JPH02200738A - 加工用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、加工用の溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融
亜鉛めっき鋼板の製造に係り、より詳しくは、特にＴｉ
、Ｎｂ等の炭窒化物形成元素を添加しない通常のＡｆｆ
ギルド熱間圧延鋼板を原板とし冷間圧延を行うことなく
、プレス加工性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化
溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法しこ関するものであ
る。

（従来の技術） 近年、自動車等の車体或いはその構造部材には溶融亜鉛
めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板が多く使用され
るようになってきた。これらの用途では、形状が複雑で
あるため、プレス加工時に鋼板が厳しい加工を受けるこ
とから、成形性の優れた溶融亜鉛めっき鋼板が要求され
ることになる。

従来、このような用途に供さ扛る溶融亜鉛め−）き鋼板
の製造法としては、熱延鋼帯を冷間圧延に付した後、（
のまま或いは再結晶焼鈍を施した後、連続溶融亜鉛めっ
きライン（以下、「亜鉛めっきライン」と称す）に通板
して浸漬めつき髪行う、いオ）ゆる冷延鋼板を原板とし
た鋼板の＠合法が通常の方法である。

ところで、最近では、需要家側からコストダウンの要請
が強まり、加工性に優れ且つ安価な溶融亜鉛めっき鋼板
が求められでいる。このため、冷延鋼板を原板とするこ
とに代えで、熱延後酸洗するが、冷間圧延やこれに続く
再結晶焼鈍を施すことなく、直接亜鉛めっきラインへ通
板する方法、すなオ〕も、製造工程の一部を省略してＩ
Ｉ造コスを低減する方法が検討され、一部で実用化され
ている。

しかし、従来、熱延鋼板を冷間圧延することなく直接亜
鉛め１、）きラインへ通板して得られる熱延原板溶融亜
鉛めっき鋼板は、板厚が３．２１１ｍ以［ニの比較的板
厚の厚い鋼とか、或いは加工性がそれ程厳しくない用途
に限られて使用されているにすぎず、板厚が薄＜１」、
つ加工性の優れた熱延原板溶融亜鉛めっき鋼板はこれま
であまり製造され”Ｃいない。

そこで、このように板厚が薄く且つ加工性の優れた熱延
原板溶融亜鉛めっき鋼板の製造法については種々改善が
試みられ一部いるが、未だ有効な方法が見い出さ４１．
ていない。以下に従来法の一例を説明する。

（発明が解決し４ようとする課Ｍ） 一般に、溶融亜鉛めっき鋼板を製造するには、亜鉛めっ
きラインにおいて、まず酸化雰囲気中で加熱均熱され、
次いでめっき層の密着性を高めるために溶融亜鉛温度（
４６０℃）程度に還元雰囲気中で保持した後、溶融亜鉛
めっき浴中に浸漬される。この場合、加熱均熱過程では
、再結晶焼鈍或いは軟質化を［１的として、約７００〜
８５０℃に保持されるのが通例である。更に製品の塗装
性等の改善のために４６０℃〜６００℃でめっき層の合
金化処理を行うことも多い。

〜方、熱延鋼板の場合には、通常、熱延後には再結晶が
完了しており、したがって、再結晶焼鈍域まで加熱する
必要がないため、第１図に一般的な熱サイクルを示すよ
うに、加熱均熱過程では冷延鋼板に比べやや低温の５５
　Ｑ〜・６５０℃程度に加熱均熱された後、浸漬めっき
される。更に冷延鋼板と同様にめっき層の合金化処理が
行われる場合がある。

ところが、ＣをＯ，Ｏａ〜０．０５％程度含む通常のＡ
ｆｌキルド熱延鋼板の場合に上記の如く溶融亜鉛めっき
処理前に５５０〜６５０℃程度の温度で均熱を行うと、
この均熱処理により引張特性が低下してしまい、所望と
する特性が得られないという問題がある。

また、熱延鋼板の加工性を改善するためには、ＡＱキル
ド鋼を高温巻取すし、亜鉛めっきラインでの加熱均熱温
度を高温にする方法が一般的であり、例えば、特開昭５
４−７１７１７号には、Ａｆｌ／Ｎ（重址比）が１０以
上を有する通常のＡ１１ｌキルド鋼を６００℃以上温度
で巻取る方法が提案されている。しかるに、この製造法
によって得られた熱延鋼板を上記の如く亜鉛めっきライ
ンにて通常の均熱−亜鉛めっきを施した場合、後述する
ように、降伏点が−し昇し、伸びが低下しでしまう。

このため、いオ）ゆる高い伸び（例えば、４３％以上、
板厚２．、Ｏ＋ｌ１ｍ）を確保することが困難となる。

このように、上記のような熱延鋼板の亜鉛め−）き処理
時の再加熱処理による降伏点の上昇、伸びの低下という
プレス加工性の劣化は、主に該再加熱〜冷却過程を通じ
てＣが再固溶し、そのまま固溶状態で残存することに起
因するためである３これを防止するためには、例えば、
特公昭５４−２６９７４号に示されているように、脱ガ
ス処理等によってＣを低減し、原子当量論的にＣ量以」
二のＴ＋、、Ｎｂ等の炭窒化物形成元素を添加したよう
な鋼を熱延後高温で巻取れば、熱延〜巻取り過程におい
て析出したＴｉＣ，ＮｂＣは溶融亜鉛めっき前の再加熱
工程においても再固溶することがなく、上記プレス加工
性の劣化を抑制することが可能ではある。しか１２、脱
ガス処理を要し或いは′ｒｊ、Ｎｂ等の添加を要するこ
とは製造コストの」−昇を招くので、経済的に好ましく
ない。

一方、本発明考らは、特願昭６２　１４８６８３号、同
６２−１４８６８４号において、亜鉛めっきラインでの
最高再加熱温度を５８０　℃以ドとし、該再加熱〜冷却
過程でのＣの再固溶を極力少なくすることにより、上記
のような熱延鋼板の亜鉛めっき処理による降伏点の上昇
、伸びの低下が抑えられることを示した。しかしながら
、該発明においては、亜鉛めっきラインでのめっき前再
加熱温度が５８０℃以ドと低く、前述したように主に冷
延鋼板の再結晶焼鈍或いは軟質化のため７００℃以上の
高温での通板処理がなされでいる９１１釦めっきライン
の場合には投入チャンスの制約が避けられない。すなわ
ち、冷延鋼板の連続高臥再結晶焼鈍中に該発明法による
熱延鋼板を通板するには、めっき前再加熱温度が異なる
ため、熱延鋼板の処理前後に加熱炉の降温、昇温が必要
であるといった問題があり、したがって、該発明法では
冷７Ａ鋼板の連続処理中に小ロフトの熱延鋼板を処理す
ることは、この温度変更の問題から困難であ、）だ。

以上のように、特にＴｉ、、Ｎｂ等の炭窒化物形成元素
を含まず、長時間の脱ガス処理を施さずに、通常の八〇
’（ルド鋼を熱延後、冷間圧延するごとなく、溶融亜鉛
めっきを施す場合、特に亜鉛め・−〕きラインへの投入
制約を伴わずに亜鉛めっきラインでの再加熱処理による
材質劣化を積極的に抑制し得る方法は、未だ見い出され
ていないのが現状である。

本発明は、か）る事情に鑑みてなされたものであって、
Ｔｉ、Ｎｂ等の特別な炭窒化物形成元素を含まない通常
のＡＱキルド鋼を熱延−巻取り後、冷間圧延を施すこと
なく直接連＆！溶融亜鉛め−）き処理に付した場合であ
っても、従来の絞り用熱延鋼板並の低い降伏点及び高い
伸びを呈するプレス加工性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板
又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造し得る方法を提供
することを目的とするものである。

（課題を解決するための手段） 」−記目的を達成するため、本発明考らは、長時間の脱
ガス処理を施さず、Ｔｉ、、Ｎｂ等の高価な炭窒化物形
成元素を含まない通常のＡＱキルド講を用いて、熱延原
板溶融亜鉛めっき鋼板の加工性と１１［鉛めっきライン
での加熱、均熱及び過時効時の温度について、鋭意実験
研究を重ねたところ、従来よりも高い温度′ｃＬ１１ｉ
釦めっき前に再加熱し、その後、僅かな過時効処理を施
すことにより、得られる製品の加−工性が向−Ｉ−する
ことを見い出し、ここに本発明をなしたものである。

すなわち、本発明に係る力ｒＪ−［用溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法（第１発明）は、Ｃ：Ｏ，０２０〜０゜０
８０％、Ｍｎ：０．０５〜０．４５％及び５ｏＱＡＮ：
０．００５〜０．１０％を含み、残部がＦｅ及び不１１
Ｔｊ！的不純物よりなる鋼を熱間圧延、巻取り後、冷間
圧延を行わずに予め７００℃以上８００℃以丁の１１帯
証度に予熱した後、３５０℃以上５００℃以下で３０秒
以上の過時効処理を施し、該過時効処理中に溶融亜鉛め
っきを施１ことを特徴とするものである。

また、本発明に係る加工用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の
製造方法（第２発明）は、４二足第１発明における過時
効処理中での溶融亜鉛めっき後、更に４６０℃以−Ｌ：
６００℃以ドの鋼、帯温度にてめっき層の合金化処理を
施すことを特徴とするものである。

央に他の本発明に係る加工用合金化溶融ｉＪｌ鉛めっき
鋼板の製造方法（第３発明）は１、に記第１発明におい
て冷間圧延を行わずに予め７００℃以に８００℃以下の
鋼帯温度に予熱した後、溶融亜鉛めっきを施し、４６０
℃以し６００℃以下の鋼帯温度にてめっきｍの合金化処
理を施し、更に３５０℃以上５００℃以下で３０秒以」
−の過時効処理を施すことを特徴とするものである。

以上に本発明を更に詳細に説明する。

（作用） 本発明は、熱延鋼板を原板どする溶融亜鉛めっき鋼板に
おいて、通常のＡＱキルド鋼を用い、■亜鉛めっきライ
ンで適正条件で加熱、均熱移に過時効処理と溶融推釦め
っきを行うことにより、■或いは過時効処理後に合金化
処理を行うことにより、■或いはまた前記加熱、均熱後
に溶融亜鉛めっき処理−合金化処理し２過時効処理する
ことにより、ブ１ノス加工性に優れ、特に低降伏点で高
延性の鋼板を得ることにある。

まず、本発明を見い出すに至った基礎実験の詳細につい
て説明する。

第１表に示す化学成分をイ１する鋼を溶製し、連続鋳造
によりスラブとし、これに熱間圧延を施して、同表に示
す熱延後の巻取り温度でコイル状に巻取った。得られた
熱延鋼板のコイル長手方向中央部よりサンプルを採取し
た。まず、めっき前の均熱温度の影響を調査するため、
実験室的にめっき前均熱温度を変λ、て浸漬めっきを・
施した。なお。

均熱時間は２０秒とし、過時効処理条件は４５０’ＣＸ
　１　、５分とした。

得られた鋼板より、圧延方向にＪＩＳ５号引張り試独片
を採取し、引張試験を行った。

各試験片のめっき前均熱温度と降伏点、伸びどの関係を
第２図に示す。

第２図より１巻取部度によらず、７００℃以上の均熱に
よりめっき処理前、すなわち、熱延ままの特性とほぼ同
等の特性が得られることがオ）かる。

更に、合金化処理の影響を調査するため、前述の７２０
℃熱延巻取材を用いて、第２表及び第：３図に示す条件
で浸漬めっきと、めっき層の合金化処理を施した。なお
、めっき前均熱は２０秒、合金化時間は１０秒、過時効
処理は４６０℃×１分とした。

各試験片の合金化温度と降伏点、伸びとの関係を第４図
に示す。

第４図より、めっき前均熱温度が７００℃の場合には、
過時効処理前及び過時効処理後の合金化処理のいずれに
おいても合金化温度の降伏点、伸びに及ぼす影響は小さ
く、更に合金化処理を行わない場合とほぼ同等の特性を
示すことがわかる。

一方、めっき前均熱温度が５５０℃と低い場合には、過
時効処理後合金処理を行うと、合金化温度の上昇と共に
降伏点が上昇し、伸びが低下するが、特に合金化温度が
（３００℃の場合にぞの程度が人きい。

【以下余白１ 第２図及び第４図に示しためっき熱サイクルによろ引張
特性の変化は、その詳細な機構は明らかではないが、以
下のように考えられる。

まず、めっき熱サイクルによる引張特性の変化の原因ど
しては、めっき熱サイクル中のセメンタイトの再固溶及
び析出によるものと考えられ、引張特性の向−■二のた
めには、めっき熱サイクル後の固溶Ｃ量を如何に低くす
るかがポイントとなる。

したが−って、第２図の結果は、めっき前均熱温度が５
５０℃と低い場合には、特願昭６２−１４８６８３号、
同６２−１４８６８４号に示されるように、めっき前再
加熱時のＣの再固溶が抑えられることにより、低い降伏
点、高い伸びが得られるためと考えられる。一方、めっ
き前均熱温度が６００℃以上の場合、はぼ該温度の上昇
と共にめっき前均熱時のＣの再固溶は進むと考えられる
が、この後の過時効処理時のセメンタイトの析出が問題
となり１．すなわち、めっき前均熱温度が７００℃以」
−の場合、過時効前のＣの固溶量が多く、過飽和度が増
すため、過時効時のヤメンタイＩ・の析出が促進され、
低い降伏点、高い伸びを得ることができる。ところが、
めっき前均熱温度が６００−６５０℃の場合には、該均
熱によるＣの再固溶が少ないため、過時効前のＣの過飽
和度が低く。

過時効時のセメンタイト析出が充分でなく、引張特性が
劣っているものと考えられる。

更に１合金化処理の影響については、過時効鹸に合金化
処理を行）１合には、めっき箭の７００℃での均熱で充
分に再固溶したＣが特に合金化処理温度によらず、その
後の過時効処理時に、はぼ合金化処理がない場合と同様
に析出する。また。

過時効後に合金化処理を行う場合は、過時効処理により
析出したセメンタイトは５００〜６００’Ｃの合金化処
理では殆ど変化せず、安定であると考えられる。したが
って、合金化処理が過時効処理の前後いずれにあっても
、合金化処理を行わない場合とほぼ同様の引張特性が得
られるものと考えられる。

また、第４図（ｂ）には、めっき前均熱が５５０℃の場
合の過時効後合金化処理の影響を併せ゛（示すが、この
場合には、めっき前均熱時のＣの再固溶は引張特性が劣
化しない程度に抑えられているものの、その後の合金化
処理温度が６００　’Ｃと高い場合には、合金化時のＣ
の再固溶が進み、引張特性が劣化するものと考えられる
。

したがって、め−）き前均熱温度を７００℃と従来より
高くし、過時効処理を行うことにより、７００〜８００
℃の高い温度で再結晶処理を行う冷延鋼板と同様の条件
で処理を行うことができ、更に、特に合金化処理条件の
影響も受けず、安定して良好な引張特性が得ら狛る。

以１−二の基礎実験の結果に基づいて更に詳細に研究を
重ね、本発明に至ったのである。

本発明における化学成分の限定理由は以上のとおりであ
る。

Ｃ： Ｃは本発明において、最も重要な元素であり、ａ終製品
での鋼中のＣの固溶層が少ないほど引張特性が向上する
。しかし、Ｃが０．０２０％未満であると、如何にめっ
き前均熱温度が７００℃以上であっても全体でのＣ量が
少ないため、過時効前の過飽和度が低く、過飽和処理に
よる引張特性の向上効果が小さい。したがって、本効果
を得るためには、Ｃは０．０２％以上が必要である。

一方１、Ｃが多すぎる場合には鋼が硬質化し、本発明法
をもってしても加工用途どして必要な優れた引張特性が
得られないため、０．０８０％以下が好ましい。したが
って、（Ｊｔは０．０２０〜０．８０％の範囲とする。

Ｍｎ： Ｍｎは鋼中の遊離硫黄を固定し、錆の強度を向上さゼる
効果がある。しかし、Ｍｎ量が０．０５％未満では熱間
脆性を生じる恐れがあり、一方。

０．４５％を超えると延性が劣化し、目標とする伸びを
確保することが困難となる。したがって、Ｍ　ｎ　ｉは
０．０５〜０．４．５％の範囲とする。

Ａ　Ｑ： ＡＱは鋼の製錬時に脱酸剤として作用し、そのためには
少なくとも０．００５％以上が必要である。しかし、Ｏ
，，１００％を超えるとスリパー疵と称される鋼板の表
面疵が発生し易くなる。したがって、５ｏＱＡＱ量は０
．００５〜０．１００％の範囲とする。

次に本発明の製造条件について説明する。

溶融亜鉛めっき条件は、めっき前均熱で充分にＣを再固
溶させ、過時効前の００過飽和度を上げることにより、
過時効時のせメンタイトの析出を促進し、引張特性を向
上させるような条件とすることが必要である。このため
には、めっき））；Ｉ均熱温度が７００℃以上であるこ
とが必要であることが本発明台らの実験により判明した
。但し、この温度が８００℃を超える場合には、均熱時
のフェライト→オーステナ、イト変態が進み、結晶粒が
粗大化し、プレス加工時の肌荒れが懸念されると共に、
エネルギーコスト上不利になるので、８００℃以下が好
ましい。

また、過時効処理条件については、過飽和状態にある固
溶０をセメンタイトとして、短時間に析出させる条件で
ある必要があり、その処理温度が５００℃を超える場合
にはフェライｉ・中のＣの溶解度積が大きいため、或い
は２３５０℃未満の場合には、Ｃの拡散速度が小さく、
所望の引張特性を得るのに必要なセメンタイトの析出に
長い時間を要するため、過時効処理温度はご３５０℃以
、Ｊ：５００℃以下が好まし１い。また、この温度範囲
であれば、過時効処理の時間は少なくとも３０秒あれば
充分である。

更に、製品の塗装性等の向上を目的どして合金化処理を
行う場合には、前述の如く、４６０・〜・６００℃での
温度範囲であれば、合金化処理を過時効処理の前後のい
ずれで行っても本発明の効果は得られることが本発明者
らの実験により確認さＡまた。しかしながら１合金化処
理部度が４６０°Ｃ未満の場合には、所望のめっき層中
の＠濃度（例えば１０％）を得るのに長い時間を要し、
更に６００℃を超える場合には逆に鉄濃度が高くなりす
ぎてめっき層の加工性に劣る。したがって１合金化処理
部度は４６０℃以上６００℃以下が好ましい。

なお、熱延条件については特に規制するものではないが
、仕に温度はＡｒ３変態点以」―であればよく、たとえ
仕１−８度が多少Ａｒ、変態点をド臂−ふたときでも巻
取時或いはめっき再加熱処理時に再結晶化すればよい。

したがって、仕五温度は現行の熱間圧延機で圧延可能な
６５０℃以上であればよい。巻取温度についても、第２
図に示した如く本発明の効果を特に左右するものではな
いが、より軟質な特性を得たい場合には６００℃以上が
好ましい。

また、熱延後、亜鉛めっき前の酸洗処理については、本
発明により得られる合金化ｉ？’！融亜鉛めっき鋼板の
機械的性質にス＝Ｊ’　して特に作用乃至影響な及ぼさ
ないので、特に条件は限定されない。

更に、亜鉛めっきライン内又はオフラインにてストレッ
チャーストレインの防止或いは形状修正を１」的と１，
１て調質圧延を施すかどうかは任意であり、実施する場
合には、伸び率０．５〜２．０″兄の範囲で行うのが好
ましい。

次に本発明の一実施例を示す。なお、本発明はこの実施
例のみに限定されるものでないことは八うまでもなく、
既述の各種基礎実験のほか他の態様も可能である。

（実施例） 第３表に示す化学成分を有する講を常法により溶製し、
転炉出鋼後、連続鋳造によりスラブとした。次いで板厚
２＋ｏＩ１１まで熱間圧延へ・施し、＝Ｉイル状に巻取
りだ。なお、仕１−．げ温度は８８５〜９１゜０℃、巻
取温度は６５０〜７００℃とした。

次いで熱延コイルを酸洗した後、コイル長手方向中央部
よりサンプル登採取した。これらのサンプルに第４表に
示すめ−、）き然サイクル条件で浸漬めっきを施した。

なお、めっき曲内熱時間は２０秒、合金化処理時間は１
０秒どした。

得られた溶融岨鉛めっき鋼板の諸・特性を第・１表に併
記する。同表中、引張特性は該鋼板から圧延方向にＪＩ
Ｓ５号試験片を採取し、引張試験を行った結果である。

第４表より明らかなとおり、本発明例である鋼Ｎｃｉ　
Ａ　−１〜陽Ａ　−３は、いずれも軟質で延性に優れて
いる。

これに対して、比較例の鋼Ｎａ　Ａ　−４及びＮＱＡ−
５は、めっき前均熱温度が低すぎるため、いずれも所望
の高い伸びが得られていない。

更に比較例の鋼面Δ−６〜Ｎ（ＬＡ−８は過時効処理条
件が適当でなく、すなわち、ｈΔ−６は過時効時間が短
く、ＮａＡ−７は過時効温度が低すぎ、Ｈａ　Ａ、　−
８は過時効温度が高すぎるため、それぞれ引張特性が劣
っている。

また、比較例の鋼＆ＢはＣ量が低すぎ、魔Ｃ１ＮｏＤは
それぞれＣ，Ｍｎｆｉｔが多すぎるため、いずれも強度
が高く、これに伴い、降伏点が高く、伸びが低い。

［以下余白］ （発明の効果） 以り詳述したように、本発明によれば、Ｔｉ、Ｎ　ｂ等
の高価な炭窒化物形成元素を添加することなく、長時間
の脱ガス処理を必要としない通常の、・〜Ｑキルド鋼を
熱延後、冷延を施すことなく溶融；ｎｉ釦めっき処理を
施すに際し、ｊｌｉｉ釦めっきラインでのめっきへ８７
均熱な度を従来よりも高くして、過時効処理を施すこと
によｉ、）、再加熱処理による材質劣化を有効に抑制で
き、従来の絞り用熱延鋼板ｉｔみの低い降伏点及び高い
伸びを５１する優れたプレス成形性の溶融亜鉛めっき鋼
板を製造することができる８また、合金化処理を施す場
合じは過時効処理前又は後に行うことにより、同様の優
れた特性の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが
できる。しかも、Ｔｉ、Ｎｂ等の炭窒化物形成元素の添
加或いは溶製時の長時間の脱ガス処理等を要せず、更に
冷延鋼板と同様の条件で処理しても優れた引張特性が得
られるため、経済的で生産性向上の効果が大きい。

４、図面のＷＲ，ｉＪＬな説明 第１図は亜鉛めっきラインにおける一般的な熱サイクル
を示す図、 第２図は溶融亜鉛めっき鋼板のめっき前均熱温度と降伏
点及び伸びの関係を熱延ままの特性と比較して示す図、 第３図は亜鉛めっきラインの熱サイクル条件を示を図で
、（ａ）は過時効処理前に合金化処理を行う場合を示し
、（ｂ）は過時効処理後に合金化処理を行う場合を示し
、 第４図（、Ｊ）、（ｂ）は合金化溶融亜鉛めっき鋼板の
合金化処理温度と降伏点及び伸びの関係を１合計化処理
を行わない溶融頓釦めっき鋼板の特性と比較して示す図
である。

特許出願人　　株式会社神戸製鋼所 代理人弁理上　中　　村　　　尚 第 図 杓づ前史熱温度 （Ｃ） 第 図 （ＣＩ） 図 ＋ＪＬ 合を化部／ｌ（゛ぐ） −１９・

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．０２０〜０．
   ０８０％、Ｍｎ：０．０５〜０．４５％及びｓｏｌＡｌ
   ：０．００５〜０．１０％を含み、残部がＦｅ及び不可
   避的不純物よりなる鋼を熱間圧延、巻取り後、冷間圧延
   を行わずに予め７００℃以上８００℃以下の鋼帯温度に
   予熱した後、３５０℃以上５００℃以下で３０秒以上の
   過時効処理を施し、該過時効処理中に溶融亜鉛めっきを
   施すことを特徴とする加工用溶融亜鉛めっき鋼板の製造
   方法。
2. （２）請求項１における過時効処理中での溶融亜鉛めっ
   き後、更に４６０℃以上６００℃以下の鋼帯温度にてめ
   っき層の合金化処理を施すことを特徴とする加工用合金
   化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
3. （３）請求項１において冷間圧延を行わずに予め７００
   ℃以上８００℃以下の鋼帯温度に予熱した後、溶融亜鉛
   めっきを施し、４６０℃以上６００℃以下の鋼帯温度に
   てめっき層の合金化処理を施し、更に３５０℃以上５０
   ０℃以下で３０秒以上の過時効処理を施すことを特徴と
   する加工用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。