JP5686028B2 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
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。具体的には、本発明は、９８０ＭＰａ以上の極めて高い引張強度を有しながら、優れた伸びフランジ性を有する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
近年、地球環境保護を目的として自動車の燃費向上が求められていることから、乗員の安全性を確保しつつ車体の軽量化を可能にする高強度鋼板へのニーズが高まっている。特に、自動車用骨格部材の軽量化は、車体の軽量化への寄与が大きいことから、自動車用骨格部材に供される鋼板について、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼板、とりわけ、防錆性が要求される部材への適用が可能な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、へのニーズが高まっている。
自動車用骨格部材に供される鋼板には、高い引張強度のみならず、プレス成形性、溶接性、めっき密着性といった、部材成形時に要求される様々な性能を満足することが必要とされる。中でも、ロッカーやピラー類のような自動車用骨格部品の成形プロセスにおいて伸びフランジ成形が多用されていることから、伸びフランジ性に優れることが必要とされる。
従って、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら、伸びフランジ性に優れる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が求められている。
しかし、一般に引張強度と伸びフランジ性とはトレードオフの関係にあり、引張強度の上昇に伴って伸びフランジ性は著しく低下する。このため、高い引張強度と優れた伸びフランジ性とを両立させることは容易ではない。また、引張強度の上昇に伴って伸びフランジ性が著しく低下することから、伸びフランジ性そのものを高めるだけでなく、製造条件の変動に伴う引張強度の変動を抑制すること、換言すると、材質安定性を高めることも重要となる。
しかし、一般に引張強度と伸びフランジ性とはトレードオフの関係にあり、引張強度の上昇に伴って伸びフランジ性は著しく低下する。このため、高い引張強度と優れた伸びフランジ性とを両立させることは容易ではない。また、引張強度の上昇に伴って伸びフランジ性が著しく低下することから、伸びフランジ性そのものを高めるだけでなく、製造条件の変動に伴う引張強度の変動を抑制すること、換言すると、材質安定性を高めることも重要となる。
ところで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、生産性の観点から連続溶融亜鉛めっき設備により製造されることが一般的である。連続溶融亜鉛めっき設備における製造プロセスは、冷延鋼板などの基材鋼板を加熱し、所定の温度範囲内にて基材鋼板を保持し（この処理を「均熱」といい、均熱における保持温度を「均熱温度」という。）、この保持終了後の基材鋼板を冷却し、この均熱温度からの冷却の際に、４００℃以上の温度に維持された溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、再加熱して合金化処理を施す、という特徴的な温度履歴を有する。すなわち、均熱温度からの冷却過程において４００℃以上の温度域で一旦冷却が中断される。
高い引張強度を確保するように化学組成が調整されている高強度鋼板において、４００℃以上、５００℃以下の温度域は、本質的にベイナイト変態が進行しやすい温度域である。そのため、均熱温度からの冷却過程において上記温度域に一旦保持されることにより、ベイナイト変態が進行するのである。しかし、上記温度域に保持される時間が短時間であるため、ＭｎやＢを多く含有する高強度鋼においては、ベイナイト変態が完結せずに、変態したベイナイトから排出されたＣが未変態のオーステナイトに濃化する。斯かる状態から常温までの冷却が施されると、Ｃが濃化した前記オーステナイトは硬質なマルテンサイトとなる。硬質なマルテンサイトは不均一変形を助長し、伸びフランジ成形において割れを誘発する。従って、このような組織が形成されると、優れた伸びフランジ性を確保することは極めて困難となる。特に、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、図１に示すようなフェライトを主相とする金属組織であるために、ひずみがフェライトと硬質なマルテンサイトとの界面に集中し、伸びフランジ性が不芳であった。
また、連続溶融亜鉛めっき設備における製造プロセスにおいて、均熱温度からの冷却速度は通常１〜３０℃／秒程度であり、連続焼鈍設備における製造プロセスで採用される冷却速度より小さい。このため、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することは、それ自体が容易なことではない。従って、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕやＮｉのような強化元素を多量に添加することが必要になる。しかし、後述するように、これらの元素が添加されることによって、圧延、特に熱間圧延後の冷間圧延が非常に難しくなる。
このように、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら伸びフランジ性に優れる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することは非常に困難な技術課題であるが、幾つかの技術がこれまでに提案されている。
上記技術課題を解決するアプローチの多くは、鋼板の化学組成と連続溶融亜鉛めっき設備における温度履歴等とを適正化するというものである。
特許文献１には、特定の化学組成を有する冷延鋼板に対して、５８０〜７５０℃の温度範囲を０.８℃／秒以上で加熱し、７５０℃以上、９００℃以下で焼鈍した後、（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、室温まで冷却する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
特許文献１には、特定の化学組成を有する冷延鋼板に対して、５８０〜７５０℃の温度範囲を０.８℃／秒以上で加熱し、７５０℃以上、９００℃以下で焼鈍した後、（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、室温まで冷却する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
特許文献２には、特定の化学組成を有する冷延鋼板に対して、最高加熱温度を（Ａｃ1＋Ａｃ3）／２℃以上で焼鈍した後、７６０〜６８０℃間で１０秒以上の保持を行い、６８０℃〜５５０℃間を平均冷却速度１℃／秒以上で（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、室温まで冷却する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
特許文献３には、特定の化学組成を有する冷延鋼板に対して、Ａ3（℃）以上、（Ａ3＋３０）（℃）以下で再結晶焼鈍を施し、その後６００℃まで５℃／ｓ以上の速度で冷却し、次いで酸洗後、鋼組成におけるＳｉ，ＭｎおよびＮｉの含有量により規定される温度Ａ1（℃）以下、５００℃以上の温度範囲で熱処理を行い、ついで溶融亜鉛めっき処理を施す溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法が開示されている。
特許文献４には、合金元素を適正に調整し、焼鈍過程における均熱温度からの冷却時に（Ｍs−１００℃）〜（Ｍs−２００℃）の温度域まで強冷却してオーステナイトの一部をマルテンサイトに変態させる部分焼入れを行った後、再加熱して、めっき処理を施す溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
上述したように、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら伸びフランジ性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供することについて幾つかの技術が提案されているが、次に述べるように何れも十分なものとはいえない。
特許文献１に開示された技術は、量産技術への適用が困難である。すなわち、特許文献１に開示された技術においては、溶融亜鉛めっき鋼板について９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するために、ＴｉとＢだけでなく、強化元素であるＭｏを多量に添加している。これは、冷却速度が低い連続溶融亜鉛めっき設備の製造プロセスにおいては鋼自体の焼入れ性を高める必要があるとの理由によるものである。しかし、このようにＴｉとＢを含む鋼に０.１％以上のＭｏが添加されると、溶融亜鉛めっき鋼板の原板である熱延板が著しく硬化し、冷間圧延が困難になる。そのため、生産性が低下するだけでなく、溶融亜鉛めっき鋼板の板厚精度も著しく劣化する。従って、特許文献１に開示された技術の量産技術への適用は現実的でない。
特許文献２に開示された技術は、材質安定性に欠ける。すなわち、特許文献２には、最高加熱温度を（Ａｃ1＋Ａｃ3）／２℃以上で焼鈍すると記載されているが、実施例の記載等から明らかなように、実際は最高加熱温度をＡｃ3℃以下で焼鈍するもの、すなわち二相域温度で焼鈍するものである。そして、特許文献２に開示された技術は、Ｔｉを微量に添加した化学組成とするものであるところ、Ｔｉを微量に添加した鋼を二相域温度で焼鈍すると、未再結晶のフェライトが残存してしまう。斯かる未再結晶のフェライトは、引張強度を著しく上昇させるものの、その分率の制御が極めて困難である。そのため、安定した引張強度および伸びフランジを確保することが困難となる。従って、特許文献２に開示された技術は材質安定性に欠けるものであり、９８０ＭＰａ以上の引張強度と良好な伸びフランジ性とを安定して確保することが困難である。
特許文献３に開示された技術は、材質安定性に欠けるとともに量産技術への適用が困難である。すなわち、一般に急冷プロセスを有する連続焼鈍炉で熱処理した鋼板に高温の熱処理を施すと、強度低下を招いてしまう。特に、Ｍｎの拡散が活発となる、５００℃以上Ａ1点以下の温度域で熱処理を施す特許文献３に開示された技術においては、斯かる傾向が顕著となり、熱処理温度の変動に伴う引張強度の変動が顕著となる。従って、特許文献３に開示された技術は、材質安定性に欠けるものであり、９８０ＭＰａ以上の引張強度と良好な伸びフランジ性とを安定して確保することが困難である。また、再結晶焼鈍後に再度高温域に保持する熱処理を必要とする製造方法は、生産性に劣るため、量産技術への適用は現実的でない。
特許文献４に開示された技術は、量産技術への適用が困難である。すなわち、特許文献４に開示された技術においては、均熱後にＭs点以下の温度域まで急冷却するため、鋼板の平坦性が著しく劣化してしまう。そのため、後続する溶融亜鉛めっき処理が困難となり、不めっきや外観ムラが散発するようになる。従って、特許文献４に開示された技術の量産技術への適用は現実的でない。
このように、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら伸びフランジ性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供することについて幾つかの技術が提案されているが、何れも生産性及び／又は材質安定性に欠け、十分なものとはいえなかった。
本発明は、上述したように従来は安定して量産することが困難であった、９８０ＭＰａ以上の極めて高い引張強度を有しながら優れた伸びフランジ性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法とを提供することを目的とする。
ここで、「優れた伸びフランジ性」とは、日本鉄鋼連盟規格JFS T 1001-1996で規定される穴拡げ率（ＨＥＲ）が４０％以上である機械特性を有することをいう。
本発明者は、上記課題を解決するために鋭意検討を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板の化学組成について、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＴｉおよびＢ含有量を極めて限られた範囲に制御するとともに、その化学組成の鋼に対する最適な製造条件を適用し、金属組織を極めて均一なものとすることによって、従来の技術では製造することが困難であった、９８０ＭＰａ以上の極めて高い引張強度を有しながら優れた伸びフランジ性をも有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造できるという新知見を得た。
本発明は上記新知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０８％超、０．１５％以下；Ｓｉ：０．００１％超、１．５％以下；Ｍｎ：２．２％超、３．５％以下；Ｐ：０．０２％以下；Ｓ：０．０１％以下；ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上、０．４０％以下；Ｔｉ：０．０１５％以上、０．０６０％以下；Ｂ：０．００１５％超、０．０１０％以下；Ｎ：０．０１％以下；残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、面積％で、フェライト：５％未満、未再結晶フェライト：０．５％未満および粒径１．０μｍ以下のマルテンサイト：５％未満であるとともに残部がベイナイトである鋼組織を有し、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ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。
（１）鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０８％超、０．１５％以下；Ｓｉ：０．００１％超、１．５％以下；Ｍｎ：２．２％超、３．５％以下；Ｐ：０．０２％以下；Ｓ：０．０１％以下；ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上、０．４０％以下；Ｔｉ：０．０１５％以上、０．０６０％以下；Ｂ：０．００１５％超、０．０１０％以下；Ｎ：０．０１％以下；残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、面積％で、フェライト：５％未満、未再結晶フェライト：０．５％未満および粒径１．０μｍ以下のマルテンサイト：５％未満であるとともに残部がベイナイトである鋼組織を有し、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ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。
（２）前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０.０３％以下、Ｖ：０.０３％以下、Ｃｒ：０.８％以下、Ｍｏ：０.１％以下、Ｃｕ：０.４％以下およびＮｉ：０.４％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（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、Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、ＲＥＭ：０.０１％以下およびＺｒ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（１）または上記（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０５％以下をさらに含有することを特徴とする上記（１）から上記（３）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（５）下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を含むことを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）鋼材を１１００℃以上、１３００℃以下の温度にして熱間圧延を施し、８００℃以上、１０００℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上、６８０℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に、酸洗および冷間圧延を施して冷延鋼板とする、酸洗・冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板を、下記式（ｉ）により規定されるＴ（℃）以上かつ８１０℃以上で９５０℃以下の温度域に５秒間以上、１５０秒間以下保持した後、５８０℃以上、８００℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上、１００℃／秒以下として４００℃以上、５６０℃以下の温度域まで冷却し、引き続いて、４００℃以上、５８０℃以下の温度域にめっき浴浸漬時および合金化処理時を含めて２５秒間以上、５００秒間以下保持するとともに、５００℃以上、５８０℃以下の温度域で合金化処理を施し、さらに３００℃以上、５００℃以下の温度域に２０秒間以上、２００秒間以下保持し、室温まで冷却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。
（５）下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を含むことを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）鋼材を１１００℃以上、１３００℃以下の温度にして熱間圧延を施し、８００℃以上、１０００℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上、６８０℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に、酸洗および冷間圧延を施して冷延鋼板とする、酸洗・冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板を、下記式（ｉ）により規定されるＴ（℃）以上かつ８１０℃以上で９５０℃以下の温度域に５秒間以上、１５０秒間以下保持した後、５８０℃以上、８００℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上、１００℃／秒以下として４００℃以上、５６０℃以下の温度域まで冷却し、引き続いて、４００℃以上、５８０℃以下の温度域にめっき浴浸漬時および合金化処理時を含めて２５秒間以上、５００秒間以下保持するとともに、５００℃以上、５８０℃以下の温度域で合金化処理を施し、さらに３００℃以上、５００℃以下の温度域に２０秒間以上、２００秒間以下保持し、室温まで冷却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。
Ｔ＝９１０−２０３×(Ｃ0.5)−１５.２×Ｎｉ＋４４.７×Ｓｉ＋１０４×Ｖ＋
３１.５×Ｍｏ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ＋７００×Ｐ＋
４００×Ａｌ＋５０×Ｔｉ ・・・・ （ｉ）
ここで、式中における元素記号は、前記鋼板材の化学組成における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
３１.５×Ｍｏ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ＋７００×Ｐ＋
４００×Ａｌ＋５０×Ｔｉ ・・・・ （ｉ）
ここで、式中における元素記号は、前記鋼板材の化学組成における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
本発明により、９８０ＭＰａ以上の極めて高い引張強度を有しながら優れた伸びフランジ性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、量産化が可能な方法で安定して供給することが可能となる。本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、産業上、特に、自動車分野において、広範に使用可能である。特に、自動車の車体のようにプレス成形、その中でも、従来適用が困難であった伸びフランジ成形が必要不可欠となる用途に好適である。
以下、本発明を実施するための形態を説明する。
１．化学組成
はじめに、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板の化学組成を上述のように規定した理由を説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量を表す「％」は、特に断りがない限り質量％を意味する。
１．化学組成
はじめに、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板の化学組成を上述のように規定した理由を説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量を表す「％」は、特に断りがない限り質量％を意味する。
（Ｃ：０.０８％超、０.１５％以下）
Ｃは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｃ含有量が０.０８％以下では９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。従って、Ｃ含有量は０.０８％超とする。一方、Ｃ含有量が０.１５％超では、硬質なマルテンサイトを含む組織が形成され、伸びフランジ性の劣化が顕著となる。従って、Ｃ含有量は０.１５％以下とする。冷間圧延時の荷重を低減して生産性を向上させる観点からはＣ含有量を０.１３％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０.１１％以下である。
Ｃは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｃ含有量が０.０８％以下では９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。従って、Ｃ含有量は０.０８％超とする。一方、Ｃ含有量が０.１５％超では、硬質なマルテンサイトを含む組織が形成され、伸びフランジ性の劣化が顕著となる。従って、Ｃ含有量は０.１５％以下とする。冷間圧延時の荷重を低減して生産性を向上させる観点からはＣ含有量を０.１３％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０.１１％以下である。
（Ｓｉ：０.００１％超、１.５％以下）
Ｓｉは、延性をさほど劣化させることなく、あるいは、延性を向上させて、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。また、めっき密着性を高める作用を有する元素でもある。Ｓｉ含有量が０.００１％以下では上記作用を得ることが困難である。従って、Ｓｉ含有量は０.００１％超とする。Ｓｉ含有量を０.０５％以上にすると、めっき密着性が一層向上する。従って、Ｓｉ含有量は０.０５％以上とすることが好ましい。また、延性を向上させる観点からはＳｉ含有量を０.５％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が１.５％超では、めっき濡れ性の低下が著しくなり、不めっきが多発する。従って、Ｓｉ含有量は１.５％以下とする。
Ｓｉは、延性をさほど劣化させることなく、あるいは、延性を向上させて、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。また、めっき密着性を高める作用を有する元素でもある。Ｓｉ含有量が０.００１％以下では上記作用を得ることが困難である。従って、Ｓｉ含有量は０.００１％超とする。Ｓｉ含有量を０.０５％以上にすると、めっき密着性が一層向上する。従って、Ｓｉ含有量は０.０５％以上とすることが好ましい。また、延性を向上させる観点からはＳｉ含有量を０.５％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が１.５％超では、めっき濡れ性の低下が著しくなり、不めっきが多発する。従って、Ｓｉ含有量は１.５％以下とする。
（Ｍｎ：２.２％超、３.５％以下）
Ｍｎは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｍｎ含有量が２.２％以下では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。従って、Ｍｎ含有量は２.２％超とする。Ｍｎ含有量を２.３％以上にすると、連続溶融亜鉛めっき設備における製造工程において均熱温度を８８０℃以下とすることが可能となり、これにより、均熱炉の損傷を抑制するとともに生産性を向上させることが可能となる。このため、Ｍｎ含有量は２.３％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３.５％超では、熱延板が著しく硬化してしまい、板厚精度が劣化する。従って、Ｍｎ含有量は３.５％以下とする。冷間圧延時の荷重を低減して生産性を向上させる観点からは、Ｍｎ含有量を３.１％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは２.８％以下である。
Ｍｎは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｍｎ含有量が２.２％以下では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。従って、Ｍｎ含有量は２.２％超とする。Ｍｎ含有量を２.３％以上にすると、連続溶融亜鉛めっき設備における製造工程において均熱温度を８８０℃以下とすることが可能となり、これにより、均熱炉の損傷を抑制するとともに生産性を向上させることが可能となる。このため、Ｍｎ含有量は２.３％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３.５％超では、熱延板が著しく硬化してしまい、板厚精度が劣化する。従って、Ｍｎ含有量は３.５％以下とする。冷間圧延時の荷重を低減して生産性を向上させる観点からは、Ｍｎ含有量を３.１％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは２.８％以下である。
（Ｐ：０.０２％以下）
Ｐは、一般には鋼に不可避的に含有される不純物であるが、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有するので積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０.０２％超では溶接性の劣化が著しくなる。従って、Ｐ含有量は０.０２％以下とする。Ｐ含有量は好ましくは０.０１２％以下である。上記作用をより確実に得るには、Ｐ含有量を０.００３％以上とすることが好ましい。
Ｐは、一般には鋼に不可避的に含有される不純物であるが、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有するので積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０.０２％超では溶接性の劣化が著しくなる。従って、Ｐ含有量は０.０２％以下とする。Ｐ含有量は好ましくは０.０１２％以下である。上記作用をより確実に得るには、Ｐ含有量を０.００３％以上とすることが好ましい。
（Ｓ：０.０１以下）
Ｓは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、溶接性の観点からは低いほど好ましい。Ｓ含有量が０.０１％超では溶接性の低下が著しくなる。従って、Ｓ含有量は０.０１％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは０.００３％以下、さらに好ましくは０.００１５％以下である。
Ｓは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、溶接性の観点からは低いほど好ましい。Ｓ含有量が０.０１％超では溶接性の低下が著しくなる。従って、Ｓ含有量は０.０１％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは０.００３％以下、さらに好ましくは０.００１５％以下である。
（ｓｏｌ．Ａｌ：０.００１％以上、０.４０％以下）
Ａｌは、鋼を脱酸して鋼材を健全化する作用を有する元素であり、また、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の歩留まりを向上させる作用を有する元素でもある。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０.００１％未満では上記作用を得ることが困難となる。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.００１％以上とする。好ましくは０.０１５％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０.４０％超では、溶接性の低下が著しくなるとともに、酸化物系介在物が増加して表面性状の劣化が著しくなる。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.４０％以下とする。好ましくは０.０８０％以下である。
Ａｌは、鋼を脱酸して鋼材を健全化する作用を有する元素であり、また、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の歩留まりを向上させる作用を有する元素でもある。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０.００１％未満では上記作用を得ることが困難となる。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.００１％以上とする。好ましくは０.０１５％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０.４０％超では、溶接性の低下が著しくなるとともに、酸化物系介在物が増加して表面性状の劣化が著しくなる。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.４０％以下とする。好ましくは０.０８０％以下である。
（Ｔｉ：０.０１５％以上、０.０６０％以下）
Ｔｉは、本発明において重要な元素であり、鋼中に炭化物、窒化物、または炭窒化物である微細な析出物を形成するとともに、適切な量のＴｉを含有させることによって、フェライト変態を著しく抑制することが可能となり、鋼板の引張強度を著しく高める。そして、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量およびＢ含有量を厳格に規定し、さらに、後述するような連続溶融亜鉛めっき処理条件を組み合わせることによって、９８０ＭＰａ以上の極めて高い引張強度を有しながら優れた伸びフランジ性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることが可能となる。Ｔｉ含有量が０.０１５％未満では、フェライト変態を抑制することができず、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難である。従って、Ｔｉ含有量は０.０１５％以上とする。好ましくは０.０２０％以上、さらに好ましくは０.０３０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０.０６０％超でも、フェライト変態が促進されるとともに、硬質なマルテンサイトが形成されてしまい、伸びフランジ性の劣化が顕著となる。従って、Ｔｉ含有量は０.０６０％以下とする。好ましくは０.０５５％以下、さらに好ましくは０.０５０％以下である。
Ｔｉは、本発明において重要な元素であり、鋼中に炭化物、窒化物、または炭窒化物である微細な析出物を形成するとともに、適切な量のＴｉを含有させることによって、フェライト変態を著しく抑制することが可能となり、鋼板の引張強度を著しく高める。そして、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量およびＢ含有量を厳格に規定し、さらに、後述するような連続溶融亜鉛めっき処理条件を組み合わせることによって、９８０ＭＰａ以上の極めて高い引張強度を有しながら優れた伸びフランジ性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることが可能となる。Ｔｉ含有量が０.０１５％未満では、フェライト変態を抑制することができず、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難である。従って、Ｔｉ含有量は０.０１５％以上とする。好ましくは０.０２０％以上、さらに好ましくは０.０３０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０.０６０％超でも、フェライト変態が促進されるとともに、硬質なマルテンサイトが形成されてしまい、伸びフランジ性の劣化が顕著となる。従って、Ｔｉ含有量は０.０６０％以下とする。好ましくは０.０５５％以下、さらに好ましくは０.０５０％以下である。
（Ｂ：０.００１５％超、０.０１０％以下）
Ｂも、本発明において重要な元素であり、鋼板の強度を高める作用を有し、適切な量のＢを含有させることによって、フェライト変態を抑制し、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保しつつ、Ｂ含有量の変動に伴う引張強度の変動を著しく抑制することが可能となる。すなわち、材質安定性が向上するのである。Ｂ含有量が０.００１５％以下では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難であるとともに、Ｂ含有量の変動に伴う引張強度の変動が大きく、十分な材質安定性を確保することが困難となる。従って、Ｂ含有量は０.００１５％超とする。好ましくは０.００２０％以上である。一方、Ｂ含有量が０.０１０％超では、Ｂを含む酸化物が鋼板表面に生成し、表面性状が劣化する。従って、Ｂ含有量は０.０１０％以下とする。好ましくは０.００５０％以下である。
Ｂも、本発明において重要な元素であり、鋼板の強度を高める作用を有し、適切な量のＢを含有させることによって、フェライト変態を抑制し、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保しつつ、Ｂ含有量の変動に伴う引張強度の変動を著しく抑制することが可能となる。すなわち、材質安定性が向上するのである。Ｂ含有量が０.００１５％以下では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難であるとともに、Ｂ含有量の変動に伴う引張強度の変動が大きく、十分な材質安定性を確保することが困難となる。従って、Ｂ含有量は０.００１５％超とする。好ましくは０.００２０％以上である。一方、Ｂ含有量が０.０１０％超では、Ｂを含む酸化物が鋼板表面に生成し、表面性状が劣化する。従って、Ｂ含有量は０.０１０％以下とする。好ましくは０.００５０％以下である。
（Ｎ：０.０１％以下）
Ｎは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、伸びフランジ性の観点からは低いほど好ましい。Ｎ含有量が０.０１％超では伸びフランジ性の低下が著しくなる。従って、Ｎ含有量は０.０１％以下とする。好ましくは０.００６％以下である。
Ｎは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、伸びフランジ性の観点からは低いほど好ましい。Ｎ含有量が０.０１％超では伸びフランジ性の低下が著しくなる。従って、Ｎ含有量は０.０１％以下とする。好ましくは０.００６％以下である。
（Ｎｂ：０.０３％以下、Ｖ：０.０３％以下、Ｃｒ：０.８％以下、Ｍｏ：０.１％以下、Ｃｕ：０.４％以下およびＮｉ：０.４％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
これらの元素は、いずれも鋼板の強度を高める作用を有する元素である。従って、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。しかし、ＮｂおよびＶについては、それぞれ０.０３％を超えて含有させると、熱間圧延および冷間圧延が困難になる。また、Ｃｒは０.８％を超えて、Ｍｏは０.１％を超えて含有させても、そして、ＣｕおよびＮｉはそれぞれ０.４％を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和して経済的に不利となる上、熱間圧延や冷間圧延が困難となる。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ：０.００３％以上、Ｖ：０.００３％以上、Ｃｒ：０.００５％以上、Ｍｏ：０.００５％以上、Ｃｕ：０.００５％以上およびＮｉ：０.００５％以上の少なくとも一つを満足させることが好ましい。
これらの元素は、いずれも鋼板の強度を高める作用を有する元素である。従って、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。しかし、ＮｂおよびＶについては、それぞれ０.０３％を超えて含有させると、熱間圧延および冷間圧延が困難になる。また、Ｃｒは０.８％を超えて、Ｍｏは０.１％を超えて含有させても、そして、ＣｕおよびＮｉはそれぞれ０.４％を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和して経済的に不利となる上、熱間圧延や冷間圧延が困難となる。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ：０.００３％以上、Ｖ：０.００３％以上、Ｃｒ：０.００５％以上、Ｍｏ：０.００５％以上、Ｃｕ：０.００５％以上およびＮｉ：０.００５％以上の少なくとも一つを満足させることが好ましい。
（Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、ＲＥＭ：０.０１％以下およびＺｒ： ０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
これらの元素は、いずれも介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、伸びフランジ性を高める作用を有する元素である。従って、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。しかし、いずれも０.０１％を超えて含有させると、表面性状の劣化が顕在化する場合がある。従って、各元素の含有量はそれぞれ上記のとおりとする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、これらの元素の少なくとも一つの含有量を０.０００３％以上とすることが好ましい。
これらの元素は、いずれも介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、伸びフランジ性を高める作用を有する元素である。従って、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。しかし、いずれも０.０１％を超えて含有させると、表面性状の劣化が顕在化する場合がある。従って、各元素の含有量はそれぞれ上記のとおりとする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、これらの元素の少なくとも一つの含有量を０.０００３％以上とすることが好ましい。
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意味する。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。
（Ｂｉ：０.０５％以下）
Ｂｉは、曲げ性を高める作用を有する元素である。従って、Ｂｉを含有させてもよい。しかし、０.０５％を超える量でＢｉを含有させると、熱間加工性が劣化して、熱間圧延が困難になる。従って、Ｂｉ含有量は０.０５％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０.０００３％以上とすることが好ましい。
Ｂｉは、曲げ性を高める作用を有する元素である。従って、Ｂｉを含有させてもよい。しかし、０.０５％を超える量でＢｉを含有させると、熱間加工性が劣化して、熱間圧延が困難になる。従って、Ｂｉ含有量は０.０５％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０.０００３％以上とすることが好ましい。
２．鋼組織
次に、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板の鋼組織について説明する。
次に、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板の鋼組織について説明する。
（フェライトの面積率：５％未満）
フェライトの面積率が５％以上では、引張強度が９８０ＭＰａ以上となる領域で、目的とする伸びフランジ性とを得ることが困難である。従って、フェライトの面積率は５％未満とする（０％の場合も含む）。なお、このフェライトは、再結晶フェライトを意味するものであり、次に説明する未再結晶フェライトを含まない。
フェライトの面積率が５％以上では、引張強度が９８０ＭＰａ以上となる領域で、目的とする伸びフランジ性とを得ることが困難である。従って、フェライトの面積率は５％未満とする（０％の場合も含む）。なお、このフェライトは、再結晶フェライトを意味するものであり、次に説明する未再結晶フェライトを含まない。
（未再結晶フェライトの面積率：０.５％未満）
「未再結晶フェライト」とは、顕微鏡観察によって確認される圧延方向に伸長したフェライト相をいう。
「未再結晶フェライト」とは、顕微鏡観察によって確認される圧延方向に伸長したフェライト相をいう。
未再結晶フェライトの面積率が０.５％以上では、引張強度が９８０ＭＰａ以上となる領域で、目的とする伸びフランジ性とを得ることが困難である。従って、未再結晶フェライトの面積率は０.５％未満とする（０％の場合も含む）。
（粒径１.０μｍ以下のマルテンサイトの面積率：５％未満）
粒径１.０μｍ以下のマルテンサイトの面積率が５％以上では、引張強度が９８０ＭＰａ以上となる領域で、目的とする伸びフランジ性とを得ることが困難である。従って、上記マルテンサイトの面積率は５％未満とする（０％の場合も含む）。ここで、マルテンサイトの粒径は、個々のマルテンサイト粒の面積から求めた円相当直径である。上記マルテンサイトの面積率は好ましくは４.５％未満である。
粒径１.０μｍ以下のマルテンサイトの面積率が５％以上では、引張強度が９８０ＭＰａ以上となる領域で、目的とする伸びフランジ性とを得ることが困難である。従って、上記マルテンサイトの面積率は５％未満とする（０％の場合も含む）。ここで、マルテンサイトの粒径は、個々のマルテンサイト粒の面積から求めた円相当直径である。上記マルテンサイトの面積率は好ましくは４.５％未満である。
以上の鋼組織における各相の面積率の測定法は当業者には周知であり、本発明においても常法により測定することができる。後で実施例において示すように、これらの面積率は圧延方向と圧延方向に垂直方向の両方向における断面において測定し、その平均値として求められる。
３．合金化溶融亜鉛めっき層
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の合金化溶融亜鉛めっき層の化学組成は特に限定されないが、以下の条件を満足することが好ましい。
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の合金化溶融亜鉛めっき層の化学組成は特に限定されないが、以下の条件を満足することが好ましい。
（Ｆｅ：８質量％以上、１５質量％以下）
合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量を８質量％以上とすることにより、合金化処理後のめっき層の表層部における軟質部位の形成が抑制され、摺動性が高まって、めっき層が基材である鋼板との界面から剥離することによるフレーク状の剥離が抑制される。従って、Ｆｅ含有量は８質量％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは９.５質量％以上である。一方、Ｆｅ含有量を１５質量％以下にすると、鋼板に曲げ加工が施された際に曲げ部の内側で合金化溶融亜鉛めっき層が圧縮変形を受けることによって生じるパウダリング剥離が抑制される。従って、Ｆｅ含有量は１５質量％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは１４質量％以下である。
合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量を８質量％以上とすることにより、合金化処理後のめっき層の表層部における軟質部位の形成が抑制され、摺動性が高まって、めっき層が基材である鋼板との界面から剥離することによるフレーク状の剥離が抑制される。従って、Ｆｅ含有量は８質量％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは９.５質量％以上である。一方、Ｆｅ含有量を１５質量％以下にすると、鋼板に曲げ加工が施された際に曲げ部の内側で合金化溶融亜鉛めっき層が圧縮変形を受けることによって生じるパウダリング剥離が抑制される。従って、Ｆｅ含有量は１５質量％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは１４質量％以下である。
（Ａｌ：０.１５質量％以上、０.５０質量％）
溶融亜鉛めっき層中のＡｌ含有量を０.１５質量％以上とすることにより、溶融亜鉛めっき浴中における合金層の発達をより適正に抑制することができ、めっき付着量の制御が容易となる。従って、Ａｌ含有量は０.１５質量％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０.２０質量％以上、特に好ましくは０.２５質量％以上である。一方、Ａｌ含有量を０.５０質量％以下とすることにより、適度な合金化速度を確保することができ、通常のライン速度でも５４０℃以下の合金化処理温度で上記Ｆｅ含有量を確保することができ、引張強度を９８０ＭＰａ以上にすることが容易になる。従って、Ａｌ含有量は０.５０質量％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０.４５質量％以下、特に好ましくは０.４０質量％以下である。
溶融亜鉛めっき層中のＡｌ含有量を０.１５質量％以上とすることにより、溶融亜鉛めっき浴中における合金層の発達をより適正に抑制することができ、めっき付着量の制御が容易となる。従って、Ａｌ含有量は０.１５質量％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０.２０質量％以上、特に好ましくは０.２５質量％以上である。一方、Ａｌ含有量を０.５０質量％以下とすることにより、適度な合金化速度を確保することができ、通常のライン速度でも５４０℃以下の合金化処理温度で上記Ｆｅ含有量を確保することができ、引張強度を９８０ＭＰａ以上にすることが容易になる。従って、Ａｌ含有量は０.５０質量％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０.４５質量％以下、特に好ましくは０.４０質量％以下である。
（その他）
溶融亜鉛めっき層中へは、合金化処理過程において、母材からＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｂｉ等がとりこまれるが、通常の条件で溶融めっきおよび合金化処理した際にめっき層中にとりこまれる範囲内であれば、めっき品質に悪影響を及ぼさないので、問題ない。ここでいう通常のめっき条件とは、後述するように、めっき浴温度が４００℃以上、４９０℃以下で、鋼板の侵入温度が４００℃以上、５００℃以下、合金化温度が５００℃以上、６００℃以下である。
溶融亜鉛めっき層中へは、合金化処理過程において、母材からＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｂｉ等がとりこまれるが、通常の条件で溶融めっきおよび合金化処理した際にめっき層中にとりこまれる範囲内であれば、めっき品質に悪影響を及ぼさないので、問題ない。ここでいう通常のめっき条件とは、後述するように、めっき浴温度が４００℃以上、４９０℃以下で、鋼板の侵入温度が４００℃以上、５００℃以下、合金化温度が５００℃以上、６００℃以下である。
４．製造方法
次に、上記の特徴を有する本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の好ましい製造方法について説明する。
次に、上記の特徴を有する本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の好ましい製造方法について説明する。
（Ａ）熱間圧延工程
上述した化学組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等の常法の溶製方法で溶製し、連続鋳造法でスラブ等の鋼材とするのが好ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法などを採用してもよい。この鋼材に熱間圧延を施し熱延鋼板とする。熱間圧延は、鋳造された鋼材を室温まで冷却せず温片のまま加熱炉に装入して加熱した後に圧延する直送圧延、または、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直接圧延、または、鋼材を一旦冷却した後に再加熱して圧延する再加熱圧延の何れでもよい。このとき、熱間圧延工程が粗圧延工程と仕上圧延工程とからなる場合には、粗圧延後で仕上圧延前の粗バーに対して誘導加熱等により全長の温度均一化を図ると、特性変動を抑制することができるので好ましい。
上述した化学組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等の常法の溶製方法で溶製し、連続鋳造法でスラブ等の鋼材とするのが好ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法などを採用してもよい。この鋼材に熱間圧延を施し熱延鋼板とする。熱間圧延は、鋳造された鋼材を室温まで冷却せず温片のまま加熱炉に装入して加熱した後に圧延する直送圧延、または、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直接圧延、または、鋼材を一旦冷却した後に再加熱して圧延する再加熱圧延の何れでもよい。このとき、熱間圧延工程が粗圧延工程と仕上圧延工程とからなる場合には、粗圧延後で仕上圧延前の粗バーに対して誘導加熱等により全長の温度均一化を図ると、特性変動を抑制することができるので好ましい。
（熱間圧延に供する鋼材の温度：１１００℃以上、１３００℃以下）
熱間圧延に供する鋼材の温度は、１１００℃以上、１３００℃以下とする。
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｔｉ等の微細析出物を分散させることによって目的とする引張強度を確保する。従って、熱間圧延に供する段階においてＴｉ等を固溶状態とする必要がある。熱間圧延に供する鋼材の温度が１１００℃未満では、Ｔｉ等を固溶状態とすることが困難な場合がある。従って、熱間圧延に供する鋼材の温度は１１００℃以上とする。一方、熱間圧延に供する鋼材の温度を１３００℃超としても、Ｔｉ等を固溶状態とする効果が飽和するだけでなく、スケールロス増加による歩留まりの低下が著しくなる。従って、熱延鋼板に供する鋼材の温度は１３００℃以下とする。熱間圧延に供する際に１１００℃以上、１３００℃の温度域に保持する時間は特に規定しないが、Ｔｉ等をより確実に固溶状態とするために１０分間以上とすることが好ましく、３０分間以上とすることがさらに好ましい。また、過度のスケールロスを抑制するために１０時間以下とすることが好ましく、５時間以下とすることがさらに好ましい。なお、直送圧延または直接圧延を行う場合であって、Ｔｉ等が固溶状態にある場合には、加熱処理を施さずにそのまま熱間圧延に供してもよい。
熱間圧延に供する鋼材の温度は、１１００℃以上、１３００℃以下とする。
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｔｉ等の微細析出物を分散させることによって目的とする引張強度を確保する。従って、熱間圧延に供する段階においてＴｉ等を固溶状態とする必要がある。熱間圧延に供する鋼材の温度が１１００℃未満では、Ｔｉ等を固溶状態とすることが困難な場合がある。従って、熱間圧延に供する鋼材の温度は１１００℃以上とする。一方、熱間圧延に供する鋼材の温度を１３００℃超としても、Ｔｉ等を固溶状態とする効果が飽和するだけでなく、スケールロス増加による歩留まりの低下が著しくなる。従って、熱延鋼板に供する鋼材の温度は１３００℃以下とする。熱間圧延に供する際に１１００℃以上、１３００℃の温度域に保持する時間は特に規定しないが、Ｔｉ等をより確実に固溶状態とするために１０分間以上とすることが好ましく、３０分間以上とすることがさらに好ましい。また、過度のスケールロスを抑制するために１０時間以下とすることが好ましく、５時間以下とすることがさらに好ましい。なお、直送圧延または直接圧延を行う場合であって、Ｔｉ等が固溶状態にある場合には、加熱処理を施さずにそのまま熱間圧延に供してもよい。
（圧延完了温度：８００℃以上、１０００℃以下）
圧延完了温度は８００℃以上、１０００℃以下とする。圧延完了温度が８００℃未満では、圧延時の変形抵抗が大きく、操業が困難となる。従って、圧延完了温度は８００℃以上とする。一方、圧延完了温度が１０００℃超では、粒界酸化が顕著となり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状の劣化が著しくなる。従って、圧延完了温度は１０００℃以下とする。
圧延完了温度は８００℃以上、１０００℃以下とする。圧延完了温度が８００℃未満では、圧延時の変形抵抗が大きく、操業が困難となる。従って、圧延完了温度は８００℃以上とする。一方、圧延完了温度が１０００℃超では、粒界酸化が顕著となり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状の劣化が著しくなる。従って、圧延完了温度は１０００℃以下とする。
（巻取温度：４００℃以上、６８０℃以下）
巻取温度は４００℃以上、６８０℃以下とする。巻取温度が４００℃未満では、硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成し、その後の冷間圧延が困難となる。従って、巻取温度は４００℃以上とする。好ましくは５００℃以上である。一方、巻取温度が６８０℃超では、粒界酸化が顕著となり、溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状の劣化が著しくなる。従って、巻取温度は６８０℃以下とする。好ましくは６００℃以下である。
巻取温度は４００℃以上、６８０℃以下とする。巻取温度が４００℃未満では、硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成し、その後の冷間圧延が困難となる。従って、巻取温度は４００℃以上とする。好ましくは５００℃以上である。一方、巻取温度が６８０℃超では、粒界酸化が顕著となり、溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状の劣化が著しくなる。従って、巻取温度は６８０℃以下とする。好ましくは６００℃以下である。
（Ｂ）酸洗・冷間圧延工程
熱間圧延工程で得られた熱延鋼板は、常法により酸洗を施された後、冷間圧延に供され、冷延鋼板とされる。
熱間圧延工程で得られた熱延鋼板は、常法により酸洗を施された後、冷間圧延に供され、冷延鋼板とされる。
酸洗の前または後に０〜５％程度の軽度の圧延を行って形状を修正すると、平坦確保の点で有利となるので好ましい。また、酸洗前に軽度の圧延を行うことより酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、めっき密着性を向上させる効果がある。
連続溶融亜鉛めっき後の鋼板の組織を微細化する観点からは、冷間圧延の圧下率は３０％以上とすることが好ましい。また、冷間圧延中の破断を抑制する観点からは、冷間圧延の圧下率は７０％以下とすることが好ましい。
（Ｃ）連続溶融亜鉛めっき工程
本発明では、Ｍｎを多量に含有させ、さらにＴｉとＢとを含有させているため、加工フェライトの再結晶は著しく抑制される。さらに、ＴｉとＢはフェライト変態の核生成ならびに速度に著しく影響する。一方、ＭｎやＢはベイナイト変態の速度、すなわち、硬質なマルテンサイトのような組織の形成過程にも影響する。従って、鋼組織を好適な範囲として高い引張強度と優れた伸びフランジ性とを確保するには、連続溶融亜鉛めっき工程における条件が極めて重要となる。従って、以下のような連続溶融亜鉛めっき処理条件にて処理を行うことが、目的とする性能の鋼板を得る観点から好ましい。
本発明では、Ｍｎを多量に含有させ、さらにＴｉとＢとを含有させているため、加工フェライトの再結晶は著しく抑制される。さらに、ＴｉとＢはフェライト変態の核生成ならびに速度に著しく影響する。一方、ＭｎやＢはベイナイト変態の速度、すなわち、硬質なマルテンサイトのような組織の形成過程にも影響する。従って、鋼組織を好適な範囲として高い引張強度と優れた伸びフランジ性とを確保するには、連続溶融亜鉛めっき工程における条件が極めて重要となる。従って、以下のような連続溶融亜鉛めっき処理条件にて処理を行うことが、目的とする性能の鋼板を得る観点から好ましい。
（Ｔ(℃)以上かつ８１０℃以上、９５０℃以下の温度域に５秒間以上、１５０秒間以下保持）
均熱処理は、下記式（ｉ）により規定されるＴ（℃）以上かつ８１０℃以上で９５０℃以下の温度域に５秒間以上、１５０秒間以下保持することにより行う。
均熱処理は、下記式（ｉ）により規定されるＴ（℃）以上かつ８１０℃以上で９５０℃以下の温度域に５秒間以上、１５０秒間以下保持することにより行う。
Ｔ＝９１０−２０３×(Ｃ0.5)−１５.２×Ｎｉ＋４４.７×Ｓｉ＋１０４×Ｖ＋
３１.５×Ｍｏ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ＋７００×Ｐ＋
４００×Ａｌ＋５０×Ｔｉ ・・・・ （ｉ）
上記式中における元素記号は、前記鋼板材の化学組成における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
３１.５×Ｍｏ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ＋７００×Ｐ＋
４００×Ａｌ＋５０×Ｔｉ ・・・・ （ｉ）
上記式中における元素記号は、前記鋼板材の化学組成における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
均熱温度がＴ（℃）未満または８１０℃未満では、未再結晶が多く残存してしまい、鋼板の引張強度が安定せず、伸びフランジ性が劣化する場合がある。従って、均熱温度は、Ｔ（℃）以上かつ８１０℃以上とする。一方、均熱温度が９５０℃超になると、焼鈍炉の損傷が顕在化するとともに、生産性が低下する。従って、均熱温度は９５０℃以下とする。好ましくは８８０℃以下である。
均熱時間が５秒間未満では、連続溶融亜鉛めっき工程における温度制御が困難となり、安定した引張強度を確保することが困難となる。従って、均熱時間は５秒間以上とする。一方、均熱時間が１５０秒間超では、生産性が低下するばかりか、粒界酸化が著しくなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状が劣化する場合がある。
なお、均熱温度までの加熱に際しては、１００℃以上、８１０℃以下の温度域における平均加熱速度を１℃／秒以上、５０℃／秒以下とすることが好ましい。前記平均加熱速度を１℃／秒以上とすることにより高い生産性を維持することができる。また、前記平均加熱速度を５０℃／秒以下とすることにより均熱温度の制御が容易となる。
（５８０℃以上、８００℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上、１００℃／秒以下として４００℃以上、５６０℃以下の温度域まで冷却）
上記均熱処理の後、５８０℃以上、８００℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上、１００℃／秒以下として４００℃以上、５６０℃以下の温度域まで冷却する。５８０℃以上、８００℃以下の温度域における冷却は、フェライト変態を抑制して、目的とする鋼組織を確保するために重要である。上記温度域における平均冷却速度が３℃／秒未満ではフェライト変態が進行してしまい、高い引張強度と優れた伸びフランジ性とを両立することが困難となる。従って、上記温度域における平均冷却速度は３℃／秒以上とする。好ましくは、１０℃／秒以上である。一方、上記温度域における平均冷却速度が１００℃／秒超では、コイルの幅方向に冷却むらが生じ、鋼板の平坦性が著しく劣化する。従って、上記温度域における平均冷却速度は１００℃／秒以下とする。好ましくは５０℃／秒以下である。
上記均熱処理の後、５８０℃以上、８００℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上、１００℃／秒以下として４００℃以上、５６０℃以下の温度域まで冷却する。５８０℃以上、８００℃以下の温度域における冷却は、フェライト変態を抑制して、目的とする鋼組織を確保するために重要である。上記温度域における平均冷却速度が３℃／秒未満ではフェライト変態が進行してしまい、高い引張強度と優れた伸びフランジ性とを両立することが困難となる。従って、上記温度域における平均冷却速度は３℃／秒以上とする。好ましくは、１０℃／秒以上である。一方、上記温度域における平均冷却速度が１００℃／秒超では、コイルの幅方向に冷却むらが生じ、鋼板の平坦性が著しく劣化する。従って、上記温度域における平均冷却速度は１００℃／秒以下とする。好ましくは５０℃／秒以下である。
本発明では、Ｍｎを多量に含有させ、さらにＢを含有させているため、ベイナイト変態が著しく抑制される。このため、極めて硬質な粒径１.０μｍ以下のマルテンサイトの面積率を適正なものとするには、冷却後の条件が重要となる。
上記冷却停止温度が４００℃未満では、めっき浴浸漬時の抜熱が大きく、操業が困難となる。従って、冷却停止温度は４００℃以上とする。一方、冷却停止温度が５６０℃を超えると、ベイナイト変態が十分に進行せず、その結果、マルテンサイトが過剰に形成してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。従って、冷却停止温度は５６０℃以下とする。なお、溶融亜鉛めっきでは、常法に従って、４００℃以上、４９０℃以下の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬することにより行う。
（４００℃以上、５８０℃以下の温度域にめっき浴浸漬時および合金化処理時を含めて２５秒間以上、５００秒間以下保持）
上記冷却の後、溶融亜鉛めっき処理を施し、さらに合金化処理を施す。この際、４００℃以上、５８０℃以下の温度域にめっき浴浸漬時および合金化処理時を含めて２５秒間以上、５００秒間以下保持する。４００℃以上、５８０℃以下の温度域における保持時間が２５秒間未満では、ベイナイト変態が十分に進行せず、その結果、硬質なマルテンサイトが過剰に形成してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。従って、上記保持時間は２５秒間以上とする。一方、上記保持時間が５００秒間超では、ベイナイト変態が過度に進行してしまい、引張強度が著しく低下してしまう場合がある。従って、上記保持時間は５００秒間以下とする。なお、生産性の観点からは、上記保持時間を３００秒間以下とすることが好ましい。
上記冷却の後、溶融亜鉛めっき処理を施し、さらに合金化処理を施す。この際、４００℃以上、５８０℃以下の温度域にめっき浴浸漬時および合金化処理時を含めて２５秒間以上、５００秒間以下保持する。４００℃以上、５８０℃以下の温度域における保持時間が２５秒間未満では、ベイナイト変態が十分に進行せず、その結果、硬質なマルテンサイトが過剰に形成してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。従って、上記保持時間は２５秒間以上とする。一方、上記保持時間が５００秒間超では、ベイナイト変態が過度に進行してしまい、引張強度が著しく低下してしまう場合がある。従って、上記保持時間は５００秒間以下とする。なお、生産性の観点からは、上記保持時間を３００秒間以下とすることが好ましい。
（５００℃以上、５８０℃以下の温度域で合金化処理）
めっき浴浸漬後に合金化処理を施す際の合金化処理温度は、５００℃以上、５８０℃以下とする。合金化処理温度が５００℃未満では、マルテンサイトが過剰に形成してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。従って、合金化処理温度は５００℃以上とする。好ましくは５１０℃以上である。一方、合金化処理温度が５８０℃を超えると、引張強度が著しく低下してしまう場合がある。従って、合金化処理温度は５８０℃以下とする。好ましくは５３０℃以下である。合金化処理時間は特に規定しないが、好適な合金化度（合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量）を確保する観点からは、５秒間以上、６０秒間以下とすることが好ましい。このようにすることにより、合金化度を８質量％以上、１５質量％以下とすることが好ましい。
めっき浴浸漬後に合金化処理を施す際の合金化処理温度は、５００℃以上、５８０℃以下とする。合金化処理温度が５００℃未満では、マルテンサイトが過剰に形成してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。従って、合金化処理温度は５００℃以上とする。好ましくは５１０℃以上である。一方、合金化処理温度が５８０℃を超えると、引張強度が著しく低下してしまう場合がある。従って、合金化処理温度は５８０℃以下とする。好ましくは５３０℃以下である。合金化処理時間は特に規定しないが、好適な合金化度（合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量）を確保する観点からは、５秒間以上、６０秒間以下とすることが好ましい。このようにすることにより、合金化度を８質量％以上、１５質量％以下とすることが好ましい。
（３００℃以上、５００℃以下の温度域に２０秒間以上、２００秒間以下保持）
合金化処理後に３００℃以上、５００℃以下の温度域に２０秒間以上、２００秒間以下保持する。合金化処理後に上記温度域に保持するのは、再びベイナイト変態を緩やかに進行させ、マルテンサイトの生成を抑制するためである。上記温度域における保持時間が２０秒間未満では、ベイナイト変態を適度に進行させることができずに、マルテンサイトが過剰に生成してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。従って、上記温度域における保持時間は２０秒間以上とする。一方、上記温度域における保持時間が２００秒間超では、合金化が過度に進行してしまい、めっきの密着性が著しく低下してしまう場合がある。従って、上記温度域における保持時間は２００秒間以下とする。
合金化処理後に３００℃以上、５００℃以下の温度域に２０秒間以上、２００秒間以下保持する。合金化処理後に上記温度域に保持するのは、再びベイナイト変態を緩やかに進行させ、マルテンサイトの生成を抑制するためである。上記温度域における保持時間が２０秒間未満では、ベイナイト変態を適度に進行させることができずに、マルテンサイトが過剰に生成してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。従って、上記温度域における保持時間は２０秒間以上とする。一方、上記温度域における保持時間が２００秒間超では、合金化が過度に進行してしまい、めっきの密着性が著しく低下してしまう場合がある。従って、上記温度域における保持時間は２００秒間以下とする。
連続溶融亜鉛めっき処理後、さらに調質圧延を伸び率０.０５〜１％の範囲で行うことが好ましい。調質圧延によって、降伏点伸びが抑制されるとともに、降伏強度が調整される。
本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
１．評価用鋼板の製造
表１に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により２４５ｍｍ厚のスラブとした。
１．評価用鋼板の製造
表１に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により２４５ｍｍ厚のスラブとした。
得られたスラブを、表２に示す条件にて熱間圧延し、２.６ｍｍ厚の熱延鋼板を製板した。
得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延し、１.２ｍｍ厚の冷延鋼板を製板した（圧下率５４％）。
得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延し、１.２ｍｍ厚の冷延鋼板を製板した（圧下率５４％）。
得られた冷延鋼板について、連続溶融亜鉛めっき処理における熱履歴を模擬するように、表３に示す条件の熱処理を施して、焼鈍冷延鋼板を作製した。すなわち、表３に示す条件にて加熱・均熱した後に冷却し、冷却停止温度で冷却後から所定の時間（浸漬前保持時間）保持し、想定めっき浴温である４６０℃まで４秒間かけて冷却し、４６０℃で２秒間保持した。続いて表３に示す合金化処理温度まで４秒間かけて加熱し、合金化処理を模擬するように、各々の合金化処理温度で５秒間保持し、その後、３００℃以上、５００℃以下の温度域に表３に示す時間保持し、さらに、平均冷却速度２０℃／秒で室温まで冷却した。このようにして得られた焼鈍冷延鋼板を伸び率０.１％で調質圧延し、各種評価用鋼板を準備した。
本例において作製した焼鈍冷延鋼板は、溶融亜鉛めっきが施されていないが、合金化溶融亜鉛めっき鋼板と同じ熱履歴を受けているので、鋼板の機械的性質および鋼組織は同じ熱履歴を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板と実質的に同一である。
２．評価方法
各種製造条件で得られた焼鈍冷延鋼板に対して、鋼組織を解析し、引張試験、曲げ試験および伸びフランジ試験を実施し、それぞれの機械特性を評価した。各評価の方法は次のとおりである。
各種製造条件で得られた焼鈍冷延鋼板に対して、鋼組織を解析し、引張試験、曲げ試験および伸びフランジ試験を実施し、それぞれの機械特性を評価した。各評価の方法は次のとおりである。
（フェライトの面積率）
各焼鈍冷延鋼板の圧延方向および圧延方向に対して直角方向から試験片を採取し、圧延方向断面および圧延方向に対して直角方向断面（常法によりエッチングずみ）の組織を走査型電子顕微鏡で観察し、８ｍｍ2の領域を写真撮影し、画像解析によりフェライトの面積率を調査した。数値は圧延方向の測定値と圧延方向に対して直角方向の測定値との平均で示す。
各焼鈍冷延鋼板の圧延方向および圧延方向に対して直角方向から試験片を採取し、圧延方向断面および圧延方向に対して直角方向断面（常法によりエッチングずみ）の組織を走査型電子顕微鏡で観察し、８ｍｍ2の領域を写真撮影し、画像解析によりフェライトの面積率を調査した。数値は圧延方向の測定値と圧延方向に対して直角方向の測定値との平均で示す。
（未再結晶フェライトの面積率）
各焼鈍冷延鋼板の圧延方向および圧延方向に対して直角方向から試験片を採取し、圧延方向断面および圧延方向に対して直角方向断面の組織を上記と同様に電子顕微鏡で観察し、８ｍｍ2の領域を写真撮影し、画像解析により未再結晶フェライトの面積率を調査した。数値は同様に圧延方向の測定値と圧延方向に対して直角方向の測定値との平均で示す。
各焼鈍冷延鋼板の圧延方向および圧延方向に対して直角方向から試験片を採取し、圧延方向断面および圧延方向に対して直角方向断面の組織を上記と同様に電子顕微鏡で観察し、８ｍｍ2の領域を写真撮影し、画像解析により未再結晶フェライトの面積率を調査した。数値は同様に圧延方向の測定値と圧延方向に対して直角方向の測定値との平均で示す。
（粒径１.０μｍ以下のマルテンサイトの面積率）
各焼鈍冷延鋼板の圧延方向および圧延方向に対して直角方向から試験片を採取し、圧延方向断面および圧延方向に対して直角方向断面の組織を上記と同様に電子顕微鏡で観察し、８ｍｍ2の領域を写真撮影し、画像解析により粒径１.０μｍ以下のマルテンサイトの面積率を調査した。数値は同様に圧延方向の測定値と圧延方向に対して直角方向の測定値との平均で示す。
各焼鈍冷延鋼板の圧延方向および圧延方向に対して直角方向から試験片を採取し、圧延方向断面および圧延方向に対して直角方向断面の組織を上記と同様に電子顕微鏡で観察し、８ｍｍ2の領域を写真撮影し、画像解析により粒径１.０μｍ以下のマルテンサイトの面積率を調査した。数値は同様に圧延方向の測定値と圧延方向に対して直角方向の測定値との平均で示す。
（引張試験）
各焼鈍冷延鋼板から、圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）を測定した。
各焼鈍冷延鋼板から、圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）を測定した。
（伸びフランジ試験）
各焼鈍冷延鋼板について、日本鉄鋼連盟規格JFS T 1001-1996で規定される穴拡げ試験方法により穴拡げ率（ＨＥＲ）を測定した。
各焼鈍冷延鋼板について、日本鉄鋼連盟規格JFS T 1001-1996で規定される穴拡げ試験方法により穴拡げ率（ＨＥＲ）を測定した。
３．評価結果
上記の評価の結果を表４に示す。
上記の評価の結果を表４に示す。
表１〜４において下線を付された数値は、その数値により示される含有量、条件、または機械特性が本発明の範囲外であることを示している。表３の供試材Ｎｏ．１２の均熱温度は、表１に示した鋼材ＦのＴの値より低いため、本発明の範囲外である。
表４における供試材Ｎｏ．２、５、９、１１、１３、１５、１９および２１は、本発明の条件を全て満足する発明例の鋼板である。
一方、供試材Ｎｏ．１および１８は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、フェライトの面積率が５％以上となり、目的とする引張強度が得られなかった。
一方、供試材Ｎｏ．１および１８は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、フェライトの面積率が５％以上となり、目的とする引張強度が得られなかった。
供試材Ｎｏ．３、４、６および１４は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、粒径が１.０μｍ以下のマルテンサイトの面積率が５％以上となり、伸びフランジ性が悪かった。
供試材Ｎｏ．７、１０および２２は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、目的とする引張強度が得られなかった。
供試材Ｎｏ．８および２３は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、目的とする引張強度が得られなかった。
供試材Ｎｏ．８および２３は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、目的とする引張強度が得られなかった。
供試材Ｎｏ．１２および１６は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、未再結晶フェライトの面積率が０.５％以上となり、伸びフランジ性が悪かった。
供試材Ｎｏ．１７は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、粒径が１.０μｍ以下のマルテンサイトの面積率が５％以上となり、伸びフランジ性が悪かった。
供試材Ｎｏ．１７は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、粒径が１.０μｍ以下のマルテンサイトの面積率が５％以上となり、伸びフランジ性が悪かった。
供試材Ｎｏ．２０は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、フェライトの面積率が５％以上となり、伸びフランジ性が悪かった。
供試材Ｎｏ．２４は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、フェライトの面積率が５％以上となり、さらに、粒径が１.０μｍ以下のマルテンサイトの面積率が５％以上となり、伸びフランジ性が悪かった。
供試材Ｎｏ．２４は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、フェライトの面積率が５％以上となり、さらに、粒径が１.０μｍ以下のマルテンサイトの面積率が５％以上となり、伸びフランジ性が悪かった。
Claims (5)
- 鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０８％超、０．１５％以下、Ｓｉ：０．００１％超、１．５％以下、Ｍｎ：２．２％超、３．５％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上、０．４０％以下、Ｔｉ：０．０１５％以上、０．０６０％以下、Ｂ：０．００１５％超、０．０１０％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、面積％で、フェライト：５％未満、未再結晶フェライト：０．５％未満および粒径１．０μｍ以下のマルテンサイト：５％未満であるとともに残部がベイナイトである鋼組織を有し、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ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。
- 前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｖ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｃｕ：０．４％以下およびＮｉ：０．４％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上をさらに含有する、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、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＺｒ：０．０１％以下からなる群から選ばれた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、Ｂｉ：０．０５％以下をさらに含有する、請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を含むことを特徴とする、請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）鋼材を１１００℃以上、１３００℃以下として熱間圧延を施し、８００℃以上、１０００℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上、６８０℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に、酸洗および冷間圧延を施して冷延鋼板とする酸洗・冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板を、下記式（ｉ）により規定されるＴ（℃）以上かつ８１０℃以上であって、９５０℃以下の温度域に５秒間以上、１５０秒間以下保持した後、５８０℃以上、８００℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上、１００℃／秒以下として４００℃以上、５６０℃以下の温度域まで冷却し、引き続いて、４００℃以上、５８０℃以下の温度域にめっき浴浸漬時および合金化処理時を含めて２５秒間以上、５００秒間以下保持するとともに、５００℃以上、５８０℃以下の温度域で合金化処理を施し、さらに３００℃以上、５００℃以下の温度域に２０秒間以上、２００秒間以下保持し、室温まで冷却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。
Ｔ＝９１０−２０３×（Ｃ０．５）−１５．２×Ｎｉ＋４４．７×Ｓｉ＋１０４×Ｖ＋
３１．５×Ｍｏ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ＋７００×Ｐ＋
４００×Ａｌ＋５０×Ｔｉ ・・・・ （ｉ）
ここで、式中における元素記号は、前記鋼板材の化学組成における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
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