライトなどの残部組織を合計で５面積％以下にする必要がある。残部組織の下限値は特に限定されず、０面積％であってもよい。
高強度かつ高加工性を確保するためには、フレッシュマルテンサイト、パーライトなどの残部組織を合計で５面積％以下にする必要がある。残部組織の下限値は特に限定されず、０面積％であってもよい。
【0037】
上記金属組織の面積率（または体積率）の測定方法は、後述の実施例で記載する方法とする。
【0038】
＜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、高降伏応力）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１１５０ＭＰａ以上で、かつ降伏応力ＹＳが８５０ＭＰａ以上のものを高強度のめっき鋼板とする。また、本明細書において、伸びＥＬが１４％以上で、かつ穴広げ率λが３０％以上のものを、高加工性のめっき鋼板とする。
引張強さは、好ましくは１１８０ＭＰａ以上である。降伏応力は、好ましくは９００ＭＰａ以上である。伸びＥＬは、好ましくは１５％以上である。穴広げ率λは、好ましくは３５％以上である。
本実施形態に係るめっき鋼板は、高強度（高引張強さ、高降伏応力）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１１５０ＭＰａ以上で、かつ降伏応力ＹＳが８５０ＭＰａ以上のものを高強度のめっき鋼板とする。また、本明細書において、伸びＥＬが１４％以上で、かつ穴広げ率λが３０％以上のものを、高加工性のめっき鋼板とする。
引張強さは、好ましくは１１８０ＭＰａ以上である。降伏応力は、好ましくは９００ＭＰａ以上である。伸びＥＬは、好ましくは１５％以上である。穴広げ率λは、好ましくは３５％以上である。
【0039】
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。
【0040】
＜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。
【0041】
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。
【0042】
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。
【0043】
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。
【0044】
本実施形態に係るめっき鋼板は、高引張強さ（１１５０ＭＰａ以上）、高降伏応力（８５０ＭＰａ以上）高伸び（１４％以上）および高穴広げ率（３０％以上）に加え、さらに後述する実施例に示す曲げ試験を行ったときに、Ｒ／ｔが２．５未満の優れた曲げ性を示し得る。
【0045】
＜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℃以上の第１加熱温度に加熱する工程と、
（Ｃ）前記第１加熱温度で５０秒以上保持する工程と、
（Ｄ）前記保持する工程後、２００～３５０℃の冷却停止温度まで冷却する工程であって、前記第１加熱温度から５５０℃までの平均冷却速度は５℃／秒以上であり、かつ５５０℃から前記冷却停止温度までの平均冷却速度は１℃／秒以上である工程と、
（Ｅ）前記冷却する工程後、３００℃～４５０℃の第２加熱温度に加熱して５０～１０００秒保持して鋼板を得る工程と、
（Ｆ）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℃以上の第１加熱温度に加熱する工程と、
（Ｃ）前記第１加熱温度で５０秒以上保持する工程と、
（Ｄ）前記保持する工程後、２００～３５０℃の冷却停止温度まで冷却する工程であって、前記第１加熱温度から５５０℃までの平均冷却速度は５℃／秒以上であり、かつ５５０℃から前記冷却停止温度までの平均冷却速度は１℃／秒以上である工程と、
（Ｅ）前記冷却する工程後、３００℃～４５０℃の第２加熱温度に加熱して５０～１０００秒保持して鋼板を得る工程と、
（Ｆ）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。
【0046】
（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。
【0047】
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。
【0048】
（Ｂ）圧延板を第１加熱温度に加熱する工程
上記圧延板を８５０℃以上の第１加熱温度に加熱する。第１加熱温度を８５０℃以上とすることにより、再結晶を進め、金属組織を均一化できる。第１加熱温度の上限は特に制限されないが、例えば１０００℃以下であってもよい。
上記圧延板を８５０℃以上の第１加熱温度に加熱する。第１加熱温度を８５０℃以上とすることにより、再結晶を進め、金属組織を均一化できる。第１加熱温度の上限は特に制限されないが、例えば１０００℃以下であってもよい。
【0049】
（Ｃ）第１加熱温度で保持するする工程
圧延板を第１加熱温度で５０秒以上保持する。第１加熱温度で５０秒以上保持することにより、再結晶を進め、金属組織を均一化できる。保持時間の上限は特に制限されず、生産性の観点から、例えば３０分以下としてもよい。
圧延板を第１加熱温度で５０秒以上保持する。第１加熱温度で５０秒以上保持することにより、再結晶を進め、金属組織を均一化できる。保持時間の上限は特に制限されず、生産性の観点から、例えば３０分以下としてもよい。
【0050】
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。
【0051】
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、高降伏応力、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、前述の鋼板表層の炭素濃度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。
【0052】
（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、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。
【0053】
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。
【0054】
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。
【0055】
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。
【0056】
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。
【0057】
（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。
【0058】
（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。
【0059】
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。
【0060】
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８００℃に到達後、８５０～９２０℃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。
【0061】
（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。図１は、後述する参考例を用いて作成したグラフであり、第２還元処理時の均熱帯中央の露点と、Ｒ／ｔの関係を示したグラフである。この図１から、Ｒ／ｔが２．５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℃以上とする必要があることがわかる。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。図１は、後述する参考例を用いて作成したグラフであり、第２還元処理時の均熱帯中央の露点と、Ｒ／ｔの関係を示したグラフである。この図１から、Ｒ／ｔが２．５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℃以上とする必要があることがわかる。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。
【0062】
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８５０～９２０℃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。
【0063】
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。
【0064】
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。
【0065】
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、例えば前述の通り、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。
【0066】
（Ｄ）工程（Ｃ）後、冷却停止温度まで冷却する工程
工程（Ｃ）後、２００～３５０℃の冷却停止温度まで所定の冷却速度で冷却する。
まず、前記第１加熱温度から５５０℃までの平均冷却速度（以下「第１平均冷却速度」とも称する）は５℃／秒以上とする。第１平均冷却速度が５℃／秒未満だと、ポリゴナルフェライトが過剰に生成するおそれがある。第１平均冷却速度は、好ましくは７℃／秒以上である。第１平均冷却速度の上限は特に制限されないが、制御しやすさの観点で、例えば１００℃／秒以下であってもよい。
工程（Ｃ）後、２００～３５０℃の冷却停止温度まで所定の冷却速度で冷却する。
まず、前記第１加熱温度から５５０℃までの平均冷却速度（以下「第１平均冷却速度」とも称する）は５℃／秒以上とする。第１平均冷却速度が５℃／秒未満だと、ポリゴナルフェライトが過剰に生成するおそれがある。第１平均冷却速度は、好ましくは７℃／秒以上である。第１平均冷却速度の上限は特に制限されないが、制御しやすさの観点で、例えば１００℃／秒以下であってもよい。
【0067】
次に、５５０℃から冷却停止温度（２００～３５０℃）の平均冷却速度（以下「第２平均冷却速度」とも称する）は１℃／秒以上とする。第２平均冷却速度が１℃／秒未満だと、ベイニティックフェライトが過剰に生成するおそれがある。第２平均冷却速度は、好ましくは２℃／秒以上である。第２平均冷却速度の上限は特に制限されないが、制御しやすさの観点で、例えば１００℃／秒以下であってもよい。また、冷却停止温度が２００℃未満であると、マルテンサイト量が過剰となり、残留オーステナイト量を十分に確保できないおそれがあり、３５０℃超であると、マルテンサイト量を十分に確保できなくなり、フレッシュマルテンサイト、パーライトなどの残部組織が過剰となるおそれがある。
【0068】
さらに、４００℃～上記冷却停止温度までの平均冷却速度（以下「第３平均冷却速度」とも称する）が４０℃／秒以下であることが好ましい。これにより、ベイナイト変態による未変態オーステナイトへのＣ濃化が促進されて残留γが安定化し、比較的不安定な固溶Ｃ量の低い第１残留γを所定量確保しやすくなる。
【0069】
（Ｅ）工程（Ｄ）後、第２加熱温度に加熱して鋼板を得る工程
工程（Ｄ）後、３００℃～４５０℃の第２加熱温度に加熱（再加熱）して５０～１０００秒保持して、本発明の実施形態に係るめっき鋼板に使用される鋼板を得る。本工程により、ベイナイト変態を進め、未変態オーステナイト中へのＣ濃化を促進させることで、残留オーステナイト量を十分に確保でき、さらには比較的安定な固溶Ｃ量の高い第２残留γを所定量確保しやすくなる。第２加熱温度が上記温度範囲から外れたり、その保持時間が５０秒未満であると、残留オーステナイト量を十分に確保できないおそれがある。一方で当該保持時間は、長すぎても上記効果が飽和するため、１０００秒以下とするのがよい。
主に工程（Ｄ）および工程（Ｅ）を経ることにより、本発明の実施形態で規定する金属組織が得られる。
工程（Ｄ）後、３００℃～４５０℃の第２加熱温度に加熱（再加熱）して５０～１０００秒保持して、本発明の実施形態に係るめっき鋼板に使用される鋼板を得る。本工程により、ベイナイト変態を進め、未変態オーステナイト中へのＣ濃化を促進させることで、残留オーステナイト量を十分に確保でき、さらには比較的安定な固溶Ｃ量の高い第２残留γを所定量確保しやすくなる。第２加熱温度が上記温度範囲から外れたり、その保持時間が５０秒未満であると、残留オーステナイト量を十分に確保できないおそれがある。一方で当該保持時間は、長すぎても上記効果が飽和するため、１０００秒以下とするのがよい。
主に工程（Ｄ）および工程（Ｅ）を経ることにより、本発明の実施形態で規定する金属組織が得られる。
【0070】
（Ｆ）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。
【0071】
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。
【0072】
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0073】
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。
【0074】
表１に示す成分組成を有する鋼（鋼スラブ）を、１２５０℃で３０分加熱した後、圧下率約９０％、仕上げ圧延温度９２０℃となるように熱間圧延を行い、６６０℃まで冷却して巻き取り、その後室温まで冷却して板厚１．８～２．６ｍｍの圧延板を得た。表面スケールを除去するよう、得られた圧延板を酸洗した後、冷間圧延を行い、板厚を１．０～１．６ｍｍとした。
なお、表１について、「－」は意図的に添加していないことを示す。また以下の表について、＊を付した数値は本発明の実施形態の範囲から外れていることを示す。
なお、表１について、「－」は意図的に添加していないことを示す。また以下の表について、＊を付した数値は本発明の実施形態の範囲から外れていることを示す。
【0075】
【表1】
【0076】
上記圧延板について、上述の工程（Ｂ１）および工程（Ｂ）～（Ｆ）を行い、試験Ｎｏ．１～１７のめっき鋼板を得た。各工程の条件を表２に示す。なお、表２に示していないが、試験Ｎｏ．１１～１４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、酸素濃度は０．１～２％、到達温度は６５０～７５０℃、酸化処理における昇温時間は１０秒以上１２０秒以下とした。工程（Ｃ）は、露点が－３５～－１５℃である第１還元処理（Ｃ１ａ）を経た後、第１還元処理よりも露点の高い第２還元処理（Ｃ１ｂ）を経る、還元処理する工程（Ｃ１）を含んでおり、第１還元処理および第２還元処理の加熱時間（保持時間）はそれぞれ６０秒以上であった。また、表２に示していないが、試験Ｎｏ．１～１７において、工程（Ｆ）において、公知の方法で合金化溶融亜鉛めっき層を形成した。具体的には、工程（Ｆ）において、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、合金化処理温度は４８０～５００℃、合金化処理時間は２０～２５秒とした。
【0077】
【表2】
【0078】
上述の試験Ｎｏ．１～１７の鋼板について、下記評価を行った。
【0079】
＜金属組織評価＞
圧延方向および厚さ方向と垂直方向（板幅方向）の中央部から試験片を採取し、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、鋼板表面から板厚の１／４の位置の断面を、電解研磨等により露出させた。当該断面をＳＥＭにより観察し、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、ＭＡおよびパーライトの面積率を測定した。ベイナイトの面積率と焼戻しマルテンサイトの面積率との和は、１００面積％から、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、ＭＡおよびパーライトの面積率の和を差し引くことで求めた。
圧延方向および厚さ方向と垂直方向（板幅方向）の中央部から試験片を採取し、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、鋼板表面から板厚の１／４の位置の断面を、電解研磨等により露出させた。当該断面をＳＥＭにより観察し、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、ＭＡおよびパーライトの面積率を測定した。ベイナイトの面積率と焼戻しマルテンサイトの面積率との和は、１００面積％から、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、ＭＡおよびパーライトの面積率の和を差し引くことで求めた。
【0080】
鋼板を構成する金属組織中の残留γの体積率は、Ｘ線回析法で測定した。具体的には、上記断面から、Ｘ線源：Ｃｏ－Ｋαを用いてＸ線回折パターンを取得し、公知の方法（ＩＳＩＪ Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３．（１９９３），Ｎｏ．７，Ｐ．７７６）に基づいて、金属組織全体に対する残留γの体積率を測定した。
【0081】
残部組織中のフレッシュマルテンサイトの面積率は、上記残留γの体積率を面積率とみなして、ＭＡの面積率から、上記残留γの体積率（≒面積率）を差し引くことで求めた。また、全残留γに対する、第１残留γおよび第２残留γの割合は、以下のようにして求めた。
【0082】
まず、残留γの炭素濃度の分布を、上記Ｘ線回折装置で測定した（２００）γ 、（２２０）γ、および（３１１）γ の３つの回折ピークを用いて求めた。図２はＸ線回折パターンの模式図である。（２００）γ 、（２２０）γ 、および（３１１）γの３つの回折ピークについて、図２に示すように、それぞれ、回折強度が最大となる２θ（２θａｖｇ（ｈｋｌ））とその半価幅Δ２θ（ｈｋｌ）を求めた。ここで、（ｈｋｌ）は、（２００）、（２２０）または（３１１）を意味するものとする（以下も同じ）。
【0083】
次いで、上記２θａｖｇ（ｈｋｌ）から、ブラッグ条件：λ＝２ｄｓｉｎθ（ｄ：格子面
間隔、λ：Ｃｏ－Ｋα線の波長）を用いて、下記式（１）より、ｄ（ｈｋｌ）を求めた。
ｄ（ｈｋｌ）＝λ／｛２ｓｉｎ（２θａｖｇ（ｈｋｌ）／２）｝ ・・・（１）
間隔、λ：Ｃｏ－Ｋα線の波長）を用いて、下記式（１）より、ｄ（ｈｋｌ）を求めた。
ｄ（ｈｋｌ）＝λ／｛２ｓｉｎ（２θａｖｇ（ｈｋｌ）／２）｝ ・・・（１）
【0084】
下記式（２）により、各格子定数ａ０（ｈｋｌ）を求め、それらを算術平均して格子定数ａ０とした。
ａ０（ｈｋｌ）＝ｄ（ｈｋｌ）√（ｈ２＋ｋ２＋ｌ２） ・・・（２）
ａ０（ｈｋｌ）＝ｄ（ｈｋｌ）√（ｈ２＋ｋ２＋ｌ２） ・・・（２）
【0085】
下記式（３）を用いて炭素濃度％Ｃａｖｇ（単位：質量％）を求めた。
％Ｃａｖｇ ＝（１／０．０３３）×（ａ０－３．５７２） ・・・（３）
％Ｃａｖｇ ＝（１／０．０３３）×（ａ０－３．５７２） ・・・（３）
【0086】
次に、残留γの炭素濃度分布の半価幅Δ％Ｃを以下の手順で求めた。
【0087】
まず、各ピークの回折角度２θ（ｈｋｌ）の半価幅Δ２θ（ｈｋｌ）の上下限における回折角度を、下記式（４）および式（５）で求めた（図２参照）。
２θＬ（ｈｋｌ）＝２θａｖｇ（ｈｋｌ）－Δ２θ（ｈｋｌ）／２ ・・・（４）
２θＨ（ｈｋｌ）＝２θａｖｇ（ｈｋｌ）＋Δ２θ（ｈｋｌ）／２ ・・・（５）
２θＬ（ｈｋｌ）＝２θａｖｇ（ｈｋｌ）－Δ２θ（ｈｋｌ）／２ ・・・（４）
２θＨ（ｈｋｌ）＝２θａｖｇ（ｈｋｌ）＋Δ２θ（ｈｋｌ）／２ ・・・（５）
【0088】
上記２θＬ（ｈｋｌ）および２θＨ（ｈｋｌ）をそれぞれ用いて、上記と同様の手順でブラッグ条件および上記式（１）～式（３）を用いることで、炭素濃度分布の半価幅の上下限値％ＣＬおよび％ＣＨを求めた。そして、炭素濃度分布の半価幅Δ％Ｃを下記式（６）で求めた。
Δ％Ｃ＝％ＣＨ－％ＣＬ ・・・（６）
Δ％Ｃ＝％ＣＨ－％ＣＬ ・・・（６）
【0089】
炭素濃度分布が正規分布であると仮定して、以下のようにして、上記半価幅Δ％Ｃから標準偏差σ％Ｃを算出した。すなわち、正規分布の確率密度関数ｆ（ｘ）は、平均値ｕと標準偏差σから、下記式（７）で表される。
ｆ（ｘ）＝｛１／√（２πσ2）｝×ｅｘｐ｛－（ｘ－ｕ）2／（２σ2）｝・・・（７）
ｆ（ｘ）＝｛１／√（２πσ2）｝×ｅｘｐ｛－（ｘ－ｕ）2／（２σ2）｝・・・（７）
【0090】
平均値における確率ｆ（ｕ）は、上記式（７）にｘ＝ｕを代入することで下記式（８）にて求めた。
ｆ（ｕ）＝１／√（２πσ２） ・・・（８）
ｆ（ｕ）＝１／√（２πσ２） ・・・（８）
【0091】
平均値ｕ＝％Ｃａｖｇから半価幅Δ％Ｃの１／２だけ上下に移動した値（％Ｃａｖｇ
±Δ％Ｃ／２）での確率密度ｆ（％Ｃａｖｇ±Δ％Ｃ／２）は、平均値ｕ＝％Ｃａｖｇでの確率ｆ（ｕ）＝ｆ（％Ｃａｖｇ）の１／２になるので、上記式（７）および上記式（８）より、下記式（９）の関係が得られる。
｛１／√（２πσ％Ｃ2）｝×ｅｘｐ｛－（Δ％Ｃ／２）2／（２σ％Ｃ2）｝＝１／｛２
√（２πσ％Ｃ2）｝ ・・・（９）
±Δ％Ｃ／２）での確率密度ｆ（％Ｃａｖｇ±Δ％Ｃ／２）は、平均値ｕ＝％Ｃａｖｇでの確率ｆ（ｕ）＝ｆ（％Ｃａｖｇ）の１／２になるので、上記式（７）および上記式（８）より、下記式（９）の関係が得られる。
｛１／√（２πσ％Ｃ2）｝×ｅｘｐ｛－（Δ％Ｃ／２）2／（２σ％Ｃ2）｝＝１／｛２
√（２πσ％Ｃ2）｝ ・・・（９）
【0092】
上記式（９）を変形することで、半価幅Δ％Ｃから標準偏差σ％Ｃを求める式として下記式（１０）が導出されるので、この式（１０）に半価幅Δ％Ｃを代入することで標準偏差σ％Ｃを算出した。
σ％Ｃ＝√｛（Δ％Ｃ／２）2／（２ｌｎ２）｝ ・・・（１０）
σ％Ｃ＝√｛（Δ％Ｃ／２）2／（２ｌｎ２）｝ ・・・（１０）
【0093】
上記のようにして求めた残留γ中の炭素濃度分布の平均値％Ｃａｖｇと標準偏差σ％Ｃを用いて、下記式（１１）に示す累積分布関数ｇ（ｘ）により、金属組織全体に対する、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γの体積率ＶγＲ（Ｃ≦１．０％）を求める式として下記式（１２）を導出し、この式（１２）を用いてＶγＲ（Ｃ≦１．０％）を算出した。
ｇ（ｘ）＝（１／２）×［１＋ｅｒｆ｛（ｘ－ｕ）／√（２σ２）｝］・・・（１１）
ＶγＲ（Ｃ≦１．０％）＝ＶγＲ×ｇ（１．０）＝ＶγＲ×（１／２）×［１＋ｅｒｆ｛（１．０－％Ｃａｖｇ）／√（２σ％Ｃ２）｝］ ・・・（１２）
ｇ（ｘ）＝（１／２）×［１＋ｅｒｆ｛（ｘ－ｕ）／√（２σ２）｝］・・・（１１）
ＶγＲ（Ｃ≦１．０％）＝ＶγＲ×ｇ（１．０）＝ＶγＲ×（１／２）×［１＋ｅｒｆ｛（１．０－％Ｃａｖｇ）／√（２σ％Ｃ２）｝］ ・・・（１２）
【0094】
上記のようにして求めた残留γ中の炭素濃度分布の平均値％Ｃａｖｇと標準偏差σ％Ｃを用いて、上記式（１１）に示す累積分布関数ｇ（ｘ）により、金属組織全体に対する、炭素濃度が０．９質量％以下および０．９質量％超１．１質量％以下の残留γの体積率ＶγＲ（Ｃ≦０．９％）およびＶγＲ（０．９％＜Ｃ≦１．１％）を求める式としてそれぞれ下記式（１３）、（１４）を導出し、この式（１３）、（１４）を用いてＶγＲ（Ｃ≦０．９％）を算出した後、それぞれの全残留γ体積率に対する割合を求めた。
ＶγＲ（Ｃ≦０．９％）＝ＶγＲ×ｇ（０．９）＝ＶγＲ×（１／２）×［１＋ｅｒｆ｛（０．９－％Ｃａｖｇ）／√（２σ％Ｃ２）｝］・・・（１３）
ＶγＲ（０．９％＜Ｃ≦１．１％）＝ＶγＲ×ｇ（１．２）－ＶγＲ（Ｃ≦０．９％）＝ＶγＲ×（１／２）×［１＋ｅｒｆ｛（１．１－％Ｃａｖｇ）／√（２σ％Ｃ２）｝］－ＶγＲ×（１／２）×［１＋ｅｒｆ｛（０．９－％Ｃａｖｇ）／√（２σ％Ｃ２）｝］・・・（１４）
ＶγＲ（Ｃ≦０．９％）＝ＶγＲ×ｇ（０．９）＝ＶγＲ×（１／２）×［１＋ｅｒｆ｛（０．９－％Ｃａｖｇ）／√（２σ％Ｃ２）｝］・・・（１３）
ＶγＲ（０．９％＜Ｃ≦１．１％）＝ＶγＲ×ｇ（１．２）－ＶγＲ（Ｃ≦０．９％）＝ＶγＲ×（１／２）×［１＋ｅｒｆ｛（１．１－％Ｃａｖｇ）／√（２σ％Ｃ２）｝］－ＶγＲ×（１／２）×［１＋ｅｒｆ｛（０．９－％Ｃａｖｇ）／√（２σ％Ｃ２）｝］・・・（１４）
【0095】
なお、残部組織について、フレッシュマルテンサイトおよびパーライト以外の組織は認められなかった。
【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（１５）で表される。
Ｗｉ＝ａＩｉ＋ｂ・・・・・（１５）
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（１６）により求められる。
Ｗｉ＝Ｃｉ×ρ×Δｄ×Ｓ・・・・・（１６）
Ｗｉ＝ａＩｉ＋ｂ・・・・・（１５）
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（１６）により求められる。
Ｗｉ＝Ｃｉ×ρ×Δｄ×Ｓ・・・・・（１６）
【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（１５）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。用いた参照試料を下記表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３に示す。図３では、試験Ｎｏ．１２および試験Ｎｏ．１４の炭素プロファイルを、示している。
上記図３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．１４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．１２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３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．１４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．１２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、降伏応力および伸び評価＞
鋼板の冷間圧延の圧延面と平行な面における圧延方向と直角な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。当該試験片を用いて引張試験を行い、引張強さＴＳ、降伏応力ＹＳおよび伸びＥＬを測定した。引張強さＴＳが１１５０ＭＰａ以上となる例を十分であると評価し、１１５０ＭＰａ未満となる例を不十分であると評価した。降伏応力ＹＳが８５０ＭＰａ以上となる例を十分であると評価し、８５０ＭＰａ未満となる例を不十分であると評価した。伸びＥＬが１４％以上となる例を十分であると評価し、１４％未満となる例を不十分であると評価した。
鋼板の冷間圧延の圧延面と平行な面における圧延方向と直角な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。当該試験片を用いて引張試験を行い、引張強さＴＳ、降伏応力ＹＳおよび伸びＥＬを測定した。引張強さＴＳが１１５０ＭＰａ以上となる例を十分であると評価し、１１５０ＭＰａ未満となる例を不十分であると評価した。降伏応力ＹＳが８５０ＭＰａ以上となる例を十分であると評価し、８５０ＭＰａ未満となる例を不十分であると評価した。伸びＥＬが１４％以上となる例を十分であると評価し、１４％未満となる例を不十分であると評価した。
【0108】
＜穴広げ率評価＞
上記冷延鋼板から各板厚×９０ｍｍ×９０ｍｍの試験片を採取した。当該試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２５６：２０１０に基づいて穴広げ試験を行い、穴広げ率λを測定した。そして、穴広げ率λが３０％以上となる例を十分であると評価し、３０％未満となる例を不十分であると評価した。
上記冷延鋼板から各板厚×９０ｍｍ×９０ｍｍの試験片を採取した。当該試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２５６：２０１０に基づいて穴広げ試験を行い、穴広げ率λを測定した。そして、穴広げ率λが３０％以上となる例を十分であると評価し、３０％未満となる例を不十分であると評価した。
【0109】
＜曲げ性（Ｒ／ｔ）評価＞
鋼板の曲げ性については、下記の手順によって評価した。圧延方向と直角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、これを曲げ半径Ｒ（ｍｍ）として、曲げ半径Ｒ（ｍｍ）／板厚ｔ（ｍｍ）を算出した。そして、曲げ半径Ｒ（ｍｍ）／板厚ｔ（ｍｍ）が２．５未満となる例を曲げ性に優れる（〇）と評価し、２．５以上の例を曲げ性に劣る（×）と評価した。
鋼板の曲げ性については、下記の手順によって評価した。圧延方向と直角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、これを曲げ半径Ｒ（ｍｍ）として、曲げ半径Ｒ（ｍｍ）／板厚ｔ（ｍｍ）を算出した。そして、曲げ半径Ｒ（ｍｍ）／板厚ｔ（ｍｍ）が２．５未満となる例を曲げ性に優れる（〇）と評価し、２．５以上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、「ＰＦ＋ＢＦ」はポリゴナルフェライトの面積率とベイニティックフェライトの面積率との和であり、「Ｂ＋Ｍ」はベイナイトの面積率と焼戻しマルテンサイトの面積率との和であり、「残留γ」は全残留オーステナイトの体積率であり、「第１残留γ／残留γ」は、全残留γに対する第１残留γの割合（体積％）であり、「第２残留γ／残留γ」は、全残留γに対する第２残留γの割合（体積％）であり、「残部組織」は残部組織の面積率であり、「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。また、表４に示す成分組成は、試験Ｎｏ．１～１７の違いが明確になるよう表１に示す成分組成の一部を抜粋したものである。また、残部組織は、フレッシュマルテンサイトおよびパーライトであった。
【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．１～１４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、より容易に製造でき、且つ高強度および高加工性を示した。また、試験Ｎｏ．１１～１４を比較すると、試験Ｎｏ．１１～１３は、本発明の実施形態で規定する好ましい要件を満たしており、曲げ性に優れていた。
一方、表４の試験Ｎｏ．１５～１７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、強度及び／又は加工性が不十分であった。
一方、表４の試験Ｎｏ．１５～１７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、強度及び／又は加工性が不十分であった。
【0113】
試験Ｎｏ．１５は、Ｓｉ含有量が０．８０質量％未満であり、残留γが５体積％未満であったため、引張強さが１１５０ＭＰａ未満となり、伸びが１４％未満であった。
【0114】
試験Ｎｏ．１６は、Ｃｒ含有量が０．１５質量％未満であり、ポリゴナルフェライトとベイニティックフェライトの合計が５面積％超であったため、引張強さが１１５０ＭＰａ未満となった。
【0115】
試験Ｎｏ．１７は、Ｂを含有しておらず、ポリゴナルフェライトとベイニティックフェライトの合計が５面積％超であったため、引張強さが１１５０ＭＰａ未満となり、降伏応力が８５０ＭＰａ未満となり、穴拡げ率λが３０％未満であった。
【0116】
［参考例］
以下、上述の（I）と（II）の要件と、曲げ性との関係性についてより詳細に調査した参考例について説明する。
焼鈍用サンプルとして、成分組成が、バルク炭素濃度、すなわち鋼板（原板）のＣ含有量が０．２２質量％（０．２２質量％Ｃ）、Ｓｉ含有量が１．７質量％、Ｍｎ含有量が２．０質量％、Ｃｒ含有量が０．５質量％、Ａｌ量が０．０４質量％であって、残部がＦｅおよび不可避不純物（なお、ここでの「不可避不純物」には、Ｐ：０質量％超、０．１質量％以下、Ｓ：０質量％超、０．０５質量％以下、およびＮ：０質量％超、０．０１質量％以下が含まれ得る）であり、組織がフェライト＋パーライトであって強度が７００～８００ＭＰａの原板を用意した。
以下、上述の（I）と（II）の要件と、曲げ性との関係性についてより詳細に調査した参考例について説明する。
焼鈍用サンプルとして、成分組成が、バルク炭素濃度、すなわち鋼板（原板）のＣ含有量が０．２２質量％（０．２２質量％Ｃ）、Ｓｉ含有量が１．７質量％、Ｍｎ含有量が２．０質量％、Ｃｒ含有量が０．５質量％、Ａｌ量が０．０４質量％であって、残部がＦｅおよび不可避不純物（なお、ここでの「不可避不純物」には、Ｐ：０質量％超、０．１質量％以下、Ｓ：０質量％超、０．０５質量％以下、およびＮ：０質量％超、０．０１質量％以下が含まれ得る）であり、組織がフェライト＋パーライトであって強度が７００～８００ＭＰａの原板を用意した。
【0117】
前記焼鈍用サンプルに対し、実機で酸化処理と還元処理を行った。詳細には、表５に示す酸素濃度、到達温度で酸化処理を行い、その後、表５に示す第１還元処理（加熱帯）と第２還元処理（均熱帯）をこの順に、表５に示す各条件（到達温度、露点）で行った。
【0118】
前記第２還元処理後の鋼板を、４６０℃まで冷却した後に、０．０８～０．１３質量％のＡｌを含むＡｌ－Ｚｎのめっき浴（Ａｌは有効Ａｌ％、めっき浴温は４６０～４８０℃）に浸漬して亜鉛めっきを施した。めっきの付着量はガスワイピングで４０ｇ／ｍ２以上９０ｇ／ｍ２以下に制御し、その後、４８０～４９０℃で２０～３０秒間合金化処理を行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
【0119】
【表5】
【0120】
得られためっき鋼板に対し、上述のＧＤ－ＯＥＳによる炭素プロファイル測定を行った。
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。
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。
【0121】
さらに、得られためっき鋼板に対し、下記限界曲げ性（Ｒ／ｔ）の評価を行った。
【0122】
［限界曲げ性（Ｒ／ｔ）の評価］
鋼板の曲げ性は、下記の手順によって評価した。圧延方向と直角方向を長軸とし幅：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った。該曲げ試験において、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２．５未満の場合を曲げ性に優れると評価し、２．５以上の場合を曲げ性に劣ると評価した。
鋼板の曲げ性は、下記の手順によって評価した。圧延方向と直角方向を長軸とし幅：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った。該曲げ試験において、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２．５未満の場合を曲げ性に優れると評価し、２．５以上の場合を曲げ性に劣ると評価した。
【0123】
【表6】
【0124】
上記表６の結果をもとに、板厚方向における炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置と、Ｒ／ｔの関係を示したグラフを図４に示す。この図４から、Ｒ／ｔが２．５未満の優れた曲げ性を達成するには、板厚方向における炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置が、鋼板表面から板厚の０．２０％以上の領域にあるようにすればよいことがわかる。
【0125】
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
