JP7311068B1 - 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法 - Google Patents

Abstract

高い強度と、優れた延性と、低ひずみ域の優れた加工硬化能と、高ひずみ域の優れた加工硬化能と、を兼備する亜鉛めっき鋼板を提供する。下地鋼板について、所定の成分組成とし、かつ、フェライトの面積率：２０．０％以上９０．０％以下、ベイニティックフェライトの面積率：４．０％以上６０．０％以下、焼戻しマルテンサイトの面積率：２０．０％以下（０％を含む）、残留オーステナイトの面積率：３．０％以上、フレッシュマルテンサイトの面積率：２０．０％以下（０％を含む）、ＳＦ＋ＳＢＦ：５５．０％以上９５．０％以下、ＳＭＡ１：４．０％以上およびＳＭＡ２：１．５％以上である鋼組織とする。

Description

本発明は、亜鉛めっき鋼板、および、該亜鉛めっき鋼板を素材とする部材、ならびに、それらの製造方法に関する。

近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。そのため、自動車部材の素材となる鋼板を高強度化し、薄くすることにより、自動車車体を軽量化しようとする動きが活発となってきている。

また、車体防錆性能の観点から、自動車部材の素材となる鋼板には、亜鉛めっきが施されることが多い。そのため、高い強度を有する、亜鉛めっき鋼板の開発も進められている。

このような自動車部材の素材となる鋼板として、例えば、特許文献１には、
「鋼の化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０５～０．３％、Ｓｉ：０．６０超え～２．０％、Ｍｎ：０．５０～３．５０％、Ｐ：０．００３～０．１００％、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１０～０．０６％およびＮ：０．００７％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、鋼板組織は、フェライトを面積率で２０％以上、焼き戻しマルテンサイトと焼き戻しベイナイトとベイナイトを合計面積率で１０％以上含み、かつ、フェライトと焼き戻しマルテンサイトと焼き戻しベイナイトとベイナイトの合計面積率が９０％以上であり、かつナノ硬さの標準偏差が１．５０ＧＰａ以下であることを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。」
が開示されている。

特許文献２には、
「冷延鋼板であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０.０１０％超０.０８０％未満、
Ｓｉ：０.５５％超２.００％以下、
Ｍｎ：１.５０％超３.５０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％超１.００％未満、
Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％未満、
Ｔｉ：０～０.１００％未満、
Ｖ：０～０.５０％、
Ｃｒ：０～１.０％、
Ｍｏ：０～０.５０％、
Ｂ：０～０.０１０％、
Ｃａ：０～０.０１０％、
Ｍｇ：０～０.０１０％、
ＲＥＭ：０～０.０５０％、
Ｂｉ：０～０.０５０％、
Ｆｅおよび不純物：残部、
不純物中のＰ、ＳおよびＮがそれぞれ、
Ｐ：０.１０％以下、
Ｓ：０.０１０％以下、
Ｎ：０.０１０％以下であり、
金属組織が、フェライトを主相とし、第二相に残留オーステナイトを含み、
フェライトの全組織に対する体積率が７９％以上であり、
フェライトの平均結晶粒径が５．０μｍ未満であり、
残留オーステナイトの全組織に対する体積率が１．０％超７．０％未満（ただし、３．０％以下を除く。）である、
冷延鋼板。」
が開示されている。

特許文献３には、
「成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上６．００％以下、Ｍｎ：１．５０％以上１０．００％以下、Ｐ：０．０００％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００％以上０．０１０％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０．０１０％以上１．０００％以下、Ｎ：０．０００％以上０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０００％以上０．２００％以下、Ｎｂ：０．０００％以上０．２００％以下、Ｖ：０．０００％以上０．２００％以下、Ｃｒ：０．０００％以上１．０００％以下、Ｍｏ：０．０００％以上１．０００％以下、Ｃｕ：０．０００％以上１．０００％以下、Ｎｉ：０．０００％以上１．０００％以下、Ｃａ：０．００００％以上０．０１００％以下、Ｍｇ：０．００００％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．００００％以上０．０１００％以下、Ｚｒ：０．００００％以上０．０１００％以下、Ｗ：０．００００％以上０．０１００％以下、Ｂ：０．００００％以上０．００３０％以下、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼板において、
鋼板組織が、面積率で、フェライト：１５％以上８０％以下、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトのいずれか一つ又はこれらの任意の組み合わせからなる硬質組織：合計で２０％以上８５％以下からなり、
表面から深さ３／８ｔの位置から深さｔ／２の位置（ｔ：鋼板の板厚）までの領域における最大連結フェライト領域の面積率が、全フェライトの面積に対する面積率で、８０％以上であり、かつ、該最大連結フェライト領域の二次元等周定数が０．３５以下であることを特徴とする優れた延性と穴広げ性を有する高強度鋼板。」
が開示されている。

特許５２２３３６０号 特許６３２６８３７号 特許６４１８３６３号

ところで、自動車部材は複雑な形状をしていることが多く、鋼板を自動車部材に成形する際には、割れやしわといった成形欠陥の発生が大きな問題となる。一般的に、成形欠陥は、ひずみが局所化することによって生じる。そのため、自動車部材の素材となる鋼板には、成形時の変形に耐えうる高い延性だけでなく、ひずみを分散させるための高い加工硬化能が求められる。特に、成形欠陥は、鋼板が大きく変形した後に生じることも多い。そのため、幅広いひずみ域にわたって優れた加工硬化能を示す、具体的には、低ひずみ域において高い加工硬化能を有するだけでなく、高ひずみ域においても優れた加工硬化能を示すことが求められる。

一般的に、鋼板を高強度化すると、延性や加工硬化能が低下する。そのため、自動車部材の高強度化が進んでいる現在でも、一部の自動車部材には、引張強さ（以下、ＴＳともいう）：５９０ＭＰａ未満の鋼板が未だに用いられている。また、ＴＳ：５９０ＭＰａ以上の鋼板を用いる場合でも、例えば、成形の工程を追加することによって、ひずみの局所化を防いでいるのが現状である。

このような現状から、高い強度と、優れた延性と、低ひずみ域および高ひずみ域の両方において優れた加工硬化能とを備える鋼板の開発が求められている。

実際、特許文献１～３に開示される鋼板も、高い強度と、優れた延性と、幅広いひずみ域にわたる優れた加工硬化能とを兼備するものとは言えず、特に、高ひずみ域の加工硬化能については何ら考慮が払われていない。

本発明は、上記の要求に応えるために開発されたものであって、高い強度と、優れた延性と、低ひずみ域の優れた加工硬化能と、高ひずみ域の優れた加工硬化能と、を兼備する亜鉛めっき鋼板を、その有利な製造方法とともに、提供することを目的とする。
また、本発明は、上記の亜鉛めっき鋼板を素材とする部材、ならびに、その製造方法を提供することを目的とする。

ここで、高い強度とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠する引張試験で測定されるＴＳが、以下の式を満足することを意味する。
５９０ＭＰａ≦ＴＳ

優れた延性とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠する引張試験で測定される破断伸び（以下、Ｔ－Ｅｌともいう）が、当該引張試験で測定されるＴＳに応じて、以下の式を満足することを意味する。
５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、３２．０％≦Ｔ－Ｅｌ
７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、２２．０％≦Ｔ－Ｅｌ
９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、１６．０％≦Ｔ－Ｅｌ

低ひずみ域の優れた加工硬化能とは、ＪＩＳ Ｚ ２２５３に準拠して２点法により測定される、０．４×Ｕ－Ｅｌから０．８×Ｕ－Ｅｌの範囲をひずみ範囲とした加工硬化指数（以下、ｎ_１ともいう）が、上記の引張試験で測定されるＴＳに応じて、以下の式を満足することを意味する。
５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、０．２００≦ｎ_１
７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、０．１８０≦ｎ_１
９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、０．１２０≦ｎ_１
ここで、Ｕ－Ｅｌは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠する引張試験で測定される均一伸びである。

高ひずみ域の優れた加工硬化能とは、ＪＩＳ Ｚ ２２５３に準拠して２点法により測定される、０．９×Ｕ－Ｅｌから０．９５×Ｕ－Ｅｌの範囲をひずみ範囲とした加工硬化指数（以下、ｎ_２ともいう）が、上記の引張試験で測定されるＴＳに応じて、以下の式を満足することを意味する。
５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、０．１８０≦ｎ_２
７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、０．１４０≦ｎ_２
９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、０．０９０≦ｎ_２
ここで、Ｕ－Ｅｌは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠する引張試験で測定される均一伸びである。

さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねた。その結果、以下の知見を得た。
すなわち、亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の成分組成を適正に調整し、かつ、亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の鋼組織を、
フェライトの面積率：２０．０％以上９０．０％以下、
ベイニティックフェライトの面積率：４．０％以上６０．０％以下、
焼戻しマルテンサイトの面積率：２０．０％以下（０％を含む）、
残留オーステナイトの面積率：３．０％以上、
フレッシュマルテンサイトの面積率：２０．０％以下（０％を含む）、
Ｓ_Ｆ＋Ｓ_ＢＦ：５５．０％以上９５．０％以下、
Ｓ_ＭＡ１：４．０％以上および
Ｓ_ＭＡ２：１．５％以上
とすることが重要である。これにより、高い強度と、優れた延性と、低ひずみ域の優れた加工硬化能と、高ひずみ域の優れた加工硬化能とを兼備した亜鉛めっき鋼板が得られる。
ここで、
Ｓ_Ｆ：フェライトの面積率
Ｓ_ＢＦ：ベイニティックフェライトの面積率
Ｓ_ＭＡ１：残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイトからなる硬質第二相を構成する島状領域のうち、真円度が０．４０以下である島状領域の合計の面積率
Ｓ_ＭＡ２：硬質第二相を構成する島状領域のうち、真円度が０．２０以下、かつ、アスペクト比４．０以下である島状領域の合計の面積率
である。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。

すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．下地鋼板と、該下地鋼板の表面に亜鉛めっき層と、を有する亜鉛めっき鋼板であって、
該下地鋼板は、
質量％で、
Ｃ：０．０４０％以上０．２００％以下、
Ｓｉ：０．２０％以上３．００％以下、
Ｍｎ：１．００％以上３．５０％未満、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００５％以上２．０００％以下および
Ｎ：０．０１００％以下
であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、成分組成を有し、
また、該下地鋼板は、
フェライトの面積率：２０．０％以上９０．０％以下、
ベイニティックフェライトの面積率：４．０％以上６０．０％以下、
焼戻しマルテンサイトの面積率：２０．０％以下（０％を含む）、
残留オーステナイトの面積率：３．０％以上、
フレッシュマルテンサイトの面積率：２０．０％以下（０％を含む）、
Ｓ_Ｆ＋Ｓ_ＢＦ：５５．０％以上９５．０％以下、
Ｓ_ＭＡ１：４．０％以上および
Ｓ_ＭＡ２：１．５％以上
である、鋼組織を有し、
引張強さが５９０ＭＰａ以上である、亜鉛めっき鋼板。
ここで、
Ｓ_Ｆ：フェライトの面積率
Ｓ_ＢＦ：ベイニティックフェライトの面積率
Ｓ_ＭＡ１：残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイトからなる硬質第二相を構成する島状領域のうち、真円度が０．４０以下である島状領域の合計の面積率
Ｓ_ＭＡ２：硬質第二相を構成する島状領域のうち、真円度が０．２０以下、かつ、アスペクト比４．０以下である島状領域の合計の面積率
である。

２．前記下地鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．１００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：１．０００％以下、
Ｃｒ：１．０００％以下、
Ｎｉ：１．０００％以下、
Ｍｏ：０．５００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｗ：０．５００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．０２００％以下、
Ｃｏ：０．０２００％以下、
Ｚｒ：０．０２００％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｃｅ：０．０２００％以下、
Ｓｅ：０．０２００％以下、
Ｔｅ：０．０２００％以下、
Ｇｅ：０．０２００％以下、
Ａｓ：０．０２００％以下、
Ｓｒ：０．０２００％以下、
Ｃｓ：０．０２００％以下、
Ｈｆ：０．０２００％以下、
Ｐｂ：０．０２００％以下、
Ｂｉ：０．０２００％以下および
ＲＥＭ：０．０２００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、前記１に記載の亜鉛めっき鋼板。

３．前記下地鋼板の鋼組織において、Ｓ_γ２／Ｓ_γ１が０．１０以上である、前記１または２に記載の亜鉛めっき鋼板。
ここで、
Ｓ_γ１：固溶Ｃ濃度が０．７０％以上である残留オーステナイトの面積率
Ｓ_γ２：固溶Ｃ濃度が０．８５％以上である残留オーステナイトの面積率
である。

４．前記下地鋼板の拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である、前記１～３のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板。

５．前記亜鉛めっき層が、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層である、前記１～４のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板。

６．前記１～５のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。

７．前記１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする、熱延工程と、
前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷延工程と、
前記冷延鋼板を、焼鈍温度：７６０℃以上９００℃以下および焼鈍時間：２０秒以上で焼鈍する、焼鈍工程と、
前記冷延鋼板を３５０℃以上５５０℃以下の第一冷却停止温度まで冷却する、第一冷却工程と、
前記冷延鋼板を３５０℃以上５５０℃以下の温度域で３秒以上６００秒以下保持する、第一保持工程と、
前記冷延鋼板に亜鉛めっき処理を施して亜鉛めっき鋼板とする、めっき工程と、
前記亜鉛めっき鋼板を、２８０℃以上４７０℃以下の第二冷却停止温度まで冷却する、第二冷却工程と、
前記亜鉛めっき鋼板を２８０℃以上４７０℃以下の温度域で１０秒以上２０００秒以下保持する、第二保持工程と、
を有し、
前記第一冷却停止温度、前記亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度、および前記第二冷却停止温度が、次式（１）および次式（２）の関係を満足する、亜鉛めっき鋼板の製造方法。
－１２０℃≦Ｔ_０－Ｔ_１≦８０℃ ・・・（１）
０℃≦Ｔ_０－Ｔ_２ ・・・（２）
ここで、
Ｔ_０：第一冷却停止温度（℃）
Ｔ_１：亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度（℃）
Ｔ_２：第二冷却停止温度（℃）
である。

８．前記亜鉛めっき処理が、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理である、前記７に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。

９．前記１～５のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する、部材の製造方法。

本発明によれば、高い強度と、優れた延性と、低ひずみ域の優れた加工硬化能と、高ひずみ域の優れた加工硬化能と、を兼備する亜鉛めっき鋼板が得られる。また、本発明の亜鉛めっき鋼板は、高い強度と、優れた延性と、幅広いひずみ域にわたる優れた加工硬化能を有するので、複雑な形状となる自動車部材などの素材として、極めて有利に適用することができる。なお、優れた延性と、幅広いひずみ域にわたる優れた加工硬化能を有する鋼板は、耐衝撃特性にも優れることから、本発明の亜鉛めっき鋼板は自動車の衝撃エネルギー吸収部材などの素材としても、極めて有利に適用することができる。

（Ａ）は組織の同定に使用したＳＥＭによる組織画像の一例である。（Ｂ）は、（Ａ）の組織画像をＡｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて相ごとに色分けしたものである。 （Ａ）は組織の同定に使用したＳＥＭによる組織画像の一例である。（Ｂ）は、（Ａ）の組織画像において抽出した硬質第二相（ＭＡ）の島状領域のうち、ＭＡ１に分類される島状領域と、ＭＡ１以外に分類される島状領域とを、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて色分けしたものである。（Ｃ）は、（Ａ）の組織画像において抽出した硬質第二相（ＭＡ）の島状領域のうち、ＭＡ２に分類される島状領域と、ＭＡ２以外に分類される島状領域とを、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて色分けしたものである。

本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
［１］亜鉛めっき鋼板
まず、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。

Ｃ：０．０４０％以上０．２００％以下
Ｃは、フレッシュマルテンサイト、ベイニティックフェライトおよび残留オーステナイトを適正量生成させて、５９０ＭＰａ以上のＴＳと、高い延性および加工硬化能を確保するために有効な元素である。ここで、Ｃ含有量が０．０４０％未満では、フェライトの面積率が増加して、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、延性および加工硬化能の低下も招く。一方、Ｃ含有量が０．２００％を超えると、残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイトが過度に増加する。そのため、変形中にボイドが生じ易くなり、延性および高ひずみ域の加工硬化能が低下する。
したがって、Ｃ含有量は、０．０４０％以上０．２００％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０６０％以上、より好ましくは０．０７０％以上である。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．１７０％以下、より好ましくは０．１５０％以下である。

Ｓｉ：０．２０％以上３．００％以下
Ｓｉは、炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進する。すなわち、Ｓｉは、残留オーステナイトの面積率、Ｓ_ＭＡ１、Ｓ_ＭＡ２および残留オーステナイト中のＣ濃度に影響する元素である。ここで、Ｓｉ含有量が０．２０％未満では、残留オーステナイトの面積率、Ｓ_ＭＡ１およびＳ_ＭＡ２が低下し、延性、低ひずみ域の加工硬化能および高ひずみ域の加工硬化能が低下する。また、Ｓ_γ２／Ｓ_γ１の低下も招く。一方、Ｓｉ含有量が３．００％を超えると、フェライトの面積率が過度に増加し、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、残留オーステナイト中のＣ濃度が過度に増加する。そのため、変形中にボイドが生じ易くなり、延性および高ひずみ域の加工硬化能が低下する。
したがって、Ｓｉ含有量は、０．２０％以上３．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４０％以上、より好ましくは０．５０％以上である。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．９０％以下である。

Ｍｎ：１．００％以上３．５０％未満
Ｍｎは、フェライトやベイニティックフェライトなどの面積率を調整する元素である。ここで、Ｍｎ含有量が１．００％未満では、フェライトの面積率が過度に増加して、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることが困難になる。一方、Ｍｎ含有量が３．５０％以上となると、フェライトやベイニティックフェライトの面積率が減少する。また、フレッシュマルテンサイトの面積率が増加する。その結果、所望の延性および低ひずみ域の加工硬化能が得られない。
したがって、Ｍｎ含有量は、１．００％以上３．５０％未満とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．１０％以上、より好ましくは１．４０％以上である。また、Ｍｎ含有量は、好ましくは２．８０％未満、より好ましくは２．５０％以下である。

Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
Ｐは、固溶強化の作用を有し、鋼板の強度を上昇させる元素である。このような効果を得るため、Ｐ含有量を０．００１％以上にする。一方、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、Ｐが旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させる。そのため、変形中にボイドが生じ易くなり、延性および高ひずみ域の加工硬化能が低下する。
したがって、Ｐ含有量は、０．００１％以上０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。

Ｓ：０．０２００％以下
Ｓは、鋼中で硫化物として存在する。特に、Ｓ含有量が０．０２００％を超えると、変形中にボイドが生じ易くなり、延性および高ひずみ域の加工硬化能が低下する。
したがって、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。

Ａｌ：０．００５％以上２．０００％以下
Ａｌは、炭化物生成を抑制するとともに、残留オーステナイトの生成を促進する。すなわち、Ａｌは、残留オーステナイトの面積率、Ｓ_ＭＡ１、Ｓ_ＭＡ２およびＳ_γ２／Ｓ_γ１に影響を及ぼす元素である。このような効果を得るために、Ａｌ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ａｌ含有量が２．０００％を超えると、フェライトの面積率が過度に増加して、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることが困難になる。
したがって、Ａｌの含有量は、０．００５％以上２．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０１５％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上である。また、Ａｌ含有量は、好ましくは１．０００％以下、より好ましくは０．９００％以下である。

Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、鋼中で窒化物として存在する。特に、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、鋼板の極限変形能が低下する。そのため、変形中にボイドが生じ易くなり、延性および高ひずみ域の加工硬化能が低下する。
したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。また、Ｎ含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。なお、Ｎ含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎ含有量は０．０００５％以上が好ましい。

以上、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の基本成分について説明したが、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板は、上記基本成分を含有し、上記基本成分以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板は、上記基本成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板には、上記基本成分に加え、以下に示す任意成分のうちから選択される少なくとも一種を含有させてもよい。なお、以下に示す任意成分は、以下で示す上限値以下で含有していれば、本発明の効果が得られるため、下限は特に設けない。なお、以下の任意成分を後述する好適な下限値未満で含む場合、当該成分は不可避的不純物として含まれるものとする。
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．１００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：１．０００％以下、
Ｃｒ：１．０００％以下、
Ｎｉ：１．０００％以下、
Ｍｏ：０．５００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｗ：０．５００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．０２００％以下、
Ｃｏ：０．０２００％以下、
Ｚｒ：０．０２００％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｃｅ：０．０２００％以下、
Ｓｅ：０．０２００％以下、
Ｔｅ：０．０２００％以下、
Ｇｅ：０．０２００％以下、
Ａｓ：０．０２００％以下、
Ｓｒ：０．０２００％以下、
Ｃｓ：０．０２００％以下、
Ｈｆ：０．０２００％以下、
Ｐｂ：０．０２００％以下、
Ｂｉ：０．０２００％以下および
ＲＥＭ：０．０２００％以下

Ｔｉ：０．２００％以下
Ｔｉは、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物を起点として、変形中にボイドが生じ易くなり、延性および高ひずみ域の加工硬化能が低下する。したがって、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量は０．２００％以下が好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。

Ｎｂ：０．２００％以下
Ｎｂは、Ｔｉと同様、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。そのため、変形中にボイドが生じ易くなり、延性および高ひずみ域の加工硬化能が低下する。したがって、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は０．２００％以下が好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。

Ｖ：０．１００％以下
Ｖは、ＴｉやＮｂと同様、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｖ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｖ含有量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。そのため、変形中にボイドが生じ易くなり、延性および高ひずみ域の加工硬化能が低下する。したがって、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．１００％以下が好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。

Ｂ：０．０１００％以下
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することにより、焼入れ性を高める元素である。また、Ｂは、焼鈍後の冷却時に、フェライトの生成および粒成長を抑制する元素である。このような効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上にすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００２％以上である。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、熱間圧延時に鋼板内部に割れが生じ、鋼板の延性および高ひずみ域の加工硬化能を低下させるおそれがある。したがって、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００５０％以下である。

Ｃｕ：１．０００％以下
Ｃｕは、焼入れ性を高める元素である。特に、Ｃｕは、硬質なフレッシュマルテンサイトなどの面積率をより好適な範囲に調整し、これにより、ＴＳをより好適な範囲に調整するために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ｃｕ含有量が１．０００％を超えると、フレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加し、ＴＳが過剰に高くなる。また、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が引張試験時に亀裂の起点となる。すなわち、延性および高ひずみ域の加工硬化能の低下を招くおそれがある。したがって、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．２００％以下である。

Ｃｒ：１．０００％以下
Ｃｒは、焼入れ性を高める元素である、また、Ｃｒは、残留オーステナイトやフレッシュマルテンサイトを生成させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．０００５％以上にすることが好ましい。特に、ＴＳをより好適な範囲とする観点から、Ｃｒ含有量は０．０１０％以上がより好ましい。一方、Ｃｒ含有量が１．０００％を超えると、硬質なフレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加し、延性および高ひずみ域の加工硬化能の低下を招くおそれがある。したがって、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量は１．０００％以下にすることが好ましい。また、Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．２５０％以下、さらに好ましくは０．１００％以下である。

Ｎｉ：１．０００％以下
Ｎｉは、焼入れ性を高める元素である。また、Ｎｉは、残留オーステナイトやフレッシュマルテンサイトの面積率をより好適な範囲に調整し、これにより、ＴＳをより好適な範囲に調整するために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは、０．０２０％以上である。一方、Ｎｉの含有量が１．０００％を超えると、フレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加し、延性および高ひずみ域の加工硬化能が低下するおそれがある。また、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が鋼板の加工時に亀裂の起点となる、すなわち、延性および高ひずみ域の加工硬化能の低下を招くおそれがある。したがって、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．８００％以下である。

Ｍｏ：０．５００％以下
Ｍｏは、焼入れ性を高める元素である。また、Ｍｏは、残留オーステナイトを生成させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。Ｍｏ含有量は、さらに好ましくは０．０３０％以上である。一方、Ｍｏ含有量が０．５００％を超えると、フレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加し、延性および高ひずみ域の加工硬化能の低下を招くおそれがある。したがって、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は０．５００％以下にすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．４５０％以下、さらに好ましくは０．４００％以下である。

Ｓｂ：０．２００％以下
Ｓｂは、焼鈍中の鋼板表面近傍でのＣの拡散を抑制し、鋼板表面近傍における軟質層の形成を制御するために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｓｂ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｓｂ含有量が０．２００％を超えると、鋼板表面近傍に軟質層が形成されず、延性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｓｂを含有させる場合、Ｓｂ含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０２０％以下である。

Ｓｎ：０．２００％以下
Ｓｎは、Ｓｂと同様、焼鈍中の鋼板表面近傍でのＣの拡散を抑制し、鋼板表面近傍における軟質層の形成を制御するために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｓｎ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｓｎ含有量が０．２００％を超えると、鋼板表面近傍に軟質層が形成されず、延性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｓｎを含有させる場合、Ｓｎ含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０２０％以下である。

Ｔａ：０．１００％以下
Ｔａは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶと同様に、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。加えて、Ｔａは、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成する。これにより、析出物の粗大化を抑制し、析出強化を安定化させ、その結果、ＴＳが向上する。このような効果を得るためには、Ｔａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｔａ含有量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が鋼板の加工時に亀裂の起点となる。すなわち、延性および高ひずみ域の加工硬化能の低下を招くおそれがある。したがって、Ｔａを含有させる場合、Ｔａ含有量は０．１００％以下が好ましい。

Ｗ：０．５００％以下
Ｗは、焼入れ性を高め、ＴＳをより好適な範囲に調整するために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｗ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．０３０％以上である。一方、Ｗ含有量が０．５００％を超えると、硬質なフレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加して、延性および高ひずみ域の加工硬化能の低下を招くおそれがある。したがって、Ｗを含有させる場合、Ｗ含有量は０．５００％以下にすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．４５０％以下、さらに好ましくは０．４００％以下である。

Ｍｇ：０．０２００％以下
Ｍｇは、硫化物や酸化物などの介在物の形状を球状化して、延性および高ひずみ域の加工硬化能を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が鋼板の加工時に亀裂の起点となる。すなわち、延性および高ひずみ域の加工硬化能の低下を招くおそれがある。したがって、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。

Ｚｎ：０．０２００％以下
Ｚｎは、介在物の形状を球状化して、延性および高ひずみ域の加工硬化能を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｚｎ含有量は、０．００１０％以上にすることが好ましい。一方、Ｚｎ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が鋼板の加工時に亀裂の起点となる。すなわち、延性および高ひずみ域の加工硬化能の低下を招くおそれがある。したがって、Ｚｎを含有させる場合、Ｚｎ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。

Ｃｏ：０．０２００％以下
Ｃｏは、Ｚｎと同様、介在物の形状を球状化して、延性および高ひずみ域の加工硬化能を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｏ含有量は、０．００１０％以上にすることが好ましい。一方、Ｃｏ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が鋼板の加工時に亀裂の起点となる。すなわち、延性および高ひずみ域の加工硬化能の低下を招くおそれがある。したがって、Ｃｏを含有させる場合、Ｃｏ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。

Ｚｒ：０．０２００％以下
Ｚｒは、ＺｎおよびＣｏと同様、介在物の形状を球状化して、延性および高ひずみ域の加工硬化能を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｚｒ含有量は、０．００１０％以上にすることが好ましい。一方、Ｚｒ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が鋼板の加工時に亀裂の起点となる。すなわち、延性および高ひずみ域の加工硬化能の低下を招くおそれがある。したがって、Ｚｒを含有させる場合、Ｚｒ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。

Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｃａは、鋼中で介在物として存在する。ここで、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な介在物が鋼板の加工時に亀裂の起点となる。すなわち、延性および高ひずみ域の加工硬化能の低下を招くおそれがある。したがって、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０２００％以下にすることが好ましい。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００２０％以下である。なお、Ｃａ含有量の下限は特に限定されるものではないが、Ｃａ含有量は０．０００５％以上が好ましい。また、生産技術上の制約から、Ｃａ含有量は０．００１０％以上がより好ましい。

Ｃｅ：０．０２００％以下、Ｓｅ：０．０２００％以下、Ｔｅ：０．０２００％以下、Ｇｅ：０．０２００％以下、Ａｓ：０．０２００％以下、Ｓｒ：０．０２００％以下、Ｃｓ：０．０２００％以下、Ｈｆ：０．０２００％以下、Ｐｂ：０．０２００％以下、Ｂｉ：０．０２００％以下およびＲＥＭ：０．０２００％以下
Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭはいずれも、延性および高ひずみ域の加工硬化能を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００１％以上にすることが好ましい。一方、Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭの含有量がそれぞれ０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が鋼板の加工時に亀裂の起点となる。すなわち、延性および高ひずみ域の加工硬化能の低下を招くおそれがある。したがって、Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭのうちの少なくとも１種を含有させる場合、その含有量はそれぞれ０．０２００％以下とすることが好ましい。

上記以外の元素は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
すなわち、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板は、
質量％で、
Ｃ：０．０４０％以上０．４００％以下、
Ｓｉ：０．２０％以上３．００％以下、
Ｍｎ：１．００％以上３．５０％未満、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下および
Ｎ：０．０１００％以下
であり、任意に、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．１００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：１．０００％以下、
Ｃｒ：１．０００％以下、
Ｎｉ：１．０００％以下、
Ｍｏ：０．５００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｗ：０．５００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．０２００％以下、
Ｃｏ：０．０２００％以下、
Ｚｒ：０．０２００％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｃｅ：０．０２００％以下、
Ｓｅ：０．０２００％以下、
Ｔｅ：０．０２００％以下、
Ｇｅ：０．０２００％以下、
Ａｓ：０．０２００％以下、
Ｓｒ：０．０２００％以下、
Ｃｓ：０．０２００％以下、
Ｈｆ：０．０２００％以下、
Ｐｂ：０．０２００％以下、
Ｂｉ：０．０２００％以下および
ＲＥＭ：０．０２００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、成分組成を有する。

つぎに、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の鋼組織について説明する。
本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の鋼組織は、
フェライトの面積率：２０．０％以上９０．０％以下、
ベイニティックフェライトの面積率：４．０％以上６０．０％以下、
焼戻しマルテンサイトの面積率：２０．０％以下（０％を含む）、
残留オーステナイトの面積率：３．０％以上、
フレッシュマルテンサイトの面積率：２０．０％以下（０％を含む）、
Ｓ_Ｆ＋Ｓ_ＢＦ：５５．０％以上９５．０％以下、
Ｓ_ＭＡ１：４．０％以上および
Ｓ_ＭＡ２：１．５％以上である、鋼組織である。
ここで、
Ｓ_Ｆ：フェライトの面積率
Ｓ_ＢＦ：ベイニティックフェライトの面積率
Ｓ_ＭＡ１：残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイトからなる硬質第二相を構成する島状領域のうち、真円度が０．４０以下である島状領域の合計の面積率
Ｓ_ＭＡ２：硬質第二相を構成する島状領域のうち、真円度が０．２０以下、かつ、アスペクト比４．０以下である島状領域の合計の面積率
である。
以下、それぞれの限定理由について説明する。

フェライトの面積率：２０．０％以上９０．０％以下
軟質なフェライトは、延性および低ひずみ域の加工硬化能を向上させる相である。高い延性と低ひずみ域の優れた加工硬化能を確保する観点から、フェライトの面積率は２０．０％以上とする。フェライトの面積率は、好ましくは２５．０％以上、より好ましくは４０．０％以上である。また、５９０ＭＰａ以上のＴＳを確保する観点から、フェライトの面積率は９０．０％以下とする。フェライトの面積率は、好ましくは８５．０％以下、より好ましくは８０．０％以下である。

ベイニティックフェライトの面積率：４．０％以上６０．０％以下
ベイニティックフェライトは、フェライトが生成し、未変態オーステナイトへＣやＭｎなどが濃化した後に生成する相である。また、ベイニティックフェライトは、ベイニティックフェライトから未変態オーステナイトへのさらなるＣの拡散を活用して、適正量の残留オーステナイトの確保および高いＳ_γ２／Ｓ_γ１を得るためにも有用な相である。加えて、ベイニティックフェライトは、未変態オーステナイトを分断して微細化させたり、未変態オーステナイトの真円度を低下させたりして、未変態オーステナイトをＣが濃化しやすい形状とする相でもある。すなわち、ベイニティックフェライトは、未変態オーステナイトをＣが濃化しやすい形状として、所望のＳ_ＭＡ１およびＳ_ＭＡ２、さらには高いＳ_γ２／Ｓ_γ１を得るために重要な相でもある。そのため、ベイニティックフェライトの面積率は４．０％以上とする。また、ベイニティックフェライトの面積率は、好ましくは８．０％以上、より好ましくは１０．０％以上である。一方、ベイニティックフェライトの面積率が過度に増加すると、却って延性が低下する。そのため、ベイニティックフェライトの面積率は６０．０％以下とする。また、ベイニティックフェライトの面積率は、好ましくは４０．０％以下である。
なお、ベイニティックフェライトは、ベイナイトのうちフェライトと同等の結晶構造を持つ相のみを指し、鉄系炭化物や残留オーステナイトなどを内包する形態をしていてもよい。ただし、ベイニティックフェライトに内包される鉄系炭化物や残留オーステナイトなどはベイニティックフェライトの面積としてはカウントしない。ここでいうベイナイトは、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトの両方含むものである。

焼戻しマルテンサイトの面積率：２０．０％以下（０％を含む）
焼戻しマルテンサイトは、軟質なフェライトと硬質なフレッシュマルテンサイトなどとの中間の硬度を持ち、高い強度を確保するための相である。ただし、良好な延性を確保する観点から、焼戻しマルテンサイトの面積率は２０．０％以下とする。なお、焼戻しマルテンサイトの面積率の下限については特に限定されず、０％であってもよい。焼戻しマルテンサイトの面積率は、９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、好ましくは３．０％以上１５．０％以下である。また、焼戻しマルテンサイトの面積率は、５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、好ましくは５．０％以下、より好ましくは０％である。
なお、焼戻しマルテンサイトとは、焼戻しを受けているマルテンサイトであり、自己焼戻しマルテンサイトを含むものである。

残留オーステナイトの面積率：３．０％以上
優れた延性、低ひずみ域の優れた加工硬化能、および高ひずみ域の優れた加工硬化能を得る観点から、残留オーステナイトの面積率は３．０％以上とする。残留オーステナイトの面積率は、好ましくは３．５％以上、より好ましくは４．０％以上、さらに好ましくは４．５％以上である。なお、残留オーステナイトの面積率の上限については特に限定されないが、残留オーステナイトの面積率は２０．０％以下が好ましい。

フレッシュマルテンサイトの面積率：２０．０％以下（０％を含む）
優れた延性および高ひずみ域の優れた加工硬化能を確保する観点から、フレッシュマルテンサイトの面積率は２０．０％以下とする。なお、フレッシュマルテンサイトの面積率の下限については特に限定されず、０％であってもよい。また、フレッシュマルテンサイトの面積率は、好ましくは１．０％以上である。
なお、フレッシュマルテンサイトとは、焼入れままの（焼戻しを受けていない）マルテンサイトである。

なお、上記以外の残部組織の面積率は１０．０％以下とすることが好ましい。残部組織の面積率は、より好ましくは５．０％以下である。また、残部組織の面積率は０％であってもよい。
なお、残部組織としては、特に限定されず、例えば、パーライト、ベイナイトに内包されたセメンタイトなどの炭化物が挙げられる。なお、残部組織の種類は、例えば、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）による観察で確認することができる。

ここで、フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイトの面積率は、下地鋼板の板厚１／４位置において、以下のように測定する。
すなわち、下地鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるように、下地鋼板から試料を切り出す。ついで、ダイヤモンドペーストを用いて試料の観察面を鏡面研磨する。ついで、試料の観察面にコロイダルシリカを用いて仕上げ研磨を施したのち、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させる。
そして、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）により、加速電圧：１５ｋＶ、倍率：５０００倍の条件で、試料の観察面の２５．６μｍ×１７．６μｍの視野を５視野観察する。
得られた組織画像（例えば、図１（Ａ）参照）から、以下のようにして、フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイトを同定する。
フェライト：黒色を呈した領域であり、形態は塊状である。また、鉄系炭化物をほとんど内包しない。ただし、鉄系炭化物を内包する場合は、フェライトの面積に鉄系炭化物の面積は含まないものとする。また、後述するベイニティックフェライトおよび焼戻しマルテンサイトについても同様である。
ベイニティックフェライト：黒色から濃い灰色を呈した領域であり、形態は塊状や不定形などである。また、鉄系炭化物を内包しないか、比較的少数内包する。
焼戻しマルテンサイト：灰色を呈した領域であり、形態は不定形である。また、鉄系炭化物を比較的多数内包する。
硬質第二相（残留オーステナイト＋フレッシュマルテンサイト）：白色から薄い灰色を呈する領域であり、形態は不定形である。また、鉄系炭化物を内包しない。なお、サイズが比較的大きい場合には、他組織との界面から離れるにつれて次第に色が濃くなり、内部は濃い灰色を呈する場合がある。
残部組織：上述したパーライト、セメンタイトなどの炭化物が挙げられ、これらの形態等は公知のとおりである。

ついで、組織画像において同定した各相の領域を、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて色分け（４値化画像化）し（例えば、図１（Ｂ）参照）、各相の面積を算出する。ついで、各相の面積（相ごとの合計の面積）を観察領域の面積（２５．６μｍ×１７．６μｍ）で除し、１００を乗じた値を５視野分算出する。そして、それらの値の平均値を、各相（フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質第二相）の面積率とする。なお、図１（Ａ）は、試料の観察領域（２５．６μｍ×１７．６μｍ）の１視野から、上記の説明のためにその一部を抽出したものである。

また、残留オーステナイトの面積率は、以下のように測定する。
すなわち、下地鋼板を板厚方向（深さ方向）に板厚の１／４位置まで機械研削した後、シュウ酸による化学研磨を行い、観察面とする。ついで、観察面を、Ｘ線回折法により観察する。入射Ｘ線にはＣｏＫα線を使用し、ｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）および（２２０）各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）、（２２０）および（３１１）各面の回折強度の比を求める。ついで、各面の回折強度の比から、残留オーステナイトの体積率を算出する。そして、残留オーステナイトが三次元的に均質であるとみなして、残留オーステナイトの体積率を、残留オーステナイトの面積率とする。

また、フレッシュマルテンサイトの面積率は、上記のようにして求めた硬質第二相の面積率から、残留オーステナイトの面積率を減じることにより求める。
［フレッシュマルテンサイトの面積率（％）］＝［硬質第二相の面積率（％）］－［残留オーステナイトの面積率（％）］

また、残部組織の面積率は、１００％から上記のようにして求めたフェライトの面積率、ベイニティックフェライトの面積率、焼戻しマルテンサイトの面積率、硬質第二相の面積率を減じることにより求める。
［残部組織の面積率（％）］＝１００－［フェライトの面積率（％）］－［ベイニティックフェライトの面積率（％）］－［焼戻しマルテンサイトの面積率（％）］－［硬質第二相の面積率（％）］

Ｓ_Ｆ＋Ｓ_ＢＦ：５５．０％以上９５．０％以下、
優れた延性および低ひずみ域の優れた加工硬化能を確保する観点から、Ｓ_Ｆ＋Ｓ_ＢＦは５５．０％以上とする。Ｓ_Ｆ＋Ｓ_ＢＦは、好ましくは６０．０％以上である。一方、５９０ＭＰａ以上のＴＳを確保する観点から、Ｓ_Ｆ＋Ｓ_ＢＦは９５．０％以下とする。Ｓ_Ｆ＋Ｓ_ＢＦは、好ましくは９３．０％以下である。
ここで、
Ｓ_Ｆ：フェライトの面積率
Ｓ_ＢＦ：ベイニティックフェライトの面積率
である。

Ｓ_ＭＡ１：４．０％以上
残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイトからなる硬質第二相（以下、ＭＡともいう。）は、複数の島状領域から構成される。このような島状領域のうち、真円度が０．４０以下である島状領域（以下、ＭＡ１ともいう。）は、残留オーステナイトを多く含む。また、ＭＡ１では、残留オーステナイトの固溶Ｃ濃度が高い。そのため、ＭＡ１は低ひずみ域の優れた加工硬化能および高ひずみ域の優れた加工硬化能の確保に重要である。よって、ＭＡ１の面積率であるＳ_ＭＡ１は４．０％以上とする。Ｓ_ＭＡ１は、好ましくは５．０％以上である。Ｓ_ＭＡ１の上限は特に限定されないが、３０．０％以下が好ましい。

Ｓ_ＭＡ２：１．５％以上
ＭＡの島状領域のうち、真円度が０．２０以下で、かつ、アスペクト比４．０以下である島状領域（以下、ＭＡ２ともいう。）は、残留オーステナイトを多く含む。また、ＭＡ２では、残留オーステナイトの固溶Ｃ濃度が特に高い。そのため、ＭＡ２は高ひずみ域の優れた加工硬化能の確保に重要である。よって、ＭＡ２の面積率であるＳ_ＭＡ２は、１．５％以上とする。Ｓ_ＭＡ２は、好ましくは２．０％以上である。Ｓ_ＭＡ２の上限は特に限定されないが、２０．０％以下が好ましい。
なお、個々の島状領域は、硬質第二相以外の相により、他の硬質第二相の島状領域と分離される（個々の島状領域は、その全周が硬質第二相以外の相と接する）。また、個々の島状領域の具体的な形状については特に限定されず、例えば円形、楕円形、多角形、アメーバ形（複数の不規則方向に延伸した形状）などのいずれであってもよい。
また、ＭＡ１にはＭＡ２も含まれる。すなわち、ＭＡ２は、ＭＡ１の島状領域のうち、真円度が０．２０以下、かつ、アスペクト比４．０以下である島状領域である。

ここで、Ｓ_ＭＡ１およびＳ_ＭＡ２は、以下のようにして測定する。
すなわち、前述の要領により、組織画像（例えば、図２（Ａ）参照）において、硬質第二相（残留オーステナイト＋フレッシュマルテンサイト）および上記以外の残部組織を同定する。ついで、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて各相を色分け（５値化画像化）した後、硬質第二相の島状領域を抽出する。ついで、オープンソースのＩｍａｇｅＪを用いて、抽出した各島状領域の真円度およびアスペクト比を求める。なお、各島状領域のアスペクト比は、ＩｍａｇｅＪの粒子解析機能により各島状領域を楕円近似し、近似した楕円の長軸径Ｗを短軸径Ｌで除する（Ｗ／Ｌ）ことによって求める。そして、各島状領域の真円度から、各島状領域をＭＡ１とそれ以外のものに分類し、ＭＡ１に分類された島状領域の合計の面積を算出する。また、各島状領域の真円度およびアスペクト比から、各島状領域をＭＡ２とそれ以外のものに分類し、ＭＡ２に分類された島状領域の合計の面積を算出する。なお、図２（Ｂ）は、抽出した硬質第二相の各島状領域をＭＡ１とそれ以外のものとに分類して色分けしたものの一例である。図２（Ｃ）は、抽出した硬質第二相の各島状領域をＭＡ２とそれ以外のものとに分類して色分けしたものの一例である。ついで、ＭＡ１およびＭＡ２について、それぞれ分類された島状領域の合計の面積を観察領域の面積（２５．６μｍ×１７．６μｍ）で除し、１００を乗じた値（面積率）を５視野分算出する。そして、ＭＡ１およびＭＡ２の５視野分の値（面積率）の平均値を、それぞれ、Ｓ_ＭＡ１およびＳ_ＭＡ２とする。
また、図２（Ａ）～（Ｃ）はそれぞれ、試料の観察領域（２５．６μｍ×１７．６μｍ）の１視野から、上記の説明のためにその一部を抽出したものである。

なお、島状領域の真円度は、次式により計算される値である。
Ｘ＝４πＳ／Ｌ^２
ここで、
Ｘ：真円度
Ｓ：島状領域の面積（μｍ^２）
Ｌ：島状領域の周長（μｍ）
である。

Ｓ_γ２／Ｓ_γ１：０．１０以上
また、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の鋼組織では、さらに、Ｓ_γ２／Ｓ_γ１が０．１０以上であることが好適である。高ひずみ域のより優れた加工硬化能を得る観点から、残留オーステナイトの固溶Ｃ濃度の分布は、高Ｃ濃度側まで十分に裾が長いことが好ましい。この点、発明者らが種々検討を重ねた結果、残留オーステナイトの固溶Ｃ濃度の分布における高Ｃ濃度側への裾長さを総合的に評価する指標として、Ｓ_γ２／Ｓ_γ１を用いることが有効であることを突き止めた。ここで、Ｓ_γ２／Ｓ_γ１が０．１０以上であると、高ひずみ域の特に優れた加工硬化能が得られる。そのため、Ｓ_γ２／Ｓ_γ１は０．１０以上とすることが好ましい。Ｓ_γ２／Ｓ_γ１は、より好ましくは０．１２以上、さらに好ましくは０．１４以上である。なお、Ｓ_γ２／Ｓ_γ１の上限については特に限定されるものではない。ただし、比較的固溶Ｃ濃度が低い残留オーステナイトが一定量存在しないと、高ひずみ域の加工硬化能の向上効果が小さくなる場合もある。そのため、Ｓ_γ２／Ｓ_γ１は好ましくは０．７０以下、より好ましくは０．６０以下である。
ここで、
Ｓ_γ１：固溶Ｃ濃度が０．７０％以上である残留オーステナイトの面積率
Ｓ_γ２：固溶Ｃ濃度が０．８５％以上である残留オーステナイトの面積率
である。

また、Ｓ_γ２／Ｓ_γ１は、以下のようにして測定する。
すなわち、前述の組織画像と同視野（２５．６μｍ×１７．６μｍ）において、電解放出型電子線プローブマイクロアナライザー（以下、ＦＥ－ＥＰＭＡともいう。）を用いて、下地鋼板のＣ濃度の二次元分布を５視野測定する。なお、ＦＥ－ＥＰＭＡによる測定は、仕上げ研磨後でエッチング前に行う。また、ＦＥ－ＥＰＭＡによる測定をより広い視野で行い、後の手順で組織画像と同視野の領域（２５．６μｍ×１７．６μｍ）を抽出してもよい。Ｃ濃度の二次元分布の定量精度は０．０２０％以下、分解能は０．１０μｍ以下とする。ステップサイズは０．０５μｍとし、５視野全てで同じステップサイズにより視野全域にわたって均等な格子状にＣ濃度の点分析を行う。ついで、Ｃ濃度の測定点１点ずつのデータを５視野分統合する。そして、統合した測定範囲全領域のデータから、Ｃ濃度が０．７０％以上となる測定点数を求める。そして、Ｃ濃度が０．７０％以上となる測定点数を、統合した測定範囲全領域の全測定点数で除し、１００を乗じた値（面積率）をＳ_γ１とする。同様にして、Ｃ濃度が０．８５％以上となる測定点数からＳ_γ２を求める。ただし、同視野の組織画像から、残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイト以外に、炭化物やパーライトなどのＣ濃度が高い組織（以下、当該Ｃ濃度が高い組織ともいう）が存在すると判断される場合には、Ｃ濃度の測定点１点ずつのデータを５視野分統合する前に、当該Ｃ濃度が高い組織が占める領域での測定点データを負の値（例えば、－１）に置換する。これによって、当該Ｃ濃度が高い組織での測定点データを、Ｃ濃度が０．７０％以上および０．８５％以上となる測定点数から除外する。
なお、フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトは、残留オーステナイトと比較してＣ濃度が低い。そのため、上記の相（フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイト）での測定点データは、実質的にＣ濃度が０．７０％以上および０．８５以上となる測定点数から除外される。

また、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板では、拡散性水素量を０．５０質量ｐｐｍ以下とすることが好適である。

下地鋼板の拡散性水素量：０．５０質量ｐｐｍ以下
より優れた高ひずみ域の加工硬化能を得る観点から、下地鋼板の拡散性水素量は０．５０質量ｐｐｍ以下とすることが好ましい。また、下地鋼板の拡散性水素量は、より好ましくは０．３５質量ｐｐｍ以下である。なお、下地鋼板の拡散性水素量の下限は特に規定されず、０質量ｐｐｍであってもよい。また、生産技術上の制約から、下地鋼板の拡散性水素量は０．０１質量ｐｐｍ以上がより好ましい。

ここで、下地鋼板の拡散性水素量は、以下のようにして測定する。
すなわち、亜鉛めっき鋼板から長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取し、亜鉛めっき層をアルカリ除去する。ついで、昇温脱離分析法により、試験片から放出される水素量を測定する。具体的には、試験片を、室温から３００℃までを昇温速度２００℃／ｈで連続加熱した後、室温まで冷却する。この際、当該連続加熱における室温から２１０℃までの温度域で、試験片から放出される水素量（積算水素量）を測定する。そして、測定した水素量を、試験片（亜鉛めっき層除去後で、連続加熱前の試験片）の質量で除し、質量ｐｐｍ単位に換算した値を、下地鋼板の拡散性水素量とする。

なお、亜鉛めっき鋼板を成形加工や接合加工した後の製品（部材）については、一般的な使用環境おかれた該製品から試験片を切り出して上記と同様の要領で下地鋼板部分の拡散性水素量を測定し、その値が０．５０質量ｐｐｍ以下であれば、成形加工や接合加工をする前の素材段階の亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の拡散性水素量も０．５０質量ｐｐｍ以下であったとみなせる。

つぎに、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の機械特性について、説明する。

引張強さ（ＴＳ）：５９０ＭＰａ以上
本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の引張強さは、５９０ＭＰａ以上とする。本発明の一実施形態に従う亜鉛系めっき鋼板の引張強さは、好ましくは１１８０ＭＰａ未満である。

なお、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の破断伸び（Ｔ－Ｅｌ）、低ひずみ域の加工硬化指数（ｎ_１）および高ひずみ域の加工硬化指数（ｎ_２）については上述したとおりである。

また、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（Ｔ－Ｅｌ）、低ひずみ域の加工硬化指数（ｎ_１）および高ひずみ域の加工硬化指数（ｎ_２）は、実施例において後述する要領で測定する。

また、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層は、下地鋼板の一方の表面のみに設けてもよく、両面に設けてもよい。
なお、ここでいう亜鉛めっき層は、Ｚｎを主成分（Ｚｎ含有量が５０％以上）とするめっき層を指し、例えば、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層が挙げられる。
ここで、溶融亜鉛めっき層は、例えば、Ｚｎと、２０質量％以下のＦｅ、０．００１質量％以上１．０質量％以下のＡｌにより構成することが好適である。また、溶融亜鉛めっき層には、任意に、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＢｉおよびＲＥＭからなる群から選ばれる１種または２種以上の元素を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有させてもよい。また、溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量は、より好ましくは７質量％未満である。なお、上記の元素以外の残部は、不可避的不純物である。
また、合金化溶融亜鉛めっき層は、例えば、Ｚｎと、２０質量％以下のＦｅ、０．００１質量％以上１．０質量％以下のＡｌにより構成することが好適である。また、合金化溶融亜鉛めっき層には、任意に、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＢｉおよびＲＥＭからなる群から選ばれる１種または２種以上の元素を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有させてもよい。合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量は、より好ましくは７質量％以上、さらに好ましくは８質量％以上である。また、合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量は、より好ましくは１５質量％以下、さらに好ましくは１２質量％以下である。なお、上記の元素以外の残部は、不可避的不純物である。

加えて、亜鉛めっき層の片面あたりのめっき付着量は、特に限定されるものではないが、２０～８０ｇ／ｍ^２とすることが好ましい。

なお、亜鉛めっき層のめっき付着量は、以下のようにして測定する。
すなわち、１０質量％塩酸水溶液１Ｌに対し、Ｆｅに対する腐食抑制剤（朝日化学工業（株）製「イビット７００ＢＫ」（登録商標））を０．６ｇ添加した処理液を調整する。ついで、該処理液に、供試材となる亜鉛めっき鋼板を浸漬し、亜鉛めっき層を溶解させる。そして、溶解前後での供試材の質量減少量を測定し、その値を、下地鋼板の表面積（めっきで被覆されていた部分の表面積）で除することにより、めっき付着量（ｇ／ｍ^２）を算出する。

なお、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の板厚は、特に限定されないが、好ましくは０．３ｍｍ以上３．０ｍｍ以下である。

［２］部材
つぎに、本発明の一実施形態に従う部材について、説明する。
本発明の一実施形態に従う部材は、上記の亜鉛めっき鋼板を用いてなる（素材とする）部材である。例えば、素材である亜鉛めっき鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする。
ここで、上記の亜鉛めっき鋼板は、ＴＳ：５９０ＭＰａ以上であり、かつ、優れた成形性を有する。そのため、本発明の一実施形態に従う部材は、自動車分野で使用される複雑形状部材に適用して特に好適である。

［３］亜鉛めっき鋼板の製造方法
つぎに、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の製造方法について、説明する。

本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の製造方法は、
前記した成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする、熱延工程と、
前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷延工程と、
前記冷延鋼板を、焼鈍温度：７６０℃以上９００℃以下および焼鈍時間：２０秒以上で焼鈍する、焼鈍工程と、
前記冷延鋼板を３５０℃以上５５０℃以下の第一冷却停止温度まで冷却する、第一冷却工程と、
前記冷延鋼板を３５０℃以上５５０℃以下の温度域で３秒以上６００秒以下保持する、第一保持工程と、
前記冷延鋼板に亜鉛めっき処理を施して亜鉛めっき鋼板とする、めっき工程と、
前記亜鉛めっき鋼板を、２８０℃以上４７０℃以下の第二冷却停止温度まで冷却する、第二冷却工程と、
前記亜鉛めっき鋼板を２８０℃以上４７０℃以下の温度域で１０秒以上２０００秒以下保持する、第二保持工程と、
を有し、
前記第一冷却停止温度、前記亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度、および、前記第二冷却停止温度が、次式（１）および次式（２）の関係を満足する、というものである。
－１２０℃≦Ｔ_０－Ｔ_１≦８０℃ ・・・（１）
０℃≦Ｔ_０－Ｔ_２ ・・・（２）
ここで、
Ｔ_０：第一冷却停止温度（℃）
Ｔ_１：亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度（℃）
Ｔ_２：第二冷却停止温度（℃）
である。
なお、上記の各温度は、特に説明がない限り、鋼スラブおよび鋼板の表面温度を意味する。

まず、上記の成分組成を有する鋼スラブを準備する。例えば、鋼素材を溶製して上記の成分組成を有する溶鋼とする。溶製方法は特に限定されず、転炉溶製や電気炉溶製等、公知の溶製方法を用いることができる。ついで、得られた溶鋼を固めて鋼スラブとする。溶鋼から鋼スラブを得る方法は特に限定されず、例えば、連続鋳造法、造塊法または薄スラブ鋳造法等を用いることができる。マクロ偏析を防止する観点から、連続鋳造法が好ましい。

［熱延工程］
ついで、鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする。
熱間圧延は、省エネルギープロセスを適用して行ってもよい。省エネルギープロセスとしては、直送圧延（鋼スラブを室温まで冷却せずに、温片のままで加熱炉に装入し、熱間圧延する方法）または直接圧延（鋼スラブにわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する方法）などが挙げられる。
熱間圧延条件については特に限定されず、例えば、以下の条件で行うことができる。
すなわち、鋼スラブを、一旦室温まで冷却し、その後、再加熱してから圧延する。スラブ加熱温度（再加熱温度）は、炭化物の溶解や圧延荷重の低減といった観点から、１１００℃以上とすることが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。なお、スラブ加熱温度は、鋼スラブ表面の温度を基準とする。
ついで、鋼スラブに、常法に従い粗圧延を施し、粗圧延板（以下、シートバーともいう）とする。ついで、シートバーに仕上げ圧延を施して、熱延鋼板とする。なお、スラブ加熱温度を低めにした場合は、仕上げ圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。仕上げ圧延温度は、圧延負荷を低減するため、Ａｒ_３変態点以上とすることが好ましい。また、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が高くなると、圧延方向に伸長した異常な組織が発達し、焼鈍板の加工性を低下させるおそれがあることからも、仕上げ圧延温度はＡｒ_３変態点以上とすることが好ましい。なお、Ａｒ_３変態点は次式により求める。
Ａｒ_３（℃）＝８６８－３９６×［Ｃ％］＋２５×［Ｓｉ％］－６８［Ｍｎ％］
なお、上記の式中の［元素記号％］は、下地鋼板の成分組成における当該元素の含有量（質量％）を表す。

なお、熱延時にシートバー同士を接合し、連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、シートバーを仕上げ圧延前に一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために、仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化および材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下の範囲とすることが好ましい。
粗圧延および仕上げ圧延を含む熱間圧延工程では、一般的に鋼スラブは粗圧延でシートバーとなり、仕上げ圧延によって熱延鋼板となる。ただし、ミル能力等によってはそのような区分けにこだわらず、所定のサイズになれば問題ない。
仕上げ圧延温度は、８００℃以上９５０℃以上の範囲とすることが好ましい。仕上げ圧延温度を８００℃以上にすることにより、熱延鋼板段階の鋼組織、ひいては、最終製品の鋼組織も均一になり易い。なお、鋼組織が不均一になると、曲げ性が低下する傾向がある。一方、仕上げ圧延温度が９５０℃を超えると、酸化物（スケール）生成量が多くなる。その結果、地鉄と酸化物の界面が荒れて、酸洗および冷間圧延後の鋼板の表面品質が劣化するおそれがある。また、結晶粒が粗大になることで、鋼板の強度や曲げ性を低下させる原因となるおそれもある。
仕上げ圧延後、熱延鋼板を巻き取る。巻取温度は、４５０℃以上７５０℃以下とすることが好ましい。

［酸洗工程］
熱延工程後の熱延鋼板を、任意に、酸洗する。酸洗によって、鋼板表面の酸化物を除去することができ、良好な化成処理性やめっき品質が確保される。なお、酸洗は、１回のみ行ってもよく、複数回に分けて行ってもよい。酸洗条件については特に限定されず、常法に従えばよい。

［冷延工程］
ついで、熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする。冷間圧延は、例えば、タンデム式の多スタンド圧延やリバース圧延等の、２パス以上のパス数を要する多パス圧延により行う。
冷間圧延の圧下率は特に限定されないが、２０％以上８０％以下とすることが好ましい。冷間圧延の圧下率が２０％未満では、焼鈍工程において鋼組織の粗大化や不均一化が生じやすくなり、最終製品において強度や加工性が低下するおそれがある。一方、冷間圧延の圧下率が８０％を超えると、鋼板の形状不良が生じやすくなり、亜鉛めっきの付着量が不均一になるおそれがある。
また、任意に、冷間圧延後に得られた冷延鋼板に酸洗を施してもよい。

［焼鈍工程］
ついで、上記のようにして得られた冷延鋼板を、焼鈍温度：７６０℃以上９００℃以下および焼鈍時間：２０秒以上で焼鈍する。なお、焼鈍回数は２回以上でもよいが、エネルギー効率の観点から１回が好ましい。

焼鈍温度：７６０℃以上９００℃以下
焼鈍温度が７６０℃未満の場合、フェライトとオーステナイトの二相域での加熱中におけるオーステナイトの生成割合が不十分になり、ベイニティックフェライトの面積率および残留オーステナイトの面積率が減少する。そのため、延性、低ひずみ域の加工硬化能および高ひずみ域の加工硬化能が低下する。また、フェライトの面積率およびＳ_Ｆ＋Ｓ_ＢＦが増加する。そのため、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることが困難になる。一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、フェライトとオーステナイトの二相域での加熱中におけるオーステナイトの生成割合が過剰になる。これにより、オーステナイト中のＭｎ濃度が低下する。そのため、ついで実施する第一冷却工程において、フェライトへの変態とともにパーライトへの変態が生じ、残留オーステナイトの面積率が減少する。その結果、延性、低ひずみ域の加工硬化能および高ひずみ域の加工硬化能が低下する。したがって、焼鈍温度は７６０℃以上９００℃以下とする。焼鈍温度は、好ましくは７８０℃以上である。また、焼鈍温度は、好ましくは８８０℃以下である。なお、焼鈍温度は、焼鈍工程での最高到達温度である。

焼鈍時間：２０秒以上
焼鈍時間が２０秒未満になると、フェライトとオーステナイトの二相域での加熱中におけるオーステナイトの生成割合が不十分になり、ベイニティックフェライトの面積率および残留オーステナイトの面積率が減少する。そのため、延性、低ひずみ域の加工硬化能および高ひずみ域の加工硬化能が低下する。また、フェライトの面積率およびＳ_Ｆ＋Ｓ_ＢＦが増加する。そのため、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることが困難になるおそれがある。したがって、焼鈍時間は２０秒以上とする。なお、焼鈍時間の上限は特に限定されないが、９００秒以下とすることが好ましい。なお、焼鈍時間とは、（焼鈍温度－４０℃）以上焼鈍温度以下の温度域での保持時間である。すなわち、焼鈍時間には、焼鈍温度での保持時間に加え、焼鈍温度に到達する前後の加熱および冷却における（焼鈍温度－４０℃）以上焼鈍温度以下の温度域での滞留時間も含まれる。

［第一冷却工程］
ついで、上記のようにして焼鈍を施した冷延鋼板を、３５０℃以上５５０℃以下の第一冷却停止温度まで冷却する。

第一冷却停止温度Ｔ_０：３５０℃以上５５０℃以下
第一冷却停止温度が３５０℃未満になると、焼戻しマルテンサイトの面積率が過度に増加し、ベイニティックフェライトの面積率、残留オーステナイトの面積率およびＳ_ＭＡ１が減少する。そのため、延性、低ひずみ域の加工硬化能および高ひずみ域の加工硬化能が低下する。また、後工程であるめっき工程において、未変態オーステナイトがパーライトや炭化物に分解し、Ｓ_ＭＡ２が減少する。これにより、高ひずみ域の加工硬化能が低下するおそれがある。一方、第一冷却停止温度が５５０℃を超えると、ついで実施する第一保持工程におけるベイニティックフェライトの生成量が減少し、Ｓ_ＭＡ１が減少する。また、Ｓ_ＭＡ１の減少に伴い、Ｓ_ＭＡ２も減少する。これにより、延性、低ひずみ域の加工硬化能および高ひずみ域の加工硬化能が低下するおそれがある。また、Ｓ_γ２／Ｓ_γ１も低下する。したがって、第一冷却停止温度は３５０℃以上５５０℃以下とする。第一冷却停止温度は、好ましくは３８０℃以上である。また、第一冷却停止温度は、好ましくは５２０℃以下である。

［第一保持工程］
ついで、冷延鋼板を３５０℃以上５５０℃以下の温度域（以下、第一保持温度域ともいう）で３秒以上６００秒以下保持する。

第一保持温度域での保持時間：３秒以上６００秒
保持工程では、ベイニティックフェライトが生成するとともに、生成したベイニティックフェライトから該ベイニティックフェライトに隣接する未変態のオーステナイトへのＣの拡散が生じる。その結果、所定量の残留オーステナイトの面積率およびＳ_ＭＡ１が確保される。
ここで、第一保持温度域での保持時間が３秒未満になると、第一保持工程におけるベイニティックフェライトの生成量が減少し、これにより、Ｓ_ＭＡ１が減少する。また、Ｓ_ＭＡ１の減少に伴い、Ｓ_ＭＡ２も減少する。その結果、延性、低ひずみ域の加工硬化能および高ひずみ域の加工硬化能が低下する。一方、第一保持温度域での保持時間が６００秒を超えると、後工程である第二保持工程におけるベイニティックフェライトの生成量が減少し、Ｓ_ＭＡ２、さらにはＳ_γ２／Ｓ_γ１が減少する。これにより、高ひずみ域の加工硬化能が低下する。また、ベイニティックフェライトから未変態オーステナイトへのＣの拡散が過度に生じる。そして、後工程であるめっき工程において、未変態オーステナイトがパーライトや炭化物に分解してＳ_ＭＡ１が減少する。これにより、低ひずみ域の加工硬化能および高ひずみ域の加工硬化能がさらに低下する場合がある。したがって、第一保持温度域での保持時間は、３秒以上６００秒以下とする。第一保持温度域での保持時間は、好ましくは５秒以上、より好ましくは１０秒以上である。また、第一保持温度域での保持時間は、好ましくは２００秒未満、より好ましくは８０秒未満である。なお、第一保持温度域での保持時間には、第一冷却工程において第一冷却停止温度に到達するまでの冷延鋼板の当該温度域での滞留時間、および、後述するめっき工程における亜鉛めっき処理開始時点までの冷延鋼板の当該温度域での滞留時間（例えば、冷延鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬させるまでの当該温度域での滞留時間）が含まれる。ただし、第一保持温度域での保持時間には、当該めっき工程において亜鉛めっき処理を施した後の亜鉛めっき鋼板の当該温度域での滞留時間は含まない。

［めっき工程］
ついで、冷延鋼板に亜鉛めっき処理を施して亜鉛めっき鋼板とする。亜鉛めっき処理としては、例えば、溶融亜鉛めっき処理や合金化亜鉛めっき処理が挙げられる。そして、このめっき工程では、上述した第一冷却工程における第一冷却停止温度と、亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度（以下、めっき浴温ともいう）とについて、次式（１）の関係を満足させることが必要である。
－１２０℃≦Ｔ_０－Ｔ_１≦８０℃ ・・・（１）
ここで、Ｔ_０は第一冷却停止温度（℃）、Ｔ_１は亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度（℃）である。

すなわち、低ひずみ域および高ひずみ域の両方で優れた加工硬化能を確保する観点から、第一冷却停止温度とめっき浴温の差を適正に制御する、具体的には、上掲式（１）の関係を満足させる必要がある。なお、Ｔ_０－Ｔ_１が－１２０℃未満になると、後工程であるめっき工程においてＳ_ＭＡ１が減少し、低ひずみ域の加工硬化能および高ひずみ域の加工硬化能が低下する。一方、Ｔ_０－Ｔ_１が８０℃超になると、Ｓ_ＭＡ２、さらにはＳ_γ２／Ｓ_γ１が減少し、高ひずみ域の加工硬化能が低下する。Ｔ_０－Ｔ_１は、好ましくは－８０℃以上、より好ましくは－７０℃以上である。また、Ｔ_０－Ｔ_１は、好ましくは６０℃以下、より好ましくは５０℃以下である。

上記以外の条件については、特に限定されず、常法に従えばよい。
例えば、溶融亜鉛めっき処理の場合、冷延鋼板を、亜鉛めっき浴中に浸漬させた後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整することが好ましい。めっき浴温としては、４４０℃以上５００℃以下である。また、亜鉛めっき浴としては、上記した亜鉛めっき層の組成となれば特に限定されるものではないが、例えば、Ａｌ含有量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下であり、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる組成のめっき浴を用いることが好ましい。
また、合金化亜鉛めっき処理の場合、上記の要領で溶融亜鉛めっき処理を施した後、亜鉛めっき鋼板を４５０℃以上６００℃以下の合金化温度に加熱して合金化処理を施すことが好ましい。合金化温度が４５０℃未満では、Ｚｎ－Ｆｅ合金化速度が遅くなり、合金化が困難となる場合がある。一方、合金化温度が６００℃を超えると、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、ＴＳ、延性、低ひずみ域の加工硬化能および高ひずみ域の加工硬化能が低下する場合がある。なお、合金化温度は、より好ましくは４７０℃以上である。また、合金化温度は、より好ましくは５７０℃以下である。

また、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）のめっき付着量はいずれも、片面あたり２０～８０ｇ／ｍ^２とすることが好ましい。なお、めっき付着量は、ガスワイピング等により調節することが可能である。

また、後述する第二冷却工程の前で、かつ、めっき工程の後または途中で、亜鉛めっき鋼板を２８０℃以上５５０℃以下の温度域（以下、追加保持温度域ともいう）で３秒以上６００秒以下保持する追加保持工程を行ってもよい。なお、めっき処理として合金化亜鉛めっき処理を行う場合には、めっき工程の途中に追加保持工程を行う、すなわち、めっき工程が追加保持工程を兼ねていてもよい。また、追加保持工程を行う場合、第一保持温度域での保持時間と追加保持温度域での保持時間は合計で３秒以上６００秒以下であり、追加保持温度域での保持時間と第二温度域での保持時間は合計で３秒以上２０００秒以下であることが好ましい。第一保持温度域での保持時間と追加保持温度域での保持時間は、より好ましくは合計で２００秒未満である。追加保持温度域での保持時間と第二保持温度域での保持時間は、より好ましくは合計で１２００秒未満である。

［第二冷却工程］
ついで、亜鉛めっき鋼板を、２８０℃以上４７０℃以下の第二冷却停止温度まで冷却する。

第二冷却停止温度：２８０℃以上４７０℃以下
第二冷却工程は、後工程である第二保持工程において適正量のベイニティックフェライトを生成させることで未変態オーステナイトの形態を変化させて未変態オーステナイトへのＣ濃化を促進し、これにより、Ｓ_ＭＡ２、さらにはＳ_γ２／Ｓ_γ１を所定の範囲に制御とするために必要な工程である。ここで、第二冷却停止温度が２８０℃未満になると、後工程である第二保持工程で適正量のベイニティックフェライトが生成せず、Ｓ_ＭＡ２、さらにはＳ_γ２／Ｓ_γ１が減少し、高ひずみ域の加工硬化能が低下する。また、硬質なフレッシュマルテンサイトや自己焼戻しマルテンサイトが増加し、延性が低下する。加えて、下地鋼板に含まれる水素の外部放出が不十分となり、下地鋼板の拡散性水素量が増加する。これにより、延性が低下するおそれがある。一方、第二冷却停止温度が４７０℃を超えると、後工程である第二保持工程で適正量のベイニティックフェライトが生成せず、Ｓ_ＭＡ２、さらにはＳ_γ２／Ｓ_γ１が減少し、高ひずみ域の加工硬化能が低下する。また、下地鋼板に含まれる水素の外部放出が不十分となり、下地鋼板の拡散性水素量が増加する。これにより、延性が低下するおそれがある。したがって、第二冷却停止温度は２８０℃以上４７０℃以下とする。第二冷却停止温度は、好ましくは３００℃以上である。また、第二冷却停止温度は、好ましくは４５０℃以下である。

０℃≦Ｔ_０－Ｔ_２ ・・・（２）
また、Ｓ_ＭＡ２およびＳ_γ２／Ｓ_γ１を所定の範囲に制御するためには、後工程である第二保持工程において適正量のベイニティックフェライトを生成させることにより、未変態オーステナイトの形態を変化させて未変態オーステナイトへのＣ濃化を促進することが重要である。そのためには、第二冷却停止温度を、第一冷却停止温度以下にする、つまり、上掲式（２）の関係を満足させる必要がある。Ｔ_０－Ｔ_２が０℃未満であると、第二保持工程でのベイニティックフェライトの生成が抑制されて、Ｓ_ＭＡ２およびＳ_γ２／Ｓ_γ１が減少し、高ひずみ域の加工硬化能が低下する。したがって、Ｔ_０－Ｔ_２は０℃以上とする。Ｔ_０－Ｔ_２は、好ましくは２０℃以上、より好ましくは３０℃以上である。Ｔ_０－Ｔ_２の上限は特に限定されないが、好ましくは２００℃以下、より好ましくは１６０℃以下である。ここで、Ｔ_０は第一冷却停止温度（℃）、Ｔ_２は第二冷却停止温度（℃）である。

［第二保持工程］
ついで、亜鉛めっき鋼板を２８０℃以上４７０℃以下の温度域（以下、第二保持温度域ともいう）で１０秒以上２０００秒以下保持する。
これにより、第二冷却工程終了時点で鋼中に存在する未変態オーステナイトの形態を変化させてＳ_ＭＡ２を所定量確保する。また、未変態オーステナイトへのＣ濃化を促進することにより、Ｓ_γ２／Ｓ_γ１を所定の範囲に制御することを可能とする。

第二保持温度域での保持時間：１０秒以上２０００秒以下
第二保持温度域での保持時間が１０秒未満になると、第二保持工程で適正量のベイニティックフェライトが生成せず、Ｓ_ＭＡ２、さらにはＳ_γ２／Ｓ_γ１が減少し、高ひずみ域の加工硬化能が低下する。また、下地鋼板に含まれる水素の外部放出が不十分となり、下地鋼板の拡散性水素量が増加する。これにより、延性が低下するおそれがある。一方、第二保持温度域での保持時間が２０００秒を超えると、第二冷却工程終了時点で鋼中に存在する未変態オーステナイトが、炭化物（パーライト）として分解してしまう。そのため、残留オーステナイトの面積率、Ｓ_ＭＡ１およびＳ_ＭＡ２が減少し、延性、低ひずみ域の加工硬化能および高ひずみ域の加工硬化能が低下する。したがって、第二保持温度域での保持時間は１０秒以上２０００秒以下とする。第二保持温度域での保持時間は、好ましくは１５秒以上である。また、第二保持温度域での保持時間は、好ましくは１２００秒以下である。なお、第二保持温度域での保持時間には、第二冷却停止温度に到達した後の亜鉛めっき鋼板の当該温度域での滞留時間に加え、第二冷却工程において第二冷却停止温度に到達するまでの亜鉛めっき鋼板の当該温度域での滞留時間が含まれる。

第二保持温度域での保持後の冷却条件は特定に限定されず、常法に従えばよい。冷却方法としては、例えば、ガスジェット冷却、ミスト冷却、ロール冷却、水冷および空冷などを適用することができる。また、表面の酸化防止の観点から、第二保持温度域での保持後、５０℃以下まで冷却することが好ましく、より好ましくは室温程度まで冷却する。再加熱温度域での保持後の冷却における平均冷却速度は、例えば、１℃／秒以上５０℃／秒以下が好適である。

また、上記のようにして得た亜鉛めっき鋼板に、さらに、調質圧延を施してもよい。調質圧延の圧下率は２．００％を超えると、降伏応力が上昇し、亜鉛めっき鋼板を部材に成形する際の寸法精度が低下するおそれがある。そのため、調質圧延の圧下率は２．００％以下が好ましい。なお、調質圧延の圧下率の下限は特に限定されるものではないが、生産性の観点から０．０５％以上が好ましい。また、調質圧延は上述した各工程を行うための焼鈍装置と連続した装置上（オンライン）で行ってもよいし、各工程を行うための焼鈍装置とは不連続な装置上（オフライン）で行ってもよい。また、調質圧延の圧延回数は、１回でもよく、２回以上であってもよい。なお、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、レベラー等による圧延であっても構わない。

上記以外の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。

［４］部材の製造方法
つぎに、本発明の一実施形態に従う部材の製造方法について、説明する。
本発明の一実施形態に従う部材の製造方法は、上記の亜鉛めっき鋼板（例えば、上記の亜鉛めっき鋼板の製造方法により製造された亜鉛めっき鋼板）に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する。
ここで、成形加工方法は、特に限定されず、例えば、プレス加工等の一般的な加工方法を用いることができる。また、接合加工方法も、特に限定されず、例えば、スポット溶接、レーザー溶接、アーク溶接等の一般的な溶接や、リベット接合、かしめ接合等を用いることができる。なお、成形条件および接合条件については特に限定されず、常法に従えばよい。

表１に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を有する鋼素材を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。得られた鋼スラブを１２５０℃に加熱し、加熱後、鋼スラブに粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、熱延鋼板とした。ついで、得られた熱延鋼板に、酸洗および冷間圧延（圧下率：５０％）を施し、表３に示す板厚の冷延鋼板とした。ついで、得られた冷延鋼板に、表２に示す条件で、焼鈍工程、第一冷却工程、第一保持工程、めっき工程、第二冷却工程および第二保持工程を行い、亜鉛めっき鋼板を得た。

ここで、めっき工程では、溶融亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＩともいう）または合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＡともいう）を得た。なお、表２では、めっき工程の種類についても、「ＧＩ」および「ＧＡ」と表示している。

また、亜鉛めっき浴としては、ＧＩを製造する場合は、Ａｌ：０．２０質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる組成のめっき浴を使用した。ＧＡを製造する場合は、Ａｌ：０．１４質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる組成のめっき浴を使用した。
めっき付着量は、ＧＩを製造する場合は、片面あたり４５～７２ｇ／ｍ^２とし、ＧＡを製造する場合は、片面あたり４５ｇ／ｍ^２とした。
なお、最終的に得られた亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層の組成は、ＧＩでは、Ｆｅ：０．１～１．０質量％、Ａｌ：０．２～１．０質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であった。また、ＧＡでは、Ｆｅ：７～１５質量％、Ａｌ：０．１～１．０質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であった。
また、亜鉛めっき層はいずれも、下地鋼板の両面に形成した。

かくして得られた亜鉛めっき鋼板を用いて、上述した要領により、下地鋼板の鋼組織の同定および拡散性水素量の測定を行った。測定結果を表３に示す。表３中、Ｆはフェライト、ＢＦはベイニティックフェライト、ＴＭは焼戻しマルテンサイト、ＲＡは残留オーステナイト、ＦＭはフレッシュマルテンサイト、Ｐはパーライト、θはセメンタイトである。
また、以下の要領により、引張試験および加工硬化指数試験を行い、以下の基準により、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（Ｔ－Ｅｌ）、低ひずみ域の加工硬化指数（ｎ_１）および高ひずみ域の加工硬化指数（ｎ_２）を評価した。
・ＴＳ
合格：５９０ＭＰａ≦ＴＳ
不合格：ＴＳ＜５９０ＭＰａ
・Ｔ－Ｅｌ
合格：
５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、３２．０％≦Ｔ－Ｅｌ
７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、２２．０％≦Ｔ－Ｅｌ
９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、１６．０％≦Ｔ－Ｅｌ
不合格：
５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、３２．０％＞Ｔ－Ｅｌ
７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、２２．０％＞Ｔ－Ｅｌ
９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、１６．０％＞Ｔ－Ｅｌ
・ｎ_１
合格：
５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、０．２００≦ｎ_１
７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、０．１８０≦ｎ_１
９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、０．１２０≦ｎ_１
不合格：
５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、０．２００＞ｎ_１
７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、０．１８０＞ｎ_１
９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、０．１２０＞ｎ_１
・ｎ_２
合格、特に優れる：
５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、０．１９０≦ｎ_２
７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、０．１５０≦ｎ_２
９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、０．１００≦ｎ_２
合格、優れる：
５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、０．１８０≦ｎ_２＜０．１９０
７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、０．１４０≦ｎ_２＜０．１５０
９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、０．０９０≦ｎ_２＜０．１００
不合格：
５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、０．１８０＞ｎ_２
７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、０．１４０＞ｎ_２
９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、０．０９０＞ｎ_２

引張試験および加工硬化指数試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１およびＪＩＳ Ｚ ２２５３に準拠して行った。すなわち、得られた亜鉛めっき鋼板から、長手方向が下地鋼板の圧延方向に対して直角となるようにＪＩＳ５号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、クロスヘッド速度が１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行い、ＴＳ、Ｔ－Ｅｌ、Ｕ－Ｅｌ、ｎ_１およびｎ_２を測定した。なお、ｎ_１は、ひずみが均一伸び（Ｕ－Ｅｌ）の０．４０倍および０．８０倍となる時のひずみと試験力（応力）の値から、２点法により算出した。また、ｎ_２は、ひずみが均一伸び（Ｕ－Ｅｌ）の０．９０倍および０．９５倍となる時のひずみと試験力（応力）の値から、２点法により算出した。結果を表４に併記する。

表４に示したように、発明例ではいずれも、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（Ｔ－Ｅｌ）、低ひずみ域の加工硬化指数（ｎ_１）および高ひずみ域の加工硬化指数（ｎ_２）の全てが合格であった。また、発明例の鋼板を用いて、成形加工を施して得た部材および接合加工を施して得た部材はいずれも、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（Ｔ－Ｅｌ）、低ひずみ域の加工硬化指数（ｎ_１）および高ひずみ域の加工硬化指数（ｎ_２）の全てが、優れていた。
一方、比較例では、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（Ｔ－Ｅｌ）、低ひずみ域の加工硬化指数（ｎ_１）および高ひずみ域の加工硬化指数（ｎ_２）の少なくとも１つが十分ではなかった。

Claims (15)

1. 下地鋼板と、該下地鋼板の表面に亜鉛めっき層と、を有する亜鉛めっき鋼板であって、
   該下地鋼板は、
   質量％で、
   Ｃ：０．０４０％以上０．２００％以下、
   Ｓｉ：０．２０％以上３．００％以下、
   Ｍｎ：１．００％以上３．５０％未満、
   Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
   Ｓ：０．０２００％以下、
   Ａｌ：０．００５％以上２．０００％以下および
   Ｎ：０．０１００％以下
   であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、成分組成を有し、
   また、該下地鋼板は、
   フェライトの面積率：２０．０％以上９０．０％以下、
   ベイニティックフェライトの面積率：４．０％以上６０．０％以下、
   焼戻しマルテンサイトの面積率：２０．０％以下（０％を含む）、
   残留オーステナイトの面積率：３．０％以上、
   フレッシュマルテンサイトの面積率：２０．０％以下（０％を含む）、
   Ｓ_Ｆ＋Ｓ_ＢＦ：５５．０％以上９５．０％以下、
   Ｓ_ＭＡ１：４．０％以上および
   Ｓ_ＭＡ２：１．５％以上
   である、鋼組織を有し、
   引張強さが５９０ＭＰａ以上である、亜鉛めっき鋼板。
   ここで、
   Ｓ_Ｆ：フェライトの面積率
   Ｓ_ＢＦ：ベイニティックフェライトの面積率
   Ｓ_ＭＡ１：残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイトからなる硬質第二相を構成する島状領域のうち、真円度が０．４０以下である島状領域の合計の面積率
   Ｓ_ＭＡ２：硬質第二相を構成する島状領域のうち、真円度が０．２０以下、かつ、アスペクト比４．０以下である島状領域の合計の面積率
   である。
2. 前記下地鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、
   Ｔｉ：０．２００％以下、
   Ｎｂ：０．２００％以下、
   Ｖ：０．１００％以下、
   Ｂ：０．０１００％以下、
   Ｃｕ：１．０００％以下、
   Ｃｒ：１．０００％以下、
   Ｎｉ：１．０００％以下、
   Ｍｏ：０．５００％以下、
   Ｓｂ：０．２００％以下、
   Ｓｎ：０．２００％以下、
   Ｔａ：０．１００％以下、
   Ｗ：０．５００％以下、
   Ｍｇ：０．０２００％以下、
   Ｚｎ：０．０２００％以下、
   Ｃｏ：０．０２００％以下、
   Ｚｒ：０．０２００％以下、
   Ｃａ：０．０２００％以下、
   Ｃｅ：０．０２００％以下、
   Ｓｅ：０．０２００％以下、
   Ｔｅ：０．０２００％以下、
   Ｇｅ：０．０２００％以下、
   Ａｓ：０．０２００％以下、
   Ｓｒ：０．０２００％以下、
   Ｃｓ：０．０２００％以下、
   Ｈｆ：０．０２００％以下、
   Ｐｂ：０．０２００％以下、
   Ｂｉ：０．０２００％以下および
   ＲＥＭ：０．０２００％以下
   のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板。
3. 前記下地鋼板の鋼組織において、Ｓ_γ２／Ｓ_γ１が０．１０以上である、請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板。
   ここで、
   Ｓ_γ１：固溶Ｃ濃度が０．７０％以上である残留オーステナイトの面積率
   Ｓ_γ２：固溶Ｃ濃度が０．８５％以上である残留オーステナイトの面積率
   である。
4. 前記下地鋼板の鋼組織において、Ｓ_γ２／Ｓ_γ１が０．１０以上である、請求項２に記載の亜鉛めっき鋼板。
   ここで、
   Ｓ_γ１：固溶Ｃ濃度が０．７０％以上である残留オーステナイトの面積率
   Ｓ_γ２：固溶Ｃ濃度が０．８５％以上である残留オーステナイトの面積率
   である。
5. 前記下地鋼板の拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である、請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板。
6. 前記下地鋼板の拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である、請求項２に記載の亜鉛めっき鋼板。
7. 前記下地鋼板の拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である、請求項３に記載の亜鉛めっき鋼板。
8. 前記下地鋼板の拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である、請求項４に記載の亜鉛めっき鋼板。
9. 前記亜鉛めっき層が、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層である、請求項１～８のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板。
10. 請求項１～８のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
11. 請求項９に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
12. 下地鋼板と、該下地鋼板の表面に亜鉛めっき層と、を有する亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
    該下地鋼板は、
    フェライトの面積率：２０．０％以上９０．０％以下、
    ベイニティックフェライトの面積率：４．０％以上６０．０％以下、
    焼戻しマルテンサイトの面積率：２０．０％以下（０％を含む）、
    残留オーステナイトの面積率：３．０％以上、
    フレッシュマルテンサイトの面積率：２０．０％以下（０％を含む）、
    Ｓ _Ｆ ＋Ｓ _ＢＦ ：５５．０％以上９５．０％以下、
    Ｓ _ＭＡ１ ：４．０％以上および
    Ｓ _ＭＡ２ ：１．５％以上
    である、鋼組織を有し、
    前記亜鉛めっき鋼板の引張強さが５９０ＭＰａ以上であり、
    前記亜鉛めっき鋼板の製造方法は、
    請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする、熱延工程と、
    前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷延工程と、
    前記冷延鋼板を、焼鈍温度：７６０℃以上９００℃以下および焼鈍時間：２０秒以上で焼鈍する、焼鈍工程と、
    前記冷延鋼板を３５０℃以上５５０℃以下の第一冷却停止温度まで冷却する、第一冷却工程と、
    前記冷延鋼板を３５０℃以上５５０℃以下の温度域で３秒以上６００秒以下保持する、第一保持工程と、
    前記冷延鋼板に亜鉛めっき処理を施して亜鉛めっき鋼板とする、めっき工程と、
    前記亜鉛めっき鋼板を、２８０℃以上４７０℃以下の第二冷却停止温度まで冷却する、第二冷却工程と、
    前記亜鉛めっき鋼板を２８０℃以上４７０℃以下の温度域で１０秒以上２０００秒以下保持する、第二保持工程と、
    を有し、
    前記第一冷却停止温度、前記亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度、および前記第二冷却停止温度が、次式（１）および次式（２）の関係を満足する、亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    －１２０℃≦Ｔ_０－Ｔ_１≦８０℃ ・・・（１）
    ０℃≦Ｔ_０－Ｔ_２ ・・・（２）
    ここで、
    Ｔ_０：第一冷却停止温度（℃）
    Ｔ_１：亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度（℃）
    Ｔ_２：第二冷却停止温度（℃）
    である。
    また、
    Ｓ _Ｆ ：フェライトの面積率
    Ｓ _ＢＦ ：ベイニティックフェライトの面積率
    Ｓ _ＭＡ１ ：残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイトからなる硬質第二相を構成する島状領域のうち、真円度が０．４０以下である島状領域の合計の面積率
    Ｓ _ＭＡ２ ：硬質第二相を構成する島状領域のうち、真円度が０．２０以下、かつ、アスペクト比４．０以下である島状領域の合計の面積率
    である。
13. 前記亜鉛めっき処理が、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理である、請求項１２に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
14. 請求項１～８のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する、部材の製造方法。
15. 請求項９に記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する、部材の製造方法。
    

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