JP6136672B2 - 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、Ｓｉを含有する高強度鋼板を原板とする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、自動車燃費向上などのため、車体の軽量化を目的に高強度鋼板を足回り部品等に適用することが進められている。また、衝突安全性の法規制の強化から、これまで低強度の鋼板しか用いることができなかった複雑形状を有する部品まで高強度鋼板を適用しようとするニーズがある。更には車体防錆強化の観点から、高強度鋼板を原板とした亜鉛系めっき鋼板が求められている。

車体用の亜鉛系めっき鋼板としては、従来より合金化溶融亜鉛めっき鋼板、すなわち溶融亜鉛めっきした後、加熱してめっき層をＦｅ−Ｚｎ合金とする合金化処理を施した鋼板が大量に使用されている。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板は耐食性に優れ、溶接性や塗装性も良好であるが、鋼板を高強度化するために一般的に用いられるＳｉを多量に添加した鋼板を原板とする場合、めっき性に劣り所望の特性を得にくいことが知られている。この課題に対して、Ｎｉプレめっき法を適用した技術が知られている。

例えば特許文献１では、０．２〜０．５％のＳｉを含有する高張力鋼板にＮｉプレめっき層を０．２〜２ｇ／ｍ²めっきし、直ちに非酸化性雰囲気中で板温４３０〜５００℃に３０℃／ｓ以上の昇温速度で急速加熱を行ったのちＡｌ０．０５〜０．２５％含有するＺｎめっき浴中で溶融めっきし、ワイピング後、直ちに２０℃／ｓ以上の昇温速度で４７０〜５５０℃に急速昇温し、同温度範囲で１０〜４０秒合金化加熱処理を行うことを特徴とする高張力合金化溶融Ｚｎめっき鋼板の製造方法が開示されている。

また特許文献２では、Ｓｉを０．５〜２．０％含有する高張力鋼板の表面層を０．０５μｍ以上除去したのち、Ｎｉを０．２〜２ｇ／ｍ²めっきし、非酸化雰囲気中で板温４３０〜５００℃に３０℃／ｓ以上の昇温速度で急速加熱を行ったのちＡｌ０．０５〜０．２５％含有するＺｎめっき浴中で溶融めっきし、ワイピング後、４７０〜５５０℃で１０〜４０秒合金化加熱処理を行うことを特徴とする加工部のめっき密着性に優れた高張力合金化溶融Ｚｎめっき鋼板の製造方法が開示されている。

また特許文献３では、前記特許文献１，２の方法にて形成されためっき層として、Ｓｉ ０．２〜２．０％を含有する鋼板上に分散するΓ１ 相よりなる合金層を有し、それらの上層にＦｅ ８〜１５％、Ａｌ １％以下、Ｎｉ０．０１〜２％と不可避的不純物よりなるＺｎ合金層を有することを特徴とする加工部のめっき密着性および耐食性の優れた高強度高延性合金化溶融Ｚｎめっき鋼板が開示されている。

上記特許文献１の方法では、鋼板のＳｉ濃度の上限が０．５％とされており、高強度化効果が不足する。特許文献２の方法では、鋼板表層を研削等で除去する工程が必要となり、コストが増大する。

特許文献３のめっき層は、加工部のめっき密着性を確保する観点で、連続的でなく分散したΓ１相を形成しており、このようなめっき構造は、通常の加工での密着性には問題ないものの、耐チッピング性には劣る。チッピング性とは、寒冷地などで自動車が走行中に、塗装された合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対して飛び石などによる衝撃が塗装面に加えられた際に、めっき層が塗膜と共に剥離し、素地鋼板を露出させる現象である。分散したΓ１相は、平均するとその厚みは薄いものの、部分的に厚いΓ１相の存在が必然となり、このような部位がチッピングの衝撃によりめっき層ごと剥離するものと考えられる。またΓ１相はΓ相よりも脆いことも影響していると考えられる。また、前述のような分散したΓ１相の構造を得るために、比較的低温での合金化処理を施す結果として、Ｆｅ−Ｚｎ合金相の中でもっともＦｅ含有率が低いζ相を有することとなり、摺動性にも劣る。

特許文献４ではＳｉを０．５〜１．８質量％含む鋼片を熱延、酸洗、冷延処理した後、６００℃以上での昇温速度が５℃／ｓｅｃ以下にて昇温して、７３０〜８００℃にて焼鈍し、さらに５８０℃以上から４５０℃以下まで５０℃／ｓｅｃ以上で冷却して、３５０℃〜４５０℃の範囲で１２０秒以上保持し、冷却した後、調質圧延を伸び率０．１％以上で施し、ＮｉまたはＮｉ−Ｆｅ合金をプレめっきし、無酸化雰囲気または還元雰囲気で５℃／ｓｅｃ以上で４３０〜５００℃まで加熱後、Ａｌを０．１２％以上、０．２０％以下含む溶融亜鉛浴に浸漬してめっきし、ガスワイピングにより付着量を調整し、ワイピング後に合金化する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。

しかしながら特許文献４は、低降伏比型の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを主眼としており、合金化溶融亜鉛めっき層の最適化、すなわち、摺動性、パウダリング性、チッピング性、めっき外観についての知見は開示されていない。

特許文献５には、Ｆｅ：８〜１３重量％、Ａｌ：０．５重量％未満、Ｎｉ：０．０２〜１．０重量％を含有し残部がＺｎ及び不可避的不純物より成る組成であって且つ地鉄界面のΓ相の厚さが０．５μｍ以下でありめっき層表面にη、ζ相が存在せず付着量が４５〜９０ｇ／ｍ²の合金化めっき層を少なくとも片面に有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。この鋼板は、摺動性、パウダリング性ともに優れるが、Ｓｉを含有する高張力鋼板を対象としたものではないため、Ｓｉ含有鋼板に適用した場合には十分な特性が得られない。

特開平４−３３３５５２号公報 特開平４−３４６６４４号公報 特開平６−６５７０１号公報 特開２０１０−１３２９３５号公報 特開平４−１３８５５号公報

一般に合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、摺動性を悪化させるζ相とパウダリング性を悪化させるΓ１相、Γ相の相方を減少させることは難しい。また、鋼板がＳｉを含有する場合、不めっきを抑制しめっき密着性を確保し、かつ良好な外観を造り込むことも容易ではない。これに対して、特許文献１，２，３，４の方法にあるようにＳｉ含有鋼板を原板としてＮｉプレめっき法を適用すると、比較的良好な特性は得られるものの、十分ではない。

そこで本発明では、前記特許文献の技術を改良することで、Ｓｉを含有する高強度鋼板を原板とし、摺動性、パウダリング性、耐チッピング性、外観均一性等の特性に優れる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを目的とする。

本発明者らは、所定量のＳｉを含有する鋼板にＮｉプレめっきを施したのち、Ａｌを微量添加した溶融亜鉛めっき浴でめっきし、加熱合金化させる技術に着目して、鋭意、改善検討を重ねた。Ｓｉ含有鋼板では、Ｆｅ−Ｚｎの合金化反応が遅いため、鋼板表面の微妙な成分、結晶粒、残存歪などのばらつきによって、部分的に合金化速度の差異が発生しやすく、摺動性や耐チッピング性が低下しやすいことを知見した。

これに対して、めっき層中のＦｅ、Ａｌ、Ｎｉの含有量を好適範囲とするとともに、めっき層がζ相を有さず、Γ相とΓ１相の合計厚みが０．５μｍ未満の最適めっき層構造とすることにより、Ｓｉを含有する高強度鋼板を原板としたとき、摺動性、パウダリング性、耐チッピング性、外観均一性等の特性に優れる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを見出したものである。溶融亜鉛めっき浴のＡｌ濃度、溶融亜鉛めっき浴への侵入板温、合金化温度の全てを最適化すれば、上記最適なめっき層構造が得られる。

即ち、その要旨とするところは以下のとおりである。
（１）Ｓｉを０．５〜２質量％含有する高強度鋼板の少なくとも片面に、Ｆｅ：８〜１３質量％、Ａｌ：０．５〜２質量％、Ｎｉ：０．１〜１質量％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなるめっき層を有し、該めっき層がζ相を有さず、Γ相とΓ１相の合計厚みが０．５μｍ未満であることを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）高強度鋼板が、質量％で、Ｓｉ：０．５〜２％、Ｃ：０．００１〜０．３％、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、残部はＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする（１）に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）更に質量％で、Ｔｉ：０．００５％以上、０．２％以下、Ｎｂ：０．００１％以上、０．１％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．００３％以下、Ｃａ：０．０００５％以上、０．００３％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．１％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｓｎ：０．１％以下の一種以上を含むことを特徴とする（２）に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）Ｓｉを０．５〜２質量％含有する高強度鋼板の少なくとも片面に、付着量０．２〜２．０ｇ／ｍ ^２ のＮｉプレめっきを施し、Ａｌ濃度０．２０質量％超〜０．２５質量％の溶融亜鉛めっき浴に、侵入板温４７０〜５５０℃で前記Ｎｉプレめっきを施した高強度鋼板を侵入させて溶融亜鉛めっきを施し、
５５０℃を超え、６５０℃以下で合金化処理を施すことを特徴とする（１）〜（３）のいずれか１つに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明によって、Ｓｉを含有する高強度鋼板を原板とする摺動性、パウダリング性、耐チッピング性、外観均一性等の特性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。

以下、本願発明を詳細に説明する。本願において、％は質量％を表すものとする。

本発明の鋼板は、Ｓｉを０．５〜２％含有するものとする。０．５％未満では強度が不足しやすく、２％を超えると不めっきが発生しやすくまた圧延荷重も過大となって製造コストが増大するといった問題もある。

Ｓｉ以外の成分については限定しないが、以下に望ましい条件を記載する。

Ｃは０．３％超含有していると炭化物の生成により加工性が劣化し、また溶接性も劣化しやすいので、０．３％以下とする。また、０．００１％未満であると強度が低下するので、０．００１％以上、好ましくは０．０５％以上とする。

Ｍｎは固溶強化元素として強度上昇に有効である。所望の強度が得られるように添加すればよいが、０．０１％未満では強度が不足しやすい。また、Ｍｎ以外にＳによる熱間割れの発生を抑制するＴｉなどの元素が十分に添加されない場合には、質量％でＭｎ／Ｓ＞２０となるＭｎ量を添加することが望ましい。一方、３．０％超添加するとスラブ割れを生ずるため、３．０％以下とする。

Ｐは不可避的に含有される不純物元素であり、低いほど望ましく、０．１％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすとともに、疲労特性も低下させるので、０．１％以下とする。

ＳはＰと同様に不可避的に含有される不純物元素であり、多すぎるとＭｎＳ等の粗大な介在物となって成形性を劣化させるので、０．０１％以下とする必要がある。厳しい加工を受ける部品用途で、厳しい成形に耐えうる材質とするためには、０．００５％以下とすることが好ましい。

Ａｌは溶綱の脱酸に必要な元素であるので、その効果を得るには０．００５％以上含有させる必要がある。しかし、過剰に添加すると、変態点を極度に上昇させ、本発明に必要な圧延温度の確保が困難となるため、その上限は０．０５％とする。

Ｎは、鋼の熱間加工性や加工性を低下させる元素であるので、少ないほど好ましい。本発明の鋼の特性を損なわないために、Ｎの含有量の上限は０．０１％とする。

Ｔｉおよびまたは、Ｎｂは析出硬化により高強度化に寄与するので必要に応じて添加することができる。Ｔｉの場合、０．００５％未満では十分な高強度化効果が得られず、０．２％超含有してもその効果が飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。Ｎｂの場合、０．００１％未満では十分な高強度化効果が得られず、０．１％超含有してもその効果が飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。

Ｂは必要に応じて添加することにより粒界強度を増加させ、靭性を向上させることができる。Ｂの含有量が０．０００５％未満では十分な靭性向上効果は得られず、一方、０．００３％より多く添加してもその効果は飽和するので、Ｂの添加量は０．０００５％以上、０．００３％以下とする。

Ｃａは必要に応じて添加することにより、溶鋼脱酸に微細な酸化物を多数分散させ、組織微細化のために好適な元素であるとともに、溶鋼の脱硫のために鋼中Ｓを球形のＣａＳとして固定し、ＭｎＳなどの延伸介在物の生成を抑制して穴拡げ性を向上させる元素である。これらの効果は添加量が０．０００５％から得られるが、０．００３％で飽和するため、Ｃａの含有量は０．０００５％以上、０．００３％以下とする望ましい。

本発明においては、鋼中に更にＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｓｎ等のいわゆるトランプ元素が含まれてもよい。トランプ元素とは鉄スクラップを原料とした製鉄において不可避的に混入するものであるが、耐食性、耐候性、靭性等の特性を向上させる目的で積極的に添加することも可能である。その際、表面欠陥や材質の低下を防ぐために、Ｃｕ、Ｃｒは０．３％以下、好ましくは０．１％以下、Ｎｉ、Ｓｎは０．１％以下、好ましくは０．０５％以下とするのがよい。

本発明は、酸洗済みの熱延鋼板、冷延および焼鈍済みの冷延鋼板、いずれにも適用可能である。

本発明の合金化溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅ：８〜１３質量％、Ａｌ：０．５〜２質量％、Ｎｉ：０．１〜１質量％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなる。該めっき層はζ相を有さず、Γ相とΓ１相の合計厚みが０．５μｍ未満である。

Ｆｅ含有率が８％未満では、未合金のため塗装後耐食性が不良となり、またζ相が多いために摺動性が不良となって加工時にフレーキングを起こす。Ｆｅ含有率が１３％を越えると、パウダリング性が劣化する。

Ａｌ含有率が０．５％未満ではΓ相が過度に成長してパウダリング性が劣化し、２％超では摺動性が劣化する。Ｎｉ含有率が０．１％未満では摺動性が劣化し、１％超ではめっき外観が劣化しやすい。

本発明のめっき層はζ相を含有しないことを特徴とする。これによって良好な摺動性が得られる。ζ相の存在は、Ｘ線回折によるζ相独自ピークの存在有無によって確認することができる。本発明において、ζ相を含有しないとは、前述のＸ線回折によるζ相独自ピークがバックグランドレベル以上に検出されないことを意味する。なお、電気化学的な手法、例えばζ相が有する電位に保持して定電位電解することで流れた電気量からζ相を定量する方法も公知であるが、本発明においてはめっき層に比較的多量のＡｌ、Ｎｉを含有する影響と推定されるが、電気化学的な方法によってζ相の存在、非存在を確認することはできない。なお、本発明のめっき鋼板は後述するように、好ましくは５５０℃超の高温で合金化するため、熱力学的にはζ相の安定領域を超えているものである。

本発明のΓ相とΓ１相の合計厚みは０．５μｍ未満である。これ以上ではパウダリング性やチッピング性が劣化する。またΓ相とΓ１相の合計厚みは０．５μｍ未満であれば、必要とするΓ相とΓ１相の均一性を確保することができる。パウダリング性、チッピング性の観点から０．３μｍ以下であることがより好ましい。Γ相とΓ１相は、地鉄側から前記順で形成しており、その合計の厚みは、断面組織観察、また電気化学的な手法など既知の方法で定量可能である。

本発明においては、Γ１相はΓ相に比較して少ないか、ほとんど存在しない。これは、本発明のめっき鋼板は後述するように、好ましくは５５０℃超の高温で合金化するため、熱力学的にはΓ１相の安定領域を超えているからである。

自動車用鋼板として用いる場合には、めっき層の付着量が３０ｇ／ｍ²以上、６０ｇ／ｍ²以下であることが好適である。３０ｇ／ｍ²未満では耐食性が不足する。６０ｇ／ｍ²超ではスポット溶接時の連続打点性が低下する。

上記した合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るためのＮｉプレめっき法における製造条件を以下に述べる。

所望の強度特性が得られるように製造した原板を用い、Ｎｉプレめっきを行い、昇温したのち、Ａｌを含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっきし、合金化処理を行う。

この際、第一のポイントは、溶融亜鉛めっき浴のＡｌ濃度を比較的高めの適正値に調整することである。具体的には、０．２０％超、０．２５％以下が好適であり、更に好ましくは０．２０％超、０．２２％以下である。このように、従来よりもやや高めのＡｌ濃度とすることで、めっき浴内での初期のＡｌ，Ｆｅ，Ｎｉの反応層を均一に生成させ、その後の合金化反応を均一に進行させることによって、パウダリング性やチッピング性を改善する効果がある。

第二のポイントであるが、上記のように単に浴Ａｌ濃度を高めに設定するだけでは、合金化反応が進行しにくくなり、適正なＦｅ％のめっき層を得るためにはより高温、あるいは長時間の合金化が必要となり、その結果としてΓ相、Γ１相が不均一となったり、パウダリング性やチッピング性が悪化する。これを防ぐためには、亜鉛めっき浴への侵入板温が極めて重要であり、やや高めの適正値に設定する必要がある。具体的には４７０〜５５０℃とする。適正な浴Ａｌ濃度と適正な侵入板温の組み合わせによって、後述する高温での合金化の際に均一な合金化が進行し、結果として各種特性を良好ならしめるものである。なお、侵入板温が上記好ましい範囲下限よりも低い場合には、Ｎｉプレめっき量や浴Ａｌ濃度や好ましい範囲であっても、めっき層中のＮｉ含有量やＡｌ含有量が高めとなる傾向がある。

第三のポイントはめっき後合金化の温度であり、５５０℃超、より好ましくは５６０℃以上であり、高すぎると、Ｚｎの蒸発や鋼板材質の低下などが懸念されるため、上限は６５０℃とする。これによって、ζ相がなく摺動性に優れ、Γ相、Γ１相も薄く均一であり、パウダリング性、チッピング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。

本発明におけるＮｉプレめっきの付着量は、０．２〜２ｇ／ｍ²、より好ましくは、０．３〜１ｇ／ｍ²の範囲が好適であり、下限未満では不めっきなどの外観不良や、ζ相残存による摺動性の劣化などが起こりやすい。上限を超えると不経済であるばかりでなく、外観の均一性も劣化しやすい。プレＮｉめっきの条件は特に限定されず、公知の方法が適用できる。

本発明の溶融亜鉛めっき浴中には、前述のＡｌに加えて、Ｎｉ，Ｆｅを含有させても良いが、ドロス抑制の観点から、Ｎｉは０．０６％程度以下、Ｆｅは０．０２％程度以下とするのがよい。溶融亜鉛めっき浴温は特に限定されず、融点近傍（４２０℃程度）〜５００℃程度の通常の条件が用いられる。

めっき、合金化処理を行った後、調質圧延で粗度調整を行ったり、潤滑後処理を行うなど、公知の方法が適用できる。

表１に供試した鋼板の成分を示す。鋼種１〜３は焼鈍済みの冷延鋼板であり、鋼種４〜６は酸洗済みの熱延鋼板である。供試材をＮａＯＨ ５０ｇ／ｌ、６５℃のアルカリ水溶液中に１０ｓ浸漬して脱脂したのち、Ｈ₂ＳＯ₄ １００ｇ／ｌ、３０℃の水溶液中に５ｓ浸漬して酸洗した。そして、Ｎｉめっき浴（浴温６０℃、硫酸Ｎｉ六水和物：３００ｇ／ｌ、ほう酸：４０ｇ／ｌ、硫酸Ｎａ：１００ｇ／ｌ）を用いて電流密度３０Ａ／ｄｍ²にて、各種付着量のＮｉプレめっきを行った。これを４％Ｈ₂−Ｎ₂雰囲気中で５０℃／ｓの昇温速度で所定の侵入板温まで加熱し、ただちに所定の浴組成、浴温の溶融亜鉛めっき浴に浸漬した。亜鉛めっき浴は所定の濃度のＡｌを含み、更に不純物として、０．０１〜０．０２％のＦｅと、０．００５〜０．０４％のＮｉを含んでいた。浸漬時間は２．５〜３．５ｓであった。浴から出したあと、ワイピングでめっき量が５０ｇ／ｍ²となるように制御し、ただちに合金化した。昇温速度は５０℃／ｓで所定の合金化温度まで昇温し、均熱なしで５℃／ｓで２０ｓ徐冷の後、２５℃／ｓで５ｓ冷却した。その後、０．３％の調質圧延を行った。

（評価）
・めっき層に含まれるＡｌ、Ｎｉ、Ｆｅは化学分析法にて定量した（インヒビターを添加した５％ＨＣｌ水溶液へ浸漬処理してめっき層のみを溶解し、溶解前後の差からめっき量を求め、溶解液をＩＣＰ発光分析することにより、めっき層に含まれるＡｌ、Ｎｉ、Ｆｅを測定し、各成分濃度を定量した）。
・めっき層のζ相は、ＸＲＤ測定を行い、存在しないものを「○」、存在するものを「×」と評価した。
・めっき層のΓ相とΓ１相の合計厚みについては、断面のＳＥＭ観察を行い、任意の１０点からΓとΓ１相の合計の厚みを求め、その平均値で、０．５μｍ未満を「○」、０．５μｍ以上を「×」と評価した。
・耐チッピング性：７０ｍｍ×１５０ｍｍに切出し、自動車用の脱脂、化成、３コート塗装を行った。−２０℃に冷却保持した状態で、砕石（０．３〜０．５ｇ）をエアー圧２ｋｇｆ／ｃｍ²で垂直に照射した。１サンプルにつき１０個の石を照射した。各水準Ｎ５実施し、合計５０個のチッピング痕を観察し、その剥離界面の位置によって評価した。剥離界面がめっき層より上（めっき−化成皮膜の界面、または電着塗装−中塗塗装の界面）のものを「○」、めっき−地鉄での界面剥離が１つでもあるものを「×」と評価した。
・耐パウダリング性：供試材を５０ｍｍ×２００ｍｍに切り出し、防錆油を塗油したのち、荷重４００ｋｇｆ（約３９２２．６６Ｎ）でドロービード試験を行った。ビード通過による曲げ−曲げ戻しの加工を受けた部位をテープ剥離して、テープの黒化度を測定した。黒化度が４未満のものを「○」、４以上のものを「×」と評価した。
・摺動性：前記のドロービードの際の摩擦係数を測定した。摩擦係数が０．２５未満のものを「○」、０．２５以上のものを「×」と評価した。
・外観均一性：目視観察を行い、均一なものを「○」、不均一なムラ等が存在するものを「△」、不めっきなどの顕著な異常があるものを「×」と評価した。

表２に試験したサンプルの水準を、また表３に試験結果を示す。表２において、本発明範囲から外れる数値・符号にアンダーラインを付している。本発明の実施例においては、耐チッピング性、耐パウダリング性、摺動性、外観均一性ともに良好であった。本発明の範囲から外れるものは何らかの特性が悪化した。

本発明によって、Ｓｉを含有する高強度鋼板を原板とする摺動性、パウダリング性、耐チッピング性、外観均一性等の特性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。本発明の鋼板は自動車用の防錆鋼板として有用である。

Claims (4)

1. Ｓｉを０．５〜２質量％含有する高強度鋼板の少なくとも片面に、
   Ｆｅ：８〜１３質量％、
   Ａｌ：０．５〜２質量％、
   Ｎｉ：０．１〜１質量％、
   残部Ｚｎおよび不可避的不純物
   からなるめっき層を有し、該めっき層がζ相を有さず、Γ相とΓ１相の合計厚みが０．５μｍ未満であることを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
2. 高強度鋼板が、質量％で、Ｓｉ：０．５〜２％、Ｃ：０．００１〜０．３％、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、残部はＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする請求項１に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 高強度鋼板が、更に質量％で、Ｔｉ：０．００５％以上、０．２％以下、Ｎｂ：０．００１％以上、０．１％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．００３％以下、Ｃａ：０．０００５％以上、０．００３％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．１％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｓｎ：０．１％以下の一種以上を含むことを特徴とする請求項２に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
4. Ｓｉを０．５〜２質量％含有する高強度鋼板の少なくとも片面に、付着量０．２〜２．０ｇ／ｍ ^２ のＮｉプレめっきを施し、Ａｌ濃度０．２０質量％超〜０．２５質量％の溶融亜鉛めっき浴に、侵入板温４７０〜５５０℃で前記Ｎｉプレめっきを施した高強度鋼板を侵入させて溶融亜鉛めっきを施し、
   ５５０℃を超え、６５０℃以下で合金化処理を施すことを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。