"鋼板と、前記鋼板上に配された溶融亜鉛メッキ層と、を備える溶融亜鉛メッキ鋼板であって:前記鋼板の成分が、質量で、C:0.05~0.13、Si:0.2~0.8、Mn:1.5~3.1、P:0.001~0.06、S:0.001~0.01、N:0.0005~0.01、Al:0.1~0.7、を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなり、前記Si及び前記Alの質量で示した含有量が、下記の式Aを満足し;前記鋼板の金属組織が、フェライトとマルテンサイトを含有し、板厚方向1/8~2/8の領域である鋼板表層部における0.1mm2あたりのMnSの個数をn1、前記鋼板表層部における前記MnSの平均円相当径をd1μm、前記鋼板表層部の前記マルテンサイトの硬度をH1GPaとし、板厚方向3/8~5/8の領域である鋼板中心部における0.1mm2あたりのMnSの個数をn2、前記鋼板中心部における前記MnSの平均円相当径をd2μm、前記鋼板中心部の前記マルテンサイトの硬度をH2GPaとするとき、下記の式Bを満足する;ことを特徴とする溶融亜鉛メッキ鋼板。0.5<SiAl<1.0式A{n22/3×d2}/{n12/3×d1}×lnH2/H1<0.3式B前記鋼板の成分が、質量で、さらに、B:0.0005~0.002、Mo:0.01~0.5、Cr:0.01~0.5、V:0.001~0.1、Ti:0.001~0.1、Nb:0.001~0.05、Ca:0.0005~0.005、RareEarthMetal:0.0005~0.005、のうちの少なくとも一つを含有する;ことを特徴とする請求項1に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板。前記鋼板が冷延鋼板であることを特徴とする請求項2に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板。前記鋼板が冷延鋼板であることを特徴とする請求項1に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板。請求項1~4のいずれか一項に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法であって、熱間仕上圧延の合計スタンド数をn段とし、riをiスタンド目の圧下率とするとき、前記熱間仕上圧延が、下記の式Cを満足することを特徴とする溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。r1r2r3/rn-2rn-1rn>1.6式C本発明の一実施態様は、前述のような従来技術の問題点を解決し、高強度で、かつ、成形性に優れる溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。本発明者らは、成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板について鋭意検討した。その結果、高強度鋼板の中では比較的に降伏応力の低いDPDualPhase鋼であり、そして、溶融亜鉛メッキ鋼板の基材となる鋼板に関して、この鋼板の成分であるSiとAlとの合計含有量を特定範囲に制御すること、及び、この鋼板の硬度分布を制御することによって、これまで以上の成形性が確保できる溶融亜鉛メッキ高強度鋼板を工業的に製造できることを見出した。上記鋼板は、遅れ破壊や二次加工脆性などの問題が生じないよう、不可避的に含まれる5体積程度の残留オーステナイト以外には、実質的に残留オーステナイトを含まないDP鋼とすることが好ましい。また、鋼板表層部及び鋼板中心部において、上記鋼板中のマルテンサイトの硬さやMnSの析出状態を制御することが重要となる。本発明の上記態様は、590MPaから1500MPaの引張強度を有する溶融亜鉛メッキ高強度鋼板に適用できるが、980MPa程度の溶融亜鉛メッキ高強度鋼板にて著しい効果を奏する。本発明の要旨は、以下の通りである。1本発明の一実施態様にかかる溶融亜鉛メッキ鋼板は、鋼板と、前記鋼板上に配された溶融亜鉛メッキ層と、を備え:前記鋼板の成分が、質量で、C:0.05~0.13、Si:0.2~0.8、Mn:1.5~3.1、P:0.001~0.06、S:0.001~0.01、N:0.0005~0.01、Al:0.1~0.7、を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなり、前記Si及び前記Alの質量で示した含有量が、下記の式Aを満足し;前記鋼板の金属組織が、フェライトとマルテンサイトを含有し、板厚方向1/8~2/8の領域である鋼板表層部における0.1mm2あたりのMnSの個数をn1、前記鋼板表層部における前記MnSの平均円相当径をd1μm、前記鋼板表層部の前記マルテンサイトの硬度をH1GPaとし、板厚方向3/8~5/8の領域である鋼板中心部における0.1mm2あたりのMnSの個数をn2、前記鋼板中心部における前記MnSの平均円相当径をd2μm、前記鋼板中心部の前記マルテンサイトの硬度をH2GPaとするとき、下記の式Bを満足する。0.5<SiAl<1.0式A{n22/3×d2}/{n12/3×d1}×lnH2/H1<0.3式B2上記1に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板で、前記鋼板の成分が、質量で、さらに、B:0.0005~0.002、Mo:0.01~0.5、Cr:0.01~0.5、V:0.001~0.1、Ti:0.001~0.1、Nb:0.001~0.05、Ca:0.0005~0.005、RareEarthMetal:0.0005~0.005、のうちの少なくとも一つを含有してもよい。3上記2に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板で、前記鋼板が冷延鋼板であってもよい。4上記1に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板で、前記鋼板が冷延鋼板であってもよい。5上記1~4のいずれか一項に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法で、熱間仕上圧延の合計スタンド数をn段とし、riをiスタンド目の圧下率とするとき、前記熱間仕上圧延が、下記の式Cを満足してもよい。r1r2r3/rn-2rn-1rn>1.6式C本発明の上記態様にかかる溶融亜鉛メッキ鋼板及びその製造方法によれば、溶融亜鉛メッキ鋼板の基材となる鋼板について、この鋼板の成分であるSiとAlとの合計含有量を特定範囲に制御すること、また、この鋼板中のマルテンサイトの硬度とMnSの析出状態とを制御することによって、高強度で、かつ、成形性に優れる溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法を提供することができる。本発明の実施形態に係る溶融亜鉛メッキ鋼板は、基材となる鋼板と、この鋼板上に配された溶融亜鉛メッキ層とを備える。ここで、溶融亜鉛メッキには、合金化溶融亜鉛メッキも含まれる。初めに、上記した基材となる鋼板の基本成分に関する数値限定範囲と、その限定理由とを説明する。ここで、記載するは、質量である。C:0.05~0.13C炭素は、強度確保のため、また、マルテンサイト安定化のために、必須な元素である。C含有量が0.05未満では、強度が満足せず、またマルテンサイトが形成されない。また、C含有量が0.13を超えると、マルテンサイトの硬度が高くなりすぎて、軟質相との硬度差が過大になって穴拡げ性が低下し、また、溶接性の劣化も招く。従って、C含有量は、0.05~0.13とし、好ましくは、0.06~0.1とする。Si:0.2~0.8Siケイ素は、強度確保のため、また、延性の確保のために添加される元素である。Si含有量が0.8超では、化成処理性や溶融亜鉛メッキ性が劣化してしまう。従って、Si含有量は、0.8以下とする。さらに溶融亜鉛メッキ性を重視する場合には0.6以下のSi含有量が好ましい。また、SiとAlとの複合添加により穴拡げ性が向上するが、Si含有量が0.2未満ではこの効果が顕著に現れない。このため,Si含有量の下限を0.2とする。Mn:1.5~3.1Mnマンガンは、強度確保に加えて、炭化物の生成を遅らせ、フェライトを安定化させる元素である。Mn含有量が1.5未満では、強度が満足せず、またフェライトの形成が不十分となり延性が劣化する。また、Mn含有量が3.1を超えると、焼入れ性が必要以上に高まって製品品質が安定せず、また、延性も不足する。従って、Mn含有量は、1.5~3.1とし、好ましくは1.8~2.8とする。P:0.001~0.06Pリンは、鋼板の強度を上げる元素として、必要に応じて添加する。しかし、添加量が多いと粒界へ偏析して局部延性を劣化させ、また、溶接性も劣化させる。従って、P含有量の上限値は0.06とする。また、P含有量の下限を0.001としたのは、これ未満に低減させることは、製鋼工程でのコストアップに繋がるためである。好ましくは0.003~0.03とする。Al:0.1~0.7Alアルミニウムは、フェライトの生成を促進し、延性向上に有効に作用する元素である。また、多量に添加しても、化成処理性や溶融亜鉛メッキ性を劣化させない元素である。SiとAlとの複合添加により穴拡げ性を向上させるには、Al含有量を0.1以上とする。しかし、添加量が増加するとアルミナ等の介在物が増加し、加工性が劣化するため、Al含有量の上限は0.7とする。好ましくは0.15~0.6とする。上記の基本成分に加えて、上記鋼板は、さらに、選択成分として、B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ca、RareEarthMetalREMのうちの少なくとも一つを含有してもよい。以下に、選択成分の数値限定範囲とその限定理由とを説明する。ここで、記載するは、質量である。B:0.0005~0.002Bホウ素は、焼入れ性確保のため、また、BNの形成による有効Alを増大させるために添加してもよい。また、DP鋼のフェライト分率を高くすることで優れた伸びを確保できるが、金属組織が層状組織となり局部延性が低下することがある。Bの添加によって、これを防ぐことが可能となる。B含有量が0.0005未満では、この効果が発揮されない。B含有量が0.002超では、添加量に見合う効果が発現されない。Mo:0.01~0.5Cr:0.01~0.5Moモリブデン及びCrクロミウムは、強度及び焼入れ性の確保のために添加してもよい。Mo及びCrの含有量が、0.01未満ではその効果が発揮されない。Mo及びCrの含有量が、0.5超では、DP鋼におけるフェライト生成が抑制されて延性が劣化し、また、化成処理性や溶融亜鉛メッキ性が劣化する。V:0.001~0.1Ti:0.001~0.1Vバナジウム及びTiチタニウムは、強度確保のために添加してもよい。V及びTiの含有量が0.001未満では、この効果が発揮されない。V及びTiの含有量が0.1超では、溶接性などが劣化する。Nb:0.001~0.05Nbニオブは、強度確保のために添加してもよい。Nb含有量が、0.001未満ではこの効果が発揮されない。Nb含有量が、0.05超では、この効果が飽和する。Ca:0.0005~0.005;REM:0.0005~0.005Caカルシウム及びREMは、介在物制御、穴拡げ性を改善する目的で添加してもよい。Ca及びREMの含有量が、0.0005未満ではその効果が発揮されない。Ca及びREMの含有量が、0.005超では、この効果が飽和する。上記成分の他に、上記鋼板は、不可避的不純物を含有する。ここで、不可避的不純物とは、スクラップ等の副原料や、メッキ工程から不可避的に混入する、S、N、Mg、Pb、Sb、Sn、Cd、Ni、Cu等の元素を意味する。例えば、Snなどは、0.01以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。しかし、S及びNは、本発明の効果を十分に発揮させるために、以下のように制限することが好ましい。ここで、記載するは、質量である。S:0.001~0.01S硫黄は、MnSを生成することで局部延性、溶接性を劣化させる元素であり、鋼中に存在しない方が好ましい元素である。従って、S含有量の上限を0.01に制限する。また、不必要にSを低減することは製鋼工程でのコストが増大するので、S含有量の下限を0.001とする。好ましくは0.002~0.005とする。N:0.0005~0.01N窒素は、不可避的に含まれる元素であるが、あまり多量に含有する場合は、時効性を劣化させるのみならず、AlN析出量が多くなってAl添加の効果を減少させる元素である。従って、N含有量の上限を0.01以下に制限する。また、不必要にNを低減することは製鋼工程でのコストが増大するので、N含有量の下限を0.0005以上とする。好ましくは0.001~0.005とする。次に、SiとAlとの合計含有量に関する数値限定範囲について説明する。鋼板の強度を高めるためには、固溶強化や析出強化だけでは充分でなく、一般に、変態強化も利用されることが多い。さらに、DP組織に制御することで、軟質のフェライト相に起因して高い伸びが得られ、硬質のマルテンサイト相に起因して強度が確保される。しかし、DP鋼の場合、軟質相と硬質相の硬度差が大きいと、穴拡げ性が劣化することが知られている。この改善のために、マルテンサイトを焼き戻して硬度を下げるなどの工夫がされているが、十分ではない。特に、980MPa以上の引張強度が要求されるDP鋼では、焼き戻しにより、強度不足となってしまう場合がある。そこで、発明者らは鋭意検討した結果、Si及びAlの質量で示した合計含有量が、下記の式Aを満たすとき、高強度で、かつ、優れた穴拡げ性を有する鋼板になることを見出した。0.5<SiAl<1.0式A強度及び成形性の評価には、穴拡げ率:λと引張強度:TSMPaとの積であるλ×TSの値を用いる。この値は、通常40000MPa程度である。このλ×TSの値が60000MPa以上の場合に、鋼板が、高強度であり、かつ、成形性が良好であると判断する。図1に、Al及びSiの質量で示した含有量と、成形性及びメッキ性などの鋼板特性との関係を示す。図中、λ×TSの値が60000MPa以上となる鋼板を○、60000MPa未満となる鋼板を×で表し、また、溶融亜鉛メッキ性が劣る鋼板を△で表した。また、上記の式Aで示される範囲を矢印Aで表した。この図に示されるように、質量で示したSiAlの値が、0.5以下となると、λ×TSの値が十分でなく、1.0以上となると、溶融亜鉛メッキ性が悪化する。このように質量で示したSiAlの値は、0.5超、1.0未満となる必要がある。好ましくは、質量で示したSiAlの値を、0.6超、1.0未満とする。次に、本発明の実施形態に係る溶融亜鉛メッキ鋼板の基材となる鋼板の金属組織について説明する。上記鋼板の金属組織には、主にフェライトとマルテンサイトとが含有される。これは、強度と延性とのバランスに優れた鋼板となるからである。ここでいう、フェライトには、ポリゴナルフェライト、ベイネティックフェライトを含み、マルテンサイトには、通常の焼き入れにより得られるマルテンサイトの他、600°C以下の温度にて焼戻しを行ったマルテンサイトも含まれる。600°C以下の温度で焼戻しを行った鋼板を、溶融亜鉛メッキ鋼板の基材として用いても、本発明の効果は変わらない。フェライト分率及びマルテンサイト分率は、鋼板強度に応じて制御する。TSが500~800MPaの場合、フェライト分率は50~90面積で、マルテンサイト分率は10~40面積であることが好ましい。TSが800~1100MPaの場合、フェライト分率は20~60面積で、マルテンサイト分率は30~60面積であることが好ましい。TSが1100MPa超の場合、フェライト分率は30面積以下で、マルテンサイト分率は40面積以上であることが好ましい。上記鋼板は、フェライト及びマルテンサイト以外の組織としてベイナイトを含む。そのベイナイト分率は10~40面積であることが好ましい。また、組織中にオーステナイトが残存すると2次加工脆性や遅れ破壊特性が悪化する。よって、上記鋼板では不可避的に存在する5体積程度の残留オーステナイト以外には、実質的に残留オーステナイトを含まないことが好ましい。上記鋼板が、高強度で、かつ、十分な穴拡げ性成形性を有するためには、その金属組織が、下記の式Bを満足する必要がある。{n22/3×d2}/{n12/3×d1}×lnH2/H1<0.3式Bここで、板厚方向1/8~2/8の領域である鋼板表層部における0.1mm2あたりのMnSの個数をn1、上記MnSの平均円相当径をd1μm、上記鋼板表層部のマルテンサイトの硬度をH1GPaとする。同様に、板厚方向3/8~5/8の領域である鋼板中心部における0.1mm2あたりのMnSの個数をn2、上記MnSの平均円相当径をd2μm、上記鋼板中心部のマルテンサイト硬度をH2GPaとする。上記の式Bの左辺が0.3未満となることは、定性的に、鋼板表層部と鋼板中心部とにおける、MnSの個数の差、MnSの平均円相当径の差、及び、マルテンサイト硬度の差が小さくなることを意味する。一般的に、鋼板中心部のMnSの個数、MnSの平均円相当径、及び、マルテンサイト硬度の値は、鋼板表層部のそれらよりも大きくなり、上記の式Bの左辺が0.3以上となる。図2に示すように、式Bの左辺の値と、λ×TSの値とには相関がある。式Bの左辺の値が、0.3未満の場合に、λ×TSの値が60000MPa以上となる。このように、上記鋼板が、高強度で、かつ、成形性に優れるためには、式Bの左辺の値が、0.3未満となる必要がある。また、通常の条件において想定される式Bの下限は、0.01である。鋼板中のマルテンサイトの硬度及びMnSの析出状態は、後述のする製造方法によって制御することが可能である。また、鋼板中のマルテンサイトの硬度及びMnSの析出状態をより精密に制御するためには、上記鋼板が、熱間圧延後に冷間圧延も施される、冷延鋼板であることが好ましい。加えて、伸びELとTSとの積であるEL×TSの値が、16000MPa以上であれば、さらに成形性が向上するので、好ましい。上述のように、溶融亜鉛メッキ鋼板の基材となる鋼板について、鋼板の成分と金属組織とを制御することで、高強度で、かつ、成形性に優れる溶融亜鉛メッキ高強度鋼板を得ることが可能となる。次に、本発明の実施形態に係る溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法について説明する。製造方法は一般に行われている熱延鋼板、冷延鋼板、メッキ鋼板の工程で構わない。鋳造工程として、上記した基本成分、選択成分、及び、不可避不純物を満足する溶鋼を鋳造して鋼材を製造する。鋳造方法は特に限定されるものではないが、真空鋳造法や連続鋳造法等を用いれば良い。熱間圧延工程として、上記鋼材を加熱して、熱間圧延を行う。熱間圧延における仕上圧延は、フェライト粒にひずみが過度に加わり加工性が低下するのを防ぐため、Ar3冷却時にフェライト変態が始まる温度以上の温度で行うことが好ましい。また、高温すぎても焼鈍後の再結晶粒径が必要以上に粗大化するため、熱間圧延における仕上圧延を、940°C以下の温度で行うことが好ましい。熱間圧延における仕上圧延時に、各スタンドでの圧化率が下記の式Cを満足した場合、高いλ×TSの値が得られる。r1r2r3/rn-2rn-1rn>1.6式Cここで、熱間仕上圧延の合計スタンド数をn段とし、riをiスタンド目の圧下率とする。図3に示すように、式Cの左辺の値とλ×TSの値とには相関がある。式Cの左辺の値が1.6超の場合に、λ×TSの値が60000MPa以上となる。よって、式Cの左辺の値が、1.6超となることが好ましい。これは、仕上圧延開始時の被加工材温度が高く、この段階で高圧下率であれば、結晶粒が均一になるからだと推定される。一方、仕上圧延終了時の被加工材温度は低くなっているため、この段階での圧下率が高いと、被加工材への負荷が高く、形状の乱れが起こる。加えて、この段階では、被加工材内部が不均一な温度分布になっているので、加工のばらつきが大きくなり、材質特性も劣化する。高強度で、かつ、良好な成形性を確実に得るためには、r1r2r3/rn-2rn-1rn>1.9を満たせば好ましい。また、r1r2r3/rn-2rn-1rn>2.0を満たせばさらに好ましい。一方、設備能力の制約により、r1r2r3/rn-2rn-1rnの値の上限は3.0となる。尚、図4に示すように、式Bの左辺の値と式Cの左辺の値とには、相関がある。図中、λ×TSの値が60000MPa以上となる鋼板を○、60000MPa未満となる鋼板を×で表した。式Bと式Cとが共に、それぞれ条件を満たす時に、λ×TSの値が60000MPa以上となる。つまり、上記成分を満足する鋼材を用いて、そして、上記式Cに示す圧延条件を満足する場合に、鋼板の金属組織が式Bを満足することとなり、その結果、λ×TSの値が60000MPa以上となる。さらに、鋼板のEL×TSの値が16000MPa以上であれば、その溶融亜鉛メッキ鋼板は、厳しい加工性が要求される自動車用部材等に適用できるのでより好ましい。熱間圧延後の鋼板の巻き取り温度は、高温にするほど再結晶や粒成長が促進され、加工性の向上が望まれる。しかし、高温にするほど、スケールが生成して酸洗性が低下し、そして、フェライトとパーライトが層状に生成することによってCが不均一に偏析する。よって、巻き取り温度は650°C以下とする。一方、巻き取り温度が低温になりすぎると鋼板が硬化して、冷間圧延時での負荷が高くなる。このため、巻き取り温度は400°C以上とする。また、必要に応じて、上記巻き取り温度にて、1時間以上、24時間以下の範囲で、熱間圧延後の鋼板を保持してもよい。上記時間の保持により、熱間圧延鋼板の金属組織を、好適に制御することができる。研削工程として、必要に応じて、上記熱間圧延工程後の鋼板を、スケールを除去するために表面研削しても良い。研削方法は特に限定されるものではなく、例えば、ワイヤブラシロール、砥粒ベルト、又は、ショットブラスト等を使用することができる。酸洗工程として、上記熱間圧延工程後、又は、研削工程後の鋼板を酸洗する。酸洗方法は特に限定されるものではなく、硫酸又は硝酸等を用いる定法の酸洗方法でよい。冷間圧延工程として、上記酸洗工程後の鋼板を冷間圧延する。冷間圧延方法は特に限定されるものではない。冷間圧延では、圧下率が低いと鋼板の形状矯正が難しくなるため下限値を30とすることが好ましい。また、70を超える圧下率で圧延すると、鋼板のエッジ部に割れの発生及び形状の乱れのため、上限値を70とすることが好ましい。上記した熱間圧延工程および冷間圧延工程を経て製造された冷延鋼板は、鋼板中のマルテンサイトの硬度及びMnSの析出状態がより精密に制御されている。よって、溶融亜鉛メッキ鋼板の基材として用いると好ましい。焼鈍工程として、冷間圧延工程後の鋼板を、Ac1加熱時にオーステナイトが生成し始める温度以上、Ac3加熱時にフェライトからオーステナイトへの変態を完了する温度100°C以下の温度で焼鈍する。Ac1未満の温度では組識が不均一となる。一方、Ac3100°C超える温度では、オーステナイトの粗大化によりフェライト生成が抑制され、伸び特性が劣化する。また、経済的な観点から焼鈍温度は900°C以下が望ましい。また、焼鈍工程中に、層状の組識を消失させるには、30秒以上の保持が必要である。しかし、30分を超えて保持しても、効果は飽和し生産性も低下する。従って、保持時間は、30秒以上30分以下とする。冷却工程として、焼鈍工程で上記温度範囲に加熱されている鋼板を冷却する。冷却終了温度は、600°C以下の温度とする。600°Cを超えるとオーステナイトが残留しやすくなり、2次加工性、遅れ破壊の問題が生じ易くなる。また、必要に応じて、上記冷却終了温度にて、10秒以上、1000秒以下の範囲で、焼鈍工程後の鋼板を保持してもよい。上記時間の保持により、焼鈍工程後の鋼板の金属組織を、好適に制御することができる。また、必要に応じて、穴拡げ性及び脆性の改善を目的として、冷却工程後の鋼板に、600°C以下の温度で焼戻し処理を行ってもよい。この焼戻し処理を行っても、本発明の効果は変わらない。めっき工程として、冷却工程後、又は、焼戻し処理後の鋼板に溶融亜鉛めっきを施す。溶融亜鉛メッキ方法は特に限定されるものではない。また、必要に応じて合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛メッキとしても構わない。表1に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉にて鋳造した。表1中、下線で示す数値は、本発明の範囲外であることを示す。この鋼材を1200°Cまで加熱して熱間圧延を行った。熱間圧延における仕上圧延は、880°Cで行った。また、この熱間仕上圧延では、各スタンドでの圧下率を制御した。熱間仕上圧延終了後の圧延鋼板を500°Cまで冷却し、その温度で1時間保持することで、熱延の巻取熱処理を行った。得られた熱延鋼板を、研削及び酸洗により表面スケールを除去した。その後、この鋼板に対して冷間圧延を行った。冷間圧延後の鋼板を、連続焼鈍シミュレータを用い、800°Cで60秒の焼鈍を行い、その後、400~600°Cの温度範囲に冷却して、その温度で10~600秒保持した。この鋼板に溶融亜鉛メッキを行い、一部の鋼板は必要に応じ合金化処理を行った後、室温まで冷却した。上記製造した溶融亜鉛メッキ鋼板を用いて、引張試験と穴拡げ試験とを行った。穴拡げ率λ×引張強度TSMPaの積が60000MPa以上である場合に、高強度であり、かつ、成形性が良好であると判断した。引張試験は、JIS5号試験片により試験を行った。穴拡げ試験は、試験片に設けた初期穴直径d0:10mmである打ち抜き穴に、先端角度が60°である円錐ポンチを押し込んで、打ち抜き穴を押し広げることで行った。そして、打ち抜き穴の円周に発生した亀裂が試験片の板厚方向に貫通した時点での穴直径dmmを測定し、下記の式Dによって穴拡げ率λを求めた。λ=[d-d0/d0]×100式Dここで、d0=10mm。上記製造した溶融亜鉛メッキ鋼板の金属組織を、光学顕微鏡で観察した。観察面は、溶融亜鉛メッキ鋼板の圧延方向と直交する板幅方向が観察面となるように板厚方向に沿って平面切断した切断面である。フェライトはナイタールエッチング、マルテンサイトはレペラーエッチング法により現出させた。上記切断面に表れる鋼板と溶融亜鉛メッキ層との界面から鋼板側である、鋼板の板厚1/4の位置を観察して、フェライト及びマルテンサイトの面積分率を求めた。残留オーステナイトは、溶融亜鉛メッキ鋼板表面を、鋼板の板厚1/4である深さまで平行研磨した後、研磨面をX線回折装置で測定して、体積分率を求めた。亜鉛メッキ性は、溶融亜鉛メッキシミュレータを用いて、上記と同様の焼鈍条件で焼鈍を施した圧延鋼板に溶融亜鉛メッキを行い、メッキの付着状況を目視にて確認することで評価した。メッキ表面の90面積以上で、亜鉛メッキが均一に付着している場合をGoodとし、メッキ表面の10面積超に欠陥がある場合をBadとした。これらの結果を表2に示した。MnSの析出状態の観察は、Fe-SEMFieldEmission-ScanningElectronMicroscopeを用いて行った。観察は、上記した切断面に表れる鋼板と溶融亜鉛メッキ層との界面から鋼板側へ、鋼板の板厚方向1/8~2/8である鋼板表層部と、鋼板の板厚方向3/8~5/8である鋼板中心部とで行った。観察倍率は1000倍とし、0.12mm×0.09mm=0.01mm2の面積を1観察視野とした。合計10視野を観察して、MnSの個数を計測した。ここで、MnSの個数は、0.01mm2の面積を合計10視野観察して、合計個数を計測したので、0.1mm2あたりの個数として表した。MnSの円相当径μmは、上記10視野における円相当直径を、Fe-SEMに組み込まれている画像解析ソフトで計算し、10視野における平均値を求めて平均円相当径μmとした。マルテンサイトの硬度は、ナノインデンターを用いて、測定を行った。上記鋼板表層部と上記鋼板中心部とに存在するマルテンサイトの粒内を、100μmの間隔で、合計30点測定して、平均値を求めた。これらの結果を表3に示した。表3中、下線で示す数値は、本発明の範囲外であることを示す。表1~表3に示すように、実施例であるNo.1~27は、溶融亜鉛メッキ性が優れ、高強度であり、かつ、十分な穴拡げ性成形性を有する溶融亜鉛メッキ鋼板となっている。一方、比較例であるNo.28~45は、本発明の範囲から外れた溶融亜鉛メッキ鋼板である。比較例28と29とは、C含有量が本発明の範囲外であるため、λ×TSの値が60000MPa未満となっている。比較例30は、Si含有量が本発明の範囲外で、質量で示したSiAlの値も本発明の範囲外であるため、λ×TSの値が60000MPa未満となり、また、亜鉛メッキ性も優れなかった。比較例31は、Si含有量とMn含有量とが本発明の範囲外で、質量で示したSiAlの値も本発明の範囲外であるため、λ×TSの値が60000MPa未満となり、また、亜鉛メッキ性も優れなかった。比較例32は、Mn含有量が本発明の範囲外であるため、λ×TSの値が60000MPa未満となっている。比較例33は、P含有量が本発明の範囲外であるため、λ×TSの値が60000MPa未満となっている。比較例34は、S含有量が本発明の範囲外であるため、λ×TSの値が60000MPa未満となっている。比較例35は、N含有量が本発明の範囲外であるため、λ×TSの値が60000MPa未満となっている。比較例36は、Al含有量が本発明の範囲外であるため、λ×TSの値が60000MPa未満となっている。比較例37~41は、質量で示したSiAlの値が本発明の範囲外となり、λ×TSの値が60000MPa未満となっている。比較例42~45は、式Bと式Cとを満足しないため、λ×TSの値が60000MPa未満となっている。"