JP2016130357A - 高強度めっき鋼板、並びにその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】めっき性が良好で、伸び、曲げ性、および穴拡げ性の加工性、並びに耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の提供。【解決手段】素地鋼板とめっき層との界面から前記素地鋼板側に向って順に、ＳｉおよびＭｎよりなる群から選択される少なくとも一種の酸化物を含む内部酸化層と、前記内部酸化層を含む層を有し、且つ、前記素地鋼板の板厚をｔとしたとき、ビッカース硬さが、前記素地鋼板のｔ／４部におけるビッカース硬さの９０％以下を満足する軟質層と、金属組織全体に対して低温変態生成相を２０〜８５面積％、ポリゴナルフェライトを１０面積％超７０面積％以下、残留オーステナイトを５体積％以上含む組織で構成される硬質層とを有し、且つ、前記軟質層の平均深さＤが２０μｍ以上、および前記内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上、前記Ｄ未満を満足し、引張強度が９８０ＭＰａ以上である高強度めっき鋼板。【選択図】図１

Description

本発明は、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、めっき性が良好で、伸び、曲げ性、および穴拡げ性を含む加工性、並びに耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、更には、その製造方法に関する。本発明のめっき鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の両方を含む。

自動車や輸送機などの分野で汎用される溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、高強度化に加え、伸び、曲げ性、および穴拡げ性（伸びフランジ性と同義）の加工性、更には耐遅れ破壊特性に優れていることが要求される。

高強度化と加工性の確保のためには、鋼中にＳｉやＭｎなどの強化元素を多く添加することが有効である。しかし、ＳｉやＭｎは易酸化性元素であり、表面に形成されるＳｉ酸化物、Ｍｎ酸化物、ＳｉとＭｎの複合酸化物を有する複合酸化膜などによって溶融亜鉛めっきの濡れ性が著しく劣化し、不めっきなどの問題が生じる。そこで、ＳｉやＭｎを多く含むめっき鋼板において、不めっきを発生させずに、加工性などを高める技術が種々提案されている。

例えば、特許文献１には、引張強度が５９０ＭＰａ以上で曲げ性および加工部の耐食性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。詳細には特許文献１では、鋼板とめっき層との界面から鋼板側に形成される内部酸化層に起因する曲げ割れの発生やめっき被膜の損傷を抑制できるように、内部酸化層の成長に対して脱炭層の成長を著しく速めている。更に、脱炭により形成されたフェライト領域における内部酸化層の厚さが薄くなるように制御された表面近傍組織が開示されている。

また、特許文献２には、疲労耐久性、耐水素脆化（耐遅れ破壊特性と同義）、曲げ性に優れた引張強さが７７０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。詳細には特許文献２では、鋼板部を、めっき層との界面に直接接する軟質層と、フェライトを面積率最大の組織とする軟質層とを有する構成としている。更に、前記軟質層の厚さＤと、鋼板表層部に存在するＳｉ、Ｍｎの１種以上を含む酸化物の、めっき／地鉄界面からの深さｄとが、ｄ／４≦Ｄ≦２ｄを満たす溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。

特開２０１１−２３１３６７号公報 特許第４９４３５５８号公報

上記のとおり、これまでにも、ＳｉおよびＭｎを多く含むめっき鋼板の加工性などを向上させる技術は種々提案されている。しかし、当該めっき鋼板に要求される多様な特性、すなわち、９８０ＭＰａ以上の高強度で、めっき性が良好で、伸び、曲げ性、および穴拡げ性の加工性に優れ、耐遅れ破壊特性も全て兼ね備えた技術の提供が望まれている。

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、めっき性が良好で、伸び、曲げ性、および穴拡げ性の加工性、並びに耐遅れ破壊特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することにある。また、本発明の他の目的は、上記溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る引張強度が９８０ＭＰａ以上である高強度めっき鋼板とは、素地鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有するめっき鋼板であって、前記素地鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．５％、Ｓｉ：１．０〜３％、Ｍｎ：１．５〜８％、Ａｌ：０．００５〜３％、Ｐ：０％超０．１％以下、Ｓ：０％超０．０５％以下、およびＮ：０％超０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる。そして、前記素地鋼板と前記めっき層との界面から素地鋼板側に向って順に、ＳｉおよびＭｎよりなる群から選択される少なくとも一種の酸化物を含む内部酸化層と、前記内部酸化層を含む層であって、且つ、前記素地鋼板の板厚をｔとしたとき、ビッカース硬さが、前記素地鋼板のｔ／４部におけるビッカース硬さの９０％以下を満足する軟質層と、金属組織を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ；Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察したときに、前記金属組織全体に対して低温変態生成相を２０〜８５面積％、および前記金属組織全体に対してポリゴナルフェライトを１０面積％超７０面積％以下含み、前記金属組織を飽和磁化法で測定したときに、前記金属組織全体に対して残留オーステナイト（以下、残留γと表記することがある。）を５体積％以上含む組織で構成される硬質層とを有し、且つ、前記軟質層の平均深さＤが２０μｍ以上、および前記内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上、前記Ｄ未満を満足する点に要旨を有する。

前記内部酸化層の平均深さｄと前記軟質層の平均深さＤは、Ｄ＞２ｄの関係を満足することが好ましい。

前記低温変態生成相は、隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、または隣接する残留オーステナイトと炭化物との平均間隔が１μｍ以上である高温域生成ベイナイトを含み、前記高温域生成ベイナイトは、前記金属組織全体に対して１０面積％超８５面積％以下であり、隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、または隣接する残留オーステナイトと炭化物との平均間隔が１μｍ未満である低温域生成ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトを含んでもよく、前記低温域生成ベイナイトおよび前記焼戻しマルテンサイトの合計は、前記金属組織全体に対して０面積％以上１０面積％未満であってもよい。

前記低温変態生成相は、隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、または隣接する残留オーステナイトと炭化物との平均間隔が１μｍ以上である高温域生成ベイナイト、隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、または隣接する残留オーステナイトと炭化物との平均間隔が１μｍ未満である低温域生成ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトを含み、前記高温域生成ベイナイトは、前記金属組織全体に対して１０〜７５面積％であり、前記低温域生成ベイナイトおよび前記焼戻しマルテンサイトの合計は、前記金属組織全体に対して１０〜７５面積％であってもよい。

前記低温変態生成相は、隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、または隣接する残留オーステナイトと炭化物との平均間隔が１μｍ未満である低温域生成ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトを含み、前記低温域生成ベイナイトおよび前記焼戻しマルテンサイトの合計は、前記金属組織全体に対して１０面積％超８５面積％以下であり、隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、または隣接する残留オーステナイトと炭化物との平均間隔が１μｍ以上である高温域生成ベイナイトを含んでもよく、前記高温域生成ベイナイトは、前記金属組織全体に対して０面積％以上１０面積％未満であってもよい。

前記素地鋼板は、更に、質量％で、
（ａ）Ｃｒ：０％超１％以下、Ｍｏ：０％超１％以下、およびＢ：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種、
（ｂ）Ｔｉ：０％超０．２％以下、Ｎｂ：０％超０．２％以下、およびＶ：０％超０．２％以下よりなる群から選択される少なくとも一種、
（ｃ）Ｃｕ：０％超１％以下、およびＮｉ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種、
（ｄ）Ｃａ：０％超０．０１％以下、Ｍｇ：０％超０．０１％以下、および希土類元素：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種、
を含有してもよい。

上記高強度めっき鋼板は、
前記素地鋼板の鋼中成分を満足する鋼板を、６００℃以上の温度で巻取る熱間圧延工程と、
内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗、冷間圧延する工程と、
酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、
（Ｉ）還元帯にて、Ａｃ₃点または７５０℃のうち高い方の温度以上の範囲で均熱し、
均熱後、６００℃までは、平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、１００〜５４０℃を満たす任意の停止温度Ｚまで冷却すると共に、６００℃から、前記停止温度Ｚまたは５００℃のうち高い方の温度までの範囲は前記均熱後、６００℃までの前記平均冷却速度より大きく、且つ平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、前記１００〜５４０℃の温度域で５０秒以上保持する工程、または
（ＩＩ）還元帯にて、Ａｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち高い方の温度以上Ａｃ₃点未満の範囲で均熱し、
均熱後、１００〜５４０℃を満たす任意の停止温度Ｚまで冷却すると共に、前記停止温度Ｚまたは５００℃のうち高い方の温度までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、前記１００〜５４０℃の温度域で５０秒以上保持する工程、
をこの順序で含む製造方法によって製造できる。

また、上記高強度めっき鋼板は、
前記素地鋼板の鋼中成分を満足する鋼板を、５００℃以上の温度で巻取る熱間圧延工程と、
５００℃以上の温度で６０分以上保温する工程と、
内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗、冷間圧延する工程と、
酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、
（Ｉ）還元帯にて、Ａｃ₃点または７５０℃のうち高い方の温度以上の範囲で均熱し、
均熱後、６００℃までは、平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、１００〜５４０℃を満たす任意の停止温度Ｚまで冷却すると共に、６００℃から、前記停止温度Ｚまたは５００℃のうち高い方の温度までの範囲は前記均熱後、６００℃までの前記平均冷却速度より大きく、且つ平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、前記１００〜５４０℃の温度域で５０秒以上保持する工程、または
（ＩＩ）還元帯にて、Ａｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち高い方の温度以上Ａｃ₃点未満の範囲で均熱し、
均熱後、１００〜５４０℃を満たす任意の停止温度Ｚまで冷却すると共に、前記停止温度Ｚまたは５００℃のうち高い方の温度までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、前記１００〜５４０℃の温度域で５０秒以上保持する工程、
をこの順序で含む製造方法によっても製造できる。

上記低温変態生成相が、上記高温域生成ベイナイトを、上記金属組織全体に対して１０面積％超８５面積％以下含み、上記低温域生成ベイナイトおよび上記焼戻しマルテンサイトの合計は、上記金属組織全体に対して０面積％以上１０面積％未満である上記高強度めっき鋼板は、下記［Ｉａ］または［Ｉｂ］の製造方法によって製造できる。
［Ｉａ］前記素地鋼板の鋼中成分を満足する鋼板を、６００℃以上の温度で巻取る熱間圧延工程と、
内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗、冷間圧延する工程と、
酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、
（Ｉａ）還元帯にて、Ａｃ₃点または７５０℃のうち高い方の温度以上の範囲で均熱し、
均熱後、６００℃まで平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、前記均熱後、６００℃までの前記平均冷却速度より大きく、且つ下記（ａ１）を満足する工程、または
（ＩＩａ）還元帯にて、Ａｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち高い方の温度以上Ａｃ₃点未満の範囲で均熱し、
均熱後、下記（ａ１）を満足する工程、
をこの順序で含む製造方法。
［Ｉｂ］前記素地鋼板の鋼中成分を満足する鋼板を、５００℃以上の温度で巻取る熱間圧延工程と、
５００℃以上の温度で６０分以上保温する工程と、
内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗、冷間圧延する工程と、
酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、
（Ｉａ）還元帯にて、Ａｃ₃点または７５０℃のうち高い方の温度以上の範囲で均熱し、
均熱後、６００℃まで平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、前記均熱後、６００℃までの前記平均冷却速度より大きく、且つ下記（ａ１）を満足する工程、または
（ＩＩａ）還元帯にて、Ａｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち高い方の温度以上Ａｃ₃点未満の範囲で均熱し、
均熱後、下記（ａ１）を満足する工程、
をこの順序で含む製造方法。
（ａ１）４２０℃以上５００℃以下を満たす任意の停止温度Ｚ_a1まで冷却すると共に、
５００℃までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、
前記４２０〜５００℃の温度域で５０秒以上保持する。

上記低温変態生成相が、上記高温域生成ベイナイトを、上記金属組織全体に対して１０〜７５面積％含み、上記低温域生成ベイナイトおよび上記焼戻しマルテンサイトの合計で、上記金属組織全体に対して１０〜７５面積％含む上記高強度めっき鋼板は、下記［ＩＩａ］または［ＩＩｂ］の製造方法によって製造できる。
［ＩＩａ］前記素地鋼板の鋼中成分を満足する鋼板を、６００℃以上の温度で巻取る熱間圧延工程と、
内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗、冷間圧延する工程と、
酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、
（Ｉｂ）還元帯にて、Ａｃ₃点または７５０℃のうち高い方の温度以上の範囲で均熱し、
均熱後、６００℃まで平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、前記均熱後、６００℃までの前記平均冷却速度より大きく、且つ下記（ａ２）、（ｂ）、（ｃ１）のいずれかを満足する工程、または
（ＩＩｂ）還元帯にて、Ａｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち高い方の温度以上Ａｃ₃点未満の範囲で均熱し、
均熱後、下記（ａ２）、（ｂ）、（ｃ１）のいずれかを満足する工程、
をこの順序で含む製造方法。
［ＩＩｂ］前記素地鋼板の鋼中成分を満足する鋼板を、５００℃以上の温度で巻取る熱間圧延工程と、
５００℃以上の温度で６０分以上保温する工程と、
内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗、冷間圧延する工程と、
酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、
（Ｉｂ）還元帯にて、Ａｃ₃点または７５０℃のうち高い方の温度以上の範囲で均熱し、
均熱後、６００℃まで平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、前記均熱後、６００℃までの前記平均冷却速度より大きく、且つ下記（ａ２）、（ｂ）、（ｃ１）のいずれかを満足する工程、または
（ＩＩｂ）還元帯にて、Ａｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち高い方の温度以上Ａｃ₃点未満の範囲で均熱し、
均熱後、下記（ａ２）、（ｂ）、（ｃ１）のいずれかを満足する工程、
をこの順序で含む製造方法。
（ａ２）３８０℃以上４２０℃未満を満たす任意の停止温度Ｚ_a2まで冷却すると共に、
５００℃までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、
前記３８０℃以上４２０℃未満の温度域で５０秒以上保持する。
（ｂ）下記式（１）を満たす任意の停止温度Ｚ_bまで冷却すると共に、
前記停止温度Ｚ_bまたは５００℃のうち高い方の温度までの範囲は平均冷却速度を１０℃／秒以上で冷却し、
下記式（１）を満たす温度域Ｔ１で１０〜１００秒間保持し、
次いで、下記式（２）を満たす温度域Ｔ２に冷却し、
この温度域Ｔ２で５０秒以上保持する。
４００≦Ｔ１（℃）≦５４０ ・・・（１）
２００≦Ｔ２（℃）＜４００ ・・・（２）
（ｃ１）下記式（３）を満たす任意の停止温度Ｚ_c1またはＭｓ点まで冷却すると共に、
５００℃までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、
下記式（３）を満たす温度域Ｔ３で５〜１８０秒間保持し、
次いで、下記式（４）を満たす温度域Ｔ４に加熱し、
この温度域Ｔ４で３０秒以上保持する。
１００≦Ｔ３（℃）＜４００ ・・・（３）
４００≦Ｔ４（℃）≦５００ ・・・（４）

上記低温変態生成相が、上記低温域生成ベイナイトを、上記金属組織全体に対して１０面積％超８５面積％以下含み、上記高温域生成ベイナイトは、上記金属組織全体に対して０面積％以上１０面積％未満である上記高強度めっき鋼板は、下記［ＩＩＩａ］または［ＩＩＩｂ］の製造方法によって製造できる。
［ＩＩＩａ］前記素地鋼板の鋼中成分を満足する鋼板を、６００℃以上の温度で巻取る熱間圧延工程と、
内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗、冷間圧延する工程と、
酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、
（Ｉｃ）還元帯にて、Ａｃ₃点または７５０℃のうち高い方の温度以上の範囲で均熱し、
均熱後、６００℃まで平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、前記均熱後、６００℃までの前記平均冷却速度より大きく、且つ下記（ａ３）または（ｃ２）のいずれかを満足する工程、または
（ＩＩｃ）還元帯にて、Ａｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち高い方の温度以上Ａｃ₃点未満の範囲で均熱し、
均熱後、下記（ａ３）または（ｃ２）のいずれかを満足する工程、
をこの順序で含む製造方法。
［ＩＩＩｂ］前記素地鋼板の鋼中成分を満足する鋼板を、５００℃以上の温度で巻取る熱間圧延工程と、
５００℃以上の温度で６０分以上保温する工程と、
内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗、冷間圧延する工程と、
酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、
（Ｉｃ）還元帯にて、Ａｃ₃点または７５０℃のうち高い方の温度以上の範囲で均熱し、
均熱後、６００℃まで平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、前記均熱後、６００℃までの前記平均冷却速度より大きく、且つ下記（ａ３）または（ｃ２）のいずれかを満足する工程、または
（ＩＩｃ）還元帯にて、Ａｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち高い方の温度以上Ａｃ₃点未満の範囲で均熱し、
均熱後、下記（ａ３）または（ｃ２）のいずれかを満足する工程、
をこの順序で含む製造方法。
（ａ３）１５０℃以上３８０℃未満を満たす任意の停止温度Ｚ_a3まで冷却すると共に、
５００℃までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、
前記１５０℃以上３８０℃未満の温度域で５０秒以上保持する。
（ｃ２）下記式（３）を満たす任意の停止温度Ｚ_c2またはＭｓ点まで冷却すると共に、
５００℃までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、
下記式（３）を満たす温度域Ｔ３で５〜１８０秒間保持し、
次いで、下記式（４）を満たす温度域Ｔ４に加熱し、
この温度域Ｔ４で３０秒以上保持する。
１００≦Ｔ３（℃）＜４００ ・・・（３）
４００≦Ｔ４（℃）≦５００ ・・・（４）

本発明のめっき鋼板は、めっき層と素地鋼板との界面から素地鋼板側にかけて、ＳｉおよびＭｎよりなる群から選択される少なくとも一種の酸化物を含む内部酸化層と、当該内部酸化層の領域を含む軟質層と、当該軟質層以外の領域であって、低温変態生成相を主体とし、残留オーステナイトを含み、ポリゴナルフェライトを含んでもよい硬質層とを有するように構成されている。そして、特に、内部酸化層の平均深さｄを４μｍ以上に厚く制御して水素トラップサイトとして活用しているため、水素脆化を有効に抑制でき、伸び、曲げ性、および穴拡げ性の加工性、耐遅れ破壊特性の全てに優れた引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度めっき鋼板が得られる。好ましくは、内部酸化層の平均深さｄと、当該内部酸化層の領域を含む軟質層の平均深さＤとの関係を適切に制御しているため、特に曲げ性が一層高められる。

図１は、本発明のめっき鋼板における、めっき層と素地鋼板との界面から素地鋼板側にかけての層構成を説明する模式図である。 図２は、本発明のめっき鋼板における、内部酸化層の平均深さｄの測定手順を説明する模式図である。 図３は、軟質層の平均深さＤを決定するために用いた、ビッカース硬さの測定位置を説明する図である。 図４は、残留オーステナイト同士、炭化物同士、または残留オーステナイトと炭化物との中心位置間距離を測定する手順を説明するための模式図である。 図５は、高温域生成ベイナイト、並びに低温域生成ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの分布状態を模式的に示す図である。 図６は、Ｔ１温度域とＴ２温度域におけるヒートパターンを説明するための模式図である。 図７は、Ｔ３温度域とＴ４温度域におけるヒートパターンを説明するための模式図である。

本発明者らは、ＳｉおよびＭｎを多く含む素地鋼板において、９８０ＭＰａ以上の高強度を有し、且つ、めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性のすべてに優れた高強度めっき鋼板を提供するため、特に、めっき層と素地鋼板との界面から素地鋼板側にかけての層構成に着目して検討を重ねてきた。その結果、後記する図１の模式図に示すように、
（ａ）めっき層と素地鋼板との界面から素地鋼板側にかけての層構成を、ＳｉおよびＭｎよりなる群から選択される少なくとも一種の酸化物を含む内部酸化層を含む軟質層と、当該軟質層以外の領域であって、低温変態生成相、ポリゴナルフェライト、および残留オーステナイトを含む硬質層を有するように構成すると共に、
（ｂ）上記内部酸化層の平均深さｄを４μｍ以上に厚く制御すると、当該内部酸化層が水素トラップサイトとして機能し、水素脆化を有効に抑制できるため、所期の目的を達成できること、
（ｃ）好ましくは、上記内部酸化層の平均深さｄと、上記内部酸化層の領域を含む軟質層の平均深さＤとの関係を適切に制御すれば、特に曲げ性が一層高められることを見出し、本発明を完成した。

本明細書において、めっき鋼板とは溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の両方を含む。

また、本明細書において、上記素地鋼板とは溶融亜鉛めっき層および合金化溶融亜鉛めっき層が形成される前の鋼板を意味し、上記めっき鋼板とは素地鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板を意味する。

また、本明細書において「高強度」とは、引張強度が９８０ＭＰａ以上を意味する。

また、本明細書において「加工性に優れた」とは、伸び、曲げ性、および穴拡げ性の全てに優れることを意味する。詳細は後記する実施例に記載の方法でこれらの特性を測定したとき、実施例の合格基準を満足するものを「加工性に優れる」と呼ぶ。

上述したように本発明のめっき鋼板は、素地鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層（以下、めっき層で代表させることがある。）を有している。そして本発明の特徴部分は、素地鋼板とめっき層の界面から素地鋼板側に向って順に、下記（Ａ）〜（Ｃ）の層構成を有する点にある。
（Ａ）内部酸化層：ＳｉおよびＭｎよりなる群から選択される少なくとも一種の酸化物を含む層である。内部酸化層の平均深さｄは、４μｍ以上、後記する（Ｂ）に記載の軟質層の平均深さＤ未満である。
（Ｂ）軟質層：上記内部酸化層を含み、上記素地鋼板の板厚をｔとしたとき、ビッカース硬さが、上記素地鋼板のｔ／４部におけるビッカース硬さの９０％以下を満足する。軟質層の平均深さＤは、２０μｍ以上である。
（Ｃ）硬質層：低温変態生成相、ポリゴナルフェライト、および残留γを含む組織で構成される。「低温変態生成相」とは、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを意味し、本明細書では、低温変態生成相に焼入ままのマルテンサイト（フレッシュマルテンサイトと呼ばれることもある。）は含まない。フレッシュマルテンサイトは、本明細書では、その他の組織に便宜上分類する。

以下、図１を参照しながら、本発明を特徴付ける上記（Ａ）〜（Ｃ）の層構成について、順に詳述する。

図１に示すように、本発明のめっき鋼板における素地鋼板２側の層構成は、めっき層１と素地鋼板２の界面から素地鋼板２側に向って、（Ｂ）の軟質層４と、軟質層４より素地鋼板２側の内部に（Ｃ）の硬質層５とを有する。上記（Ｂ）の軟質層４は、（Ａ）の内部酸化層３を含む。また上記軟質層４と上記硬質層５は連続的に存在する。

（Ａ）内部酸化層について
まず、めっき層１と素地鋼板２の界面に直接接する部分は、平均深さｄが４μｍ以上の内部酸化層３を有する。ここで、平均深さとは、上記界面からの深さの平均値を意味し、その詳細な測定方法は、後記する実施例の欄において図２を用いて説明する。

上記内部酸化層３は、ＳｉおよびＭｎの少なくとも一種を含む酸化物と、ＳｉとＭｎが酸化物を形成することにより周囲に固溶Ｓｉや固溶Ｍｎの少ないＳｉおよびＭｎの空乏層とからなる。

本発明では、上記内部酸化層３の平均深さｄを４μｍ以上に厚く制御したところに最大の特徴がある。これにより、当該内部酸化層３を水素トラップサイトとして活用でき、水素脆化を抑制できると共に、曲げ性、穴拡げ性、耐遅れ破壊特性が向上する。なお、本発明のようにＳｉおよびＭｎといった易酸化性元素を多く含む素地鋼板では、焼鈍時に、素地鋼板表面にＳｉ酸化物、Ｍｎ酸化物、ＳｉとＭｎの複合酸化物を有する複合酸化膜が形成され易く、めっき性が阻害される。焼鈍時とは、後記する連続溶融亜鉛めっきラインにおける酸化・還元工程に相当する。そこで、その対策として、酸化雰囲気で素地鋼板表面を酸化させてＦｅ酸化膜を生成させた後、水素を含む雰囲気中で焼鈍（即ち、還元焼鈍）する方法が知られている。さらに、炉内雰囲気を制御することで易酸化性元素を素地鋼板表層内部に酸化物として固定させ、素地鋼板表層に固溶している易酸化性元素を低減させることで、易酸化性元素の素地鋼板表面への酸化膜の形成を防止する方法も知られている。

しかしながら、本発明者らの検討結果によれば、ＳｉおよびＭｎを多く含む素地鋼板をめっきするために汎用される酸化還元法において、還元時の水素雰囲気で水素が素地鋼板に侵入して水素脆化による曲げ性と穴拡げ性の劣化が発生すること；これらの劣化を改善するには、ＳｉおよびＭｎよりなる群から選択される少なくとも一種の酸化物の活用が有効であることが分かった。詳細には、上記酸化物は、還元時における素地鋼板内部への水素侵入を防ぎ、耐遅れ破壊特性の低下に起因した曲げ性および穴拡げ性の劣化を改善し得る水素トラップサイトとして有用であり、その効果を有効に発揮させるには、上記酸化物を含む内部酸化層の平均深さｄを４μｍ以上と厚く形成することが不可欠であることが判明した。上記ｄは、６μｍ以上が好ましく、８μｍ以上がより好ましく、１０μｍ超が更に好ましい。

本発明において、内部酸化層３の平均深さｄの上限は、少なくとも、後記する（Ｂ）の軟質層４の平均深さＤ未満である。上記ｄの上限は、３０μｍ以下が好ましい。内部酸化層３を厚くするには、熱延巻取り後の高温域での長時間保持が必要であるが、生産性および設備上の制約により、おおむね、上記の好ましい値になるからである。上記ｄは、１８μｍ以下がより好ましく、１６μｍ以下が更に好ましい。

更に本発明では、上記内部酸化層３の平均深さｄを、後記する（Ｂ）の軟質層４の平均深さＤとの関係で、Ｄ＞２ｄの関係式を満足するように制御することが好ましく、これにより特に曲げ性が一層向上する。

これに対し、前述した特許文献２には、本発明に記載の内部酸化層の平均深さｄおよび軟質層の平均深さＤに、ほぼ対応する酸化物の存在深さｄおよび軟質層の厚さＤについて、ｄ／４≦Ｄ≦２ｄを満たす溶融亜鉛めっき鋼板が開示されており、本発明で規定する上記関係式（Ｄ＞２ｄ）とは、制御の方向性が全く相違する。また、上記特許文献２には、基本的に前述したｄ／４≦Ｄ≦２ｄの関係を満足しつつ酸化物の存在深さｄの範囲を制御することが記載されているのであって、本発明のように内部酸化層３の平均深さｄを４μｍ以上に厚く制御するとの基本思想は全くない。勿論、これにより、水素トラップサイトとしての作用が有効に発揮され、曲げ性、穴拡げ性、耐遅れ破壊特性が向上するという本発明の効果も記載されていない。

なお、本発明において、上記内部酸化層３の平均深さｄを４μｍ以上に制御するには、連続溶融亜鉛めっきラインに通板する前の冷延鋼板における内部酸化層３の平均深さを４μｍ以上に制御することが必要である。後記する実施例に示すように、酸洗、冷間圧延後の内部酸化層は、めっきライン通板後の最終的に得られるめっき鋼板中の内部酸化層に引き継がれるからである。詳細は、製造方法と併せて説明する。

（Ｂ）軟質層について
本発明において軟質層４は、図１に示すように、上記（Ａ）の内部酸化層３の領域を含む層である。この軟質層４は、ビッカース硬さが、素地鋼板２のｔ／４部におけるビッカース硬さの９０％以下を満足するものである。ここで、ｔは素地鋼板の板厚（ｍｍ）である。上記ビッカース硬さの詳細な測定方法は、後記する実施例の欄で説明する。

上記軟質層４は、後記する（Ｃ）の硬質層５よりビッカース硬さが低い軟質の組織であり、変形能に優れるため、軟質層４が形成されることによって、特に曲げ性が向上する。すなわち、曲げ加工時には、素地鋼板表層部が割れの起点となるが、本発明のように素地鋼板表層に所定の軟質層４を形成させることにより、特に曲げ性が改善される。更に上記軟質層４の形成により、上記（Ａ）内の酸化物が曲げ加工時における割れの起点となることを防止でき、前述した水素トラップサイトとしてのメリットのみを享受できる。その結果、曲げ性のみならず耐遅れ破壊特性も一層向上する。

このような軟質層形成による効果を有効に発揮させるには、上記軟質層４の平均深さＤを２０μｍ以上とする。上記Ｄは、２２μｍ以上が好ましく、２４μｍ以上がより好ましい。一方、上記軟質層４の平均深さＤが厚すぎると、めっき鋼板自体の強度が低下するため、その上限は１００μｍ以下が好ましく、６０μｍ以下がより好ましい。

（Ｃ）硬質層について
本発明において硬質層５は、図１に示すように、上記（Ｂ）の軟質層４の素地鋼板２側に形成される。この硬質層５は、低温変態生成相、ポリゴナルフェライト、および残留γを含む組織で構成される。

（Ｃ１）上記「低温変態生成相」とは、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを意味し、ベイナイトはベイニティックフェライトを含む意味である。ベイナイトは炭化物が析出した組織であり、ベイニティックフェライトは炭化物が析出していない組織である。

上記低温変態生成相の面積率は、好ましくは３０面積％以上、より好ましくは４０面積％以上、更に好ましくは５０面積％以上である。上記低温変態生成相の面積率の上限は、ポリゴナルフェライトおよび残留γの生成量を確保するために、例えば、８５面積％以下が好ましい。

（Ｃ２）上記硬質層は、金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、該金属組織全体に対してポリゴナルフェライトを１０面積％超７０面積％以下の範囲で含有する。上記ポリゴナルフェライトは、上記低温変態生成相に比べて軟質であり、鋼板の伸びを高めて加工性を改善するのに作用する。こうした作用を発揮させるには、ポリゴナルフェライトの面積率は、金属組織全体に対して１０％超とし、好ましくは１５％以上である。しかし、ポリゴナルフェライトの生成量が過剰になると、曲げ性および穴拡げ性が劣化する。従ってポリゴナルフェライトの面積率は、金属組織全体に対して好ましくは７０％以下、より好ましくは６５％以下、更に好ましくは６０％以下である。

（Ｃ３）上記残留γは、鋼板が応力を受けて変形する際にマルテンサイトに変態することによって変形部の硬化を促し、歪の集中を防ぐ効果がある。それにより均一変形能が向上して良好な伸びを発揮する。こうした効果は、一般的にＴＲＩＰ効果と呼ばれている。

これらの効果を発揮させるために、上記残留γは、金属組織を飽和磁化法で測定したとき、金属組織全体に対して５体積％以上含有させる必要がある。残留γは、好ましくは８体積％以上、より好ましくは１０体積％以上、更に好ましくは１２体積％以上である。しかし残留γの生成量が多くなり過ぎると、後述するＭＡ混合相も過剰に生成し、ＭＡ混合相が粗大化し易くなるため、局所変形能（穴拡げ性および曲げ性）を低下させる。従って残留γの上限は３０体積％程度以下、好ましくは２５体積％以下である。

残留γは、金属組織のラス間に主に生成しているが、例えば、ブロックやパケットなどのラス状組織の集合体や、旧オーステナイトの粒界上に、後述するＭＡ混合相の一部として塊状に存在することもある。

（Ｃ４）上記硬質層は、上記組織のほか、本発明の作用を損なわない範囲で、製造上不可避的に混入し得るその他の組織、例えば、パーライト、焼入れマルテンサイトなどを含んでもいても良い。また、焼入れマルテンサイトと残留γとの複合相であるＭＡ混合相を含んでもよい。上記その他の組織は、最大でも１５面積％以下であることが好ましく、少ない程良い。

（Ｃ５）以上の通り、上記硬質層の形成により、伸び、曲げ性、および穴拡げ性が向上する。即ち、ベイナイトなどの硬質相を所定量生成させることによって曲げ性および穴拡げ性を向上でき、ポリゴナルフェライトなどの軟質相を所定量生成させることによって伸びを向上できる。そこで本発明では、素地鋼板内部の組織を、硬質相であるベイナイトなどの低温変態生成相を２０〜８５面積％とし、軟質相であるポリゴナルフェライトの占める比率を１０面積％超７０面積％以下に抑制した硬質層とした。

（Ｃ６）本発明では、上記低温変態生成相を構成するベイナイトを、高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイトに区別し、上記低温変態生成相は、（Ｃ６−１）高温域生成ベイナイトを主として含むか、（Ｃ６−２）高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトの複合組織を含むか、（Ｃ６−３）低温域生成ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを主として含むことが好ましい。

上記高温域生成ベイナイトとは、ナイタール腐食した鋼板断面を走査型電子顕微鏡で観察したときに、隣接する残留γ同士、隣接する炭化物同士、または隣接する残留γと炭化物との平均間隔が１μｍ以上になっている組織である。上記高温域生成ベイナイトは、Ａｃ₁点以上の温度に加熱した後の冷却過程において、おおむね、４００℃以上５４０℃以下の温度域で生成するベイナイト組織である。

上記低温域生成ベイナイトとは、ナイタール腐食した鋼板断面を走査型電子顕微鏡で観察したときに、隣接する残留γ同士、隣接する炭化物同士、または隣接する残留γと炭化物との平均間隔が１μｍ未満になっている組織である。上記低温域生成ベイナイトは、上記Ａｃ₁点以上に加熱した後の冷却過程において、おおむね、２００℃以上４００℃未満の温度域で生成するベイナイト組織である。

上記焼戻しマルテンサイトは、上記低温域生成ベイナイトと同様の作用を有する組織である。なお、上記低温域生成ベイナイトと上記焼戻しマルテンサイトは、走査型電子顕微鏡で観察しても区別できないため、本発明では、低温域生成ベイナイトと焼戻しマルテンサイトをまとめて「低温域生成ベイナイト等」と呼ぶこととする。

上記高温域生成ベイナイトは鋼板の機械的特性のうち、特に伸び向上に寄与し、上記低温域生成ベイナイトおよび上記焼戻しマルテンサイトは鋼板の機械的特性のうち、特に穴拡げ性向上に寄与する。

そしてこれら２種類のベイナイト組織および焼戻しマルテンサイトを含む場合は、良好な穴拡げ性を確保した上で、伸びを高めることができ、加工性全般が高められる。これは強度レベルの異なるベイナイト組織および焼戻しマルテンサイトを複合化することによって不均一変形が生じるため、加工硬化能が上昇することに起因すると考えられる。即ち、高温域生成ベイナイトは、低温域生成ベイナイト等よりも軟質であるため、鋼板の伸びＥＬを高めて加工性を改善するのに寄与する。一方、低温域生成ベイナイト等は、炭化物および残留γが小さく、変形に際して応力集中が軽減されるため、鋼板の穴拡げ性や曲げ性を高めて局所変形能を向上して加工性を改善するのに寄与する。そして、こうした高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等を混在させることによって、加工硬化能が向上し、伸びが向上して加工性が改善される。

ここで、上記高温域生成ベイナイトおよび上記低温域生成ベイナイト等について詳細に説明する。

上記隣接する残留γ同士の中心位置間距離、隣接する炭化物同士の中心位置間距離、または隣接する残留γと隣接する炭化物との中心位置間距離をまとめて、以下、「残留γ等の平均間隔」ということがある。上記中心位置間距離は、最も隣接している残留γ同士、最も隣接している炭化物同士、最も隣接している残留γと炭化物について測定したときに、各残留γまたは各炭化物について中心位置を求め、この中心位置同士の距離を意味する。上記中心位置は、残留γまたは炭化物について長径と短径を決定し、長径と短径が交差する位置とする。

但し、残留γまたは炭化物がラスの境界上に析出する場合は、複数の残留γと炭化物が連なってその形態は針状または板状になるため、中心位置間距離は、隣接する残留γ同士、隣接する炭化物同士、または隣接する残留γと隣接する炭化物の距離ではなく、図４に示すように、残留γおよび炭化物、或いは残留γまたは炭化物が長径方向に連なって形成する線と線の間隔を中心位置間距離とすればよい。線と線の間隔は、ラス間距離と呼ばれることがある。

本発明において、ベイナイトを上記のように生成温度域の相違および残留γ等の平均間隔の相違によって「高温域生成ベイナイト」と「低温域生成ベイナイト等」に区別した理由は、一般的な学術的組織分類ではベイナイトを明瞭に区別し難いからである。例えば、ラス状のベイナイトとベイニティックフェライトは、変態温度に応じて上部ベイナイトと下部ベイナイトに分類される。しかし本発明のようにＳｉを１％以上と多く含んだ鋼種では、ベイナイト変態に伴う炭化物の析出が抑制されるため、走査型電子顕微鏡観察では、マルテンサイト組織も含めてこれらを区別することは困難である。そこで本発明では、ベイナイトを学術的な組織定義により分類するのではなく、上記のように生成温度域の相違および残留γ等の平均間隔に基づいて区別した次第である。

上記平均間隔は、保持温度に大きく影響を受けるが、ベイナイト組織のラス形状は、平べったい板状を呈しており、観察面によっては前述の間隔が狭く観察されたり、広く観察されたりする。従って、高温域、低温域でそれぞれ生成するベイナイトの面積率は、それらの観察方位による間隔のバラツキも含めて規定している。

上記高温域生成ベイナイトと上記低温域生成ベイナイト等の分布状態は特に限定されず、例えば、旧オーステナイト粒内に高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の両方が生成していてもよいし、旧オーステナイト粒毎に高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等が夫々生成していてもよい。

高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の分布状態を模式的に図５に示す。図５では、高温域生成ベイナイトには斜線を付し、低温域生成ベイナイト等には細かい点々を付した。図５（ａ）は、旧オーステナイト粒内に高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の両方が混合して生成している様子を示している。図５（ｂ）は、旧オーステナイト粒毎に高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等が夫々生成している様子を示している。図５中に示した黒丸は、ＭＡ混合相を示している。ＭＡ混合相については後述する。

本発明では、
（Ｃ６−１）上記低温変態生成相は、上記高温域生成ベイナイトを含み、該高温域生成ベイナイトは、上記金属組織全体に対して１０面積％超８５面積％以下であり、上記低温域生成ベイナイトおよび上記焼戻しマルテンサイトを含んでもよく、上記低温域生成ベイナイトおよび上記焼戻しマルテンサイトの合計は、上記金属組織全体に対して０面積％以上１０面積％未満であるか、
（Ｃ６−２）上記低温変態生成相は、上記高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトを含み、上記高温域生成ベイナイトは、上記金属組織全体に対して１０〜７５面積％であり、上記低温域生成ベイナイトおよび上記焼戻しマルテンサイトの合計は、上記金属組織全体に対して１０〜７５面積％であるか、
（Ｃ６−３）上記低温変態生成相は、上記低温域生成ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトを含む場合は、上記低温域生成ベイナイトおよび上記焼戻しマルテンサイトの合計は、上記金属組織全体に対して１０面積％超８５面積％以下であり、上記高温域生成ベイナイトを含んでもよく、上記高温域生成ベイナイトは、上記金属組織全体に対して０面積％以上１０面積％未満であってもよい。

上記（Ｃ６−１）の場合は、上記高温域生成ベイナイトの生成量を１０面積％超とすることによって鋼板の伸びが向上し、加工性を改善できる。従って上記高温域生成ベイナイトは１５面積％以上が好ましく、より好ましくは２０面積％以上、更に好ましくは２５面積％以上である。しかし上記高温域生成ベイナイトの生成量が過剰になると残留γの生成量を確保しにくくなる。従って上記高温域生成ベイナイトは８５面積％以下が好ましく、より好ましくは７０面積％以下、更に好ましくは６０面積％以下である。

上記（Ｃ６−２）の場合は、上記高温域生成ベイナイトの生成量ａを１０面積％以上とすることによって鋼板の伸びが向上し、上記低温域生成ベイナイト等の生成量ｂを１０面積％以上とすることによって鋼板の穴拡げ性が向上し、加工性を改善できる。従って上記高温域生成ベイナイトは１０面積％以上が好ましく、より好ましくは１５面積％以上、更に好ましくは２０面積％以上、特に好ましくは２５面積％以上である。上記低温域生成ベイナイト等は１０面積％以上が好ましく、より好ましくは１５面積％以上、更に好ましくは２０面積％以上、特に好ましくは２５面積％以上である。しかし上記高温域生成ベイナイトの生成量ａおよび上記低温域生成ベイナイト等の生成量ｂが過剰になると残留γの生成量を確保しにくくなる。従って上記高温域生成ベイナイトは７５面積％以下が好ましく、より好ましくは７０面積％以下、更に好ましくは６５面積％以下である。上記低温域生成ベイナイト等は７５面積％以下が好ましく、より好ましくは７０面積％以下、更に好ましくは６５面積％以下である。

上記生成量ａと上記生成量ｂの関係は、それぞれの範囲が上記範囲を満足していれば特に限定されず、ａ＞ｂ、ａ＜ｂ、ａ＝ｂのいずれの態様も含まれる。

上記高温域生成ベイナイトと、上記低温域生成ベイナイト等の混合比率は、鋼板に要求される特性に応じて定めればよい。具体的には、鋼板の加工性のうち穴拡げ性を一層向上させるには、高温域生成ベイナイトの比率をできるだけ小さくし、低温域生成ベイナイト等の比率をできるだけ大きくすればよい。一方、鋼板の加工性のうち伸びを一層向上させるには、高温域生成ベイナイトの比率をできるだけ大きくし、低温域生成ベイナイト等の比率をできるだけ小さくすればよい。また、鋼板の強度を一層高めるには、低温域生成ベイナイト等の比率をできるだけ大きくし、高温域生成ベイナイトの比率をできるだけ小さくすればよい。

上記（Ｃ６−３）の場合は、上記低温域生成ベイナイト等の生成量を１０面積％超とすることによって鋼板の穴拡げ性が向上し、加工性を改善できる。従って上記低温域生成ベイナイト等は１５面積％以上が好ましく、より好ましくは２０面積％以上、更に好ましくは２５面積％以上である。しかし上記低温域生成ベイナイト等の生成量が過剰になると残留γの生成量を確保しにくくなる。従って上記低温域生成ベイナイト等は８５面積％以下が好ましく、より好ましくは７０面積％以下、更に好ましくは６０面積％以下である。

上記（Ｃ６−２）および上記（Ｃ６−３）の場合において、ＭＡ混合相を含むときは、円相当直径が５μｍを超えるＭＡ混合相の個数割合が、ＭＡ混合相の全個数に対して０％以上１５％未満であることが好ましい。

上記ＭＡ混合相とは、焼入れマルテンサイトと残留γとの複合相として一般的に知られており、最終冷却前までは未変態のオーステナイトとして存在していた組織の一部が、最終冷却時にマルテンサイトに変態し、残りはオーステナイトのまま残存することによって生成する組織である。ＭＡ混合相は、特にオーステンパ処理の過程で炭素が高濃度に濃化し、しかも一部がマルテンサイト組織になっているため、非常に硬い組織である。そのためベイナイトとＭＡ混合相との硬度差は大きく、変形に際して応力が集中してボイド発生の起点となりやすいので、ＭＡ混合相が過剰に生成すると、穴拡げ性や曲げ性が低下して局所変形能が低下する。また、ＭＡ混合相が過剰に生成すると、強度が高くなり過ぎる傾向がある。ＭＡ混合相は、残留γ量が多くなるほど、またＳｉ含有量が多くなるほど生成し易くなるが、その生成量はできるだけ少ない方が好ましい。

上記ＭＡ混合相は、円相当直径が５μｍを超えるＭＡ混合相の個数割合が、ＭＡ混合相の全個数に対して０％以上１５％未満であることが好ましい。円相当直径が５μｍを超える粗大なＭＡ混合相は、局所変形能に悪影響を及ぼす。

なお、上記ＭＡ混合相は、その粒径が大きくなるほどボイドが発生し易くなる傾向が実験により認められたため、ＭＡ混合相はできるだけ小さいことが推奨される。

上記の金属組織は、次の手順で測定できる。

高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト等（低温域生成ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト）、ポリゴナルフェライト、およびパーライトは、鋼板の圧延方向に平行な断面のうち、板厚の１／４位置をナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡で倍率３０００倍程度で観察すれば識別できる。

高温域生成ベイナイトおよび低温域生成ベイナイト等は、主に灰色で観察され、結晶粒の中に白色もしくは薄い灰色の残留γ等が分散している組織として観察される。従って走査型電子顕微鏡観察によれば、高温域生成ベイナイトおよび低温域生成ベイナイト等には、残留γや炭化物も含まれるため、残留γ等も含めた面積率として算出される。

ポリゴナルフェライトは、結晶粒の内部に上述した白色もしくは薄い灰色の残留γ等を含まない結晶粒として観察される。パーライトは、炭化物とフェライトが層状になった組織として観察される。

鋼板の断面をナイタール腐食すると、炭化物と残留γは、いずれも白色もしくは薄い灰色の組織として観察され、両者を区別することは困難である。これらのうち例えば、セメンタイトのような炭化物は、低温域で生成するほど、ラス間よりもラス内に析出する傾向があるため、炭化物同士の間隔が広い場合は、高温域で生成したと考えられ、炭化物同士の間隔が狭い場合は、低温域で生成したと考えることができる。残留γは、通常ラス間に生成するが、ラスの大きさは組織の生成温度が低くなるほど小さくなるため、残留γ同士の間隔が広い場合は、高温域で生成したと考えられ、残留γ同士の間隔が狭い場合は、低温域で生成したと考えることができる。従って本発明ではナイタール腐食した断面を走査型電子顕微鏡観察し、観察視野内に白色または薄い灰色として観察される残留γ等に着目し、隣接する残留γ等間の中心位置間距離を測定したときに、この平均間隔が１μｍ以上である組織を高温域生成ベイナイト、平均間隔が１μｍ未満である組織を低温域生成ベイナイト等とする。

残留γは、走査型電子顕微鏡観察による組織の同定ができないため、飽和磁化法により体積率を測定する。この体積率の値はそのまま面積率と読み替えることができる。飽和磁化法による詳細な測定原理は、「Ｒ＆Ｄ神戸製鋼技報、Ｖｏｌ．５２、Ｎｏ．３、２００２年、ｐ．４３〜４６」を参照すれば良い。

このように残留γの体積率は飽和磁化法で測定しているのに対し、高温域生成ベイナイトおよび低温域生成ベイナイト等の面積率は走査型電子顕微鏡観察で残留γを含めて測定しているため、これらの合計は１００％を超える場合がある。

ＭＡ混合相は、鋼板の圧延方向に平行な断面のうち、板厚の１／４位置をレペラー腐食し、倍率１０００倍程度で光学顕微鏡観察すれば、白色組織として観察されるため、この結果に基づいて上記円相当直径が５μｍを超えるＭＡ混合相の個数割合を算出すればよい。

以上、本発明を最も特徴付けるめっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に向けての層構成について説明した。

次に、本発明に用いられる素地鋼板の成分組成について説明する。

上記素地鋼板は、Ｃ：０．１０〜０．５％、Ｓｉ：１．０〜３％、Ｍｎ：１．５〜８％、Ａｌ：０．００５〜３％、Ｐ：０％超０．１％以下、Ｓ：０％超０．０５％以下、およびＮ：０％超０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる。

Ｃは、鋼板の強度を高めると共に、残留γを生成させるために必要な元素である。本発明では、Ｃ量は０．１０％以上、好ましくは０．１３％以上、より好ましくは０．１５％以上である。しかし、Ｃを過剰に含有すると溶接性が低下する。従ってＣ量は０．５％以下、好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下とする。

Ｓｉは、固溶強化元素として鋼板の高強度化に寄与する他、１００〜５４０℃の温度範囲での保持中に（オーステンパ処理中に）炭化物が析出するのを抑制し、残留γを効果的に生成させるうえで大変重要な元素である。本発明では、Ｓｉ量は１．０％以上、好ましくは１．１％以上、より好ましくは１．２％以上である。しかしＳｉを過剰に含有すると、焼鈍での加熱、均熱時にγ相への逆変態が起こらず、ポリゴナルフェライトが多量に残存し、強度不足になる。また、熱間圧延の際に鋼板表面にＳｉスケールを発生して鋼板の表面性状を悪化させる。従ってＳｉ量は３％以下、好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下である。

Ｍｎは、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを得るために必要な元素である。またＭｎは、γを安定化させて残留γを生成させるのにも有効に作用する元素である。本発明では、Ｍｎ量は１．５％以上、好ましくは１．８％以上、より好ましくは２．０％以上とする。しかしＭｎを過剰に含有すると、ベイナイトのうち、高温域生成ベイナイトの生成が著しく抑制される。また、Ｍｎの過剰添加は、溶接性の劣化や偏析による加工性の劣化を招く。従ってＭｎ量は８％以下、好ましくは７％以下、より好ましくは６％以下、更に好ましくは５．０％以下、特に好ましくは３％以下とする。

Ａｌは、Ｓｉと同様、オーステンパ処理中に炭化物が析出するのを抑制し、残留γを生成させるのに寄与する元素である。またＡｌは、製鋼工程で脱酸剤として作用する元素である。本発明では、Ａｌ量は０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０３％以上とする。しかしＡｌを過剰に含有すると、鋼板中の介在物が多くなり過ぎて延性が劣化する。従ってＡｌ量は３％以下、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１％以下、更に好ましくは０．５％以下、特に好ましくは０．２％以下とする。

Ｐは、鋼に不可避的に含まれる不純物元素であり、Ｐ量が過剰になると鋼板の溶接性が劣化する。従ってＰ量は０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下である。Ｐ量はできるだけ少ない方が良いが、０％にすることは工業的に困難である。

Ｓは、上記Ｐと同様、鋼に不可避的に含まれる不純物元素であり、Ｓ量が過剰になると鋼板の溶接性が劣化する。また、Ｓは鋼板中に硫化物系介在物を形成し、これが増大すると加工性が低下する。本発明では、Ｓ量は０．０５％以下、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下である。Ｓ量はできるだけ少ない方が良いが、０％にすること工業的に困難である。

Ｎは、上記Ｐと同様、鋼に不可避的に含まれる不純物元素であり、Ｎを過剰に含有すると、窒化物が多量に析出して伸び、穴拡げ性、および曲げ性の劣化を引き起こす。本発明では、Ｎ量は０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下である。Ｎ量はできるだけ少ない方が良いが、０％にすること工業的に困難である。

本発明に係る高強度鋼板は、上記成分組成を満足するものであり、残部成分は鉄および上記Ｐ、Ｓ、Ｎ以外の不可避不純物である。

上記不可避不純物としては、例えば、Ｏ（酸素）や、例えば、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｓｎなどのトランプ元素などが含まれる。

上記不可避不純物のうち、Ｏは、例えば、０％超０．０１％以下であることが好ましい。

Ｏは、過剰に含有すると伸び、穴拡げ性、および曲げ性の低下を招く元素である。従ってＯ量は０．０１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下、更に好ましくは０．００５％以下である。

本発明の鋼板は、更に他の元素として、
（ａ）Ｃｒ：０％超１％以下、Ｍｏ：０％超１％以下、およびＢ：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種の元素、
（ｂ）Ｔｉ：０％超０．２％以下、Ｎｂ：０％超０．２％以下、およびＶ：０％超０．２％以下よりなる群から選択される少なくとも一種の元素、
（ｃ）Ｃｕ：０％超１％以下、およびＮｉ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種の元素、
（ｄ）Ｃａ：０％超０．０１％以下、Ｍｇ：０％超０．０１％以下、および希土類元素：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種の元素、
等を含有しても良い。

（ａ）Ｃｒ、Ｍｏ、およびＢは、上記Ｍｎと同様、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを得るために有効に作用する元素であり、これらの元素は、単独で添加してもよいし、二種以上を用いてもよい。こうした作用を有効に発揮させるには、ＣｒとＭｏは、夫々単独で、０．１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．２％以上である。Ｂは０．０００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００１％以上である。しかし上記元素を過剰に含有すると、ベイナイトのうち、高温域生成ベイナイトの生成が著しく抑制される。また、過剰な添加はコスト高となる。特に、Ｂを過剰に含有すると、鋼板中にホウ化物を生成して延性を劣化させる。従ってＣｒとＭｏは、夫々１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。ＣｒとＭｏを併用する場合は、合計量を１．５％以下とすることが推奨される。Ｂ量は０．０１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００４％以下である。

（ｂ）Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、鋼板中に炭化物や窒化物等の析出物を形成し、鋼板を強化するのに作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、夫々単独で、０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。しかし過剰に含有すると、粒界に炭化物が析出し、鋼板の穴拡げ性や曲げ性が劣化する。従って本発明では、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、夫々単独で、０．２％以下であることが好ましく、より好ましくは０．１８％以下、更に好ましくは０．１５％以下である。Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、夫々単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる２種以上の元素を含有させてもよい。

（ｃ）ＣｕとＮｉは、γを安定化させて残留γを生成させるのに有効に作用する元素である。これらの元素は、単独で、或いは併用できる。こうした作用を有効に発揮させるには、ＣｕとＮｉは、夫々単独で０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１％以上である。しかしＣｕとＮｉを過剰に含有すると、熱間加工性が劣化する。従って本発明では、ＣｕとＮｉは、夫々単独で１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。なお、Ｃｕを１％を超えて含有させると熱間加工性が劣化するが、Ｎｉを添加すれば熱間加工性の劣化は抑制されるため、ＣｕとＮｉを併用する場合は、コスト高となるが１％を超えてＣｕを添加してもよい。

（ｄ）Ｃａ、Ｍｇ、および希土類元素（ＲＥＭ）は、鋼板中の介在物を微細分散させるのに作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃａ、Ｍｇ、および希土類元素は、夫々単独で、０．０００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００１％以上である。しかし過剰に含有すると、鋳造性や熱間加工性などを劣化させ、製造し難くなる。また、過剰添加は、鋼板の延性を劣化させる原因となる。従って本発明では、Ｃａ、Ｍｇ、および希土類元素は、夫々単独で、０．０１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。Ｃａ、Ｍｇ、および希土類元素は、夫々単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる２種以上の元素を含有させてもよい。

上記希土類元素とは、ＬａからＬｕまでの１５元素であるランタノイド元素、およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味であり、これらの元素のなかでも、Ｌａ、Ｃｅ、およびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよびＣｅよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有させるのがよい。

以上、本発明に用いられる素地鋼板の成分組成について説明した。

次に、本発明に係るめっき鋼板を製造する方法について説明する。

本発明の製造方法は、熱延巻取り後に保温せずに直ちに酸洗する第一の製造方法と、熱延巻取り後に保温してから酸洗する第二の製造方法を含む。保温の有無により、保温を行なわない第一の製造方法と、保温を行なう第二の製造方法とは、熱延巻取温度の下限が相違するが、それ以外の工程は同じである。以下、詳述する。

［第一の製造方法（保温なし）］
本発明に係る第一の製造方法は、熱間圧延工程、酸洗、冷間圧延工程、連続溶融Ｚｎめっきライン［ＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）］での酸化工程、還元工程、冷却工程、およびめっき工程とに大別される。そして本発明の特徴部分は、
上記素地鋼板の鋼中成分を満足する鋼板を、６００℃以上の温度で巻取ることにより内部酸化層を形成した熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗、冷間圧延する工程と、
酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、
（Ｉ）還元帯にて、Ａｃ₃点または７５０℃のうち高い方の温度以上の範囲で均熱し、
均熱後、６００℃までは、平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、１００〜５４０℃を満たす任意の停止温度Ｚまで冷却すると共に、６００℃から、前記停止温度Ｚまたは５００℃のうち高い方の温度までの範囲は前記均熱後、６００℃までの前記平均冷却速度より大きく、且つ平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、前記１００〜５４０℃の温度域で５０秒以上保持する工程、または
（ＩＩ）還元帯にて、Ａｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち高い方の温度以上Ａｃ₃点未満の範囲で均熱し、
均熱後、１００〜５４０℃を満たす任意の停止温度Ｚまで冷却すると共に、前記停止温度Ｚまたは５００℃のうち高い方の温度までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、前記１００〜５４０℃の温度域で５０秒以上保持する工程、
をこの順序で含むところにある。以下、工程順に説明する。

まず、上記素地鋼板の鋼中成分を満足する熱延鋼板を準備する。

熱間圧延は常法に従って行えばよく、例えば、オーステナイト粒の粗大化を防止するために、加熱温度は１１５０〜１３００℃程度とすることが好ましい。

また、仕上げ圧延温度は、おおむね、８５０〜９５０℃に制御することが好ましい。

そして本発明では、熱間圧延後の巻取温度を６００℃以上に制御することが重要である。これにより、素地鋼板表面に内部酸化層を形成させ、かつ脱炭により軟質層も形成するので、めっき後の鋼板に所望とする内部酸化層と軟質層を得ることができるようになる。巻取温度が６００℃未満の場合は、内部酸化層および軟質層が充分に生成されない。また、熱延鋼板の強度が高くなり、冷延性が低下する。巻取温度は、好ましくは６２０℃以上であり、より好ましくは６４０℃以上である。但し、巻取温度が高くなり過ぎると、黒皮スケールが成長し過ぎて、後工程の酸洗で溶解できないため、その上限は７５０℃以下とすることが好ましい。

次に、このようにして得られた熱延鋼板を、内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗、冷間圧延を行なう。これにより、内部酸化層のみならず軟質層も残るため、めっき後に所望とする軟質層も生成させやすくなる。酸洗条件の制御によって内部酸化層の厚さを制御することは公知であり、具体的には、所望とする内部酸化層の厚さを確保できるように、用いる酸洗液の種類や濃度などに応じて、酸洗の温度や時間などを適切に制御すれば良い。

上記酸洗液としては、例えば、塩酸、硫酸、硝酸などの鉱酸を用いることができる。

また、一般に酸洗液の濃度や温度が高く、酸洗時間が長いと、内部酸化層が溶解して薄くなる傾向にある。逆に、酸洗液の濃度や温度が低く、酸洗時間が短いと、酸洗による黒皮スケール層の除去が不充分になる。よって、例えば塩酸を用いる場合、濃度を約３〜２０％、温度を６０〜９０℃、時間を約３５〜２００秒に制御することが推奨される。

なお、酸洗時に用いる酸洗槽の数は特に限定されず、複数の酸洗槽を使用してもよい。また、酸洗液には、例えばアミンなどの酸洗抑制剤、すなわちインヒビターや、酸洗促進剤などを添加してもよい。

酸洗後は、内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように冷間圧延を行なう。冷延条件は、冷延率が約２０〜７０％の範囲に制御することが好ましい。

次に、酸化および還元を行なう。詳細には、まず、酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する。空気比とは、供給される燃焼ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気量に対して、実際に供給される空気量の比を意味する。後述する実施例では、ＣＯガスを使用している。空気比が１より高いと酸素が過剰状態となり、空気比が１より低いと酸素が不足状態となる。

空気比が上記範囲となる雰囲気で酸化することにより、脱炭が促進されるため、所望とする軟質層が形成され、曲げ性が改善される。また、表面にＦｅ酸化膜を生成させることができ、めっき性に有害な上記複合酸化膜などの生成を抑制できる。

空気比が０．９未満では、脱炭が不十分となり、充分な軟質層が形成されないため、曲げ性が劣化する。また、上記Ｆｅ酸化膜の生成が不十分となり、上記複合酸化膜などの生成を抑制できずにめっき性が劣化する。上記空気比は、０．９以上に制御する必要があり、１．０以上に制御することが好ましい。一方、空気比が１．４超と高くなると、Ｆｅ酸化膜が過剰に生成し、次の還元炉で十分に還元できず、めっき性が阻害される。上記空気比は、１．４以下に制御する必要があり、１．２以下に制御することが好ましい。

上記酸化帯では、特に空気比を制御することが重要であり、それ以外の条件は、通常用いられる条件を採用できる。例えば、酸化温度の好ましい下限は５００℃以上であり、より好ましくは７５０℃以上である。また、酸化温度の好ましい上限は９００℃以下であり、より好ましくは８５０℃以下である。

次いで、還元帯にて、Ｆｅ酸化膜を水素雰囲気で還元する。

本発明では、所望とする硬質層を得るため、
上記（Ｉ）に記載のように、オーステナイト単相域であるＡｃ₃点または７５０℃のうち高い方の温度以上の範囲で加熱するか、
上記（ＩＩ）に記載のように、二相域であるＡｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち高い方の温度以上Ａｃ₃点未満の範囲で加熱する必要があり、この温度範囲で均熱処理する。

上記（Ｉ）の場合
均熱温度がＡｃ₃点または７５０℃のうち低い方の温度を下回ると、ポリゴナルフェライトが過剰になる。均熱温度は、好ましくはＡｃ₃点＋１５℃以上である。均熱温度の上限は特に限定されないが、例えば、１０００℃以下が好ましい。

なお、本発明においてＡｃ₃点は、下記式（ｉ）に基づいて算出される。式中［ ］は各元素の含有量（質量％）を表す。含有しない元素の項には、０（ゼロ）を代入して計算する。この式は、「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社発行、Ｗｉｌｌｉａｍ Ｃ． Ｌｅｓｌｉｅ著、ｐ２７３）に記載されている。
Ａｃ₃（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ］^1/2−１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］−｛３０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｃｒ］＋２０×［Ｃｕ］−７００×［Ｐ］−４００×［Ａｌ］−１２０×［Ａｓ］−４００×［Ｔｉ］｝ ・・・（ｉ）

上記還元炉では、特に均熱温度を制御することが重要であり、それ以外の条件は、通常用いられる条件を採用できる。

還元帯の雰囲気は、例えば、水素と窒素を含み、水素濃度は約５〜２５体積％の範囲に制御することが好ましい。

また、露点は、例えば、−３０〜−６０℃に制御することが好ましい。

また、均熱処理時の保持時間は特に限定されず、例えば１０〜１００秒程度、特に１０〜８０秒程度に制御することが好ましい。

均熱後は、６００℃までは、平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、１００〜５４０℃を満たす任意の停止温度Ｚまで冷却すると共に、６００℃から、前記停止温度Ｚまたは５００℃のうち高い方の温度までの範囲は前記均熱後、６００℃までの前記平均冷却速度より大きく、且つ平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、前記１００〜５４０℃の温度域で５０秒以上保持する。

均熱後、６００℃までの温度範囲における平均冷却速度を制御することによって、軟質なポリゴナルフェライトを所定量生成させることができる。上記６００℃までの平均冷却速度は、０℃／秒超に制御する必要があり、好ましくは２℃／秒以上である。上記６００℃までの平均冷却速度の上限は、ポリゴナルフェライトの生成量を確保するため、２０℃／秒以下とする必要がある。上記６００℃までの平均冷却速度は、好ましくは１５℃／秒以下、より好ましくは１０℃／秒以下である。

また、６００℃から上記停止温度Ｚまたは５００℃のうち高い方の温度までの平均冷却速度を制御することによって、ポリゴナルフェライトの過剰な生成を抑制でき、低温変態生成相の生成量を確保できる。上記６００℃からの平均冷却速度は、１０℃／秒以上に制御する必要があり、好ましくは２０℃／秒以上である。上記６００℃からの平均冷却速度の上限は特に限定されないが、素地鋼板温度の制御のし易さや、設備コストなどを考慮すると、おおむね、１００℃／秒以下が好ましい。上記６００℃からの平均冷却速度は、より好ましくは５０℃／秒以下、更に好ましくは３０℃／秒以下である。

上記均熱後、６００℃まで冷却するときの速度を平均徐冷速度、６００℃から上記停止温度Ｚまたは５００℃のうち高い方の温度まで冷却するときの速度を平均急冷速度としたとき、平均急冷速度を平均徐冷速度よりも大きくする必要があり、ポリゴナルフェライトの生成を促進できる。

上記（ＩＩ）の場合
均熱温度がＡｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち低い方の温度を下回ると、ポリゴナルフェライトが過剰になる。均熱温度は、好ましくはＡｃ₁点＋２５℃以上である。均熱温度の上限は、二相域で均熱するために、Ａｃ₃点未満とする。均熱温度の好ましい上限は、Ａｃ₃点−１０℃以下である。

なお、本発明においてＡｃ₁点は、下記式（ｉｉ）に基づいて算出される。式中［ ］は各元素の含有量（質量％）を表す。含有しない元素の項には、０（ゼロ）を代入して計算する。この式は、「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社発行、Ｗｉｌｌｉａｍ Ｃ． Ｌｅｓｌｉｅ著、ｐ２７３）に記載されている。
Ａｃ₁（℃）＝７２３＋２９．１×［Ｓｉ］−１０．７×［Ｍｎ］＋１６．９×［Ｃｒ］−１６．９×［Ｎｉ］＋２９０×［Ａｓ］＋６．３８×［Ｗ］ ・・・（ｉｉ）

均熱後は、１００〜５４０℃を満たす任意の停止温度Ｚまで冷却すると共に、前記停止温度Ｚまたは５００℃のうち高い方の温度までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、前記１００〜５４０℃の温度域で５０秒以上保持する。

上記均熱後の平均冷却速度を制御することによって、ポリゴナルフェライトの過剰な生成を抑制でき、低温変態生成相の生成量を確保できる。上記均熱後の平均冷却速度は、１０℃／秒以上に制御する必要があり、好ましくは２０℃／秒以上である。上記均熱後の平均冷却速度の上限は特に限定されないが、素地鋼板温度の制御のし易さや、設備コストなどを考慮すると、おおむね、１００℃／秒以下が好ましい。上記均熱後の平均冷却速度は、より好ましくは５０℃／秒以下、更に好ましくは３０℃／秒以下である。

上記（Ｉ）、（ＩＩ）において、上記１００〜５４０℃を満たす任意の停止温度Ｚまで冷却した後は、該１００〜５４０℃の温度域で５０秒以上保持する。この温度域で５０秒以上保持することにより、上記低温変態生成相を生成させることができる。上記温度域での保持時間は、好ましくは６０秒以上、より好ましくは７０秒以上である。上記温度域での保持時間の上限は特に限定されないが、例えば、好ましくは１５００秒以下、より好ましくは１４００秒以下、更に好ましくは１３００秒以下である。

上記１００〜５４０℃を満たす任意の停止温度Ｚまで冷却し、この１００〜５４０℃の温度域で保持するときの具体的な条件は特に限定されず、停止温度Ｚで恒温保持してもよいし、この温度域の範囲内において、保持温度が異なる２段階以上となるように恒温保持を行なってもよい。また、停止温度Ｚまで急冷した後、冷却速度を変更し、この温度域の範囲内で所定時間かけて冷却してもよいし、この温度域の範囲内で所定時間かけて加熱してもよい。また、この温度域の範囲内で、冷却と加熱を適宜繰り返してもよい。また、冷却速度が異なる二段以上の多段冷却を行なってもよいし、昇温速度が異なる二段以上の多段加熱を行なってもよい。

上記（Ｃ６−１）のように、上記低温変態生成相が、上記高温域生成ベイナイトを含み、該高温域生成ベイナイトが、上記金属組織全体に対して１０面積％超８５面積％以下であり、上記低温域生成ベイナイトおよび上記焼戻しマルテンサイトを含んでもよく、上記低温域生成ベイナイトおよび上記焼戻しマルテンサイトの合計は、上記金属組織全体に対して０面積％以上１０面積％未満の素地鋼板を製造するには、
上記（Ｉ）における上記均熱後、６００℃まで平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、前記均熱後、６００℃までの前記平均冷却速度より大きく、且つ下記（ａ１）を満足するか、
上記（ＩＩ）における上記均熱後、下記（ａ１）を満足することが好ましい。

（ａ１）４２０℃以上５００℃以下を満たす任意の停止温度Ｚ_a1まで冷却すると共に、５００℃までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、前記４２０〜５００℃の温度域で５０秒以上保持する。

上記冷却停止温度Ｚ_a1を、４２０℃以上５００℃以下とし、この温度域で５０秒以上保持することによって、低温変態生成相のなかでも、高温域生成ベイナイトを主に生成させることができる。上記冷却を停止する温度の下限は、より好ましくは４３０℃以上である。上記冷却を停止する温度の上限は、より好ましくは４８０℃以下であり、更に好ましくは４６０℃以下である。

上記温度域での保持時間は、より好ましくは７０秒以上、更に好ましくは１００秒以上、特に好ましくは２００秒以上である。上記温度域での保持時間の上限は特に限定されないが、例えば、好ましくは１５００秒以下、より好ましくは１４００秒以下、更に好ましくは１３００秒以下である。

また、上記５００℃までの平均冷却速度を制御することによって、高温域生成ベイナイトの生成を促進できる。上記５００℃までの平均冷却速度は、１０℃／秒以上に制御することが好ましく、より好ましくは２０℃／秒以上である。上記５００℃までの平均冷却速度の上限は特に限定されないが、素地鋼板温度の制御のし易さや、設備コストなどを考慮すると、おおむね、１００℃／秒以下に制御することが好ましい。上記５００℃までの平均冷却速度は、より好ましくは５０℃／秒以下であり、更に好ましくは３０℃／秒以下である。

上記（Ｃ６−２）のように、上記低温変態生成相が、上記高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトを含み、上記高温域生成ベイナイトは、上記金属組織全体に対して１０〜７５面積％であり、上記低温域生成ベイナイトおよび上記焼戻しマルテンサイトの合計は、上記金属組織全体に対して１０〜７５面積％である素地鋼板を製造するには、
上記（Ｉ）における上記均熱後、６００℃まで平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、前記均熱後、６００℃までの前記平均冷却速度より大きく、且つ下記（ａ２）、（ｂ）、（ｃ１）のいずれかを満足するか、
上記（ＩＩ）における上記均熱後、下記（ａ２）、（ｂ）、（ｃ１）のいずれかを満足することが好ましい。

（ａ２）３８０℃以上４２０℃未満を満たす任意の停止温度Ｚ_a2まで冷却すると共に、５００℃までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、前記３８０℃以上４２０℃未満の温度域で５０秒以上保持する。

上記冷却停止温度Ｚ_a2を、３８０℃以上４２０℃未満とし、この温度域で５０秒以上保持することによって、低温変態生成相として、高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトを生成させることができる。即ち、４００℃前後の温度で保持することによって、上述した残留γ同士、炭化物同士、或いは残留γと炭化物の間隔がおおよそ１μｍ前後となるように分散する。残留γや炭化物は、球状ではなく、枕のような塊になって析出している。そのため、観察断面では、残留γと炭化物の方向が一定になっていないため、残留γ同士、炭化物同士、或いは残留γと炭化物の間隔を測定すると、平均間隔が１μｍ以上の高温域生成ベイナイトと平均間隔が１μｍ未満の低温域生成ベイナイトが混在した状態となる。上記冷却を停止する温度の下限は、より好ましくは３９０℃以上である。上記冷却を停止する温度の上限は、より好ましくは４１０℃以下である。

上記温度域での保持時間は、より好ましくは７０秒以上、更に好ましくは１００秒以上、特に好ましくは２００秒以上である。上記温度域での保持時間の上限は特に限定されないが、例えば、好ましくは１５００秒以下、より好ましくは１４００秒以下、更に好ましくは１３００秒以下である。

（ｂ）下記式（１）を満たす任意の停止温度Ｚ_bまで冷却すると共に、前記停止温度Ｚ_bまたは５００℃のうち高い方の温度までの範囲は平均冷却速度を１０℃／秒以上で冷却し、下記式（１）を満たす温度域Ｔ１で１０〜１００秒間保持し、次いで、下記式（２）を満たす温度域Ｔ２に冷却し、この温度域Ｔ２で５０秒以上保持する。
４００≦Ｔ１（℃）≦５４０ ・・・（１）
２００≦Ｔ２（℃）＜４００ ・・・（２）

上記式（１）を満たす任意の温度Ｚ_bまで冷却した後は、上記Ｔ１温度域で１０〜１００秒間保持した後、上記式（２）を満たすＴ２温度域で５０秒以上保持してもよい。Ｔ１温度域とＴ２温度域に保持する時間を夫々適切に制御することによって、高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等を所定量ずつ生成させることができる。具体的には、Ｔ１温度域で所定時間保持することにより、高温域生成ベイナイトの生成量を制御でき、Ｔ２温度域で所定時間保持するオーステンパ処理によって、未変態オーステナイトを低温域生成ベイナイト、またはマルテンサイトに変態させると共に、炭素をオーステナイトへ濃化させて残留γを生成させ、本発明で規定する金属組織を生成させることができる。

また、Ｔ１温度域における保持と、Ｔ２温度域における保持を組み合わせることにより、ＭＡ混合相の生成を抑制できる効果も発揮される。このメカニズムは、次のように考えられる。一般的に、ＳｉやＡｌを添加すると、炭化物の析出が抑制されるため、鋼中にはフリーな炭素が存在することとなり、オーステンパ処理ではベイナイト変態と共に炭素が未変態オーステナイトへ濃化する現象が認められる。炭素が未変態オーステナイトへ濃化することにより、残留γを多く生成させることができる。

ここで炭素が未変態オーステナイトへ濃化する現象について説明する。炭素の濃化量は、ポリゴナルフェライトとオーステナイトの自由エネルギーが等しくなるＴｏ線で示される濃度までに制限されるため、ベイナイト変態も停止することが知られている。厳密には、Ｔｏ線より少しずれた濃度でベイナイト変態は停止する。このＴｏ線は、温度が高いほど低炭素濃度側になることから、オーステンパ処理を比較的高温で行うと、処理時間を長くしてもベイナイト変態がある程度のところで停止してしまう。このとき未変態のオーステナイトの安定性は低いため、粗大なＭＡ混合相が生成する。

そこで本発明では、上記Ｔ１温度域で保持した後、上記Ｔ２温度域で保持することにより未変態オーステナイトへのＣ濃度の許容量を多くすることができるため、高温域よりも低温域の方が、ベイナイト変態が進行し、ＭＡ混合相が小さくなる。また、上記Ｔ１温度域で保持する場合に比べて、上記Ｔ２温度域で保持する場合は、ラス状組織のサイズが小さくなるため、ＭＡ混合相が存在したとしても、ＭＡ混合相自体も細分化され、ＭＡ混合相を小さくできる。更に、Ｔ１温度域で所定時間保持した後、Ｔ２温度域で保持しているため、Ｔ２温度域での保持を開始した時点で、既に高温域生成ベイナイトが生成している。従ってＴ２温度域では、高温域生成ベイナイトがきっかけとなり、低温域生成ベイナイトの変態が促進されるため、オーステンパ処理の時間を短縮できるという効果も発揮される。

本発明において、上記式（１）で規定するＴ１温度域は、具体的には、４００℃以上５４０℃以下とする。このＴ１温度域で所定時間保持することによって、高温域生成ベイナイトを生成させることができる。即ち、５４０℃を超える温度域で保持すると、高温域生成ベイナイトの生成が抑制され、その反面、ポリゴナルフェライトが過剰に生成し、また擬似パーライトが生成するため、所望の特性が得られない。従ってＴ１温度域の上限は好ましくは５４０℃以下、より好ましくは５２０℃以下、更に好ましくは５００℃以下である。一方、保持温度が４００℃を下回ると、高温域生成ベイナイトが生成しないため、伸びが低下して加工性を改善できない。従ってＴ１温度域の下限は、好ましくは４００℃以上、より好ましくは４２０℃以上である。

上記Ｔ１温度域で保持する時間は、好ましくは１０〜１００秒とする。保持時間が１００秒を超えると、高温域生成ベイナイトが過剰に生成するため、後述するように、上記Ｔ２温度域で所定時間保持しても低温域生成ベイナイト等の生成量を確保できない。従って強度と加工性を両立させることができない。また、Ｔ１温度域で長時間保持すると、炭素がオーステナイト中に濃化し過ぎるため、Ｔ２温度域でオーステンパ処理しても粗大なＭＡ混合相が生成し、加工性が劣化する。従って保持時間は１００秒以下とし、好ましくは９０秒以下、より好ましくは８０秒以下である。しかしＴ１温度域での保持時間が短過ぎると高温域生成ベイナイトの生成量が少なくなるため、伸びが低下し、加工性を改善できない。従ってＴ１温度域での保持時間は１０秒以上とし、好ましくは１５秒以上、より好ましくは２０秒以上、更に好ましくは３０秒以上である。

本発明において、Ｔ１温度域での保持時間とは、鋼板の表面温度が、Ｔ１温度域の上限温度に到達した時点から、Ｔ１温度域の下限温度に到達するまでの時間を意味する。

上記式（１）を満たすＴ１温度域で保持するには、例えば、図６の（ｉ）〜（ｉｉｉ）に示すヒートパターンを採用すればよい。

図６の（ｉ）は、均熱後、上記式（１）を満たす任意の温度Ｚ_bまで急冷した後、この温度Ｚ_bで所定時間恒温保持する例であり、恒温保持後、上記式（２）を満足する任意の温度まで冷却している。図６（ｉ）には、一段階の恒温保持を行った場合について示しているがこれに限定されず、Ｔ１温度域の範囲内であれば、保持温度が異なる２段階以上の恒温保持を行ってもよい。

図６の（ｉｉ）は、均熱後、上記式（１）を満たす任意の温度Ｚ_bまで急冷した後、冷却速度を変更し、Ｔ１温度域の範囲内で所定時間かけて冷却した後、再度冷却速度を変更して上記式（２）を満足する任意の温度まで冷却する例である。図６（ｉｉ）には、Ｔ１温度域の範囲内で所定時間かけて冷却した場合を示しているが、本発明はこれに限定されず、Ｔ１温度域の範囲内であれば、所定時間かけて加熱する工程を含んでいても良いし、冷却と加熱を適宜繰り返してもよい。また、図６（ｉｉ）に示すように一段冷却ではなく、冷却速度が異なる二段以上の多段冷却を行ってもよい。また、一段加熱や、二段以上の多段加熱を行なってもよい（図示せず）。

図６の（ｉｉｉ）は、均熱後、上記式（１）を満たす任意の温度Ｚ_bまで急冷した後、冷却速度を変更し、上記式（２）を満足する任意の温度までを、同じ冷却速度で徐冷する例である。このように徐冷する場合であっても、Ｔ１温度域内での滞留時間が１０〜１００秒であればよい。

本発明は図６の（ｉ）〜（ｉｉｉ）に示したヒートパターンに限定する趣旨ではなく、本発明の要件を満足する限り、上記以外のヒートパターンを適宜採用できる。

本発明において、上記式（２）で規定するＴ２温度域は、具体的には、好ましくは２００℃以上４００℃未満とする。この温度域で所定時間保持することにより、上記Ｔ１温度域で変態しなかった未変態オーステナイトを、低温域生成ベイナイト、またはマルテンサイトに変態させることができる。また、充分な保持時間を確保することによりベイナイト変態が進行して、最終的に残留γが生成し、ＭＡ混合相も細分化される。このマルテンサイトは、変態直後は焼入れマルテンサイトとして存在するが、Ｔ２温度域で保持している間に焼戻され、焼戻しマルテンサイトとして残留する。この焼戻しマルテンサイトは、マルテンサイト変態が起こる温度域で生成する低温域生成ベイナイトと同等の特性を示す。しかし４００℃以上で保持すると、粗大なＭＡ混合相が生成するため、伸びや局所変形能が低下して加工性を改善できない。従ってＴ２温度域は、好ましくは４００℃未満、より好ましくは３９０℃以下、更に好ましくは３８０℃以下である。一方、２００℃を下回る温度で保持しても低温域生成ベイナイトが生成しないため、オーステナイト中の炭素濃度が低くなり、残留γ量を確保できず、さらに焼入れマルテンサイトが多く生成するので、強度が高くなり、伸びおよび局所変形能が悪くなる。また、オーステナイト中の炭素濃度が低くなり、残留γ量を確保できないため、伸びを高めることができない。従ってＴ２温度域の下限は、好ましくは２００℃以上、より好ましくは２５０℃以上、更に好ましくは２８０℃以上である。

上記式（２）を満たすＴ２温度域で保持する時間は、好ましくは５０秒以上とする。保持時間が５０秒を下回ると、低温域生成ベイナイト等の生成量が少なくなり、オーステナイト中の炭素濃度が低くなって残留γ量を確保できず、さらに焼入れマルテンサイトが多く生成するので、強度が高くなり、伸びおよび局所変形能が悪くなる。また、炭素の濃化が促進されないため、残留γ量が少なくなり、伸びを改善できない。また、上記Ｔ１温度域で生成したＭＡ混合相を微細化できないため、局所変形能を改善できない。従って保持時間は、好ましくは５０秒以上、より好ましくは７０秒以上、更に好ましくは１００秒以上、特に好ましくは２００秒以上とする。保持時間の上限は特に限定されないが、長時間保持すると生産性が低下するほか、濃化した炭素が炭化物として析出して残留γを生成させることができず、伸びの低下を招き、加工性が劣化する。従って保持時間の上限は、例えば１８００秒以下とすればよい。

本発明において、Ｔ２温度域での保持時間とは、鋼板の表面温度が、Ｔ２温度域の上限温度に到達した時点から、Ｔ２温度域の下限温度に到達するまでの時間を意味する。

上記Ｔ２温度域で保持する方法は、Ｔ２温度域での滞留時間が５０秒以上となれば特に限定されず、上記図６に示したＴ１温度域内におけるヒートパターンのように、恒温保持してもよいし、Ｔ２温度域内で冷却または加熱してもよい。また、異なる保持温度で多段階保持を行ってもよい。

（ｃ１）下記式（３）を満たす任意の停止温度Ｚ_c1またはＭｓ点まで冷却すると共に、５００℃までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、下記式（３）を満たす温度域Ｔ３で５〜１８０秒間保持し、次いで、下記式（４）を満たす温度域Ｔ４に加熱し、この温度域Ｔ４で３０秒以上保持する。
１００≦Ｔ３（℃）＜４００ ・・・（３）
４００≦Ｔ４（℃）≦５００ ・・・（４）

なお、上記Ｍｓ点は、下記式（ｉｉｉ）に基づいて算出される。式中［ ］は各元素の含有量（質量％）を表す。含有しない元素の項には、０（ゼロ）を代入して計算する。この式は、「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社発行、Ｗｉｌｌｉａｍ Ｃ． Ｌｅｓｌｉｅ著、ｐ２３１）に記載の式をもとに、ポリゴナルフェライト分率を考慮した式である。下記式（ｉｉｉ）において、Ｖｆはポリゴナルフェライト分率（面積％）を表すが、ポリゴナルフェライト分率を製造中に直接測定することは困難なため、別途、加熱、均熱から冷却までの焼鈍パターンを再現したサンプルを作製し、該サンプル中のフェライト分率を測定し、このフェライト分率を下記Ｖｆに代入すればよい。
Ｍｓ（℃）＝５６１−４７４×［Ｃ］／（１−Ｖｆ／１００）−３３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１×［Ｍｏ］ ・・・（ｉｉｉ）

上記均熱した後は、図７に示すように、上記式（３）を満たす任意の温度Ｚ_c1またはＭｓ点まで平均冷却速度１０℃／秒以上で急冷することが好ましい。均熱後、上記式（３）を満たす任意の温度Ｚ_c1またはＭｓ点までの範囲を急冷することにより、オーステナイトがポリゴナルフェライトに変態するのを抑制し、低温域生成ベイナイトやマルテンサイトを所定量生成させることができる。この区間の平均冷却速度は、より好ましくは１５℃／秒以上である。上記区間の平均冷却速度の上限は特に限定されないが、例えば、１００℃／秒程度であればよい。

上記式（３）を満たす任意の温度Ｚ_c1またはＭｓ点まで冷却した後は、図７に示すように、上記式（３）を満たすＴ３温度域で５〜１８０秒間保持した後、上記式（４）を満たすＴ４温度域に加熱し、このＴ４温度域で３０秒以上保持する。

本発明において、Ｔ３温度域での保持時間とは、均熱後、鋼板の表面温度が、４００℃を下回った時点から、Ｔ３温度域で保持した後に加熱を開始し、鋼板の表面温度が、４００℃に到達するまでの時間を意味する。従って、本発明では、後述するように、Ｔ４温度域で保持した後、室温まで冷却しているため、鋼板はＴ３温度域を再度通過することとなるが、本発明では、この冷却時に通過する時間は、Ｔ３温度域における滞在時間に含めていない。この冷却時には、変態は殆ど完了しているため、低温域生成ベイナイトは生成しないからである。

また、Ｔ４温度域での保持時間とは、Ｔ３温度域で保持した後に加熱し、鋼板の表面温度が、４００℃となる時点から、Ｔ４温度域で保持した後に冷却を開始し、鋼板の表面温度が、４００℃に到達するまでの時間を意味する。従って、本発明では、上述したように、均熱後、Ｔ３温度域へ冷却する途中で、Ｔ４温度域を通過しているが、本発明では、この冷却時に通過する時間は、Ｔ４温度域における滞在時間に含めていない。この冷却時には、滞在時間が短過ぎるため、変態は殆ど起こらず、高温域生成ベイナイトは生成しないからである。

本発明では、Ｔ３温度域とＴ４温度域に保持する時間を夫々適切に制御することによって、高温域生成ベイナイトを所定量生成させることができる。具体的には、Ｔ３温度域で所定時間保持することにより、未変態オーステナイトを低温域生成ベイナイト、ベイニティックフェライト、またはマルテンサイトに変態させ、Ｔ４温度域で所定時間保持してオーステンパ処理を行うことによって、さらに未変態オーステナイトを高温域生成ベイナイトとベイニティックフェライトへと変態させ、その生成量を制御するとともに、炭素をオーステナイトへ濃化させて残留γを生成させることで、本発明で規定する金属組織を生成させることができる。

また、Ｔ３温度域で保持した後、Ｔ４温度域で保持することにより、ＭＡ混合相を微細化できる効果も発揮される。即ち、所定の温度で均熱した後、平均冷却速度１０℃／秒以上でＴ３温度域における任意の温度Ｚ_c1またはＭｓ点まで急冷し、このＴ３温度域で保持することによって、マルテンサイトや低温域生成ベイナイトが生成するため、未変態部が微細化し、また未変態部への炭素濃化も適度に抑制されるため、ＭＡ混合相が微細化する。

本発明において、上記式（３）で規定するＴ３温度域は，具体的には、好ましくは１００℃以上、４００℃未満とする。この温度域で所定時間保持することにより、未変態オーステナイトを、低温域生成ベイナイト、ベイニティックフェライト、またはマルテンサイトに変態させることができる。また、充分な保持時間を確保することによりベイナイト変態が進行して、最終的に残留γが生成し、ＭＡ混合相も細分化される。このマルテンサイトは、変態直後は焼入れマルテンサイトとして存在するが、後述するＴ４温度域で保持している間に焼戻され、焼戻しマルテンサイトとして残留する。この焼戻しマルテンサイトは、鋼板の伸び、穴拡げ性、または曲げ性のいずれにも悪影響を及ぼさない。しかし４００℃以上（但し、Ｍｓ点が４００℃未満の場合はＭｓ点以上）で保持すると、低温域生成ベイナイトやマルテンサイトが生成せず、ベイナイト組織を複合化できない。また、粗大なＭＡ混合相が生成するため、ＭＡ混合相を微細化できず、局所変形能が低下して曲げ性や穴拡げ性を改善できない。従ってＴ３温度域は、好ましくは４００℃未満（Ｍｓ点が４００℃より低い場合はＭｓ点以下）とする。Ｔ３温度域は、より好ましくは３９０℃以下（但し、Ｍｓ点−１０℃が３９０℃より低い場合はＭｓ点−１０℃以下）、更に好ましくは３８０℃以下（但し、Ｍｓ点−２０℃が３８０℃より低い場合はＭｓ点−２０℃以下）である。一方、１００℃を下回る温度で保持しても、マルテンサイト分率が多く成り過ぎるため、加工性が劣化する。また、１００℃を下回る温度で保持しても低温域生成ベイナイトは生成するが、上記のようにマルテンサイトの分率が多くなりすぎ、低温域生成ベイナイト等の分率が多くなるので、加工性が劣化する。従ってＴ３温度域の下限は、好ましくは１００℃以上とする。Ｔ３温度域は、より好ましくは１１０℃以上、更に好ましくは１２０℃以上である。

上記式（３）を満たすＴ３温度域で保持する時間は、好ましくは５〜１８０秒とする。保持時間が５秒を下回ると、低温域生成ベイナイトの生成量が少なくなり、ベイナイト組織の複合化や、ＭＡ混合相の微細化が図れないため、穴拡げ性や曲げ性などが低下する。従って保持時間は、好ましくは５秒以上、より好ましくは１０秒以上、更に好ましくは２０秒以上、特に好ましくは４０秒以上とする。しかし保持時間が１８０秒を超えると、低温域生成ベイナイトが過剰に生成する傾向があり、後述するように、Ｔ４温度域で所定時間保持しても高温域生成ベイナイト等の生成量を確保できにくくなる。従って伸びが低下する。従って保持時間は、好ましくは１８０秒以下、より好ましくは１５０秒以下、更に好ましくは１２０秒以下、特に好ましくは８０秒以下とする。

上記式（３）を満たすＴ３温度域で保持する方法は、Ｔ３温度域での滞留時間が上述した範囲であれば特に限定されず、例えば、図７の（ｉｖ）〜（ｖｉ）に示すヒートパターンを採用すればよい。但し、本発明はこれに限定する趣旨ではなく、本発明の要件を満足する限り、上記以外のヒートパターンを適宜採用できる。

図７の（ｉｖ）は、均熱後、上記式（３）を満たす任意の温度Ｚ_c1まで急冷した後、この温度Ｚ_c1で所定時間恒温保持する例であり、恒温保持後、上記式（４）を満足する任意の温度まで加熱している。図７の（ｉｖ）では、一段階の恒温保持を行った場合について示しているが、本発明はこれに限定されず、Ｔ３温度域の範囲内であれば、保持温度が異なる２段階以上の恒温保持を行ってもよい（図示せず）。

図７の（ｖ）は、均熱後、上記式（３）を満たす任意の温度Ｚ_c1まで急冷した後、冷却速度を変更し、Ｔ３温度域の範囲内で所定時間かけて冷却した後、上記（４）式を満足する任意の温度まで加熱する例である。図７の（ｖ）では、一段階の冷却を行った場合について示しているが、本発明はこれに限定されず、冷却速度が異なる二段以上の多段冷却を行ってもよい（図示せず）。

図７の（ｖｉ）は、均熱後、上記式（３）を満たす任意の温度Ｚ_c1まで急冷した後、Ｔ３温度域の範囲内で所定時間かけて加熱し、上記式（４）を満足する任意の温度まで加熱する例である。図７の（ｖｉ）では、一段階の加熱を行った場合について示しているが、本発明はこれに限定されず、昇温速度が異なる二段以上の多段加熱を行ってもよい（図示せず）。

本発明において、上記式（４）で規定するＴ４温度域は、具体的には、好ましくは４００℃以上、５００℃以下とする。この温度域で所定時間保持することによって、高温域生成ベイナイトとベイニティックフェライトを生成させることができる。即ち、５００℃を超える温度域で保持すると、軟質なポリゴナルフェライトや擬似パーライトなどが所定量を超えて存在し、所望の特性が得られない。従ってＴ４温度域の上限は、好ましくは５００℃以下、より好ましくは４９０℃以下、更に好ましくは４８０℃以下とする。一方、Ｔ４温度域における保持温度が、４００℃を下回ると、高温域生成ベイナイトが生成しないため、伸びが低下する。従ってＴ４温度域の下限は、好ましくは４００℃以上、より好ましくは４２０℃以上、更に好ましくは４２５℃以上とする。

上記式（４）を満たすＴ４温度域で保持する時間は、好ましくは３０秒以上とする。本発明によれば、Ｔ４温度域における保持時間を３０秒程度としても、予め上記Ｔ３温度域で所定時間保持して低温域生成ベイナイト等を生成させているため、低温域生成ベイナイト等が高温域生成ベイナイトの生成を促進するため、高温域生成ベイナイトの生成量を確保できる。しかし保持時間が３０秒より短くなると、未変態部が多く残り、炭素濃化が不充分なため、Ｔ４温度域からの最終冷却時にマルテンサイト変態が起こる。そのため硬質なＭＡ混合相が生成し、曲げ性や穴拡げ性などの加工性が低下する。生産性を向上させる観点からは、Ｔ４温度域での保持時間はできるだけ短くする方が好ましいが、高温域生成ベイナイトを確実に生成させるためには、より好ましくは５０秒以上、更に好ましくは１００秒以上、特に好ましくは２００秒以上、とする。Ｔ４温度域で保持するときの上限は特に限定されないが、長時間保持しても高温域生成ベイナイトの生成は飽和し、また生産性が低下するため、好ましくは１８００秒以下、より好ましくは１５００秒以下、更に好ましくは１０００秒以下とする。

上記式（４）を満たすＴ４温度域で保持する方法は、Ｔ４温度域での滞留時間が３０秒以上となれば特に限定されず、上記Ｔ３温度域内におけるヒートパターンのように、Ｔ４温度域における任意の温度で恒温保持してもよいし、Ｔ４温度域内で冷却または加熱してもよい。

なお、本発明では、低温側のＴ３温度域で保持した後、高温側のＴ４温度域で保持しているが、Ｔ３温度域で生成した低温域生成ベイナイト等については、Ｔ３温度域に加熱され、焼戻しによって下部組織の回復は生じるものの、ラス間隔、すなわち上記平均間隔は変化しないことを本発明者らは確認している。

上記（ａ２）、上記（ｂ）、および上記（ｃ１）において、上記５００℃までの平均冷却速度を制御することによって、ポリゴナルフェライトの過剰な生成を抑制できる。その結果、高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトの生成量を確保できる。上記５００℃までの平均冷却速度は、１０℃／秒以上に制御することが好ましく、より好ましくは２０℃／秒以上である。上記５００℃までの平均冷却速度の上限は特に限定されないが、素地鋼板温度の制御のし易さや、設備コストなどを考慮すると、おおむね、１００℃／秒以下に制御することが好ましい。上記５００℃までの平均冷却速度は、より好ましくは５０℃／秒以下であり、更に好ましくは３０℃／秒以下である。

上記（Ｃ６−３）のように、上記低温変態生成相が、上記低温域生成ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを含み、該低温域生成ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計が、上記金属組織全体に対して１０面積％超８５面積％以下であり、上記高温域生成ベイナイトを含んでもよく、上記高温域生成ベイナイトは、上記金属組織全体に対して０面積％以上１０面積％未満の素地鋼板を製造するには、
上記（Ｉ）における上記均熱後、６００℃まで平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、前記均熱後、６００℃までの前記平均冷却速度より大きく、且つ下記（ａ３）または（ｃ２）のいずれかを満足するか、
上記（ＩＩ）における上記均熱後、下記（ａ３）または（ｃ２）のいずれかを満足することが好ましい。

（ａ３）１５０℃以上３８０℃未満を満たす任意の停止温度Ｚ_a3まで冷却すると共に、５００℃までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、前記１５０℃以上３８０℃未満の温度域で５０秒以上保持する。

上記冷却停止温度Ｚ_a3を、１５０℃以上３８０℃未満とし、この温度域で５０秒以上保持することによって、低温変態生成相のなかでも、低温域生成ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを主に生成させることができる。上記冷却を停止する温度の下限は、より好ましくは１７０℃以上である。上記冷却を停止する温度の上限は、より好ましくは３７０℃以下であり、更に好ましくは３５０℃以下である。

上記温度域での保持時間は、より好ましくは７０秒以上、更に好ましくは１００秒以上、特に好ましくは２００秒以上である。上記温度域での保持時間の上限は特に限定されないが、例えば、好ましくは１５００秒以下、より好ましくは１４００秒以下、更に好ましくは１３００秒以下である。

（ｃ２）下記式（３）を満たす任意の停止温度Ｚ_c2またはＭｓ点まで冷却すると共に、５００℃までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、下記式（３）を満たす温度域Ｔ３で５〜１８０秒間保持し、次いで、下記式（４）を満たす温度域Ｔ４に加熱し、この温度域Ｔ４で３０秒以上保持する。
１００≦Ｔ３（℃）＜４００ ・・・（３）
４００≦Ｔ４（℃）≦５００ ・・・（４）

上記（ｃ２）の条件は、上記（ｃ１）と同じであるが、低温域生成ベイナイト等を主体に生成させるには、成分にもよるが、上記冷却停止温度Ｚ_c2を上記Ｔ３温度域のなかでも比較的低温側としてマルテンサイトを多く生成させ、これを上記Ｔ４温度域に加熱することによって、マルテンサイトが焼戻され、焼戻しマルテンサイトとなる。その結果、低温域生成ベイナイト等が主体となる。この場合、上記Ｔ４温度域に加熱することによって、高温域生成ベイナイトも生成するが、焼戻しマルテンサイト量が多くなるため、結果的に、低温域生成ベイナイト等が主体となる。

上記（ａ３）および上記（ｃ２）において、上記５００℃までの平均冷却速度を制御することによって、ポリゴナルフェライトの過剰な生成を抑制できる。その結果、低温域生成ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトの生成量を確保できる。上記５００℃までの平均冷却速度は、１０℃／秒以上に制御することが好ましく、より好ましくは２０℃／秒以上である。上記５００℃までの平均冷却速度の上限は特に限定されないが、素地鋼板温度の制御のし易さや、設備コストなどを考慮すると、おおむね、１００℃／秒以下に制御することが好ましい。上記５００℃までの平均冷却速度は、より好ましくは５０℃／秒以下であり、更に好ましくは３０℃／秒以下である。

その後、常法に従って、溶融亜鉛めっきを行なう。溶融亜鉛めっきの方法は特に限定されず、例えば、めっき浴温度の好ましい下限は４００℃以上であり、より好ましくは４４０℃以上である。また、めっき浴温度の好ましい上限は５００℃以下であり、より好ましくは４７０℃以下である。

めっき浴の組成は特に限定されず、公知の溶融亜鉛めっき浴を用いればよい。

また、溶融亜鉛めっき後の冷却条件も特に限定されず、例えば、常温までの平均冷却速度を、好ましくは約１℃／秒以上、より好ましくは５℃／秒以上に制御するのがよい。上記常温までの平均冷却速度の上限は特に規定されないが、素地鋼板温度の制御のし易さや、設備コストなどを考慮すると、約５０℃／秒以下に制御するのが好ましい。上記常温までの平均冷却速度は、好ましくは４０℃／秒以下、より好ましくは３０℃／秒以下である。

溶融亜鉛めっきを行なった後は、更に、必要に応じて、常法により合金化処理を施しても良い。

合金化処理の条件も特に限定されず、例えば、上記条件で溶融亜鉛めっきを行なった後、５００〜６００℃程度、特に５００〜５５０℃程度で、５〜３０秒程度、特に１０〜２５秒程度保持して行うことが好ましい。温度と時間が上記範囲を下回ると、合金化が不充分となり、一方、上記範囲を超えると炭化物の析出により残留オーステナイトが減少して所望の特性が得られない。更にポリゴナルフェライトも過剰に生成し易くなる。

上記合金化処理は、例えば、加熱炉、直火、または赤外線加熱炉などを用いて行えばよい。

加熱手段も特に限定されず、例えば、ガス加熱、インダクションヒーター加熱、すなわち高周波誘導加熱装置による加熱など慣用の手段を採用できる。

合金化処理の後、常法に従って冷却することにより合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。常温までの平均冷却速度は、約１℃／秒以上に制御することが好ましい。上記常温までの平均冷却速度の上限は特に規定されないが、素地鋼板温度の制御のし易さや、設備コストなどを考慮すると、約５０℃／秒以下に制御するのが好ましい。

［第二の製造方法（保温あり）］
本発明に係る第二の製造方法は、
上記素地鋼板の鋼中成分を満足する鋼板を、５００℃以上の温度で巻取る熱間圧延工程と、
５００℃以上の温度で６０分以上保温する工程と、
内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗、冷間圧延する工程と、
酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、
（Ｉ）還元帯にて、Ａｃ₃点または７５０℃のうち高い方の温度以上の範囲で均熱し、
均熱後、６００℃までは、平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、１００〜５４０℃を満たす任意の停止温度Ｚまで冷却すると共に、６００℃から、前記停止温度Ｚまたは５００℃のうち高い方の温度までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、前記１００〜５４０℃の温度域で５０秒以上保持する工程、または
（ＩＩ）還元帯にて、Ａｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち高い方の温度以上Ａｃ₃点未満の範囲で均熱し、
均熱後、１００〜５４０℃を満たす任意の停止温度Ｚまで冷却すると共に、前記停止温度Ｚまたは５００℃のうち高い方の温度までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、前記１００〜５４０℃の温度域で５０秒以上保持する工程、
この順序で含む。前述した第一の製造方法と対比すると、上記第二の製造方法では、熱延後巻取温度の下限を５００℃以上にしたこと、熱延工程の後に保温工程を設けたことの二点でのみ上記第一の製造方法と相違する。よって、以下では、当該相違点のみ説明する。上記第一の製造方法と一致する工程は、上記第一の製造方法を参照すればよい。

上記のように保温工程を設けた理由は、保温により酸化できる温度域での長時間保持が可能となり、所望の内部酸化層と軟質層が得られる巻取温度範囲の下限を広げられるためである。また、素地鋼板の表層と内部の温度差を少なくして素地鋼板の均一性も高められるという利点もある。

まず、上記第二の製造方法では、熱間圧延後の巻取温度を５００℃以上に制御する。上記第二の製造方法では、以下に詳述するように、その後に保温工程を設けたため、前述した第一の製造方法における巻取温度の下限である６００℃よりも低く設定できる。巻取温度は、好ましくは５４０℃以上、より好ましくは５７０℃以上である。なお、巻取温度の好ましい上限は前述した第一の製造方法と同じであり、７５０℃以下とすることが好ましい。

次に、このようにして得られた熱延鋼板を５００℃以上の温度で６０分以上保温する。これにより、所望の内部酸化層を得ることができる。保温による上記効果が有効に発揮されるよう、上記熱延鋼板を、例えば断熱性のある装置に入れて保温することが好ましい。

本発明に用いられる上記装置は、断熱性の素材で構成されていれば特に限定されず、このような素材として、例えば、セラミックファイバーなどが好ましく用いられる。

上記効果を有効に発揮させるためには、５００℃以上の温度で６０分以上保温することが必要である。保温温度は、好ましくは５４０℃以上、より好ましくは５６０℃以上である。保温時間は、好ましくは１００分以上、より好ましくは１２０分以上である。なお、上記温度および時間の上限は、酸洗性や生産性などを考慮すると、おおむね、７００℃以下、５００分以下に制御することが好ましい。

以上、本発明に係る第一および第二の製造方法について説明した。

上記製造方法によって得られる本発明のめっき鋼板には、更に各種塗装や塗装下地処理、例えば、リン酸塩処理などの化成処理；有機皮膜処理、例えば、フィルムラミネートなどの有機皮膜の形成などを行なってもよい。

各種塗装に用いる塗料には、公知の樹脂、例えば、エポキシ樹脂、フッ素樹脂、シリコンアクリル樹脂、ポリウレタン樹脂、アクリル樹脂、ポリエステル樹脂、フェノール樹脂、アルキッド樹脂、メラミン樹脂などを用いることができる。耐食性の観点から、エポキシ樹脂、フッ素樹脂、シリコンアクリル樹脂が好ましい。前記樹脂とともに、硬化剤を用いても良い。また塗料は、公知の添加剤、例えば、着色用顔料、カップリング剤、レベリング剤、増感剤、酸化防止剤、紫外線安定剤、難燃剤などを含有していても良い。

本発明において塗料形態に特に限定はなく、あらゆる形態の塗料、例えば、溶剤系塗料、水系塗料、水分散型塗料、粉体塗料、電着塗料などを使用できる。

また塗装方法も特に限定されず、ディッピング法、ロールコーター法、スプレー法、カーテンフローコーター法、電着塗装法などを使用できる。めっき層、有機皮膜、化成処理皮膜、塗膜などの被覆層の厚みは、用途に応じて適宜設定すれば良い。

本発明の高強度めっき鋼板は、高強度で、しかも加工性（伸び、曲げ性、および穴拡げ性）、耐遅れ破壊特性に優れている。そのため、自動車用強度部品、例えば、フロントやリア部のサイドメンバ、クラッシュボックスなどの衝突部品をはじめ、センターピラーレインフォースなどのピラー類、ルーフレールレインフォース、サイドシル、フロアメンバー、キック部などの車体構成部品に使用できる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前記および後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

下記表１に示す成分を含有し、残部は鉄および不可避不純物からなるスラブを１２５０℃に加熱し、仕上げ圧延温度９００℃で２．４ｍｍまで熱間圧延した後、下記表２〜表４に示す温度で巻き取り、熱延鋼板を製造した。なお、下記表３に示したＮｏ．２４〜３２、３７、３９、４１、下記表４に示したＮｏ．４３、４５、４７〜４９、５２については、巻き取った熱延鋼板をセラミックファイバーの断熱装置に入れて、保温した。下記表３、表４に、５００℃以上で保温したときの時間を示す。保温時間は、コイル外周部に熱電対を取り付けて測定した。

次に、得られた熱延鋼板を、以下の条件で酸洗した後、冷延率５０％で冷間圧延した。冷延後の板厚は１．２ｍｍである。
酸洗液：１０％塩酸、温度：８２℃、酸洗時間：表２〜表４のとおり。

次に、連続溶融Ｚｎめっきラインにて、下記表２〜表４に示す条件で焼鈍（酸化、還元）および冷却を行なった。連続溶融Ｚｎめっきラインに設置された酸化炉の温度は８００℃とした。下記表２〜表４に、酸化炉における空気比を示す。また、連続溶融Ｚｎめっきラインに設置された還元炉における水素濃度は２０体積％とし、残部は窒素および不可避不純物、露点は−４５℃に制御した。還元炉では、最高到達温度を下記表２〜表４に示す温度として均熱処理した。下記表２〜表４に示す最高到達温度での保持時間はすべて５０秒とした。なお、下記表２〜表４には、表１に示した成分組成および上記式（ｉ）に基づいて算出したＡｃ₃点の温度、上記式（ｉｉ）に基づいて算出したＡｃ₁点の温度を示す。また、下記表２〜表４には、上記最高到達温度がＡｃ₃点以上の場合は「単相域」、上記最高到達温度がＡｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち高い方の温度以上、Ａｃ₃点未満の場合は「二相域」、上記最高到達温度がＡｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち低い方の温度を下回る場合は「−」と表記した。

次に、（Ｉ）単相域であるＡｃ₃点または７５０℃のうち高い方の温度以上の範囲で均熱した場合は、均熱後、６００℃までは、下記表２〜表４に示す平均徐冷速度で冷却し、６００℃からは、１００〜５４０℃を満たす任意の停止温度Ｚまで冷却すると共に、前記停止温度Ｚまたは５００℃のうち高い方の温度までの範囲を、下記表２〜表４に示す平均急冷速度で冷却し、この温度で下記表２〜表４に示す時間保持した。（ＩＩ）二相域であるＡｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち高い方の温度以上Ａｃ₃点未満の範囲で均熱した場合は、均熱後、１００〜５４０℃を満たす任意の停止温度Ｚまで冷却すると共に、前記停止温度Ｚまたは５００℃のうち高い方の温度までの範囲を、下記表２〜表４に示す平均急冷速度で冷却し、この温度で下記表２〜表４に示す時間保持した。

このとき、具体的には、下記表２〜表４に示したＮｏ．２５、３４、４４、４６、４８は上記（ａ１）、Ｎｏ．１、２、１０、２０〜２３、３１、３３、３７、３８は上記（ａ２）、Ｎｏ．１３〜１５、１８、２４、３４、３５、４５、５２は上記（ａ３）、Ｎｏ．６、９、１２、１７、３０は上記（ｂ）、Ｎｏ．３〜５、７、８、１１、１６、１９、２６〜２９、３２、３６、４３、４７、４９〜５１は上記（ｃ１）に示したヒートパターンに基づいて冷却停止温度を決定すると共に、冷却停止後の保持を行なった。なお、下記表２〜表４には、表１に示した成分組成および上記式（ｉｉｉ）に基づいて算出したＭｓ点の温度を示す。

冷却停止後、その温度で保持した場合は、下記表２〜表４では、冷却停止温度の欄とオーステンパ温度の欄に同じ温度を示し、冷却停止温度で保持したときの時間をオーステンパ時間の欄に示した。冷却停止後、その温度で保持してから加熱するか、冷却し、温度を変化させた場合は、変化後の温度をオーステンパ温度の欄に示し、変化後の温度での保持時間をオーステンパ時間の欄に示した。

その後、４６０℃の亜鉛めっき浴に浸漬し、５秒程度浸漬した後、室温まで平均冷却速度５℃／秒で冷却し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）を得た。合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）については、上記の亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施した後、５００℃に加熱し、この温度で２０秒間保持して合金化処理を行なってから、室温まで平均冷却速度１０℃／秒で冷却した。下記表２〜表４にＧＩまたはＧＡの区別を示す。

得られた溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）または合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）について、以下の特性を評価した。

なお、内部酸化層の平均深さは、以下に示すように、めっき鋼板のみならず、参考のため、酸洗、冷間圧延後の素地鋼板についても同様に測定した。これは、熱間圧延後の巻取温度や酸洗条件などの制御により、焼鈍前の冷延鋼板において、既に、所望とする内部酸化層の平均深さが得られていることを確認するためである。

（１）めっき鋼板における内部酸化層の平均深さｄの測定
めっき鋼板の板幅をＷとしたとき、Ｗ／４部からサイズ５０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を採取した後、グロー放電発光分析法（ＧＤ−ＯＥＳ；Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ−Ｏｐｔｉｃａｌ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）にて、めっき層表面からのＯ量、Ｆｅ量、およびＺｎ量をそれぞれ分析し、定量した。詳細には、堀場製作所製ＧＤ−ＰＲＯＦＩＬＥＲ２型ＧＤＡ７５０のＧＤ−ＯＥＳ装置を用いて、上記試験片の表面を、Ａｒグロー放電領域内で高周波スパッタリングした。スパッタされるＯ、Ｆｅ、Ｚｎの各元素のＡｒプラズマ内における発光線を連続的に分光することによって、素地鋼板の深さ方向における各元素量プロファイル測定した。スパッタ条件は以下のとおりであり、測定領域は、めっき層表面から深さ５０μｍまでとした。
（スパッタリング条件）
パルススパッタ周波数 ：５０Ｈｚ
アノード径（分析面積）：直径６ｍｍ
放電電力 ：３０Ｗ
Ａｒガス圧 ：２．５ｈＰａ

分析結果を図２に示す。図２において、めっき層１表面からのＺｎ量とＦｅ量が等しくなる位置をめっき層１と素地鋼板２の界面とした。

また、めっき層１表面から深さ４０〜５０μｍでの各測定位置におけるＯ量の平均値をバルクのＯ量平均値とし、それより０．０２％高い範囲、すなわち、Ｏ量≧（バルクのＯ量平均値＋０．０２％）を内部酸化層３と定義し、その最大深さを内部酸化層深さとした。

同様の試験を、３つの試験片を用いて実施し、その平均を内部酸化層３の平均深さｄ（μｍ）とした。結果を下記表５〜表７に示す。

（２）酸洗・冷間圧延後の内部酸化層深さの測定（参考）
酸洗・冷間圧延後の素地鋼板を用いたこと以外は上記（１）と同様にして、内部酸化層の平均深さを算出した。算出結果を下記表２〜表４に示す。

（３）軟質層の平均深さＤの測定
めっき鋼板の板幅Ｗ方向に対して垂直な断面であるＷ／４部を露出させ、サイズ２０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を採取した後、樹脂に埋め込み、めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板の板厚ｔ内部に向かってビッカース硬さを測定した。

測定はビッカース硬度計を用い、荷重３ｇｆにて行った。詳細には、図３に示すように、めっき層１と素地鋼板２の界面から板厚内部深さ１０μｍの測定位置から、板厚内部に向かって５μｍピッチごとに測定を行い、深さ１００μｍまでビッカース硬さを測定した。図３において×はビッカース硬さの測定点を示しており、測定点同士の間隔；すなわち図３中、×と×の距離は、最低でも１５μｍ以上とした。各深さでビッカース硬さをｎ＝１ずつ測定し、板厚内部方向の硬さ分布を調査した。更に、素地鋼板の板厚をｔとしたとき、ｔ／４部におけるビッカース硬さを、ビッカース硬度計を用いて荷重１ｋｇｆにて測定した（ｎ＝１）。素地鋼板のｔ／４部におけるビッカース硬さと比較してビッカース硬さが９０％以下の領域を軟質層とし、その深さを計算した。同様の試験を同じ試験片で１０箇所実施し、その平均を軟質層の平均深さＤ（μｍ）とした。結果を下記表５〜表７に示す。下記表５〜表７には、内部酸化層の平均深さｄと軟質層の平均深さＤに基づいて、Ｄ／２ｄの値を算出した結果も併せて示す。

（４）めっき鋼板の組織分率の測定方法
めっき鋼板を構成する素地鋼板の金属組織を次の手順で観察した。金属組織分率は、低温変態生成相、ポリゴナルフェライト、および残留γについて求めた。なお、低温変態生成相は、高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等に区別して面積率を求めた。具体的には、金属組織のうち、高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト等（即ち、低温域生成ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト）、およびポリゴナルフェライトの面積率は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察した結果に基づいて算出し、残留γの体積率は飽和磁化法で測定した。

（４−１）高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト等、ポリゴナルフェライトの面積率
素地鋼板の圧延方向に平行な断面の表面を研磨し、更に電解研磨した後、ナイタール腐食させて板厚の１／４位置をＳＥＭで、倍率３０００倍で５視野観察した。観察視野は約５０μｍ×約５０μｍとした。

次に、観察視野内において、白色または薄い灰色として観察される残留γと炭化物の平均間隔を前述した方法に基づいて測定した。これらの平均間隔によって区別される高温域生成ベイナイトおよび低温域生成ベイナイト等の面積率は、点算法により測定した。

高温域生成ベイナイトの面積率をａ（％）、低温域生成ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとの合計面積率をｂ（％）、ポリゴナルフェライトの面積率をｃ（％）として結果を下記表５〜表７に示す。上記面積率ａと上記面積率ｂの合計が、低温変態生成相の面積率となる。

（４−２）残留γの体積率
金属組織のうち、残留γの体積率は、飽和磁化法で測定した。具体的には、素地鋼板の飽和磁化Ｉと、４００℃で１５時間熱処理した標準試料の飽和磁化Ｉｓを測定し、下記式から残留γの体積率Ｖγｒを求めた。飽和磁化の測定は、理研電子製の直流磁化Ｂ−Ｈ特性自動記録装置「ｍｏｄｅｌＢＨＳ−４０」を用い、最大印加磁化を５０００（Ｏｅ）として室温で測定した。結果を下記表５〜表７に示す。
Ｖγｒ＝（１−Ｉ／Ｉｓ）×１００

（４−３）ＭＡ混合相の個数割合
素地鋼板の圧延方向に平行な断面の表面を研磨し、光学顕微鏡で、倍率１０００倍で５視野観察し、残留γと焼入れマルテンサイトとが複合したＭＡ混合相の円相当直径を測定した。ＭＡ混合相の全個数に対して、観察断面での円相当直径が５μｍを超えるＭＡ混合相の個数割合を算出した。ＭＡ混合相が観察されないか、個数割合が１５％未満の場合を「○」、１５％以上の場合を「△」とし、評価結果を下記表５〜表７に示す。

（４−４）なお、一部の素地鋼板については、低温変態生成相、ポリゴナルフェライト、残留γ以外に、パーライトなどの金属組織が認められた。

（５）機械的特性の評価
めっき鋼板の機械的特性は、引張強度ＴＳ、伸びＥＬ、穴拡げ率λ、限界曲げ半径Ｒに基づいて評価した。

（５−１）引張強度ＴＳと伸びＥＬは、ＪＩＳ Ｚ２２４１に基づいて引張試験を行って測定した。試験片としては、めっき鋼板の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように、ＪＩＳ Ｚ２２０１で規定される５号試験片をめっき鋼板から切り出したものを用いた。引張強度ＴＳおよび伸びＥＬを測定した結果を下記表５〜表７に示す。

（５−２）穴拡げ性は、穴拡げ率λによって評価した。穴拡げ率λは、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ１００１に基づいて穴拡げ試験を実施して測定した。詳細には、めっき鋼板に直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、周囲を拘束した状態で６０°円錐のポンチを穴に押し込み、亀裂発生限界における穴の直径を測定した。下記式から穴拡げ率λ（％）を求めた。下記式中、Ｄｆは亀裂発生限界における穴の直径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴の直径（ｍｍ）をそれぞれ示す。結果を下記表５〜表７に示す。
穴拡げ率λ（％）＝｛（Ｄｆ−Ｄ０）／Ｄ０｝×１００

（５−３）曲げ性は、限界曲げ半径Ｒによって評価した。限界曲げ半径Ｒは、ＪＩＳ Ｚ２２４８に基づいてＶ曲げ試験を行なって測定した。試験片は、めっき鋼板の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向、即ち、曲げ稜線が圧延方向と一致するように、ＪＩＳ Ｚ２２０４で規定される１号試験片をめっき鋼板から切り出したものを用いた。試験片の板厚は１．４ｍｍである。なお、上記Ｖ曲げ試験は、亀裂が発生しないように試験片の長手方向の端面に機械研削を施してから行った。

上記Ｖ曲げ試験は、ダイとパンチの角度を９０°とし、パンチの先端半径を０．５ｍｍ単位で変えて行い、亀裂が発生せずに曲げることができるパンチ先端半径を限界曲げ半径Ｒとして求めた。結果を下記表５〜表７に示す。なお、亀裂発生の有無はルーペを用いて観察し、ヘアークラック発生なしを基準として判定した。

めっき鋼板の機械的特性は、鋼板の金属組織および引張強度ＴＳに応じた伸びＥＬ、穴拡げ率λ、限界曲げ半径Ｒの基準に従って評価した。即ち、上記低温変態生成相のうち、高温域生成ベイナイトの生成量が多くなると、機械的特性のうち伸びが向上し、低温域生成ベイナイトの生成量が多くなると、機械的特性のうち穴拡げ性が向上しやすくなる。また、鋼板の機械的特性は、鋼板の引張強度ＴＳに大きく影響を受ける。そのため、鋼板の金属組織および引張強度ＴＳによって、要求されるＥＬ、λ、Ｒは異なる。そこで、本発明では、鋼板の金属組織および引張強度ＴＳレベルに応じて下記表８に示した基準に従って機械的特性を評価した。下記表８において、高温域生成ベイナイト主体とは、上記（Ｃ６−１）で説明した金属組織を意味し、金属組織全体に対して、高温域生成ベイナイトが１０面積％超８５面積％以下であり、低温域生成ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを含んでもよく、上記低温域生成ベイナイトおよび上記焼戻しマルテンサイトの合計は、上記金属組織全体に対して０面積％以上１０面積％未満である。高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の複合組織とは、上記（Ｃ６−２）で説明した金属組織を意味し、金属組織全体に対して、高温域生成ベイナイトが、金属組織全体に対して１０〜７５面積％であり、低温域生成ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計が、金属組織全体に対して１０〜７５面積％である。低温域生成ベイナイト等主体とは、上記（Ｃ６−３）で説明した金属組織を意味し、金属組織全体に対して、低温域生成ベイナイトが１０面積％超以上８５面積％以下であり、高温域生成ベイナイトを含んでもよく、上記高温域生成ベイナイトは、上記金属組織全体に対して０面積％以上１０面積％未満である。

上記評価基準に基づいて、ＥＬ、λ、Ｒの全ての特性が満足している場合を合格、何れかの特性が基準値に満たない場合を不合格とした。なお、本発明では、ＴＳが９８０ＭＰａ以上１３７０ＭＰａ未満であることを前提としており、ＴＳが９８０ＭＰａ未満であるか、１３７０ＭＰａ以上の場合は、ＥＬ、λ、Ｒが良好であっても対象外として扱う。

（６）耐遅れ破壊特性試験
めっき鋼板の板幅Ｗ方向に対して垂直な断面であるＷ／４部を露出させ、１５０ｍｍ（Ｗ）×３０ｍｍ（Ｌ）の試験片を切り出し、最小曲げ半径にてＵ曲げ加工を行った後、ボルトで締め付け、Ｕ曲げ加工試験片の外側表面に１０００ＭＰａの引張応力を負荷した。引張応力の測定は、Ｕ曲げ加工試験片の外側に歪ゲージを貼り付け、歪を引張応力に換算して行った。その後、Ｕ曲げ加工試験片のエッジ部をマスキングし、電気化学的に水素をチャージさせた。水素チャージは、試験片を、０．１Ｍ−Ｈ₂ＳＯ₄（ｐＨ＝３）と０．０１Ｍ−ＫＳＣＮの混合溶液中に浸漬し、室温且つ１００μＡ／ｍｍ²の定電流の条件で行
なった。上記水素チャージ試験の結果、２４時間割れない場合を合格、すなわち耐遅れ破壊特性に優れると評価した。評価結果を下記表５〜表７に示す。

（７）めっき外観
めっき鋼板の外観を目視で観察し、不めっきの発生の有無に基づいてめっき性を評価した。不めっき発生の有無を下記表５〜表７に示す。

下記表５〜表７から以下のように考察できる。

Ｎｏ．１〜１９、２５〜３０、４３、４６〜５２は、いずれも本発明の要件を満足する例であり、強度、加工性［伸びＥＬ、穴拡げ率λ、限界曲げ半径Ｒ］、耐遅れ破壊特性の全てが良好で、不めっきも発生しなかった。特に内部酸化層の平均深さｄと軟質層の平均深さＤが、Ｄ＞２ｄの関係を満足し、下記表５〜表７中、「Ｄ／２ｄ」の値が１．００超のＮｏ．２９（Ｄ／２ｄ＝１．２０）は、上記関係を満足しないＮｏ．８（Ｄ／２ｄ＝０．９０）に比べ、曲げ性が向上した。同様の傾向は、内部酸化層の平均深さｄと軟質層の平均深さＤが、Ｄ＞２ｄの関係を満足するＮｏ．３０（Ｄ／２ｄ＝１．３０）と、上記関係を満足しないＮｏ．１２（Ｄ／２ｄ＝０．８１）についても認められた。

これに対し、Ｎｏ．２０〜２４、３１〜４１、４４、４５は、本発明で規定する要件を満足しない例である。

Ｎｏ．２０は、Ｃ量が少ない例であり、残留γの生成量が少なくなり、強度不足となった。

Ｎｏ．２１は、Ｓｉ量が少ない例であり、内部酸化層が充分に生成されず、曲げ性および耐遅れ破壊特性が低下した。

Ｎｏ．２２は、Ｍｎ量が少ない例であり、低温変態生成相が充分に生成しなかった。また、残留γの生成量が少なかった。その結果、ＴＳが低下した。

Ｎｏ．２３および３１は、熱延時の巻取温度が低い例であり、酸洗・冷延後の内部酸化層の平均深さが浅いため、めっき後の内部酸化層の平均深さｄ、軟質層の平均深さＤも浅くなった。その結果、曲げ性、耐遅れ破壊特性、およびめっき性が低下した。

Ｎｏ．２４は、熱延時の保温時間が不充分な例であり、酸洗・冷延後の内部酸化層の平均深さｄが浅いため、めっき後の内部酸化層の平均深さｄ、軟質層の平均深さＤも浅くなった。その結果、曲げ性、耐遅れ破壊特性、およびめっき性が低下した。

Ｎｏ．３２、４４は、酸洗時間が長い例であり、内部酸化層が溶解されてしまい、所望とする内部酸化層の平均深さｄ、および軟質層の平均深さＤが得られずに浅くなった。その結果、曲げ性、耐遅れ破壊特性、およびめっき性が低下した。

Ｎｏ．３３、４５は、酸化炉での空気比が低く、Ｆｅ酸化膜が充分に生成されなかったため、めっき性が低下した。また、軟質層も充分に生成されなかったため、曲げ性、および耐遅れ破壊特性も低下した。

Ｎｏ．３４は、焼鈍時の均熱温度が低い例であり、ポリゴナルフェライトが過剰に生成し、低温変態生成相が生成しなかった。その結果、所望とする硬質層が得られず、ＴＳが低下した。

Ｎｏ．３５は、焼鈍時における均熱後の平均徐冷速度が大きい例であり、ポリゴナルフェライトが充分に生成しなかった。その結果、ＥＬが低くなった。

Ｎｏ．３６および３７は、６００℃からの平均急冷速度が小さい例であり、冷却中にポリゴナルフェライトが過剰に生成し、低温変態生成相および残留γが生成しなかった。その結果、ＴＳが低くなった。

Ｎｏ．３８は、オーステンパ時間が短すぎる例であり、塊状ＭＡなどの組織が過剰に生成し、低温変態生成相が充分に生成しなかった。その結果、λが低く、曲げ性も低下した。

Ｎｏ．３９は、保持温度が低過ぎる例であり、低温変態生成相が充分に生成しなかった。その結果、λが低く、曲げ性も低下した。

Ｎｏ．４０は、均熱後の冷却停止温度が低すぎる例であり、残留γが充分に生成されなかった。その結果、ＥＬが低くなった。

Ｎｏ．４１は、均熱後の冷却停止温度が高すぎる例であり、低温変態生成相および残留γが充分に生成しなかった。その結果、ＴＳが低下した。

１ めっき層
２ 素地鋼板
３ 内部酸化層
４ 軟質層
５ 硬質層

Claims (17)

1. 素地鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有するめっき鋼板であって、
   前記素地鋼板は、質量％で、
   Ｃ ：０．１０〜０．５％、
   Ｓｉ：１．０〜３％、
   Ｍｎ：１．５〜８％、
   Ａｌ：０．００５〜３％、
   Ｐ ：０％超０．１％以下、
   Ｓ ：０％超０．０５％以下、および
   Ｎ ：０％超０．０１％以下を含有し、
   残部が鉄および不可避不純物からなり、
   前記素地鋼板と前記めっき層との界面から素地鋼板側に向って順に、
   ＳｉおよびＭｎよりなる群から選択される少なくとも一種の酸化物を含む内部酸化層と、
   前記内部酸化層を含む層であって、且つ、前記素地鋼板の板厚をｔとしたとき、ビッカース硬さが、前記素地鋼板のｔ／４部におけるビッカース硬さの９０％以下を満足する軟質層と、
   金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、
   前記金属組織全体に対して低温変態生成相を２０〜８５面積％、および
   前記金属組織全体に対してポリゴナルフェライトを１０面積％超７０面積％以下含み、
   前記金属組織を飽和磁化法で測定したときに、前記金属組織全体に対して残留オーステナイトを５体積％以上含む組織で構成される硬質層とを有し、且つ、
   前記軟質層の平均深さＤが２０μｍ以上、および
   前記内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上、前記Ｄ未満
   を満足し、引張強度が９８０ＭＰａ以上である高強度めっき鋼板。
2. 前記内部酸化層の平均深さｄと前記軟質層の平均深さＤは、
   Ｄ＞２ｄの関係を満足する請求項１に記載の高強度めっき鋼板。
3. 前記低温変態生成相は、
   隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、または隣接する残留オーステナイトと炭化物との平均間隔が１μｍ以上である高温域生成ベイナイトを含み、
   前記高温域生成ベイナイトは、前記金属組織全体に対して１０面積％超８５面積％以下であり、
   隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、または隣接する残留オーステナイトと炭化物との平均間隔が１μｍ未満である低温域生成ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトを含んでもよく、
   前記低温域生成ベイナイトおよび前記焼戻しマルテンサイトの合計は、前記金属組織全体に対して０面積％以上１０面積％未満である請求項１または２に記載の高強度めっき鋼板。
4. 前記低温変態生成相は、
   隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、または隣接する残留オーステナイトと炭化物との平均間隔が１μｍ以上である高温域生成ベイナイト、
   隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、または隣接する残留オーステナイトと炭化物との平均間隔が１μｍ未満である低温域生成ベイナイト、および
   焼戻しマルテンサイトを含み、
   前記高温域生成ベイナイトは、前記金属組織全体に対して１０〜７５面積％であり、
   前記低温域生成ベイナイトおよび前記焼戻しマルテンサイトの合計は、前記金属組織全体に対して１０〜７５面積％である請求項１または２に記載の高強度めっき鋼板。
5. 前記低温変態生成相は、
   隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、または隣接する残留オーステナイトと炭化物との平均間隔が１μｍ未満である低温域生成ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトを含み、
   前記低温域生成ベイナイトおよび前記焼戻しマルテンサイトの合計は、前記金属組織全体に対して１０面積％超８５面積％以下であり、
   隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、または隣接する残留オーステナイトと炭化物との平均間隔が１μｍ以上である高温域生成ベイナイトを含んでもよく、
   前記高温域生成ベイナイトは、前記金属組織全体に対して０面積％以上１０面積％未満である請求項１または２に記載の高強度めっき鋼板。
6. 前記素地鋼板が、更に、質量％で、
   Ｃｒ：０％超１％以下、
   Ｍｏ：０％超１％以下、および
   Ｂ ：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の高強度めっき鋼板。
7. 前記素地鋼板が、更に、質量％で、
   Ｔｉ：０％超０．２％以下、
   Ｎｂ：０％超０．２％以下、および
   Ｖ ：０％超０．２％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものである請求項１〜６のいずれかに記載の高強度めっき鋼板。
8. 前記素地鋼板が、更に、質量％で、
   Ｃｕ：０％超１％以下、および
   Ｎｉ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものである請求項１〜７のいずれかに記載の高強度めっき鋼板。
9. 前記素地鋼板が、更に、質量％で、
   Ｃａ ：０％超０．０１％以下、
   Ｍｇ ：０％超０．０１％以下、および
   希土類元素：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものである請求項１〜８のいずれかに記載の高強度めっき鋼板。
10. 請求項１〜９のいずれかに記載の高強度めっき鋼板を製造する方法であって、
    前記素地鋼板の鋼中成分を満足する鋼板を、６００℃以上の温度で巻取る熱間圧延工程と、
    内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗、冷間圧延する工程と、
    酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、
    （Ｉ）還元帯にて、Ａｃ₃点または７５０℃のうち高い方の温度以上の範囲で均熱し、
    均熱後、６００℃までは、平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、１００〜５４０℃を満たす任意の停止温度Ｚまで冷却すると共に、６００℃から、前記停止温度Ｚまたは５００℃のうち高い方の温度までの範囲は前記均熱後、６００℃までの前記平均冷却速度より大きく、且つ平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、前記１００〜５４０℃の温度域で５０秒以上保持する工程、または
    （ＩＩ）還元帯にて、Ａｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち高い方の温度以上Ａｃ₃点未満の範囲で均熱し、
    均熱後、１００〜５４０℃を満たす任意の停止温度Ｚまで冷却すると共に、前記停止温度Ｚまたは５００℃のうち高い方の温度までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、前記１００〜５４０℃の温度域で５０秒以上保持する工程、
    をこの順序で含む高強度めっき鋼板の製造方法。
11. 請求項１〜９のいずれかに記載の高強度めっき鋼板を製造する方法であって、
    前記素地鋼板の鋼中成分を満足する鋼板を、５００℃以上の温度で巻取る熱間圧延工程と、
    ５００℃以上の温度で６０分以上保温する工程と、
    内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗、冷間圧延する工程と、
    酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、
    （Ｉ）還元帯にて、Ａｃ₃点または７５０℃のうち高い方の温度以上の範囲で均熱し、
    均熱後、６００℃までは、平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、１００〜５４０℃を満たす任意の停止温度Ｚまで冷却すると共に、６００℃から、前記停止温度Ｚまたは５００℃のうち高い方の温度までの範囲は前記均熱後、６００℃までの前記平均冷却速度より大きく、且つ平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、前記１００〜５４０℃の温度域で５０秒以上保持する工程、または
    （ＩＩ）還元帯にて、Ａｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち高い方の温度以上Ａｃ₃点未満の範囲で均熱し、
    均熱後、１００〜５４０℃を満たす任意の停止温度Ｚまで冷却すると共に、前記停止温度Ｚまたは５００℃のうち高い方の温度までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、前記１００〜５４０℃の温度域で５０秒以上保持する工程、
    をこの順序で含む高強度めっき鋼板の製造方法。
12. 請求項３に記載の高強度めっき鋼板を製造する方法であって、
    前記素地鋼板の鋼中成分を満足する鋼板を、６００℃以上の温度で巻取る熱間圧延工程と、
    内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗、冷間圧延する工程と、
    酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、
    （Ｉａ）還元帯にて、Ａｃ₃点または７５０℃のうち高い方の温度以上の範囲で均熱し、
    均熱後、６００℃まで平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、前記均熱後、６００℃までの前記平均冷却速度より大きく、且つ下記（ａ１）を満足する工程、または
    （ＩＩａ）還元帯にて、Ａｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち高い方の温度以上Ａｃ₃点未満の範囲で均熱し、
    均熱後、下記（ａ１）を満足する工程、
    をこの順序で含む請求項３に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
    （ａ１）４２０℃以上５００℃以下を満たす任意の停止温度Ｚ_a1まで冷却すると共に、
    ５００℃までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、
    前記４２０〜５００℃の温度域で５０秒以上保持する。
13. 請求項４に記載の高強度めっき鋼板を製造する方法であって、
    前記素地鋼板の鋼中成分を満足する鋼板を、６００℃以上の温度で巻取る熱間圧延工程と、
    内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗、冷間圧延する工程と、
    酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、
    （Ｉｂ）還元帯にて、Ａｃ₃点または７５０℃のうち高い方の温度以上の範囲で均熱し、
    均熱後、６００℃まで平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、前記均熱後、６００℃までの前記平均冷却速度より大きく、且つ下記（ａ２）、（ｂ）、（ｃ１）のいずれかを満足する工程、または
    （ＩＩｂ）還元帯にて、Ａｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち高い方の温度以上Ａｃ₃点未満の範囲で均熱し、
    均熱後、下記（ａ２）、（ｂ）、（ｃ１）のいずれかを満足する工程、
    をこの順序で含む請求項４に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
    （ａ２）３８０℃以上４２０℃未満を満たす任意の停止温度Ｚ_a2まで冷却すると共に、
    ５００℃までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、
    前記３８０℃以上４２０℃未満の温度域で５０秒以上保持する。
    （ｂ）下記式（１）を満たす任意の停止温度Ｚ_bまで冷却すると共に、
    前記停止温度Ｚ_bまたは５００℃のうち高い方の温度までの範囲は平均冷却速度を１０℃／秒以上で冷却し、
    下記式（１）を満たす温度域Ｔ１で１０〜１００秒間保持し、
    次いで、下記式（２）を満たす温度域Ｔ２に冷却し、
    この温度域Ｔ２で５０秒以上保持する。
    ４００≦Ｔ１（℃）≦５４０ ・・・（１）
    ２００≦Ｔ２（℃）＜４００ ・・・（２）
    （ｃ１）下記式（３）を満たす任意の停止温度Ｚ_c1またはＭｓ点まで冷却すると共に、
    ５００℃までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、
    下記式（３）を満たす温度域Ｔ３で５〜１８０秒間保持し、
    次いで、下記式（４）を満たす温度域Ｔ４に加熱し、
    この温度域Ｔ４で３０秒以上保持する。
    １００≦Ｔ３（℃）＜４００ ・・・（３）
    ４００≦Ｔ４（℃）≦５００ ・・・（４）
14. 請求項５に記載の高強度めっき鋼板を製造する方法であって、
    前記素地鋼板の鋼中成分を満足する鋼板を、６００℃以上の温度で巻取る熱間圧延工程と、
    内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗、冷間圧延する工程と、
    酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、
    （Ｉｃ）還元帯にて、Ａｃ₃点または７５０℃のうち高い方の温度以上の範囲で均熱し、
    均熱後、６００℃まで平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、前記均熱後、６００℃までの前記平均冷却速度より大きく、且つ下記（ａ３）または（ｃ２）のいずれかを満足する工程、または
    （ＩＩｃ）還元帯にて、Ａｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち高い方の温度以上Ａｃ₃点未満の範囲で均熱し、
    均熱後、下記（ａ３）または（ｃ２）のいずれかを満足する工程、
    をこの順序で含む請求項５に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
    （ａ３）１５０℃以上３８０℃未満を満たす任意の停止温度Ｚ_a3まで冷却すると共に、
    ５００℃までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、
    前記１５０℃以上３８０℃未満の温度域で５０秒以上保持する。
    （ｃ２）下記式（３）を満たす任意の停止温度Ｚ_c2またはＭｓ点まで冷却すると共に、
    ５００℃までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、
    下記式（３）を満たす温度域Ｔ３で５〜１８０秒間保持し、
    次いで、下記式（４）を満たす温度域Ｔ４に加熱し、
    この温度域Ｔ４で３０秒以上保持する。
    １００≦Ｔ３（℃）＜４００ ・・・（３）
    ４００≦Ｔ４（℃）≦５００ ・・・（４）
15. 請求項３に記載の高強度めっき鋼板を製造する方法であって、
    前記素地鋼板の鋼中成分を満足する鋼板を、５００℃以上の温度で巻取る熱間圧延工程と、
    ５００℃以上の温度で６０分以上保温する工程と、
    内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗、冷間圧延する工程と、
    酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、
    （Ｉａ）還元帯にて、Ａｃ₃点または７５０℃のうち高い方の温度以上の範囲で均熱し、
    均熱後、６００℃まで平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、前記均熱後、６００℃までの前記平均冷却速度より大きく、且つ下記（ａ１）を満足する工程、または
    （ＩＩａ）還元帯にて、Ａｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち高い方の温度以上Ａｃ₃点未満の範囲で均熱し、
    均熱後、下記（ａ１）を満足する工程、
    をこの順序で含む請求項３に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
    （ａ１）４２０℃以上５００℃以下を満たす任意の停止温度Ｚ_a1まで冷却すると共に、
    ５００℃までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、
    前記４２０〜５００℃の温度域で５０秒以上保持する。
16. 請求項４に記載の高強度めっき鋼板を製造する方法であって、
    前記素地鋼板の鋼中成分を満足する鋼板を、５００℃以上の温度で巻取る熱間圧延工程と、
    ５００℃以上の温度で６０分以上保温する工程と、
    内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗、冷間圧延する工程と、
    酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、
    （Ｉｂ）還元帯にて、Ａｃ₃点または７５０℃のうち高い方の温度以上の範囲で均熱し、
    均熱後、６００℃まで平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、前記均熱後、６００℃までの前記平均冷却速度より大きく、且つ下記（ａ２）、（ｂ）、（ｃ１）のいずれかを満足する工程、または
    （ＩＩｂ）還元帯にて、Ａｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち高い方の温度以上Ａｃ₃点未満の範囲で均熱し、
    均熱後、下記（ａ２）、（ｂ）、（ｃ１）のいずれかを満足する工程、
    をこの順序で含む請求項４に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
    （ａ２）３８０℃以上４２０℃未満を満たす任意の停止温度Ｚ_a2まで冷却すると共に、
    ５００℃までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、
    前記３８０℃以上４２０℃未満の温度域で５０秒以上保持する。
    （ｂ）下記式（１）を満たす任意の停止温度Ｚ_bまで冷却すると共に、
    前記停止温度Ｚ_bまたは５００℃のうち高い方の温度までの範囲は平均冷却速度を１０℃／秒以上で冷却し、
    下記式（１）を満たす温度域Ｔ１で１０〜１００秒間保持し、
    次いで、下記式（２）を満たす温度域Ｔ２に冷却し、
    この温度域Ｔ２で５０秒以上保持する。
    ４００≦Ｔ１（℃）≦５４０ ・・・（１）
    ２００≦Ｔ２（℃）＜４００ ・・・（２）
    （ｃ１）下記式（３）を満たす任意の停止温度Ｚ_c1またはＭｓ点まで冷却すると共に、
    ５００℃までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、
    下記式（３）を満たす温度域Ｔ３で５〜１８０秒間保持し、
    次いで、下記式（４）を満たす温度域Ｔ４に加熱し、
    この温度域Ｔ４で３０秒以上保持する。
    １００≦Ｔ３（℃）＜４００ ・・・（３）
    ４００≦Ｔ４（℃）≦５００ ・・・（４）
17. 請求項５に記載の高強度めっき鋼板を製造する方法であって、
    前記素地鋼板の鋼中成分を満足する鋼板を、５００℃以上の温度で巻取る熱間圧延工程と、
    ５００℃以上の温度で６０分以上保温する工程と、
    内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗、冷間圧延する工程と、
    酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、
    （Ｉｃ）還元帯にて、Ａｃ₃点または７５０℃のうち高い方の温度以上の範囲で均熱し、
    均熱後、６００℃まで平均冷却速度０℃／秒超２０℃／秒以下で冷却し、６００℃からは、前記均熱後、６００℃までの前記平均冷却速度より大きく、且つ下記（ａ３）または（ｃ２）のいずれかを満足する工程、または
    （ＩＩｃ）還元帯にて、Ａｃ₁点＋２０℃または７５０℃のうち高い方の温度以上Ａｃ₃点未満の範囲で均熱し、
    均熱後、下記（ａ３）または（ｃ２）のいずれかを満足する工程、
    をこの順序で含む請求項５に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
    （ａ３）１５０℃以上３８０℃未満を満たす任意の停止温度Ｚ_a3まで冷却すると共に、
    ５００℃までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、
    前記１５０℃以上３８０℃未満の温度域で５０秒以上保持する。
    （ｃ２）下記式（３）を満たす任意の停止温度Ｚ_c2またはＭｓ点まで冷却すると共に、
    ５００℃までの範囲は平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、
    下記式（３）を満たす温度域Ｔ３で５〜１８０秒間保持し、
    次いで、下記式（４）を満たす温度域Ｔ４に加熱し、
    この温度域Ｔ４で３０秒以上保持する。
    １００≦Ｔ３（℃）＜４００ ・・・（３）
    ４００≦Ｔ４（℃）≦５００ ・・・（４）