WO2013047810A1 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

合金化溶融亜鉛めっき鋼板 Download PDF

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WO2013047810A1
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steel sheet
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hot
plating
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山中　晋太郎
宗士 藤田
佐藤　浩一
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新日鐵住金株式会社
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    • Y10T428/24967—Absolute thicknesses specified

Definitions

  • the present invention relates to an alloyed hot-dip galvanized steel sheet. More specifically, the present invention can easily realize high strength (for example, tensile strength of 980 MPa or more), has excellent plating adhesion, and can be suitably used as a member in the fields of automobiles, home appliances, and building materials.
  • the present invention relates to a high-strength galvannealed steel sheet.
  • alloyed hot-dip galvanized steel sheets have been used mainly in the automotive field, but there are Zn-Fe alloy layers that are less ductile than the base steel sheet in the plated layers of alloyed hot-dip galvanized steel sheets. It was. For this reason, for example, when a tensile strength of 980 MPa or more is required, the plating adhesion is inferior, and the plating is easily peeled off from the interface between the plating and the underlying steel plate during processing such as press molding. It was regarded as a problem because it tends to be defective.
  • Patent Document 1 mentions a method of improving the plating adhesion by a so-called anchor effect that increases the unevenness of the interface between the plating and the base steel sheet.
  • Patent Document 2 describes that the adhesion can be improved by heating the steel sheet and then performing a pickling treatment and plating after removing the oxide layer on the surface.
  • Patent Document 3 discloses a high-strength, high-ductile molten zinc containing a ferrite phase of 30 to 90% by volume fraction, 5% or more of bainite, 10% or less of martensite, and 5 to 30% of retained austenite phase.
  • a plated steel sheet is disclosed.
  • the density of dislocations contained in the steel sheet is 8 ⁇ 10 11 (pieces / mm 2 ) or less, the quasi-static strength (FS1) at a strain rate of 0.0067 (s ⁇ 1 ),
  • Fe 8 to 12%
  • Al 0.05 to 0.25%.
  • An alloyed hot dip galvanized steel sheet having a balance Zn composition, a ⁇ phase at the base iron interface of 1.0 / ⁇ m or less, and a specific plating layer having no ⁇ phase or ⁇ phase on the surface of the plating layer on at least one side. It is disclosed. However, in the prior art, the difference in the ductility between the plating layer and the underlying steel plate, which is basically the main factor of the plating adhesion, cannot be solved.
  • An object of the present invention is to provide an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having high strength (for example, a tensile strength of 980 MPa or more) that can suppress plating peeling during processing.
  • Another object of the present invention is to provide a high-strength galvannealed steel sheet having excellent plating adhesion.
  • the inventors reduced the ductility of the steel sheet itself by controlling the structure of the steel sheet, and further increased the ductility of the plating itself by controlling the amounts of ⁇ 1 phase and ⁇ phase in the plating phase. It was found that peeling can be suppressed.
  • the present inventor made the total thickness of the ⁇ 1 phase and the ⁇ phase present in the alloyed hot-dip galvanized layer to be 2 ⁇ m or less, and among the Zn—Fe alloy phases. It has also been found that the plating adhesion can be further improved by making the thickness of the ⁇ 1 phase, which is the least ductile, smaller than the ⁇ phase.
  • the mechanism by which the above effect can be obtained in the present invention is estimated as follows. That is, basically, even if the ductility of the plating layer is improved, the ⁇ 1 phase (Fe 5 Zn 21 , Fe content of 18%) inevitably generated at the interface between the plating in the alloyed hot-dip galvanized layer and the underlying steel plate. Since it is difficult to make the ductility of the ⁇ phase (Fe 3 Zn 10 , Fe 24% or more, 32% or less) larger than the ductility of the base steel plate, plating is applied to deformation of the base steel plate during processing. The present inventor has found that plating peeling occurs without following.
  • the ductility of the steel sheet itself is decreased by controlling the structure of the steel sheet, and the ductility of the plating itself is increased by controlling the amount of ⁇ 1 phase and ⁇ phase in the plating phase, plating peeling is suppressed.
  • the inventor has found that this is possible.
  • the present inventor further assumes that the ductility of the steel sheet itself is lowered, so that the workability is lower than before, the base steel sheet itself is cracked earlier, and may break, but in the present invention, ⁇ 1 It has also been found that fracture can be suppressed more than the conventional level by applying plating in which the amounts of the phase and the ⁇ phase are controlled. The reason why such a phenomenon occurs is not necessarily clear, but although cracking of the underlying steel sheet may occur early, the presence of plating with excellent ductility on the steel sheet causes stress concentration on the cracked part. The present inventor estimates that it is suppressed.
  • the present invention is a high-strength galvannealed steel sheet excellent in elongation and plating adhesion.
  • the present invention can include, for example, the following aspects.
  • An alloyed hot-dip galvanized steel sheet that has been subjected to alloyed hot-dip galvanizing on the surface of a steel sheet made of a mechanical structure,
  • the total thickness of the ⁇ 1 layer thickness T ⁇ 1 and the ⁇ layer thickness T ⁇ in the alloyed hot-dip galvanized layer is 2 ⁇ m or less, and the ratio of the thickness of the ⁇ 1 phase to the ⁇ phase (T ⁇ 1 / T ⁇ ) is 1 or less.
  • the steel sheet after annealing is cooled to a plating bath immersion temperature at a cooling rate of 3 to 200 ° C./second in a range of 500 to 750 ° C., and then held at 350 to 500 ° C. for 10 to 1000 seconds; Steel temperature during the immersion plating bath, from a low 40 ° C. than hot-dip galvanizing bath temperature temperature, in a temperature range up to high 50 ° C.
  • Ar3 901-325 ⁇ C + 33 ⁇ Si ⁇ 92 ⁇ (Mn + Ni / 2 + Cr / 2 + Cu / 2 + Mo / 2), and C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, and Mo are the contents of the respective components. (Mass%) is shown, and it is set to 0 when not containing.
  • an galvannealed steel sheet having high strength for example, tensile strength of 980 MPa or more
  • high-strength galvannealed steel sheet of the present invention can be manufactured relatively easily and stably. For this reason, the high-strength galvannealed steel sheet can be optimally used as a steel sheet for automobiles aiming at weight reduction in recent years, and its industrial value is extremely large.
  • ⁇ Tensile strength 980 Mpa or more, 1.5 ⁇ ⁇ (T ⁇ + T ⁇ ) / (T ⁇ 1 + T ⁇ ) ⁇ ⁇ 90 ⁇ : Tensile strength 980 Mpa or more; ⁇ (T ⁇ + T ⁇ ) / (T ⁇ 1 + T ⁇ ) ⁇ ⁇ 1.5, or ⁇ (T ⁇ + T ⁇ ) / ( T ⁇ 1 + T ⁇ ) ⁇ > 90 ⁇ : Tensile strength 980 Mpa or more, 1.5 ⁇ ⁇ (T ⁇ + T ⁇ ) / (T ⁇ 1 + T ⁇ ) ⁇ ⁇ 90 X: Tensile strength less than 980 Mpa, 1.5 ⁇ ⁇ (T ⁇ + T ⁇ ) / (T ⁇ 1 + T ⁇ ) ⁇ ⁇ 90
  • C is an element that can increase the strength of the steel sheet. However, if it is less than 0.1%, it becomes difficult to achieve both a tensile strength of 980 MPa or more and workability. On the other hand, if it exceeds 0.40%, it becomes difficult to ensure spot weldability. Therefore, the range is 0.1 to 0.40%.
  • the C content is preferably from 0.13 to 0.3, and more preferably from 0.19 to 0.28.
  • Si is a strengthening element and is effective in increasing the strength of the steel sheet. Moreover, since it suppresses precipitation of cementite and contributes to stabilization of a retained austenite, addition is essential. If it is less than 0.01%, the effect of increasing the strength is small, and if it exceeds 0.5%, the workability decreases. Therefore, the Si content is in the range of 0.01 to 0.5%. The Si content is preferably 0.2 to 0.45%, and more preferably 0.25 to 0.42%.
  • Mn is a strengthening element and is effective in increasing the strength of the steel sheet. However, if it is less than 1.0%, it is difficult to obtain a tensile strength of 980 MPa or more. On the contrary, if the amount is too large, co-segregation with P and S is promoted, and the workability is remarkably deteriorated, so 3.0% is made the upper limit. Therefore, the Mn content is in the range of 1.0 to 3.0%. The Mn content is preferably 2.0 to 2.7%, and more preferably 2.1 to 2.45%.
  • O forms an oxide and degrades elongation, bendability and hole expandability, so it is necessary to suppress the addition amount.
  • oxides often exist as inclusions, and when they are present on the punched end surface or cut surface, they form notched scratches and coarse dimples on the end surface, so when expanding holes or during strong processing, It causes stress concentration and becomes the starting point of crack formation, resulting in a significant deterioration of hole expansibility or bendability.
  • the upper limit of the O content is set to 0.006% or less. That is, O is limited to 0.006% or less as an impurity.
  • the O content is preferably 0.004% or less, and more preferably 0.003% or less.
  • the O content is less than 0.0001%, an excessive cost increase is caused and this is not economically preferable, so this is a practical lower limit.
  • P tends to segregate in the central part of the plate thickness of the steel sheet, causing the weld to become brittle. If it exceeds 0.04%, the brittleness of the weld becomes remarkable, so the appropriate range is made 0.04% or less. That is, P is limited to 0.04% or less as an impurity.
  • the P content is preferably 0.03% or less, and more preferably 0.025% or less.
  • the lower limit value of P is not particularly defined, it is preferable to set this value as the lower limit value because it is economically disadvantageous to set it to less than 0.0001%.
  • S adversely affects weldability and manufacturability during casting and hot rolling. For this reason, the upper limit is made 0.01% or less. That is, S is limited to 0.01% or less as an impurity. The S content is preferably 0.008% or less, and more preferably 0.006% or less. Although the lower limit of S is not particularly defined, it is preferable to set this value as the lower limit because it is economically disadvantageous to make it less than 0.0001%. Further, since S is combined with Mn to form coarse MnS, it is preferable to reduce it as much as possible in order to deteriorate the bendability and hole expandability.
  • Al may be added because it promotes ferrite formation and improves ductility. It can also be used as a deoxidizer. If it is less than 0.1%, the effect is insufficient. On the other hand, excessive addition increases the number of Al-based coarse inclusions, causing deterioration of hole expansibility and surface damage. For this reason, the Al content is 0.1% or more and 3.0% or less. The Al content is preferably 0.2 to 1.5%, more preferably 0.3 to 1.0%.
  • N forms coarse nitrides and degrades bendability and hole expandability, so it is necessary to suppress the addition amount. This is because when N exceeds 0.01%, this tendency becomes remarkable, so the range of N content is set to 0.01% or less.
  • the N content is preferably 0.008% or less, and more preferably 0.006% or less. From the viewpoint of reducing the occurrence of blowholes during welding, it is better that the N content is small. Although the lower limit is not particularly defined, the effect of the present invention is exhibited. However, if the N content is less than 0.0005%, the manufacturing cost is significantly increased, and this is a substantial lower limit.
  • Cr is a strengthening element and is important for improving hardenability. However, if it is less than 0.05%, these effects cannot be obtained, so the lower limit is made 0.05%. On the other hand, if the content exceeds 1.0%, the manufacturability during production and hot rolling is adversely affected, so the upper limit is made 1.0%.
  • the Cr content is preferably 0.5% or less, and more preferably 0.45% or less.
  • Ni is a strengthening element and is important for improving hardenability. However, if it is less than 0.05%, these effects cannot be obtained, so the lower limit is made 0.05%. On the other hand, if the content exceeds 1.0%, the manufacturability during production and hot rolling is adversely affected, so the upper limit is made 1.0%. In addition, it may be added because it improves the wettability of hot-dip plating and promotes the alloying reaction.
  • the Ni content is preferably 0.6% or less, and more preferably 0.52% or less.
  • Cu is a strengthening element and is important for improving hardenability. However, if it is less than 0.05%, these effects cannot be obtained, so the lower limit is made 0.05%. On the other hand, if the content exceeds 1.0%, the manufacturability during production and hot rolling is adversely affected, so the upper limit was made 1.0%. In addition, it may be added because it improves the wettability of hot-dip plating and promotes the alloying reaction.
  • the Cu content is preferably 0.5% or less, and more preferably 0.35% or less.
  • Nb is a strengthening element. It contributes to increasing the strength of steel sheets by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and strengthening dislocations by suppressing recrystallization. If the addition amount is less than 0.005%, these effects cannot be obtained, so the lower limit is made 0.005%. If the content exceeds 0.3%, carbonitride precipitates increase and the formability deteriorates, so the upper limit is made 0.3%.
  • the Nb content is preferably 0.005% to 0.25%, and more preferably 0.005% to 0.20%.
  • Ti is a strengthening element. It contributes to increasing the strength of steel sheets by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and strengthening dislocations by suppressing recrystallization. If the addition amount is less than 0.005%, these effects cannot be obtained, so the lower limit is made 0.005%. If the content exceeds 0.3%, carbonitride precipitates increase and the formability deteriorates, so the upper limit is made 0.3%.
  • the Ti content is preferably 0.005 to 0.25%, and more preferably 0.005 to 0.20%.
  • V is a strengthening element. It contributes to increasing the strength of steel sheets by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and strengthening dislocations by suppressing recrystallization. If the addition amount is less than 0.005%, these effects cannot be obtained, so the lower limit is made 0.005%. If the content exceeds 0.5%, the carbonitride precipitates more and the formability deteriorates, so the upper limit is made 0.5%.
  • the V content is preferably 0.005 to 0.4%, and more preferably 0.005 to 0.3%.
  • B is effective for strengthening grain boundaries and strengthening steel by addition of 0.0001% or more, but when the addition amount exceeds 0.01%, the effect is not only saturated but also during hot rolling.
  • the upper limit is set to 0.01% because manufacturing is reduced.
  • One or more selected from Ca, Mg, and REM can be added in a total amount of 0.0005 to 0.04%.
  • Ca, Mg, and REM are elements used for deoxidation, and it is preferable to contain one or two or more in total of 0.0005% or more.
  • REM is Rare Earth Metal.
  • the content of Ca, Mg and REM exceeds 0.04% in total, it causes deterioration of molding processability. Therefore, the total content is made 0.0005 to 0.04%.
  • REM is often added by misch metal and may contain lanthanoid series elements in combination with La and Ce. Even if these lanthanoid series elements other than La and Ce are included as inevitable impurities, the effect of the present invention is exhibited. However, the effects of the present invention are exhibited even when metal La or Ce is added.
  • the total content of bainite and martensite is 40% or more in terms of volume fraction.
  • the total content of bainite and martensite is necessary to ensure elongation and strength, and the lower limit is 40%.
  • the steel sheet of the present invention needs to contain retained austenite having a volume fraction of 8% or more and 60% or less. By including residual austenite, high strength and further improvement in ductility are achieved at the same time. If the volume fraction is less than 8%, it is difficult to obtain the effect, so the lower limit is made 8% or more.
  • the upper limit is set to 60% or less because if it exceeds 60%, the volume fraction of bainite or martensite is less than 40% and sufficient elongation and strength cannot be secured.
  • the retained austenite ( ⁇ ) is preferably 9 to 40%, more preferably 10 to 35%.
  • ferrite should be less than 40%. Ferrite improves ductility, but strength cannot be ensured at 40% or more. As a form of ferrite, acicular ferrite may be included in addition to polygonal ferrite.
  • the remaining inevitable structure in the present invention refers to a pearlite structure.
  • the total of the thickness T ⁇ 1 of the ⁇ 1 phase and the thickness T ⁇ of the ⁇ phase in the galvannealed layer of the present invention needs to be 2 ⁇ m or less as shown in FIG. Both the ⁇ 1 phase and the ⁇ phase are inevitably generated at the time of alloying hot dip galvanizing, but if the total thickness exceeds 2 ⁇ m, the ductility is insufficient and the plating adhesion deteriorates.
  • the ⁇ 1 phase and the ⁇ phase are preferably thinner if they are thin. However, since production is difficult to sufficiently suppress the formation of the ⁇ 1 phase and ⁇ , the lower limit value of T ⁇ 1 + T ⁇ is 0.1 ⁇ m from the viewpoint of actual manufacturing. It is preferable that
  • the thickness ratio (T ⁇ 1 / T ⁇ ) of the ⁇ 1 phase and the ⁇ phase needs to be 1 or less as shown in FIG. When it exceeds 1, the influence of the ⁇ 1 phase, which is extremely inferior in ductility, is large, and plating peeling cannot be suppressed.
  • This ratio (T ⁇ 1 / T ⁇ ) is preferably 0.9 or less, and more preferably 0.8 or less.
  • a smaller thickness ratio (T ⁇ 1 / T ⁇ ) between the ⁇ 1 phase and the ⁇ phase is preferable for improving the adhesion of the plating.
  • increasing the thickness of the ⁇ phase while sufficiently suppressing the formation of the ⁇ 1 phase is a manufacturing factor. From the viewpoint of actual production, the lower limit is preferably set to 0.005.
  • the ratio of the total thickness of the ⁇ layer (FeZn 13 ) in the alloyed hot-dip galvanized layer, the thickness T ⁇ of the ⁇ layer (FeZn 7 ), and the total thickness of the ⁇ 1 layer and ⁇ layer (T ⁇ 1 + T ⁇ ), ⁇ (T ⁇ + T ⁇ ) / (T ⁇ 1 + T ⁇ ) ⁇ is preferably 1.5 or more and 90 or less as shown in FIG. If it is less than 1.5, the influence margin of the ⁇ 1 phase and the ⁇ phase having poor ductility is large, and the plating adhesion is slightly inferior. If it exceeds 90, the effect is no longer saturated, and the control becomes more restrictive in production.
  • This ratio, ⁇ (T ⁇ + T ⁇ ) / (T ⁇ 1 + T ⁇ ) ⁇ is preferably 2 to 80, and more preferably 3 to 75.
  • the surface was etched by dipping in a nital solution (0.5% ethanolic acid ethanol solution) for 10 seconds, and the thickness of each alloy phase was determined by observing with a SEM.
  • the thickness of each alloy phase mentioned here means the value obtained by obtaining the thickness of each alloy phase from the plating layers at arbitrary 10 positions separated from each other by 1 mm or more and averaging the obtained thickness of each alloy phase. To do.
  • the thickness of each layer can also be measured using the “cross-sectional structure observation method”.
  • the “cross-sectional structure observation method” refers to an observation using an optical microscope or a scanning electron microscope after embedding and polishing a sample, etching with a corrosive solution, for example, 0.5% hydrochloric acid to which nital or an inhibitor is added. This method is requested from the organization.
  • the thickness of each tissue can be an average value of thicknesses at arbitrary 10 locations in an observation range of 10 mm in length.
  • tissue a composition or a structure can be investigated by EPMA, an X-ray diffraction method, a transmission electron microscope, etc., and the kind of alloy phase can be identified.
  • EPMA electrospray diffraction method
  • transmission electron microscope etc.
  • the kind of alloy phase can be identified.
  • the production method preceding hot rolling is not particularly limited. That is, various secondary smelting may be performed following the smelting by a blast furnace or an electric furnace, and then the casting may be performed by a method such as a thin slab casting in addition to a normal continuous casting and an ingot method. In the case of continuous casting, after cooling to low temperature once, it may be heated again and then hot rolled, or the cast slab may be continuously hot rolled. Scrap may be used as a raw material.
  • the hot rolling slab heating temperature is not particularly defined, and the effects of the present invention can be exhibited. However, since it is not economically preferable to make the heating temperature too high, the upper limit of the heating temperature is preferably less than 1300 ° C. Moreover, since it will become difficult to make finishing rolling temperature more than Ar3 temperature if it heats too low temperature, it is desirable to make minimum temperature into 1100 degreeC.
  • the cooling after rolling is not particularly specified, and the effect of the present invention can be obtained even if a cooling pattern for controlling the structure suitable for each purpose is taken.
  • the winding temperature must be 700 ° C or lower.
  • the temperature exceeds 700 ° C. coarse ferrite and pearlite structure is present in the hot rolled structure, and the retained austenite is not within the scope of the present invention, and not only the base steel sheet within the scope of the present invention is obtained, but also after annealing.
  • the tissue non-uniformity to increase and the material anisotropy of the final product to increase.
  • winding at a temperature exceeding 700 ° C. is not preferable because the thickness of the oxide formed on the steel sheet surface is excessively increased, resulting in poor pickling properties.
  • the effect of the present invention can be exhibited without any particular limitation on the lower limit. However, since it is technically difficult to wind at a temperature below room temperature, this is a practical lower limit. Note that rough rolling sheets may be joined to each other during hot rolling to continuously perform finish rolling. Moreover, you may wind up a rough rolling board once.
  • the surface scale is usually removed by pickling.
  • One pickling may be performed, or pickling may be performed in a plurality of times.
  • the pickled hot-rolled steel sheet is usually cold-rolled.
  • the rolling reduction is preferably 40% or more and 80% or less. If the rolling reduction is less than 40%, it is difficult to keep the shape flat, and the ductility of the final product becomes poor. On the other hand, when the cold rolling exceeds 80%, the cold rolling load becomes too large, and the cold rolling becomes difficult.
  • the effect of the present invention can be exhibited without particularly defining the number of rolling passes and the rolling reduction for each pass.
  • Cold-rolled steel sheets are usually annealed and plated in a continuous annealing plating line.
  • the heating rate at the time of passing the plate can exhibit the effect of the present invention without any particular definition. However, a heating rate of less than 0.5 ° C./second is not preferable because productivity is greatly impaired. On the other hand, the temperature exceeding 100 ° C. invites excessive capital investment and is not economically preferable.
  • the maximum heating temperature (annealing temperature) needs to be 750 ° C or higher and 900 ° C or lower.
  • the maximum heating temperature is less than 750 ° C., it takes too much time for the carbide formed during hot rolling to re-dissolve, and the carbide or a part thereof remains, so it is difficult to ensure a strength of 980 MPa or more.
  • the base steel sheet within the scope of the present invention cannot be obtained. Therefore, 750 ° C. is the lower limit of the maximum heating temperature.
  • excessively high temperature heating not only is economically undesirable because it leads to an increase in cost, but also induces troubles such as deterioration of the plate shape at the time of hot plate passing and reduction in the life of the roll. Therefore, the upper limit of the maximum heating temperature is set to 900 ° C.
  • the heat treatment time in this temperature range is not particularly limited, but a heat treatment of 10 seconds or more is desirable for dissolution of carbides. On the other hand, if the heat treatment time exceeds 600 seconds, the cost increases, which is not economically preferable.
  • the isothermal holding may be performed at the maximum heating temperature, or even if cooling is started immediately after the gradient heating is performed and the maximum heating temperature is reached, the effects of the present invention can be exhibited.
  • the average cooling rate from the highest heating temperature to 750 ° C. is preferably 0.1 ° C./second or more and 200 ° C./second or less.
  • a cooling rate of less than 0.1 ° C./second is not desirable because productivity is greatly impaired. Raising the cooling rate excessively increases the manufacturing cost, so the upper limit is preferably set to 200 ° C./second.
  • the cooling rate in the range of 500 ° C. or more and 750 ° C. or less needs to be 3 ° C./second or more and 200 ° C./second or less. If the cooling rate is too low, austenite transforms into a pearlite structure during the cooling process, making it difficult to secure an austenite volume ratio of 8% or more. Therefore, the lower limit was set to 3 ° C./second or more. Even if the cooling rate is increased, there is no problem in terms of the material. However, excessively increasing the cooling rate leads to an increase in manufacturing cost, so the upper limit is preferably set to 200 ° C./second.
  • the cooling method may be roll cooling, air cooling, water cooling, or any combination of these methods.
  • the holding temperature needs to be in the range of 350 ° C. or higher and 500 ° C. or lower.
  • the lower limit is set to 10 seconds.
  • the holding time is less than 10 seconds, the progress of the bainite transformation is not sufficient, the retained austenite cannot be stabilized, and it is difficult to obtain excellent formability.
  • holding for more than 1000 seconds is not preferable because productivity decreases. Note that holding does not only mean isothermal holding, but also includes cooling and heating in this temperature range.
  • the plating bath immersion plate temperature is preferably in the temperature range from 40 ° C. lower than the hot dip galvanizing bath temperature to 50 ° C. higher than the hot dip galvanizing bath temperature. If the bath immersion plate temperature is less than (hot dip galvanizing bath temperature ⁇ 40) ° C., the heat removal at the time of immersion into the plating bath is large, and some of the molten zinc may solidify and deteriorate the plating appearance. In addition, since a brittle ⁇ 1 phase is easily generated at the interface between the base steel plate and the plating, the lower limit is set to (hot dip galvanizing bath temperature ⁇ 40) ° C.
  • the plate temperature before immersion is lower than (hot dip galvanizing bath temperature ⁇ 40) ° C.
  • reheating is performed before immersion in the plating bath and the plate temperature is set to (hot dip galvanizing bath temperature ⁇ 40) ° C. or higher. It may be immersed in.
  • the plating bath immersion temperature exceeds (hot dip galvanizing bath temperature +50) ° C.
  • a thick Fe—Al alloy layer is formed at the interface between the plating and the base steel sheet, and not only is the load applied to the subsequent alloying heating applied. , ⁇ 1 phase and ⁇ phase are easily generated, and plating having a hardness within the range of the present invention cannot be obtained.
  • the plating bath may contain Fe, Al, Mg, Mn, Si, Cr, etc. in addition to pure zinc.
  • the atmosphere when the steel sheet is immersed in the plating bath is such that the logarithm log of the hydrogen partial pressure P H2 and the water vapor partial pressure P H2O (P H2O / P H2 ) is ⁇ 5 to ⁇ 2 and the nitrogen content is 95% by volume or more. Nitrogen atmosphere. If the value of log (P H2O / P H2 ) is less than ⁇ 5, it is not economically preferable, and the reactivity of the steel plate surface or plating bath surface becomes high, and ⁇ and ⁇ 1 in the subsequent alloying process are thick. The plating within the range of the present invention is not obtained.
  • the atmosphere when the steel sheet is immersed in the plating bath here means the atmosphere in the furnace at least 10 seconds before being immersed in the plating bath, based on the time when the steel sheet is immersed in the plating bath. It means the entire atmosphere during the immersion from the annealing of the continuous annealing plating line to the plating bath.
  • the Al concentration W Al and the Fe concentration W Fe of the plating bath are hot dip galvanizing baths satisfying the following relational expressions (1) and (2) in mass%. 0.01 ⁇ W Fe ⁇ 0.05 (1) 0.07 ⁇ (W Al —W Fe ) ⁇ 0.30 (2) If W Fe is less than 0.01, the ⁇ 1 phase and the ⁇ phase are formed thick at the interface between the plating layer and the steel sheet, and plating within the range of the present invention cannot be obtained.
  • the alloying heating temperature of the plating layer is 440 ° C. or more and 600 ° C. or less.
  • the alloying treatment temperature is less than 440 ° C., the progress of alloying is slow and not only the productivity is poor, but also the brittle ⁇ 1 phase is preferentially produced, and plating within the range of the present invention cannot be obtained.
  • the temperature exceeds 600 ° C. carbides are formed, the volume fraction of austenite is reduced, and it becomes difficult not only to secure a maximum tensile strength of 980 MPa or more and excellent ductility, but also to generate a ⁇ 1 phase and a ⁇ phase exceeding 2 ⁇ m. In this range, plating cannot be obtained.
  • a preferable range is 480 ° C. or higher and 580 ° C. or lower, more preferably 520 ° C. or higher and 560 ° C. or lower.
  • the time from when the steel sheet is removed from the plating bath until it enters the alloying furnace is 0.5 seconds or more and 6 seconds or less. If it exceeds 6 seconds, a thick Fe—Al alloy layer is formed at the interface between the plating and the underlying steel sheet, and not only is the load applied to the subsequent alloying heating applied, but a brittle ⁇ 1 phase is easily generated, and ⁇ Therefore, it is difficult to obtain a plating having good adhesion within the range of the present invention.
  • the time from when the steel plate is removed from the plating bath until it enters the alloying furnace is shorter. However, since the manufacturing load is large in less than 0.5 seconds, the lower limit is set to 0. 5 seconds.
  • the upper limit of the preferred range is 5 seconds or less, more preferably 4 seconds or less.
  • the material of the high strength alloyed hot dip galvanized steel sheet with excellent plating adhesion of the present invention is manufactured through refining, steel making, casting, hot rolling and cold rolling processes, which are ordinary iron making processes. Even if manufactured by omitting some or all of them, the effects of the present invention can be obtained as long as the conditions according to the present invention are satisfied.
  • a slab having the components shown in Table 1 was heated to 1200 ° C., water-cooled in a water-cooling zone, and then wound up at a temperature shown in Table 2.
  • the thickness of the hot rolled plate was in the range of 2 to 4.5 mm.
  • the sheet was cold-rolled at a predetermined cold rolling rate so that the sheet thickness after cold rolling was 1.2 mm to obtain a cold-rolled sheet.
  • these cold-rolled sheets were subjected to heat treatment and hot dip galvanizing treatment in a continuous alloying hot dip galvanizing facility under the conditions shown in Table 2.
  • Table 2 shows the measured tensile properties and plating properties. It can be seen that the steel sheets of the present invention are all excellent in plating adhesion.
  • a high-strength galvannealed steel sheet having excellent plating adhesion is provided.
  • the high-strength galvannealed steel sheet can be manufactured relatively easily and stably.
  • the high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention is particularly suitable as a steel sheet for automobiles aiming at weight reduction in recent years, and its industrial value is extremely large.

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Abstract

　鋼板が主要成分を含有し、質量％で、体積分率でベイナイトおよび／もしくはマルテンサイトを４０％以上とし、残留オーステナイトを８％以上～６０％以下含有し、且つフェライトを４０％未満含有し、残不可避的組織より成る高強度鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっきが施された高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、合金化溶融亜鉛めっき層中のΓ１層とΓ層の合計厚み（Ｔγ１＋Ｔγ）が２μｍ以下であり、Γ１相とΓ相の厚みの比率（Ｔγ１／Ｔγ）が１以下であり、引っ張り強度９８０ＭＰａ以上を容易に与え、めっき密着性に優れ、加工時のめっき剥離を抑制出来る。

Description

合金化溶融亜鉛めっき鋼板
　本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。更に詳しくは、本発明は、高強度（例えば、９８０ＭＰａ以上の引っ張り強度）を容易に実現可能であり、めっき密着性に優れ、自動車分野、及び家電分野、建材分野等の部材として好適に使用可能な、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
　従来より、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は自動車分野を中心に使用されているが、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層中には、下地の鋼板よりも延性に乏しいＺｎ－Ｆｅ合金層が存在していた。このため、例えば引っ張り強度９８０ＭＰａ以上が要求される場合ではめっき密着性に劣り、プレス成型時などの加工時にめっきが、めっきと下地の鋼板との界面から剥離し易くしやすく、押し疵等の外観不良となり易いため問題視されていた。
　このため、めっき密着性を改善する手法として、めっきと下地鋼板の界面の凹凸を大きくする、所謂アンカー効果によって、めっき密着性を向上させる方法が特許文献１に挙げられている。また、特許文献２には、鋼板を加熱後に酸洗処理をし、表面の酸化物層を除去後にめっきをすることで、密着性を改善できると記載されている。
　また、特許文献３には、体積分率で３０～９０％のフェライト相、５％以上のベイナイト、１０％以下のマルテンサイト、および５～３０％の残留オーステナイト相を含む高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。特許文献４には、鋼板に含まれる転位の密度が８×１０１１（個／ｍｍ２）以下であり、歪速度０．００６７（ｓ－１）での準静的強度（ＦＳ１）と、歪速度１０００（ｓ－１）での動的強度（ＦＳ２）との比からなる静動比（＝ＦＳ２／ＦＳ１）が１．０５以上である高強度冷延鋼板が開示されている。特許文献５には、Ｆｅ：８～１２％，Ａｌ：０．０５～０．２５％．残部Ｚｎ組成であって、かつ地鉄界面のΓ相が１．０／μｍ以下、めっき層表面にη相、ζ相が存在しない特定のめっき層を少くとも片面に有する合金化溶融めっき鋼板が開示されている。
　しかしながら、先行技術においては、基本的にめっき密着性の主たる要因である、めっき層と下地の鋼板の延性の差は解決出来ていないため、強加工時には、めっきの剥離が抑制出来なかった。
特開２０１１－９４２１５号公報 特開２００２－１７３７５６号公報 特開２００５－１３３２０１号公報 特開２００２－３０４０３号公報 特開昭６４－６８４５６号公報
　本発明の目的は、加工時のめっき剥離を抑制出来る、高強度（例えば、引っ張り強度９８０ＭＰａ以上）の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することにある。
　本発明の他の目的は、めっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することにある。
　本発明者らは鋭意検討の結果、鋼板の組織制御によって鋼板自体の延性を低下させ、さらにめっき相中のΓ１相とΓ相の量を制御してめっき自体の延性を増加させることで、めっき剥離を抑制出来ることを見出した。
　本発明者は、上記知見に基づいて更なる研究を重ねた結果、合金化溶融亜鉛めっき層中に存在するΓ１相とΓ相の合計厚みを２μｍ以下とし、さらにＺｎ－Ｆｅ合金相の中で最も延性に乏しいΓ１相の厚みをΓ相よりも小さくすることで、一層めっき密着性を向上出来ることをも見出した。
　本発明者の知見によれば、本発明において上記の効果が得られるメカニズムは、以下のように推定される。
　すなわち、基本的に、めっき層の延性を向上させたとしても、合金化溶融亜鉛めっき層中のめっきと下地鋼板の界面に不可避的に生成するΓ１相（Ｆｅ５Ｚｎ２１、Ｆｅ含有率１８％以上、２４％未満）とΓ相（Ｆｅ３Ｚｎ１０、Ｆｅ２４％以上、３２％以下）の延性を下地鋼板の延性よりも大きくすることは困難であるため、加工時の下地鋼板の変形にめっきが追従出来ずにめっき剥離が生ずることを、本発明者は見出した。
　これに対して、鋼板の組織制御によって鋼板自体の延性を低下させ、さらにめっき相中のΓ１相とΓ相の量を制御してめっき自体の延性を増加させた場合には、めっき剥離を抑制出来ることを本発明者は見出した。本発明者は、更に、鋼板自体の延性低下によって、従来よりも加工性が低下し下地鋼板自体に早期に割れが発生し、破断に至る可能性もことが想定されるものの、本発明においてΓ１相とΓ相の量を制御しためっきを付与することで、従来同等以上に破断を抑制出来ることをも見出した。
　このような現象を生ずる理由については必ずしも明確ではないが、下地鋼板の割れは早期に発生する可能性があるものの、延性に優れるめっきが鋼板上に存在することで、割れ部への応力集中が抑制されるためと、本発明者は推定している。
　すなわち、本発明は伸びとめっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。本発明は、例えば、以下の態様を含むことができる。
　〔１〕　質量％で、
　Ｃ：０．１０％以上、０．４％以下、
　Ｓｉ：０．０１％以上、０．５％以下、
　Ｍｎ：１．０％以上、３．０％以下、
　Ｏ：０．００６％以下、
　Ｐ：０．０４％以下、
　Ｓ：０．０１％以下、
　Ａｌ：０．１以上、３．０％以下、
　Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板であって、
　さらに、当該鋼板の組織が体積分率でベイナイトとマルテンサイトの含有率の合計を４０％以上とし、残留オーステナイトを８％以上～６０％以下含有し、且つフェライトを４０％未満含有し、残部不可避的組織より成る鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきが施された合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、
　前記合金化溶融亜鉛めっき層中のΓ１層の厚みＴγ１と、Γ層の厚みＴγとの合計厚みが２μｍ以下であり、かつ、Γ１相とΓ相の厚みの比率（Ｔγ１／Ｔγ）が１以下であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
　〔２〕　前記合金化溶融亜鉛めっき層中のζ層の厚みＴζと、δ層厚みＴδの合計厚みと、Γ１層とΓ層の合計厚みの比率、｛（Ｔζ＋Ｔδ）／（Ｔγ１＋Ｔγ）｝が、１．５以上、９０以下であることを特徴とする〔１〕に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
　〔３〕　さらに、鋼板中に質量％で、
　Ｃｒ：０．０５％以上、１．０％以下、
　Ｎｉ：０．０５％以上、１．０％以下、
　Ｃｕ：０．０５％以上、１．０％以下、
　Ｎｂ：０．００５％以上、０．３％以下、
　Ｔｉ：０．００５％以上、０．３％以下、
　Ｖ：０．００５％以上、０．５％以下、
　Ｂ：０．０００１％以上、０．０１％以下、
　Ｃａ：０．０００５％以上、０．０４％以下、
　Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０４％以下、
　Ｌａ：０．０００５％以上、０．０４％以下、
　Ｃｅ：０．０００５％以上、０．０４％以下、
　Ｙ：０．０００５％以上、０．０４％以下、
　の１種または２種以上を含有することを特徴とする〔１〕または〔２〕に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
　〔４〕　質量％で、
　Ｃ：０．１０％以上、０．４％以下、
　Ｓｉ：０．０１％以上、０．５％以下、
　Ｍｎ：１．０％以上、３．０％以下、
　Ｏ：０．００６％以下、
　Ｐ：０．０４％以下、
　Ｓ：０．０１％以下、
　Ａｌ：０．１以上、３．０％以下、
　Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼材を１１００～１３００℃に加熱し、仕上げ圧延温度がＡｒ３温度以上で熱間圧延処理を施し、
　　前記熱間圧延後の鋼板を、巻き取り温度７００℃以下で巻き取り、その後冷間圧延し；
　前記冷間圧延後の鋼板を、最高加熱温度７５０℃～９００℃で焼鈍し；
　前記焼鈍後の鋼板を、５００～７５０℃の範囲における冷却速度が３～２００℃／秒でめっき浴浸漬温度まで冷却し、その後３５０～５００℃で１０～１０００秒で保持し；
　めっき浴浸漬する際の鋼板温度が、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度から、溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度までの温度範囲で、前記鋼板を、水素分圧ＰＨ２、水蒸気分圧ＰＨ２Ｏの比の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）の値が－５以上－２以下、窒素含有量が９５質量％以上の窒素雰囲気中で、Ａｌ濃度ＷＡｌ、Ｆｅ濃度ＷＦｅが質量％で下記関係式（１）、（２）を満足する溶融亜鉛めっき浴中に浸漬し、めっき処理し、
　０．０１≦ＷＦｅ≦０．０５・・・（１）
　０．０７≦（ＷＡｌ－ＷＦｅ）≦０．３０・・・（２）
　その後、合金化処理をするに際し、前記鋼板がめっき浴から出てから合金化加熱炉に入るまでの時間が、０．５秒以上６秒以下の範囲にあり、
　前記めっき層の合金化加熱温度が４４０℃以上、６００℃以下の範囲にあ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。
ここで、Ａｒ３＝９０１－３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ－９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）であり、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏは、それぞれの成分の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０とする。
　本発明によれば、高強度（例えば、引っ張り強度９８０ＭＰａ以上）のめっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提供される。本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、その製造も比較的容易で安定的に実施できる。このため、該高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、特に、近年の軽量化を目指す自動車用の鋼板として最適に使用可能であり、産業上の価値は極めて大きい。
（Ｔγ１＋Ｔγ）厚み、（Ｔγ１／Ｔγ）厚み比とめっき密着性の関係を示すグラフである。　図１中の記号は、以下の意味を表す。　○：引張り強度９８０Ｍｐａ以上、１．５≦｛（Ｔζ＋Ｔδ）／（Ｔγ１＋Ｔγ）｝≦９０　△：引張り強度９８０Ｍｐａ以上；｛（Ｔζ＋Ｔδ）／（Ｔγ１＋Ｔγ）｝＜１．５、または｛（Ｔζ＋Ｔδ）／（Ｔγ１＋Ｔγ）｝＞９０　□：引張り強度９８０Ｍｐａ以上、１．５≦｛（Ｔζ＋Ｔδ）／（Ｔγ１＋Ｔγ）｝≦９０　×：引張り強度９８０Ｍｐａ未満、１．５≦｛（Ｔζ＋Ｔδ）／（Ｔγ１＋Ｔγ）｝≦９０
　以下、順に本発明を説明する。
　まず、成分の限定理由について説明する。なお、％は質量％を意味する。
　Ｃ：Ｃは、鋼板の強度を上昇できる元素である。しかしながら、０．１％未満であると９８０ＭＰａ以上の引張強度と加工性を両立することが難しくなる。一方、０．４０％超となるとスポット溶接性の確保が困難となる。このため、その範囲を０．１～０．４０％とする。このＣ含有量は、０．１３～０．３であることが好ましく、０．１９～０．２８であることが更に好ましい。
　Ｓｉ：Ｓｉは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効である。また、セメンタイトの析出を抑制することから、残留オーステナイトの安定化に寄与することから添加は必須である。０．０１％未満では高強度化の効果が小さく、また０．５％を超えると加工性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は０．０１～０．５％の範囲とする。Ｓｉ含有量は、０．２～０．４５％であることが好ましく、０．２５～０．４２％であることが更に好ましい。
　Ｍｎ：Ｍｎは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効である。しかしながら、１．０％未満であると９８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。逆に多いとＰ、Ｓとの共偏析を助長し、加工性の著しい劣化を招くことから、３．０％を上限とする。従って、Ｍｎ含有量は１．０～３．０％の範囲とする。Ｍｎ含有量は、２．０～２．７％であることが好ましく、２．１～２．４５％であることが更に好ましい。
　Ｏ：Ｏは、酸化物を形成し、伸び、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、あるいは、切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成することから、穴拡げ時や強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり大幅な穴拡げ性あるいは曲げ性の劣化をもたらす。これは、Ｏが０．００６％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．００６％以下とする。すなわち、Ｏは不純物として０．００６％以下に制限する。Ｏ含有量は、０．００４％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることが更に好ましい。他方、Ｏ含有量を０．０００１％未満とすることは、過度のコスト高を招き経済的に好ましくないことから、これが実質的な下限である。
　Ｐ：Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。０．０４％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．０４％以下とする。すなわち、Ｐは不純物として０．０４％以下に制限する。Ｐ含有量は、０．０３％以下であることが好ましく、０．０２５％以下であることが更に好ましい。Ｐの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
　Ｓ：Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０１％以下とする。すなわち、Ｓは不純物として０．０１％以下に制限する。Ｓ含有量は、０．００８％以下であることが好ましく、０．００６％以下であることが更に好ましい。Ｓの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成することから、曲げ性や穴拡げ性を劣化するため出来るだけ少なくすることが好ましい。
　Ａｌ：Ａｌは、フェライト形成を促進し、延性を向上させるので添加しても良い。また、脱酸材としても活用可能である。０．１％未満ではその効果が不十分である。一方、過剰な添加はＡｌ系の粗大介在物の個数を増大させ、穴拡げ性の劣化や表面傷の原因になる。このことから、Ａｌ含有量は、０．１％以上、３．０％以下とする。Ａｌ含有量は、０．２～１．５％であることが好ましく、０．３～１．０％が更に好ましい。
　Ｎ：Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。これは、Ｎが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１％以下とする。Ｎ含有量は、０．００８％以下であることが好ましく、０．００６％以下であることが更に好ましい。溶接時のブローホール発生を少なくする観点からは、Ｎ含有量は少ない方が良い。下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎ含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限である。
　Ｃｒ：Ｃｒは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０５％とする。逆に、１．０％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１．０％とする。Ｃｒ含有量は、０．５％以下であることが好ましく、０．４５％以下であることが更に好ましい。
　Ｎｉ：Ｎｉは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０５％とする。逆に、１．０％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１．０％とする。加えて、溶融めっきの濡れ性の向上や合金化反応の促進をもたらすことから添加しても良い。Ｎｉ含有量は、０．６％以下であることが好ましく、０．５２％以下であることが更に好ましい。
　Ｃｕ：Ｃｕは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０５％とする。逆に、１．０％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１．０％とした。加えて、溶融めっきの濡れ性の向上や合金化反応の促進をもたらすことから添加しても良い。Ｃｕ含有量は、０．５％以下であることが好ましく、０．３５％以下であることが更に好ましい。
　Ｎｂ：Ｎｂは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とする。０．３％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．３％とする。Ｎｂ含有量は、０．００５％～０．２５％であることが好ましく、０．００５％～０．２０％であることが更に好ましい。
　Ｔｉ：Ｔｉは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とする。０．３％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．３％とする。Ｔｉ含有量は、０．００５～０．２５％であることが好ましく、０．００５～０．２０％であることが更に好ましい。
　Ｖ：Ｖは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とする。０．５％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．５％とする。Ｖ含有量は、０．００５～０．４％であることが好ましく、０．００５～０．３％であることが更に好ましい。
　Ｂは、０．０００１％以上の添加で粒界の強化や鋼材の強度化に有効であるが、その添加量が０．０１％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造製を低下させることから、その上限を０．０１％とする。
　Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭから選ばれる１種または２種以上を合計で０．０００５～０．０４％添加できる。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは脱酸に用いる元素であり、１種または２種以上を合計で０．０００５％以上含有することが好ましい。ここに、ＲＥＭとは、Rare Earth Metalである。しかしながら、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量が合計で０．０４％を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、この含有量を合計で０．０００５～０．０４％とする。
　なお、本発明において、ＲＥＭはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。ただし、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
　次に、鋼材の組織について説明する。
　本鋼板では、ベイナイトとマルテンサイトの含有量の合計は、体積分率で４０％以上である。ベイナイトとマルテンサイトの含有率の合計は、伸びと強度を確保させるために必要であり、下限値を４０％とする。
　また、本発明の鋼板は、体積分率８％以上６０％以下の残留オーステナイトを含む必要がある。残留オーステナイトを含むことで、高強度化と更なる延性の向上が同時に達成される。体積分率が８％未満では、その効果が得難いことから、その下限を８％以上とする。上限を６０％以下としたのは、６０％超とすると、ベイナイトもしくはマルテンサイトの体積分率が４０％未満となり十分な伸びと強度を確保出来ないためである。残留オーステナイト（γ）は、９～４０％であることが好ましく、１０～３５％であることが更に好ましい。
　また、フェライトは４０％未満とする必要がある。フェライトは延性を向上させるが、４０％以上とすると強度を確保できない。フェライトの形態としてはポリゴナルフェライトの他に、アシキュラーフェライトを含んでも良い。
　また、本発明における残不可避的組織とは、パーライト組織を指す。
　なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、オーステナイト、パーライトおよび残部組織の同定、存在位置の観察および面積率の測定は、ナイタール試薬および特開５９－２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延方向直角方向断面を腐食して、１０００倍の光学顕微鏡観察及び１０００～１０００００倍の走査型および透過型電子顕微鏡により定量化が可能である。各２０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求めることが出来る。
　次に合金化溶融亜鉛めっき層の構造について説明する。
　本発明の合金化溶融亜鉛めっき層中のΓ１相の厚みＴγ１と、Γ相の厚みＴγの合計は、図１に示すように２μｍ以下とする必要がある。Γ１相、Γ相のいずれも合金化溶融亜鉛めっき時に不可避的に生成するものであるが、その合計厚みが２μｍ超では延性が不十分でめっき密着性が劣化する。Γ１相とΓ相の厚みの合計は、Ｔγ１＋Ｔγ＝０．１～１．９μｍであることが好ましく、０．１～１．５μｍであることが更に好ましい。このΓ１相とΓ相は薄ければ薄い方が好ましいが、Γ１相およびΓの生成を十分抑制するには製造に困難を伴うため、実製造上の観点から、Ｔγ１＋Ｔγの下限値は０．１μｍとすることが好ましい。
　また、Γ１相とΓ相の厚みの比率（Ｔγ１／Ｔγ）は、図１に示すように１以下である必要がある。１を超える場合は極めて延性に劣るΓ１相の影響が大きく、めっき剥離を抑制出来ない。この比率（Ｔγ１／Ｔγ）は、０．９以下であることが好ましく、０．８以下であることが更に好ましい。このΓ１相とΓ相の厚みの比率（Ｔγ１／Ｔγ）は小さければ小さいほどめっき密着性の向上には好ましいが、Γ１相の生成を十分抑制する一方でΓ相の厚みを大きくすることは製造上難しいので、実製造上の観点から下限値は０．００５とする事が好ましい。
　また、合金化溶融亜鉛めっき層中のζ層（ＦｅＺｎ１３）の厚みＴζと、δ層（ＦｅＺｎ７）の厚みＴδの合計厚みと、Γ１層とΓ層の合計厚み（Ｔγ１＋Ｔγ）の比率、すなわち｛（Ｔζ＋Ｔδ）／（Ｔγ１＋Ｔγ）｝は、図１に示すように１．５以上、９０以下とすることが好ましい。１．５未満であると、延性に乏しいΓ１相とΓ相の影響代が大きく、めっき密着性がやや劣る。９０超ではもはやその効果は飽和し、その制御には製造上の制約が大きくなるため、９０以下とすることが好ましい。この比率、｛（Ｔζ＋Ｔδ）／（Ｔγ１＋Ｔγ）｝は、２～８０であることが好ましく、３～７５であることが更に好ましい。
　これら合金化溶融亜鉛めっき層中の各合金層の厚みの測定方法については、種々の方法があるが、例えば「顕微鏡断面試験法」（ＪＩＳ　Ｈ　８５０１）が挙げられる。これは、試料の断面を埋め込み研磨した後、必要に応じて腐食液でエッチングし、研磨面を光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）等で分析し厚みを求める方法である。
　本発明においては、テクノビット４００２（株式会社マルトー社製）に埋め込み、＃２４０、＃３２０、＃４００、＃６００、＃８００、＃１０００の研磨紙（ＪＩＳ　Ｒ　６００１）で順に研磨した後、研磨面をナイタール液（０．５％硝酸エタノール溶液）で１０秒浸すことでエッチングし、ＳＥＭで観察することで各合金相の厚みを求めた。
　ただし、ここで言う各合金相の厚みとは、互いに１ｍｍ以上離れた任意の１０箇所の位置のめっき層から各合金相の厚みをそれぞれ求め、求めた合金相の厚み各々で平均した値を意味する。
　また合金相のζ相（ＦｅＺｎ１３），δ１相（ＦｅＺｎ７），Γ１相（Ｆｅ５Ｚｎ２１），Γ相（Ｆｅ３Ｚｎ１０）は、組成、構造がそれぞれ異なるため、ＥＰＭＡやＸ線回折法（ＸＲＤ）、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）などで分析し、各合金相の種類を同定することが出来る。
　本発明においては、ＴＥＭで分析することで各合金相の種類を同定した（例えば、Hong, M.N., and Saka,H.;1998,Proc. 4th Intern. Conf. On Zn and Zn Alloy Coated Steel Sheet, Galvatech‘98,p.248や；Kato, T., Hong, M.H., Nunome, K., Sasaki, K., Kuroda, K., and Saka, H.;１９９８,Thin Solid Films,３１９，１３２に記載のものと同様の分析である）。よって、このＴＥＭによる分析方法の詳細に関しては、必要に応じて、これらの文献を参照することができる。
　上記の合金化溶融亜鉛めっき相中の各層の厚みの測定方法については、「断面組織観察法」を使用して、各層の厚みを測定することもできる。ここに、「断面組織観察法」とは、試料を埋め込み研磨した後、腐食液で、例えばナイタールやインヒビターを添加した０．５％塩酸等でエッチングし、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡で観察される組織から求める方法である。各組織の厚みは、長さ１０ｍｍの観察範囲における任意の１０箇所の厚みの平均値とすることができる。また、これらの観察された組織については、ＥＰＭＡやＸ線回折法、透過型電子顕微鏡等で組成あるいは構造を調査し、合金相の種類を同定することができる。この断面組織観察においては、ＥＰＭＡでその組織を調査することが好ましい。
　次に本発明のめっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
　熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、鋳造スラブを連続的に熱延しても良い。原料にはスクラップを使用しても構わない。
　熱延スラブ加熱温度は、特に定めることなく、本発明の効果を発揮させることができる。しかしながら、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、加熱温度の上限は１３００℃未満とすることが望ましい。また、過度に低温で加熱すると仕上げ圧延温度をＡｒ３温度以上とすることが困難となることから、下限温度を１１００℃とすることが望ましい。
　仕上げ圧延温度はオーステナイト＋フェライトの２相域になると、鋼板内の組織不均一性が大きくなり、焼鈍後の成形性が劣化するので、Ａｒ３温度以上が望ましい。なお、Ａｒ３温度は次の式により計算する。
　Ａｒ３＝９０１－３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ－９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）　
　圧延後の冷却については特に規定はせず、それぞれの目的にあった組織制御を行うための冷却パターンをとっても本発明の効果を得ことができる。
　巻き取り温度は７００℃以下にする必要がある。７００℃を超えると、熱延組織中に粗大なフェライトやパーライト組織が存在し、残留オーステナイトが本発明の範囲とならず、本発明の範囲の下地鋼板が得られないだけでなく、焼鈍後の組織不均一性が大きくなり、最終製品の材質異方性が大きくなる傾向がある。本発明においては、焼鈍後の組織を微細にして強度延性バランスを向上させることが好ましい。また、７００℃を超える温度で巻き取ることは、鋼板表面に形成する酸化物の厚さを過度に増大させるため、酸洗性が劣るので好ましくない。下限については特に定めることなく、本発明の効果を発揮させることができる。しかしながら、室温以下の温度で巻き取ることは技術的に難しいので、これが実質的な下限となる。なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。
　熱延後の鋼板については、通常、酸洗処理にて表面のスケールを除去する。一回の酸洗でも良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
　酸洗した熱延鋼板は、通常、冷間圧延をする。圧下率は４０％以上、８０％以下が好ましい。圧下率が４０％未満では、形状を平坦に保つことが困難であり、また、最終製品の延性が劣悪となる。一方、８０％を越える冷延は、冷延荷重が大きくなりすぎてしまい、冷延が困難となる。圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については特に規定することなく、本発明の効果を発揮させることができる。
　冷間圧延した鋼板は、通常、連続焼鈍めっきラインで焼鈍およびめっきをする。通板する際の加熱速度は、特に定めることなく本発明の効果を発揮させることができる。しかしながら、０．５℃／秒未満の加熱速度は、生産性が大きく損なわれることから好ましくない。一方、１００℃超とすることは、過度の設備投資を招き、経済的に好ましくない。
　最高加熱温度（焼鈍温度）は、７５０℃以上、９００℃以下とする必要がある。最高加熱温度が７５０℃未満になると、熱延時に形成した炭化物が再固溶するのに時間がかかりすぎてしまい炭化物、あるいは、その一部が残存することから、９８０ＭＰａ以上の強度が確保し難く、本発明の範囲の下地鋼板が得られない。このことから、７５０℃が最高加熱温度の下限である。一方、過度の高温加熱は、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくないばかりでなく、高温通板時の板形状が劣悪になったり、ロールの寿命を低下させたりとトラブルを誘発することから、最高加熱温度の上限を９００℃とする。
　この温度域での熱処理時間は特に限定しないが、炭化物の溶解のために、１０秒以上の熱処理が望ましい。一方、熱処理時間が６００秒超となると、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくない。熱処理についても、最高加熱温度にて等温保持を行っても良いし、傾斜加熱を行い最高加熱温度に到達した後、直ちに、冷却を開始したとしても、本発明の効果を発揮させることができる。
　上記焼鈍終了後、通常、めっき浴浸漬温度まで冷却する。最高加熱温度から７５０℃までの平均冷却速度は、０．１℃／秒以上、２００℃／秒以下とすることが望ましい。冷却速度が、０．１℃／秒未満とすることは、生産性が大きく損なわれることから望ましくない。過度に冷却速度を上げる事は、製造コスト高を招くこととなるので、上限を２００℃／秒とすることが好ましい。
　５００℃以上、７５０℃以下の範囲における冷却速度は、３℃／秒以上、２００℃／秒以下とする必要がある。冷却速度が小さすぎると、冷却過程にてオーステナイトがパーライト組織へと変態することから、８％以上のオーステナイト体積率の確保が困難となることから、下限を３℃／秒以上とした。冷却速度を大きくしたとしても、材質上なんら問題はないが、過度に冷却速度を上げる事は、製造コスト高を招くこととなるので、上限を２００℃／秒とすることが好ましい。冷却方法については、ロール冷却、空冷、水冷およびこれらを併用したいずれの方法でも構わない。
　その後、３５０℃以上、５００℃以下の範囲において、１０秒以上、１０００秒以下の範囲で保持することで、ベイナイト変態を起こさせ、残留オーステナイトを安定化する。保持温度の上限を５００℃とするのは、この温度以下でベイナイト変態が起こるためである。尚、３５０℃未満の温度での保持は、ベイナイト変態に長時間を要することから、設備が過大となり、生産性に劣る。このことから、保持温度は、３５０℃以上、５００℃以下の範囲とする必要がある。下限を１０秒としたのは、１０秒未満の保持では、ベイナイト変態の進行が十分でなく、残留オーステナイトを安定化することができず、優れた成形性を得ることが出来難いからである。一方、１０００秒を超える保持は、生産性が低下することから好ましくない。なお、保持とは、等温保持のみを指すのではなく、この温度域での除冷や加熱も含む。
　めっき浴浸漬板温度は、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度から溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度までの温度範囲とすることが好ましい。浴浸漬板温度が、（溶融亜鉛めっき浴温度－４０）℃を下回ると、めっき浴浸漬進入時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合があるだけでなく、下地鋼板とめっきとの界面に脆いΓ１相が生成し易いことから、下限を（溶融亜鉛めっき浴温度－４０）℃とする。但し、浸漬前の板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度－４０）℃を下回っても、めっき浴浸漬前に再加熱を行い、板温度を（溶融亜鉛めっき浴温度－４０）℃以上としてめっき浴に浸漬させても良い。他方、めっき浴浸漬温度が（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃を超えると、めっきと下地鋼板との界面にＦｅ－Ａｌ合金層が厚く生成し、その後の合金化加熱に負荷がかかるだけでなく、Γ１相とΓ相が生成し易くなり、本発明の範囲の硬度を有するめっきが得られない。尚、めっき浴は、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有しても構わない。
　鋼板をめっき浴浸漬時の雰囲気は、水素分圧ＰＨ２、水蒸気分圧ＰＨ２Ｏの対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）の値が、－５以上－２以下、窒素含有量が９５体積％以上の窒素雰囲気である。ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）の値が－５未満では、経済上好ましくないことに加え、鋼板表面やめっき浴表面の反応性が高くなり、その後の合金化処理工程でのΓ、Γ１が厚く形成され本発明の範囲のめっきが得られない。一方、ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）の値が－２超ではめっき浴面にＺｎの酸化物が形成され、めっき層のΓ、Γ１の形成が阻害されるため本発明の範囲のめっきが得られないことに加え、めっきが鋼板に付着せず不めっきを生じてしまう。窒素含有量が９５体積％未満では、雰囲気中の水蒸気と水素の割合が多くなり、経済上及び安全上好ましくない。雰囲気中に水素の割合が多くなると、鋼板が脆化し延性が低下するため好ましくない。ここで言う、鋼板をめっき浴浸漬時の雰囲気とは、鋼板をめっき浴に浸漬する時間を基点として、少なくともめっき浴に浸漬される１０ｓ以上前の間の炉内の雰囲気を意味し、最大で連続焼鈍めっきラインの焼鈍からめっき浴に浸漬する間の雰囲気全体を意味する。
　めっき層の特性を制御するため、めっき浴のＡｌ濃度ＷＡｌ、Ｆｅ濃度ＷＦｅは質量％で下記関係式（１）および（２）を満足する溶融亜鉛めっき浴である。
　　　０．０１≦ＷＦｅ≦０．０５・・・（１）
　　　０．０７≦（ＷＡｌ－ＷＦｅ）≦０．３０・・・（２）
　ＷＦｅが０．０１未満では、めっき層と鋼板界面にΓ１相とΓ相が厚く生成し、本発明の範囲のめっきが得られない。ＷＦｅが０．０５超では、めっき層と鋼板界面にΓ１相とΓ相が十分に生成せず、本発明の範囲のめっきが得られないことに加え、めっき浴にＦｅ２Ａｌ５のトップドロスが形成されめっき後の外観を低下させる。
　（ＷＡｌ－ＷＦｅ）を０．０７以上、０．３０以下にする理由は、（ＷＡｌ－ＷＦｅ）が０．０７未満ではめっき層と鋼板界面にΓ１相とΓ相が厚く生成し、その後の合金化加熱に負荷がかかるだけでなく、本発明の範囲のめっきが得られないからである。一方、（ＷＡｌ－ＷＦｅ）が０．３０超では合金化が遅く、生産性に劣るだけでなく、めっき全体が合金化するまで加熱した場合に、めっき層と鋼板界面にΓ１相とΓ相が厚く生成してしまい、本発明の範囲の硬度を有するめっきが得られない。
　めっき層の合金化加熱温度は４４０℃以上、６００℃以下とする。合金化処理温度が４４０℃未満であると合金化の進行が遅く、生産性が悪いだけでなく、脆いΓ１相が優先生成し、本発明の範囲のめっきが得られない。６００℃を超えると、炭化物が形成し、オーステナイト体積率を減少させ、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度と優れた延性の確保が難しくなるだけでなく、Γ１相とΓ相が２μｍ超生成し、本発明の範囲のめっきが得られない。好ましい範囲は、４８０℃以上、５８０℃以下、より好ましくは５２０℃以上５６０℃以下である。
　また、鋼板がめっき浴から出てから合金化加熱炉に入るまでの時間は、０．５秒以上６秒以下とする。６秒を超える場合は、めっきと下地鋼板との界面にＦｅ－Ａｌ合金層が厚く生成し、その後の合金化加熱に負荷がかかるだけでなく、脆いΓ１相が生成し易くなる上に、ζ相とδ相の生成量が少なく、本発明の範囲の密着性のよいめっきを得ることが出来難くなる。脆いΓ１相の生成抑制には、鋼板がめっき浴から出てから合金化加熱炉に入るまでの時間は短いほど好ましいが、０．５秒未満は製造上の負荷が大きいため、下限を０．５秒とする。好ましい範囲は上限が５秒以下、より好ましくは４秒以下である。
　本発明のめっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の素材は、通常の製鉄工程である精錬、製鋼、鋳造、熱延、冷延工程を経て製造されることを原則とするが、その一部あるいは全部を省略して製造されるものでも、本発明に係わる条件を満足する限り、本発明の効果を得ることができる。
　次に、本発明を実施例により詳細に説明する。
　表１に示す成分を有するスラブを、１２００℃に加熱し、水冷帯にて水冷の後、表２に示す温度で巻き取った。熱延板の厚みは、２～４．５ｍｍの範囲とした。
　熱延板を酸洗した後、冷間圧延後の板厚が１．２ｍｍとなるように、所定の冷延率で冷延を行い、冷延板とした。
　その後、これらの冷延板に表２に示す条件で連続合金化溶融亜鉛めっき設備で、熱処理と溶融亜鉛めっき処理を施した。焼鈍温度から５００～７５０℃までを表２の冷却速度で冷却し、その後、３５０℃～５００℃の温度範囲で５～３００秒保持を行った後、所定の条件に制御した亜鉛めっき浴に浸漬し、
各条件にて合金化処理を行い、室温まで冷却した。その際の目付け量としては、両面とも約４５ｇ／ｍ２とした。最後に、得られた鋼板について０．４％の圧下率でスキンパス圧延を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　引張試験は、１．２ｍｍ厚の板から圧延方向に直角方向及び平行にＪＩＳ５号試験片を採取し、引張特性を評価した。得られた伸びの値から、圧延方向に平行な方向に引張り試験を行った場合の伸び（Ｌ－Ｅｌ）と、垂直な方向に引張り試験を行った場合の伸び（Ｃ－Ｅｌ）の差（ΔＥｌ）を算出した。各５本引張試験を行ない、各値の平均値を求め、その平均値から引っ張り強度（ＴＳ）を算出した。なお、材質の異方性が大きい鋼板に関しては、伸びの値がばらつく傾向にあった。
　めっき密着性は、任意の位置、方向で４０×１００ｍｍに切断した鋼板を、９０度に折り曲げ（曲げ半径Ｒ＝１ｍｍまたは３ｍｍ）加工した後、平に戻し、曲げ部にテープを貼った後、直ちに剥がし、テープに付着しためっきの剥離幅を測定しめっき密着性の良否を下記の基準で評価し、「○」と「△」を合格とした。
○：めっき剥離なし
△：めっき剥離僅かにあり（剥離幅：０ｍｍ超５ｍｍ以下）
×：めっき剥離大（剥離幅：５ｍｍ超）
　測定した引張特性、めっき性状を表２に示す。本発明の鋼板は、いずれもめっき密着性に優れていることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本発明によれば、めっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提供される。該高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造も比較的容易で、安定的に実施できる。このため、本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、特に、近年の軽量化を目指す自動車用の鋼板として最適であり、産業上の価値は極めて大きい。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１０％以上、０．４％以下、
    　Ｓｉ：０．０１％以上、０．５％以下、
    　Ｍｎ：１．０％以上、３．０％以下、
    　Ｏ：０．００６％以下、
    　Ｐ：０．０４％以下、
    　Ｓ：０．０１％以下、
    　Ａｌ：０．１以上、３．０％以下、
    　Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板であって、
    　さらに、当該鋼板の組織が体積分率でベイナイトとマルテンサイトの含有率の合計を４０％以上とし、残留オーステナイトを８％以上～６０％以下含有し、且つフェライトを４０％未満含有し、残部不可避的組織より成る鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきが施された合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、
    　前記合金化溶融亜鉛めっき層中のΓ１層の厚みＴγ１と、Γ層の厚みＴγとの合計厚みが２μｍ以下であり、かつ、Γ１相とΓ相の厚みの比率（Ｔγ１／Ｔγ）が１以下であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記合金化溶融亜鉛めっき層中のζ層の厚みＴζと、δ層厚みＴδの合計厚みと、Γ１層とΓ層の合計厚みの比率、｛（Ｔζ＋Ｔδ）／（Ｔγ１＋Ｔγ）｝が、１．５以上、９０以下であることを特徴とする請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　さらに、鋼板中に質量％で、
    　Ｃｒ：０．０５％以上、１．０％以下、
    　Ｎｉ：０．０５％以上、１．０％以下、
    　Ｃｕ：０．０５％以上、１．０％以下、
    　Ｎｂ：０．００５％以上、０．３％以下、
    　Ｔｉ：０．００５％以上、０．３％以下、
    　Ｖ：０．００５％以上、０．５％以下、
    　Ｂ：０．０００１％以上、０．０１％以下、
    　Ｃａ：０．０００５％以上、０．０４％以下、
    　Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０４％以下、
    　Ｌａ：０．０００５％以上、０．０４％以下、
    　Ｃｅ：０．０００５％以上、０．０４％以下、
    　Ｙ：０．０００５％以上、０．０４％以下、
    　の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１０％以上、０．４％以下、
    　Ｓｉ：０．０１％以上、０．５％以下、
    　Ｍｎ：１．０％以上、３．０％以下、
    　Ｏ：０．００６％以下、
    　Ｐ：０．０４％以下、
    　Ｓ：０．０１％以下、
    　Ａｌ：０．１以上、３．０％以下、
    　Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼材を１１００～１３００℃に加熱し、仕上げ圧延温度がＡｒ３温度以上で熱間圧延処理を施し、
    　　前記熱間圧延後の鋼板を、巻き取り温度７００℃以下で巻き取り、その後冷間圧延し；
    　前記冷間圧延後の鋼板を、最高加熱温度７５０℃～９００℃で焼鈍し；
    　前記焼鈍後の鋼板を、５００～７５０℃の範囲における冷却速度が３～２００℃／秒でめっき浴浸漬温度まで冷却し、その後３５０～５００℃で１０～１０００秒で保持し；
    　めっき浴浸漬する際の鋼板温度が、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度から、溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度までの温度範囲で、前記鋼板を、水素分圧ＰＨ２、水蒸気分圧ＰＨ２Ｏの比の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）の値が－５以上－２以下、窒素含有量が９５質量％以上の窒素雰囲気中で、Ａｌ濃度ＷＡｌ、Ｆｅ濃度ＷＦｅが質量％で下記関係式（１）、（２）を満足する溶融亜鉛めっき浴中に浸漬し、めっき処理し、
    　０．０１≦ＷＦｅ≦０．０５・・・（１）
    　０．０７≦（ＷＡｌ－ＷＦｅ）≦０．３０・・・（２）
    　その後、合金化処理をするに際し、前記鋼板がめっき浴から出てから合金化加熱炉に入るまでの時間が、０．５秒以上６秒以下の範囲にあり、
    　前記めっき層の合金化加熱温度が４４０℃以上、６００℃以下の範囲にあ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。
    ここで、Ａｒ３＝９０１－３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ－９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）であり、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏは、それぞれの成分の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０とする。
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