WO2023218577A1 - 亜鉛めっき鋼板、部材およびそれらの製造方法 - Google Patents

亜鉛めっき鋼板、部材およびそれらの製造方法 Download PDF

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galvanized steel
galvanized
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芳怡 王
由康 川崎
達也 中垣内
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath

Definitions

  • the present invention relates to galvanized steel sheets, members made from the galvanized steel sheets, and methods of manufacturing them.
  • Patent Document 1 as a steel plate that is a material for such automobile parts, C is 0.04 to 0.22%, Si is 1.0% or less, and Mn is 3.0%. % or less, P is 0.05% or less, S is 0.01% or less, Al is 0.01-0.1%, and N is 0.001-0.005%, with the balance being Fe and unavoidable impurities. It is composed of a ferrite phase as a main phase and a martensite phase as a second phase, and the maximum grain size of the martensite phase is 2 ⁇ m or less and its area ratio is 5% or more.
  • a high-strength steel plate with excellent stretch flangeability and collision resistance characteristics is disclosed.
  • Patent Document 2 describes a cold-rolled steel sheet whose surface layer has been polished to a thickness of 0.1 ⁇ m or more and which is pre-plated with Ni at 0.2 g/m2 or more and 2.0 g/m2 or less .
  • Containing two or more types of martensite [3] of three types of martensite [1], [2], and [3], 1% or more of bainite, and 0 to 10% of pearlite, and containing the three types of martensite [1], [2], and [3] are volume fractions, respectively: martensite [1]: 0% or more, 50% or less, martensite [2]: 0% or more, less than 20%, martensite [3] : 1% or more and 30% or less, and has a hot-dip galvanized layer containing less than 7% Fe, with the remainder consisting of Zn, Al and inevitable impurities, and has a tensile strength TS (MPa), Plating adhesion characterized by having a total elongation rate EL (%) and a hole expansion rate ⁇ (%) of TS x EL of 18000 MPa % or more, TS x ⁇ of 35000 MPa % or more, and a tensile strength of 980 MP
  • High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent formability (martensite [1]: C concentration (CM1) is less than 0.8%, hardness Hv1 is Hv1/(-982.1 ⁇ CM1 2 +1676 ⁇ CM1+189) ⁇ 0.60, martensite [2]: C concentration (CM2) is 0.8% or more, hardness Hv2 is Hv2/(-982.1 ⁇ CM2 2 +1676 ⁇ CM2+189) ⁇ 0.60, martensite [3]: It is disclosed that the C concentration (CM3) is 0.8% or more and the hardness Hv3 is Hv3/(-982.1 ⁇ CM3 2 +1676 ⁇ CM3+189) ⁇ 0.80.
  • Patent Document 3 in mass %, C: 0.15% or more and 0.25% or less, Si: 0.50% or more and 2.5% or less, Mn: 2.3% or more and 4.0% or less. , P: 0.100% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.01% or more and 2.5% or less, with the balance consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • Martensite phase 30% or more and 73% or less, ferrite phase: 25% or more and 68% or less, retained austenite phase: 2% or more and 20% or less, other phases: 10% or less (including 0%), and The other phases include martensitic phase: 3% or less (including 0%), bainitic ferrite phase: less than 5% (including 0%), and the average grain size of the tempered martensitic phase is 8 ⁇ m.
  • YS yield stress
  • impact absorbed energy absorbed energy during impact
  • TS and YS of a steel sheet are increased, press formability, particularly properties such as ductility, hole expandability, and bendability are generally reduced. Therefore, if we assume that a steel plate with high TS and YS is to be applied to the above-mentioned impact energy absorbing member of an automobile, it will not only be difficult to press-form, but also the member will be difficult to perform in an axial crush test simulating a crash test. In other words, the actual impact absorption energy is not as high as expected from the value of YS. Therefore, the current situation is that steel plates with a TS of 590 MPa are used as the above-mentioned impact energy absorbing members.
  • the steel sheets disclosed in Patent Documents 1 to 3 also have a TS of 1180 MPa or more, a high YS, excellent press formability (ductility, hole expandability, and bendability), and rupture resistance during crushing. (bending rupture characteristics and axial crushing characteristics).
  • the present invention was developed in view of the above-mentioned current situation, and has a tensile strength TS of 1180 MPa or more, a high yield stress YS, and excellent press formability (ductility, hole expandability, and bendability). It is an object of the present invention to provide a galvanized steel sheet having fracture resistance properties (bending fracture properties and axial crush properties) during crushing, together with an advantageous manufacturing method thereof. Another object of the present invention is to provide a member made of the above-mentioned galvanized steel sheet, and a method for manufacturing the same.
  • the galvanized steel sheet referred to herein is a hot-dip galvanized steel sheet (hereinafter also referred to as GI) or an alloyed hot-dip galvanized steel sheet (hereinafter also referred to as GA).
  • GI hot-dip galvanized steel sheet
  • GA alloyed hot-dip galvanized steel sheet
  • the tensile strength TS is measured by a tensile test based on JIS Z 2241.
  • having a high yield stress YS, excellent press formability (ductility, hole expandability, and bendability), and fracture resistance during crushing (bending fracture properties and axial crushing properties) means that the following conditions are satisfied.
  • High yield stress YS means that YS measured in a tensile test in accordance with JIS Z 2241 satisfies the following formula (A) or (B) depending on the TS measured in the tensile test. Point. (A) When 1180MPa ⁇ TS ⁇ 1320MPa, 750MPa ⁇ YS (B) If 1320MPa ⁇ TS, 850MPa ⁇ YS
  • excellent hole expansion property refers to a critical hole expansion rate ( ⁇ ) of 30% or more measured in a hole expansion test based on JIS Z 2256.
  • excellent bendability refers to a bending angle ( ⁇ ) of 80° or more at the maximum load measured in a bending test based on the VDA standard (VDA238-100) specified by the German Automobile Manufacturers Association.
  • excellent bending and breaking properties means that the stroke at maximum load (S Fmax ) measured by the V-VDA bending test is 26.0 mm or more.
  • the above El, ⁇ , and ⁇ are characteristics that indicate the ease of forming a steel plate during press forming.
  • the V-VDA bending test is a test that simulates the deformation and fracture behavior of the bending ridge line part in a collision test, and the stroke at the maximum load (S Fmax ) measured in the V-VDA bending test This is a characteristic that indicates shadyness.
  • the present inventors have made extensive studies in order to achieve the above object.
  • the composition of the base steel sheet of the galvanized steel sheet was adjusted appropriately, and the steel structure of the base steel sheet of the galvanized steel sheet was such that the area ratio of ferrite was 57.0% or less, bainitic ferrite and tempered marten.
  • Total area ratio of the site 40.0% or more and 90.0% or less, retained austenite area ratio: 3.0% or more and 10.0% or less, fresh martensite area ratio: 10.0% or less,
  • the value obtained by dividing the area ratio of tempered martensite by the total area ratio of bainitic ferrite and tempered martensite is 0.70 or more, and the V-VDA bending test is performed up to the maximum load point, and the V-bending ridge line part and the value obtained by dividing the number of voids in contact with the hard phase (the number of voids at the boundary between the hard phase and the soft phase and the number of voids formed by fracture of the hard phase) out of all the voids at the VDA bending ridge line by the total number of voids.
  • a galvanized steel sheet comprising a base steel plate and a galvanized layer formed on the base steel plate, the base steel plate comprising: In mass%, C: 0.050% or more and 0.400% or less, Si: more than 0.75% and 3.00% or less, Mn: 2.00% or more and less than 3.50%, P: 0.001% or more and 0.100% or less, S: 0.0001% or more and 0.0200% or less, Contains Al: 0.010% or more and 2.000% or less and N: 0.0100% or less, with the remainder consisting of Fe and inevitable impurities,
  • the base steel plate is Ferrite area ratio: 57.0% or less, Total area ratio of bainitic ferrite and tempered martensite: 40.0% or more and 90.0% or less, Area ratio of retained austenite: 3.0% or more and 10.0% or less, Fresh martensite area ratio: 10.0% or less, and Having a steel structure in which the value obtained by
  • L M (d M /2) x (4 ⁇ /3f) 1/3 ...
  • L M is the mean free path of the center of gravity of the carbide
  • d M is the average circular equivalent diameter ( ⁇ m) of the carbide
  • ⁇ is the circumference ratio
  • f is the volume fraction of the total carbide.
  • the composition of the base steel sheet further includes, in mass%, Nb: 0.200% or less, Ti: 0.200% or less, V: 0.200% or less, B: 0.0100% or less, Cr: 1.000% or less, Ni: 1.000% or less, Mo: 1.000% or less, Sb: 0.200% or less, Sn: 0.200% or less, Cu: 1.000% or less, Ta: 0.100% or less, W: 0.500% or less, Mg: 0.0200% or less, Zn: 0.0200% or less, Co: 0.0200% or less, Zr: 0.1000% or less, Ca: 0.0200% or less, Se: 0.0200% or less, Te: 0.0200% or less, Ge: 0.0200% or less, As: 0.0500% or less, Sr: 0.0200% or less, Cs: 0.0200% or less, Hf: 0.0200% or less, Pb: 0.0200% or less, The galvanized steel sheet according to [1] above, containing
  • the surface layer has a soft surface layer whose Vickers hardness is 85% or less with respect to the Vickers hardness at the 1/4 position of the plate thickness, Nano hardness of 300 points or more in a 50 ⁇ m x 50 ⁇ m area of the plate surface at 1/4 position and 1/2 depth in the plate thickness direction of the surface soft layer from the surface of the base steel plate, respectively.
  • the proportion of measurements where the nano-hardness of the plate surface at 1/4 of the depth in the thickness direction of the soft surface layer from the surface of the base steel sheet is 7.0 GPa or more is 1/4 of the depth in the thickness direction of the soft surface layer.
  • the standard deviation ⁇ of the nano-hardness of the plate surface at a position 1/4 of the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface is 1.8 GPa or less
  • the standard deviation ⁇ of the nano-hardness of the plate surface at a position 1/2 the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface is 2.2 GPa or less.
  • the surface layer has a soft surface layer whose Vickers hardness is 85% or less with respect to the Vickers hardness at the 1/4 position of the plate thickness, Nano hardness of 300 points or more in a 50 ⁇ m x 50 ⁇ m area of the plate surface at 1/4 position and 1/2 depth in the plate thickness direction of the surface soft layer from the surface of the base steel plate, respectively.
  • the proportion of measurements where the nano-hardness of the plate surface at 1/4 of the depth in the thickness direction of the soft surface layer from the surface of the base steel sheet is 7.0 GPa or more is 1/4 of the depth in the thickness direction of the soft surface layer.
  • the standard deviation ⁇ of the nano-hardness of the plate surface at a position 1/4 of the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface is 1.8 GPa or less
  • the galvanized steel sheet according to [3] above, wherein the standard deviation ⁇ of the nano-hardness of the sheet surface at a position 1/2 the depth in the sheet thickness direction of the surface soft layer from the surface of the base steel sheet is 2.2 GPa or less.
  • the galvanized steel sheet according to [1] or [2] which has a metal plating layer formed between the base steel sheet and the galvanized layer on one or both sides of the galvanized steel sheet.
  • a second cooling step in which the second cooling step is performed by applying two or more passes while contacting the roller for 1/2 rotation; or further comprising a cold rolling step of cold rolling the steel sheet after the pickling step and before the annealing step to obtain a cold rolled steel sheet.
  • a method for manufacturing a member comprising the step of subjecting the galvanized steel sheet according to [1] or [2] to at least one of forming and bonding to produce a member.
  • a method for producing a member comprising the step of subjecting the galvanized steel sheet according to [3] above to at least one of forming and bonding to produce a member.
  • a method for producing a member comprising the step of subjecting the galvanized steel sheet according to [4] above to at least one of forming and joining to produce a member.
  • a method for producing a member comprising the step of subjecting the galvanized steel sheet according to [5] above to at least one of forming and bonding to produce a member.
  • a method for manufacturing a member comprising the step of subjecting the galvanized steel sheet according to [6] above to at least one of forming and bonding to produce a member.
  • a method for producing a member comprising the step of subjecting the galvanized steel sheet according to [7] above to at least one of forming and bonding to produce a member.
  • a method for producing a member comprising the step of subjecting the galvanized steel sheet according to [8] to at least one of forming and bonding to produce a member.
  • a method for manufacturing a member comprising the step of subjecting the galvanized steel sheet according to [9] above to at least one of forming and bonding to produce a member.
  • the tensile strength TS is 1180 MPa or more, the high yield stress YS, the excellent press formability (ductility, hole expandability, and bendability), and the rupture resistance property at the time of crushing (bending rupture property and axial crushing properties).
  • the member made of the galvanized steel sheet of the present invention has high strength and excellent impact resistance, so it can be extremely advantageously applied to impact energy absorbing members of automobiles.
  • (a) It is a figure for explaining V bending processing (primary bending processing) in the V-VDA bending test of an example.
  • (b) is a diagram for explaining VDA bending (secondary bending) in the V-VDA bending test of the example.
  • (c) A perspective view showing a test piece subjected to V-bending (primary bending) in V-VDA.
  • FIG. 2 is a schematic diagram of a stroke-load curve obtained when performing a V-VDA test.
  • a An example of a structure image obtained by SEM showing voids at the boundary between a hard phase and a soft phase.
  • b An example of a structure image taken by SEM showing voids due to destruction of the hard phase.
  • c An example of a structure image taken by SEM showing voids caused by carbides.
  • the galvanized steel sheet of the present invention is a galvanized steel sheet comprising a base steel sheet and a galvanized layer formed on the base steel sheet, wherein the base steel sheet has a C content of 0.050% by mass. 0.400% or less, Si: more than 0.75% and 3.00% or less, Mn: 2.00% or more and less than 3.50%, P: 0.001% or more and 0.100% or less, S: 0.
  • the area ratio of fresh martensite is 10.0% or less, and the value obtained by dividing the area ratio of tempered martensite by the total area ratio of bainitic ferrite and tempered martensite is 0.70 or more.
  • the V-VDA bending test was performed up to the maximum load point, and the total number of voids in contact with the hard phase was calculated in the overlapping region of the V bending ridge line and the VDA bending ridge line.
  • the value divided by the number of voids is 0.60 or less, and the value obtained by dividing the number of voids in contact with the hard phase by the total number of voids among all voids in the V-bending flat part and the VDA bending ridgeline part is 0.20 or less.
  • the mean free path L M of the center of gravity of the carbide expressed by the following formula (1) is 0.20 ⁇ m or more, and the tensile strength is 1180 MPa or more.
  • L M (d M /2) x (4 ⁇ /3f) 1/3 ...
  • L M is the mean free path of the center of gravity of the carbide
  • d M is the circle equivalent diameter ( ⁇ m) of the carbide
  • ⁇ is the circumference ratio
  • f is the volume fraction of the total carbide.
  • compositions First, the composition of the base steel sheet of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention will be described. Note that the units in the component compositions are all “mass %”, but hereinafter, unless otherwise specified, they will simply be expressed as "%".
  • C 0.050% or more and 0.400% or less C is for generating appropriate amounts of fresh martensite, tempered martensite, bainitic ferrite, and retained austenite to ensure a TS of 1180 MPa or more and a high YS. It is a valid element.
  • the C content is less than 0.050%, the area ratio of ferrite increases, making it difficult to increase the TS to 1180 MPa or more. It also causes a decrease in YS.
  • the C content exceeds 0.400%, the hardness of fresh martensite generated by deformation-induced transformation when the steel plate is subjected to punching in the hole expansion test or V-bending in the V-VDA test.
  • the C content is set to 0.050% or more and 0.400% or less.
  • the C content is preferably 0.100% or more. Further, the C content is preferably 0.300% or less.
  • Si More than 0.75% and 3.00% or less Si suppresses the formation of carbides during cooling and holding after annealing and promotes the formation of retained austenite. That is, Si is an element that affects the volume fraction of retained austenite.
  • Si content if the Si content is 0.75% or less, the volume fraction of retained austenite decreases and ductility decreases.
  • the Si content exceeds 3.00%, the area ratio of ferrite increases excessively, making it difficult to increase the TS to 1180 MPa or more. It also causes a decrease in YS.
  • the C concentration in the austenite during annealing increases too much and the desired ⁇ and SFmax cannot be achieved. Therefore, the Si content is set to more than 0.75% and 3.00% or less.
  • the Si content is preferably 2.00% or less.
  • Mn 2.00% or more and less than 3.50%
  • Mn is an element that adjusts the area ratio of bainitic ferrite, tempered martensite, and the like.
  • the Mn content is less than 2.00%, the area ratio of ferrite increases excessively, making it difficult to increase the TS to 1180 MPa or more. It also causes a decrease in YS.
  • the Mn content is 3.50% or more, the martensite transformation start temperature Ms (hereinafter also simply referred to as the Ms point or Ms) decreases, and the martensite generated in the first cooling step decreases.
  • the martensite produced in the second cooling step increases, the martensite produced at that time is not sufficiently tempered, and the area ratio of hard fresh martensite increases.
  • Fresh martensite becomes the starting point of void generation during the hole expansion test, VDA bending test, or V-VDA bending test, and if the area ratio of fresh martensite exceeds 10%, the desired ⁇ , ⁇ , and S Fmax cannot be achieved. Therefore, the Mn content is set to 2.00% or more and less than 3.50%.
  • the Mn content is preferably 2.50% or more. Further, the Mn content is preferably 3.20% or less.
  • P 0.001% or more and 0.100% or less
  • P is an element that has a solid solution strengthening effect and increases the TS and YS of the steel sheet.
  • the P content is set to 0.001% or more.
  • P segregates at prior austenite grain boundaries and embrittles the grain boundaries. Therefore, after punching a steel plate or V-bending in a V-VDA bending test, the amount of voids generated increases, making it impossible to achieve the desired ⁇ and S Fmax . Therefore, the P content is set to 0.001% or more and 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.030% or less.
  • S 0.0001% or more and 0.0200% or less S exists as a sulfide in steel.
  • the S content is set to 0.0200% or less.
  • the S content is preferably 0.0080% or less. Further, due to production technology constraints, the S content is set to 0.0001% or more.
  • Al 0.010% or more and 2.000% or less
  • Al suppresses the formation of carbides during cooling and holding after annealing, and also promotes the formation of retained austenite. That is, Al is an element that affects the volume fraction of retained austenite. In order to obtain such an effect, the Al content is set to 0.010% or more.
  • the Al content exceeds 2.000%, the area ratio of ferrite increases excessively, making it difficult to increase the TS to 1180 MPa or more. It also causes a decrease in YS.
  • the C concentration in the austenite during annealing increases too much and the desired ⁇ and SFmax cannot be achieved. Therefore, the Al content is set to 0.010% or more and 2.000% or less.
  • Al content is preferably 0.015% or more. Further, the Al content is preferably 1.000% or less.
  • N 0.0100% or less N exists as a nitride in steel.
  • the N content exceeds 0.0100%, the amount of voids generated increases after punching a steel plate or V-bending in a V-VDA bending test, and the desired ⁇ and S Fmax cannot be achieved. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less. Further, the N content is preferably 0.0050% or less. Note that, although the lower limit of the N content is not particularly specified, it is preferable that the N content is 0.0005% or more due to constraints on production technology.
  • the basic component composition of the base steel sheet of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention has been described above, but the base steel sheet of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention contains the above-mentioned basic components and other than the above-mentioned basic components.
  • the remainder has a composition containing Fe (iron) and unavoidable impurities.
  • the base steel sheet of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention contains the above-mentioned basic components, with the remainder consisting of Fe and inevitable impurities.
  • the base steel sheet of the galvanized steel sheet according to an embodiment of the present invention may contain at least one selected from the following optional components.
  • the effects of the present invention can be obtained for the optional components shown below as long as they are contained in amounts below the upper limit shown below, so no lower limit is set in particular.
  • the following arbitrary elements are contained below the preferable lower limit value mentioned later, the said elements shall be contained as an unavoidable impurity.
  • Nb 0.200% or less
  • Ti 0.200% or less
  • V 0.200% or less
  • B 0.0100% or less
  • Cr 1.000% or less
  • Ni 1.000% or less
  • Mo 1.000% or less
  • Sb 0.200% or less
  • Sn 0.200% or less
  • Cu 1.000% or less
  • Ta 0.100% or less
  • W 0.500% or less
  • Mg 0.200% or less
  • Nb 0.200% or less
  • Nb increases TS and YS by forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides during hot rolling or annealing.
  • the Nb content is 0.001% or more.
  • the Nb content is more preferably 0.005% or more.
  • the Nb content exceeds 0.200%, large amounts of coarse precipitates and inclusions may be generated. In such a case, coarse precipitates and inclusions may become starting points for cracks during the hole expansion test, VDA bending test, or V-VDA bending test, and the desired ⁇ , ⁇ , and S Fmax may not be achieved. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is preferably 0.200% or less.
  • the Nb content is more preferably 0.060% or less.
  • Ti 0.200% or less Like Nb, Ti increases TS and YS by forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides during hot rolling or annealing. In order to obtain such an effect, it is preferable that the Ti content is 0.001% or more. The Ti content is more preferably 0.005% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.200%, large amounts of coarse precipitates and inclusions may be generated. In such a case, coarse precipitates and inclusions may become the origin of cracks during the hole expansion test, VDA bending test, or V-VDA bending test, and the desired ⁇ , ⁇ , and S Fmax may not be achieved. Therefore, when containing Ti, the Ti content is preferably 0.200% or less. The Ti content is more preferably 0.060% or less.
  • V 0.200% or less Like Nb and Ti, V increases TS and YS by forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides during hot rolling or annealing. In order to obtain such an effect, it is preferable that the V content is 0.001% or more. The V content is more preferably 0.005% or more. The V content is more preferably 0.010% or more, and even more preferably 0.030% or more. On the other hand, when the V content exceeds 0.200%, large amounts of coarse precipitates and inclusions may be formed.
  • the V content is preferably 0.200% or less.
  • the V content is more preferably 0.060% or less.
  • B 0.0100% or less
  • B is an element that improves hardenability by segregating at austenite grain boundaries. Further, B is an element that suppresses the formation of ferrite and grain growth during cooling after annealing. In order to obtain such an effect, it is preferable that the B content is 0.0001% or more.
  • the B content is more preferably 0.0002% or more.
  • the B content is more preferably 0.0005% or more, and even more preferably 0.0007% or more.
  • the B content exceeds 0.0100%, cracks may occur inside the steel sheet during hot rolling.
  • the B content is preferably 0.0100% or less.
  • the B content is more preferably 0.0050% or less.
  • the Cr content is preferably 0.0005% or more. Further, the Cr content is more preferably 0.010% or more. Cr is more preferably 0.030% or more, and even more preferably 0.050% or more. On the other hand, when the Cr content exceeds 1.000%, the area ratio of hard fresh martensite increases excessively, and fresh martensite becomes the starting point for void formation in the hole expansion test, VDA bending test, or V-VDA bending test.
  • the Cr content is preferably 1.000% or less. Further, the Cr content is more preferably 0.800% or less, still more preferably 0.700% or less.
  • Ni 1.000% or less
  • Ni is an element that improves hardenability, so adding Ni generates a large amount of tempered martensite, ensuring a TS of 1180 MPa or more and a high YS.
  • the Ni content is more preferably 0.020% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.040% or more, and even more preferably 0.060% or more.
  • the Ni content exceeds 1.000%, the area ratio of fresh martensite increases excessively, and fresh martensite becomes the starting point for void formation in the hole expansion test, VDA bending test, or V-VDA bending test.
  • the Ni content is preferably 1.000% or less.
  • the Ni content is more preferably 0.800% or less.
  • the Ni content is more preferably 0.600% or less, and even more preferably 0.400% or less.
  • Mo 1.000% or less
  • Mo is an element that improves hardenability, so adding Mo generates a large amount of tempered martensite, ensuring a TS of 1180 MPa or more and a high YS.
  • the Mo content is 0.010% or more.
  • Mo content is more preferably 0.030% or more.
  • the Mo content exceeds 1.000%, the area ratio of fresh martensite increases excessively, and fresh martensite becomes the starting point for void formation in the hole expansion test, VDA bending test, or V-VDA bending test.
  • the Mo content is preferably 1.000% or less.
  • the Mo content is more preferably 0.500% or less, still more preferably 0.450% or less, even more preferably 0.400% or less.
  • the Mo content is more preferably 0.350% or less, and even more preferably 0.300% or less.
  • Sb 0.200% or less
  • Sb is an effective element for suppressing the diffusion of C near the surface of the steel sheet during annealing and controlling the formation of a soft layer near the surface of the steel sheet. If the soft layer increases excessively near the surface of the steel sheet, it becomes difficult to increase the TS to 1180 MPa or more. It also causes a decrease in YS. Therefore, it is preferable that the Sb content is 0.002% or more. The Sb content is more preferably 0.005% or more. On the other hand, when the Sb content exceeds 0.200%, a soft layer is not formed near the surface of the steel sheet, which may lead to a decrease in hole expandability and bendability. Therefore, when Sb is contained, the Sb content is preferably 0.200% or less. The Sb content is more preferably 0.020% or less.
  • Sn 0.200% or less
  • Sn is an effective element for suppressing the diffusion of C near the surface of the steel sheet during annealing and controlling the formation of a soft layer near the surface of the steel sheet. If the soft layer increases excessively near the surface of the steel sheet, it becomes difficult to increase the TS to 1180 MPa or more. It also causes a decrease in YS. Therefore, it is preferable that the Sn content is 0.002% or more. The Sn content is more preferably 0.005% or more. On the other hand, if the Sn content exceeds 0.200%, a soft layer will not be formed near the surface of the steel sheet, which may lead to a decrease in hole expandability and bendability. Therefore, when Sn is contained, the Sn content is preferably 0.200% or less. The Sn content is more preferably 0.020% or less.
  • Cu 1.000% or less
  • Cu is an element that improves hardenability, so adding Cu generates a large amount of tempered martensite, ensuring a TS of 1180 MPa or more and a high YS.
  • the Cu content is 0.005% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.008% or more, and even more preferably 0.010% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.020% or more.
  • the Cu content exceeds 1.000%, the area ratio of fresh martensite increases excessively, and a large amount of coarse precipitates and inclusions may be generated.
  • the Cu content is preferably 1.000% or less.
  • the Cu content is more preferably 0.200% or less.
  • Ta 0.100% or less Like Ti, Nb, and V, Ta increases TS and YS by forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides during hot rolling or annealing. In addition, Ta is partially dissolved in Nb carbides and Nb carbonitrides to form composite precipitates such as (Nb, Ta) (C, N). This suppresses coarsening of precipitates and stabilizes precipitation strengthening. This further improves TS and YS. In order to obtain such an effect, the Ta content is preferably 0.001% or more. The Ta content is more preferably 0.002% or more, and even more preferably 0.004% or more. On the other hand, if the Ta content exceeds 0.100%, large amounts of coarse precipitates and inclusions may be produced.
  • the Ta content is preferably 0.100% or less.
  • the Ta content is more preferably 0.090% or less, and even more preferably 0.080% or less.
  • W 0.500% or less
  • W is an element that improves hardenability, so the addition of W generates a large amount of tempered martensite, ensuring a TS of 1180 MPa or more and a high YS.
  • the W content is 0.001% or more.
  • the W content is more preferably 0.030% or more.
  • the W content exceeds 0.500%, the area ratio of hard fresh martensite increases excessively, and fresh martensite becomes the starting point for void formation in the hole expansion test, VDA bending test, or V-VDA bending test. Therefore, there is a possibility that the desired ⁇ , ⁇ , and S Fmax cannot be achieved. Therefore, when W is contained, the W content is preferably 0.500% or less.
  • the W content is more preferably 0.450% or less, still more preferably 0.400% or less. It is even more preferable that the W content is 0.300% or less.
  • Mg 0.0200% or less
  • Mg is an effective element for making inclusions such as sulfides and oxides spheroidal and improving the hole expandability of the steel sheet.
  • the Mg content is 0.0001% or more.
  • the Mg content is more preferably 0.0005% or more, and even more preferably 0.0010% or more.
  • the Mg content exceeds 0.0200%, large amounts of coarse precipitates and inclusions may be formed. In such a case, there is a risk that coarse precipitates and inclusions will become the starting point of cracks during the hole expansion test, VDA bending test, or V-VDA bending test, and the desired ⁇ , ⁇ , and S Fmax may not be achieved. Therefore, when Mg is contained, the Mg content is preferably 0.0200% or less.
  • the Mg content is more preferably 0.0180% or less, and even more preferably 0.0150% or less.
  • Zn 0.0200% or less
  • Zn is an effective element for spheroidizing the shape of inclusions and improving the hole expandability of the steel sheet.
  • the Zn content is preferably 0.0010% or more.
  • the Zn content is more preferably 0.0020% or more, and even more preferably 0.0030% or more.
  • the Zn content exceeds 0.0200%, large amounts of coarse precipitates and inclusions may be formed. In such a case, there is a risk that coarse precipitates and inclusions will become the starting point of cracks during the hole expansion test, VDA bending test, or V-VDA bending test, and the desired ⁇ , ⁇ , and S Fmax may not be achieved. Therefore, when Zn is contained, the Zn content is preferably 0.0200% or less.
  • the Zn content is more preferably 0.0180% or less, and even more preferably 0.0150% or less.
  • Co 0.0200% or less
  • Co is an effective element for spheroidizing the shape of inclusions and improving the hole expandability of the steel sheet.
  • the Co content is preferably 0.0010% or more.
  • the Co content is more preferably 0.0020% or more, and even more preferably 0.0030% or more.
  • the Co content exceeds 0.0200%, a large amount of coarse precipitates and inclusions may be formed. In such a case, there is a risk that coarse precipitates and inclusions will become the starting point of cracks during the hole expansion test, VDA bending test, or V-VDA bending test, and the desired ⁇ , ⁇ , and S Fmax may not be achieved. Therefore, when Co is contained, the Co content is preferably 0.0200% or less.
  • the Co content is more preferably 0.0180% or less, and even more preferably 0.0150% or less.
  • Zr 0.1000% or less
  • Zr is an effective element for making the shape of inclusions spherical and improving the hole expandability of the steel sheet.
  • the Zr content is preferably 0.0010% or more.
  • the Zr content exceeds 0.1000%, large amounts of coarse precipitates and inclusions may be formed. In such a case, there is a risk that coarse precipitates and inclusions will become the starting point of cracks during the hole expansion test, VDA bending test, or V-VDA bending test, and the desired ⁇ , ⁇ , and S Fmax may not be achieved. Therefore, when Zr is contained, the Zr content is preferably 0.1000% or less.
  • the Zr content is more preferably 0.0300% or less, and even more preferably 0.0100% or less.
  • Ca 0.0200% or less Ca exists as inclusions in steel.
  • the Ca content is preferably 0.0200% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0020% or less. Note that the lower limit of the Ca content is not particularly limited, but the Ca content is preferably 0.0005% or more. Furthermore, due to production technology constraints, the Ca content is more preferably 0.0010% or more.
  • Se 0.0200% or less, Te: 0.0200% or less, Ge: 0.0200% or less, As: 0.0500% or less, Sr: 0.0200% or less, Cs: 0.0200% or less, Hf: 0.0200% or less, Pb: 0.0200% or less, Bi: 0.0200% or less, REM: 0.0200% or less Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi, and REM are all is also an effective element for improving the hole expandability of steel sheets. In order to obtain such an effect, it is preferable that the content of Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi, and REM is each 0.0001% or more.
  • the content of Bi and REM is preferably 0.0200% or less, and the content of As is preferably 0.0500% or less.
  • the Se content is more preferably 0.0005% or more, and even more preferably 0.0008% or more.
  • the Se content is more preferably 0.0180% or less, and even more preferably 0.0150% or less.
  • the Te content is more preferably 0.0005% or more, and even more preferably 0.0008% or more.
  • the Te content is more preferably 0.0180% or less, and even more preferably 0.0150% or less.
  • the Ge content is more preferably 0.0005% or more, and even more preferably 0.0008% or more.
  • the Ge content is more preferably 0.0180% or less, and even more preferably 0.0150% or less.
  • As content it is more preferred that it is 0.0010% or more, and it is still more preferred that it is 0.0015% or more.
  • As content it is more preferred that it is 0.0400% or less, and it is still more preferred that it is 0.0300% or less.
  • the Sr content is more preferably 0.0005% or more, and even more preferably 0.0008% or more.
  • the Sr content is more preferably 0.0180% or less, and even more preferably 0.0150% or less.
  • the Cs content is more preferably 0.0005% or more, and even more preferably 0.0008% or more.
  • the Cs content is more preferably 0.0180% or less, and even more preferably 0.0150% or less.
  • the Hf content is more preferably 0.0005% or more, and even more preferably 0.0008% or more.
  • the Hf content is more preferably 0.0180% or less, and even more preferably 0.0150% or less.
  • the Pb content is more preferably 0.0005% or more, and even more preferably 0.0008% or more.
  • the Pb content is more preferably 0.0180% or less, and even more preferably 0.0150% or less.
  • the Bi content is more preferably 0.0005% or more, and even more preferably 0.0008% or more.
  • Bi is more preferably 0.0180% or less, and even more preferably 0.0150% or less.
  • REM is more preferably 0.0005% or more, and even more preferably 0.0008% or more.
  • REM is more preferably 0.0180% or less, and even more preferably 0.0150% or less.
  • the base steel sheet of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention has, in mass %, C: 0.050% or more and 0.400% or less, Si: more than 0.75% and 3.00% or less, Mn: 2 .00% or more and less than 3.50%, P: 0.001% or more and 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.010% or more and 2.000% or less, and N: 0.0100%.
  • Nb 0.200% or less
  • the steel structure of the base steel sheet of the galvanized steel sheet according to an embodiment of the present invention has a ferrite area ratio of 57.0% or less and a total area ratio of bainitic ferrite and tempered martensite of 40.0% or more.90. 0% or less, retained austenite area ratio: 3.0% to 10.0%, fresh martensite area ratio: 10.0% or less, and the area ratio of tempered martensite to bainitic ferrite.
  • the value divided by the total area ratio of martensite is 0.70 or more, and the V-VDA bending test is performed up to the maximum load point, and the hard
  • the value obtained by dividing the number of voids in contact with the phase by the total number of voids is 0.60 or less, and the number of voids in contact with the hard phase is divided by the total number of voids among all the voids in the V-bending flat part and the VDA bending ridgeline part.
  • the divided value is 0.20 or less, and the mean free path of the center of gravity of the carbide is 0.20 ⁇ m or more.
  • Ferrite area ratio 57.0% or less (including 0.0%)
  • Soft ferrite is a phase that improves ductility.
  • the area ratio of ferrite increases excessively, making it difficult to increase the TS to 1180 MPa or more. It also causes a decrease in YS.
  • the C concentration in the austenite during annealing increases too much and the desired ⁇ and SFmax cannot be achieved. Therefore, the area ratio of ferrite is set to 57.0% or less.
  • the area ratio of ferrite is preferably 30.0% or less, more preferably 20.0% or less.
  • the lower limit of the area ratio of ferrite is not particularly limited, and may be 0.0%.
  • Total area ratio of bainitic ferrite and tempered martensite (excluding retained austenite): 40.0% or more and 90.0% or less
  • Bainitic ferrite and tempered martensite include soft ferrite and hard fresh martensite. It has a hardness intermediate between that of steel and is an important phase for ensuring good hole expandability, bendability, bending rupture properties, and axial crushing properties. Bainitic ferrite is also a useful phase for obtaining an appropriate amount of retained austenite by utilizing the diffusion of C from bainitic ferrite to untransformed austenite. Tempered martensite is effective in improving TS. Therefore, the total area ratio of bainitic ferrite and tempered martensite (excluding retained austenite) should be 40.0% or more.
  • the total area ratio of bainitic ferrite and tempered martensite is set to 90.0% or less.
  • the total area ratio of bainitic ferrite and tempered martensite (excluding retained austenite) is preferably 87.0% or less, more preferably 85.0% or less.
  • bainitic ferrite is upper bainitic bainite that is generated in a relatively high temperature range and has few carbides.
  • the area ratio of retained austenite is set to 3.0% or more.
  • the area ratio of retained austenite is preferably 5.0% or more.
  • the area ratio of retained austenite is set to 10.0% or less.
  • the area ratio of retained austenite is preferably 9.0% or less, more preferably 8.0% or less.
  • the area ratio of retained austenite can be suppressed to 10.0% or less by controlling the tension during the second cooling step in the manufacturing method described below.
  • a tension of 2.0 kgf/mm 2 or more is applied at least once, and then the galvanized steel sheet is rolled on a roll with a diameter of 500 mm or more and 1500 mm or less per pass.
  • the unstable residual austenite undergoes deformation-induced transformation and becomes fresh martensite, which is then tempered during cooling and finally becomes tempered martensite.
  • Fresh martensite area ratio 10.0% or less (including 0.0%) If the area ratio of fresh martensite increases excessively, fresh martensite becomes the starting point for void formation in the hole expansion test, VDA bending test, and V-VDA bending test, making it impossible to achieve the desired ⁇ , ⁇ , and S Fmax .
  • the area ratio of fresh martensite is 10.0% or less, preferably 5.0% or less.
  • the lower limit of the area ratio of fresh martensite is not particularly limited, and may be 0.0%. Note that fresh martensite is martensite that is still quenched (not tempered).
  • the value obtained by dividing the area ratio of tempered martensite by the total area ratio of bainitic ferrite and tempered martensite is 0.70 or more.
  • the volume ratio of retained austenite increases due to the diffusion of C from bainitic ferrite to untransformed austenite. To increase.
  • the value obtained by dividing the area fraction of tempered martensite by the total area fraction of bainitic ferrite and tempered martensite is 0.70 or more. Preferably, it is 0.75 or more.
  • the area ratio of the remaining structures other than those mentioned above is preferably 10.0% or less.
  • the area ratio of the remaining tissue is more preferably 5.0% or less. Further, the area ratio of the remaining tissue may be 0.0%.
  • the residual structure is not particularly limited, and examples thereof include carbides such as lower bainite, pearlite, and cementite. The type of residual tissue can be confirmed, for example, by observation using a scanning electron microscope (SEM).
  • the area ratio of ferrite, bainitic ferrite, tempered martensite, and hard phase (hard second phase (retained austenite + fresh martensite)) at the 1/4th thickness position of the base steel plate is as follows: Measure. That is, a sample is cut out from the base steel plate so that the plate thickness cross section parallel to the rolling direction of the base steel plate serves as the observation surface. Next, the observation surface of the sample is mirror-polished using diamond paste. Then, after final polishing the observation surface of the sample using colloidal silica, 3vol. Etch with % nital to reveal the tissue.
  • Ferrite A black region with a block-like shape. In addition, it contains almost no iron-based carbide. However, when iron-based carbide is included, the area of the iron-based carbide is also included in the area of ferrite. The same applies to bainitic ferrite and tempered martensite, which will be described later.
  • Bainitic ferrite A black to dark gray region, with a lumpy or irregular shape. Also, it does not contain iron-based carbides or contains relatively few iron-based carbides.
  • Tempered martensite A gray area with an amorphous shape. It also contains a relatively large number of iron-based carbides.
  • Hard phase (hard second phase (retained austenite + fresh martensite)): A region exhibiting a white to light gray color and an amorphous shape. Also, it does not contain iron-based carbides. Note that when the size is relatively large, the color becomes gradually darker as it moves away from the interface with other tissues, and the inside may take on a dark gray color.
  • Carbide A white region with a dotted or linear shape. Enclosed in tempered martensite, bainitic ferrite, and ferrite. Residual structure: Examples include the above-mentioned lower bainite and pearlite, and their forms are known.
  • the region of each phase identified in the tissue image is calculated using the following method. Ferrite, ferrite, The area ratios of bainitic ferrite, tempered martensite, and hard phase (hard second phase) were investigated.
  • the area ratio is the average value of three area ratios obtained from separate SEM images with a magnification of 5000 times.
  • the area ratio of retained austenite is measured as follows. That is, the base steel plate is mechanically ground in the thickness direction (depth direction) to a position of 1/4 of the plate thickness, and then chemically polished with oxalic acid to form an observation surface. Then, the observation surface is observed by X-ray diffraction. MoK ⁇ rays were used for the incident X-rays, and the diffraction intensity of the (200), (211) and (220) planes of BCC iron was compared with the (200), (220) and (311) planes of FCC iron (austenite). The ratio of the diffraction intensities of each surface is determined, and the volume fraction of retained austenite is calculated from the ratio of the diffraction intensities of each surface. Then, assuming that the retained austenite is three-dimensionally homogeneous, the volume fraction of the retained austenite is defined as the area fraction of the retained austenite.
  • the area ratio of fresh martensite is determined by subtracting the area ratio of retained austenite from the area ratio of the hard phase (hard second phase) determined as described above.
  • [Area ratio of fresh martensite (%)] [Area ratio of hard second phase (%)] - [Area ratio of retained austenite (%)]
  • the area ratio of the residual structure is the area ratio of ferrite, the area ratio of bainitic ferrite, the area ratio of tempered martensite, and the area ratio of the hard phase (hard second phase) obtained from 100.0% as described above. Obtained by subtracting the area ratio.
  • [Area ratio of residual structure (%)] 100.0 - [Area ratio of ferrite (%)] - [Area ratio of bainitic ferrite (%)] - [Area ratio of tempered martensite (%)] - [Hard second phase area ratio (%)]
  • the base steel sheet of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention preferably has a soft surface layer on the surface of the base steel sheet.
  • the soft surface layer contributes to suppressing the propagation of bending cracks during press molding and car body collisions, further improving the bending fracture resistance.
  • the surface soft layer means a decarburized layer, and is a surface layer region having a Vickers hardness of 85% or less of the Vickers hardness of the cross section at the 1/4 thickness position.
  • the surface soft layer is formed in an area of 200 ⁇ m or less in the thickness direction from the surface of the base steel sheet.
  • the thickness of the surface soft layer is preferably 7 ⁇ m or more, more preferably 11 ⁇ m or more. Vickers hardness is measured based on JIS Z 2244-1 (2020) with a load of 10 gf.
  • the proportion of measurements where the nanohardness of the plate surface at 1/4 of the depth in the thickness direction of the surface soft layer from the surface of the base steel sheet was 7.0 GPa or more was the same as the thickness of the surface soft layer.
  • the ratio of the number of measurements where the nanohardness of the plate surface at 1/4 of the depth in the thickness direction of the soft layer is 7.0 GPa or more is relative to the total number of measurements at 1/4 of the depth in the thickness direction of the surface soft layer. is preferably 0.10 or less.
  • the ratio of nanohardness of 7.0 GPa or more is 0.10 or less, it means that the ratio of hard structures (such as martensite) and inclusions is small. It becomes possible to further suppress the generation and connection of voids and the propagation of cracks during press molding and collisions, and excellent R/t, ⁇ VDA and SFmax can be obtained.
  • the standard deviation ⁇ of the nano-hardness of the plate surface at a position 1/4 of the depth in the thickness direction of the surface soft layer from the steel plate surface is 1.8 GPa or less, and The standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface at the 1/2 position is 2.2 GPa or less.
  • the standard deviation ⁇ of nano-hardness of the sheet surface at 1/4 of the depth in the thickness direction of the soft layer is 1.8 GPa or less, and furthermore, the standard deviation ⁇ of nanohardness of the sheet surface at 1/4 of the depth in the thickness direction of the surface soft layer from the steel sheet surface is 1/2 of the depth in the thickness direction of the surface soft layer.
  • the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface is 2.2 GPa or less.
  • the standard deviation ⁇ of the nano-hardness of the plate surface at a position 1/4 of the depth in the thickness direction of the surface soft layer from the steel plate surface is 1.8 GPa or less, and If the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface at the 1/2 position is 2.2 GPa or less, it means that the difference in microstructure hardness in the micro region is small. It becomes possible to further suppress the generation and connection of voids and the propagation of cracks during a collision, and excellent R/t, ⁇ VDA and SFmax can be obtained.
  • the nanohardness of the plate surface at the 1/4 position and 1/2 position of the depth in the thickness direction is the hardness measured by the following method. After the plating layer has been peeled off, mechanical polishing is performed from the surface of the base steel sheet to a position 1/4 of the depth in the thickness direction of the soft surface layer -5 ⁇ m, and the depth in the thickness direction of the surface soft layer is removed from the surface of the base steel sheet. Buff polishing with diamond and alumina and polishing with colloidal silica are performed to the 1/4th position.
  • Hysitron's tribo-950 with a Berkovich-shaped diamond indenter, Load: 500 ⁇ N Measurement area: 50 ⁇ m x 50 ⁇ m Dot spacing: 2 ⁇ m Nanohardness was measured at a total of 512 points under the following conditions. Next, mechanical polishing, buff polishing with diamond and alumina, and colloidal silica polishing were performed to 1/2 the depth of the surface soft layer in the thickness direction. Using Hysitron's tribo-950, with a Berkovich-shaped diamond indenter, Load: 500 ⁇ N Measurement area: 50 ⁇ m x 50 ⁇ m Dot spacing: 2 ⁇ m Nanohardness was measured at a total of 512 points under the following conditions.
  • the galvanized steel sheet according to an embodiment of the present invention has a metal plating layer (first plating layer, pre-plating layer) (in addition, a metal plating layer (first plating layer) on one or both surfaces of the base steel sheet. ) preferably has a hot-dip galvanized layer (excluding the galvanized layer of the alloyed hot-dip galvanized layer).
  • the metal plating layer is preferably a metal electroplating layer, and below, the metal electroplating layer will be explained as an example.
  • the metal electroplating layer on the outermost layer contributes to suppressing the occurrence of bending cracks during press forming and when a vehicle body collides, so that the bending rupture resistance is further improved.
  • the dew point is set to over -5°C, the thickness of the soft layer can be increased, and the axial crushing properties can be made very excellent.
  • the dew point is set to -5°C or less, so even if the soft layer thickness is small, the same axial crushing characteristics as when the soft layer thickness is large can be obtained. .
  • the metal species of the metal electroplating layer include Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Ga, Ge, As, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Sn, Sb, Os, Ir, Rt, Any of Au, Hg, Ti, Pb, and Bi may be used, but Fe is more preferable.
  • a Fe-based electroplated layer will be explained as an example.
  • the amount of the Fe-based electroplated layer deposited is more than 0 g/m 2 , preferably 2.0 g/m 2 or more.
  • the upper limit of the amount of the Fe-based electroplated layer per side is not particularly limited, but from the viewpoint of cost, it is preferable that the amount of the Fe-based electroplated layer applied per side is 60 g/m 2 or less.
  • the amount of the Fe-based electroplated layer deposited is preferably 50 g/m 2 or less, more preferably 40 g/m 2 or less, and even more preferably 30 g/m 2 or less.
  • the adhesion amount of the Fe-based electroplating layer is measured as follows. A sample with a size of 10 x 15 mm is taken from a Fe-based electroplated steel plate and embedded in resin to form a cross-sectional embedded sample. Three arbitrary points on the same cross section were observed using a scanning electron microscope (SEM) at an accelerating voltage of 15 kV and a magnification of 2,000 to 10,000 times depending on the thickness of the Fe-based plating layer. By multiplying the average value by the specific gravity of iron, it is converted into the amount of adhesion per one side of the Fe-based plating layer.
  • SEM scanning electron microscope
  • Fe-based electroplating layers include Fe-B alloy, Fe-C alloy, Fe-P alloy, Fe-N alloy, Fe-O alloy, Fe-Ni alloy, Fe-Mn alloy, Fe- An alloy plating layer such as Mo alloy or Fe-W alloy can be used.
  • the composition of the Fe-based electroplated layer is not particularly limited, but 1 selected from the group consisting of B, C, P, N, O, Ni, Mn, Mo, Zn, W, Pb, Sn, Cr, V, and Co.
  • the composition contains two or more elements in a total of 10% by mass or less, with the remainder consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • the C content is preferably 0.08% by mass or less.
  • the bending and fracture resistance can be significantly improved.
  • the V-VDA bending test was performed up to the maximum load point, and in the overlapping region of the V-bending ridgeline and the VDA bending ridgeline, the number of voids in contact with the hard phase (the number of voids at the boundary between the hard and soft phases and The value obtained by dividing the number of voids (formed by the destruction of the hard phase) by the total number of voids: 0.60 or less
  • the number of voids in contact with the hard phase hard phase
  • the value obtained by dividing the number of voids (the number of voids at the boundary between the High bending rupture properties can be obtained.
  • the voids in the steel sheet structure When voids in the steel sheet structure are generated adjacent to the hard phase, the voids tend to propagate along the boundary between the hard phase and the soft phase, eventually becoming cracks.
  • voids When voids are not adjacent to a hard phase, for example, when they are formed adjacent to a carbide, it is thought that it is difficult for the voids to connect and grow.
  • the area ratio of the hard phase increases due to fresh martensite generated by deformation-induced transformation during V-bending.
  • the number of voids in contact with the hard phase (the number of voids at the boundary between the hard phase and the soft phase and the number of voids formed by the destruction of the hard phase) out of all the voids in the V bending ridgeline and the VDA bending ridgeline is calculated as follows.
  • the value divided by the number of voids shall be 0.60 or less.
  • the area ratio of the hard phase is relatively small. Therefore, in the V-bending flat portion and the VDA-bending ridgeline portion, the value obtained by dividing the number of voids in contact with the hard phase out of all the voids by the total number of voids is set to 0.20 or less.
  • the soft phase refers to a phase other than the hard phase.
  • the above V-VDA bending test is conducted as follows.
  • a 60 mm x 65 mm test piece is taken from the obtained galvanized steel sheet by shearing.
  • the 60 mm side is parallel to the rolling (L) direction.
  • a test piece is prepared by performing a 90° bending process (primary bending process) in the rolling (L) direction with the width (C) direction as an axis at a radius of curvature/plate thickness of 4.2.
  • a punch B1 was pushed into a steel plate placed on a die A1 having a V groove to obtain a test piece T1. .
  • FIGS. 2-1(a) and 2-1(b) the punch B2 is pushed into the test piece T1 placed on the support roll A2 so that the bending direction is perpendicular to the rolling direction. (secondary bending).
  • D1 indicates the width (C) direction and D2 indicates the rolling (L) direction.
  • Figure 3 shows a schematic diagram of the stroke-load curve obtained when performing the V-VDA test. Samples that are subjected to the V-VDA test up to the maximum load point and then unloaded when the load reaches 94.9 to 99.9% of the maximum load are considered to be samples that have been subjected to the V-VDA bending test up to the maximum load point. .
  • FIG. 2-2(c) a test piece T1 obtained by subjecting a steel plate to V-bending (primary bending) is shown in FIG. 2-2(c). Further, a test piece T2 obtained by subjecting the test piece T1 to VDA bending (secondary bending) is shown in FIG. 2-2(d). The position indicated by the broken line in the test piece T2 in Figure 2-2(d) is the V-bending ridgeline, and the position indicated by the broken line in the test piece T1 in Figure 2-2(c) before VDA bending. corresponds to the position.
  • V-bending ridgeline portion and the VDA bending ridgeline part a (the overlapping area a of the V bending ridgeline part and the VDA bending ridgeline part a), the V bending flat part (unprocessed part) and the VDA bending ridgeline part b are shown in Figure 2-2 (d).
  • the V-bending ridgeline portion refers to a region extending in the width direction from the V-bending corner (apex) to 5 mm on both sides.
  • the V-bending flat portion refers to a region other than the V-bending ridgeline portion in the steel plate.
  • the VDA bending ridgeline refers to an area extending 5 mm on both sides from the VDA bending corner (apex) that is subjected to VDA bending and extends in the rolling direction.
  • FIG. 2-3(e) shows the L cross section AL when the D2 direction is perpendicular to the paper surface and the D1 direction is parallel to the horizontal direction.
  • the voids in the V-bending ridgeline portion and the VDA bending ridgeline portion, and the voids in the V-bending flat portion and the VDA bending ridgeline portion are measured as follows.
  • the steel plate after the V-VDA bending test was cut in the direction orthogonal to the rolling direction at the V-bending ridge line, VDA bending ridge line a, V-bending flat area, and VDA bending ridge line b. After polishing, the bending apex on the outside of the VDA bending A cross-section C in a region of 0 to 100 ⁇ m from the surface of the steel plate (A-B region indicated by the dotted line in FIG.
  • the tissue surrounding the void was determined as described above, and the void was darker black than the ferrite and could be clearly distinguished from other structures.
  • the number of voids in which more than 0% of the circumference is in contact with the hard phase is determined by the number of voids at the boundary between the hard phase and the soft phase and the destruction of the hard phase. This is the total number of voids formed.
  • the value obtained by dividing the number of voids in contact with the hard phase by the total number of voids is the value obtained by dividing the number of voids at the boundary between the hard phase and soft phase for 3 fields of view and the number of voids formed by the destruction of the hard phase by the total number of voids. Calculated by averaging. This measurement is performed on a test piece that is subjected to a V-VDA bending test up to the maximum load and then unloaded when the load reaches 94.9 to 99.9% (for example, 95%) of the maximum load.
  • Mean free path L M of the center of gravity of carbide 0.20 ⁇ m or more
  • the formation of voids may also be caused by carbides.
  • the mean free path L M of the center of gravity of the carbide is set to 0.20 ⁇ m or more.
  • LM is preferably 0.25 ⁇ m or more, more preferably 0.30 ⁇ m or more.
  • LM is preferably 0.50 ⁇ m or less, more preferably 0.45 ⁇ m or less.
  • Average value of the standard deviation of the distance between one carbide A selected from all the carbides present in an area of 25.6 ⁇ m x 17.6 ⁇ m in the steel sheet and the remaining carbides other than the carbide A 7. 50 ⁇ m or less Variations in carbide distribution affect the generation and connection of voids.
  • the average value ⁇ c of the standard deviation of the spacing between carbides exceeds 7.50 ⁇ m, the dispersion in the distribution of voids caused by carbides increases, stress concentrates in areas where many voids are generated, and the voids become more likely to connect. . As a result, SFmax cannot be achieved. Therefore, the average value ⁇ c of the standard deviation of the intervals between carbides is set to be 7.50 ⁇ m or less.
  • ⁇ c is preferably 7.30 ⁇ m or less, more preferably 7.00 ⁇ m or less.
  • ⁇ c is preferably 5.00 ⁇ m or more, more preferably 6.00 ⁇ m or more.
  • the mean free path and standard deviation of the center of gravity of the carbide are each measured as follows.
  • the SEM tissue image used for the above-mentioned tissue fraction measurement is hand-painted to extract carbide by color, and an image of only carbide is obtained.
  • the area fraction of all carbides, the barycentric coordinates, and equivalent circle diameter of each carbide are determined. Further, assuming that the carbide is three-dimensionally homogeneous, the area fraction of the carbide is taken as the volume fraction of the carbide.
  • the mean free path LM of the center of gravity of the carbide is calculated by the following formula.
  • L M (d M /2) ⁇ ((4 ⁇ /3f) 1/3 ) ...
  • L M Mean free path of the center of gravity of the carbide
  • d M Average (number average) circle equivalent diameter ( ⁇ m) of the carbide
  • ⁇ Pi
  • n, i, j, d ij , and d iave are as follows.
  • n Total number of carbides within the field of view (25.6 ⁇ m ⁇ 17.6 ⁇ m).
  • i is the number of a carbide (one carbide A arbitrarily selected from all carbides) for measuring the distance from other carbides, and the possible value of i is an integer from 1 to n.
  • j Number of carbides other than carbide A, and possible values of j are integers from 1 to n other than i.
  • d ij Distance ( ⁇ m) between the i-th carbide (carbide A) and the j-th carbide.
  • d iave Average value ( ⁇ m) of the distance between all carbides within the field of view (excluding the i-th carbide) and the i-th carbide.
  • the tensile strength TS of the galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention is 1180 MPa or more. Although the upper limit is not particularly defined, the tensile strength TS is preferably less than 1470 MPa.
  • the yield stress (YS), total elongation (El), critical hole expansion rate ( ⁇ ), critical bending angle ( ⁇ ) in the VDA bending test, and V-VDA bending of the zinc-based plated steel sheet according to an embodiment of the present invention The stroke at the maximum load (S Fmax ) and the presence or absence of axial crush fracture in the test are as described above.
  • tensile strength (TS), yield stress (YS), and total elongation (El) are measured by a tensile test according to JIS Z 2241, which will be described later in Examples.
  • the critical hole expansion rate ( ⁇ ) is measured by a hole expansion test based on JIS Z 2256, which will be described later in Examples.
  • the limit bending angle ( ⁇ ) in the VDA bending test is measured by the VDA bending test in accordance with VDA238-100, which will be described later in Examples.
  • the stroke at maximum load (S Fmax ) in the V-VDA bending test is measured by the V-VDA bending test described later in Examples.
  • the presence or absence of axial crush fracture is determined by the axial crush test described later in Examples.
  • Galvanized layer (second plating layer)
  • a galvanized steel sheet according to an embodiment of the present invention has a galvanized layer formed on a base steel sheet (on the surface of the base steel sheet or on the surface of the metal plating layer if a metal plating layer is formed), and The plating layer may be provided only on one surface of the base steel plate, or may be provided on both surfaces. That is, the steel sheet of the present invention has a base steel plate, and a second plating layer (galvanized layer) may be formed on the base steel plate, and also has a base steel plate, and may have a metal plating layer on the base steel plate.
  • the layer (first plating layer (excluding the second plating layer of the galvanized layer)) and the second plating layer (zinc plating layer) may be formed in this order.
  • the galvanized layer here refers to a plating layer containing Zn as a main component (Zn content is 50.0% or more), and includes, for example, a hot-dip galvanized layer and an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • the hot-dip galvanized layer is preferably composed of, for example, Zn, 20.0% by mass or less of Fe, and 0.001% by mass or more and 1.0% by mass or less of Al.
  • the hot-dip galvanized layer may optionally include one selected from the group consisting of Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM.
  • the total content of a species or two or more elements may be 0.0% by mass or more and 3.5% by mass or less.
  • the Fe content of the hot-dip galvanized layer is more preferably less than 7.0% by mass. Note that the remainder other than the above-mentioned elements are unavoidable impurities.
  • the alloyed hot-dip galvanized layer is preferably composed of, for example, 20% by mass or less of Fe and 0.001% by mass or more and 1.0% by mass or less of Al. Additionally, the alloyed hot-dip galvanized layer may optionally be selected from the group consisting of Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM. One or more types of elements may be contained in a total amount of 0% by mass or more and 3.5% by mass or less.
  • the Fe content of the alloyed hot-dip galvanized layer is more preferably 7.0% by mass or more, and still more preferably 8.0% by mass or more. Further, the Fe content of the alloyed hot-dip galvanized layer is more preferably 15.0% by mass or less, still more preferably 12.0% by mass or less. Note that the remainder other than the above-mentioned elements are unavoidable impurities.
  • the amount of plating deposited on one side of the galvanized layer is not particularly limited, but is preferably 20 g/m 2 or more and 80 g/m 2 or less.
  • the plating adhesion amount of the galvanized layer is measured as follows. That is, a treatment solution is prepared by adding 0.6 g of a corrosion inhibitor for Fe ("IBIT 700BK” (registered trademark) manufactured by Asahi Chemical Co., Ltd.) to 1 L of a 10% by mass hydrochloric acid aqueous solution. Next, a galvanized steel sheet serving as a test material is immersed in the treatment liquid to dissolve the galvanized layer. Then, by measuring the amount of mass loss of the test material before and after melting, and dividing that value by the surface area of the base steel sheet (the surface area of the part covered with plating), the amount of plating coating (g/m 2 ) is calculated.
  • a corrosion inhibitor for Fe (“IBIT 700BK” (registered trademark) manufactured by Asahi Chemical Co., Ltd.)
  • the thickness of the galvanized steel sheet according to an embodiment of the present invention is not particularly limited, but is preferably 0.5 mm or more, and more preferably 0.6 mm or more. Further, the thickness of the galvanized steel sheet is preferably 3.5 mm or less.
  • a method for manufacturing a galvanized steel sheet according to an embodiment of the present invention includes a hot rolling process in which a steel slab having the above-mentioned composition is hot-rolled to produce a hot-rolled steel sheet, and a pickling process in which the hot-rolled steel sheet is pickled. and an annealing step in which the steel plate after the pickling step is annealed at an annealing temperature of ((Ac 1 + (Ac 3 - Ac 1 ) ⁇ 3/4)° C. or higher and 900° C. or lower and an annealing time of 20 seconds or more.
  • each temperature mentioned above means the surface temperature of a steel slab and a steel plate unless otherwise specified.
  • a steel slab having the above-mentioned composition is prepared.
  • a steel material is melted to obtain molten steel having the above-mentioned composition.
  • the melting method is not particularly limited, and known melting methods such as converter furnace melting and electric furnace melting can be used.
  • the obtained molten steel is solidified to form a steel slab.
  • the method for obtaining a steel slab from molten steel is not particularly limited, and for example, a continuous casting method, an ingot forming method, a thin slab casting method, etc. can be used. From the viewpoint of preventing macro segregation, continuous casting is preferred.
  • Hot rolling process The steel slab is then hot-rolled to produce a hot-rolled steel plate.
  • Hot rolling may be performed by applying an energy saving process.
  • Energy-saving processes include direct rolling (a method in which the steel slab is charged into a heating furnace as hot pieces without being cooled to room temperature and hot rolled) or direct rolling (a method in which the steel slab is subjected to a slight heat retention process). A method in which rolling is carried out immediately afterwards) can be mentioned.
  • Hot rolling conditions are not particularly limited, and, for example, hot rolling can be performed under the following conditions. That is, the steel slab is once cooled to room temperature, then reheated, and then rolled.
  • the slab heating temperature (reheating temperature) is preferably 1100° C. or higher from the viewpoint of dissolving carbides and reducing rolling load. Further, in order to prevent an increase in scale loss, the slab heating temperature is preferably 1300° C. or lower. Note that the slab heating temperature is based on the temperature of the surface of the steel slab.
  • the steel slab is subjected to rough rolling according to a conventional method to form a rough rolled plate (hereinafter also referred to as a sheet bar).
  • the sheet bar is subjected to finish rolling to obtain a hot rolled steel plate.
  • the finish rolling temperature is preferably 800° C. or higher in order to reduce the rolling load.
  • the finish rolling temperature is preferably in the range of 800°C or higher and 950°C or higher.
  • the winding temperature is preferably 450°C or higher. Further, the winding temperature is preferably 750°C or less.
  • the sheet bars may be joined together during hot rolling and finish rolling may be performed continuously. Further, the sheet bar may be wound up once before finishing rolling. Furthermore, in order to reduce the rolling load during hot rolling, part or all of the finish rolling may be performed as lubricated rolling. Performing lubricated rolling is also effective from the viewpoint of uniformizing the shape of the steel sheet and uniforming the material quality. Note that the friction coefficient during lubricated rolling is preferably in the range of 0.10 or more and 0.25 or less. In a hot rolling process (hot rolling process) including rough rolling and finish rolling, a steel slab generally becomes a sheet bar during rough rolling and becomes a hot rolled steel plate through finish rolling. However, depending on the mill capacity, etc., there is no problem with such classification as long as it is a predetermined size.
  • the hot rolled steel sheet after the hot rolling process is pickled.
  • oxides on the surface of the steel sheet can be removed, ensuring good chemical conversion treatment properties and plating quality.
  • the pickling may be performed only once, or may be performed in multiple steps.
  • the pickling conditions are not particularly limited, and any conventional method may be used.
  • Cold rolling process Then, if necessary, the hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • Cold rolling is performed, for example, by multi-pass rolling that requires two or more passes, such as tandem multi-stand rolling or reverse rolling.
  • the reduction ratio of cold rolling is not particularly limited, but is preferably 20% or more and 80% or less. If the rolling reduction ratio in cold rolling is less than 20%, the steel structure tends to become coarse and non-uniform in the annealing process, and there is a risk that the TS and bendability of the final product will deteriorate. On the other hand, if the rolling reduction ratio in cold rolling exceeds 80%, the steel sheet tends to be defective in shape, and the amount of zinc plating deposited may become uneven. Further, optionally, the cold rolled steel sheet obtained after cold rolling may be pickled.
  • Metal plating is applied on one or both sides of the steel sheet after the hot rolling process (after the pickling process, or after the cold rolling process if cold rolling is performed) and before the annealing process.
  • the method may include a first plating step of forming a metal plating layer (first plating layer).
  • first plating layer the surface of the hot-rolled steel sheet or cold-rolled steel sheet obtained as described above may be subjected to a metal electroplating treatment to obtain a pre-annealed metal electroplated steel sheet in which a pre-annealed metal electroplating layer is formed on at least one side.
  • the metal plating mentioned here excludes zinc plating (secondary plating).
  • the metal electroplating method is not particularly limited, but as described above, it is preferable that the metal electroplating layer is formed on the base steel sheet, so it is preferable to perform the metal electroplating process.
  • a sulfuric acid bath, a hydrochloric acid bath, or a mixture of both can be used in the Fe-based electroplating bath.
  • the amount of deposited metal electroplating layer before annealing can be adjusted by adjusting the current application time and the like.
  • pre-annealed metal electroplated steel sheet means that the metal electroplated layer has not undergone an annealing process, and refers to a hot rolled steel sheet before metal electroplating, a pickled sheet after hot rolling, or a cold rolled steel sheet that has been annealed in advance. This does not exclude such aspects.
  • the metal species of the electroplating layer include Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Ga, Ge, As, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Sn, Sb, Os, Ir, Any of Rt, Au, Hg, Ti, Pb, and Bi may be used, but Fe is more preferable, so a method for producing Fe-based electroplating will be described below.
  • the Fe ion content in the Fe-based electroplating bath before the start of current application is preferably 0.5 mol/L or more as Fe 2+ . If the Fe ion content in the Fe-based electroplating bath is 0.5 mol/L or more as Fe 2+ , a sufficient amount of Fe deposition can be obtained. Further, in order to obtain a sufficient amount of Fe deposited, it is preferable that the Fe ion content in the Fe-based electroplating bath before the start of current application is 2.0 mol/L or less.
  • the Fe-based electroplating bath contains Fe ions and at least one selected from the group consisting of B, C, P, N, O, Ni, Mn, Mo, Zn, W, Pb, Sn, Cr, V, and Co. It can contain one type of element.
  • the total content of these elements in the Fe-based electroplating bath is preferably such that the total content of these elements in the Fe-based electroplated layer before annealing is 10% by mass or less.
  • the metal element may be contained as a metal ion, and the non-metal element may be contained as a part of boric acid, phosphoric acid, nitric acid, organic acid, or the like.
  • the iron sulfate plating solution may contain a conductivity aid such as sodium sulfate or potassium sulfate, a chelating agent, or a pH buffer.
  • the temperature of the Fe-based electroplating solution is preferably 30°C or higher, and preferably 85°C or lower, in view of constant temperature retention.
  • the pH of the Fe-based electroplating bath is not particularly specified, it is preferably 1.0 or higher from the viewpoint of preventing a decrease in current efficiency due to hydrogen generation. .0 or less is preferable.
  • the current density is preferably 10 A/dm 2 or more from the viewpoint of productivity, and preferably 150 A/dm 2 or less from the viewpoint of facilitating control of the amount of Fe-based electroplated layer deposited.
  • the plate passing speed is preferably 5 mpm or more from the viewpoint of productivity, and preferably 150 mpm or less from the viewpoint of stably controlling the amount of adhesion.
  • degreasing treatment and water washing can be performed to clean the steel sheet surface, and furthermore, pickling treatment and water washing can be performed to activate the steel sheet surface.
  • pickling treatment can be performed to activate the steel sheet surface.
  • Fe-based electroplating treatment is performed.
  • the method of degreasing and washing with water is not particularly limited, and ordinary methods can be used.
  • various acids such as sulfuric acid, hydrochloric acid, nitric acid, and mixtures thereof can be used. Among these, sulfuric acid, hydrochloric acid, or a mixture thereof is preferred.
  • the acid concentration is not particularly defined, it is preferably about 1 to 20 mass% in consideration of the ability to remove an oxide film and the prevention of rough skin (surface defects) due to overacid washing.
  • the pickling treatment liquid may contain an antifoaming agent, a pickling accelerator, a pickling inhibitor, and the like.
  • the steel plate obtained as above was annealed at an annealing temperature of (Ac 1 + (Ac 3 - Ac 1 ) x 3/4)°C or higher and 900°C or lower and annealing time. : Anneal for 20 seconds or more. The number of times of annealing may be two or more times, but from the viewpoint of energy efficiency, one time is preferable.
  • Annealing temperature (Ac 1 + (Ac 3 - Ac 1 ) x 3/4) °C or more and 900 °C or less
  • the annealing temperature is less than (Ac 1 + (Ac 3 - Ac 1 ) x 3/4) °C
  • ferrite and The rate of austenite formation during heating in the austenite two-phase region becomes insufficient. Therefore, the area ratio of ferrite increases excessively after annealing, and YS decreases.
  • the C concentration in the austenite during annealing increases too much and the desired ⁇ and SFmax cannot be achieved. Furthermore, it becomes difficult to increase the TS to 1180 MPa or more.
  • the annealing temperature is set at (Ac 1 + (Ac 3 ⁇ Ac 1 ) ⁇ 3/4)°C or more and 900°C or less.
  • the annealing temperature is preferably 880°C or lower. Note that the annealing temperature is the highest temperature reached in the annealing step.
  • [%C] C content
  • [%Si] Si content
  • [%Mn] Mn content.
  • Annealing time 20 seconds or more
  • the annealing time is set to 20 seconds or more.
  • the annealing time is preferably 30 seconds or more, more preferably 50 seconds or more. Note that the upper limit of the annealing time is not particularly limited, but it is preferably 900 seconds or less.
  • the annealing time is the holding time in a temperature range of (annealing temperature -40° C.) or higher and lower than the annealing temperature. That is, in addition to the holding time at the annealing temperature, the annealing time also includes the residence time in the temperature range from (annealing temperature -40°C) to below the annealing temperature during heating and cooling before and after reaching the annealing temperature.
  • the dew point of the atmosphere in an annealing step is preferably ⁇ 30° C.
  • the dew point of the atmosphere in an annealing step is preferably ⁇ 30° C.
  • the dew point of the annealing atmosphere in the annealing step is more preferably -25°C or higher, even more preferably -15°C or higher, and most preferably -5°C or higher.
  • the annealing atmosphere in the annealing process should be set.
  • the dew point is preferably 30°C or lower.
  • First cooling stop temperature 100°C or more and 300°C or less
  • the first cooling process is used to control the area ratio of tempered martensite and the volume ratio of retained austenite produced in the subsequent reheating process within a predetermined range. This is a necessary process.
  • the first cooling stop temperature is less than 100° C.
  • almost all of the untransformed austenite present in the steel is transformed into martensite in the first cooling step.
  • the area ratio of tempered martensite ultimately increases excessively, making it difficult to obtain retained austenite of 3.0% or more, and ductility decreases.
  • the second cooling stop temperature exceeds 300°C, the area ratio of tempered martensite decreases and the area ratio of fresh martensite increases.
  • the first cooling stop temperature is set to 100°C or more and 300°C or less.
  • the first cooling stop temperature is preferably 120°C or higher. Further, the first cooling stop temperature is preferably 280°C or lower.
  • the steel plate is held in a temperature range of 350°C or more and 550°C or less (hereinafter also referred to as a holding temperature range) for 3 seconds or more and less than 80 seconds.
  • Holding time in holding temperature range 3 seconds or more and less than 80 seconds
  • bainitic ferrite is generated, and C is transferred from the generated bainitic ferrite to untransformed austenite adjacent to the bainitic ferrite. Diffusion occurs. As a result, a predetermined volume fraction of retained austenite is ensured.
  • the holding time in the holding temperature range is less than 3 seconds, it becomes difficult to obtain retained austenite of 3.0% or more, and ductility decreases.
  • the holding time in the holding temperature range becomes 80 seconds or more, the area ratio of bainitic ferrite increases excessively and YS decreases.
  • the holding time in the holding temperature range is 3 seconds or more and less than 80 seconds.
  • the holding time in the holding temperature range is preferably 5 seconds or more. Further, the holding time in the holding temperature range is preferably less than 60 seconds. Note that the retention time in the retention temperature range does not include the residence time in the temperature range after hot-dip galvanizing in the plating process.
  • hot-dip galvanizing it is preferable to immerse the steel sheet in a galvanizing bath at a temperature of 440° C. or higher and 500° C. or lower, and then adjust the coating amount by gas wiping or the like.
  • the hot-dip galvanizing bath is not particularly limited as long as it has the composition of the galvanized layer described above. It is preferable to use a plating bath having a composition comprising: and unavoidable impurities.
  • alloying treatment after performing hot-dip galvanizing treatment as described above, it is preferable to perform alloying treatment by heating the galvanized steel sheet to an alloying temperature of 450° C. or higher and 600° C. or lower. If the alloying temperature is less than 450°C, the Zn--Fe alloying rate will be slow and alloying may become difficult. Furthermore, if the alloying temperature is lower than 450°C, the martensite generated in the first cooling step will not be sufficiently tempered, and the area ratio of fresh martensite will increase excessively, making it impossible to achieve the desired ⁇ , ⁇ , and S Fmax . There is a risk.
  • the alloying temperature exceeds 600° C., untransformed austenite transforms to pearlite, making it difficult to increase the TS to 1180 MPa or more, resulting in a decrease in ductility.
  • the alloying temperature is more preferably 510°C or higher. Further, the alloying temperature is more preferably 570°C or lower.
  • the coating weight of both the hot-dip galvanized steel sheet (GI) and the alloyed galvanized steel sheet (GA) be 20 to 80 g/m 2 per side. Note that the amount of plating deposited can be adjusted by gas wiping or the like.
  • a tension of 2.0 kgf/mm 2 or more is applied at least once in a temperature range of 300° C. or higher and 450° C. or lower. Then, the galvanized steel sheet after applying the above tension is brought into contact with a roll having a diameter of 500 mm or more and 1500 mm or less for 1/4 of the roll for 4 passes or more, and the galvanized steel sheet is A treatment is performed in which the coating is applied for two or more passes while contacting a roll having a diameter of 500 mm or more and 1500 mm or less for 1/2 revolution per pass.
  • the load cell is preferably arranged at a position 200 mm from both ends of the roll.
  • the length of the roll used is preferably 1500 to 2500 mm.
  • this tension is preferably 2.2 kgf/mm 2 or more, more preferably 2.4 kgf/mm 2 or more.
  • the number of passes is preferably 15.0 kgf/mm 2 or less, more preferably 10.0 kgf/mm 2 or less.
  • Second cooling stop temperature 50°C or less
  • the cooling conditions for the second cooling step are not particularly limited, and may be according to a conventional method.
  • As the cooling method for example, gas jet cooling, mist cooling, roll cooling, water cooling, air cooling, etc. can be applied. Further, from the viewpoint of preventing surface oxidation, it is preferable to cool to 50° C. or lower, and more preferably to about room temperature.
  • the average cooling rate is preferably, for example, 1° C./second or more and 50° C./second or less.
  • the galvanized steel sheet obtained as described above may be further subjected to temper rolling. If the reduction ratio in temper rolling exceeds 2.00%, the yield stress will increase, and there is a risk that the dimensional accuracy when forming the galvanized steel sheet into a member will decrease. Therefore, the reduction ratio in temper rolling is preferably 2.00% or less.
  • the lower limit of the rolling reduction in skin pass rolling is not particularly limited, but from the viewpoint of productivity, it is preferably 0.05% or more.
  • skin pass rolling may be performed on a device that is continuous with the annealing device for performing each process mentioned above (online), or on a device that is discontinuous with the annealing device for performing each process (offline). You may go. Further, the number of times of temper rolling may be one, or two or more times. Note that rolling with a leveler or the like may be used as long as it can provide an elongation rate equivalent to that of temper rolling.
  • Conditions other than the above are not particularly limited and may be according to conventional methods.
  • a member according to an embodiment of the present invention is a member made (made of) the above-mentioned galvanized steel plate.
  • a material such as a galvanized steel sheet is subjected to at least one of forming and bonding to produce a member.
  • the galvanized steel sheet has a TS of 1180 MPa or more, a high YS, excellent press formability (ductility, hole expandability, and bendability), and rupture resistance properties at the time of crushing (bending rupture properties). and axial crushing properties). Therefore, the member according to one embodiment of the present invention has high strength and excellent impact resistance. Therefore, a member according to an embodiment of the present invention is particularly suitable for application as an impact energy absorbing member used in the automotive field.
  • a method for manufacturing a member according to an embodiment of the present invention includes performing at least one of forming processing and joining processing on the above-described galvanized steel sheet (for example, the galvanized steel sheet manufactured by the above-described method for manufacturing a galvanized steel sheet). It has a process of making it into a member.
  • the molding method is not particularly limited, and for example, a general processing method such as press working can be used.
  • the joining method is not particularly limited, and for example, common welding such as spot welding, laser welding, arc welding, riveting joining, caulking joining, etc. can be used.
  • the molding conditions and bonding conditions are not particularly limited, and conventional methods may be followed.
  • a galvanized steel sheet comprising a base steel plate and a galvanized layer formed on the base steel plate, the base steel plate comprising: In mass%, C: 0.050% or more and 0.400% or less, Si: more than 0.75% and 3.00% or less, Mn: 2.00% or more and less than 3.50%, P: 0.001% or more and 0.100% or less, S: 0.0001% or more and 0.0200% or less, Contains Al: 0.010% or more and 2.000% or less and N: 0.0100% or less, with the remainder consisting of Fe and inevitable impurities,
  • the base steel plate is Ferrite area ratio: 57.0% or less, Total area ratio of bainitic ferrite and tempered martensite: 40.0% or more and 90.0% or less, Area ratio of retained austenite: 3.0% or more and 10.0% or less, Fresh martensite area ratio: 10.0% or less, and Having a steel structure in which the value obtained by dividing
  • L M (d M /2) x (4 ⁇ /3f) 1/3 ...
  • L M is the mean free path of the center of gravity of the carbide
  • d M is the average circular equivalent diameter ( ⁇ m) of the carbide
  • ⁇ is the circumference ratio
  • f is the volume fraction of the total carbide.
  • the composition of the base steel sheet further includes, in mass%, Nb: 0.200% or less, Ti: 0.200% or less, V: 0.200% or less, B: 0.0100% or less, Cr: 1.000% or less, Ni: 1.000% or less, Mo: 1.000% or less, Sb: 0.200% or less, Sn: 0.200% or less, Cu: 1.000% or less, Ta: 0.100% or less, W: 0.500% or less, Mg: 0.0200% or less, Zn: 0.0200% or less, Co: 0.0200% or less, Zr: 0.1000% or less, Ca: 0.0200% or less, Se: 0.0200% or less, Te: 0.0200% or less, Ge: 0.0200% or less, As: 0.0500% or less, Sr: 0.0200% or less, Cs: 0.0200% or less, Hf: 0.0200% or less, Pb: 0.0200% or less, The galvanized steel sheet according to [1] above, containing
  • the standard deviation ⁇ of the nano-hardness of the plate surface at a position 1/4 of the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface is 1.8 GPa or less
  • any one of [1] to [4] above, wherein the standard deviation ⁇ of the nano-hardness of the plate surface at a position 1/2 the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface is 2.2 GPa or less.
  • a second cooling step in which the second cooling step is performed by applying two or more passes while contacting the roller for 1/2 rotation; or further comprising a cold rolling step of cold rolling the steel sheet after the pickling step and before the annealing step to obtain a cold rolled steel sheet.
  • the galvanized steel sheet according to [9] or [10] which includes a metal plating step of applying metal plating to form a metal plating layer on one or both sides of the galvanized steel sheet before the annealing step. manufacturing method.
  • a method for manufacturing a member comprising the step of subjecting the galvanized steel sheet according to any one of [1] to [7] to at least one of forming and bonding to produce a member.
  • the obtained steel slab was heated to 1200°C, and after heating, the steel slab was subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling at a finishing rolling temperature of 900°C to obtain a hot rolled steel plate. Then, the obtained hot rolled steel sheet No. 1 ⁇ No. 57 and no. 60 ⁇ No. No. 74 was pickled and cold rolled (reduction ratio: 50%) to obtain a cold rolled steel plate having the thickness shown in Table 3 or Table 6. Moreover, No. of the obtained hot-rolled steel sheet. 58 ⁇ No. 59 and no. 75 ⁇ No. No. 79 was pickled to obtain a hot rolled steel plate (white skin) having the thickness shown in Table 3 or Table 6.
  • the obtained cold rolled steel sheet or hot rolled steel sheet (white skin) is subjected to an annealing process, a first cooling process, a holding process, a plating process, a second cooling process and a reheating process under the conditions shown in Table 2,
  • the treatments in the first plating process metal plating process
  • annealing process first cooling process, holding process, second plating process (zinc plating process), second cooling process, and reheating process
  • a galvanized steel sheet was obtained.
  • No. 60 ⁇ No. For steel plate No. 79, presence or absence of a metal plating process and the type of plating when a metal plating process is included are shown. No. in Table 6. 60 ⁇ No. The presence or absence of a soft surface layer, the amount of metal plating deposited, and the hardness distribution of the soft surface layer are shown for No. 79 steel plate.
  • a hot-dip galvanizing process or an alloyed galvanizing process was performed to obtain a galvanized steel sheet (hereinafter also referred to as GI) or an alloyed galvanized steel sheet (hereinafter also referred to as GA).
  • GI galvanized steel sheet
  • GA alloyed galvanized steel sheet
  • the types of plating processes are also indicated as "GI” and "GA”.
  • the alloying temperature is indicated as - because no alloying treatment is performed in the case of GI steel sheets.
  • Pass 1 means that during the second cooling process, after applying an average tension of 2.0 kgf/mm 2 or more at least once in a temperature range of 300°C to 450°C, the steel plate is heated for 1 pass.
  • the number of passes is applied to a roll with a diameter of 500 mm or more and 1500 mm or less while contacting the roll for 1/4 of the roll, and the number of passes 2 means that the steel plate is then applied to a roll with a diameter of 500 mm or more and 1500 mm or less per pass by 1/2 of the roll. This is the number of passes applied while making contact for the entire circumference.
  • the zinc plating bath temperature was 470° C. in both GI and GA production.
  • the amount of zinc plating deposited was 45 to 72 g/m 2 per side when manufacturing GI, and 45 g/m 2 per side when manufacturing GA.
  • the composition of the galvanized layer of the finally obtained galvanized steel sheet is, in GI, Fe: 0.1 to 1.0 mass%, Al: 0.2 to 0.33 mass%, and the remainder were Zn and unavoidable impurities.
  • GA contained Fe: 8.0 to 12.0% by mass, Al: 0.1 to 0.23% by mass, and the remainder was Zn and inevitable impurities. Further, all galvanized layers were formed on both sides of the base steel sheet.
  • *1 indicates the number of voids in contact with the hard phase (the number of voids at the boundary between the hard phase and the soft phase and the number of voids at the boundary between the hard phase and the hard phase).
  • L M is the mean free path of the center of gravity of carbides
  • ⁇ C is the standard deviation of the spacing of carbides. It is an average value.
  • the method for measuring the surface soft layer is as follows. After smoothing the thickness section (L section) parallel to the rolling direction of the steel plate by wet polishing, using a Vickers hardness tester, the thickness was measured 100 ⁇ m from a position 1 ⁇ m in the thickness direction from the steel plate surface under a load of 10 gf. Measurements were made at 1 ⁇ m intervals up to the position. Thereafter, measurements were taken at intervals of 20 ⁇ m up to the center of the plate thickness. The area where the hardness has decreased to 85% or less compared to the hardness at 1/4 of the plate thickness is defined as a soft layer (surface soft layer), and the thickness of this area in the plate thickness direction is defined as the thickness of the soft layer. .
  • tensile tests, hole expansion tests, VDA bending tests, V-VDA bending tests, and axial crushing tests were conducted according to the following procedures, and the tensile strength (TS), yield stress (YS), total elongation (El), critical hole expansion rate ( ⁇ ), critical bending angle ( ⁇ ) in the VDA bending test, stroke at maximum load (S Fmax ) in the V-VDA bending test, and presence or absence of axial crush fracture were evaluated.
  • ⁇ is an index for evaluating stretch flangeability.
  • the results are shown in Tables 4 and 7.
  • ⁇ (%) ⁇ (D f - D 0 )/D 0 ⁇ 100 here, D f : Diameter of hole in test piece at the time of crack occurrence (mm) D 0 : Diameter of hole in initial test piece (mm) It is.
  • VDA bending test A 70 mm x 60 mm test piece was taken from the obtained galvanized steel sheet by shearing. Here, the 60 mm side is parallel to the rolling (L) direction. The test piece was subjected to a VDA bending test under the following conditions. Test method: Roll support, punch pushing Roll diameter: ⁇ 30mm Punch tip R: 0.4mm Distance between rolls: (plate thickness x 2) + 0.5mm Stroke speed: 20mm/min Bending direction: Direction perpendicular to rolling (C) At this time, the outer bending angle of the central part of the plate-shaped specimen when the load F from the pushing bending jig from above is maximum is the limit bending angle (°) Measure as. Let ⁇ (°) be the average value of the limit bending angle at the maximum load when the VDA bending test is carried out three times.
  • V-VDA bending test (V bending + orthogonal VDA bending test)
  • the V-VDA bending test is performed as follows.
  • a 60 mm x 65 mm test piece was taken from the obtained galvanized steel sheet by shearing. Here, the 60 mm side is parallel to the rolling (L) direction.
  • a test piece was prepared by performing 90° bending (primary bending) in the rolling (L) direction with the width (C) direction as the axis at a radius of curvature/plate thickness of 4.2.
  • a punch B1 was pushed into a steel plate placed on a die A1 having a V groove to obtain a test piece T1. .
  • V-bending conditions in the V-VDA bending test (V-bending + orthogonal VDA bending test) are as follows. Test method: die support, punch press molding load: 10t Test speed: 30mm/min Holding time: 5s Bending direction: rolling (L) direction VDA bending conditions in the V-VDA bending test are as follows.
  • Test method Roll support, punch pushing Roll diameter: ⁇ 30mm Punch tip R: 0.4mm Distance between rolls: (plate thickness x 2) + 0.5mm Stroke speed: 20mm/min Test piece size: 60mm x 60mm Bending direction: rolling perpendicular (C) direction
  • S Fmax The average value of the stroke at the maximum load when the V-VDA bending test is performed three times is defined as S Fmax (mm).
  • Axial crush test A 150 mm x 100 mm test piece was taken from the obtained galvanized steel plate by shearing. Here, the 150 mm side is parallel to the rolling (L) direction. Using a mold with a punch shoulder radius of 5.0 mm and a die shoulder radius of 5.0 mm, the molding process (bending process) was performed to a depth of 40 mm. A hat-shaped member 10 shown in 5-1(b) was produced. Further, a steel plate used as a material for the hat-shaped member was separately cut into a size of 80 mm x 100 mm. Next, the cut steel plate 20 and the hat-shaped member 10 were spot welded to produce a test member 30 as shown in FIGS. 5-1(a) and 5-1(b).
  • FIG. 5-1(a) is a front view of a test member 30 produced by spot welding the hat-shaped member 10 and the steel plate 20.
  • FIG. 5-1(b) is a perspective view of the test member 30.
  • the spot welds 40 were positioned so that the distance between the end of the steel plate and the weld was 10 mm, and the distance between the welds was 20 mm.
  • the test member 30 was joined to the base plate 50 by TIG welding to prepare a sample for the axial crush test.
  • the impactor 60 was made to collide with the produced sample for the axial crush test at a constant velocity of 10 mm/min, and the sample for the axial crush test was crushed by 70 mm.
  • the crushing direction D3 was parallel to the longitudinal direction of the test member 30.
  • the VDA bending test, V-VDA bending test, and axial crush test of galvanized steel sheets with a thickness of more than 1.2 mm were all conducted on steel sheets with a thickness of 1.2 mm, taking into consideration the influence of the sheet thickness.
  • Steel plates with a thickness of more than 1.2 mm were ground on one side to a thickness of 1.2 mm. Since the bendability of the steel plate surface may be affected by the grinding process, in the VDA bending test, the ground surface is placed on the inside of the bend (the side that contacts the punch), and in the V-VDA bending test, the ground surface is placed on the outside of the bend during the V-bending test.
  • ⁇ Nano hardness measurement> In order to obtain excellent bendability during press forming and excellent bending rupture properties during collision, it is necessary to place the base material at a position of 1/4 of the depth in the thickness direction and 1/2 of the depth in the thickness direction of the surface soft layer from the surface layer of the substrate.
  • nanohardness was measured at 300 or more points in a 50 ⁇ m x 50 ⁇ m area of the plate surface at each position, the nanohardness of the plate surface at a position 1/4 of the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface was It is more preferable that the number of measurements of 7.0 GPa or more is 0.10 or less with respect to the total number of measurements at 1/4 position of the depth in the plate thickness direction.
  • the ratio of nanohardness of 7.0 GPa or more is 0.10 or less, it means that the ratio of hard structures (martensite, etc.), inclusions, etc. is small. It became possible to further suppress the generation and connection of voids such as inclusions during press molding and collisions, and the propagation of cracks, and excellent R/t and SFmax were obtained.
  • tensile strength (TS), yield stress (YS), total elongation (El), critical hole expansion rate ( ⁇ ), critical bending angle ( ⁇ ) in VDA bending test, V-VDA bending test At least one of the stroke at maximum load (S Fmax ) and the presence or absence of fracture in the axial crush test were insufficient.
  • the members obtained by forming or bonding the steel sheets of the present invention have tensile strength (TS), yield stress (YS), total elongation (El), limit The hole expansion rate ( ⁇ ), the limit bending angle ( ⁇ ) in the VDA bending test, and the stroke at maximum load in the V-VDA bending test (S Fmax ) all have the excellent characteristics featured in the present invention. It was found that there was no breakage in the axial crushing test, and that it had the excellent properties featured in the present invention.

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Abstract

ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上であり、かつ、高いＹＳと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、圧壊時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有する亜鉛めっき鋼板を提供する。　素地鋼板を所定の成分組成とし、素地鋼板の鋼組織で、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、フレッシュマルテンサイトを所定の範囲とし、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を最高荷重点まで行い、Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部において、全ボイドのうち、硬質相と軟質相の境界のボイド数と硬質相の破壊によるボイド数を全ボイド数で除した値が０．６０以下であり、Ｖ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部において、全ボイドのうち、硬質相と軟質相の境界のボイド数と硬質相の破壊によるボイド数を全ボイド数で除した値が０．２０以下であり、炭化物の重心の平均自由行程が０．２０μｍ以上であるようにする。

Description

亜鉛めっき鋼板、部材およびそれらの製造方法
　本発明は、亜鉛めっき鋼板、該亜鉛めっき鋼板を素材とする部材および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、自動車の衝突安全性向上に対する社会的要求がより一層高くなっている。そのため、高い強度を有することに加え、自動車が走行中に衝突した場合の耐衝撃特性（以下、単に耐衝撃特性という）に優れた鋼板の開発が望まれている。特に、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、高い強度を有することに加え、耐衝撃特性に優れた亜鉛めっき鋼板の開発が望まれている。
　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、質量％で表して、Ｃを０．０４～０．２２％、Ｓｉを１．０％以下、Ｍｎを３．０％以下、Ｐを０．０５％以下、Ｓを０．０１％以下、Ａｌを０．０１～０．１％及びＮを０．００１～０．００５％含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、主相であるフェライト相と、第二相であるマルテンサイト相から構成され、かつマルテンサイト相の最大粒径が２μｍ以下で、その面積率が５％以上であることを特徴とする伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板が開示されている。
　また、特許文献２には、表面層を厚さ０．１μｍ以上研削除去された冷延鋼板上にＮｉを０．２ｇ／ｍ２以上２．０ｇ／ｍ２以下プレめっきされた冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０５％以上、０．４％以下、Ｓｉ：０．０１％以上、３．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上、３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以上、２．０％以下、Ｓｉ＋Ａｌ＞０．５％、を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で主相としてフェライトを４０％以上含有し、残留オーステナイトを８％以上、下記に規定する３種類のマルテンサイト［１］［２］［３］のマルテンサイト［３］を含む２種以上と１％以上のベイナイト及び０～１０％のパーライトを含有し、且つ、前記３種類のマルテンサイト［１］［２］［３］がそれぞれ、体積分率で、マルテンサイト［１］：０％以上、５０％以下、マルテンサイト［２］：０％以上、２０％未満、マルテンサイト［３］：１％以上、３０％以下、である鋼板の表面に、Ｆｅを７％未満含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を有し、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、全伸び率ＥＬ（％）、穴拡げ率λ（％）としてＴＳ×ＥＬが１８０００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×λが３５０００ＭＰａ・％以上であり、引張強度９８０ＭＰａ以上有することを特徴とするめっき密着性と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板（マルテンサイト［１］：Ｃ濃度（ＣＭ１）が０．８％未満で、硬さＨｖ１が、Ｈｖ１／（－９８２．１×ＣＭ１２＋１６７６×ＣＭ１＋１８９）≦０．６０、マルテンサイト［２］：Ｃ濃度（ＣＭ２）が０．８％以上で、硬さＨｖ２が、Ｈｖ２／（－９８２．１×ＣＭ２２＋１６７６×ＣＭ２＋１８９）≦０．６０、マルテンサイト［３］：Ｃ濃度（ＣＭ３）が０．８％以上で、硬さＨｖ３が、Ｈｖ３／（－９８２．１×ＣＭ３２＋１６７６×ＣＭ３＋１８９）≧０．８０が開示されている。
　また、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．５％以下、Ｍｎ：２．３％以上４．０％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．５％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率で、焼戻しマルテンサイト相：３０％以上７３％以下、フェライト相：２５％以上６８％以下、残留オーステナイト相：２％以上２０％以下、他の相：１０％以下（０％を含む）であり、かつ、該他の相としてマルテンサイト相：３％以下（０％を含む）、ベイニティックフェライト相：５％未満（０％を含む）を有し、前記焼戻しマルテンサイト相の平均結晶粒径が８μｍ以下、前記残留オーステナイト相中のＣ量が０．７質量％未満である鋼板組織を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
特許第３８８７２３５号公報 特許第５９５３６９３号公報 特許第６０５２４７２号公報
　ところで、フロントサイドメンバーやリアサイドメンバーに代表される自動車の衝撃エネルギー吸収部材は、引張強さ（以下、ＴＳともいう。）が５９０ＭＰａ級の鋼板の適用に留まっているのが現状である。
　すなわち、衝撃時の吸収エネルギー（以下、衝撃吸収エネルギーともいう。）を高めるには、降伏応力（以下、ＹＳともいう。）の向上が有効である。しかしながら、鋼板のＴＳおよびＹＳを高めると、一般的に、プレス成形性、特には、延性や穴広げ性、曲げ性といった特性が低下する。そのため、このようなＴＳおよびＹＳを高めた鋼板を前記した自動車の衝撃エネルギー吸収部材への適用を想定すると、単にプレス成形が難しくなるのみならず、衝突試験を模擬した軸圧壊試験で当該部材が割れてしまう、換言すれば、ＹＳの値から想定されるほどには実際の衝撃吸収エネルギーが高くならない。そのため、前記の衝撃エネルギー吸収部材は、ＴＳが５９０ＭＰａ級の鋼板の適用に留まっているのが現状である。
　実際、特許文献１～３に開示される鋼板も、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上であり、かつ、高いＹＳと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、圧壊時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有するものとは言えない。
　本発明は、前記の現状に鑑み開発されたものであって、引張強さＴＳ：１１８０ＭＰａ以上であり、かつ、高い降伏応力ＹＳと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、圧壊時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有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、前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。
　ここでいう亜鉛めっき鋼板とは、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）である。
　ここで、引張強度ＴＳは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠する引張試験で測定される。
　また、高い降伏応力ＹＳと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、圧壊時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有するとは、以下を満たすことを指す。
　降伏応力ＹＳが高いとは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠する引張試験で測定されるＹＳが、当該引張試験で測定されるＴＳに応じて、以下の（Ａ）または（Ｂ）式を満足することを指す。
（Ａ）１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、７５０ＭＰａ≦ＹＳ
（Ｂ）１３２０ＭＰａ≦ＴＳの場合、８５０ＭＰａ≦ＹＳ
　また、延性に優れるとは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠する引張試験で測定される全伸び（Ｅｌ）が、当該引張試験で測定されるＴＳに応じて、以下の（Ａ）または（Ｂ）式を満足することを指す。
（Ａ）１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、１２．０％≦Ｅｌ
（Ｂ）１３２０ＭＰａ≦ＴＳの場合、１０．０％≦Ｅｌ
　また、穴広げ性に優れるとは、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠する穴広げ試験で測定される限界穴広げ率（λ）が３０％以上であることを指す。
　また、曲げ性に優れるとは、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ規格（ＶＤＡ２３８－１００）に準拠する曲げ試験で測定される荷重最大時の曲げ角度（α）が８０°以上ことを指す。
　また、曲げ破断特性に優れるとは、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験で測定される荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）が２６．０ｍｍ以上であることを指す。
　また、軸圧壊特性に優れるとは、軸圧壊試験後に破断（外観割れ）が、図５－１（ｂ）の下部２箇所の曲げ稜線部のＲ＝５.０ｍｍ、２００ｍｍの領域内で３箇所以下であることを指す。
　上記のＥｌ、λおよびαは鋼板のプレス成形時の成形しやすさを示す特性である。一方、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験は衝突試験での曲げ稜線部の変形および破断挙動を模擬した試験であり、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験で測定される荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）は部材の割れにくさを示す特性である。
　さて、本発明者らは、前記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねた。
　その結果、亜鉛めっき鋼板の素地鋼板の成分組成を適正に調整し、かつ、亜鉛めっき鋼板の該素地鋼板の鋼組織は、フェライトの面積率：５７．０％以下、ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率：４０．０％以上９０．０％以下、残留オーステナイトの面積率：３．０％以上１０．０％以下、フレッシュマルテンサイトの面積率：１０．０％以下であり、焼戻しマルテンサイトの面積率をベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率で除した値が０．７０以上であり、さらに、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を最高荷重点まで行い、Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数（硬質相と軟質相の境界のボイド数と硬質相の破壊により形成されたボイド数）を全ボイド数で除した値が０．６０以下であり、Ｖ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数（硬質相と軟質相の境界のボイド数と硬質相の破壊により形成されたボイド数）を全ボイド数で除した値が０．２０以下であり、炭化物の重心の平均自由行程を０．２０μｍ以上とすることにより、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上であり、かつ、高いＹＳと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、圧壊時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有する亜鉛めっき鋼板が得られることを知見した。
　本発明は、前記の知見に基づき、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］素地鋼板と、該素地鋼板の上に形成された亜鉛めっき層と、を備える、亜鉛めっき鋼板であって、前記素地鋼板は、
質量％で、
　　Ｃ：０．０５０％以上０．４００％以下、
　　Ｓｉ：０．７５％超３．００％以下、
　　Ｍｎ：２．００％以上３．５０％未満、
　　Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
　　Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
　　Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下および
　　Ｎ：０．０１００％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　前記素地鋼板は、
　　フェライトの面積率：５７．０％以下、
　　ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率：４０．０％以上９０．０％以下、
　　残留オーステナイトの面積率：３．０％以上１０．０％以下、
　　フレッシュマルテンサイトの面積率：１０．０％以下、
であり、
　　焼戻しマルテンサイトの面積率をベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率で除した値が０．７０以上である鋼組織を有し、
　さらに、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を最高荷重点まで行い、
　Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値が０．６０以下であり、
　Ｖ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値が０．２０以下であり、
以下の式（１）に示される炭化物の重心の平均自由行程ＬＭが０．２０μｍ以上であり、
引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、亜鉛めっき鋼板。
　ＬＭ＝（ｄＭ／２）×（４π／３ｆ）１／３　・・・式（１）
ここで、ＬＭ：炭化物の重心の平均自由行程、ｄＭ：炭化物の平均の円相当直径（μｍ）、π：円周率、ｆ：全炭化物の体積分率である。
［２］前記素地鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、
　　Ｎｂ：０．２００％以下、
　　Ｔｉ：０．２００％以下、
　　Ｖ：０．２００％以下、
　　Ｂ：０．０１００％以下、
　　Ｃｒ：１．０００％以下、
　　Ｎｉ：１．０００％以下、
　　Ｍｏ：１．０００％以下、
　　Ｓｂ：０．２００％以下、
　　Ｓｎ：０．２００％以下、
　　Ｃｕ：１．０００％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：０．１０００％以下、
　　Ｃａ：０．０２００％以下、
　　Ｓｅ：０．０２００％以下、
　　Ｔｅ：０．０２００％以下、
　　Ｇｅ：０．０２００％以下、
　　Ａｓ：０．０５００％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］鋼板中の２５．６μｍ×１７．６μｍの領域に存在する全炭化物の中から選択される１つの炭化物Ａと、該炭化物Ａ以外の残部炭化物との間隔の標準偏差の平均値σCが、７．５０μｍ以下である、前記［１］または［２］に記載の亜鉛めっき鋼板。
［４］前記素地鋼板は、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域を表層とした際、
前記表層に、板厚１／４位置のビッカース硬さに対して、ビッカース硬さが８５％以下である表層軟質層を有し、
　前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、
前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下であり、
さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、
さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下である、前記［１］または［２］に記載の亜鉛めっき鋼板。
［５］前記素地鋼板は、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域を表層とした際、
前記表層に、板厚１／４位置のビッカース硬さに対して、ビッカース硬さが８５％以下である表層軟質層を有し、
　前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、
前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下であり、
さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、
さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下である、前記［３］に記載の亜鉛めっき鋼板。
［６］前記亜鉛めっき鋼板の片面または両面において、前記素地鋼板と前記亜鉛めっき層の間に形成された金属めっき層を有する、前記［１］または［２］に記載の亜鉛めっき鋼板。
［７］前記亜鉛めっき鋼板の片面または両面において、前記素地鋼板と前記亜鉛めっき層の間に形成された金属めっき層を有する、前記［３］に記載の亜鉛めっき鋼板。
［８］前記亜鉛めっき鋼板の片面または両面において、前記素地鋼板と前記亜鉛めっき層の間に形成された金属めっき層を有する、前記［４］に記載の亜鉛めっき鋼板。
［９］前記亜鉛めっき鋼板の片面または両面において、前記素地鋼板と前記亜鉛めっき層の間に形成された金属めっき層を有する、前記［５］に記載の亜鉛めっき鋼板。
［１０］前記［１］または［２］に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
［１１］前記［３］に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
［１２］前記［４］に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
［１３］前記［５］に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
［１４］前記［６］に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
［１５］前記［７］に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
［１６］前記［８］に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
［１７］前記［９］に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
［１８］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、
　該熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、
　該酸洗工程後の鋼板を、焼鈍温度：（Ａｃ１＋（Ａｃ３―Ａｃ１）×３／４）℃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、
　該焼鈍工程後の鋼板を１００℃以上３００℃以下の第一冷却停止温度まで冷却する、第一冷却工程と、
　該第一冷却工程後の鋼板を３５０℃以上５５０℃以下の温度域で３秒以上８０秒未満保持する、保持工程と、
　該第一冷却工程後の鋼板に亜鉛めっき処理を施して亜鉛めっき鋼板とする、亜鉛めっき工程と、
　前記亜鉛めっき鋼板を５０℃以下の第二冷却停止温度まで冷却し、
該冷却時、前記亜鉛めっき鋼板に対して、３００℃以上４５０℃以下の温度域で２．０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の張力を一回以上付与し、
その後、
前記亜鉛めっき鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／４周分接触させながら４パス以上付与する処理、および
前記亜鉛めっき鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／２周分接触させながら、２パス以上付与する処理を行う、第二冷却工程と、
を含み、あるいはさらに
前記酸洗工程後、且つ前記焼鈍工程前の鋼板に、冷間圧延して冷延鋼板を得る、冷延工程を含む、亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１９］前記焼鈍工程における焼鈍を、露点－３０℃以上の雰囲気下で行う、前記［１８］に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［２０］前記焼鈍工程の前に、前記亜鉛めっき鋼板の片面または両面において、金属めっきを施し金属めっき層を形成する金属めっき工程を含む、前記［１８］に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［２１］前記焼鈍工程の前に、前記亜鉛めっき鋼板の片面または両面において、金属めっきを施し金属めっき層を形成する金属めっき工程を含む、前記［１９］に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［２２］前記［１］または［２］に記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、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。
［２３］前記［３］に記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
［２４］前記［４］に記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
［２５］前記［５］に記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
［２６］前記［６］に記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
［２７］前記［７］に記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
［２８］前記［８］に記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
［２９］前記［９］に記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
　本発明によれば、引張強度ＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、かつ、高い降伏応力ＹＳと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、圧壊時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有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を素材とする部材は、高強度であり、かつ、優れた耐衝撃特性を有するので、自動車の衝撃エネルギー吸収部材などに極めて有利に適用することができる。
組織の同定に使用したＳＥＭによる組織画像の一例である。 （ａ）実施例のＶ－ＶＤＡ曲げ試験における、Ｖ曲げ加工（一次曲げ加工）を説明するための図である。（ｂ）実施例のＶ－ＶＤＡ曲げ試験における、ＶＤＡ曲げ（二次曲げ加工）を説明するための図である。 （ｃ）Ｖ－ＶＤＡにおけるＶ曲げ加工（一次曲げ加工）を施した試験片を示す斜視図である。（ｄ）Ｖ－ＶＤＡにおけるＶＤＡ曲げ（二次曲げ加工）を施した試験片を示す斜視図である。 （ｅ）Ｖ－ＶＤＡにおけるＶＤＡ曲げ（二次曲げ加工）を施した試験片のＬ断面観察面において、ベイニティックフェライトの板厚方向の粒径の加工前後での変化量の測定箇所を示す断面図である。 Ｖ－ＶＤＡ試験を施した際に得られたストローク-荷重曲線の模式図である。 （ａ）硬質相と軟質相の境界のボイドを示すＳＥＭによる組織画像の一例である。（ｂ）硬質相の破壊によるボイドを示すＳＥＭによる組織画像の一例である。（ｃ）炭化物に起因するボイドを示すＳＥＭによる組織画像の一例である。 （ａ）実施例の軸圧壊試験をするために製造した、ハット型部材と、鋼板とをスポット溶接した試験用部材の正面図である。（ｂ）図５－１（ａ）に示す試験用部材の斜視図である。 （ｃ）実施例の軸圧壊試験を説明するための概略図である。
　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］
　本発明の亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板と、該素地鋼板の上に形成された亜鉛めっき層と、を備える、亜鉛めっき鋼板であって、素地鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５０％以上０．４００％以下、Ｓｉ：０．７５％超３．００％以下、Ｍｎ：２．００％以上３．５０％未満、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下およびＮ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、素地鋼板は、フェライトの面積率：５７．０％以下、ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率：４０．０％以上９０．０％以下、残留オーステナイトの面積率：３．０％以上１０．０％以下、フレッシュマルテンサイトの面積率：１０．０％以下、であり、焼戻しマルテンサイトの面積率をベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率で除した値が０．７０以上である鋼組織を有し、さらに、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を最高荷重点まで行い、Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値が０．６０以下であり、Ｖ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値が０．２０以下であり、以下の式（１）に示される炭化物の重心の平均自由行程ＬＭが０．２０μｍ以上であり、引張強さが１１８０ＭＰａ以上である。
　ＬＭ＝（ｄＭ／２）×（４π／３ｆ）１／３　・・・式（１）
ここで、ＬＭ：炭化物の重心の平均自由行程、ｄＭ：炭化物の円相当直径（μｍ）、π：円周率、ｆ：全炭化物の体積分率である。
　成分組成
　まず、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の素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：０．０５０％以上０．４００％以下
　Ｃは、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、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、１１８０ＭＰａ以上のＴＳと、高いＹＳを確保するために有効な元素である。ここで、Ｃ含有量が０．０５０％未満では、フェライトの面積率が増加して、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、ＹＳの低下も招く。一方、Ｃ含有量が０．４００％を超えると、穴広げ試験で鋼板に打抜き加工を受けた時またはＶ－ＶＤＡ試験でＶ曲げ加工を受けた時に加工誘起変態によって生成したフレッシュマルテンサイトの硬度が大幅に増加し、その後のボイドの生成および亀裂進展が促進され、所望のλおよびＳＦｍａｘが達成できない。
　したがって、Ｃ含有量は、０．０５０％以上０．４００％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１００％以上である。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．３００％以下である。
　Ｓｉ：０．７５％超３．００％以下
　Ｓｉは、焼鈍後の冷却保持中の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体積率に影響する元素である。ここで、Ｓｉ含有量が０．７５％以下では、残留オーステナイトの体積率が減少し、延性が低下する。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１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、ＹＳの低下も招く。加えて、焼鈍中のオーステナイト中のＣ濃度が過度に増加し、所望のλおよびＳＦｍａｘが達成できない。
　したがって、Ｓｉ含有量は、０．７５％超３．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．００％以下である。
　Ｍｎ：２．００％以上３．５０％未満
　Ｍｎは、ベイニティックフェライトや焼戻しマルテンサ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２．００％未満では、フェライトの面積率が過度に増加して、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、ＹＳの低下も招く。一方、Ｍｎ含有量が３．５０％以上となると、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ（以下単に、Ｍｓ点又はＭｓともいう。）が低下し、第一冷却工程で生成するマルテンサイトが減少する。その結果、第二冷却工程で生成するマルテンサイトが増加し、その時に生成するマルテンサイトが十分に焼戻されず、硬質なフレッシュマルテンサイトの面積率が増加する。フレッシュマルテンサイトが穴広げ試験時、ＶＤＡ曲げ試験時またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時にボイド生成の起点となり、フレッシュマルテンサイトの面積率が１０％超えると、所望のλ、αおよびＳＦｍａｘが達成できない。
　したがって、Ｍｎ含有量は、２．００％以上３．５０％未満とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．５０％以上である。また、Ｍｎ含有量は、好ましくは３．２０％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ＴＳおよびＹＳ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、鋼板に打抜き加工を施した後またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験でＶ曲げ加工を施した後、ボイドの生成量が増加し、所望のλおよびＳＦｍａｘが達成できない。
　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：０．０００１％以上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、鋼板に打抜き加工を施した後またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験でＶ曲げ加工を施した後、ボイドの生成量が増加し、所望のλおよびＳＦｍａｘが達成できない。
　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。また、生産技術上の制約から、Ｓ含有量は０．０００１％以上とする。
　Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下
　Ａｌは、焼鈍後の冷却保持中の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体積率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０．０１０％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１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、ＹＳの低下も招く。加えて、焼鈍中のオーステナイト中のＣ濃度が過度に増加し、所望のλおよびＳＦｍａｘが達成できない。
　したがって、Ａｌの含有量は、０．０１０％以上２．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは、０．０１５％以上である。また、Ａｌ含有量は、好ましくは１．０００％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、鋼板に打抜き加工を施した後またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験でＶ曲げ加工を施した後、ボイドの生成量が増加し、所望のλおよびＳＦｍａｘが達成できない。
　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素地鋼板の基本成分組成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素地鋼板は、前記基本成分を含有し、前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素地鋼板は、前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素地鋼板には、前記基本成分に加え、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、以下で示す上限量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、下記の任意元素を後述する好適な下限値未満で含む場合、当該元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
　Ｎｂ：０．２００％以下、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｃｕ：１．０００％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：０．１０００％以下、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｓｅ：０．０２００％以下、Ｔｅ：０．０２００％以下、Ｇｅ：０．０２００％以下、Ａｓ：０．０５００％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
　Ｎｂ：０．２００％以下
　Ｎｂ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およびＹＳ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％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、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験時またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時に亀裂の起点となり、所望のλ、αおよびＳＦｍａｘが達成できないおそれがある。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。
　Ｔｉ：０．２００％以下
　Ｔｉは、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およびＹＳ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％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、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験時またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時に亀裂の起点となり、所望のλ、αおよびＳＦｍａｘが達成できないおそれがある。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。
　Ｖ：０．２００％以下
　Ｖは、Ｎｂや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およびＹＳ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。Ｖ含有量は、０．０１０％以上であることがさらに好ましく、０．０３０％以上であることがさらにより好ましい。一方、Ｖ含有量が０．２００％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、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験時またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時に亀裂の起点となり、所望のλ、αおよびＳＦｍａｘが達成できないおそれがある。したがって、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．２００％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。
　Ｂ含有量は、０．０００５％以上であることがさらに好ましく、０．０００７％以上であることがさらにより好ましい。
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るおそれがある。また、鋼板に打抜き加工を施した後またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験でＶ曲げ加工を施した後、ボイドの生成量が増加し、所望のλおよびＳＦｍａｘが達成できないおそれがある。
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。
　Ｃｒ：１．０００％以下
　Ｃｒは、焼入れ性を高める元素であるため、Ｃｒの添加により焼戻しマルテンサイトが多量に生成し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳと、高いＹＳが確保できる。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。また、Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。
　Ｃｒは、０．０３０％以上であることがさらに好ましく、０．０５０％以上であることがさらにより好ましい。
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、穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験で、フレッシュマルテンサイトがボイド生成起点となり、所望のλ、αおよびＳＦｍａｘが達成できないおそれがある。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０．８００％以下、さらに好ましくは０．７００％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ため、Ｎｉの添加により焼戻しマルテンサイトが多量に生成し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳと、高いＹＳが確保できる。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。Ｎｉ含有量は、０．０４０％以上であることがさらに好ましく、０．０６０％以上であることがさらにより好ましい。
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、穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験で、フレッシュマルテンサイトがボイド生成起点となり、所望のλ、αおよびＳＦｍａｘが達成できないおそれがある。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。
Ｎｉ含有量は、０．６００％以下であることがさらに好ましく、０．４００％以下であることがさらにより好ましい。
　Ｍｏ：１．０００％以下
　Ｍｏは、焼入れ性を高める元素であるため、Ｍｏの添加により焼戻しマルテンサイトが多量に生成し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳと、高いＹＳが確保できる。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１０％以上にすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは、０．０３０％以上である。一方、Ｍｏ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、穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験で、フレッシュマルテンサイトがボイド生成起点となり、所望のλ、αおよびＳＦｍａｘが達成できないおそれがある。したがって、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は１．０００％以下にすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．５００％以下であり、さらに好ましくは０．４５０％以下、さらに好ましくは０．４００％以下である。Ｍｏ含有量は、０．３５０％以下であることがより好ましく、０．３００％以下であることがさらにより好ましい。
　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。鋼板表面近傍に軟質層が過度に増加すると、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、ＹＳの低下も招く。そのため、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、穴広げ性および曲げ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。鋼板表面近傍に軟質層が過度に増加すると、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、ＹＳの低下も招く。そのため、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、穴広げ性および曲げ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。
　Ｃｕ：１．０００％以下
　Ｃｕは、焼入れ性を高める元素であるため、Ｃｕの添加により焼戻しマルテンサイトが多量に生成し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳと、高いＹＳが確保できる。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、０．００８％以上であることがさらに好ましく、０．０１０％以上であることがさらにより好ましい。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、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、フレッシュマルテンサイトおよび粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験時またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時にボイドおよび亀裂の起点となり、所望のλ、αおよびＳＦｍａｘが達成できないおそれがある。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。
　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およびＹＳ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る。これにより、ＴＳ、ＹＳをさらに向上させる。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。Ｔａ含有量は、０．００２％以上であることがさらに好ましく、０．００４％以上であることがさらにより好ましい。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、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時に亀裂の起点となり、所望のλ、αおよびＳＦｍａｘが達成できないおそれがある。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。
Ｔａ含有量は、０．０９０％以下であることがさらに好ましく、０．０８０％以下であることがさらにより好ましい。
　Ｗ：０．５００％以下
　Ｗは、焼入れ性を高める元素であるため、Ｗの添加により焼戻しマルテンサイトが多量に生成し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳと、高いＹＳが確保できる。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、穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験で、フレッシュマルテンサイトがボイド生成起点となり、所望のλ、αおよびＳＦｍａｘが達成できないおそれがある。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。Ｗ含有量は、０．３００％以下であることがさらにより好ましい。
　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、鋼板の穴広げ性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。Ｍｇ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．００１０％以上であることがさらに好ましい。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、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時に亀裂の起点となる、所望のλ、αおよびＳＦｍａｘが達成できないおそれがある。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。Ｍｇ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｚｎ：０．０２００％以下
　Ｚｎは、介在物の形状を球状化し、鋼板の穴広げ性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。Ｚｎ含有量は、０．００２０％以上であることがより好ましく、０．００３０％以上であることがさらに好ましい。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、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時に亀裂の起点となる、所望のλ、αおよびＳＦｍａｘが達成できないおそれがある。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。Ｚｎ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｃｏ：０．０２００％以下
　Ｃｏは、Ｚｎと同様、介在物の形状を球状化し、鋼板の穴広げ性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。Ｃｏ含有量は、０．００２０％以上であることがより好ましく、０．００３０％以上であることがさらに好ましい。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、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時に亀裂の起点となる、所望のλ、αおよびＳＦｍａｘが達成できないおそれがある。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。Ｃｏ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｚｒ：０．１０００％以下
　Ｚｒは、ＺｎおよびＣｏと同様、介在物の形状を球状化し、鋼板の穴広げ性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０．１０００％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、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時に亀裂の起点となる、所望のλ、αおよびＳＦｍａｘが達成できないおそれがある。したがって、Ｚｒを含有させる場合、Ｚｒ含有量は０．１０００％以下とすることが好ましい。
Ｚｒ含有量は、０．０３００％以下であることがより好ましく、０．０１００％以下であることがさらに好ましい。
　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、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時に亀裂の起点となる、所望のλ、αおよびＳＦｍａｘが達成できないおそれがある。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。
　Ｓｅ：０．０２００％以下、Ｔｅ：０．０２００％以下、Ｇｅ：０．０２００％以下、Ａｓ：０．０５００％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、ＲＥＭ：０．０２００％以下
　Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭはいずれも、鋼板の穴広げ性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、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、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、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、または、Ａｓの含有量がそれぞれ０．０５００％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、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時に亀裂の起点となる、所望のλ、αおよびＳＦｍａｘが達成できないおそれがある。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、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０２００％以下、Ａｓの含有量は０．０５００％以下とすることが好ましい。
　Ｓｅ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｓｅ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｔｅ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｔｅ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｇｅ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｇｅ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ａｓ含有量は、０．００１０％以上であることがより好ましく、０．００１５％以上であることがさらに好ましい。Ａｓ含有量は、０．０４００％以下であることがより好ましく、０．０３００％以下であることがさらに好ましい。
　Ｓｒ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｓｒ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｃｓ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｃｓ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｈｆ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｈｆ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｐｂ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｐｂ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｂｉ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｂｉは、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　ＲＥＭは、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。ＲＥＭは、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　すなわち、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の素地鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５０％以上０．４００％以下、Ｓｉ：０．７５％超３．００％以下、Ｍｎ：２．００％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、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｃｕ：１．０００％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：０．１０００％以下、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｓｅ：０．０２００％以下、Ｔｅ：０．０２００％以下、Ｇｅ：０．０２００％以下、Ａｓ：０．０５００％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及び不可避的不純物である、成分組成を有する。
　鋼組織
　つぎに、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の素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素地鋼板の鋼組織は、フェライトの面積率：５７．０％以下、ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率：４０．０％以上９０．０％以下、残留オーステナイトの面積率：３．０％以上１０．０％以下、フレッシュマルテンサイトの面積率：１０．０％以下、であり、焼戻しマルテンサイトの面積率をベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率で除した値が０．７０以上であり、さらに、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を最高荷重点まで行い、Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値が０．６０以下であり、Ｖ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値が０．２０以下であり、炭化物の重心の平均自由行程が０．２０μｍ以上である。
　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：５７．０％以下（０．０％を含む）
　軟質なフェライトは延性を向上させる相である。しかし、フェライトの面積率が過度に増加し、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、ＹＳの低下も招く。加えて、焼鈍中のオーステナイト中のＣ濃度が過度に増加し、所望のλおよびＳＦｍａｘが達成できない。よって、フェライトの面積率は５７．０％以下とする。フェライトの面積率は、好ましくは３０．０％以下、より好ましくは２０．０％以下である。フェライトの面積率の下限については特に限定されず、０．０％であってもよい。
　ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイト（残留オーステナイトを除く）の合計の面積率：４０．０％以上９０．０％以下
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、良好な穴広げ性、曲げ性、曲げ破断特性および軸圧壊特性を確保するために重要な相である。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Ｃの拡散を活用して、適正量の残留オーステナイトを得るためにも有用な相である。焼戻しマルテンサイトは、ＴＳを向上させるのに有効である。そのため、ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイト（残留オーステナイトを除く）の合計の面積率：４０．０％以上とする。好ましくは６０．０％以上である。一方、ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイト（残留オーステナイトを除く）の合計の面積率が過度に増加すると、延性が低下する。そのため、ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイト（残留オーステナイトを除く）の合計の面積率を９０．０％以下とする。ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイト（残留オーステナイトを除く）の合計の面積率は、好ましくは８７．０％以下であり、より好ましくは８５．０％以下である。
なお、ベイニティックフェライトとは、比較的に高温域で生成する炭化物の少ない上部ベイナイトである。
　残留オーステナイトの面積率：３．０％以上１０．０％以下
　良好な延性を得る観点から、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５．０％以上である。一方、残留オーステナイトの体積率が過度に増加すると、穴広げ試験で鋼板に打抜き加工を受けた時およびＶ－ＶＤＡ試験でＶ曲げ加工を受けた時に加工誘起変態によって生成したフレッシュマルテンサイトがボイド生成起点となり、所望のλおよびＳＦｍａｘが達成できない。よって、残留オーステナイトの面積率を１０．０％以下とする。残留オーステナイトの面積率は、好ましくは９．０％以下であり、より好ましくは８．０％以下である。
　例えば、後述する製造方法における第二冷却工程時の張力の制御により残留オーステナイトの面積率を１０．０％以下に抑制できる。めっき処理後（必要に応じて、合金化処理後）に２．０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の張力を一回以上付与し、その後、亜鉛めっき鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／４周分接触させながら４パス以上付与する処理、および亜鉛めっき鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／２周分接触させながら、２パス以上付与する処理を行うことで、不安定な残留オーステナイトが加工誘起変態し、フレッシュマルテンサイトになり、その後の冷却中に焼戻され、最終的に焼戻しマルテンサイトになる。
　フレッシュマルテンサイトの面積率：１０．０％以下（０．０％を含む）
　フレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加すると、穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験およびＶ－ＶＤＡ曲げ試験で、フレッシュマルテンサイトがボイド生成起点となり、所望のλ、αおよびＳＦｍａｘが達成できない。良好な穴広げ性および曲げ性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１０．０％以下、好ましくは５．０％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、０．０％であってもよい。
　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。
　焼戻しマルテンサイトの面積率をベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率で除した値が０．７０以上
　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の拡散により、残留オーステナイトの体積率が増加する。残留オーステナイトの体積率を１０．０％以下に確保するため、焼戻しマルテンサイトの面積率をベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率で除した値が０．７０以上とする。好ましくは、０．７５以上である。
　なお、前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０．０％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、下部ベイナイトやパーライト、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および硬質相（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））の面積率は、素地鋼板の板厚１／４位置において、以下のように測定する。
　すなわち、素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、素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３視野撮影する。
　得られた組織画像（図１参照）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および硬質相（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））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も含むものとする。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。
硬質相（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。
炭化物：白色を呈する領域であり、形態は点状や線状である。焼戻しマルテンサイト、ベイニティックフェライト、およびフェライトに内包される。
残部組織：上述した下部ベイナイトやパーライトなどが挙げられ、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は以下の手法により算出する。前記の倍率５０００倍のＳＥＭ像上の、実長２３．１μｍ×１７．６μｍの領域上に等間隔の２０×２０の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、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相（硬質第二相）の面積率を調査した。面積率は倍率５０００倍の別々のＳＥＭ像で求めた３つの面積率の平均値とする。
　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、素地鋼板を板厚方向（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ＭｏＫα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、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、前記のようにして求めた硬質相（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、１００．０％から前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、硬質相（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（％）］＝１００．０－［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（％）］
　表層軟質層
　本発明の一実施形態に伴う亜鉛めっき鋼板の素地鋼板では、素地鋼板表面に表層軟質層を有することが好ましい。プレス成形時および車体衝突時に表層軟質層が曲げ割れ進展の抑制に寄与するため、耐曲げ破断特性がさらに向上する。なお、表層軟質層とは、脱炭層を意味し、板厚１／４位置の断面のビッカース硬さに対して、８５％以下のビッカース硬さの表層領域のことである。
　ここで、表層軟質層は、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域で形成されている。表層軟質層の厚さは、７μｍ以上であることが好ましく、１１μｍ以上であることがより好ましい。
　ビッカース硬さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４－１（２０２０）に基づいて、荷重を１０ｇｆとして測定する。
　ナノ硬度
　素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下
　本発明において、プレス成形時の優れた曲げ性と衝突時の優れた曲げ破断特性を得るためには、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置及び板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下であることが好ましい。ナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の割合が０．１０以下の場合、硬質な組織（マルテンサイトなど）、介在物などの割合が小さいことを意味するため、硬質な組織（マルテンサイトなど）、介在物などのプレス成形時および衝突時のボイドの生成・連結および亀裂の進展をより抑制することが可能となり、優れたＲ／ｔ、αＶＤＡおよびＳＦｍａｘが得られる。
　鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下
　本発明において、プレス成形時の優れた曲げ性と衝突時の優れた曲げ破断特性を得るためには、鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下であることが好ましい。鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下の場合、ミクロ領域における組織硬度差が小さいことを意味するため、ミクロ領域における組織硬度差が小さいため、プレス成形時および衝突時のボイドの生成・連結および亀裂の進展をより抑制することが可能となり、優れたＲ／ｔ、αＶＤＡおよびＳＦｍａｘが得られる。
　ここで、板厚方向深さの１／４位置、１／２位置の板面のナノ硬度とは、以下の方法により測定される硬度である。
　めっき層剥離後、素地鋼板の表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の位置－５μｍの位置まで機械研磨を実施し、素地鋼板の表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置までダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨およびコロイダルシリカ研磨を実施する。Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、
　荷重：５００μＮ
　測定領域：５０μｍ×５０μｍ
　打点間隔：２μｍ
の条件で計５１２点のナノ硬度を測定する。
次いで、表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置まで機械研磨、ダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨およびコロイダルシリカ研磨を実施した。Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、
　荷重：５００μＮ
　測定領域：５０μｍ×５０μｍ
　打点間隔：２μｍ
の条件で計５１２点のナノ硬度を測定する。
　金属めっき層（第一めっき層）
　さらに、本発明の一実施形態に伴う亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板の片面または両面の表面上において、金属めっき層（第一めっき層、プレめっき層）（なお、金属めっき層（第一めっき層）は、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層の亜鉛めっき層を除く）を有することが好ましい。金属めっき層は金属電気めっき層とすることが好ましく、以下では、金属電気めっき層を例に説明する。
金属電気めっき層が鋼板表面に形成されることで、プレス成形時および車体衝突時に最表層の前記金属電気めっき層が曲げ割れ発生の抑制に寄与するため、耐曲げ破断特性がさらに向上する。
　本発明では、露点を－５℃超とすることで、軟質層の厚みをより大きくすることができ、軸圧壊特性を非常に優れたものとすることが可能になる。この点、本発明では、金属めっき層を有することで、露点を－５℃℃以下とすることで、軟質層厚みが小さくても、軟質層厚みが大きい場合と同等の軸圧壊特性を得られる。
　金属電気めっき層の金属種としては、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｂｉのいずれでもかまわないが、Ｆｅであることがより好ましい。以下では、Ｆｅ系電気めっき層を例に説明する。
　Ｆｅ系電気めっき層の付着量は、０ｇ／ｍ２超とし、好ましくは２．０ｇ／ｍ２以上とする。Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量の上限は特に限定されないが、コストの観点から、Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量を６０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。Ｆｅ系電気めっき層の付着量は、好ましくは５０ｇ／ｍ２以下であり、より好ましくは４０ｇ／ｍ２以下であり、さらに好ましくは３０ｇ／ｍ２以下とする。
　Ｆｅ系電気めっき層の付着量は、以下のとおり測定する。Ｆｅ系電気めっき鋼板から１０×１５ｍｍサイズのサンプルを採取して樹脂に埋め込み、断面埋め込みサンプルとする。同断面の任意の３か所を走査型電子顕微鏡（ＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；ＳＥＭ）を用いて加速電圧１５ｋＶで、Ｆｅ系めっき層の厚みに応じて倍率２０００～１００００倍で観察し、３視野の厚みの平均値に鉄の比重を乗じることによって、Ｆｅ系めっき層の片面あたりの付着量に換算する。
　Ｆｅ系電気めっき層としては、純Ｆｅの他、Ｆｅ－Ｂ合金、Ｆｅ－Ｃ合金、Ｆｅ－Ｐ合金、Ｆｅ－Ｎ合金、Ｆｅ－Ｏ合金、Ｆｅ－Ｎｉ合金、Ｆｅ－Ｍｎ合金、Ｆｅ－Ｍｏ合金、Ｆｅ－Ｗ合金等の合金めっき層が使用できる。Ｆｅ系電気めっき層の成分組成は特に限定されないが、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる１または２以上の元素を合計で１０質量％以下含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成とすることが好ましい。Ｆｅ以外の元素の量を合計で１０質量％以下とすることで、電解効率の低下を防ぎ、低コストでＦｅ系電気めっき層を形成することができる。Ｆｅ－Ｃ合金の場合、Ｃの含有量は０．０８質量％以下とすることが好ましい。
　Ｆｅ系電気めっき層の下に表層軟質層を有していることがより好ましく、両者を素地鋼板の表層に形成することで、耐曲げ破断特性を大幅に向上させることができる。Ｆｅ系電気めっき層を有する場合、Ｆｅ系電気めっき層と素地鋼板の界面から、上述の方法で板厚方向に向かってビッカース硬さ分布を測定し、表層軟質層の板厚方向深さを評価する。
　Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を最高荷重点まで行い、Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数（硬質相と軟質相の境界のボイド数と硬質相の破壊により形成されたボイド数）を全ボイド数で除した値：０．６０以下
　Ｖ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数（硬質相と軟質相の境界のボイド数と硬質相の破壊により形成されたボイド数）を全ボイド数で除した値：０．２０以下
　本発明において、上記のボイド制御をすることでＶ－ＶＤＡ曲げ試験での高い曲げ破断特性が得られる。鋼板組織中のボイドが硬質相に隣接して生成すると、ボイドが硬質相と軟質相の境界に沿って進展しやすく、最終的にき裂になる。ボイドが硬質相に隣接しない場合、例えば、炭化物に隣接して生成する時にはボイドの連結および進展しにくいと考えられる。Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部において、Ｖ曲げ時に加工誘起変態によって生成したフレッシュマルテンサイトにより硬質相の面積率が増加する。そのため、Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数（硬質相と軟質相の境界のボイド数と硬質相の破壊により形成されたボイド数）を全ボイド数で除した値を０．６０以下とする。
一方、Ｖ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部において、硬質相の面積率が比較的少ない。よって、Ｖ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値を０．２０以下とする。
本発明で、軟質相は、硬質相以外の相のことを指す。
　上記のＶ－ＶＤＡ曲げ試験は以下のようにして行う。
　得られた亜鉛めっき鋼板から、６０ｍｍ×６５ｍｍの試験片を剪断加工により採取する。ここで、６０ｍｍの辺は圧延（Ｌ）方向に平行する。曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施し、試験片を準備する。９０°曲げ加工（一次曲げ加工）では、図２－１（ａ）に示すように、Ｖ溝を有するダイＡ１の上に載せた鋼板に対して、パンチＢ１を押し込んで試験片Ｔ１を得た。次に、図２－１（ｂ）に示すように、支持ロールＡ２の上に載せた試験片Ｔ１に対して、曲げ方向が圧延直角方向となるようにして、パンチＢ２を押し込んで直交曲げ（二次曲げ加工）を施す。図２－１（ａ）及び図２－１（ｂ）において、Ｄ１は幅（Ｃ）方向、Ｄ２は圧延（Ｌ）方向を示している。
　Ｖ－ＶＤＡ試験を施した際に得られたストローク-荷重曲線の模式図を図３に示す。Ｖ－ＶＤＡ試験を最高荷重点まで行い、その後、荷重が最高荷重の９４．９～９９．９％になる時に除荷したサンプルは、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を最高荷重点まで行ったサンプルとする。
　Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験において、鋼板に対してＶ曲げ加工（一次曲げ加工）を施した試験片Ｔ１を図２－２（ｃ）に示す。また、試験片Ｔ１に対してＶＤＡ曲げ（二次曲げ加工）を施した試験片Ｔ２を図２－２（ｄ）に示す。図２－２（ｄ）の試験片Ｔ２に破線で示した位置は、前記のＶ曲げ稜線部であり、ＶＤＡ曲げを行う前の図２－２（ｃ）の試験片Ｔ１に破線で示した位置に対応している。Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部ａ（Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域ａ）および、Ｖ曲げ平坦部（非加工部）およびＶＤＡ曲げ稜線部ｂはそれぞれ図２－２（ｄ）に示す。
　ここで、Ｖ曲げ稜線部は、Ｖ曲げを施され、幅方向に延設されるＶ曲げ角部（頂点）から両側５ｍｍまでの範囲の領域を指す。
　また、Ｖ曲げ平坦部は鋼板中、Ｖ曲げ稜線部以外の領域を指す。
ＶＤＡ曲げ稜線部は、ＶＤＡ曲げを施され、圧延方向に延設されるＶＤＡ曲げ角部（頂点）から両側５ｍｍまでの範囲の領域を指す。
Ｄ２方向が紙面に垂直であり、Ｄ１方向が水平方向に平行である時のＬ断面ＡＬを図２－３（ｅ）に示す。
　上記Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部のボイドと、上記Ｖ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部のボイドは、次のように測定する。Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験後の鋼板をＶ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部ａおよびＶ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部ｂで圧延直交方向に切断した板厚断面を研磨後、ＶＤＡ曲げ外側の曲げ頂点部の鋼板表面から０～１００μｍ領域内（図２－３（ｅ）の点線で示すＡＢ領域）のＣ断面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で３０００倍の倍率で３視野撮影する。得られた画像で、ボイドの周辺組織は前記のように判断し、ボイドはフェライトより濃い黒色で各組織と明確に区別できる。全ボイドのうち、周長の０％超が硬質相（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））と接するボイド数は、硬質相と軟質相の境界のボイド数と硬質相の破壊により形成されたボイド数の合計とする。
硬質相と接するボイド数を全ボイド数で除した値は、３視野分の硬質相と軟質相の境界のボイド数と硬質相の破壊により形成されたボイド数を全ボイド数で除した値を平均することで算出する。この測定は、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を最大荷重まで行い、その後、荷重が最大荷重の９４．９～９９．９％（例えば、９５％）に到達した時点で除荷した試験片で行う。
　炭化物の重心の平均自由行程ＬＭ：０．２０μｍ以上
　本発明において、図４に示すように（特に、図４（ｃ）参照）、Ｖ－ＶＤＡ曲げを最大荷重まで行った後、鋼板組織におけるボイドの生成は炭化物に起因することもある。その際、炭化物の重心の平均自由行程が０．２０μｍ未満となると、炭化物に起因するボイドの間の距離が長くなり、ボイド生成する箇所に応力が集中し、ボイドが連結しやすくなる。その結果、ＳＦｍａｘが達成できない。よって、炭化物の重心の平均自由行程ＬＭを０．２０μｍ以上とする。ＬＭは好ましくは、０．２５μｍ以上であり、より好ましくは、０．３０μｍ以上である。ＬＭは好ましくは、０．５０μｍ以下であり、より好ましくは、０．４５μｍ以下である。
　鋼板中の２５．６μｍ×１７．６μｍの領域に存在する全炭化物の中から選択される１つの炭化物Ａと、該炭化物Ａ以外の残部炭化物との間隔の標準偏差の平均値σC：７.５０μｍ以下
　炭化物分布のばらつきはボイドの生成および連結に影響を及ぼす。炭化物の間隔の標準偏差の平均値σcが７.５０μｍを超えると、炭化物に起因するボイドの分布のばらつきが大きくなるため、ボイドが多く生成する箇所に応力が集中し、ボイドが連結しやすくなる。その結果、ＳＦｍａｘが達成できない。よって、炭化物の間隔の標準偏差の平均値σcは７.５０μｍ以下とする。σcは好ましくは、７．３０μｍ以下であり、より好ましくは、７．００μｍ以下である。σcは好ましくは、５．００μｍ以上であり、より好ましくは、６．００μｍ以上である。
　ここで、炭化物の重心の平均自由行程および標準偏差は、それぞれ以下のようにして測定する。２５．６μｍ×１７．６μｍの領域において、上記の組織分率測定に使用したＳＥＭによる組織画像を手塗で炭化物を色分けして抽出し、炭化物のみの画像とする。その後、オープンソースのＩｍａｇｅＪを用いて、全炭化物の面積分率及び各炭化物の重心座標、円相当径を求める。また、炭化物が三次元的に均質であるとみなして、炭化物の面積分率を、炭化物の体積分率とする。
　炭化物の重心の平均自由行程ＬＭは次式により計算する。
ＬＭ＝（ｄＭ／２）×（（４π／３ｆ）１／３）　　・・・式（１）
ここで、ＬＭ：炭化物の重心の平均自由行程、ｄＭ：炭化物の平均（数平均）の円相当直径（μｍ）、π：円周率、ｆ：全炭化物の体積分率（＝フェライトの体積分率（面積分率）（％）÷１００）である。
　炭化物の間隔の標準偏差の平均値σCは次式（２）により計算する：
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　式（２）における、ｎ、ｉ、ｊ、ｄｉｊ、ｄｉaveは、以下の通りである。
ｎ：視野内（２５．６μｍ×１７．６μｍ）の全炭化物の数である。
ｉ：他の炭化物との間隔を測定するための炭化物（全炭化物の中から任意に選択される１つの炭化物Ａ）の番号であり、ｉのとりうる値は１からｎの整数である。
ｊ：炭化物Ａ以外の炭化物の番号であり、ｊのとりうる値はｉ以外の１からｎの整数である。
ｄｉｊ：ｉ番目の炭化物（炭化物Ａ）とｊ番目の炭化物の間の間隔（μｍ）である。
ｄｉave：視野内の全炭化物（ｉ番目の炭化物を除く）とｉ番目の炭化物の距離の平均値（μｍ）である。
　つぎに、本発明の一実施形態に従う亜鉛系めっき鋼板の機械特性について、説明する。
　引張強さ（ＴＳ）：１１８０ＭＰａ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ＴＳは、１１８０ＭＰａ以上である。上限は特に規定しないが、引張強さＴＳは、１４７０ＭＰａ未満であることが好ましい。
　なお、本発明の一実施形態に従う亜鉛系めっき鋼板の降伏応力（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、ＶＤＡ曲げ試験での限界曲げ角度（α）、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験での荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）および軸圧壊破断有無については上述したとおりである。
　また、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）、および全伸び（Ｅｌ）は、実施例において後述するＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠する引張試験により、測定する。限界穴広げ率（λ）は、実施例において後述するＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠する穴広げ試験により、測定する。ＶＤＡ曲げ試験での限界曲げ角度（α）は、実施例において後述するＶＤＡ２３８－１００に準拠するＶＤＡ曲げ試験により、測定する。Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験での荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）は実施例において後述するＶ－ＶＤＡ曲げ試験により、測定する。軸圧壊破断有無は実施例において後述する軸圧壊試験により、測定する。
　亜鉛めっき層（第二めっき層）
　本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板の上（素地鋼板表面上または金属めっき層が形成された場合は金属めっき層表面上）に形成された亜鉛めっき層を有し、この亜鉛めっき層は、素地鋼板の一方の表面の上のみに設けてもよく、両面の上に設けてもよい。
　すなわち、本発明の鋼板は、素地鋼板を有し、該素地鋼板上に第二めっき層（亜鉛めっき層）が形成されていてよく、また、素地鋼板を有し、該素地鋼板上に金属めっき層（第一めっき層（亜鉛めっき層の第二めっき層を除く））と第二めっき層（亜鉛めっき層）とが順に形成されていてもよい。
　なお、ここでいう亜鉛めっき層は、Ｚｎを主成分（Ｚｎ含有量が５０．０％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、２０．０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０．０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７．０質量％未満である。なお、前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、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７．０質量％以上、さらに好ましくは８．０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１５．０質量％以下、さらに好ましくは１２．０質量％以下である。なお、前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、２０ｇ／ｍ２以上８０ｇ／ｍ２以下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、素地鋼板の表面積（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／ｍ２）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０．５ｍｍ以上であり、より好ましくは０．６ｍｍ以上である。また、亜鉛めっき鋼板の板厚は、好ましくは３．５ｍｍ以下である。
［２．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、上述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、熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、該酸洗工程後の鋼板を、焼鈍温度：（（Ａｃ１＋（Ａｃ３－Ａｃ１）×３／４）℃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、該焼鈍工程後の鋼板を１００℃以上３００℃以下の第一冷却停止温度まで冷却する、第一冷却工程と、該第一冷却工程後の鋼板を３５０℃以上５５０℃以下の温度域で３秒以上８０秒未満保持する、保持工程と、該第一冷却工程後の鋼板に亜鉛めっき処理を施して亜鉛めっき鋼板とする、亜鉛めっき工程と、亜鉛めっき鋼板を５０℃以下の第二冷却停止温度まで冷却し、該冷却時、亜鉛めっき鋼板に対して、３００℃以上４５０℃以下の温度域で２．０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の張力を一回以上付与し、その後、亜鉛めっき鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／４周分接触させながら４パス以上付与する処理、および亜鉛めっき鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／２周分接触させながら、２パス以上付与する処理を行う、第二冷却工程と、を含み、あるいはさらに酸洗工程後、且つ焼鈍工程前の鋼板に、冷間圧延して冷延鋼板を得る、冷延工程を含む。
　なお、前記の各温度は、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、上述した成分組成を有する鋼スラブを準備する。例えば、鋼素材を溶製して前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、８００℃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。さらに、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。そのため、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。
　仕上げ圧延後、熱延鋼板を巻き取る。巻取温度は、４５０℃以上とすることが好ましい。また、巻取温度は７５０℃以下とすることが好ましい。
　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延工程（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。
　［酸洗工程］
　熱延工程後の熱延鋼板を酸洗する。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、必要に応じて、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ＴＳや曲げ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。
　［金属めっき（金属電気めっき、第一めっき）工程］
　本発明の一実施形態においては、熱延工程後（酸洗工程後、また、冷間圧延を施す場合は、冷延工程後）、かつ焼鈍工程の前の鋼板の片面もしくは両面において、金属めっきを施し、金属めっき層（第一めっき層）を形成する第一めっき工程を含んでいてもよい。
　例えば、上記のようにして得られた熱延鋼板または冷延鋼板の表面に金属電気めっき処理を施して、焼鈍前金属電気めっき層が少なくとも片面に形成された焼鈍前金属電気めっき鋼板としてもよい。なお、ここでいう金属めっきは、亜鉛めっき（第二めっき）を除く。
金属電気めっき処理方法は特に限定されないが、前述したように素地鋼板上に形成させる金属めっき層としては、金属電気めっき層とすることが好ましいため、金属電気めっき処理を施すことが好ましい。
例えば、Ｆｅ系電気めっき浴では硫酸浴、塩酸浴あるいは両者の混合などが適用できる。また、焼鈍前金属電気めっき層の付着量は、通電時間等によって調整することができる。なお、焼鈍前金属電気めっき鋼板とは、金属電気めっき層が焼鈍工程を経ていないことを意味し、金属電気めっき処理前の熱延鋼板、熱延後酸洗処理板または冷延鋼板について予め焼鈍された態様を除外するものではない。
　ここで、電気めっき層の金属種としては、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｂｉのいずれでもかまわないが、Ｆｅであることがより好ましいため、Ｆｅ系電気めっきの製造方法を以下に述べる。
　通電開始前のＦｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量は、Ｆｅ２＋として０．５ｍｏｌ／Ｌ以上とすることが好ましい。Ｆｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量が、Ｆｅ２＋として０．５ｍｏｌ／Ｌ以上であれば、十分なＦｅ付着量を得ることができる。また、十分なＦｅ付着量を得るために、通電開始前のＦｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量は、２．０ｍｏｌ／Ｌ以下とすることが好ましい。
　また、Ｆｅ系電気めっき浴中にはＦｅイオン、並びにＢ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる少なくとも一種の元素を含有することができる。Ｆｅ系電気めっき浴中でのこれらの元素の合計含有量は、焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層中でこれらの元素の合計含有量が１０質量％以下となるようにすることが好ましい。なお、金属元素は金属イオンとして含有すればよく、非金属元素はホウ酸、リン酸、硝酸、有機酸等の一部として含有することができる。また、硫酸鉄めっき液中には、硫酸ナトリウム、硫酸カリウム等の伝導度補助剤や、キレート剤、ｐＨ緩衝剤が含まれていてもよい。
　Ｆｅ系電気めっき浴のその他の条件についても特に限定しない。Ｆｅ系電気めっき液の温度は、定温保持性を考えると、３０℃以上とすることが好ましく、８５℃以下が好ましい。Ｆｅ系電気めっき浴のｐＨも特に規定しないが、水素発生による電流効率の低下を防ぐ観点から１．０以上とすることが好ましく、また、Ｆｅ系電気めっき浴の電気伝導度を考慮すると、３．０以下が好ましい。電流密度は、生産性の観点から１０Ａ／ｄｍ２以上とすることが好ましく、Ｆｅ系電気めっき層の付着量制御を容易にする観点から１５０Ａ／ｄｍ２以下とすることが好ましい。通板速度は、生産性の観点から５ｍｐｍ以上とすることが好ましく、付着量を安定的に制御する観点から１５０ｍｐｍ以下とすることが好ましい。
　なお、Ｆｅ系電気めっき処理を施す前の処理として、鋼板表面を清浄化するための脱脂処理及び水洗、さらには、鋼板表面を活性化するための酸洗処理及び水洗を施すことができる。これらの前処理に引き続いてＦｅ系電気めっき処理を実施する。脱脂処理及び水洗の方法は特に限定されず、通常の方法を用いることができる。酸洗処理においては、硫酸、塩酸、硝酸、及びこれらの混合物等各種の酸が使用できる。中でも、硫酸、塩酸あるいはこれらの混合が好ましい。酸の濃度は特に規定しないが、酸化皮膜の除去能力、及び過酸洗による肌荒れ（表面欠陥）防止等を考慮すると、１～２０ｍａｓｓ％程度が好ましい。また、酸洗処理液には、消泡剤、酸洗促進剤、酸洗抑制剤等を含有してもよい。
　［焼鈍工程］
　ついで、本発明の一実施形態においては、熱延工程後（冷間圧延を施す場合は、冷延工程後、および／または金属めっき層（第一めっき層）を形成する金属めっきを施す場合は、金属めっき（第一めっき）工程後）、上記のようにして得られた鋼板を、焼鈍温度：（Ａｃ１＋（Ａｃ３－Ａｃ１）×３／４）℃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：（Ａｃ１＋（Ａｃ３－Ａｃ１）×３／４）℃以上９００℃以下
　焼鈍温度が（Ａｃ１＋（Ａｃ３－Ａｃ１）×３／４）℃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る。そのため、焼鈍後にフェライトの面積率が過度に増加して、ＹＳが低下する。加えて、焼鈍中のオーステナイト中のＣ濃度が過度に増加し、所望のλおよびＳＦｍａｘが達成できない。さらに、ＴＳを１１８０ＭＰａ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、オーステナイトの粒成長が過度に生じ、ＭＳ点が上昇し、炭化物を含む焼戻しマルテンサイトが大量に生成し、３．０％以上の残留オーステナイトを得ることが困難となり、延性が低下する。従って、焼鈍温度は（Ａｃ１＋（Ａｃ３―Ａｃ１）×３／４）℃以上９００℃以下とする。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。
　Ａｃ１点（℃）およびＡｃ３点（℃）は次式により計算する：
Ａｃ１点（℃）＝７２７．０－３２．７×［％Ｃ］＋１４．９×［％Ｓｉ］＋２．０×［％Ｍｎ］
Ａｃ３点（℃）＝９１２．０－２３０×［％Ｃ］＋３１．６×［％Ｓｉ］＋２０．４×［％Ｍｎ］
ここで、［％Ｃ］：Ｃ含有量、［％Ｓｉ］：Ｓｉ含有量、［％Ｍｎ］：Ｍｎ含有量である。
　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る。そのため、焼鈍後にフェライトの面積率が過度に増加して、ＹＳが低下する。加えて、焼鈍中のオーステナイト中のＣ濃度が過度に増加し、所望のλおよびＳＦｍａｘが達成できない。さらに、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。そのため、焼鈍時間は２０秒以上とする。焼鈍時間は、好ましくは３０秒以上であり、より好ましくは５０秒以上である。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。より好ましくは８００秒以下である。
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。
　焼鈍工程の焼鈍雰囲気の露点：－３０℃以上
　本発明の一実施形態においては、焼鈍工程の雰囲気（焼鈍雰囲気）の露点を－３０℃とすることが好ましい。焼鈍工程における焼鈍雰囲気の露点を－３０℃以上にして焼鈍を行うことで、脱炭反応が促進され、表層軟質層をより深く形成できる。焼鈍工程の焼鈍雰囲気の露点は、より好ましくは－２５℃以上、さらにより好ましくは－１５℃以上、最も好ましくは－５℃以上である。焼鈍工程の焼鈍雰囲気の露点の上限は特に定めないが、Ｆｅ系電気めっき層表面の酸化を好適に防ぎ、亜鉛めっき層を設ける際のめっき密着性を良好にするため、焼鈍工程の焼鈍雰囲気の露点は３０℃以下とすることが好ましい。
　［第一冷却工程］
　ついで、前記のようにして焼鈍を施した鋼板を、１００℃以上３００℃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：１００℃以上３００℃以下
　第一冷却工程は、後工程である再加熱工程で生成する焼戻しマルテンサイトの面積率および残留オーステナイトの体積率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、第一冷却停止温度が１００℃未満では、当該第一冷却工程において鋼中に存在する未変態オーステナイトが、ほぼ全量マルテンサイトに変態する。これにより、最終的に焼戻しマルテンサイトの面積率が過度に増加し、３．０％以上の残留オーステナイトを得ることが困難となり、延性が低下する。一方、第二冷却停止温度が３００℃を超えると、焼戻しマルテンサイトの面積率が減少し、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、穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験およびＶ－ＶＤＡ曲げ試験で、フレッシュマルテンサイトがボイド生成起点となり、所望のλ、αおよびＳＦｍａｘが達成できない。したがって、第一冷却停止温度は１００℃以上３００℃以下とする。第一冷却停止温度は、好ましくは１２０℃以上である。また、第一冷却停止温度は、好ましくは２８０℃以下である。
　［保持工程］
　ついで、鋼板を３５０℃以上５５０℃以下の温度域（以下、保持温度域ともいう）で３秒以上８０秒未満保持する。
　保持温度域での保持時間：３秒以上８０秒未満
　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体積率が確保される。
　ここで、保持温度域での保持時間が３秒未満になると、３．０％以上の残留オーステナイトを得ることが困難となり、延性が低下する。一方、保持温度域での保持時間が８０秒以上になると、ベイニティックフェライトの面積率が過度に増加し、ＹＳ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、残留オーステナイトの面積率が１０．０％を超え、所望のλおよびＳＦｍａｘが達成できない。したがって、保持温度域での保持時間は、３秒以上８０秒未満とする。保持温度域での保持時間は、好ましくは５秒以上である。また、保持温度域での保持時間は、好ましくは６０秒未満である。なお、保持温度域での保持時間には、めっき工程において溶融亜鉛めっき処理を施した後の当該温度域での滞留時間は含まない。
　［亜鉛めっき工程（第二めっき工程）］
　ついで、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。
　溶融亜鉛めっき処理の場合、鋼板を４４０℃以上５００℃以下の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。溶融亜鉛めっき浴としては、前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、前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。また、合金化温度が４５０℃未満では、第一冷却工程において生成するマルテンサイトが充分に焼戻されず、フレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加し、所望のλ、αおよびＳＦｍａｘが達成できないおそれがある。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を１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になり、延性が低下する。なお、合金化温度は、より好ましくは５１０℃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／ｍ２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。
　［第二冷却工程］
　ついで、亜鉛めっき鋼板を、５０℃以下の第二冷却停止温度まで冷却する。
　亜鉛めっき鋼板を５０℃以下の第二冷却停止温度まで冷却する時、３００℃以上４５０℃以下の温度域で２．０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の張力を一回以上付与する。
そして、上記の張力を付与した後の亜鉛めっき鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／４周分接触させながら、４パス以上付与する処理、および、亜鉛めっき鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／２周分接触させながら、２パス以上付与する処理を行う。
上記のように亜鉛めっき鋼板に対して、２．０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の張力を一回以上付与すること、および、規定のパス数付与することで鋼板組織中に過度に生成した残留オーステナイトが加工誘起変態しマルテンサイトになり、さらに、その後の冷却中に焼戻しマルテンサイトになる。その結果、所望のλおよびＳＦｍａｘが達成できる。
　ここで、張力は、ロール左右のロードセルの荷重（ｋｇｆ）の合計値を、鋼板の断面積（＝板厚（ｍｍ）×板幅（ｍｍ））（ｍｍ２）で割ることで得られる。なお、ロードセルの配置は、張力方向と平行にする必要がある。
ここで、ロードセルの配置位置は、ロール両端部から２００ｍｍ位置とすることが好ましい。また、用いるロールの胴長は、１５００～２５００ｍｍとすることが好ましい。
　また、この張力は、好ましくは２．２ｋｇｆ／ｍｍ２以上であり、より好ましくは２．４ｋｇｆ／ｍｍ２以上である。また、このパス数は、好ましくは１５．０ｋｇｆ／ｍｍ２以下であり、より好ましくは１０．０ｋｇｆ／ｍｍ２以下である。
　第二冷却停止温度：５０℃以下
　第二冷却工程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、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。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、前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。
　前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。
［３．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、前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、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする。
　ここで、前記の亜鉛めっき鋼板は、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上であり、かつ、高いＹＳと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、圧壊時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有する。そのため、本発明の一実施形態に従う部材は、高強度であり、かつ、耐衝撃特性にも優れている。したがって、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衝撃エネルギー吸収部材に適用して特に好適である。
［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、前記の亜鉛めっき鋼板（例えば、前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、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。
　以上、説明した本発明の要旨は、以下の通りである。
［１］素地鋼板と、該素地鋼板の上に形成された亜鉛めっき層と、を備える、亜鉛めっき鋼板であって、前記素地鋼板は、
質量％で、
　　Ｃ：０．０５０％以上０．４００％以下、
　　Ｓｉ：０．７５％超３．００％以下、
　　Ｍｎ：２．００％以上３．５０％未満、
　　Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
　　Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
　　Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下および
　　Ｎ：０．０１００％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　前記素地鋼板は、
　　フェライトの面積率：５７．０％以下、
　　ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率：４０．０％以上９０．０％以下、
　　残留オーステナイトの面積率：３．０％以上１０．０％以下、
　　フレッシュマルテンサイトの面積率：１０．０％以下、
であり、
　　焼戻しマルテンサイトの面積率をベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率で除した値が０．７０以上である鋼組織を有し、
　さらに、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を最高荷重点まで行い、
　Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値が０．６０以下であり、
　Ｖ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値が０．２０以下であり、
以下の式（１）に示される炭化物の重心の平均自由行程ＬＭが０．２０μｍ以上であり、
引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、亜鉛めっき鋼板。
　ＬＭ＝（ｄＭ／２）×（４π／３ｆ）１／３　・・・式（１）
ここで、ＬＭ：炭化物の重心の平均自由行程、ｄＭ：炭化物の平均の円相当直径（μｍ）、π：円周率、ｆ：全炭化物の体積分率である。
［２］前記素地鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、
　　Ｎｂ：０．２００％以下、
　　Ｔｉ：０．２００％以下、
　　Ｖ：０．２００％以下、
　　Ｂ：０．０１００％以下、
　　Ｃｒ：１．０００％以下、
　　Ｎｉ：１．０００％以下、
　　Ｍｏ：１．０００％以下、
　　Ｓｂ：０．２００％以下、
　　Ｓｎ：０．２００％以下、
　　Ｃｕ：１．０００％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：０．１０００％以下、
　　Ｃａ：０．０２００％以下、
　　Ｓｅ：０．０２００％以下、
　　Ｔｅ：０．０２００％以下、
　　Ｇｅ：０．０２００％以下、
　　Ａｓ：０．０５００％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］鋼板中の２５．６μｍ×１７．６μｍの領域に存在する全炭化物の中から選択される１つの炭化物Ａと、該炭化物Ａ以外の残部炭化物との間隔の標準偏差の平均値σCが、７．５０μｍ以下である、前記［１］または［２］に記載の亜鉛めっき鋼板。
［４］前記素地鋼板は、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域を表層とした際、前記表層に、板厚１／４位置のビッカース硬さに対して、ビッカース硬さが８５％以下である表層軟質層を有する、前記［１］または［２］に記載の亜鉛めっき鋼板。
［５］前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、
前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下であり、
さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、
さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下である、前記［１］～［４］のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板。
［６］前記亜鉛めっき鋼板の片面または両面において、前記素地鋼板と前記亜鉛めっき層の間に形成された金属めっき層を有する、前記［１］～［５］のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板。
［７］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］～［６］のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板。
［８］前記［１］～［７］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。
［９］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、
　該熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、
　該酸洗工程後の鋼板を、焼鈍温度；（（Ａｃ１＋（Ａｃ３―Ａｃ１）×３／４）℃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、
　該焼鈍工程後の鋼板を１００℃以上３００℃以下の第一冷却停止温度まで冷却する、第一冷却工程と、
　該第一冷却工程後の鋼板を３５０℃以上５５０℃以下の温度域で３秒以上８０秒未満保持する、保持工程と、
　該第一冷却工程後の冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施して亜鉛めっき鋼板とする、亜鉛めっき工程と、
　該亜鉛めっき鋼板を５０℃以下の第二冷却停止温度まで冷却し、該冷却時、前記亜鉛めっき鋼板に対して、３００℃以上４５０℃以下の温度域で２．０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の張力を一回以上付与し、
その後、
前記亜鉛めっき鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／４周分接触させながら４パス以上付与する処理、および
前記亜鉛めっき鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／２周分接触させながら、２パス以上付与する処理を行う、第二冷却工程と、
を含み、あるいはさらに
前記酸洗工程後、且つ前記焼鈍工程前の鋼板に、冷間圧延して冷延鋼板を得る、冷延工程を含む、亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１０］前記焼鈍工程における焼鈍を、露点－３０℃以上の雰囲気下で行う、前記［９］に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１１］前記焼鈍工程の前に、前記亜鉛めっき鋼板の片面または両面において、金属めっきを施し金属めっき層を形成する金属めっき工程を含む、前記［９］または［１０］に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１２］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［９］～［１１］のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１３］前記［１］～［７］のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
　表１に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）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。表１中、－は不可避的不純物レベルの含有量を示す。
表１に示す計算変態点Ａｃ１点（℃）およびＡｃ３点（℃）は次式により計算する：
Ａｃ１点（℃）＝７２７．０－３２．７×［％Ｃ］＋１４．９×［％Ｓｉ］＋２．０×［％Ｍｎ］
Ａｃ３点（℃）＝９１２．０－２３０×［％Ｃ］＋３１．６×［％Ｓｉ］＋２０．４×［％Ｍｎ］
ここで、［％Ｃ］：Ｃ含有量、［％Ｓｉ］：Ｓｉ含有量、［％Ｍｎ］：Ｍｎ含有量である。
　得られた鋼スラブを１２００℃に加熱し、加熱後、鋼スラブに粗圧延と、仕上圧延温度を９００℃とする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、得られた熱延鋼板のＮｏ．１～Ｎｏ．５７およびＮｏ．６０～Ｎｏ．７４に、酸洗および冷間圧延（圧下率：５０％）を施し、表３または表６に示す板厚の冷延鋼板とした。また、得られた熱延鋼板のＮｏ．５８～Ｎｏ．５９およびＮｏ．７５～Ｎｏ．７９に酸洗を施し、表３または表６に示す板厚の熱延鋼板（白皮）とした。ついで、得られた冷延鋼板または熱延鋼板（白皮）に、表２に示す条件で、焼鈍工程、第一冷却工程、保持工程、めっき工程、第二冷却工程および再加熱工程を行い、また、表５に示す条件で、第一めっき工程（金属めっき工程）、焼鈍工程、第一冷却工程、保持工程、第二めっき工程（亜鉛めっき工程）、第二冷却工程および再加熱工程における処理を行い、亜鉛めっき鋼板を得た。
　なお、表５中にＮｏ．６０～Ｎｏ．７９の鋼板について金属めっき工程の有無、金属めっき工程を有する場合のめっき種を示す。表６中にＮｏ．６０～Ｎｏ．７９の鋼板について表層軟質層の有無、金属めっき付着量、表層軟質層の硬度分布を示す。
　ここで、亜鉛めっき工程では、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、亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＩともいう）または合金化亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＡともいう）を得た。なお、表２、表５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。表２、表５中、ＧＩ鋼板の場合に合金化処理行わないため合金化温度を－と示す。
　表２、表５中、パス１は、第二冷却工程時、３００℃以上４５０℃以下の温度域で２．０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の平均張力を一回以上付与した後、鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／４周分接触させながら付与するパス数であり、パス数２は、その後、鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／２周分接触させながら付与するパス数である。
　亜鉛めっき浴温は、ＧＩおよびＧＡいずれを製造する場合も、４７０℃とした。
　亜鉛めっき付着量は、ＧＩを製造する場合は、片面あたり４５～７２ｇ／ｍ２とし、ＧＡを製造する場合は、片面あたり４５ｇ／ｍ２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：０．２～０．３３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：８．０～１２．０質量％、Ａｌ：０．１～０．２３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、素地鋼板の両面に形成した。
　得られた亜鉛めっき鋼板を用いて、上述した要領により、素地鋼板の鋼組織の同定を行った。測定結果を表３、表６に示す。表３、表６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、ＬＢは下部ベイナイト、Ｐはパーライト、θは炭化物である。表４、表７中、※１はＶ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数（硬質相と軟質相の境界のボイド数と硬質相の破壊により形成されたボイド数）を全ボイド数で除した値、※２はＶ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数（硬質相と軟質相の境界のボイド数と硬質相の破壊により形成されたボイド数）を全ボイド数で除した値、ＬＭは炭化物の重心の平均自由行程、σＣは炭化物の間隔の標準偏差の平均値である。
　表層軟質層の測定方法は、以下の通りである。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を湿式研磨により平滑化した後、ビッカース硬度計を用いて、荷重１０ｇｆで、鋼板表面から板厚方向に１μｍの位置より、板厚方向１００μｍの位置まで、１μｍ間隔で測定を行った。その後は板厚中心まで２０μｍ間隔で測定を行った。硬度が板厚１／４位置の硬度に比して８５％以下に減少した領域を軟質層（表層軟質層）と定義し、当該領域の板厚方向の厚さを軟質層の厚さと定義する。
　また、以下の要領により、引張試験、穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験および軸圧壊試験を行い、以下の基準により、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、ＶＤＡ曲げ試験での限界曲げ角度（α）、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験での荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）および軸圧壊破断有無を評価した。
・ＴＳ
　〇（合格）：１１８０ＭＰａ以上
　×（不合格）：１１８０ＭＰａ未満
・ＹＳ
　〇（合格）：
（Ａ）１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、７５０ＭＰａ≦ＹＳ
（Ｂ）１３２０ＭＰａ≦ＴＳの場合、８５０ＭＰａ≦ＹＳ
　×（不合格）：
（Ａ）１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、７５０ＭＰａ＞ＹＳ
（Ｂ）１３２０ＭＰａ≦ＴＳの場合、８５０ＭＰａ＞ＹＳ
・Ｅｌ
〇（合格）： 
（Ａ）１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、１２．０％≦Ｅｌ
（Ｂ）１３２０ＭＰａ≦ＴＳの場合、１０．０％≦Ｅｌ
　×（不合格）：
（Ａ）１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、１２．０％＞Ｅｌ
（Ｂ）１３２０ＭＰａ≦ＴＳの場合、１０．０％＞Ｅｌ
・λ
　〇（合格）：３０％以上
　×（不合格）：３０％未満
・α
〇（合格）：８０°以上
×（不合格）：８０°未満
・ＳＦｍａｘ
〇（合格）：２６．０ｍｍ以上
×（不合格）：２６．０ｍｍ未満
・軸圧壊破断有無
Ａ（合格）：軸圧壊試験後のサンプルに割れが観察されなかった
Ｂ（合格）：軸圧壊試験後のサンプルに割れが２箇所以下観察された
Ｃ（合格）：軸圧壊試験後のサンプルに割れが３箇所以下観察された
Ｄ（不合格）：軸圧壊試験後のサンプルに割れが４箇所以上観察された、または軸圧壊試験後のサンプルが破断した
（１）引張試験
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１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、長手方向が素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、ＹＳおよびＥｌを測定した。結果を表４、７に示す。
（２）穴広げ試験
　穴広げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６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、１００ｍｍ×１００ｍｍの試験片を剪断加工により採取した。該試験片に、クリアランスを１２．５％として直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。ついで、内径：７５ｍｍのダイスを用いて穴の周囲にしわ押さえ力：９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）を加え、そのた状態で頂角：６０°の円錐ポンチを穴に押し込み、亀裂発生限界（亀裂発生時）における試験片の穴の直径を測定した。そして、次式により、限界穴広げ率：λ（％）を求めた。なお、λは、伸びフランジ性を評価する指標となるものである。結果を表４、７に示す。
　λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
　ここで、
　Ｄｆ：亀裂発生時の試験片の穴の直径（ｍｍ）
　Ｄ０：初期の試験片の穴の直径（ｍｍ）
である。
（３）ＶＤＡ曲げ試験
得られた亜鉛めっき鋼板から、７０ｍｍ×６０ｍｍの試験片を剪断加工により採取した。ここで、６０ｍｍの辺は圧延（Ｌ）方向に平行する。
該試験片に以下の条件で、ＶＤＡ曲げ試験を行った。
試験方法：ロール支持、パンチ押し込み
ロール径：φ３０ｍｍ
パンチ先端Ｒ：０．４ｍｍ
ロール間距離：（板厚×２）＋０．５ｍｍ
ストローク速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
曲げ方向：圧延直角（Ｃ）方向
この際に、上方からの押し曲げ治具からの荷重Ｆが最大となる時の、板状試験片の中央部の曲げ外側の角度を限界曲げ角度（°）として測定する。前記ＶＤＡ曲げ試験を３回実施した際の当該荷重最大時の限界曲げ角度の平均値をα（°）とする。
（４）Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験（Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験）
Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験は以下のようにして行う。
得られた亜鉛めっき鋼板から、６０ｍｍ×６５ｍｍの試験片を剪断加工により採取した。ここで、６０ｍｍの辺は圧延（Ｌ）方向に平行する。曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施し、試験片を準備した。９０°曲げ加工（一次曲げ加工）では、図２－１（ａ）に示すように、Ｖ溝を有するダイＡ１の上に載せた鋼板に対して、パンチＢ１を押し込んで試験片Ｔ１を得た。次に、図２－１（ｂ）に示すように、支持ロールＡ２の上に載せた試験片Ｔ１に対して、曲げ方向が圧延直角方向となるようにして、パンチＢ２を押し込んで直交曲げ（二次曲げ加工）を施した。図２－１（ａ）及び図２－１（ｂ）において、Ｄ１は幅（Ｃ）方向、Ｄ２は圧延（Ｌ）方向を示している。
Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験（Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験）におけるＶ曲げの条件は、以下のとおりである。
試験方法：ダイ支持、パンチ押し込み
成型荷重：１０ｔ
試験速度：３０ｍｍ／ｍｉｎ
保持時間：５ｓ
曲げ方向：圧延（Ｌ）方向
Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験におけるＶＤＡ曲げの条件は、以下のとおりである。
試験方法：ロール支持、パンチ押し込み
ロール径：φ３０ｍｍ
パンチ先端Ｒ：０．４ｍｍ
ロール間距離：（板厚×２）＋０．５ｍｍ
ストローク速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
試験片サイズ：６０ｍｍ×６０ｍｍ
曲げ方向：圧延直角（Ｃ）方向
　前記ＶＤＡ曲げを施した際に得られるストローク－荷重曲線において、荷重最大時のストロークを求める。前記Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を３回実施した際の当該荷重最大時のストロークの平均値をＳＦｍａｘ（ｍｍ）とする。
（５）軸圧壊試験
得られた亜鉛めっき鋼板から、１５０ｍｍ×１００ｍｍの試験片を剪断加工により採取した。ここで、１５０ｍｍの辺は圧延（Ｌ）方向に平行する。パンチ肩半径が５．０ｍｍであり、ダイ肩半径が５．０ｍｍである金型を用いて、深さ４０ｍｍとなるように成形加工（曲げ加工）して、図５－１（ａ）及び図５－１（ｂ）に示すハット型部材１０を作製した。また、ハット型部材の素材として用いた鋼板を、８０ｍｍ×１００ｍｍの大きさに別途切り出した。次に、その切り出した後の鋼板２０と、ハット型部材１０とをスポット溶接し、図５－１（ａ）及び図５－１（ｂ）に示すような試験用部材３０を作製した。図５－１（ａ）は、ハット型部材１０と鋼板２０とをスポット溶接して作製した試験用部材３０の正面図である。図５－１（ｂ）は、試験用部材３０の斜視図である。スポット溶接部４０の位置は、図５－１（ｂ）に示すように、鋼板の端部と溶接部が１０ｍｍ、溶接部間が２０ｍｍの間隔となるようにした。次に、図５－２（ｃ）に示すように、試験用部材３０を地板５０とＴＩＧ溶接により接合して軸圧壊試験用サンプルを作製した。次に、作製した軸圧壊試験用サンプルにインパクター６０を衝突速度１０ｍｍ／ｍｉｎで等速衝突させ、軸圧壊試験用のサンプルを７０ｍｍ圧壊した。図５－２（ｃ）に示すように、圧壊方向Ｄ３は、試験用部材３０の長手方向と平行な方向とした。
　板厚１．２ｍｍ超の亜鉛めっき鋼板のＶＤＡ曲げ試験、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験および軸圧壊試験では板厚の影響を考慮し、全て板厚１．２ｍｍの鋼板で実施した。板厚１．２ｍｍ超の鋼板は片面研削し、板厚を１．２ｍｍにした。研削加工により鋼板表面の曲げ性が影響されるおそれがあるため、ＶＤＡ曲げ試験では研削面を曲げ内側（パンチに接触する側）とし、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験ではＶ曲げ試験時に研削面を曲げ外側（ダイに接触する側）とし、その後ＶＤＡ曲げ試験に研削面を曲げ内側（パンチに接触する側）とした。
一方、板厚１．２未満の亜鉛めっき鋼板のＶＤＡ曲げ試験、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験および軸圧壊試験では、板厚の影響が小さいため、研削処理無しで試験を行った。
＜ナノ硬度測定＞
　プレス成形時の優れた曲げ性と衝突時の優れた曲げ破断特性を得るためには、素地表層から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数が、板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下であることがより好ましい。前記ナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の割合が０．１０以下の場合、硬質な組織（マルテンサイトなど）、介在物などの割合が小さいことを意味するため、前記硬質な組織（マルテンサイトなど）、介在物などのプレス成形時および衝突時のボイドの生成・連結および亀裂の進展をより抑制することが可能となり、優れたＲ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られた。
　めっき剥離後、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置－５μｍまで機械研磨し、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置までダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨後、コロイダルシリカ研磨を実施した。Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、
　荷重：５００μＮ
　測定領域：５０μｍ×５０μｍ
　打点間隔：２μｍ
の条件で計５１２点のナノ硬度を測定した。
　次いで、上記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置まで機械研磨、ダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨およびコロイダルシリカ研磨を実施した。Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、
　荷重：５００μＮ
　測定領域：５０μｍ×５０μｍ
　打点間隔：２μｍ
の条件で計５１２点のナノ硬度を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
  
　表１～７中、下線部は本発明の適正範囲外を示す。
　表４、表７に示したように、発明例ではいずれも、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、ＶＤＡ曲げ試験での限界曲げ角度（α）、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験での荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）の全てが合格であり、軸圧壊試験での破断はなかった。
　一方、比較例では、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、ＶＤＡ曲げ試験での限界曲げ角度（α）、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験での荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）、軸圧壊試験での破断有無の少なくとも１つが十分ではなかった。
なお、表７において、露点が－３０℃以上－５℃以下の範囲では、軟質層厚さが１１μｍ以下となり、軸圧壊試験での破断（外観割れ）の判定は「Ｂ」であるが、軟質層厚さが１１μｍ以下の場合でも金属めっき層を有する場合は、軸圧壊試験での破断（外観割れ）の判定は「Ａ」となる。
　また、本発明例の鋼板を用いて、成形加工を施して得た部材または接合加工を施して得た部材は、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、ＶＤＡ曲げ試験での限界曲げ角度（α）、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験での荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）の全てが本発明で特徴とする優れた特性を有し、軸圧壊試験での破断はなく、本発明で特徴とする優れた特性を有することがわかった。
　１０　　ハット型部材
　２０　　亜鉛めっき鋼板
　３０　　試験用部材
　４０　　スポット溶接部
　５０　　地板
　６０　　インパクター
　Ａ１　　ダイ
　Ａ２　　支持ロール
　Ｂ１　　パンチ
　Ｂ２　　パンチ
　Ｄ１　　幅（Ｃ）方向
　Ｄ２　　圧延（Ｌ）方向
　Ｄ３　　圧壊方向
　Ｔ１　　試験片
　Ｔ２　　試験片
　ＡＢ　　ＶＤＡ曲げ外側の曲げ頂点部の鋼板表面から０～１００μｍ領域
　ＡＬ　　Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域におけるＬ断面
 

Claims (29)

  1. 　素地鋼板と、該素地鋼板の上に形成された亜鉛めっき層と、を備える、亜鉛めっき鋼板であって、前記素地鋼板は、
    質量％で、
    　　Ｃ：０．０５０％以上０．４００％以下、
    　　Ｓｉ：０．７５％超３．００％以下、
    　　Ｍｎ：２．００％以上３．５０％未満、
    　　Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    　　Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
    　　Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下および
    　　Ｎ：０．０１００％以下
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　前記素地鋼板は、
    　　フェライトの面積率：５７．０％以下、
    　　ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率：４０．０％以上９０．０％以下、
    　　残留オーステナイトの面積率：３．０％以上１０．０％以下、
    　　フレッシュマルテンサイトの面積率：１０．０％以下、
    であり、
    　　焼戻しマルテンサイトの面積率をベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率で除した値が０．７０以上である鋼組織を有し、
    　さらに、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を最高荷重点まで行い、
    　Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値が０．６０以下であり、
    　Ｖ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値が０．２０以下であり、
    以下の式（１）に示される炭化物の重心の平均自由行程ＬＭが０．２０μｍ以上であり、
    引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、亜鉛めっき鋼板。
    　ＬＭ＝（ｄＭ／２）×（４π／３ｆ）１／３　・・・式（１）
    ここで、ＬＭ：炭化物の重心の平均自由行程、ｄＭ：炭化物の平均の円相当直径（μｍ）、π：円周率、ｆ：全炭化物の体積分率である。
  2. 　前記素地鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、
    　　Ｎｂ：０．２００％以下、
    　　Ｔｉ：０．２００％以下、
    　　Ｖ：０．２００％以下、
    　　Ｂ：０．０１００％以下、
    　　Ｃｒ：１．０００％以下、
    　　Ｎｉ：１．０００％以下、
    　　Ｍｏ：１．０００％以下、
    　　Ｓｂ：０．２００％以下、
    　　Ｓｎ：０．２００％以下、
    　　Ｃｕ：１．０００％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：０．１０００％以下、
    　　Ｃａ：０．０２００％以下、
    　　Ｓｅ：０．０２００％以下、
    　　Ｔｅ：０．０２００％以下、
    　　Ｇｅ：０．０２００％以下、
    　　Ａｓ：０．０５００％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. 　鋼板中の２５．６μｍ×１７．６μｍの領域に存在する全炭化物の中から選択される１つの炭化物Ａと、該炭化物Ａ以外の残部炭化物との間隔の標準偏差の平均値σCが、７．５０μｍ以下である、請求項１または２に記載の亜鉛めっき鋼板。
  4. 　前記素地鋼板は、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域を表層とした際、
    前記表層に、板厚１／４位置のビッカース硬さに対して、ビッカース硬さが８５％以下である表層軟質層を有し、
    　前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、
    前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下であり、
    さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、
    さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下である、請求項１または２に記載の亜鉛めっき鋼板。
  5. 　前記素地鋼板は、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域を表層とした際、
    前記表層に、板厚１／４位置のビッカース硬さに対して、ビッカース硬さが８５％以下である表層軟質層を有し、
    　前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、
    前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下であり、
    さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、
    さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下である、請求項３に記載の亜鉛めっき鋼板。
  6. 　前記亜鉛めっき鋼板の片面または両面において、前記素地鋼板と前記亜鉛めっき層の間に形成された金属めっき層を有する、請求項１または２に記載の亜鉛めっき鋼板。
  7. 　前記亜鉛めっき鋼板の片面または両面において、前記素地鋼板と前記亜鉛めっき層の間に形成された金属めっき層を有する、請求項３に記載の亜鉛めっき鋼板。
  8. 　前記亜鉛めっき鋼板の片面または両面において、前記素地鋼板と前記亜鉛めっき層の間に形成された金属めっき層を有する、請求項４に記載の亜鉛めっき鋼板。
  9. 　前記亜鉛めっき鋼板の片面または両面において、前記素地鋼板と前記亜鉛めっき層の間に形成された金属めっき層を有する、請求項５に記載の亜鉛めっき鋼板。
  10. 　請求項１または２に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
  11. 　請求項３に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
  12. 　請求項４に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
  13. 　請求項５に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
  14. 　請求項６に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
  15. 　請求項７に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
  16. 　請求項８に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
  17. 　請求項９に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
  18. 　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、
    　該熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、
    　該酸洗工程後の鋼板を、焼鈍温度：（Ａｃ１＋（Ａｃ３―Ａｃ１）×３／４）℃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、
    　該焼鈍工程後の鋼板を１００℃以上３００℃以下の第一冷却停止温度まで冷却する、第一冷却工程と、
    　該第一冷却工程後の鋼板を３５０℃以上５５０℃以下の温度域で３秒以上８０秒未満保持する、保持工程と、
    　該第一冷却工程後の鋼板に亜鉛めっき処理を施して亜鉛めっき鋼板とする、亜鉛めっき工程と、
    　前記亜鉛めっき鋼板を５０℃以下の第二冷却停止温度まで冷却し、
    該冷却時、前記亜鉛めっき鋼板に対して、３００℃以上４５０℃以下の温度域で２．０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の張力を一回以上付与し、
    その後、
    前記亜鉛めっき鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／４周分接触させながら４パス以上付与する処理、および
    前記亜鉛めっき鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／２周分接触させながら、２パス以上付与する処理を行う、第二冷却工程と、
    を含み、あるいはさらに
    前記酸洗工程後、且つ前記焼鈍工程前の鋼板に、冷間圧延して冷延鋼板を得る、冷延工程を含む、亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  19. 　前記焼鈍工程における焼鈍を、露点－３０℃以上の雰囲気下で行う、請求項１８に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  20. 　前記焼鈍工程の前に、前記亜鉛めっき鋼板の片面または両面において、金属めっきを施し金属めっき層を形成する金属めっき工程を含む、請求項１８に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  21. 　前記焼鈍工程の前に、前記亜鉛めっき鋼板の片面または両面において、金属めっきを施し金属めっき層を形成する金属めっき工程を含む、請求項１９に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  22. 　請求項１または２に記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
  23. 　請求項３に記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
  24. 　請求項４に記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
  25. 　請求項５に記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
  26. 　請求項６に記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
  27. 　請求項７に記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
  28. 　請求項８に記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
  29. 　請求項９に記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
     
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