JPWO2016072475A1 - 溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

Abstract

母材鋼板と前記母材鋼板の少なくとも一方の表面に形成された溶融亜鉛めっき層とからなり、前記溶融亜鉛めっき層は、前記鋼板の表面に、Ｆｅ含有量が０％超〜５％以下であり、Ａｌ含有量が０％超〜１．０％以下であり、ζ相からなる柱状晶を含み、さらに、前記溶融亜鉛めっき層と母材鋼板との全界面のうち２０％以上がζ相に被覆され、前記溶融亜鉛めっき層において、ζ結晶粒のうち粗大な酸化物が存在するζ結晶粒と母材鋼板との成す界面が、前記ζ相と母材鋼板との全界面に対して５０％以下であり、前記母材鋼板が、特定の化学成分を有し、前記母材鋼板と前記溶融亜鉛めっき層との界面に直接接する微細化層を有し、前記微細化層の平均厚さが０．１〜５．０μｍ、前記微細化層内におけるフェライト相の平均粒径が０．１〜３．０μｍであり、前記微細化層中にＳｉおよびＭｎの１種または２種以上の酸化物を含有し、前記酸化物の最大径が０．０１〜０．４μｍであり、前記母材鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、体積分率で、残留オーステナイト相を１％以上有する溶融亜鉛めっき鋼板。

Description

本発明は、めっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。
本願は、２０１４年１１月０５日に、日本に出願された特願２０１４−２２５３９８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

主に自動車の骨格部材に使用される鋼板について、高強度化の要求が高まってきている。これら高強度鋼板においては、高い強度と優れた成形性を得るため、強度向上に寄与するＳｉやＭｎに代表される合金元素を添加することが一般的である。しかし、ＳｉやＭｎに代表される合金元素はめっき密着性を低下させる作用も有する。
また、自動車用鋼板については、一般に屋外で使用されるため、優れた耐食性が要求されるのが通常である。

ところで、自動車の外板などの用途においては、プレス加工により板の周辺部に苛酷な曲げ加工（ヘム曲げ）を施すのが通常である。また自動車外板のみならず、その他の用途においても、プレス加工により苛酷な曲げ加工や、穴広げ加工などを施して使用することが多い。そして、従来の溶融亜鉛めっき鋼板に苛酷な曲げ加工や穴広げ加工などを施した場合、その加工部分で、めっき層が母材鋼板から剥離してしまうことがあった。このようにめっき層が剥離すれば、その個所の耐食性が失われて、母材鋼板に早期に腐食、発錆が生じてしまう問題がある。まためっき層の剥離には至らないまでも、めっき層と母材鋼板との密着性が失われて、その部分にわずかでも空隙が生じれば、その空隙に外気や水分が浸入して、めっき層による防食機能が失われる。その結果、前記同様に母材鋼板に早期に腐食、発錆が生じてしまう。
これらのような問題から、苛酷な曲げ加工などを施して使用される高強度鋼板としては、母材鋼板に対するめっき層の密着性が優れた溶融亜鉛めっき層を備えためっき鋼板が強く望まれている。

めっき層の密着性を高めるため、例えば特許文献１〜３に代表されるように、鋼板の内部に酸化物を生成させ、めっき剥離の原因となる地鉄とめっき層との界面の酸化物を減らす方法が提案されている。しかしながら、このような酸化物を鋼板表層で生成させる場合、鋼板表層の炭素が酸素と結びついてガス化する。その結果、炭素が鋼板から離脱するため、この炭素が離脱した領域の強度が著しく低下する場合がある。鋼板表層の強度が低下した場合、表層部の特性に強く依存する耐疲労特性は劣化し、疲労強度が大きく低下する懸念がある。

あるいは、めっき層の密着性を高めるため、特許文献４では、一般的な焼鈍工程の前に新たな焼鈍工程および酸洗工程を追加して施すことで、母材鋼板表面を改質し、めっき密着性を高める方法が提案されている。しかしながら、特許文献４に記載の方法では、一般的な高強度めっき鋼板の製造方法に対し、工程が増えるため、コストの面で課題がある。

さらに、特許文献５においては、母材鋼板の表層部から炭素を除去し、めっきの密着性を高める方法が提案されている。しかしながら、特許文献５に記載の方法では、炭素を除去した領域の強度が著しく低下する。このため、特許文献５に記載の方法は、表層部の特性に強く依存する耐疲労特性が劣化し、疲労強度が大きく低下する懸念がある。

また、特許文献６，７では、めっき層中のＭｎ、ＡｌおよびＳｉ量を好適な範囲に制御し、めっき密着性を向上した鋼板が提案されている。特許文献６，７に記載の鋼板では、製造時にめっき層中の元素量を高い精度で制御する必要があり、操業上の負荷が大きく、コスト面で課題がある。

めっき密着性を高める手法として、特許文献８では、鋼板のミクロ組織がフェライトのみからなる高強度鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献８に記載の鋼板では、ミクロ組織が軟質なフェライトのみであるため、十分に高い強度が得られない。

ここで、溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板が幅広く用いられている。合金化処理は、めっき層をＺｎの融点以上の温度に加熱し、多量のＦｅ原子を母材鋼板中からめっき層中に拡散させ、めっき層をＺｎ−Ｆｅ合金主体の層とする処理である。例えば、特許文献９、１０、１１には、めっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。しかしながら、めっき層を十分に合金化するには、鋼板を高温に加熱する必要がある。鋼板を高温に加熱すると、鋼板内部のミクロ組織が変質し、特に粗大な鉄系炭化物が生成しやすく、鋼板の特性が損なわれることがあるため、好ましくない。

特許文献１２には、素地鋼板がＳｉ、Ｍｎ、Ａｌからなる群より選択された１種以上を含む溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。特許文献１２には、製造工程において、素地鋼板のめっき浴侵入温度を制御することが記載されている。また、特許文献１２には、素地鋼板とめっき層との界面に形成されている合金層における断面の面積率を規定した、めっき密着性およびスポット溶接性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。

特許文献１２には、表面にＳｉ、Ｍｎ酸化物が存在している鋼板を、溶融亜鉛めっき浴に侵入させると、亜鉛めっきが施されない未めっきが多量発生することが述べられている。しかし、特許文献１２には、Ｓｉ、Ｍｎ酸化物をめっき開始までに低減させる技術は開示されていない。また、特許文献１２では、素地鋼板のめっき浴侵入温度を、溶融亜鉛めっき浴温度より高くする。溶融亜鉛めっき浴中のＡｌ含有量にもよるが、最低でも素地鋼板のめっき浴侵入温度を、溶融亜鉛めっき浴温度より４℃超高くし、最高で２８℃高くしている。このため、特許文献１２では、浴温の安定性ひいては製品の特性の均一性が不十分となる場合があった。

日本国特開２００８−０１９４６５号公報 日本国特開２００５−０６０７４２号公報 日本国特開平９−１７６８１５号公報 日本国特開２００１−０２６８５３号公報 日本国特開２００２−０８８４５９号公報 日本国特開２００３−０５５７５１号公報 日本国特開２００３−０９６５４１号公報 日本国特開２００５−２００７５０号公報 日本国特開平１１−１４０５８７号公報 日本国特開２００１−３０３２２６号公報 日本国特開２００５−０６０７４３号公報 日本国特表２０１３−５４１６４５号公報

以上のような現状に鑑み、本発明は、強度、延性、穴拡げ性、スポット溶接性めっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の提供を課題とする。

本発明者らは、めっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得るために鋭意検討を重ねた。その結果、本発明者らは、めっき層中にζ相（ＦｅＺｎ_１３）を生成させ、破壊の起点である粗大な酸化物をその内部に取り込むことでめっき剥離を抑制することを見出した。このことにより、めっき層の合金化処理を施すことなく、めっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。

本発明は、かかる知見に基づいて完成させたものであり、その態様は以下の通りである。

（１）母材鋼板と前記母材鋼板の少なくとも一方の表面に形成された溶融亜鉛めっき層とからなり、
前記溶融亜鉛めっき層は、前記鋼板の表面に、Ｆｅ含有量が０％超〜５％以下であり、Ａｌ含有量が０％超〜１．０％以下であり、ζ相からなる柱状晶を含み、さらに、前記溶融亜鉛めっき層と母材鋼板との全界面のうち２０％以上がζ相に被覆され、前記溶融亜鉛めっき層において、ζ結晶粒のうち粗大な酸化物が存在するζ結晶粒と母材鋼板との成す界面が、前記ζ相と母材鋼板との全界面に対して５０％以下であり、
前記母材鋼板が、質量％で、
Ｃ ：０．０４０〜０．４００％、
Ｓｉ：０．０５〜２．５０％、
Ｍｎ：０．５０〜３．５０％、
Ｐ ：０．０００１〜０．１０００％、
Ｓ ：０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ：０．００１〜１．５００％、
Ｎ ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｏ ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｓｉ＋０．７Ａｌ≧０．３０（式中の元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す。）を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる化学成分を有し、
前記母材鋼板と前記溶融亜鉛めっき層との界面に直接接する微細化層を有し、前記微細化層の平均厚さが０．１〜５．０μｍ、前記微細化層内におけるフェライト相の平均粒径が０．１〜３．０μｍであり、前記微細化層中にＳｉおよびＭｎの１種または２種以上の酸化物を含有し、前記酸化物の最大径が０．０１〜０．４μｍであり、
前記母材鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、体積分率で、残留オーステナイト相を１％以上有する溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）前記溶融亜鉛めっき層について、前記母材鋼板の片面におけるめっき付着量が１０ｇ／ｍ^２以上、１００ｇ／ｍ^２以下である（１）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）前記母材鋼板が、質量％で、さらに、
Ｔｉ：０．００１〜０．１５０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１００％、
Ｖ：０．００１〜０．３００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）前記母材鋼板が、質量％で、さらに、
Ｃｒ：０．０１〜２．００％、
Ｎｉ：０．０１〜２．００％、
Ｃｕ：０．０１〜２．００％、
Ｍｏ：０．０１〜２．００％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｗ：０．０１〜２．００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する（１）〜（３）のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
（５）前記母材鋼板が、質量％で、さらに、
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．０１００％含有する（１）〜（４）のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。

本発明の上記態様によれば、強度、延性、穴拡げ性、スポット溶接性、めっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を提供できる。

本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の断面のうち、溶融亜鉛めっき層／母材鋼板界面を含む近傍の断面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。 本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の断面の電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）写真である。

本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板（以下、単に鋼板とも記す。）と鋼板の少なくとも一方の表面に形成された溶融亜鉛めっき層（以下、単にめっき層とも記す。）とからなる。
めっき層は、Ｆｅ含有量が０％超〜５％以下であり、Ａｌ含有量が０％超〜１．０％以下であり、ζ相からなる柱状晶を含む。めっき層は、めっき層と母材鋼板との全界面のうち２０％以上がζ相に被覆され、ζ相と母材鋼板との界面のうち粗大な酸化物が存在するζ結晶粒と母材鋼板との成す界面の割合が５０％以下である。

まず、本発明の実施形態の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板を構成する亜鉛めっき層について説明する。なお、以下の説明における［％］は［質量％］である。

（めっき層）
本発明の実施形態においては、溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅ含有量が０％超〜５．０％以下であり、Ａｌ含有量が０％超〜１．０％以下である。さらに、溶融亜鉛めっき層はＡｇ、Ｂ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｓ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｉ、Ｋ、Ｌａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎａ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｒｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｓｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有、あるいは混入するものであってもよい。このように、溶融亜鉛めっき層が、上記の元素の１種または２種以上を含有、あるいは混入するものであっても、本発明の効果は損なわれず、その含有量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。
また、本実施形態においては、溶融亜鉛めっき層はζ相からなる柱状晶を含み、めっき層と母材鋼板との全界面のうち２０％以上がζ相に被覆されていることを特徴とする。
さらに、母材鋼板の片面における溶融亜鉛めっき層の付着量は１０ｇ／ｍ^２以上、１００ｇ／ｍ^２以下であることが好ましい。

〔溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量：０％超〜５．０％以下〕
溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量が高まるとめっき密着性が劣化することから、Ｆｅ含有量を５．０％以下とする必要がある。めっき密着性を更に高めるため、めっき層中のＦｅ含有量は４．０％以下とすることが好ましく、３％以下とすることが更に好ましい。めっき層中のＦｅ含有量の下限は０％超とする。Ｆｅ含有量が０．５％未満では、密着性を改善するために必要なζ相が十分に得られないことがある。このため、めっき層中のＦｅ含有量は０．５％以上とすることが好ましく、１．０％以上とすることが更に好ましい。

〔溶融亜鉛めっき層におけるＡｌ含有量：０％超〜１．０％以下〕
溶融亜鉛めっき層におけるＡｌ含有量が高まるとめっき密着性が劣化することから、Ａｌ含有量を１．０％以下とする必要がある。めっき密着性を更に高めるため、めっき層中のＡｌ含有量は０．８％以下とすることが好ましく、０．５％以下とすることが更に好ましい。めっき層中のＡｌ含有量の下限は０％超とする。Ａｌ含有量を０．０１％未満とするためには、めっき浴中のＡｌ濃度を極端に下げる必要がある。めっき浴中のＡｌ濃度を極端に下げると、めっき層の合金化が過度に進むことでめっき層中のＦｅ含有量が増えてめっき密着性が劣化する。このことから、めっき層中のＡｌ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。この観点から、めっき層中のＡｌ含有量は０．０５％以上とすることがより好ましい。

さらに、溶融亜鉛めっき層はＡｇ、Ｂ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｓ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｉ、Ｋ、Ｌａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎａ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｒｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｓｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有、あるいは混入するものであってもよい。溶融亜鉛めっき層が、上記の元素の１種または２種以上を含有、あるいは混入するものであっても、本発明の効果は損なわれず、その含有量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。

「ζ相」
図１に、本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の断面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真を示す。図１に示すとおり、本発明の溶融亜鉛めっき層は、ＦｅとＺｎの合金であるζ相（ＦｅＺｎ_１３）からなる柱状晶を含む。特にめっき層と母材鋼板との全ての界面のうち、ζ相が母材鋼板と接している界面の割合が２０％以上であることを特徴とする。これにより、剥離の起点として働きうるＳｉおよび／またはＭｎを含む長径０．２μｍ以上の粗大な酸化物が、母材鋼板表面からζ相内部に取り込まれる。これによって粗大な酸化物が破壊の起点として働きづらくなり、めっき層の密着性が向上する。この観点から、ζ相と母材鋼板の界面がめっき層と母材鋼板との全ての界面に対して占める割合は２５％以上であることが好ましく、３０％以上であることがより好ましい。なお、ζ相と母材鋼板の界面がめっき層と母材鋼板との全ての界面に占める割合の上限は特に定めず、１００％であっても構わない。なお、Ｓｉおよび／またはＭｎを含む酸化物の長径が０．２μｍ以上であると、酸化物を起点とする割れが顕著となり、長径が０．２μｍ未満であると、割れの起点として働きにくくなる。これは、溶融亜鉛めっき鋼板の変形時における応力集中の度合いが、酸化物の大きさによって変化するためである。具体的には、酸化物が大きい（長径が長い）ほど、変形時に応力が集中しやすくなり、めっき層が剥離しやすくなる。

一方、Ｓｉおよび／またはＭｎを含む粗大酸化物がζ相に取り込まれず、ζ相と母材鋼板の界面に粗大酸化物が存在すると、ζ相によるめっき密着性の向上効果が十分に得られず、好ましくない。このことから、ζ相の結晶（ζ結晶粒）のうち粗大酸化物が存在するζ結晶粒（粗大酸化物含有ζ結晶粒）と母材鋼板との界面の割合を、ζ相と母材鋼板との全ての界面に対して５０％以下とする。粗大酸化物含有ζ結晶粒と母材鋼板との界面の割合が５０％以下である場合、ζ相に取り込まれずに存在するＳｉおよび／またはＭｎを含む粗大酸化物が十分に少なくなる。なお、粗大酸化物含有ζ結晶粒と母材鋼板との界面の割合は、ζ相と母材鋼板との全ての界面に対して３５％以下であることが好ましい。ζ相と母材鋼板との界面には、長径０．２μｍ以上の粗大酸化物が少ないほど好ましい。ζ相と母材鋼板との全ての界面のうち、粗大酸化物含有ζ結晶粒が母材鋼板と成す界面の割合が０％であることが最も好ましい。

また、溶融亜鉛めっき層はδ１相（ＦｅＺｎ_７）を含んでも構わない。しかしながら、δ１相の分率を高めるには、母材鋼板をめっき浴に浸漬後、母材鋼板を加熱してめっき層の合金化を進める必要があり、加熱によって母材鋼板の引張特性が劣化する。この観点から、δ１相の分率は小さいことが好ましい。特にめっき層と母材鋼板との全ての界面のうち、δ１相が母材鋼板と接している界面の割合を２０％以下とすることが好ましい。

本発明におけるζ相と母材鋼板の界面がめっき層と母材鋼板との全ての界面に占める割合および、δ１相と母材鋼板の界面がめっき層と母材鋼板との全ての界面に占める割合は、以下の要領で求めることができる。
すなわち、溶融亜鉛めっき鋼板から、母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取する。観察面を鏡面研磨し、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、観察しためっき層と母材鋼板との界面の長さの合計Ｌが２００μｍ以上となるまで観察する。界面の長さの合計Ｌが２００μｍ以上となるまで観察するとは、１つの板厚断面内をＬが２００μｍ以上となるまで観察してもよいし、複数の板厚断面内をＬが２００μｍ以上となるまで観察してもよい。

前記Ｌを観察した視野と同じ視野において、柱状を呈する結晶粒はζ相またはδ１相であり、ζ相およびδ１相と母材鋼板の界面の長さの合計Ｌ１を測定する。続いて、前記Ｌ１を観察した視野と同じ視野において、ＦＥ−ＳＥＭを用いたＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｈ−Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法による高分解能結晶方位解析を行い、δ１相の同定を行い、δ１相と母材鋼板の界面の長さの合計Ｌ２を求める。
（Ｌ１−Ｌ２）／Ｌをもってζ相と母材鋼板の界面がめっき層と母材鋼板との全ての界面に占める割合とみなす。
同様に、Ｌ２／Ｌをもってδ１相と母材鋼板の界面がめっき層と母材鋼板との全ての界面に占める割合とみなす。
なお、ζ相とδ１相との分離は、上記ＥＢＳＤ法以外の手法により行っても構わない。例えば、電界放射型電子プローブ微小分析器（ＦＥ−ＥＰＭＡ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ ＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｅｒ）により、めっき層中のＺｎ元素マッピングを行い、Ｚｎ量の違いからζ相とδ１相の判別を行っても構わない。

また、ζ相の結晶（ζ結晶粒）のうち、粗大酸化物が存在するζ結晶粒（粗大酸化物含有ζ結晶粒）と母材鋼板との界面の割合は、以下の要領で求める。すなわち、Ｌを観察した視野と同じ視野において、ζ相と母材鋼板の界面を観察し、ζ相と母材鋼板との界面に長径０．２μｍ以上の粗大酸化物があるζ結晶粒（粗大酸化物含有ζ結晶粒）を求める。めっき層のζ相と母材鋼板との界面に存在する酸化物は、ＳＥＭの反射電子（ＢＳＥ）像において周囲と比較して暗く見える。このため、めっき層のζ相と母材鋼板との界面に酸化物が存在しているか否かは、Ｌを観察した視野と同じ視野でのＳＥＭの反射電子（ＢＳＥ）像を観察し、周囲との明るさの差によって判別する。また、判別した各酸化物について、観察面上での長径を測定し、長径が０．２μｍ以上のものを粗大酸化物と判別する。そして、粗大酸化物含有ζ結晶粒と母材鋼板との界面の長さを求め、その界面の長さの合計Ｌ＊＊を得る。Ｌ＊＊／（Ｌ１−Ｌ２）を求めることによって、ζ相と母材鋼板との全ての界面のうち、粗大酸化物含有ζ結晶粒が母材鋼板と成す界面の割合が得られる。

なお、ζ相を鮮明に現出するために、試料の観察面を鏡面研磨した後に、ナイタール等の腐食液を用いて観察面の腐食を施しても構わない。

〔溶融亜鉛めっきの付着量：１０〜１００ｇ／ｍ^２〕
溶融亜鉛めっき層の母材鋼板片面への付着量が少ないと十分な耐食性が得られないおそれがある。このことから、めっき層の母材鋼板片面への付着量は１０ｇ／ｍ^２以上とすることが好ましい。耐食性の観点から、付着量は２０ｇ／ｍ^２以上がより好ましく、３０ｇ／ｍ^２以上がさらに好ましい。一方、めっき層の付着量が多いと、スポット溶接を行った際の電極損耗が激しくなり、連続して溶接を行った際に溶融ナゲット径の減少や溶接継手強度の劣化が起こるおそれがある。このため、めっき層の付着量を１００ｇ／ｍ^２以下とすることが好ましい。連続溶接性の観点から、付着量は９３ｇ／ｍ^２以下であることがより好ましく、８５ｇ／ｍ^２以下であることがさらに好ましい。

本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、上記めっき層を備え、母材鋼板が以下に示す微細化層を有する。
微細化層とは、最表層に存在するフェライト相の平均粒径が、その下層におけるフェライト相の平均粒径の１／２以下となっている領域である。微細化層におけるフェライト相の平均粒径が、その下層におけるフェライト相の平均粒径の１／２超となる境界を、微細化層とその下層との境界と定義する。

微細化層は、母材鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面に直接接する。微細化層の平均厚さは０．１〜５．０μｍである。微細化層内におけるフェライト相の平均粒径は０．１〜３．０μｍである。微細化層中に、ＳｉおよびＭｎの１種または２種以上の酸化物を含有し、酸化物の最大径が０．０１〜０．４μｍである。

微細化層の平均厚さが０．１μｍ以上であると、溶融亜鉛めっき鋼板を加工する際に、クラックの発生や伸展が抑制される。このため、微細化層の平均厚さは０．１μｍ以上とし、１．０μｍ以上とすることが好ましい。また、平均厚さが５．０μｍ以下の微細化層は、めっき浴中での過度な合金化を抑制しながら形成できる。したがって、めっき層中のＦｅ含有量が過度に大きいことによるめっき密着性の低下を防止できる。このことから、微細化層の平均厚さは５．０μｍ以下とし、３．０μｍ以下とすることが好ましい。

微細化層内のフェライト相の平均粒径を０．１μｍ以上とすることで、溶融亜鉛めっき鋼板を加工する際に、クラックの発生や伸展が抑制される。このため、微細化層内のフェライト相の平均粒径は０．１μｍ以上とし、１．０μｍ以上とすることが好ましい。また、微細化層内のフェライト相の平均粒径を３．０μｍ超とすると、クラックの発生や伸展を抑制する効果が限定的になる。そのため、微細化層内のフェライト相の平均粒径は３．０μｍ以下とし、２．０μｍ以下とすることが好ましい。

微細化層中に含有するＳｉおよびＭｎの１種または２種以上の酸化物としては、例えば、ＳｉＯ_２、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４、ＭｎＳｉＯ_３、Ｆｅ_２ＳｉＯ_４、ＦｅＳｉＯ_３、ＭｎＯの中から選ばれる１種または２種以上が挙げられる。
微細化層中に含有するＳｉおよびＭｎの１種または２種以上の酸化物の最大径が０．０１μｍ以上であると、微細化層を形成するとともに、ζ相の生成が十分に促進されためっき層を形成できる。上記の酸化物の最大径は、０．０５μｍ以上であることが好ましい。また、上記の酸化物の最大径が０．４μｍ以下である微細化層は、めっき層の過度な合金化を抑制しながら形成できる。上記の酸化物の最大径は、０．２μｍ以下であることが好ましい。

微細化層の平均厚さおよび微細化層内におけるフェライト相の平均粒径は、以下に示す方法により測定する。溶融亜鉛めっき鋼板から、母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取する。試料の観察面をＣＰ（Ｃｒｏｓｓ ｓｅｃｔｉｏｎ ｐｏｌｉｓｈｅｒ）装置により加工し、ＦＥ−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）での反射電子像を５０００倍で観察し、測定する。

微細化層中に含有するＳｉおよびＭｎの１種または２種以上の酸化物の最大径は、以下に示す方法により測定する。溶融亜鉛めっき鋼板から、母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取する。試料の観察面をＦＩＢ（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ）加工して薄膜試料を作製する。その後、薄膜試料をＦＥ−ＴＥＭ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒ ｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて３００００倍で観察する。各薄膜試料について５視野観察し、全視野で計測された酸化物の直径の最大値を、当該薄膜試料における酸化物の最大径とする。

下記に本実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板を構成する母材鋼板の化学成分（組成）について説明する。なお、以下の説明における［％］は［質量％］である。

〔Ｃ：０．０４０〜０．４００％〕
Ｃは、母材鋼板の強度を高めるために添加される元素である。しかしながら、Ｃの含有量が０．４００％を超えると、スポット溶接性が劣化し、好ましくないため、Ｃ含有量は０．４００％以下とする。なお、スポット溶接性の観点から、Ｃの含有量は０．３００％以下であることが好ましく、０．２２０％以下であることがより好ましい。一方、Ｃの含有量が０．０４０％未満であると、強度が低下し、十分な引張最大強度を確保することが困難となるため、Ｃ含有量は０．０４０％以上とする。なお、強度をより一層高めるためには、Ｃの含有量は０．０５５％以上であることが好ましく、０．０７０％以上であることがより好ましい。

〔Ｓｉ：０．０５〜２．５０％〕
Ｓｉは、母材鋼板における鉄系炭化物の生成を抑制し、強度と成形性を高める元素である。しかしながら、Ｓｉは鋼材を脆化させる元素でもあり、その含有量が２．５０％を超えると、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすくなる。このため、Ｓｉの含有量は２．５０％以下とする。さらに、Ｓｉは焼鈍工程において母材鋼板の表面に酸化物を形成し、めっきの密着性を著しく損なう。この観点から、Ｓｉの含有量は２．００％以下であることが好ましく、１．６０％以下であることがより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が０．０５％未満では、溶融亜鉛めっき鋼板のめっき工程において、粗大な鉄系炭化物が多量に生成され、強度および成形性が劣化する。このため、Ｓｉの含有量は０．０５％以上とする。なお、鉄系炭化物の生成を抑制する観点から、Ｓｉの含有量は０．１０％以上であることが好ましく、０．２５％以上がより好ましい。

〔Ｍｎ：０．５０〜３．５０％〕
Ｍｎは、母材鋼板の焼入れ性を高めることで強度を高めるために添加される。しかしながら、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると、母材鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じて、脆化が起こりやすくなり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすくなる。そのため、Ｍｎの含有量は３．５０％以下とする。また、Ｍｎの含有量が増大するとスポット溶接性も劣化する。このことから、Ｍｎの含有量は３．００％以下であることが好ましく、２．８０％以下であることがより好ましい。一方、Ｍｎの含有量が０．５０％未満であると、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されるため、充分に高い引張最大強度を確保することが難しくなる。したがって、Ｍｎの含有量は０．５０％以上とする。強度をより高めるためには、Ｍｎの含有量は０．８０％以上であることが好ましく、１．００％以上であることがより好ましい。

〔Ｐ：０．０００１〜０．１０００％〕
Ｐは、鋼材を脆化させる元素であり、さらにＰの含有量が０．１０００％を超えると、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすくなる。このため、Ｐの含有量は０．１０００％以下とする。また、Ｐはスポット溶接によって生じる溶融部を脆化させる元素でもあり、充分な溶接継手強度を得るためには、Ｐの含有量は０．０４００％以下とすることが好ましく、０．０２００％以下とすることがより好ましい。一方、Ｐの含有量を０．０００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴う。このことから、Ｐの含有量は、０．０００１％以上とし、好ましくは０．００１０％以上とする。

〔Ｓ：０．０００１〜０．０１００％〕
Ｓは、Ｍｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成し、延性、伸びフランジ性および曲げ性といった成形性を低下させる元素である。このため、Ｓの含有量を０．０１００％以下とする。またＳは、スポット溶接性を劣化させる元素でもある。このため、Ｓ含有量は０．００６０％以下とすることが好ましく、０．００３５％以下とすることがより好ましい。一方、Ｓの含有量を０．０００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴う。このため、Ｓの含有量は、０．０００１％以上とし、０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。

〔Ａｌ：０．００１〜１．５００％〕
Ａｌは、鋼材を脆化させる元素である。Ａｌの含有量が１．５００％を超えると、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすくなるため、Ａｌの含有量は１．５００％以下とする。また、Ａｌの含有量が増えるとスポット溶接性が悪化するため、Ａｌの含有量は１．２００％以下とすることが好ましく、１．０００％以下とすることがより好ましい。一方、Ａｌの含有量の下限は特に定めずとも本発明の効果は発揮されるが、Ａｌは原料中に微量に存在する不可避不純物であり、その含有量を０．００１％未満とするには製造コストの大幅な増加が伴う。このため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。またＡｌは、脱酸材としても有効な元素であるが、脱酸の効果を、より十分に得るためには、Ａｌの含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。

〔Ｎ：０．０００１〜０．０１００％〕
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、延性、伸びフランジ性および曲げ性といった成形性を劣化させる元素であることから、その添加量を抑えることが好ましい。Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、成形性の劣化が顕著となることから、Ｎ含有量の上限を０．０１００％とする。またＮの過剰な添加は、溶接時のブローホール発生の原因になることから、含有量は少ない方が良い。これらの観点から、Ｎ含有量は０．００７０％以下であることが好ましく、０．００５０％以下であることがより好ましい。一方、Ｎの含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００１％未満にすることは、製造コストの大幅な増加を招く。このことから、Ｎ含有量の下限は０．０００１％以上とする。Ｎ含有量は０．０００３％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。

〔Ｏ：０．０００１〜０．０１００％〕
Ｏは、酸化物を形成し、延性、伸びフランジ性および曲げ性といった成形性を劣化させることから、含有量を抑えることが好ましい。Ｏの含有量が０．０１００％を超えると、成形性の劣化が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．０１００％とする。さらにＯの含有量は０．００５０％以下であることが好ましく、０．００３０％以下であることがより好ましい。Ｏの含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｏの含有量を０．０００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴う。このため、０．０００１％を下限とする。Ｏ含有量は０．０００３％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。

〔Ｓｉ＋０．７Ａｌ≧０．３０〕
ＳｉおよびＡｌはベイナイト変態に伴う炭化物の生成を抑制する元素である。残留オーステナイトを得るためには、Ｓｉおよび／またはＡｌを一定量以上添加することが好ましい。この観点からＳｉの添加量とＡｌの添加量は下記式２を満たす必要がある。下記式２の左辺（Ｓｉ＋０．７Ａｌ）の値は０．４５以上であることが好ましく、０．７０以上であることがより好ましい。
Ｓｉ＋０．７Ａｌ≧０．３０・・・（式２）
但し、式２のＳｉおよびＡｌはそれぞれの元素の添加量［質量％］とする。

更に、本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板には、必要に応じて以下の元素が添加されていても良い。
具体的には、上記化学成分に加え、Ｔｉ：０．００１〜０．１５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．１００％、Ｖ：０．００１〜０．３００％、のうちから選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。

〔Ｔｉ：０．００１〜０．１５０％〕
Ｔｉは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、および再結晶の抑制を通じた転位強化によって、母材鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｔｉの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Ｔｉの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。また、成形性の観点から、Ｔｉの含有量は０．０８０％以下であることがより好ましい。一方、Ｔｉの含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮される。Ｔｉ添加による強度上昇効果を十分に得るためには、Ｔｉの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。母材鋼板のより一層の高強度化のためには、Ｔｉの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましい。

〔Ｎｂ：０．００１〜０．１００％〕
Ｎｂは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、母材鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｎｂの含有量が０．１００％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Ｎｂの含有量は０．１００％以下であることがより好ましい。成形性の観点から、Ｎｂの含有量は０．０６０％以下であることがより好ましい。一方、Ｎｂの含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮される。Ｎｂ添加による強度上昇効果を十分に得るには、Ｎｂの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。母材鋼板のより一層の高強度化のためには、Ｎｂの含有量は０．００５％以上であることがより好ましい。

〔Ｖ：０．００１〜０．３００％〕
Ｖは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、母材鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｖの含有量が０．３００％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化する。このため、Ｖの含有量は０．３００％以下であることが好ましく、０．２００％以下であることがさらに好ましい。一方、Ｖの含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮される。Ｖの添加による強度上昇効果を十分に得るためには、Ｖの含有量は０．００１％以上であることが好ましく、０．０１０％以上であることがさらに好ましい。

また、本実施形態に係る母材鋼板においては、さらに、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜２．００％、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、Ｗ：０．０１〜２．００％、のうちから選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。

〔Ｃｒ：０．０１〜２．００％〕
Ｃｒは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。しかし、Ｃｒの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下する。このことから、Ｃｒの含有量は２．００％以下とすることが好ましく、１．２０％以下であることがさらに好ましい。一方、Ｃｒの含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮される。Ｃｒ添加による高強度化の効果を十分に得るためには、Ｃｒの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがさらに好ましい。

〔Ｎｉ：０．０１〜２．００％〕
Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。しかし、Ｎｉの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれる。このことから、Ｎｉの含有量は２．００％以下とすることが好ましく、１．２０％以下であることがさらに好ましい。一方、Ｎｉの含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮される。Ｎｉ添加による高強度化の効果を十分に得るには、Ｎｉの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがさらに好ましい。

〔Ｃｕ：０．０１〜２．００％〕
Ｃｕは、微細な粒子として鋼中に存在することにより強度を高める元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に替えて添加することができる。しかし、Ｃｕの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれる。このことから、Ｃｕの含有量は２．００％以下とすることが好ましく、１．２０％以下であることがさらに好ましい。一方、Ｃｕの含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮される。Ｃｕ添加による高強度化の効果を十分に得るには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがさらに好ましい。

〔Ｍｏ：０．０１〜２．００％〕
Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。しかし、Ｍｏの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下する。このことから、Ｍｏの含有量は２．００％以下とすることが好ましく、１．２０％以下であることがさらに好ましい。一方、Ｍｏの含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮される。Ｍｏ添加による高強度化の効果を十分に得るためには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．０５％以上であることがさらに好ましい。

〔Ｂ：０．０００１〜０．０１００％〕
Ｂは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。しかし、Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｂの含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。生産性の観点からは、Ｂの含有量は０．００５０％以下であることがより好ましい。一方、Ｂの含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮される。Ｂの添加による高強度化の効果を十分に得るには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。さらなる高強度化のためには、Ｂの含有量が０．０００５％以上であることがより好ましい。

〔Ｗ：０．０１〜２．００％〕
Ｗは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。しかし、Ｗの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下する。このことから、Ｗの含有量は２．００％以下が好ましく、１．２０％以下であることがさらに好ましい。一方、Ｗの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮される。Ｗによる高強度化を十分に得るためには、Ｗの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがさらに好ましい。

さらに本発明の実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板における母材鋼板には、その他の元素として、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上が合計で０．０００１〜０．０１００％含有されていてもよい。これらの元素の添加理由は次の通りである。
なお、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明の実施形態において、ＲＥＭやＣｅはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。また、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。

Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭは、成形性の改善に有効な元素であり、１種又は２種以上を添加することができる。しかし、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が０．０１００％を超えると、延性を損なうおそれがある。このため、各元素の含有量の合計は０．０１００％以下であることが好ましく、０．００７０％以下であることがさらに好ましい。一方、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上の含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮される。母材鋼板の成形性を改善する効果を十分に得るためには、これら各元素の含有量の合計は０．０００１％以上であることが好ましい。成形性の観点からは、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が０．００１０％以上であることがさらに好ましい。

本実施形態に係るめっき鋼板の母材鋼板における化学成分において、以上説明した各元素の残部は、Ｆｅおよび不可避不純物である。なお、前述のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂ、Ｗについては、いずれもそれぞれの前記下限値未満の微量を不純物として含有していることは許容される。また、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭについても、その合計量の下限値未満の極微量を不純物として含有していることは許容される。

（ミクロ組織）
次に、本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板のミクロ組織について説明する。
「残留オーステナイト」
本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板は、残留オーステナイト相を含む。残留オーステナイトは、強度−延性バランスを大きく高める組織である。母材鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における残留オーステナイトの体積分率が１％未満では、強度―延性バランスを高める効果が小さい。このため、残留オーステナイトの体積分率を１％以上とする。強度―延性バランスを高めるため、残留オーステナイトの体積分率は３％以上とすることが好ましく、５％以上とすることが更に好ましい。一方、大量の残留オーステナイトを得るには、添加するＣ量を大幅に増やす必要があり、その結果、多量のＣによって溶接性を著しく損なう懸念がある。このため、残留オーステナイトの体積分率を２５％以下とすることが好ましい。また、残留オーステナイトは変形に伴って硬質なマルテンサイトに変態し、そのマルテンサイトが破壊の起点として働くことにより、伸びフランジ性が劣化する。このことから、残留オーステナイトの体積分率は２０％以下とすることが更に好ましい。

本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板は、残留オーステナイトの他に、粒状フェライト、針状フェライト、未再結晶フェライト、パーライト、ベイナイト、ベイニティックフェライト、マルテンサイト、焼戻マルテンサイト、粗大セメンタイトの１種または２種以上からなるミクロ組織を有してよい。母材鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板の用途に応じた特性を得るため、各相、各組織の体積分率の内訳、組織サイズ、配置を適宜選択することができる。

本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板に含まれる各組織の体積分率は、例えば、以下に示す方法により測定できる。

本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板組織に含まれる残留オーステナイトの体積分率は、Ｘ線回折法により評価する。板厚の表面から１／８厚〜３／８厚の範囲において、板面に平行な面を鏡面に仕上げ、Ｘ線回折法によってＦＣＣ鉄の面積分率を測定し、それをもって残留オーステナイトの体積分率とする。

本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板組織に含まれるフェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、パーライトおよび粗大セメンタイトの体積分率は、以下に示す方法により算出する。母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として、試料を採取する。試料の観察面を研磨、ナイタールエッチングする。観察面の板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察して面積分率を測定し、それを持って体積分率と見なす。

また、本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板において、母材鋼板の板厚は特に限定しないが、溶融亜鉛めっき鋼板の平坦性、冷却時の制御性の観点から、母材鋼板の板厚は０．６ｍｍ以上、５．０ｍｍ未満の範囲が好適である。

（溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法）
次に、本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法について詳細に説明する。

本実施形態に係るめっき鋼板の製造方法は、焼鈍工程と、めっき工程と、めっき後冷却工程とを備え、焼鈍工程と前記めっき工程との間、および／または、めっき後冷却工程において、残留オーステナイトを得るために後述するベイナイト変態処理を行う。
焼鈍工程は、母材鋼板を、６００〜７５０℃間の平均加熱速度を１．０℃／秒以上として、７５０℃以上まで加熱する。めっき工程は、めっき浴温度を４５０〜４７０℃、めっき浴進入時の鋼板温度を４４０〜４８０℃、めっき浴中における有効Ａｌ量を０．０５０〜０．１８０質量％とする条件で母材鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬することにより、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施してめっき層を形成する。めっき後冷却工程は、めっき工程後に、３５０℃までの冷却過程が後述する下記式（１）を満たす。

本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板を製造するには、まず母材鋼板を製造する。
母材鋼板は、特性に応じた合金元素を添加したスラブを鋳造し、熱間圧延を施し、冷間圧延を施すことで製造される。
以下、各製造工程について詳細に説明する。

「鋳造工程」
まず、熱間圧延に供するスラブを鋳造する。スラブの化学成分（組成）は上述の成分であることが好ましい。熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものを用いることができる。

「熱延工程」
熱延工程においては、鋳造に起因する結晶方位の異方性を抑制するため、スラブの加熱温度を１０８０℃以上とすることが好ましい。スラブの加熱温度は、より好ましくは、１１５０℃以上とする。一方、スラブの加熱温度の上限は、特に定めない。１３００℃を超えてスラブを加熱するには、多量のエネルギーを投入する必要があり、製造コストの大幅な増加を招く。このことから、スラブの加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。

スラブを加熱した後、熱間圧延を行う。熱間圧延の完了温度（圧延完了温度）が８５０℃未満では、圧延反力が高まり、指定の板厚を安定して得ることが困難となる。このため、熱間圧延の完了温度は８５０℃以上とすることが好ましく、より好ましくは８７０℃以上とする。一方、熱間圧延の完了温度を９８０℃超とするには、スラブの加熱終了から熱間圧延の完了までの工程において鋼板を加熱する装置が必要となり、高いコストが必要となる。このため、熱間圧延の完了温度を９８０℃以下とすることが好ましく、９６０℃以下とすることがより好ましい。

次に、熱間圧延した後の熱延鋼板をコイルとして巻き取る。なお、熱間圧延から巻き取りまでの冷却過程における平均冷却速度は、１０℃／秒以上とすることが好ましい。これは、より低温で変態を進めることで、熱延鋼板の粒径を微細にし、冷延および焼鈍後の母材鋼板の有効結晶粒径を微細にするためである。

熱延鋼板の巻取り温度は、３５０℃以上７５０℃以下とすることが好ましい。これは、熱延鋼板のミクロ組織に、パーライトおよび／または長径が１μｍ以上の粗大セメンタイトを分散して生成させ、冷間圧延により導入されるひずみを局在化させ、焼鈍工程においてさまざまな結晶方位のオーステナイトに逆変態させるためである。このことで、焼鈍後の母材鋼板の有効結晶粒を微細化する。巻取り温度が３５０℃未満であると、パーライトおよび／または粗大セメンタイトが生成しない場合があり、好ましくない。また、熱延鋼板の強度を下げ、冷間圧延を容易に行うため、巻取り温度を４５０℃以上に高めることが更に好ましい。一方、巻取り温度が７５０℃を超えると、パーライトとフェライトがそれぞれ圧延方向に長い帯状に生成し、フェライト部分から冷間圧延および焼鈍後に生成する母材鋼板の有効結晶粒が圧延方向に伸長した粗大なものとなる傾向にあり、好ましくない。また、焼鈍後の母材鋼板の有効結晶粒径を微細にするため、巻取り温度を６８０℃以下に下げることが更に好ましい。

次に、このようにして製造した熱延鋼板の酸洗を行う。酸洗は、熱延鋼板の表面の酸化物を除去するものであることから、母材鋼板のめっき性向上のために重要である。酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けて行っても良い。

「冷延工程」
次に、酸洗後の熱延鋼板に冷間圧延を行って冷延鋼板を得る。
冷間圧延では、圧下率の合計が８５％を超えると、鋼板の延性が失われ、冷間圧延中に鋼板が破断する危険性が高まる。このため、圧下率の合計を８５％以下とすることが好ましい。この観点から、圧下率の合計は７５％以下とすることがより好ましく、７０％以下とすることが更に好ましい。冷間圧延工程における圧下率の合計の下限は特に定めない。圧下率の合計が０．０５％未満では、母材鋼板の形状が不均質となり、めっきが均一に付着せず、外観が損なわれる。このため、０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることが更に好ましい。なお、冷間圧延は複数のパスで行うことが好ましいが、冷間圧延のパス数や各パスへの圧下率の配分は問わない。

また、冷間圧延における圧下率の合計が１０％超、２０％未満の範囲においては、その後の焼鈍工程において再結晶が十分に進まず、多量の転位を含んで展性を失った粗大な結晶粒が表層近くに残り、曲げ性や耐疲労特性が劣化する場合がある。これを避けるには、圧下率の合計を小さくし、結晶粒への転位の蓄積を軽微にして結晶粒の展性を残すことが有効である。あるいは、圧下率の合計を大きくし、焼鈍工程において再結晶を十分に進行させ、加工組織を内部に転位の蓄積が少ない再結晶粒にすることが有効である。結晶粒への転位の蓄積を軽微にする観点からは、冷延工程における圧下率の合計は１０％以下とすることが好ましく、５．０％以下とすることが更に好ましい。一方、焼鈍工程における再結晶を十分に進めるには、圧下率の合計を２０％以上とすることが好ましく、３０％以上とすることが更に好ましい。

「焼鈍工程」
本発明の実施形態においては、冷延鋼板に焼鈍を施す。本発明の実施形態においては、予熱帯と還元帯とめっき帯とを有する連続焼鈍めっきラインを用いることが好ましい。そして、焼鈍工程を行いながら予熱帯と還元帯とを通過させ、めっき帯に到着するまでに焼鈍工程を終了し、めっき帯においてめっき工程を行うことが好ましい。

上述のように、焼鈍工程及びめっき工程に連続焼鈍めっきラインを用いた場合には、例えば、以下に示す方法を用いることが好ましい。
焼鈍工程における加熱速度は、予熱帯における処理時間を介して、鋼板表層部における脱炭の進行と関係する。焼鈍工程における加熱速度が遅いと、予熱帯での酸化雰囲気下に長時間さらされるため、鋼板表層部における脱炭が進行する。また、過度に加熱速度が遅いと、鋼板の酸化が進み、鋼板内部に粗大な酸化物が生成する場合がある。特に、６００〜７５０℃における加熱速度は重要であり、鋼板表層部の過度の脱炭および酸化を避けるため、この間の平均加熱速度を１．０℃／秒以上とする。鋼板表層部の脱炭を避けるため、６００〜７５０℃間の平均加熱速度は１．５℃／秒以上とすることが好ましく、２．０℃／秒以上とすることがより好ましい。６００〜７５０℃における平均加熱速度は、予熱帯における処理時間を確保して、ζ相の生成を促進するために、５０℃／秒以下とすることが好ましい。平均加熱速度が５０℃／秒以下であると、めっき層と母材鋼板との全界面のうち、ζ相と母材鋼板との界面の占める割合のより一層大きいめっき層が得られる。ζ相の生成を十分に促進するには、平均加熱速度が１０℃／秒以下であることがより好ましい。

予熱帯においては、鋼板表層部に適当な厚さのＦｅ酸化被膜を形成するための酸化処理を行う。この際、予熱バーナーに用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、以下に示す空気比が０．７以上とされた予熱帯において、４００〜８００℃の鋼板温度に加熱しながら通板させる。
「空気比」とは、単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積と、単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積との比であり、下記の式で示される。
空気比＝［単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積（ｍ^３）］／［単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積（ｍ^３）］｝
本実施形態では、予熱帯を通過する母材鋼板に上記の条件で予熱を行うことで、母材鋼板の表層に０．０１〜５．０μｍのＦｅ酸化被膜を形成する。鋼板表層部に生成されたＦｅ酸化被膜（酸化物）は、還元帯において還元され、めっき密着性に優れた表面となる。

上記の空気比が１．２を超えて大きすぎる場合には、鋼板表層部に過剰なＦｅ酸化被膜が生成され、還元後の脱炭層が肥大化する。したがって、上記の空気比は１．２以下であることが好ましく、１、１以下であることがより好ましい。上記空気比が０．７未満と小さすぎる場合には、所定の酸化物が得られない。よって、上記空気比は０．７以上とし、０．８以上であることが好ましい。
また、予熱帯を通板させる鋼板温度が４００℃未満だと、十分な酸化被膜を形成することができない。したがって、予熱帯を通板させる鋼板温度（予熱完了温度）は４００℃以上とし、６００℃以上とすることが好ましい。一方、予熱帯を通板させる鋼板温度が８００℃を超える高温では、次の還元帯で還元できない、粗大なＳｉおよび／またはＭｎを含む酸化物が鋼板表面に生成する。したがって、予熱帯を通板させる鋼板温度は８００℃以下とし７５０℃以下とすることが好ましい。

焼鈍工程における最高加熱温度は、鋼板の成形性に関わるミクロ組織の分率を所定の範囲に制御するため、重要な因子である。最高加熱温度が低いと、鋼中に粗大な鉄系炭化物が溶け残り、成形性が劣化する。鉄系炭化物を十分に固溶させ、成形性を高めるには、最高加熱温度は７５０℃以上とする。特に、残留オーステナイトを得るには、最高加熱温度は（Ａｃ１＋５０）℃以上とする必要がある。最高加熱温度の上限は特に定めないが、めっき密着性の観点からは、母材鋼板表面の酸化物を少なくするため、９５０℃以下とすることが好ましく、９００℃以下とすることがより好ましい。

鋼板のＡｃ１点は、それぞれオーステナイト逆変態の開始点である。具体的には、Ａｃ１点は、熱間圧延後の鋼板から小片を切り出し、１０℃／秒で１２００℃まで加熱し、その間の体積膨張を測定することで得られる。

焼鈍工程における最高加熱温度（７５０℃以上）は、還元帯において到達する。この還元帯では、予熱帯で生成した鋼板表面の薄いＦｅ酸化被膜を還元し、めっき密着性を高める。このため、還元帯の雰囲気において、水蒸気分圧Ｐ（Ｈ_２Ｏ）と水素分圧Ｐ（Ｈ_２）の比、Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２）は０．０００１〜２．００とする。Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２）が０．０００１未満では、めっき剥離の起点となるＳｉおよび／またはＭｎ酸化物が最表面層に形成されてしまう。一方、Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２）が２．００を超えると、鋼板表層における微細化が過度に進行し、めっき層の合金化が過度に進むため、めっき密着性が劣化する。さらに、Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２）が３．００を超えると、脱炭が過度に進行して、母材鋼板表層の硬質相が著しく減少する。以上の観点から、Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２）は０．００２〜１．５０の範囲とすることが好ましく、０．００５〜１．２０の範囲とすることがより好ましい。

上記のとおり、還元帯におけるＰ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２）が０．０００１〜２．００であると、めっき剥離の起点となるＳｉおよび／またはＭｎ酸化物が最表面層に形成せず、鋼板表層の内部に最大径が０．０１〜０．４μｍであるＳｉおよび／またはＭｎの微細な酸化物が形成される。Ｓｉおよび／またはＭｎの微細な酸化物は、焼鈍中におけるＦｅ再結晶の成長を抑制する。また、還元雰囲気中の水蒸気が母材表層を脱炭させるため、焼鈍後の母材表層はフェライトになる。その結果、焼鈍後の母材の表層には、平均厚さが０．１〜５．０μｍであって、フェライト相の平均粒径が０．１〜３．０μｍであり、最大径が０．０１〜０．４μｍであるＳｉおよび／またはＭｎの酸化物を含有する微細化層が形成される。

焼鈍工程のうち、最高加熱温度に到達後からめっき浴に至るまでのめっき前の冷却（めっき前冷却工程）において、残留オーステナイトを得るには、パーライトおよびセメンタイトの生成を抑制する必要がある。このため、めっき前冷却工程においては、７５０℃から７００℃までの平均冷却速度を１．０℃／秒以上とし、更に、７００℃から５００℃までの平均冷却速度を５．０℃／秒以上とする。平均冷却速度の上限は特に設けないが、過度に大きな平均冷却速度を得るには、特殊な冷却設備やめっき工程に干渉しない冷媒が必要となるため、好ましくない。この観点から、上記温度域での平均冷却速度は１００℃／秒以下とすることが好ましく、７０℃／秒以下とすることがより好ましい。

めっき前冷却工程に引き続き、焼戻しマルテンサイトを得るため、鋼板温度が５００℃に到達してからめっき浴に至るまでの間に、マルテンサイト変態処理として鋼板を所定の温度域に一定時間停留させても構わない。マルテンサイト変態処理温度は、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ点を上限とし、上限を（Ｍｓ点−２０℃）とすることがより好ましい。マルテンサイト変態処理は、５０℃を下限とすることが好ましく、下限を１００℃とすることがより好ましい。また、マルテンサイト変態処理時間は、１秒〜１００秒間とすることが好ましく、１０秒〜６０秒間とすることがより好ましい。なお、マルテンサイト変態処理で得られるマルテンサイトは、めっき工程にて高温のめっき浴に侵入することにより焼戻しマルテンサイトに変化する。

なお、Ｍｓ点は次の式により計算する。
Ｍｓ点［℃］＝５４１−４７４Ｃ／（１−ＶＦ）−１５Ｓｉ−３５Ｍｎ−１７Ｃｒ−１７Ｎｉ＋１９Ａｌ

上記式において、ＶＦはフェライトの体積分率を示し、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ａｌはそれぞれの元素の添加量［質量％］である。
なお、製造中にフェライトの体積分率を直接測定することは困難である。このため、本発明においてＭｓ点を決定するにあたっては、連続焼鈍ラインに通板させる前の冷延鋼板の小片を切り出し、その小片を連続焼鈍ラインに通板させた場合と同じ温度履歴で焼鈍して、小片のフェライトの体積の変化を測定し、その結果を用いて算出した数値をフェライトの体積分率ＶＦとしている。

さらにめっき前冷却工程の後に、残留オーステナイトを得るため、ベイナイト変態処理として鋼板を２５０℃〜５００℃の温度域に一定時間停留させても構わない。
ベイナイト変態処理は、焼鈍工程とめっき工程との間に行ってもよいし、めっき後冷却工程において行ってもよいし、両方の時点で行ってもよい。
焼鈍工程とめっき工程との間と、めっき後冷却工程とにおいて行うベイナイト変態処理の停留時間の和は、１５秒以上５００秒以下とする必要がある。停留時間の和が１５秒以上であると、ベイナイト変態が十分に進み、十分な残留オーステナイトが得られる。停留時間の和は２５秒以上であることが好ましい。一方、停留時間の和が５００秒を超えると、パーライトおよび／または粗大なセメンタイトが生成する。このため、停留時間の和を５００秒以下とし、３００秒以下とすることが好ましい。

焼鈍工程とめっき工程との間に行う場合、ベイナイト変態処理温度が５００℃を超えると、パーライトおよび／または粗大なセメンタイトの生成が進み、残留オーステナイトが得られない。このため、ベイナイト変態処理温度は５００℃以下とする。ベイナイト変態に伴うオーステナイトへの炭素の濃縮を促進するため、ベイナイト変態処理温度は４８５℃以下とすることが好ましく、４７０℃以下とすることがより好ましい。一方、ベイナイト変態処理温度が２５０℃を下回ると、ベイナイト変態が十分に進まず、残留オーステナイトが得られない。このため、ベイナイト変態処理温度は２５０℃以上とする。ベイナイト変態を効率的に進めるため、ベイナイト変態処理温度は３００℃以上とすることが好ましく、３４０℃以上とすることがより好ましい。
なお、めっき前冷却工程後に、ベイナイト変態処理とマルテンサイト変態処理の両者を行う場合は、施工順についてはベイナイト変態処理前にマルテンサイト変態処理を行うこととする。

「めっき工程」
次に、このようにして得られた母材鋼板をめっき浴に浸漬する。
めっき浴は、亜鉛を主体とし、めっき浴中の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた値である有効Ａｌ量が０．０５０〜０．１８０質量％である組成を有する。めっき浴中の有効Ａｌ量が０．０５０％を下回ると、めっき層中へのＦｅの侵入が過度に進み、めっき密着性が損なわれるため、０．０５０％以上とする必要がある。この観点から、めっき浴中の有効Ａｌ量は０．０６５％以上であることが好ましく、０．０７０％以上であることが更に好ましい。一方、めっき浴中の有効Ａｌ量が０．１８０％を超えると、母材鋼板とめっき層の境界にＡｌ系の酸化物が生成し、同境界におけるＦｅおよびＺｎ原子の移動が阻害され、ζ相の生成が抑制され、めっき密着性が著しく損なわれる。この観点から、めっき浴中の有効Ａｌ量は０．１８０％以下とする必要があり、０．１５０％以下とすることが好ましく、０．１３５％以下とすることが更に好ましい。

めっき浴は、Ａｇ、Ｂ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｓ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｉ、Ｋ、Ｌａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎａ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｒｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｓｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上の元素が混入されているものであってもよく、各元素の含有量によっては、溶融亜鉛めっき層の耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。

また、めっき浴の温度は４５０℃〜４７０℃とする。めっき浴温度が４５０℃未満では、めっき浴の粘度が過大に高まり、めっき層の厚さを制御することが困難となり、溶融亜鉛めっき鋼板の外観を損なう。したがって、めっき浴の温度は４５０℃以上とし、４５５℃以上とすることが好ましい。一方、めっき浴温度が４７０℃を超えると多量のヒュームが発生し、安全に製造することが困難となる。このため、めっき浴温度は４７０℃以下とし、４６５℃以下とすることが好ましい。

また、母材鋼板がめっき浴に進入する際の鋼板温度が４４０℃を下回ると、めっき浴温度を４５０℃以上で安定させるために、めっき浴に多量の熱量を与える必要が生じるため、実用上不適である。一方、母材鋼板がめっき浴に進入する際の鋼板温度が４８０℃を上回ると、めっき浴温度を４７０℃以下に安定させるために、めっき浴から多量の熱量を抜熱する設備を導入する必要があり、製造コストの点で不適である。よって、めっき浴の浴温を安定させるため、母材鋼板のめっき浴進入時の温度を４４０℃以上、４８０℃以下とする。また、ζ相の生成挙動を適正に制御するには、母材鋼板のめっき浴進入時の温度は４５０℃以上、４７０℃以下に制限することが更に好ましい。

めっき浴の温度は、４５０〜４７０℃の範囲内の温度で安定していることが好ましい。めっき浴の温度が不安定であると、めっき層中のζ相が不均一となり、めっき層の外観および密着性の不均一を招く。めっき浴の温度を安定させるためには、めっき浴進入時の鋼板温度とめっき浴の温度とを略一致させることが好ましい。具体的には、実製造設備の温度制御性の限界から、めっき浴進入時の鋼板温度をめっき浴温度の±４℃以内とすることが好ましく、めっき浴温度の±２℃以内とすることがより好ましい。

なお、めっき浴浸漬後、適正なめっき付着量とするため、鋼板表面に窒素を主体とする高圧ガスを吹き付け、表層の過剰な亜鉛を除去することが好ましい。

「めっき後冷却工程」
めっき浴工程後、室温に至るまでのめっき後冷却工程において、３５０℃までの冷却過程が下記式（１）を満たすように冷却処理を制御する。このことにより、めっき層中に適量のζ相が得られる。
なお、式（１）におけるＴ（ｔ）［℃］は鋼板温度であり、ｔ［秒］は鋼板がめっき浴から出た時点を起点とする経過時間であり、ｔ^１［秒］は鋼板がめっき浴から出た時点を起点として鋼板温度が３５０℃に至るまでの経過時間であり、Ｗ^＊ _Ａｌ［質量％］はめっき浴中の有効Ａｌ量である。また、ε、θおよびμは定数項であり、それぞれ、２．６２×１０^７、９．１３×１０^３、１．０×１０^−１である。

上記式（１）はζ相の生成挙動と関係する式であり、上記式（１）の値が大きいほど、めっき層中のζ相の生成が進むことを表す。鋼板温度が高く、処理時間が長いほど、上記式（１）の値は大きくなる。また、めっき浴中の有効Ａｌ量が大きくなると、上記式（１）の値は小さくなり、ζ相の生成は阻害される。なお、鋼板温度が３５０℃以下の温度範囲では、母材鋼板からめっき層へのＦｅ原子の拡散がほとんど進まず、ζ相の生成がほぼ停止する。このため、上記式（１）は鋼板温度が３５０℃以上の範囲において計算する。

めっき浴に浸漬した後のめっき後冷却工程において、上記式（１）の値が０．４０を下回るとめっき層中に十分なζ相が得られず、めっき密着性が損なわれる。上記式（１）の値が０．４０以上であると、ζ相の生成が十分に促進されて、溶融亜鉛めっき層と母材鋼板との全界面のうち前記ζ相と母材鋼板との界面の占める割合が２０％以上となる。また、上記式（１）の値が０．４０以上であると、ζ相と母材鋼板との界面のうち粗大な酸化物が存在するζ結晶粒と母材鋼板との成す界面の割合が５０％以下となる。したがって、十分なめっき密着性を得るためには、上記式（１）の値が０．４０以上となるように、冷却処理を制御する必要がある。めっき密着性をより高めるには、上記式（１）の値が０．５０以上となるように冷却処理を施すことが好ましく、０．６０以上とすることが更に好ましい。一方、冷却処理における上記式（１）の値が過度に大きくなると、めっき層の合金化が進み、めっき層中のＦｅ含有量が過度に大きくなり、めっき密着性が損なわれる。この観点から、上記式（１）の値を２．２０以下となるように冷却処理を制御する必要がある。めっき密着性を高めるため、冷却処理は上記式（１）の値が２．００以下となるように制御することが好ましく、１．８０以下となるように制御することが更に好ましい。

ここで、めっき浴より取り出した後、鋼板の温度を上昇させると、上記式（１）の値が著しく増大してめっき密着性が劣化する。また、鋼板のミクロ組織が変質し、所定の残留オーステナイトが得られずに強度が低下する。さらに、粗大な炭化物が生成して成形性が劣化する懸念がある。このため、めっき浴より取り出した後の鋼板温度は、めっき浴浸漬前の鋼板温度とめっき浴温度のうち、高いほうの温度を上回ってはならない。
一方、一般的な溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に見られるように、めっき浴に浸漬した後に急冷を施すと、上記式（１）の値が著しく小さくなる。その結果、十分なζ相が得られず、めっき密着性が劣化する。上記式（１）の値を所定の範囲に留めるために、例えば、めっき浴から取り出した後に一定時間の等温保持処理を行い、その後に急冷しても構わない。
また、上記式（１）の値が所定の範囲に留まるならば、その他の任意の温度制御を行っても構わない。つまり、上記式（１）の値が本発明の範囲内となる温度制御であれば、いかなる冷却制御形態を採用してもよい。例えば、上記等温保持処理後に急冷する冷却形態でもよく、また略一定速の緩冷却を行う冷却形態でもよい。

また、上記式（１）を満たす冷却処理により、めっき層中に十分な量のζ相が得られた後、残留オーステナイトを得るため、２５０℃〜３５０℃の温度範囲で停留を施すベイナイト変態処理を行っても構わない。ベイナイト変態処理温度が２５０℃未満では、ベイナイト変態が十分に進まず、残留オーステナイトが十分に得られない。このため、ベイナイト変態処理温度は２５０℃以上とする。ベイナイト変態を効率的に進めるため、ベイナイト変態処理温度は、３００℃以上とすることがより好ましい。一方でベイナイト変態処理温度が３５０℃を超えると、母材鋼板からめっき層へのＦｅ原子の拡散が過度に進行し、めっき密着性が劣化する。このため、ベイナイト変態処理温度は３５０℃以下とし、好ましくは３４０℃以下とする。

また、残留オーステナイトを更に安定化するために、２５０℃以下まで冷却した後、再加熱処理を施しても構わない。再加熱処理の処理温度および処理時間は目標とする特性に応じて適宜設定して構わない。ただし、再加熱処理温度が２５０℃未満では十分な効果が得られない。このため、再加熱処理温度は２５０℃以上とすることが好ましく、２８０℃以上とすることがより好ましい。再加熱処理温度が３５０℃を上回ると、母材鋼板からめっき層へのＦｅ原子の拡散が過度に進行し、めっき密着性が劣化する。このため、再加熱処理温度は３５０℃以下とすることが好ましく、３４０℃以下とすることがより好ましい。
また、再加熱処理時間が１０００秒を超えると処理効果が飽和するため、処理時間は１０００秒以下とすることが好ましい。さらに、パーライトおよび／または粗大なセメンタイトの生成を抑制するため、再加熱処理時間は５００秒以下とすることがより好ましい。

以上説明した製造方法によって本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができるが、本発明は、上記の実施形態に限定されるものではない。

例えば、上述した実施形態の製造方法では、めっき工程後に、３５０℃までの冷却過程が上記式（１）を満たす「めっき後冷却工程」を行う場合を例に挙げて説明したが、めっき後冷却工程は、３５０℃までの冷却過程が上記式（１）を満たしていなくてもよい。この場合、３５０℃までの冷却過程が上記式（１）を満たしている場合と同様の溶融亜鉛めっき鋼板を製造するために、めっき浴浸漬時間を適切に制御する必要がある。

これは、めっき浴浸漬時間を長くすることにより、めっき浴中でのζ相の生成が促進されるとともに、めっき層の形成される母材鋼板の表面に存在するＳｉおよび／またはＭｎ酸化物とめっき浴中のＡｌとの反応が促進されるためである。上記酸化物とめっき浴中のＡｌとの反応によって、母材鋼板の表面に存在する上記酸化物の一部が還元され、母材鋼板の表面に存在するＳｉおよび／またはＭｎ酸化物の数および量が低減される。

めっき浴浸漬時間を長くすることにより上記効果を得るには、めっき浴浸漬時間を３秒以上とする必要があり、好ましくは５秒以上、より好ましくは７秒以上、さらに好ましくは１０秒以上とする。めっき浴浸漬時間を１０秒以上にすることで、３５０℃までの冷却過程が上記式（１）を満たす「めっき後冷却工程」を行った場合と同様の溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。その結果、溶融亜鉛めっき層と母材鋼板との全界面のうちζ相と母材鋼板との界面の占める割合が２０％以上で、ζ相と母材鋼板との界面のうち粗大な酸化物が存在するζ結晶粒と母材鋼板との成す界面の割合が５０％以下のめっき層が得られる。

溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際に、めっき浴浸漬時間を１０秒以上とする方法を用いる場合、めっき後冷却工程は、３５０℃までの冷却過程が上記式（１）を満たしていなくてもよい。したがって、上述した「めっき後冷却工程」を実行しにくい溶融亜鉛めっき鋼板の製造ラインであっても、容易に本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる。

めっき浴浸漬時間は、めっき浴中のＡｌ含有量などに応じて、適宜決定できる。めっき浴浸漬時間は、良好な生産性を確保するために、２０秒以下であることが好ましく、１５秒以下であることが、より好ましい。

例えば、本発明の実施形態においては、上述した方法により得られた溶融亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜を付与しても構わない。
リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜は、溶融亜鉛めっき鋼板を加工する際に潤滑剤として機能させることができ、母材鋼板の表面に形成した亜鉛めっき層を保護することができる。

さらに、本実施形態においては、室温まで冷却した溶融亜鉛めっき鋼板に対して、形状矯正のために圧下率３．００％以下で冷間圧延を施しても構わない。

なお、上述してきた本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、母材鋼板の板厚が０．６ｍｍ以上、５．０ｍｍ未満である溶融亜鉛めっき鋼板の製造に適用されることが好ましい。母材鋼板の板厚が０．６ｍｍ未満であると、母材鋼板の形状を平坦に保つことが困難となり、適当ではない場合がある。また、母材鋼板の板厚が５．０ｍｍ以上であると、焼鈍工程およびめっき工程における冷却の制御が困難となる場合がある。

本発明の実施例について説明する。なお、本実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。

「実施例１」
表１〜４に示す化学成分（組成）を有するスラブを鋳造し、表５、６に示す熱延工程条件（スラブ加熱温度、圧延完了温度）で熱間圧延し、表５、６に示す熱延工程条件（熱延完了から巻取りまでの平均冷却速度、巻取温度）で冷却し、熱延鋼板を得た。
その後、熱延鋼板に酸洗を施して、表５、６に示す冷延工程条件（圧下率）の冷間圧延を施し、冷延鋼板を得た。

次いで、得られた冷延鋼板を表７、８に示す焼鈍工程における加熱工程条件（予熱帯における空気比、予熱帯での予熱完了温度、還元帯雰囲気中のＨ_２ＯとＨ_２との分圧比（Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２）、６００〜７５０℃の温度域での平均加熱速度、最高加熱温度Ｔｍ）で焼鈍を施した。なお、実験例１〜９４の予熱完了温度は、６２３〜７２２℃の範囲とした。
引き続き、表７、８に示すめっき前冷却工程条件（冷却速度１（７５０〜７００℃の温度域での平均冷却速度）、冷却速度２（７００〜５００℃の温度域での平均冷却速度）、ベイナイト変態処理１条件（処理温度、処理時間）、マルテンサイト変態処理（処理温度、処理時間））で冷却処理を施した。なお、ベイナイト変態処理１、マルテンサイト変態処理を施さなかった鋼板については当該処理の条件欄は空欄とした。

次いで、表９、１０に示すめっき工程条件（有効Ａｌ量、めっき浴温度（浴温）、鋼板の進入温度、浸漬時間）で亜鉛めっき浴に浸漬し、めっきを施した。
めっき工程後、表９、１０に示すめっき後冷却工程条件（式（１）、ベイナイト変態処理２条件（処理温度、処理時間）、再加熱処理条件（処理温度、処理時間））で冷却処理を施した。なお、ベイナイト変態処理２、再加熱処理を施さなかった鋼板については当該処理の条件欄は空欄とした。
さらに、表９、１０に示す条件（圧下率）で冷間圧延を施し、実験例１〜９４、Ｃ１〜Ｃ４４のめっき鋼板を得た（ただし、一部の実験例においては、実験を中断したものもある）。

得られためっき鋼板（実験例１〜９４、Ｃ１〜Ｃ４４）において、母材鋼板のミクロ組織およびめっき層の観察を行った。表１１、１２に母材鋼板のミクロ組織およびめっき層の観察結果を示す。

まず、めっき鋼板から母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取した。試料の観察面について、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）による組織観察およびＥＢＳＤ法による高分解能結晶方位解析を行い、板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲におけるミクロ組織を観察し、構成組織を同定した。表１１、１２において、Ｆは粒状フェライト、ＷＦは針状フェライト、ＮＲＦは未再結晶フェライト、Ｐはパーライト、θは粗大セメンタイト、ＢＦはベイニティックフェライト、Ｂはベイナイト、Ｍはマルテンサイト、ｔＭは焼戻マルテンサイト、γは残留オーステナイトがそれぞれ観察されたことを表す。

また、めっき鋼板から２５ｍｍ×２５ｍｍの小片を試験片として採取した。試験片の板厚の表面から１／８厚〜３／８厚の範囲において、板面に平行な面を鏡面に仕上げ、Ｘ線回折法によって残留オーステナイトの体積分率（γ分率）を測定した。

さらに、めっき鋼板から、母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取した。試料の観察面について、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）による観察を行い、めっき層と母材鋼板の界面を観察した。その結果から上述した方法により、ζ相と母材鋼板の界面がめっき層と母材鋼板の界面全体に占める割合（境界面占有率）、δ１相と母材鋼板の界面がめっき層と母材鋼板の界面全体に占める割合（境界面占有率）、ζ相と母材鋼板との全ての界面のうち、粗大酸化物が存在するζ結晶粒と母材鋼板との成す界面の割合（酸化物の存在する境界面の割合）を求めた。

めっきの付着量は、インヒビター入りの塩酸を用いてめっき層を溶融し、溶融前後の重量を比較して求めた。

さらに、めっき鋼板から、母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、上述した測定方法を用いて、母材鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面に直接接する微細化層の平均厚さ（微細化層の平均厚さ）と、微細化層内におけるフェライト相の平均粒径（フェライト相の平均粒径）と、微細化層中のＳｉおよびＭｎの１種または２種以上の酸化物の最大径（酸化物の最大径）を求めた。その結果を表１１、１２に示す。

次いで、めっき鋼板の特性を調べるため、引張試験、穴拡げ試験、曲げ試験、密着性評価試験、スポット溶接試験、腐食試験、チッピング性試験、パウダリング性試験を行った。表１３、１４に、各実験例における特性を示す。

引張試験は、めっき鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に記載の方法で行い、降伏強度ＹＳ、引張最大強度ＴＳ、全伸びＥｌを求めた。なお、引張特性は、引張最大強度ＴＳが４２０ＭＰａ以上の場合を良好なものとして評価した。
穴拡げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に記載の方法で行った。成形性のうち、延性（全伸び）Ｅｌおよび穴拡げ性λは、引張最大強度ＴＳに伴って変化するが、下記式（３）を満たす場合に強度、延性および穴拡げ性を良好とする。
ＴＳ^１．５×Ｅｌ×λ^０．５ ≧ ２．５×１０^６ ・・・式（３）

めっき密着性は、５％の単軸引張ひずみを与えためっき鋼板に対し、デュポン衝撃試験を施した。衝撃試験後のめっき鋼板に粘着テープを貼り、その後引き剥がし、めっきが剥離しなかった場合を合格（○）とし、めっきが剥離した場合を不合格（×）とした。デュポン衝撃試験は、先端の曲率半径を１／２インチとする撃ち型を使用し、３ｋｇの錘を１ｍの高さから落下させて行った。

スポット溶接性は連続打点試験を行って評価した。溶融部の直径が板厚の平方根の５．３〜５．７倍となる溶接条件において、１０００回のスポット溶接を連続して行い、溶融部の直径を１点目ｄ_１と１０００点目ｄ_１０００とで比較し、ｄ_１０００／ｄ_１が０．９０以上である場合を合格（○）、０．９０未満の場合を不合格（×）とした。

耐食性の評価には、めっき鋼板を１５０×７０ｍｍに切り出した試験片を用いた。試験片に、りん酸亜鉛系のディップ型化成処理を施し、続いてカチオン電着塗装２０μｍを施し、さらに中塗３５μｍ、上塗３５μｍを施した後、裏面と端部を絶縁テープでシールした。耐食性試験には、ＳＳＴ６ｈｒ→乾燥４ｈｒ→湿潤４ｈｒ→冷凍４ｈｒを１サイクルとするＣＣＴを使用した。塗装後耐食性の評価は、塗装面にカッターで母材鋼板まで達するクロスカットを施し、ＣＣＴ６０サイクル後のふくれ幅を測定した。膨れ幅３．０ｍｍ以下の場合を合格（○）とし、３．０ｍｍ超の場合を不合格（×）とした。

チッピング性は、めっき鋼板を７０ｍｍ×１５０ｍｍに切出した試験片を用いて評価した。まず、試験片に対して、自動車用の脱脂、化成皮膜の形成、３コート塗装の各工程を行った。次に、試験片を−２０℃に冷却保持した状態で、エアー圧２ｋｇｆ／ｃｍ^２で砕石（０．３〜０．５ｇ）１０個を垂直に照射した。砕石の照射は、各試験片につき５回ずつ繰り返し実施した。その後、各試験片について、合計５０個のチッピング痕を観察し、その剥離界面の位置によって以下の基準で評価した。剥離界面がめっき層より上（めっき層−化成皮膜の界面、または電着塗装−中塗塗装の界面）であるものを（○）とし、めっき層−地鉄での界面剥離が１つでもあるものを（×）とした。

パウダリング性は、めっき層の加工性を評価するため、Ｖ曲げ加工（ＪＩＳ Ｚ ２２４８）を使用して評価した。めっき鋼板を５０×９０ｍｍに切断し、１Ｒ−９０°Ｖ字金型プレスで成型体を形成し、試験体とした。各試験体の谷部において、テープ剥離を実施した。具体的には、試験体の曲げ加工部上に巾２４ｍｍのセロハンテープを押し当てて引き離し、セロハンテープの長さ９０ｍｍの部分を目視で判断した。評価基準は以下の通りとした。めっき層の剥離が加工部面積に対して５％未満のものを（○）とし、めっき層の剥離が加工部面積に対して５％超のものを（×）とした。

実験例８９は、Ｓｉの含有量が大きく、鋳造工程において、スラブが冷却中に割れたため、実験を中断した例である。

実験例９２は、Ｐの含有量が大きく、熱延工程においてスラブが加熱中に割れたため、実験を中断した例である。

実験例９４は、Ａｌの含有量が大きく、鋳造工程において、スラブが冷却中に割れたため、実験を中断した例である。

実験例３３は、焼鈍工程における加熱速度が小さく、母材鋼板における酸化物の成長が過度に進み、母材鋼板の表面に破壊の起点となる粗大な酸化物が生じたため、めっき密着性およびパウダリング性が劣化した例である。
実験例Ｃ４４は、予熱完了温度が高く、めっき前の鋼板表面にＳｉおよびＭｎを含む粗大な酸化物が多数生成したため、粗大な酸化物が存在するζ結晶粒と母材鋼板との成す界面が、ζ相と母材鋼板との全界面に対して５０％を超えた例であり、めっき密着性が劣位である。

実験例９は、焼鈍工程の余熱帯における空気比が小さく、ζ相の境界面占有率が低く、鋼板の一部で不めっきが生じ、外観、めっき密着性および耐食性が劣化した例である。
実験例４３は、焼鈍工程の余熱帯における空気比が大きく、鋼板表面における脱炭が過度に進行したため、微細化層の平均厚さが厚くなり、ＴＳ^１．５×Ｅｌ×λ^０．５が低下し、十分な特性が得られなかった例である。

実験例３は、めっき工程における式１の値が過小であり、めっき層と母材鋼板の界面にδ相が十分に生成せず、十分なめっき密着性が得られなかった例である。
実験例２６は、めっき工程における式１の値が過大であり、めっき層中のＦｅ％が過度に高まり、十分なめっき密着性が得られなかった例である。

実験例Ｃ３９は、Ｃの含有量が小さく、残留オーステナイトが生成せず、硬質相の体積分率が小さくなり、十分な引張強度が得られなかった例である。
実験例Ｃ３８は、Ｃの含有量が大きく、スポット溶接性および成形性が劣化した例である。

実験例Ｃ４０は、Ｍｎの含有量が小さく、焼鈍工程およびめっき工程において多量のパーライトおよび粗大セメンタイトが生成し、残留オーステナイト相が生成せず、鋼板の引張強度および成形性が十分に得られなかった例である。
実験例９１は、Ｍｎの含有量が大きく、熱延工程において、スラブが加熱中に割れたため、実験を中断した例である。

実験例Ｃ４１は、Ｓの含有量が大きく、多量の粗大硫化物が生成したため、延性および穴拡げ性が劣化した例である。

実験例Ｃ４２は、Ｎの含有量が大きく、多量の粗大窒化物が生成したため、延性および穴拡げ性が劣化した例である。

実験例Ｃ４３は、Ｏの含有量が大きく、多量の粗大酸化物が生成したため、延性および穴拡げ性が劣化した例である。

実験例Ｃ３４は、ＳｉおよびＡｌの含有量が式（２）を満たさず、多量の炭化物が生成し、残留オーステナイトが得られなかったため、強度と成形性のバランスが劣化した例である。

実験例Ｃ１８は、熱間圧延の完了温度が低く、鋼板の形状が著しく悪化したため、実験を中止した例である。
実験例Ｃ２２は、熱間圧延後にコイルに巻き取る温度が低く、冷間圧延工程において鋼板が破断したため、実験を中止した例である。
実験例６は、熱延鋼板に冷間圧延を施さなかった例であり、板の平坦度が悪く、焼鈍処理を行えず、実験を中止した例である。
実験例３５は、冷間圧延における圧下率が過度に大きく、鋼板が破断したため、実験を中止した例である。

実験例Ｃ４は、焼鈍工程における最高加熱温度が低く、残留オーステナイト相が生成せず、粗大なセメンタイトが鋼板中に多数存在し、ＴＳ^１．５×Ｅｌ×λ^０．５が劣化し、十分な特性が得られなかった例である。
実験例Ｃ２８は、焼鈍工程における最高加熱温度がＡｃ１＋５０℃より低く、残留オーステナイト相が生成せず、粗大なセメンタイトが鋼板中に多数存在し、ＴＳ^１．５×Ｅｌ×λ^０．５が劣化し、十分な特性が得られなかった例である。

実験例Ｃ２３は、焼鈍工程の還元帯における水蒸気分圧Ｐ（Ｈ_２Ｏ）と水素分圧Ｐ（Ｈ_２）の比、Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２）が小さく、表層の粒径が微細化せず、めっき層においてζ相の生成が進まなかったため、めっき密着性が劣化した例である。実験例Ｃ２３は、微細化層が形成されておらず、母材鋼板の表面におけるフェライト相の平均粒径は３．３μｍであり、表面から深さ０．５μｍまでの範囲における鋼板内部の酸化物の最大径は０．０１μｍ未満であった。
実験例４０は、焼鈍工程の還元帯における水蒸気分圧Ｐ（Ｈ_２Ｏ）と水素分圧Ｐ（Ｈ_２）の比、Ｐ（Ｈ_２Ｏ）／Ｐ（Ｈ_２）が大きく、母材鋼板の表層の微細化層が過度に厚くなり、めっき層の合金化が過度に進行したため、めっき密着性、パウダリング性およびチッピング性が劣化した例である。

実験例Ｃ５は、７５０℃から７００℃までの平均冷却速度が小さく、多量の炭化物が生成し、残留オーステナイトが得られなかったため、強度と成形性のバランスが劣化した例である。

実験例Ｃ１５は、７００℃から５００℃までの平均冷却速度が小さく、多量の炭化物が生成し、残留オーステナイトが得られなかったため、強度と成形性のバランスが劣化した例である。

実験例Ｃ２４は、めっき処理前およびめっき処理後のいずれにおいてもベイナイト変態処理を施さず、残留オーステナイトが得られなかったため、強度と成形性のバランスが劣化した例である。

実験例Ｃ２５は、めっき処理前のベイナイト変態処理温度が高く、多量の炭化物が生成し、残留オーステナイトが得られなかったため、強度と成形性のバランスが劣化した例である。

実験例Ｃ２６は、めっき処理前のベイナイト変態処理温度が低く、ベイナイト変態の進行が過度に抑制され、残留オーステナイトが得られなかったため、強度と成形性のバランスが劣化した例である。

実験例Ｃ９は、めっき処理前のベイナイト変態処理時間が短く、ベイナイト変態が十分に進行せず、残留オーステナイトが得られなかったため、強度と成形性のバランスが劣化した例である。

実験例Ｃ３７は、めっき処理前のベイナイト変態処理時間が長く、多量の炭化物が生成し、残留オーステナイトが得られなかったため、強度と成形性のバランスが劣化した例である。

実験例Ｃ８は、めっき処理後のベイナイト変態処理温度が高く、式（１）の値が過度に上昇し、めっき層中のＦｅ量が上昇したため、めっき密着性が劣化した例である。

実験例Ｃ１６は、めっき処理後のベイナイト変態処理温度が低く、ベイナイト変態の進行が過度に抑制され、残留オーステナイトが得られなかったため、強度と成形性のバランスが劣化した例である。

実験例Ｃ３０は、めっき処理前のベイナイト変態処理時間とめっき処理後のベイナイト変態処理時間の和が小さく、ベイナイト変態が十分に進行せず、残留オーステナイトが得られなかったため、強度と成形性のバランスが劣化した例である。

実験例Ｃ１０は、めっき工程のめっき浴中における有効Ａｌ量が過度に小さく、式１の値が過大となり、めっき層中のＦｅ％が過度に高まり、十分なめっき密着性が得られなかった例である。
実験例Ｃ１７は、めっき工程のめっき浴中における有効Ａｌ量が過度に大きく、式１の値が過小となり、めっき層と母材鋼板の界面にδ相が十分に生成せず、十分なめっき密着性が得られなかった例である。

上記以外の実験例は、優れた強度、延性、穴拡げ性、スポット溶接性、めっき密着性を有する溶融亜鉛めっき鋼板が得られた例である。

「実施例２」
「実施例１」で得た実験例１のめっき鋼板から試験片を採取した。次いで、試験片の母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面としてイオンミリング加工により研磨し、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）で、加速電圧５ｋＶの条件で反射電子（ＢＳＥ）像を得た。その結果を図２に示す。
図２に示すように、実験例１のめっき鋼板には、ζ相からなる柱状晶を含むめっき層が形成されていた。また、実験例１のめっき鋼板の母材鋼板には、めっき層との界面に直接接する微細化層が形成されていた。図２に示すように、実験例１のめっき鋼板の微細化層中には、酸化物（周囲と比較して暗く見える部分）が含まれていた。

「実施例３」
「実施例１」で得た実験例１のめっき鋼板と同様にして冷延鋼板を製造し、実験例１のめっき鋼板と同様にして焼鈍工程を行い、焼鈍板を得た。焼鈍板を、表１５に示すめっき工程条件（有効Ａｌ量、めっき浴温度（浴温）、鋼板の進入温度、浸漬時間）で亜鉛めっき浴に浸漬してめっきを施した。
めっき工程後、表１５に示すめっき後冷却工程条件（式（１））で冷却処理を施した。さらに、表１５に示す条件（圧下率）で冷間圧延を施し、実験例１０４〜１１１のめっき鋼板を得た。

得られためっき鋼板について「実施例１」と同様にして、母材鋼板のめっき層の観察を行った。その結果を表１５に示す。
また、得られためっき鋼板について「実施例１」と同様にして、残留オーステナイトの体積分率（γ分率）を測定した。
また、得られためっき鋼板について「実施例１」と同様にして、めっきの付着量を求めた。その結果を表１５に示す。
さらに、めっき鋼板について「実施例１」と同様にして、微細化層の平均厚さと、フェライト相の平均粒径と、酸化物の最大径とを求めた。その結果を表１５に示す。
また、得られためっき鋼板について「実施例１」と同様にして、引張試験、穴拡げ試験、曲げ試験、密着性評価試験、スポット溶接試験、腐食試験を行った。その結果を表１５に示す。
また、実験例１の結果についても、表１５に併せて示す。

表１５に示すように、本発明の実施例である実験例１０５〜１１１は、良好なめっき密着性を有し、スポット溶接性および耐食性も優れていた。
これに対し、表１５に示すように、実験例１０４は、めっき層と母材鋼板との全界面のうち、ζ相と母材鋼板との界面の占める割合（ζ境界面占有率）が２０％未満であるので、めっき密着性およびスポット溶接性が不十分であった。

以上、本発明の各実施形態について詳細に説明したが、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎない。本発明は、これらの実施形態によって技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明は、その技術思想またはその主要な特徴から逸脱することなく、さまざまな形で実施することができる。

本発明は、めっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板に有効な技術である。そして、本発明によれば、成形後のめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を提供できる。

Claims (5)

1. 母材鋼板と前記母材鋼板の少なくとも一方の表面に形成された溶融亜鉛めっき層とからなり、
   前記溶融亜鉛めっき層は、前記鋼板の表面に、Ｆｅ含有量が０％超〜５％以下であり、Ａｌ含有量が０％超〜１．０％以下であり、ζ相からなる柱状晶を含み、さらに、前記溶融亜鉛めっき層と母材鋼板との全界面のうち２０％以上がζ相に被覆され、前記溶融亜鉛めっき層において、ζ結晶粒のうち粗大な酸化物が存在するζ結晶粒と母材鋼板との成す界面が、前記ζ相と母材鋼板との全界面に対して５０％以下であり、
   前記母材鋼板が、質量％で、
   Ｃ ：０．０４０〜０．４００％、
   Ｓｉ：０．０５〜２．５０％、
   Ｍｎ：０．５０〜３．５０％、
   Ｐ ：０．０００１〜０．１０００％、
   Ｓ ：０．０００１〜０．０１００％、
   Ａｌ：０．００１〜１．５００％、
   Ｎ ：０．０００１〜０．０１００％、
   Ｏ ：０．０００１〜０．０１００％、
   Ｓｉ＋０．７Ａｌ≧０．３０（式中の元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す。）を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる化学成分を有し、
   前記母材鋼板と前記溶融亜鉛めっき層との界面に直接接する微細化層を有し、前記微細化層の平均厚さが０．１〜５．０μｍ、前記微細化層内におけるフェライト相の平均粒径が０．１〜３．０μｍであり、前記微細化層中にＳｉおよびＭｎの１種または２種以上の酸化物を含有し、前記酸化物の最大径が０．０１〜０．４μｍであり、
   前記母材鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、体積分率で、残留オーステナイト相を１％以上有する溶融亜鉛めっき鋼板。
2. 前記溶融亜鉛めっき層について、前記母材鋼板の片面におけるめっき付着量が１０ｇ／ｍ^２以上、１００ｇ／ｍ^２以下である請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 前記母材鋼板が、質量％で、さらに、
   Ｔｉ：０．００１〜０．１５０％、
   Ｎｂ：０．００１〜０．１００％、
   Ｖ：０．００１〜０．３００％、
   のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１または請求項２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 前記母材鋼板が、質量％で、さらに、
   Ｃｒ：０．０１〜２．００％、
   Ｎｉ：０．０１〜２．００％、
   Ｃｕ：０．０１〜２．００％、
   Ｍｏ：０．０１〜２．００％、
   Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、
   Ｗ：０．０１〜２．００％、
   のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１〜３のいずれか一項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 前記母材鋼板が、質量％で、さらに、
   Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．０１００％含有する請求項１〜４のいずれか一項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。