0.01%以下を含有する化学組成を有し、鋼板の表面から50μmの深さの位置における圧延方向に展伸したMnおよびSiが濃化した濃化部の圧延直角方向の平均間隔である濃化部平均間隔が1000μm以下であり、鋼板の表面における深さ3μm以上10μm以下のクラックの数密度が3個/mm以上1000個/mm以下であり、面積%で、ベイナイト:60%以上、残留オーステナイト:1%以上、マルテンサイト:1%以上、およびフェライト:2%以上20%未満を含有するとともに、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が20μm以下である鋼組織を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板。めっき鋼板は、引張強さ(TS)が780MPa以上である機械特性を有することを特徴とする、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。500μm以下である、請求項1に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。前記化学組成が、質量%で、Ti:1.0%以下、Nb:1.0%以下、V:1.0%以下、W:1.0%以下、Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下、Cu:1.0%以下、Ni:1.0%、およびB:0.01%以下からなる群から選択される1種または2種以上をさらに含有する、請求項1または請求項2に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。前記化学組成が、質量%で、REM:0.1%以下、Mg:0.05%以下、Ca:0.05%以下、およびZr:0.05%以下からなる群から選択される1種または2種以上をさらに含有する請求項1〜請求項3のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。10μm以下である、請求項1〜請求項4のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。下記工程(A)〜(E)を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法:(A)請求項1〜請求項4のいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼を、鋳片表面から10mmの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度が10°C/秒以上となる条件で鋳造する鋳造工程;(B)前記鋳造工程により得られた鋳片を熱間圧延に供し、800°C以上の温度域で熱間圧延を完了し、10°C/秒以上の平均冷却速度で冷却して、300°C以上580°C未満の温度域で巻取って熱延鋼板とする熱間圧延工程;(C)前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に下記式(1)を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程;(D)前記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に20%以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程;および(E)前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を750°C以上1000°C以下の温度域に5秒間以上1000秒間以下保持したのち、2°C/秒以上70°C/秒以下の平均冷却速度で300°C以上580°C以下の温度域まで冷却してこの温度域に2秒間以上保持し、次いで溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板とし、700°C以下の温度域に120秒間以下保持する合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする連続溶融亜鉛めっき工程。下記工程(a)〜(f)を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法:(a)請求項1〜請求項4のいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼を、鋳片表面から10mmの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度が10°C/秒以上となる条件で鋳造する鋳造工程;(b)前記鋳造工程により得られた鋳片を熱間圧延に供し、800°C以上の温度域で熱間圧延を完了し、10°C/秒以上の平均冷却速度で冷却して、300°C以上580°C未満の温度域で巻取って熱延鋼板とする熱間圧延工程;(c)前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に下記式(1)を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程;(d)前記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に20%以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程;(e)前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、750°C以上の温度域に5秒間以上保持したのち、2°C/秒以上200°C/秒以下の平均冷却速度で250°C以上580°C以下の温度域まで冷却する前焼鈍を施す前焼鈍工程;および(f)前記前焼鈍工程により得られた冷延鋼板を750°C以上1000°C以下の温度域に5秒間以上1000秒間以下保持したのち、2°C/秒以上70°C/秒以下の平均冷却速度で300°C以上580°C以下の温度域まで冷却してこの温度域に2秒間以上保持し、次いで溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板とし、700°C以下の温度域に120秒間以下保持する合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする連続溶融亜鉛めっき工程。本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。ため、自動車の燃費向上が求められており、自動車用鋼板において、車体軽量化および安全性確保を目的として、780MPa以上の引張強度(TS)を有する高強度鋼板へのニーズが高まっている。このような鋼板は、高い強度のみならず、多様な特性が求められる。成形性の観点からは、曲げ性、伸びフランジ性、延性等が求められる。防錆性の観点からは、溶融めっきを施した鋼板が求められる。変態強化があり、これらを組み合わせることにより、目的とする引張強度を達成することができる。これらの組合せが異なると、引張強度が同一であっても、曲げ性、伸びフランジ性、延性等が異なる鋼板が得られる。したがって、各種要求性能を高度にバランスさせるには、強化手法を適正にバランスさせることが重要である。上記強化手法のうち、変態強化を用いると、比較的容易に高強度化を達成することができる。特許文献1に記載された合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、Si、Mn、Cr、Moを多量に添加し、さらに冷却速度を制御することによって、フェライト・ベイナイト・マルテンサイト混合組織を得て、TS≧780MPaを達成している。特許文献2には、焼き戻しマルテンサイトを得ることにより、曲げ性と高強度化が達成されることが記載されている。これらの技術によれば、フェライトと硬質相との混合組織とすることにより、比較的容易に高強度化が図ることができる。【0006】しかし、マルテンサイトを多く含む混合組織を用いると、組織間の硬度差が大きいことに起因して、組織間の界面から亀裂が発生しやすく、伸びフランジ性や曲げ性に劣るという欠点がある。伸びフランジ性や曲げ性の劣化を抑制しつつ高強度化を図る方法としては、析出強化を用いることが多い。析出強化を用いる場合には、TiやNbを添加することが多く行われているが、その中で安価であり、かつ添加量に対する強度上昇量が多いTiを多く添加することが一般的である。Tiの添加によりフェライト粒が微細化される効果があるため、Ti炭窒化物による析出強化に加え、フェライト粒の微細化による高強度化を図れるメリットもある。【0008】Tiによる析出強化を用いた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の従来技術としては、特許文献3、特許文献4および特許文献5が挙げられる。Tiを添加してフェライトの微細化や析出強化を利用すると、フェライト自体が非常に硬くなってしまい、延性が著しく劣化する傾向がある。本発明は、上記従来技術に鑑みてなされたものであり、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車のメンバーや足廻り部品に代表される構造部材の素材として好適な、高い引張強度を有するとともに、優れた曲げ性、伸びフランジ性および延性を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行った。その結果、めっき基材となる鋼板の表面近傍の成分偏析や表面形状(表面クラックの密度)を適正化するとともに、鋼組織を適正化することによって、必ずしもTiまたはNbを含有させなくても、780MPa以上の高い引張強度を有しながら、優れた曲げ性、伸びフランジ性および曲げ性をも有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができるという新たな知見を得た。上記の知見に基づき完成された本発明は次のとおりである。めっき鋼板は、引張強さ(TS)が780MPa以上である機械特性を有することを特徴とする、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。500μm以下である、前記(1)に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。(3)前記化学組成が、質量%で、Ti:1.0%以下、Nb:1.0%以下、V:1.0%以下、W:1.0%以下、Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下、Cu:1.0%以下、Ni:1.0%、およびB:0.01%以下からなる群から選択される1種または2種以上をさらに含有する前記(1)または(2)に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。【0015】(4)前記化学組成が、質量%で、REM:0.1%以下、Mg:0.05%以下、Ca:0.05%以下、およびZr:0.05%以下からなる群から選択される1種または2種以上をさらに含有する前記(1)〜(3)のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。10μm以下である、前記(1)〜(4)のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。下記工程(A)〜(E)を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法:(A)前記(1)〜(4)のいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼を、鋳片表面から10mmの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度が10°C/秒以上となる条件で鋳造する鋳造工程;(B)前記鋳造工程により得られた鋳片を熱間圧延に供し、800°C以上の温度域で熱間圧延を完了し、10°C/秒以上の平均冷却速度で冷却して、300°C以上580°C未満の温度域で巻取って熱延鋼板とする熱間圧延工程;(C)前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に下記式(1)を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程;(D)前記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に20%以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程;および(E)前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を750°C以上1000°C以下の温度域に5秒間以上1000秒間以下保持したのち、2°C/秒以上70°C/秒以下の平均冷却速度で300°C以上580°C以下の温度域まで冷却してこの温度域に2秒間以上保持し、次いで溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板とし、700°C以下の温度域に120秒間以下保持する合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする連続溶融亜鉛めっき工程。(1)下記工程(a)〜(f)を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法:(a)前記(1)〜(4)のいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼を、鋳片表面から10mmの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度が10°C/秒以上となる条件で鋳造する鋳造工程;(b)前記鋳造工程により得られた鋳片を熱間圧延に供し、800°C以上の温度域で熱間圧延を完了し、10°C/秒以上の平均冷却速度で冷却して、300°C以上580°C未満の温度域で巻取って熱延鋼板とする熱間圧延工程;(c)前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に上記式(1)を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程;(d)前記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に20%以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程;(e)前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、750°C以上の温度域に5秒間以上保持したのち、2°C/秒以上200°C/秒以下の平均冷却速度で250°C以上580°C以下の温度域まで冷却する前焼鈍を施す前焼鈍工程;および(f)前記前焼鈍工程により得られた冷延鋼板を750°C以上1000°C以下の温度域に5秒間以上1000秒間以下保持したのち、2°C/秒以上70°C/秒以下の平均冷却速度で300°C以上580°C以下の温度域まで冷却してこの温度域に2秒間以上保持し、次いで溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板とし、700°C以下の温度域に120秒間以下保持する合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする連続溶融亜鉛めっき工程。【0018】ここで、「鋼板の表面」とは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、めっき基材である鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面を意味する。用いて合金化溶融亜鉛めっき鋼板の断面を反射電子(BSE像)で観察する際のコントラストの差から判別できる。めっき層に含まれる元素を面分析し、Fe濃度が70質量%以上である部位を鋼板、Fe濃度が70質量%未満である部位を合金化溶融亜鉛めっき層とすることで合金化溶融亜鉛めっき層と鋼板との界面を判別する。本発明においては、180°曲げ試験で割れが発生しない内側半径の最小値が2.0t以下(t:板厚)であることを優れた曲げ性の目標特性とし、引張強さ(TS)と穴拡げ率(HER)との積(TS×HER値)が28000(MPa・%)以上であることを優れた伸びフランジ性の目標特性とし、引張強さ(TS)と全伸び(El)との積(TS×El値)が10000(MPa・%)以上であることを優れた延性の目標特性とする。本発明によれば、TSが780MPa以上という高い強度を有しながら、優れた曲げ性、伸びフランジ性および延性をも備えた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車のメンバーや足廻り部品に代表される構造部材の素材として好適である。本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の化学組成について説明する。化学組成についての「%」は「質量%」を意味する。【0022】(1)C:0.03%以上、0.35%以下Cは、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトなどの硬質相を生成させ、鋼板の強度を向上させる作用を有する。本発明では、鋼組織においてベイナイトの面積率を60%以上とする必要がある。C含有量が0.03%未満ではベイナイトの面積率を60%以上とすることが困難である。したがって、C含有量は0.03%以上とする。好ましくは0.05%以上である。C含有量が0.35%超では、溶接性の低下が著しくなる。したがって、C含有量は0.35%以下とする。好ましくは0.25%以下である。【0023】(2)Si:0.005%以上、2.0%以下Siは、固溶強化によって鋼板の強度を高める作用を有する。Si含有量が0.005%未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Si含有量は0.005%以上とする。好ましくは0.01%以上である。Si含有量が2.0%超では、溶融亜鉛めっきとのぬれ性が悪化して不めっき部が多く存在するようになり耐食性の劣化が著しくなる。したがって、Siの含有量は2.0%以下とする。好ましくは1.8%以下である。【0024】(3)Mn:1.0%以上、4.0%以下Mnは、鋼の焼入性を高めることにより鋼板の強度を高める作用を有する。Mn含有量が1.0%未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Mn含有量は1.0%以上とする。好ましくは1.2%以上である。Mn含有量が4.0%超では、焼入性が過剰に高まってマルテンサイトの面積率が過大となり、伸びフランジ加工性や曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Mn含有量は4.0%以下とする。好ましくは3.0%以下である。【0025】(4)P:0.0004%以上、0.1%以下Pは、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する。P含有量が0.0004%未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、P含有量は0.0004%以上とする。好ましくは0.006%以上である。Pは偏析し易い元素であるため多量に含有すると溶接性の低下を招く。P含有量が0.1%超では偏析による溶接性の低下が著しくなる。したがって、P含有量は0.1%以下とする。好ましくは0.08%以下である。【0026】(5)S:0.02%以下Sは、不純物として含有され、鋼中に硫化物を形成して伸びフランジ加工性や曲げ性を低下させる作用を有する。S含有量が0.02%超では伸びフランジ加工性や曲げ性の低下が著しくなる。したがって、S含有量は0.02%以下とする。好ましくは0.01%以下である。S含有量は低ければ低いほど好ましいので、S含有量の下限は規定する必要はないが、製鋼コストの観点からは0.0002%以上とすることが好ましい。【0027】(6)sol.Al:0.0002%以上、2.0%以下Alは、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する。sol.Al含有量が0.0002%未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、sol.Al含有量は0.0002%以上とする。好ましくは0.0005%以上である。sol.Al含有量が2.0%超では、粗大なアルミナ系介在物が増加して、伸びフランジ加工性や曲げ性およびの低下が著しくなる。したがって、sol.Al含有量は2.0%以下とする。好ましくは1.8%以下である。【0028】(7)N:0.01%以下Nは、不純物として含有され、鋼中に窒化物を形成して伸びフランジ加工性や曲げ性を低下させる作用を有する。N含有量が0.01%超では曲げ性の低下が著しくなる。したがって、N含有量は0.01%以下とする。好ましくは0.008%以下である。N含有量は低ければ低いほど好ましいので、N含有量の下限は規定する必要はないが、製鋼コストの観点からは0.0002%以上とすることが好ましい。以下に説明する元素は、場合により鋼中に含有させてもよい任意元素である。(8)Bi:0.5%以下Biは、凝固の接種核となり、凝固時のデンドライトアーム間隔を小さくし、凝固組織を細かくする作用を有する。その結果、MnやSi等の偏析が生じ易い元素の偏析を抑制し、鋼板の局所的な強度差を低減し、曲げ性を向上させる作用を有する。したがって、Biを含有させることが好ましい。Biは鋼中に曲げ加工時の割れの起点となる酸化物を形成するため、Biの含有量が0.5%を超えると曲げ性の劣化が著しくなる。したがって、Biを含有させる場合のBi含有量は0.5%以下とする。好ましくは0.03%以下である。上記作用による効果をより確実に得るにはBi含有量を0.0002%以上とすることが好ましく、このようにすることで、溶融亜鉛めっき層と鋼板との界面から50μmの深さの位置における圧延方向に展伸したMnおよび/またはSiが濃化した濃化部の圧延直角方向の平均間隔(詳細は後述する。)を500μm以下とすることをより確実に行うことができる。【0030】(9)Ti:1.0%以下、Nb:1.0%以下、V:1.0%以下、W:1.0%以下、Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下、Cu:1.0%以下、Ni:1.0%、およびB:0.01%以下からなる群から選択される1種または2種以上Ti、Nb、V、W、Cr、Mo、Cu、NiおよびBは、Mnと同様に鋼の焼入性を高めることによって鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、これらの元素の1種または2種以上を含有させてもよい。Ti、Nb、V、W、Cr、Mo、CuおよびNiについてはそれぞれ含有量が1.0%を超えると、Bについては含有量が0.01%を超えると、焼入性が過剰に高まってマルテンサイトの面積率が過大となり、伸びフランジ加工性や曲げ性の低下が著しくなる。したがって、含有させる場合のTi、Nb、V、W、Cr、Mo、Cu、NiおよびBの含有量はそれぞれ上記のとおりとする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ti、Nb、V、W、Cr、Mo、CuおよびNiのいずれかの元素を0.005%以上とするか、Bの含有量を0.0002%以上とすることが好ましい。Bについては含有量を0.0004%以上とすることがさらに好ましい。【0031】(10)REM:0.1%以下、Mg:0.05%以下、Ca:0.05%以下、およびZr:0.05%以下からなる群から選択される1種または2種以上REM(希土類元素)、Mg、CaおよびZrは、鋼中に形成される酸化物や硫化物を微細に球状化させて、伸びフランジ加工性や曲げ性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の1種または2種以上を含有させてもよい。REMについては含有量が0.1%超えると、Mg、CaおよびZrについてはそれぞれ含有量が0.05%を超えると、鋼中に形成される酸化物や硫化物の数が過剰となり、却って伸びフランジ加工性や曲げ性を劣化させる。したがって、含有させる場合のREM(希土類元素)、Mg、CaおよびZrの含有量はそれぞれ上記のとおりとする。上記作用による効果をより確実に得るには、REM、Mg、CaおよびZrのいずれかの含有量を0.0002%以上とすることが好ましい。【0032】ここで、REMは、Sc、Yおよびランタノイドの合計17元素を指し、上記REMの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板の濃化部、表面形状および鋼組織について説明する。鋼板の表面から50μmの深さの位置(以下、「深さ位置A」ともいう。)における、圧延方向に展伸した、Mnおよび/またはSiが濃化した濃化部(以下、「Mn・Si濃化部」ともいう。)の、圧延方向と直交する方向、すなわち鋼板の幅方向(本発明においては「圧延直角方向」という。)を1000μm以下とすることで、良好な曲げ性を得ることができる。【0035】ここで、Mn・Si濃化部の定義は、MnおよびSiの少なくとも一方の元素の含有量がバルクの含有量(鋼板の平均含有量)に対して1.1倍以上である部位とする。冷延鋼板におけるMn・Si濃化部は、鋳片において偏析したMnおよびSiが熱間圧延時および冷間圧延時に圧延方向に展伸されることで形成される。濃化部平均間隔の求め方は次のとおりである。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面を研削して、深さ位置Aにおける表面を露出させる。露出させた表面について、圧延直角方向にEPMAの線分析を行う。一回の線分析による測定距離は、平均間隔1000μmが測定できるように、3mm以上とすることが好ましい。線分析により求めたSi濃度およびMn濃度のラインプロファイルのそれぞれについて、平均濃度を求め、この濃度をバルクの含有量とする。ラインプロファイルにおけるSi濃度および/またはMn濃度が平均濃度の1.1倍となる領域を求め、これらの領域をMn・Si濃化部とする。得られた濃化部をなす各領域において最大濃度を示す部分を、その領域の中心点とする。隣接する領域同士の中心点間距離を求め、これらをラインプロファイル内で平均し、得られた平均値を濃化部平均間隔とする。1000μm超では、MnやSiの濃化が不均一に生じているため、鋼板内に成分濃化による局所的な硬度ばらつきが生じる。このような合金化溶融亜鉛めっき鋼板に曲げ加工が施されると、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に加工筋を生じ易い。この加工筋を形成する凹部には応力集中が生じ、曲げ加工による初期亀裂が早期に発生し、曲げ性を劣化させる。したがって、曲げ性を向上させるには、MnやSiの偏析を抑制して均一に分散させることで、加工筋の発生を抑制することが必要である。よって、濃化部平均間隔は1000μm以下とする。好ましくは500μm以下である。【0038】500μm以下という好ましい濃化部平均間隔は、上述したようにBiを含有させることでより確実に達成することができる。濃化部平均間隔は小さいほど好ましいので、その下限は特に規定しないが、通常スラブ厚みである30mm〜350mm程度のスラブを鋳造する場合を考慮すると、液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度の関係から、濃化部平均間隔は3μm以上とすることが実用上好ましい。【0039】なお、濃化部平均間隔を測定する位置を深さ位置Aとしたのは、加工変質の影響を受けている鋼板の最表層部を排除して、曲げ性に影響を及ぼす鋼板表層部におけるMnやSiの濃化状況を適正に評価するためである。鋼板表面における深さ3μm以上10μm以下のクラックの数密度(以下、「表面クラック数密度」と略記する。)を3個/mm以上1000個/mm以下とすることにより、良好な曲げ性を得ることができる。鋼板表面に適度なクラックを形成することにより、曲げ加工における応力を分散させて応力集中を抑制することができるので、良好な曲げ性が得られる。ここで、鋼板表面におけるクラック(以下、「表面クラック」という。)とは、鋼板表面に開口しているクラックを意味する。表面クラックの深さが3μm未満では上記応力集中を抑制する効果が小さい。表面クラックの深さが10μm超になると、クラック自体が曲げ加工における亀裂の起点となる可能性が高まり、却って曲げ性を劣化させる場合がある。この深さ3μm以上10以下の表面クラック数密度が3個/mm未満では上記応力集中を抑制する効果を十分に得られない場合がある。表面クラック数密度が1000個/mm超になると、曲げ加工時にクラック同士の連結が生じ易く、大きなクラックに発展して亀裂の起点となる可能性が高まり、却って曲げ性を劣化させる場合がある。したがって、深さが3μm以上10μm以下の表面クラックの数密度は3個/mm以上1000個/mm以下とする。【0043】このようにすることにより、上述した濃化部平均間隔の規定と相俟って、優れた曲げ性を得ることができる。表面クラック数密度の測定は、次のようにして行えばよい。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の断面観察を行い、深さが3μm以上10μm以下であるクラックを特定する。観察視野において特定されたこれらのクラックの本数を計数する。観察像で線状に観察される界面を直線近似し、その直線の観察視野における長さで、計数されたクラック本数を除して、クラック数密度とする。【0044】(3)ベイナイト:60面積%以上、残留オーステナイト:1面積%以上、マルテンサイト:1面積%以上、フェライト:2面積%以上20面積%未満、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値(超硬質相平均間隔):20μm以下ベイナイト:60面積%以上ベイナイトは、硬質な組織であり、かつ、硬度分布が均一な組織である。このため、高い強度と良好な強度−伸びフランジ性バランスを確保するのに最も有効な組織である。ベイナイトの面積率が60%未満では、TS:780MPa以上かつTS×HER値:28000MPa・%以上という、高い強度と優れた強度−伸びフランジ性バランスとを確保することが困難である。したがって、ベイナイトの面積率は60%以上とする。好ましくは65%以上である。残留オーステナイトは、変態誘起塑性(TRIP)効果により、鋼板の延性を飛躍的に向上させる相である。上述したように、ベイナイトは高い強度と良好な強度−伸びフランジ性バランスを確保するのに最も有効な組織であるが、延性に劣る組織である。このように延性に劣る組織であるベイナイトを60面積%以上も含有させるため、優れた強度−延性バランスを確保するには、残留オーステナイトの変態誘起塑性(TRIP)効果により、鋼板の延性を向上させる必要がある。残留オーステナイトの面積率が1%未満では、十分な変態誘起塑性(TRIP)効果を得ることができず、TS×El値で10000MPa・%以上という優れた強度−延性バランスを確保することが困難となる。したがって、残留オーステナイトの面積率は1%以上とする。好ましくは2%以上である。【0046】マルテンサイト:1面積%以上マルテンサイトは、非常に硬質な相であり、鋼板の強度を飛躍的に向上させる相である。上述したように、ベイナイトは硬質な組織であるので高い強度を確保するのに有効な組織ではあるが、マルテンサイトに比べれば軟質である。このため、ベイナイトのみによって非常に高い強度を確保することは困難であり、非常に高い強度を確保するには、マルテンサイトを含有させることによって鋼板の強度を向上させる必要がある。マルテンサイトの面積率が1%未満では、TS:780MPa以上という高い強度を確保することが困難である。したがって、マルテンサイトの面積率は1%以上とする。好ましくは2%以上である。【0047】フェライト:2面積%以上、20面積%未満フェライトは、最も軟質な相であり、鋼板の延性を向上させる相である。上述したように、ベイナイトは高い強度と良好な強度−伸びフランジ性バランスを確保するのに最も有効な組織であるが、延性に劣る組織である。このように延性に劣る組織であるベイナイトを60面積%以上も含有させるため、優れた強度−延性バランスを確保するには、フェライトを含有させて、鋼板の延性を向上させる必要がある。フェライトの面積率が1%未満では、フェライトによる延性向上作用を十分に得ることができず、TS×El値で10000MPa・%以上という優れた強度−延性バランスを確保することが困難となる。したがって、フェライトの面積率は1%以上とする。好ましくは3%以上である。フェライトは、最も軟質な相であるため、鋼板の強度を向上させることを困難にする相でもある。フェライト面積率が20%以上では、TS:780MPa以上という高い強度を確保することが困難である。したがって、フェライトの面積率は20%未満とする。好ましくは18%以下である。上述したように、マルテンサイトは鋼板の強度を向上させる作用を有し、残留オーステナイトは鋼板の延性を向上させる作用を有することから、高い強度と優れた強度−延性バランスとを確保するために、いずれも1面積%以上含有させる。【0050】しかし、これらの相はいずれも伸びフランジ性を低下させる作用を有する。鋼板に伸びフランジ成形が施されると、マルテンサイトは非常に硬質であるのに対し、ベイナイトはマルテンサイトに比して軟質であり、フェライトはマルテンサイトの比して著しく軟質である。このため、マルテンサイトとベイナイトとの界面やマルテンサイトとフェライトとの界面には、これらの硬度差に起因して応力集中が生じて早期に亀裂が発生する。残留オーステナイトは、鋼板に伸びフランジ成形が施されると、歪誘起変態によりマルテンサイトとなるため、同様にして早期に亀裂が発生する。【0051】したがって、これらの相を単に含有させたのでは、優れた強度−伸びフランジ性バランスを確保することが困難となる。そこで、マルテンサイトおよび残留オーステナイト(以下、総称して「超硬質相」という場合がある。)を緻密に分散させることにより、伸びフランジ変形時の応力を効果的に分散させ、上記硬度差に起因する応力集中を抑制することで、優れた強度−伸びフランジ性バランスを確保する。【0052】マルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値(超硬質相平均間隔)が20μm超では効果的な応力分散を図ることができず、TS×HER値:28000MPa・%以上という優れた強度−伸びフランジ性バランスを確保することが困難である。好ましくは10μm以下である。【0053】ここで、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値(超硬質相平均間隔)は次のようにして求めればよい。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の圧延方向に平行な断面についてナイタルエッチングを施し、断面観察用の試料を得る。用いて鋼組織を観察する。測定倍率は1000倍とし、鋼板の両面の表面からそれぞれ板厚の1/4深さの位置(以下、「板厚1/4位置」という。)において各10視野、都合20視野を観察する。得られた20視野の鋼組織画像の全てについて、超硬質相であるマルテンサイトおよび残留オーステナイトを特定する。