JP2014037574A - 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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Abstract
【課題】引張強度が５９０ＭＰａ以上の高強度と優れた延性および曲げ性を有し、良好な表面性状と耐パウダリング性を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の提供。
【解決手段】鋼板が質量％で、Ｃ：０.０８１％以上０.２５０％以下、Ｓｉ：０.５０％以上２.００％以下、Ｍｎ：１.００％以上３.００％以下、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.００３％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０１０％以下、Ｎ：０.０１％以下およびＴｉ：０.００４％以上０.１００以下を含有する化学組成と、残留オーステナイトを２.０面積％以上含有する鋼組織とを有する。
【選択図】 なし
【解決手段】鋼板が質量％で、Ｃ：０.０８１％以上０.２５０％以下、Ｓｉ：０.５０％以上２.００％以下、Ｍｎ：１.００％以上３.００％以下、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.００３％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０１０％以下、Ｎ：０.０１％以下およびＴｉ：０.００４％以上０.１００以下を含有する化学組成と、残留オーステナイトを２.０面積％以上含有する鋼組織とを有する。
【選択図】 なし
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。より詳しくは、本発明は自動車部材の素材として好適な、高強度でありながら延性および曲げ性に優れ、表面性状と耐パウダリング性も良好な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。
近年、自動車においては、環境への観点から燃費向上が望まれ、そのために車体の軽量化が進められている。従来と同様の強度を得ながら軽量化するため、鋼板の高張力化が指向されている。しかし、強度が高くなると延性が低下し、曲げ性などの成形性が低下するため、強度が高く、かつ、延性の良好な鋼板が求められている。
高い強度を有しながら優れた延性を有する鋼板として、残留オーステナイト鋼板が知られている。残留オーステナイト鋼板は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ等の易酸化性元素を多量に含有させることにより鋼中にオーステナイトを残留させるものであり、鋼板にプレス成形等の加工が施されると、この残留オーステナイトが歪誘起塑性変態によってマルテンサイトに変態することにより、優れた延性を発現すると同時に高強度が実現される。
一方、車体部品に使用される鋼板には高い耐食性も求められるようになってきており、残留オーステナイト鋼板についても高い耐食性を有する合金化溶融亜鉛めっきが施された鋼板が求められている。
ところが、合金化溶融亜鉛めっきを施す場合、上記の易酸化性元素の含有量を高めることで不めっきが発生しやすくなるという問題が出てくる。不めっきは、外観性を損ね、生産性や歩留まり低下などの問題を発生させる。また、めっき基材である鋼板の表面にＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの酸化物が形成されると、不めっきに至らない場合であっても、その上に形成されためっき層との密着性が低くなるため、曲げ加工などを行ったときに鋼板とめっき層との界面で容易にめっき剥離が生じ、この部分がめっき割れとなって外観不良をもたらすこともある。
ここで、上記の易酸化性元素のうち、Ｓｉについては、その含有量が０.２質量％以上となると、一般的にはめっき不良が顕著となる。また、母材鋼板の表層にＳｉの酸化物が形成されると、溶融亜鉛めっきと母材との合金化が起こりにくくなり、合金化処理の処理温度が高くしたり、処理時間が長くしたりする必要が生じる。斯かる事態は、連続溶融亜鉛めっき設備の設備負荷を増大させ、生産性の低下をもたらす。また、処理温度を高くすると、残留オーステナイトがセメンタイトとフェライトに分解してしまい、良好な延性を有する鋼板を得ることが困難になるという問題も生じる。
以上のことから、延性に優れた高強度合金化溶融めっき鋼板を連続溶融亜鉛めっき設備で製造するには、めっき表面の外観劣化や生産性の低下を抑制することが求められる。
多量のＳｉやＡｌを含む高強度高延性合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき密着性や合金化処理性に対する改善手法が特許文献１〜５に開示されている。
特許文献１には、露点と化学成分の制御によりフレーキング性と表面性状が改善された合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。しかし、曲げ性については考慮されていない。
特許文献２によれば、焼鈍炉内の雰囲気を露点−５０℃の５%Ｈ2−Ｎ2ガスで満たし、８００℃で焼鈍、めっきを行うと、非反応領域が細かく分散し、合金化処理性が向上するとされている。しかし、特許文献２の化学成分にはＳに関する記述がない。Ｓは鋼中に不可避的に含有される元素であり、極力低い方が加工性には有利であることが知られている。しかし、本発明者らの検討によると、単にＳを下げただけでは本発明が目的とするような優れた曲げ性を得ることはできない。
特許文献３によれば、めっき層中にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ酸化物を含有させることにより、めっき層中の合金化が促進され、強度と成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供できるとされている。しかし、曲げ性について考慮されていない。
特許文献４では、溶融亜鉛めっきを施す前に直火型あるいは無酸化炉型の加熱帯を有する連続焼鈍炉を用いて焼鈍を施した場合、鋼板表層１００μｍ以内の深さ領域内に内部酸化物が生成し、不めっき発生のない高張力の溶融亜鉛めっき鋼板を提供できるとされている。しかし、具体的な機械特性が開示されておらず、良好な延性および曲げ性を得ることができるか不明である。
特許文献５に開示された方法によれば、ジカルボン酸を含有する洗浄液を鋼板に接触させる前処理を行うことにより、めっき不良が抑制されるとともに合金化処理時間が短縮できる。しかし、この方法を実施するには、連続溶融亜鉛めっき設備に新たに前処理設備を設け、洗浄液を塗布しなければならず、適用にはコストの問題が生じる。
本発明は、このような現状に鑑みて、残留オーステナイトを２.０面積％以上含むことで高い強度を有しつつも、優れた延性および曲げ性を有し、さらに良好な表面性状と耐パウダリング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課題とする。
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、残留オーステナイト鋼板に優れた曲げ性を具備させる方法として、鋼板中のＳおよびＡｌの含有量をともに極低量とし、かつＴｉを含有させることが有効であり、それにより曲げ性が格段に向上することを新たに知見した。この原因は明確ではないが、極低Ａｌ領域でＴｉを含有させることにより、硫化物の形態が展伸性のあるＭｎＳから球状に変化した可能性があり、このＭｎＳの形態変化により、曲げ加工時における割れの起点が減少し、良好な曲げ性を得ることができたものと推察される。
その結果、残留オーステナイト鋼板に優れた曲げ性を具備させる方法として、鋼板中のＳおよびＡｌの含有量をともに極低量とし、かつＴｉを含有させることが有効であり、それにより曲げ性が格段に向上することを新たに知見した。この原因は明確ではないが、極低Ａｌ領域でＴｉを含有させることにより、硫化物の形態が展伸性のあるＭｎＳから球状に変化した可能性があり、このＭｎＳの形態変化により、曲げ加工時における割れの起点が減少し、良好な曲げ性を得ることができたものと推察される。
さらに、このように鋼板中のＡｌ含有量を極低量にした化学組成を採用することにより、連続溶融亜鉛めっき設備（以下、「ＣＧＬ」ともいう。）の均熱過程において、鋼板表層におけるＡｌ濃化層の形成が抑制され、鋼板の内部酸化が促進されることにより、不めっきが抑制され、めっき密着性が向上し、同時に良好な耐パウダリング性を得ることができることも知見した。
さらにまた、熱間圧延工程の圧延完了温度および圧延後の冷却条件、ならびに、連続溶融亜鉛めっき設備における熱処理条件を特定の条件とすることにより、優れた成形性を有する残留オーステナイト鋼板が得られることを見出した。
これらの新たな知見に基づいて完成した本発明は次の通りである。
（１）鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、 前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０.０８１％以上０.２５０％以下、Ｓｉ：０.５０％以上２.００％以下、Ｍｎ：１.００％以上３.００％以下、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.００３％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０１０％以下、Ｎ：０.０１％以下およびＴｉ：０.００４％以上０.１００以下を含有する化学組成と、残留オーステナイトを２.０面積％以上含有する鋼組織と、引張強度が５９０ＭＰａ以上である機械特性と、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）鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、 前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０.０８１％以上０.２５０％以下、Ｓｉ：０.５０％以上２.００％以下、Ｍｎ：１.００％以上３.００％以下、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.００３％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０１０％以下、Ｎ：０.０１％以下およびＴｉ：０.００４％以上０.１００以下を含有する化学組成と、残留オーステナイトを２.０面積％以上含有する鋼組織と、引張強度が５９０ＭＰａ以上である機械特性と、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、Ｂｉ：０.０１％以下をさらに含有する上記（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、Ｎｂ：０.１％以下、Ｖ：０.１％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｃｕ：１.５％以下およびＮｉ：１.５％以下からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含有する上記（１）または（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）下記工程（Ａ）〜（Ｄ）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）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブに粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを１０５０℃以上としてから５秒間以内に高圧水デスケーリングを施して仕上熱間圧延に供し、８５０℃以上で仕上熱間圧延を完了し、５℃／秒以上２００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却して７５０℃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を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｄ）前記冷延鋼板に、連続溶融亜鉛めっき設備の還元炉において７５０℃以上９００℃以下の２相共存温度域に１０秒間以上６００秒間以下保持し、３５０℃以上６００℃以下の温度域まで冷却して、この温度域に５秒間以上３００秒間以下保持した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、続いて４７０℃以上６５０℃以下の温度域に５秒間以上１８０秒間以下保持する合金化処理を施す連続溶融亜鉛めっき工程。
（Ａ）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブに粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを１０５０℃以上としてから５秒間以内に高圧水デスケーリングを施して仕上熱間圧延に供し、８５０℃以上で仕上熱間圧延を完了し、５℃／秒以上２００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却して７５０℃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を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｄ）前記冷延鋼板に、連続溶融亜鉛めっき設備の還元炉において７５０℃以上９００℃以下の２相共存温度域に１０秒間以上６００秒間以下保持し、３５０℃以上６００℃以下の温度域まで冷却して、この温度域に５秒間以上３００秒間以下保持した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、続いて４７０℃以上６５０℃以下の温度域に５秒間以上１８０秒間以下保持する合金化処理を施す連続溶融亜鉛めっき工程。
本発明により、５９０ＭＰａ以上の高い引張強さを有しつつも良好な曲げ性および延性をも有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が提供される。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最適である。
以下に、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法について、より具体的に説明する。以下の説明において、鋼板の化学組成に関する％は質量％である。
１．鋼板の化学組成
（１）Ｃ：０.０８１％以上０.２５０％以下
Ｃは、鋼の強度を高める作用を有する元素であり、本発明においては５９０ＭＰａ以上の引張強さを確保するのに重要な元素である。Ｃ含有量が０.０８１％未満では５９０ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０.０８１％以上とする。好ましくは０.０９５％以上である。一方、Ｃ含有量が０.２５０％超では、靱性や溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０.２５０％以下とする。
（１）Ｃ：０.０８１％以上０.２５０％以下
Ｃは、鋼の強度を高める作用を有する元素であり、本発明においては５９０ＭＰａ以上の引張強さを確保するのに重要な元素である。Ｃ含有量が０.０８１％未満では５９０ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０.０８１％以上とする。好ましくは０.０９５％以上である。一方、Ｃ含有量が０.２５０％超では、靱性や溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０.２５０％以下とする。
（２）Ｓｉ：０.５０％以上２.００％以下
Ｓｉは、フェライト生成元素であり、連続焼鈍においてフェライト生成を促して、後述するＭｎの作用と相俟ってオーステナイトへのＣの濃化を促進することにより、オーステナイトを安定化させる作用を有する。従って、Ｓｉは最終製品においてオーステナイトを残留させて良好な延性を確保するのに有効な元素である。Ｓｉはまた、固溶強化により鋼の強度を高める作用を有する。Ｓｉ含有量が０.５０％未満では、２.０面積％以上の残留オーステナイト確保することが困難な場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０.５０％以上とする。
Ｓｉは、フェライト生成元素であり、連続焼鈍においてフェライト生成を促して、後述するＭｎの作用と相俟ってオーステナイトへのＣの濃化を促進することにより、オーステナイトを安定化させる作用を有する。従って、Ｓｉは最終製品においてオーステナイトを残留させて良好な延性を確保するのに有効な元素である。Ｓｉはまた、固溶強化により鋼の強度を高める作用を有する。Ｓｉ含有量が０.５０％未満では、２.０面積％以上の残留オーステナイト確保することが困難な場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０.５０％以上とする。
一方、Ｓｉ含有量が２.００％を超えると、溶融亜鉛めっきを施す際の不めっきや合金化未処理の原因となる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は２.００％以下とする。好ましくは１.６０％以下である。
（３）Ｍｎ：１.００％以上３.００％以下
Ｍｎは、オーステナイト生成元素であり、連続焼鈍においてオーステナイト生成を促して、上記Ｓｉの作用と相俟って、オーステナイトへのＣの濃化を促進することにより、オーステナイトを安定化させる作用を有するので、最終製品においてオーステナイトを残留させて良好な延性を確保するのに有効な元素である。また、変態強化により鋼の強度を高める作用を有する。Ｍｎ含有量が１.００％未満では、２.０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難な場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は１.００％以上とする。
Ｍｎは、オーステナイト生成元素であり、連続焼鈍においてオーステナイト生成を促して、上記Ｓｉの作用と相俟って、オーステナイトへのＣの濃化を促進することにより、オーステナイトを安定化させる作用を有するので、最終製品においてオーステナイトを残留させて良好な延性を確保するのに有効な元素である。また、変態強化により鋼の強度を高める作用を有する。Ｍｎ含有量が１.００％未満では、２.０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難な場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は１.００％以上とする。
一方、Ｍｎ含有量が３.００％を超えると、連続焼鈍におけるフェライト生成が阻害され、オーステナイトへのＣの濃化を促進することによりオーステナイトを安定化させることができずに、最終製品において２.０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難な場合がある。また、ＰやＳとの共偏析を助長し、バンド組織が発達して局部伸びの低下が著しくなる場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は３.００％以下とする。
（４）Ｐ：０.０５％以下
Ｐは、不純物として含有され、鋼の靱性を劣化させる作用を有する。また、溶融亜鉛めっき後の合金化処理工程において亜鉛と鉄との反応を抑制する。Ｐ含有量が０.０５％を超えると上記作用による悪影響が顕著となる。したがって、Ｐ含有量は０.０５％以下とする。
Ｐは、不純物として含有され、鋼の靱性を劣化させる作用を有する。また、溶融亜鉛めっき後の合金化処理工程において亜鉛と鉄との反応を抑制する。Ｐ含有量が０.０５％を超えると上記作用による悪影響が顕著となる。したがって、Ｐ含有量は０.０５％以下とする。
（５）Ｓ：０.００３％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加工性を劣化させる作用を有する。Ｓ含有量が０.００３％超えると上記作用による悪影響が顕著となる。したがって、Ｓ含有量は０.００３％以下とする。好ましくは０.００２５％以下である。
Ｓは、不純物として含有され、鋼中に硫化物を形成して加工性を劣化させる作用を有する。Ｓ含有量が０.００３％超えると上記作用による悪影響が顕著となる。したがって、Ｓ含有量は０.００３％以下とする。好ましくは０.００２５％以下である。
（６）ｓｏｌ.Ａｌ：０.０１０％以下
Ａｌは、脱酸を目的として添加されてもよく、或いは不純物として含有される場合もある。ｓｏｌ.Ａｌ含有量が０.０１０％を超えると、溶融亜鉛めっきを施す際の不めっきや、合金化処理時の処理不足の原因となる。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ含有量は０.０１０％以下とする。なお、本発明では、Ａｌと同様に脱酸作用を有するＳｉを多量に含有するため、Ａｌは添加せずともよい。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ含有量の下限は特定されず、０％であってもよい。
Ａｌは、脱酸を目的として添加されてもよく、或いは不純物として含有される場合もある。ｓｏｌ.Ａｌ含有量が０.０１０％を超えると、溶融亜鉛めっきを施す際の不めっきや、合金化処理時の処理不足の原因となる。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ含有量は０.０１０％以下とする。なお、本発明では、Ａｌと同様に脱酸作用を有するＳｉを多量に含有するため、Ａｌは添加せずともよい。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ含有量の下限は特定されず、０％であってもよい。
（７）Ｎ：０.０１％以下
Ｎは、不純物として含有され、その含有量が過剰になると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。
Ｎは、不純物として含有され、その含有量が過剰になると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。
（８）Ｔｉ：０.００４％以上０.１００以下
Ｔｉは、析出強化やフェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化により、鋼板の強度を高める作用を有する。また、本発明では、鋼板中のＡｌ含有量が少ないが、Ｔｉ添加により、スラブ中に固溶するＮをＴｉＮとして析出させることで固溶Ｎ量を低減し、熱延時のスラブ割れを抑制することができる。Ｔｉ含有量が０.００４％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、Ｔｉ含有量は０.００４％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０.１００％超では、炭窒化物の析出が過剰となり、成形性が劣化する。したがって、Ｔｉ含有量は０.１００％以下とする。
Ｔｉは、析出強化やフェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化により、鋼板の強度を高める作用を有する。また、本発明では、鋼板中のＡｌ含有量が少ないが、Ｔｉ添加により、スラブ中に固溶するＮをＴｉＮとして析出させることで固溶Ｎ量を低減し、熱延時のスラブ割れを抑制することができる。Ｔｉ含有量が０.００４％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、Ｔｉ含有量は０.００４％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０.１００％超では、炭窒化物の析出が過剰となり、成形性が劣化する。したがって、Ｔｉ含有量は０.１００％以下とする。
以上の元素に加えて、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の基材鋼板は下記の１種または２種以上の元素をさらに含有していてもよい。
（９）Ｂｉ：０.０１％以下
Ｂｉは、凝固偏析を軽減することにより、曲げ加工性を向上させる作用を有する。したがって、Ｂｉを含有させてもよい。しかし、Ｂｉ含有量を０.０１％超としても上記作用による効果は飽和して、コスト的に不利となる。したがって、Ｂｉ含有量は０.０１％以下とする。
Ｂｉは、凝固偏析を軽減することにより、曲げ加工性を向上させる作用を有する。したがって、Ｂｉを含有させてもよい。しかし、Ｂｉ含有量を０.０１％超としても上記作用による効果は飽和して、コスト的に不利となる。したがって、Ｂｉ含有量は０.０１％以下とする。
（１０）Ｎｂ：０.１％以下、Ｖ：０.１％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｃｕ：１.５％以下およびＮｉ：１.５％以下からなる群から選択された１種または２種以上
Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉは、いずれも鋼の焼入れ性を高めて、強度高める作用を有する。ＣｕおよびＮｉは、溶融亜鉛めっき工程におけるめっき濡れ性を向上させる作用をさらに有する。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。しかし、Ｎｂ、Ｖ、ＣｒおよびＭｏについては、これらの元素のいずれかを上記範囲を超えて含有させると、延性の低下が著しくなるとともにコスト的に不利となる。また、Ｃｕについては、上記範囲を超えて含有させると、靭性の低下が著しくなる場合がある。また、Ｎｉについては、上記範囲を超えて含有させると、延性に悪影響を及ぼす場合があるとともに、高価な元素であることからコスト的に不利となる。したがって各元素の含有量は上記範囲とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ：０.０３％以上、Ｖ：０.０３％以上、Ｃｒ：０.０５％以上、Ｍｏ：０.０５％以上、Ｃｕ：０.２％以上、Ｎｉ：０.０２％以上のいずれか満足させることが好ましい。
Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉは、いずれも鋼の焼入れ性を高めて、強度高める作用を有する。ＣｕおよびＮｉは、溶融亜鉛めっき工程におけるめっき濡れ性を向上させる作用をさらに有する。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。しかし、Ｎｂ、Ｖ、ＣｒおよびＭｏについては、これらの元素のいずれかを上記範囲を超えて含有させると、延性の低下が著しくなるとともにコスト的に不利となる。また、Ｃｕについては、上記範囲を超えて含有させると、靭性の低下が著しくなる場合がある。また、Ｎｉについては、上記範囲を超えて含有させると、延性に悪影響を及ぼす場合があるとともに、高価な元素であることからコスト的に不利となる。したがって各元素の含有量は上記範囲とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ：０.０３％以上、Ｖ：０.０３％以上、Ｃｒ：０.０５％以上、Ｍｏ：０.０５％以上、Ｃｕ：０.２％以上、Ｎｉ：０.０２％以上のいずれか満足させることが好ましい。
以上のように、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、オーステナイトを安定化させる作用を有する易酸化性元素のうち、ＳｉとＭｎは十分な量で含有させるとともに、Ａｌについては極低量に制限し、かつＳ含有量も極低量にし、適量のＴｉを含有させることで、易酸化性元素による不めっきを抑制しつつ、良好な延性および曲げ性を確保し、かつ表面性状と耐パウダリング性の低下も抑制することができる。
２．鋼板の鋼組織
鋼板の鋼組織は、残留オーステナイトを２.０面積％以上含有するものとする。
鋼板の鋼組織は、残留オーステナイトを２.０面積％以上含有するものとする。
残留オーステナイトは、成形等により変形を受けた際にマルテンサイトに変態して変態誘起塑性を呈するので、高い強度と良好な延性とを高い次元で両立することを可能にする。残留オーステナイトの面積率が２.０％未満では、変態誘起塑性による延性向上作用を十分に得られない場合がある。したがって、残留オーステナイトの面積率は２.０％以上とする。本発明における残留オーステナイトの面積率は、鋼板の組織を代表する板厚の１／４深さ位置におけるものである。
鋼板の残りの鋼組織は、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトから選ばれた１種または２種以上を含むものとすればよい。
鋼組織における残留オーステナイトの割合は、鋼組成以外に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造過程における熱履歴、熱間圧延完了から巻取開始までの冷却速度、連続溶融亜鉛めっきにおけるめっき前の熱処理およびめっき後の合金化熱処理に依存して変動する。本発明では、それらの条件を残留オーステナイトの面積率が２.０％以上となるように設定する。残留オーステナイト面積率の上限は特に規定されないが、上記化学組成を用いて後述する製造方法に従う場合には、残留オーステナイトの面積率は普通は２０％以下であり、より普通には１０％以下である。
３．合金化溶融亜鉛めっき層
合金化溶融亜鉛めっき層の付着量は特に制限されるものではなく、一般的な範囲内でよい。通常は、合金化処理する前の溶融亜鉛めっき層の付着量で３０ｇ／ｍ2以上５０ｇ／ｍ2以下である。めっき層の組成または合金化度（Ｆｅ含有量）についても、一般的な範囲内でよい。Ｆｅ含有量は９〜１１質量％の範囲内が好ましい。これは、従来から提案されているように、合金化度が低く合金化溶融亜鉛めっき層が純亜鉛（η相）の層が厚くなるとフレーキングが生じやすくなり、一方で合金化度が高くΓ相の層が厚くなるとパウダリングが生じやすくなるからである。
合金化溶融亜鉛めっき層の付着量は特に制限されるものではなく、一般的な範囲内でよい。通常は、合金化処理する前の溶融亜鉛めっき層の付着量で３０ｇ／ｍ2以上５０ｇ／ｍ2以下である。めっき層の組成または合金化度（Ｆｅ含有量）についても、一般的な範囲内でよい。Ｆｅ含有量は９〜１１質量％の範囲内が好ましい。これは、従来から提案されているように、合金化度が低く合金化溶融亜鉛めっき層が純亜鉛（η相）の層が厚くなるとフレーキングが生じやすくなり、一方で合金化度が高くΓ相の層が厚くなるとパウダリングが生じやすくなるからである。
４．機械特性および他の特性
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度が５９０ＭＰａ以上の高強度を有するものとする。引張強度がこれより低いと、高強度鋼板の用途には適用できない。引張強度は好ましくは６５０ＭＰａ以上である。延性は、全伸びが２０％以上であることが好ましく、より好ましくは全伸びが２２％以上である。
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度が５９０ＭＰａ以上の高強度を有するものとする。引張強度がこれより低いと、高強度鋼板の用途には適用できない。引張強度は好ましくは６５０ＭＰａ以上である。延性は、全伸びが２０％以上であることが好ましく、より好ましくは全伸びが２２％以上である。
成形性については、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は特に曲げ性に優れている。この優れた曲げ性は、後述する実施例に記載の方法で求めた１８０°曲げ試験における限界曲げ半径が板厚の２倍以内、好ましくは１倍以内、最も好ましくは密着曲げ可能であることにより示される。
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、不めっきや合金化過処理ムラがなく、表面外観に優れており、まためっき密着性がよいため、耐パウダリング性も良好であり、曲げ加工後にめっき層が剥離することで起こるパウダリングが抑制される。
５．合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、次に述べる方法に従って、熱間圧延工程、酸洗工程、冷間圧延工程、および連続溶融亜鉛めっき工程を行うことにより製造することができる。
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、次に述べる方法に従って、熱間圧延工程、酸洗工程、冷間圧延工程、および連続溶融亜鉛めっき工程を行うことにより製造することができる。
（１）熱間圧延工程
上記化学組成を有するスラブに粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを１０５０℃以上としてから５秒間以内に高圧水デスケーリングを施して仕上熱間圧延に供し、８５０℃以上で仕上熱間圧延を完了し、５℃／秒以上２００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却して７５０℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする
高圧水デスケーリングを施す前の粗バーの温度が１０５０℃未満では、ファイアライトが溶融せずスケール剥離性を高めることが困難である。したがって、高圧水デスケーリングを施す前の粗バーの温度は１０５０℃以上とする。そして、１０５０℃以上としてから５秒間以内に高圧水デスケーリングを施す。
上記化学組成を有するスラブに粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを１０５０℃以上としてから５秒間以内に高圧水デスケーリングを施して仕上熱間圧延に供し、８５０℃以上で仕上熱間圧延を完了し、５℃／秒以上２００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却して７５０℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする
高圧水デスケーリングを施す前の粗バーの温度が１０５０℃未満では、ファイアライトが溶融せずスケール剥離性を高めることが困難である。したがって、高圧水デスケーリングを施す前の粗バーの温度は１０５０℃以上とする。そして、１０５０℃以上としてから５秒間以内に高圧水デスケーリングを施す。
粗熱間圧延で得られた粗バーの温度が１０５０℃より低温である場合、１０５０℃以上の温度に加熱し、温度が１０５０℃に到達してから５秒以内に高圧水デスケーリングを実施する。粗熱間圧延で得られた粗バーの温度が１０５０℃より高温である場合には、１０５０℃以上の温度域にある状態から５秒以内に高圧水デスケーリングを実施する。高圧水デスケーリングまでの経過時間が５秒を超えると、粗バーの温度低下によりファイアライトの溶融状態が維持されなくなり、高圧水デスケーリングによるスケール剥離が困難になるからである。
デスケーリングされた粗バーを仕上圧延に供する。熱間圧延工程での圧延完了温度（仕上圧延での圧延完了温度）が８５０℃未満では、２相域圧延となって、鋼板内で硬質ムラが発生し、鋼板形状が損なわれる場合がある。したがって、圧延完了温度は８５０℃以上とする。圧延完了温度の上限は特に規定しないが、熱間圧延後のスケール生成を抑制する観点からは９５０℃以下とすることが好ましい。
熱間圧延完了から巻取開始までの平均冷却速度が５℃／秒未満では、フェライトおよびセメンタイトが過度に粗大な組織となり、連続溶融亜鉛めっき工程の均熱処理においてセメンタイトの溶解が不十分となり、オーステナイト分率を高めることが困難となり、最終製品において２.０％以上の残留オーステナイトを確保することが困難となる。したがって、熱間圧延完了から巻取開始までの平均冷却速度は５℃／秒以上とする。
一方、熱間圧延完了から巻取開始までの平均冷却速度が２００℃／秒超では、フェライト生成が不十分となり、連続溶融亜鉛めっき工程においてオーステナイトへのＣ濃化を速やかに進行させることが困難となり、最終製品において２.０体積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難となる。また、平均冷却速度２００℃／秒超では、硬質相が多くなり、冷間圧延工程において冷間圧延を施すことが困難となるため好ましくない。したがって、熱間圧延完了から巻取開始までの平均冷却速度は２００℃／秒以下とする。
巻取温度は、連続溶融亜鉛めっき工程の均熱処理において、オーステナイト中へのＣ濃縮を促し、残留オーステナイト量を２.０面積％以上確保するため、７５０℃以下とする。焼鈍前組織中のセメンタイトをさらに細粒化し、焼鈍時のセメンタイト溶解を容易にして、さらなる残留オーステナイト量を確保するには、巻取温度を５５０℃以下とすることが望ましい。
（２）酸洗工程および冷間圧延工程
酸洗および冷間圧延は常法に従って実施すればよい。冷間圧延における圧下率は特に制限されないが、一般には３０〜７０％の範囲内である。
酸洗および冷間圧延は常法に従って実施すればよい。冷間圧延における圧下率は特に制限されないが、一般には３０〜７０％の範囲内である。
（３）連続溶融亜鉛めっき工程
冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、連続溶融亜鉛めっき設備の還元炉において、７５０℃以上９００℃以下の２相共存温度域に１０秒間以上６００秒間以下保持し、３５０℃以上６００℃以下の温度域まで冷却して、この温度域に５秒間以上３００秒間以下保持した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、続いて４７０℃以上６５０℃以下の温度域に５秒間以上１８０秒間以下保持する合金化処理を施す。
冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、連続溶融亜鉛めっき設備の還元炉において、７５０℃以上９００℃以下の２相共存温度域に１０秒間以上６００秒間以下保持し、３５０℃以上６００℃以下の温度域まで冷却して、この温度域に５秒間以上３００秒間以下保持した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、続いて４７０℃以上６５０℃以下の温度域に５秒間以上１８０秒間以下保持する合金化処理を施す。
連続溶融亜鉛めっき設備では、還元炉での加熱前に冷延鋼板をまず無酸化炉で加熱するのが普通である。還元炉における保持は、熱間圧延工程において形成された炭化物を再固溶させるとともに、フェライトとオーステナイトの２相共存状態として、フェライトからＣを排出させてオーステナイトへのＣ濃化を促進することにより、オーステナイトの安定化を図り、製品段階において２.０面積％以上の残留オーステナイトを確保するために行う。
還元炉における保持温度（均熱温度）が７５０℃未満では、熱間圧延工程において形成された炭化物の再固溶が遅滞するため、オーステナイトへのＣ濃化を促進することができず、製品段階において２.０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難となる。したがって、上記均熱温度は７５０℃以上とする。好ましくは８００℃以上である。
一方、還元炉における均熱温度が９００℃超では、オーステナイト単相域またはオーステナイト面積率が過大となるため、オーステナイトへのＣ濃化を促進することができず、製品段階において２.０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難となる。したがって、上記均熱温度は９００℃以下とする。
また、還元炉において７５０℃以上９００℃以下の温度域に保持する時間（均熱時間）が１０秒間未満では、熱間圧延工程において形成された炭化物が十分に再固溶しないまま残存する可能性が高く、製品段階において２.０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難となる。したがって、７５０℃以上９００℃以下の温度域に保持する時間は１０秒間以上とする。好ましくは３０秒間以上である。７５０℃以上９００℃以下の温度域に保持する時間の上限は、生産性の観点から６００秒間以下とする。一般には２００秒間以下で十分なことが多い。
還元炉における上記均熱の後、３５０℃以上６００℃以下の温度域（この温度域を「中間保持帯」ともいう。）まで冷却し、この温度域に５秒間以上３００秒間以下保持する。これにより、オーステナイトの一部をベイナイト変態させ、ベイナイトからＣを排出させてオーステナイトへのＣ濃化を促進することにより、製品段階において２.０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが可能になる。
この中間保持帯における保持温度が６００℃超では、オーステナイトが炭化物に分解してしまうため、製品段階において２.０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難となる。したがって、保持温度は６００℃以下とする。好ましくは５５０℃以下である。一方、この保持温度が３５０℃未満では、オーステナイトの大半がマルテンサイトに変態するため、製品段階において２.０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難となる。したがって、保持温度は３５０℃以上とする。好ましくは４００℃以上であり、より好ましくは４５０℃以上であり、最も好ましくは５００℃以上である。
３５０℃以上６００℃以下の温度域における保持時間が５秒間未満では、ベイナイト変態の進行が不十分となり、オーステナイトへのＣ濃化を促進することができず、製品段階において２.０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難となる。したがって、保持時間は５秒間以上とする。好ましくは２０秒間以上である。
３５０℃以上６００℃以下の温度域における保持時間が３００秒間超では、炭化物が生成してしまい、オーステナイトへのＣ濃化を促進することができず、製品段階において２.０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難となる。したがって、保持時間は３００秒間以下とする。好ましくは２００秒以下である。
上記３５０℃以上６００℃以下の温度域における５秒間以上３００秒間以下の保持の後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、さらに、４７０℃以上６５０℃以下の温度域に５秒間以上１８０秒間以下保持する合金化処理を施す。溶融亜鉛めっき浴は一般的な浴組成のものでよいが、浴中Ａｌ濃度は低い方が好ましい。めっき浴出側でワイピングガス吹きつけにより付着量が制御される。
合金化処理温度が４７０℃未満では、溶融亜鉛めっき層のＺｎと鋼板のＦｅとの合金化反応の進行が不十分となる。したがって、合金化処理温度は４７０℃以上とする。好ましくは５００℃以上である。
合金化処理温度が６５０℃超では、オーステナイトのセメンタイトへの分解が進行してしまうため、製品段階において２.０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難となる。したがって、合金化処理温度は６５０℃以下とする。好ましくは６００℃以下である。
４７０℃以上６５０℃以下の合金化処理温度域における保持時間が５秒間未満では、溶融亜鉛めっき層のＺｎと鋼板のＦｅとの合金化反応の進行が不十分となる。したがって、４７０℃以上６５０℃以下の合金化処理温度域における保持時間は５秒間以上とする。好ましくは１０秒間以上である。
４７０℃以上６５０℃以下の温度域における保持時間が１８０秒間超では、オーステナイトの炭化物への分解が進行してしまうため、製品段階において２.０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難となる。したがって、４７０℃以上６５０℃以下の温度域における保持時間は１８０秒間以下とする。好ましくは６０秒間以下である。
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、表面に化成処理皮膜または潤滑皮膜を有していてもよい。これらの皮膜は常法に従って形成することができる。
表１に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造機にて連続鋳造を実施し、幅１２５０ｍｍで厚み１５０〜２５０ｍｍのスラブを得た。
上記スラブを用いて表２の条件に示す製造条件で熱間圧延から合金化溶融亜鉛めっきまでを実施した。熱間圧延は、熱間圧延機を用いて、得られたスラブを１２５０℃に加熱して粗熱間圧延を施して粗バーにした後、前記粗バーを１０５０℃以上に加熱し、５秒間以内に高圧水デスケーリングを施した。その後、粗バーを仕上熱間圧延に供し、８５０℃以上で圧延を完了した後、表２に示す温度で巻き取りを実施した。
得られた熱延鋼板に酸洗を施した後、４０〜６０％の圧下率で冷間圧延を行った。
こうして得られた冷延鋼板に対し、連続溶融亜鉛めっき設備を用いて、表２に示す条件で、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を実施した。すなわち、冷延鋼板を還元炉において表示の還元炉均熱条件（均熱温度および均熱時間）だけ保持した後に、冷却して、表示の中間保持帯保持条件（保持温度および保持時間）にて温度保持した。次いで、鋼板を溶融亜鉛めっき浴（４６０℃、浴組成：Ａｌ濃度０.１２〜０.１３質量％、Ｆｅ濃度０.０３〜０.０４質量％）に浸漬し、めっき浴出側でガスワイピングにより付着量を片面あたり３５〜４５ｇ／ｍ2に制御した。めっき後に表示の合金化処理温度まで加熱して表示の時間だけ保持し合金化処理を実施した。
こうして得られた冷延鋼板に対し、連続溶融亜鉛めっき設備を用いて、表２に示す条件で、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を実施した。すなわち、冷延鋼板を還元炉において表示の還元炉均熱条件（均熱温度および均熱時間）だけ保持した後に、冷却して、表示の中間保持帯保持条件（保持温度および保持時間）にて温度保持した。次いで、鋼板を溶融亜鉛めっき浴（４６０℃、浴組成：Ａｌ濃度０.１２〜０.１３質量％、Ｆｅ濃度０.０３〜０.０４質量％）に浸漬し、めっき浴出側でガスワイピングにより付着量を片面あたり３５〜４５ｇ／ｍ2に制御した。めっき後に表示の合金化処理温度まで加熱して表示の時間だけ保持し合金化処理を実施した。
こうして得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対して下記の試験を実施した。試験結果を表３にまとめて示す。
１）残留オーステナイト量の測定
残留オーステナイトの面積率に関しては、鋼板表層より板厚の１／４を化学研磨後、Ｘ線回折（ＸＲＤ−６１００，Ｃｏ管球）を行い、オーステナイトとフェライトの特定格子面ピーク値から回折強度を計算し、残留オーステナイトの面積率の値を求めた。
残留オーステナイトの面積率に関しては、鋼板表層より板厚の１／４を化学研磨後、Ｘ線回折（ＸＲＤ−６１００，Ｃｏ管球）を行い、オーステナイトとフェライトの特定格子面ピーク値から回折強度を計算し、残留オーステナイトの面積率の値を求めた。
２）機械特性の評価
得られた鋼板に対して、次に示す引張試験および限界曲げ試験を実施した。
得られた鋼板に対して、次に示す引張試験および限界曲げ試験を実施した。
２−１）引張試験
各鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ５号引張試験を採取した。試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた。採取した試験片を用いて、引張強さＴＳと全伸びＥｌを測定した。
各鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ５号引張試験を採取した。試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた。採取した試験片を用いて、引張強さＴＳと全伸びＥｌを測定した。
２−２）限界曲げ試験
各鋼板の圧延直角方向から幅４０ｍｍ、長さ２００ｍｍの試験片を採取した。試験片形状ならびに試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４８に準じた。１８０°曲げを、密着、板厚の１倍、２倍、３倍および４倍の曲げ半径にて実施し、その割れが発生しない限界板厚に対する曲げ半径を限界曲げ半径とした。この限界曲げ半径が２.０ｔ以内であれば曲げ性は良好であるといえる。
各鋼板の圧延直角方向から幅４０ｍｍ、長さ２００ｍｍの試験片を採取した。試験片形状ならびに試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４８に準じた。１８０°曲げを、密着、板厚の１倍、２倍、３倍および４倍の曲げ半径にて実施し、その割れが発生しない限界板厚に対する曲げ半径を限界曲げ半径とした。この限界曲げ半径が２.０ｔ以内であれば曲げ性は良好であるといえる。
４）鋼板表面外観の評価
目視観察により、鋼板表面における不めっきおよび合金化過処理ムラの有無を確認した。鋼板全体にめっきが付着し、合金化が均一に進んでいる場合を○、鋼板表面に鉄地が露出した部分が存在し、合金化度にムラがある場合を×とした。
目視観察により、鋼板表面における不めっきおよび合金化過処理ムラの有無を確認した。鋼板全体にめっきが付着し、合金化が均一に進んでいる場合を○、鋼板表面に鉄地が露出した部分が存在し、合金化度にムラがある場合を×とした。
５)耐パウダリング性の評価
パウダリングの評価に関して、試験片はＪＩＳ Ｈ０４０１の方法で採取した１００ｍｍ径の円盤を用い、試験片を１３ｔｏｎの圧力で６０°曲げ加工し、さらに曲げ後の試験片を１３ｔｏｎの圧力で水平に伸ばした後に、接着テープを空気が入らないように試験面に貼り付けて、めっきを剥離し、曲げ部からの剥離幅（ｍｍ）を測定した。この剥離幅が１２ｍｍ以内であれば耐パウダリング性は良好であるといえる。
パウダリングの評価に関して、試験片はＪＩＳ Ｈ０４０１の方法で採取した１００ｍｍ径の円盤を用い、試験片を１３ｔｏｎの圧力で６０°曲げ加工し、さらに曲げ後の試験片を１３ｔｏｎの圧力で水平に伸ばした後に、接着テープを空気が入らないように試験面に貼り付けて、めっきを剥離し、曲げ部からの剥離幅（ｍｍ）を測定した。この剥離幅が１２ｍｍ以内であれば耐パウダリング性は良好であるといえる。
表３に示すように、発明例である供試材Ｎｏ.１〜１８は、引張強さが５９０ＭＰａ以上の高強度を有し、残留オーステナイト面積率が２.０％以上であり、優れた延性を有し、さらに１８０度曲げにおける限界曲げ半径が「密着〜２.０ｔ」である優れた曲げ性を有していた。ここで、ｔは板厚を表し、２.０ｔとは、板厚の２倍を意味する。また、不めっきおよび合金化過処理ムラもなく、表面外観および耐パウダリング性に優れていた。
これに対して、供試材Ｎｏ.１９〜２３は、本発明が規定する成分範囲よりもＴｉ量が少ないか、および／またはＳ量が多かったため、硫化物の形態が最適な形ではなくなり、機械特性は満たすものの、曲げ性に劣っていた。さらに、供試材Ｎｏ.２１は、還元炉均熱温度も低かったため、セメンタイトが溶解せず、オーステナイトへのＣの濃化が不十分となり、２.０面積％以上の残留オーステナイトを確保できなかった。また、供試材Ｎｏ.２３は中間保持帯温度が高かったため、残留オーステナイトが分解し、２.０面積％以上の量を確保できなかった。
供試材Ｎｏ.２４〜２６は、本発明で規定する鋼の化学組成よりもＡｌ量が多かったため、連続溶融亜鉛めっき工程において鋼板表層にＡｌ濃化層が形成されることで内部酸化が抑制され、めっき密着性が低下し、耐パウダリング性も悪く、同時に不めっきも発生した。
供試材Ｎｏ.２７、２８は、Ｓｉ量が本発明内の規定する成分範囲よりも少なかったため、残留オーステナイトを２.０面積％以上の量で確保できず、延性にやや劣る上、耐パウダリング性に劣っていた。
Claims (4)
- 鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０.０８１％以上０.２５０％以下、Ｓｉ：０.５０％以上２.００％以下、Ｍｎ：１.００％以上３.００％以下、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.００３％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０１０％以下、Ｎ：０.０１％以下およびＴｉ：０.００４％以上０.１００以下を含有する化学組成と、
残留オーステナイトを２.０面積％以上含有する鋼組織と、
引張強度が５９０ＭＰａ以上である機械特性と、
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、Ｂｉ：０.０１％以下をさらに含有する、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、Ｎｂ：０.１％以下、Ｖ：０.１％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｃｕ：１.５％以下およびＮｉ：１.５％以下からなる群から選択された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。
- 下記工程（Ａ）〜（Ｄ）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から請求項３までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブに粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを１０５０℃以上としてから５秒間以内に高圧水デスケーリングを施して仕上熱間圧延に供し、８５０℃以上で仕上熱間圧延を完了し、５℃／秒以上２００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却して７５０℃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を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｄ）前記冷延鋼板に、連続溶融亜鉛めっき設備の還元炉において７５０℃以上９００℃以下の２相共存温度域に１０秒間以上６００秒間以下保持し、３５０℃以上６００℃以下の温度域まで冷却して、この温度域に５秒間以上３００秒間以下保持した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、続いて４７０℃以上６５０℃以下の温度域に５秒間以上１８０秒間以下保持する合金化処理を施す連続溶融亜鉛めっき工程。
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