WO2019189067A1 - 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

高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

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聡 前田
由康 川崎
祐介 伏脇
麻衣 青山
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips

Definitions

  • the present invention is a high-strength galvannealed steel sheet having a low amount of diffusible hydrogen and excellent delayed fracture resistance, preferably a high-strength galvannealed steel sheet further excellent in ductility and hole expansibility, and their It relates to a manufacturing method.
  • delayed fracture is a state in which a high-strength steel material is subjected to static load stress (load stress below the tensile strength), and when a certain amount of time has passed, with no apparent plastic deformation, This is a phenomenon where sudden brittle fracture occurs.
  • Baking treatment is known as a treatment for releasing (leaving) hydrogen that has entered the steel material from the steel material (for example, Patent Document 1).
  • the steel material into which hydrogen has entered is heated at a predetermined temperature (for example, around 200 ° C.), thereby diffusing and releasing (detaching) hydrogen from the steel material surface.
  • Patent Document 2 discloses a method for baking a hot-dip galvanized steel sheet in a steam atmosphere.
  • hot dip plating has a thicker plating layer than electroplating, it is difficult to efficiently release hydrogen from the surface of the steel plate simply by baking (heating) the hot dip galvanized steel plate. For this reason, the improvement of the delayed fracture resistance tends to be insufficient, and problems such as the occurrence of hydrogen blistering and a prolonged baking process also occur.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a low amount of diffusible hydrogen and excellent delayed fracture resistance, and a method for producing the same, by solving the above-described problems of the prior art.
  • Another object of the present invention is to provide a high-strength hot-dip galvanized steel sheet that is also excellent in ductility and hole expansibility and a method for producing the same.
  • the present inventors have intensively studied to find a method capable of appropriately removing diffusible hydrogen contained in a hot dip galvanized steel sheet.
  • the Fe-Zn intermetallic compound constituting the plating layer of the GA steel sheet is a brittle material
  • an external force is applied to the Fe-Zn intermetallic compound (plating layer), which is the brittle material.
  • the idea was to secure a hydrogen desorption path by introducing a crack, and then perform baking treatment to release diffusible hydrogen contained in the steel sheet through the desorption path.
  • a fine crack is formed in the plated layer by rolling it (which may be rolled under relatively light pressure).
  • diffusible hydrogen can be appropriately removed from the steel sheet, and the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet can be reduced to a predetermined level. It was found that it can be reduced. That is, a method capable of effectively removing diffusible hydrogen in a steel sheet by utilizing the properties of a coating layer of a GA steel sheet different from an EG steel sheet (electroplated steel sheet) or a GI steel sheet (hot dip galvanized steel sheet). It is what I found.
  • the diffusible hydrogen contained in the GA steel sheet penetrates mainly in the annealing process of CGL and the detachment of the diffusible hydrogen is inhibited by the hot dip galvanizing applied thereafter.
  • the inventors of the present invention have significantly lower ductility (total elongation) and hole expansibility (limit hole expansion ratio) of GA steel sheets based on high-Mn-added steel sheets aimed at high strength and high ductility than cold-rolled steel sheets. This was presumed to be caused by diffusible hydrogen in the steel sheet.
  • the present inventors use a high Mn-added steel sheet as a base material, and perform a baking process after introducing a fine crack into the plating layer by rolling the GA steel sheet having a predetermined Fe concentration in the plating layer. As a result, it was found that the ductility and hole expansibility can be greatly improved.
  • the baking method can be performed at a relatively low temperature and the atmosphere is not particularly required to be controlled by the above method.
  • the baking process can be performed at a relatively low temperature, and the atmosphere control is not particularly required.
  • a method for producing an galvannealed steel sheet using a high-strength steel sheet as a base material, A rolling step (x) for rolling an alloyed hot-dip galvanized steel plate having a plating layer with an Fe concentration of 8 to 17% by mass, and a plated steel plate that has undergone the rolling step (x) are represented by the following formulas (1) and (2)
  • fill are represented by the following formulas (1) and (2)
  • the above-mentioned steel sheet is further mass%, B: 0.001 to 0.005%, Nb: 0.005 to 0.050%, Ti: 0.005 to 0.080%, Cr: 0 0.001 to 1.000%, Mo: 0.05 to 1.00%, Cu: 0.05 to 1.00%, Ni: 0.05 to 1.00%, Sb: 0.001 to 0.200 %.
  • the steel sheet temperature (° C.) is set to [Ac 1 + (Ac 3 ⁇ Ac 1 ) / 6] to 950 ° C.
  • the high-strength alloyed molten zinc according to any one of [2] to [5], wherein the holding time at temperature is 60 to 600 seconds, and in the alloying treatment step (c), the alloying treatment temperature is 460 to 650 ° C.
  • Manufacturing method of plated steel sheet [7]
  • the region where the steel sheet temperature is 600 to 900 ° C. is set to an atmosphere having an H 2 concentration of 3 to 20 vol% and a dew point of ⁇ 60 ° C. to ⁇ 30 ° C.
  • the above-described steel sheet is further mass%, B: 0.001 to 0.005%, Nb: 0.005 to 0.050%, Ti: 0.005 to 0.080%, Cr: 0 0.001 to 1.000%, Mo: 0.05 to 1.00%, Cu: 0.05 to 1.00%, Ni: 0.05 to 1.00%, Sb: 0.001 to 0.200
  • the average value (L) per unit area of fine cracks entering the plating layer on the steel sheet surface is 0.010 ⁇ m / ⁇ m 2 or more and 0.070 ⁇ m / [mu] m 2 or less, high strength according to any one of these, the proportion of cracks extending substantially perpendicular direction is 60% or less of the total length of the crack with respect to the rolling direction [8] to [10] Alloyed hot
  • the present invention it is possible to stably provide a high-strength galvannealed steel sheet having a small amount of diffusible hydrogen and having excellent delayed fracture resistance.
  • a base steel plate having a predetermined component composition with high Mn addition it is possible to stably provide a high-strength, high-ductility galvannealed steel plate with excellent ductility and hole expandability. can do.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between the heating temperature T satisfying the formula (1) and the holding time at the heating temperature T in the heat treatment step (y) according to the present invention.
  • FIG. FIG. 15 is a view showing an example of a steel sheet surface according to the present invention in FIG.
  • the method for producing a high-strength galvannealed steel sheet according to the present invention comprises a rolling step of rolling an galvannealed steel sheet having a high-strength steel sheet as a base material and a plating layer having an Fe concentration of 8 to 17% by mass (x ) And a heat treatment step (y) for heating the plated steel sheet that has undergone the rolling step (x) under predetermined heating conditions.
  • the strength of the high-strength steel sheet that is the base material of the GA steel sheet there is no particular limitation on the strength of the high-strength steel sheet that is the base material of the GA steel sheet, but it is generally preferable to target a steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more.
  • the problem of diffusible hydrogen is likely to occur particularly when a steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more is used as a base material. Therefore, the present invention is particularly applicable to a GA steel sheet using a steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more as a base material. It can be said that it is more useful. Even more useful is a GA steel plate whose base material is a steel material having a tensile strength of 1180 MPa or more.
  • the manufacturing method of the present invention can further include an annealing step, a plating treatment step, and an alloying treatment step performed by CGL or the like. That is, this manufacturing method includes a steel sheet annealing step (a), a plating treatment step (b) in which hot dip galvanizing is applied to the steel plate that has undergone the annealing step (a), and a plating layer obtained in the plating treatment step (b).
  • the manufacturing method of the present invention utilizes the brittleness of the Fe—Zn intermetallic compound constituting the plating layer of the GA steel sheet, and rolls the GA steel sheet in the rolling step (x), thereby providing a hydrogen separation path in the plating layer.
  • a fine crack is introduced and a baking process is performed thereon.
  • the rolling step (x) may be rolling at a relatively low reduction rate (light reduction), and cracks are generated by crushing the plating layer by this rolling.
  • the Fe concentration of the plating layer is important in order to introduce a fine crack that becomes a hydrogen separation path into the plating layer by rolling in the rolling step (x). Since Zn is a metal, it has ductility. Even if processing such as rolling is applied, cracks will not occur in the plating layer unless the degree of processing is extremely large. On the other hand, as the alloying of Zn and Fe (base material) in the plating layer proceeds, the ratio of the Zn phase having ductility decreases (that is, the ratio of the Fe—Zn intermetallic compound increases), and the plating layer becomes brittle. Therefore, it becomes easy to crack.
  • the Fe concentration of the plating layer is preferably 8% by mass or more.
  • the Fe concentration in the plating layer is preferably 17% by mass or less. From the above, in the present invention, the Fe concentration of the plated layer of the GA steel sheet subjected to the rolling step (x) is 8 to 17% by mass. The Fe concentration in the plating layer is more preferably 9% by mass or more.
  • the Fe concentration in the plating layer is more preferably 15% by mass or less. This is because when the Fe concentration in the plating layer exceeds 15% by mass, a fragile ⁇ phase may be partially formed at the steel plate-plating interface, and cracks concentrate at the corresponding portions, and hydrogen at the portions where cracks are difficult to enter. This is because the withdrawal speed may decrease.
  • the rolling means used in the rolling step (x) may be a general rolling mill or a rolling roll.
  • the rolling reduction is more preferably 0.2% or more.
  • the rolling reduction is more preferably 1.0% or less, and still more preferably 0.5% or less for the purpose of introducing cracks described later.
  • the crack introduction direction is often perpendicular to the rolling direction.
  • peeling of the plating may increase when subjected to press processing as an automobile part, resulting in poor powdering.
  • the powdering resistance deteriorates as compared with the case where the crack introduction direction is not constant.
  • the ratio of the length of cracks extending in a direction substantially perpendicular to the rolling direction is 60% or less of the total crack length.
  • the length of the crack extending in a direction substantially perpendicular to the rolling direction is more preferably 55% or less, and even more preferably 50% or less of the entire crack length.
  • the “rolling direction” is the direction in which the steel sheet to be rolled passes, and the “substantially perpendicular direction to the rolling direction” refers to rolling as described in the examples described later.
  • the direction is in the range of 80 to 100 ° with respect to the passing direction of the steel plate to be formed.
  • the average value (L) per unit area of fine cracks entering the plating layer is 0.010 ⁇ m / It is preferable that they are not less than ⁇ m 2 and not more than 0.070 ⁇ m / ⁇ m 2 .
  • the average value (L) is more preferably 0.020 ⁇ m / ⁇ m 2 or more, and even more preferably 0.030 ⁇ m / ⁇ m 2 or more.
  • the average value (L) is more preferably 0.075 ⁇ m / ⁇ m 2 or less, and even more preferably 0.060 ⁇ m / ⁇ m 2 or less.
  • the rolling reduction is preferably 0.10 to 0.5%, and the work roll diameter when rolling (light rolling) is preferably 600 mm or less.
  • the rolling reduction is less than 0.1%, the introduction of fine cracks is insufficient.
  • the rolling reduction exceeds 0.5%, the average length per unit area of the fine cracks (L) Is more than 0.07 ⁇ m / ⁇ m 2 , so that the powdering resistance is deteriorated.
  • the rolling reduction is more preferably 0.2% or more.
  • the rolling reduction is more preferably 0.4% or less.
  • the work roll diameter exceeds 600 mm, the contact area between the steel sheet and the roll increases during rolling, thereby increasing the time for receiving the force in the shearing direction (rolling direction) from the roll, and cracks in the rolling direction. This is because it becomes easier to enter the right angle direction.
  • the work roll diameter is more preferably 500 mm or less.
  • the roughness of the work roll surface used for rolling (light rolling) is preferably 1.5 ⁇ m or less.
  • the roughness of the work roll surface used for rolling (light rolling) is preferably 1.0 ⁇ m or more.
  • the GA steel sheet that has undergone the rolling step (x) is subjected to a heat treatment (baking treatment) for the purpose of removing diffusible hydrogen in the heat treatment step (y).
  • the heat treatment step (y) when the heating temperature is relatively high, the temperature in the coil is not uniform, and there is a risk of variations in mechanical properties in the coil. In order to discharge, it is necessary to lengthen the heating time (holding time) as the heating temperature is lower. From these viewpoints, in the present invention, the plated steel sheet is heated under conditions that satisfy the following expressions (1) and (2). Moreover, it is more desirable to heat the plated steel sheet under conditions that satisfy the following expressions (1) and (3).
  • FIG. 1 shows the relationship between the heating temperature T satisfying the expression (1) and the holding time t at the heating temperature T.
  • T Heating temperature of plated steel sheet (° C)
  • T Holding time at heating temperature T (hr)
  • the holding time may be about 1 to 500 hours.
  • the heating time is more preferably 5 hours or more, and even more preferably 8 hours or more.
  • the heating time is more preferably 300 hours or less, and even more preferably 100 hours or less.
  • the GA steel sheet exhibits variations in mechanical properties. Without causing it, the amount of diffusible hydrogen can be reduced to a sufficiently low desired level.
  • the heat treatment step (y) can be carried out in an air atmosphere without special control of the atmosphere. Moreover, there is no restriction
  • the component composition of the high-strength steel sheet used as the base material of the GA steel sheet is not particularly limited. -0.35%, Si: 0.01-2.00%, Mn: 2.0-10.0%, Al: 0.001-1.000%, P: 0.10% or less, S: 0 0.01% or less is preferably contained, and if necessary, B: 0.001 to 0.005%, Nb: 0.005 to 0.050%, Ti: 0.005 to 0.080%, Cr: 0.001 to 1.000%, Mo: 0.05 to 1.00%, Cu: 0.05 to 1.00%, Ni: 0.05 to 1.00%, Sb: 0.001 to One or more selected from 0.200% can be contained.
  • B 0.001 to 0.005%
  • Nb 0.005 to 0.050%
  • Ti: 0.005 to 0.080% Cr: 0.001 to 1.000%
  • Mo 0.05 to 1.00%
  • Sb 0.001 to One or more selected from 0.
  • ⁇ C: 0.03-0.35% C is an element having an effect of increasing the strength of the steel sheet, and therefore, the C content is preferably 0.03% or more.
  • the C content is preferably set to 0.35% or less.
  • C is more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.08% or more.
  • C is more preferably 0.30% or less, and still more preferably 0.28% or less.
  • ⁇ Si: 0.01-2.00% Si is an element effective for strengthening steel and improving ductility. For this reason, the Si content is preferably 0.01% or more.
  • the Si content is preferably 2.00% or less.
  • Si is more preferably 0.02% or more, and even more preferably 0.05% or more.
  • Si is more preferably 1.80% or less, still more preferably 1.70% or less.
  • ⁇ Mn 2.0 to 10.0% Mn is an element that stabilizes the austenite phase and greatly improves ductility, and is an important element in high-strength and high-ductility GA steel sheets. In order to obtain such an effect, the Mn content is preferably 0.1% or more, and more preferably 2.0% or more.
  • the Mn content exceeds 10.0%, the slab castability and weldability deteriorate, so the Mn content is preferably 10.0% or less.
  • Mn is more preferably 2.50% or more, and still more preferably 3.00% or more.
  • Mn is more preferably 8.50% or less, still more preferably 8.00% or less.
  • ⁇ Al: 0.001-1.000% Al is added for the purpose of deoxidizing molten steel, but if the Al content is less than 0.001%, the purpose is not achieved.
  • the Al content exceeds 1.000%, Al forms an oxide on the surface of the steel sheet and the plating appearance (surface appearance) deteriorates. Therefore, the Al content is preferably 0.001 to 1.000%.
  • Al is more preferably 0.005% or more, and still more preferably 0.010% or more. Al is more preferably 0.800% or less, and still more preferably 0.500% or less.
  • -P 0.10% or less P is one of the elements inevitably contained, and the slab productivity deteriorates as P increases. Furthermore, the inclusion of P suppresses the alloying reaction and causes uneven plating. For this reason, the P content is preferably 0.10% or less, and more preferably 0.05% or less. On the other hand, in order to reduce the P content to less than 0.005%, there is a concern about an increase in cost, so the P content is preferably 0.005% or more. P is more preferably 0.05% or less, and still more preferably 0.01% or less.
  • S 0.01% or less S is an element inevitably contained in the steelmaking process, but if contained in a large amount, weldability deteriorates, so the S content is preferably 0.01% or less. S is more preferably 0.08% or less, and still more preferably 0.006% or less. S is more preferably 0.001% or more, and still more preferably 0.002% or more.
  • ⁇ B 0.001 to 0.005% When B is 0.001% or more, a quenching promoting effect is obtained. On the other hand, when it exceeds 0.005%, chemical conversion property deteriorates. For this reason, when B is contained, the content is preferably 0.001 to 0.005%.
  • Nb 0.005 to 0.050%
  • the content is more preferably 0.01% or more, and even more preferably 0.02% or more.
  • the content is more preferably 0.045% or less, and even more preferably 0.040% or less.
  • Ti 0.005 to 0.080%
  • strength adjustment stress improvement
  • chemical conversion processability is deteriorated. Therefore, when Ti is contained, its content is preferably 0.005 to 0.080%.
  • the content is more preferably 0.010% or more, and still more preferably 0.015% or more.
  • Ti is contained, its content is more preferably 0.070% or less, and even more preferably 0.060% or less.
  • ⁇ Cr 0.001-1.000% Cr has a hardenability effect of 0.001% or more.
  • the content is more preferably 0.08% or more.
  • Mo When Mo is contained, its content is more preferably 0.80% or less.
  • Cu 0.05 to 1.00% When Cu is 0.05% or more, the effect of promoting the formation of residual ⁇ phase is obtained. On the other hand, if it exceeds 1.00%, cost increases. Therefore, when Cu is contained, its content is preferably 0.05 to 1.00%. When Cu is contained, its content is more preferably 0.08% or more, and even more preferably 0.10% or more. When it contains Cu, its content is more preferably 0.80% or less, and even more preferably 0.60% or less.
  • ⁇ Ni 0.05-1.00% When Ni is 0.05% or more, the effect of promoting the formation of residual ⁇ phase is obtained.
  • Ni when Ni is contained, its content is preferably 0.05 to 1.00%. When Ni is contained, its content is more preferably 0.10% or more, and still more preferably 0.12% or more. When Ni is contained, its content is more preferably 0.80% or less, and even more preferably 0.50%.
  • ⁇ Sb 0.001 to 0.200% Sb can be contained from the viewpoint of suppressing decarburization in the tens of microns region of the steel sheet surface caused by nitriding, oxidation, or oxidation of the steel sheet surface.
  • the content is preferably 0.001 to 0.200%. In the case of containing Sb, the content is more preferably 0.003% or more, and even more preferably 0.005% or more. When it contains Sb, its content is more preferably 0.100% or less, and even more preferably 0.080% or less.
  • the balance other than the basic components and optional additives described above is Fe and inevitable impurities.
  • the steel plate (base material steel plate) has a tensile strength of 980 MPa or more, and the product of the tensile strength (TS) and total elongation (EL) (TS ⁇ EL) is 16000 MPa ⁇ %. The above is preferable.
  • tensile strength (TS) and total elongation (EL) are measured by a tensile test.
  • TS tensile strength
  • EL total elongation
  • Annealing process (a) Although there is no special restriction on the annealing conditions in the annealing step (a), in order to ensure the optimal strength / ductility balance, in particular, the strength / ductility balance of the GA steel plate based on the high Mn-added steel plate having the component composition described above. Further, the steel plate temperature (° C.) corresponding to Ac 1 point and Ac 3 point of the steel plate is set to [Ac 1 + (Ac 3 ⁇ Ac 1 ) / 6] to 950 ° C., and the holding time at the temperature is 60 to 600. Preferably it is seconds.
  • the steel plate temperature (° C.) is more preferably [Ac 1 + (Ac 3 ⁇ Ac 1 ) / 6] to 900 ° C.
  • the steel plate temperature (° C.) is more preferably 870 ° C. or less.
  • the steel sheet temperature (° C.) is more preferably 650 ° C. or higher, and even more preferably 670 ° C. or higher.
  • Ac 1 point of the steel plate (°C) and Ac 3 point (°C) can be obtained by the following formulas.
  • the main purpose of annealing in CGL and the like is to improve workability by recrystallization of the work structure of a steel sheet and to form a structure before cooling.
  • the steel sheet temperature (° C.) By setting the steel sheet temperature (° C.) to [Ac 1 + (Ac 3 ⁇ Ac 1 ) / 6] or higher, the amount of austenite phase during annealing can be set to 20 vol% or higher, and then cooled to martensite.
  • tempered martensite, bainite and retained austenite structure are formed, and martensite and tempered martensite are responsible for strength, and retained austenite is responsible for elongation.
  • the steel sheet temperature (° C.) is preferably set to [Ac 1 + (Ac 3 ⁇ Ac 1 ) / 6] to 950 ° C.
  • the steel plate temperature (° C.) is more preferably 900 ° C. or less, and even more preferably 870 ° C. or less.
  • the steel sheet temperature (° C.) is more preferably 650 ° C. or higher, and even more preferably 670 ° C. or higher.
  • the holding time at the steel plate temperature (° C.) is preferably 60 to 600 seconds.
  • the holding time at the steel sheet temperature (° C.) is more preferably 500 seconds or less.
  • the holding time at the steel sheet temperature (° C.) is more preferably 30 seconds or more.
  • the region where the steel sheet temperature is 600 to 900 ° C. is an atmosphere where the H 2 concentration is 3 to 20 vol% and the dew point is ⁇ 60 ° C. to ⁇ 30 ° C.
  • the H 2 concentration is more preferably 5 to 15 vol%. Even more preferably, the H 2 concentration is 12 vol% or less. Even more preferably, the dew point is -15 ° C or lower. It is even more preferable that the dew point is ⁇ 20 ° C. or higher.
  • annealing in CGL or the like it is possible to prevent surface oxidation by heating the steel sheet in a reducing atmosphere, and to suppress a decrease in wettability with respect to molten zinc.
  • Annealing in such a reducing atmosphere is sufficiently effective if the steel sheet temperature is set in the range of 600 to 900 ° C. where the reaction rate is high.
  • the H 2 concentration in the annealing atmosphere is preferably 3 vol% or more.
  • the H 2 concentration exceeds 20 vol%, the amount of hydrogen entering the steel plate increases, and the amount of diffusible hydrogen in the steel plate is sufficiently reduced even when the rolling step (x) and the heat treatment step (y) are performed. There is a risk that it will not be possible.
  • the internal oxidation of the steel sheet can be controlled by managing the dew point of the annealing atmosphere with the steel sheet temperature in the range of 600 to 900 ° C. where the reaction rate is high.
  • the reaction in which internal oxidation is caused by water vapor is expressed as follows, where M is the alloy element to be oxidized.
  • the steel sheet temperature (° C.) is more preferably 870 ° C. or less, and even more preferably 860 ° C. or less.
  • the steel plate temperature (° C.) is more preferably 620 ° C. or higher, and even more preferably 640 ° C. or higher.
  • M + XH 2 O MO X + XH 2 Hydrogen generated by this reaction tends to remain in the steel. If the dew point in the annealing atmosphere is larger than -30 ° C, the amount of hydrogen generated by internal oxidation increases, and the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet is sufficient even when the rolling process (x) and the heat treatment process (y) are performed. There is a risk that it cannot be reduced. On the other hand, even if the dew point is less than ⁇ 60 ° C., the effect of controlling the dew point is saturated, and on the contrary, the economy is impaired.
  • the H 2 concentration is 3 to 20 vol% and the dew point is ⁇ 60 ° C. to ⁇ 30 ° C.
  • the H 2 concentration is more preferably 5 vol% or more. More preferably, the H 2 concentration is 15 vol% or less.
  • the dew point is more preferably ⁇ 55 ° C. or higher, and still more preferably ⁇ 50 ° C. or higher.
  • the dew point is more preferably ⁇ 35 ° C. or lower.
  • the atmosphere in other regions is arbitrary and may be a non-oxidizing atmosphere.
  • the plating treatment step (b) In the plating treatment step (b), after annealing in the annealing step (a), the steel sheet cooled to a predetermined temperature is immersed in a hot dip galvanizing bath to perform hot dip galvanizing treatment.
  • the plating basis weight is usually adjusted by gas wiping or the like with respect to the plated steel sheet from the hot dip galvanizing bath.
  • the plating adhesion amount is preferably 20 g / m 2 or more from the viewpoint of corrosion resistance and plating adhesion amount control, and also from the viewpoint of adhesion To 120 g / m 2 or less.
  • the plating adhesion amount is more preferably 25 g / m 2 or more, and even more preferably 30 g / m 2 or more.
  • the plating adhesion amount is more preferably 100 g / m 2 or less, and still more preferably 70 g / m 2 or less.
  • the composition of the hot dip galvanizing bath an appropriate amount of, for example, one or more of Al, Mg, Si, etc. can be contained as the plating component other than Zn (the balance is Zn and inevitable impurities) as in the conventional one.
  • the Al concentration in the bath is desirably about 0.001 to 0.2% by mass.
  • the Al concentration in the bath is more preferably 0.01% or more, and even more preferably 0.05% or more.
  • the Al concentration in the bath is more preferably 0.17% or less, and still more preferably 0.15% or less.
  • the effect of the present invention can be obtained. does not change.
  • -Alloying process (c) In the alloying treatment step (c), the steel sheet that has undergone the plating treatment step (b) is heated to alloy the hot dip galvanized layer.
  • the alloying treatment temperature (the maximum temperature reached by the steel sheet) is preferably 460 to 650 ° C, more preferably 480 to 570 ° C.
  • the alloying treatment temperature is less than 460 ° C., the rate of the alloying reaction is slow, and there is a risk that the desired Fe concentration of the plating layer may not be obtained.
  • a brittle Zn—Fe alloy layer may be formed thick and the plating adhesion may be deteriorated, and the strength and ductility balance may be lowered due to decomposition of the retained austenite phase.
  • the alloying treatment temperature maximum steel plate temperature
  • the alloying treatment temperature (steel plate maximum temperature) be 490 ° C. or higher.
  • the GA steel sheet obtained through the above annealing step (a), plating treatment step (b), alloying treatment step (c) is subjected to the rolling step (x) and the heat treatment step (y under the conditions described above. ) Thereby, the amount of diffusion hydrogen is reduced to a sufficiently low level, and a high-strength GA steel sheet having excellent delayed fracture resistance is obtained. Further, as described above, a high strength / high ductility GA steel sheet having excellent ductility and hole expansibility can be obtained by using a base steel sheet having a predetermined component composition with high Mn addition.
  • the high-strength GA steel sheet of the present invention is a GA steel sheet obtained by the above-described production method of the present invention and having a high-strength steel sheet as a base material.
  • the composition is such that the Fe concentration in the plating layer is 8 to 17% by mass, and among the hydrogen present in the steel sheet, the amount of hydrogen released when the steel sheet is heated to 200 ° C. is 0.35 mass ppm. It is the following.
  • the reason for the limitation that the Fe concentration of the plating layer is 8 to 17% by mass is as described above. Further, the preferable tensile strength (TS) of the steel plate and the reason thereof are also as described above.
  • the amount of hydrogen released when the steel plate is heated to 200 ° C. is 0.35.
  • Mass ppm or less means that the amount of diffusible hydrogen is sufficiently reduced, and thus has excellent delayed fracture resistance.
  • the amount of hydrogen released is preferably 0.20 ppm by mass or less. Even more preferably, the amount of hydrogen released is 0.10 mass ppm or less.
  • the amount of hydrogen released is preferably 0 as much as possible, but long-time heat treatment causes an increase in production cost. Therefore, a residual hydrogen amount of 0.02 mass ppm or less that does not significantly affect the material is observed.
  • the amount of hydrogen released when the steel sheet is heated to 200 ° C.” can be measured as follows. First, the plating layers on the front and back sides of the GA steel sheet are removed. As a method for removal, the plating layer may be physically removed using a router or the like, or the plating layer may be chemically removed using an alkali. However, when physically shaving, the grinding amount of the steel plate is 5% or less of the plate thickness. After removal of the plating layer, the amount of hydrogen in the test piece is measured by a temperature rising analysis by gas chromatography.
  • the rate of temperature increase is not particularly limited, but if it is too large, accurate measurement may not be possible, so 500 ° C./hr or less is preferable, and about 200 ° C./hr is particularly preferable. It is even more preferable that the rate of temperature rise be about 100 ° C./hr.
  • the value obtained by dividing the amount of hydrogen measured in this way by the mass of the steel sheet is expressed as “amount of hydrogen released when the steel sheet is heated to 200 ° C. (mass ppm) among the hydrogen present in the steel sheet”. To do.
  • the temperature increase is usually started from room temperature. A specific value for room temperature is, for example, 20 ° C.
  • the high-Mn-added high-strength and high-ductility GA steel plate as described above is not limited to the above-described configuration, and the steel plate is in mass% and C: 0.00.
  • Si 0.01 to 2.00%, Mn: 2.0 to 10.0%, Al: 0.001 to 1.000%, P: 0.10% or less, S: 0.01% or less, and if necessary, B: 0.001 to 0.005%, Nb: 0.005 to 0.050%, Ti: 0.005 to 0.080%, Cr: 0.001 to 1.000%, Mo: 0.05 to 1.00%, Cu: 0.05 to 1.00%, Ni: 0.05 to 1.00%, Sb: 0.001 to 0.00.
  • the balance contains at least one selected from 200%, the balance has a component composition consisting of Fe and inevitable impurities, and a tensile strength of 980 Pa or more, the product of the tensile strength (TS) and total elongation (EL) (TS ⁇ EL) is at 16,000 MPa ⁇ % or more, and a coating weight of the plating layer is per side 20 ⁇ 120g / m 2.
  • the component composition of the base material, the mechanical characteristic value, and the reason for limiting the amount of coating are as described above.
  • the plating layer has fine cracks.
  • the plating layer since the GA steel sheet of the present invention has undergone the rolling process (x), the plating layer has a slightly crushed structure, and thus has fine cracks.
  • the high-Mn-added high-strength and high-ductility GA steel sheets having the specific composition described above are excellent in hole expansibility.
  • excellent hole expandability means that, depending on the tensile strength TS, the limit hole expansion rate ⁇ (the measurement method of this limit hole expansion rate ⁇ is described in the examples described later) is as follows: It is that.
  • the plating layer (alloyed hot-dip galvanized layer) of the GA steel sheet of the present invention has an Fe concentration of 8 to 16% by mass by alloying treatment.
  • a plating component other than Zn for example, An appropriate amount of one or more of Al, Mg, Si, etc. can be contained (the balance being Zn and inevitable impurities).
  • Pb, Sb, Fe, Mg, Mn, Ni, Ca, Ti, V, Cr, Co, Sn, and the like may be contained.
  • the GA steel sheet of the present invention is suitable for automobile use as a surface-treated steel sheet capable of reducing the weight and increasing the strength of the vehicle body.
  • As a steel plate it can be applied to a wide range of uses including home appliances and building materials.
  • a slab having a steel composition shown in Table 1 was heated at 1260 ° C. for 60 minutes in a heating furnace, then hot-rolled to a plate thickness of 2.8 mm, and wound at 540 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet was pickled to remove the black scale, and then cold-rolled to a thickness of 1.6 mm to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the continuous hot-dip galvanizing equipment equipped with a reduction furnace (radiant tube type heating furnace), cooling zone, hot-dip zinc pot, alloying IH furnace, and light rolling machine in order from the entry side, the conditions shown in Table 2 and Table 4
  • the cold-rolled steel sheet is subjected to annealing (annealing step (a)), plating treatment (plating treatment step (b)), alloying treatment (alloying treatment step (c)) and light rolling (rolling step (x)). After applying sequentially, it was wound up.
  • the GA steel sheet (coil) was subjected to heat treatment (heat treatment step (y)) under the conditions described in Table 2 and Table 4. This heat treatment was performed in an air atmosphere without any control other than the temperature of the atmosphere.
  • the roll diameter of the work roll used for the light rolling was 530 mm, and the surface roughness of the work roll was 1.3 ⁇ m.
  • a H 2 —N 2 mixed gas was used as the atmosphere gas of the reducing furnace, and the dew point of the atmosphere was controlled by introducing a humidified gas into the reducing furnace. Further, the hot dip galvanizing bath held in the hot dip zinc pot was adjusted so that the bath temperature was 500 ° C. and the bath composition was 0.1% by mass of Al and the balance was Zn and inevitable impurities. After the steel sheet was immersed in a hot dip galvanizing bath, the amount of plating was controlled by gas wiping. The alloying treatment after hot dip galvanization was performed by heating the steel sheet with an IH heater.
  • Limit hole expansion rate (%) ⁇ (D f ⁇ D 0 ) / D 0 ⁇ ⁇ 100
  • D f Hole diameter at the time of crack occurrence (mm)
  • D 0 Initial hole diameter (mm)
  • ⁇ critical hole expansion ratio
  • the amount of Zn and Fe dissolved in hydrochloric acid was measured using ICP emission spectroscopy, and ⁇ Fe dissolved amount / (Fe dissolved amount + Zn dissolved amount) ⁇ ⁇ 100 was expressed as Fe concentration (mass%) of the plating layer. It was.
  • ⁇ Measurement of “the amount of hydrogen released when the steel plate is heated to 200 ° C. among the hydrogen present in the steel plate” Physically scraping the plating layers on the front and back of the test piece of GA steel plate using a router Removed. The grinding amount of the steel plate at this time was 5% or less of the plate thickness. After removal of the plating layer, the amount of hydrogen in the test piece was measured by temperature analysis using gas chromatography.
  • the temperature reached when the test piece was heated was 200 ° C.
  • the rate of temperature increase was 200 ° C./hr.
  • the value obtained by dividing the amount of hydrogen measured in this way by the mass of the steel sheet is expressed as “amount of hydrogen released when the steel sheet is heated to 200 ° C. (mass ppm) among the hydrogen present in the steel sheet”. did. -Evaluation of plating appearance
  • the plating appearance of the GA steel sheet was evaluated as follows.
  • the appearance of the plating surface of the GA steel sheet was observed, and the plating appearance was evaluated by the presence or absence of non-plating and the presence or absence of a pattern recognized as a color tone difference on the plating surface. That is, for the GA steel sheet, a range of 1 m 2 was randomly selected, and the presence or absence of non-plating and the presence or absence of a pattern recognized as a color tone difference were examined visually, and the plating appearance was evaluated as follows.
  • a crack whose direction was in the range of 80 to 100 ° with respect to the rolling direction was regarded as a crack that propagated perpendicular to the rolling direction, and its length was measured, and the ratio to the total crack was calculated. Those with this ratio exceeding 60% were judged as bad (x), and those with 60% or less were judged as good ( ⁇ ). For the case where L is less than 0.010 ⁇ m / ⁇ m 2 or 0.070 ⁇ m / ⁇ m 2 or more, the crack ratio was not calculated.
  • -Measurement of powdering resistance The powdering resistance of GA steel sheet was measured as follows.
  • Cellotape (registered trademark) is applied to the GA steel sheet, the tape surface is bent 90 degrees, bent back, and the tape is peeled off.
  • the amount of plating peeled off from the steel sheet attached to the peeled tape was measured as the Zn count number by fluorescent X-rays. (Triangle
  • the delayed fracture resistance of GA steel sheet was evaluated as follows.
  • the test piece obtained by the preliminary processing was ground to obtain a secondary test piece of 30 mm ⁇ 100 mm. This secondary test piece was bent 180 ° with a curvature radius of 10 mmR, and the space between the plates was narrowed by 12 mm to obtain a test piece for delayed fracture evaluation.
  • test pieces for delayed fracture evaluation were immersed in hydrochloric acid aqueous solutions of pH 1 and pH 3, respectively, and the presence or absence of cracking after 96 hours was investigated. This test was carried out for three specimens of each steel plate, and cracking was considered to occur when even one specimen was cracked. The test results were evaluated as follows.
  • the high-strength GA steel sheets of the examples of the present invention have excellent delayed fracture resistance because the amount of diffusible hydrogen is kept low, and further, ductility, hole expansibility, Excellent plating appearance.
  • the high strength GA steel sheet of the comparative example is inferior in delayed fracture resistance due to a large amount of diffusible hydrogen, and inferior in one or more of ductility, hole expansibility, and plating appearance.

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Abstract

高強度鋼板を母材とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、Ｆｅ濃度が８～１７質量％のめっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を圧延する圧延工程（ｘ）と、　該圧延工程（ｘ）を経ためっき鋼板を下記（１）式および（２）式を満たす条件で加熱する加熱処理工程（ｙ）を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。　（２７３＋Ｔ）×（２０＋２× ｌｏｇ１０（ｔ））≧８０００　・・・（１）　４０≦Ｔ≦１６０　・・・（２）　但し、Ｔ：めっき鋼板の加熱温度（℃）　ｔ：加熱温度Ｔでの保持時間（ｈｒ）

Description

高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
　本発明は、拡散性水素量が少なく、耐遅れ破壊特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、好ましくはさらに延性および穴拡げ性にも優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法に関するものである。
　近年、主に自動車分野で使用される薄鋼板について、軽量化や衝突安全性向上の観点から鋼板の高強度化が進んでおり、防錆性を有する溶融亜鉛めっき鋼板においても、９８０ＭＰａ以上の強度を有する鋼板が広く利用され始めている。
　しかしながら、鋼材の強度を高めていくと、遅れ破壊という現象が生じやすくなることが知られており、この遅れ破壊は鋼材強度の増大とともに激しくなる。ここで、遅れ破壊とは、高強度鋼材が静的な負荷応力（引張り強さ以下の負荷応力）を受けた状態で、ある時間が経過したとき、外見上はほとんど塑性変形を伴うことなく、突然脆性的な破壊が生じる現象である。
　この遅れ破壊は、鋼板の場合、プレス加工により所定の形状に成形したときの残留応力と、応力集中部における鋼の水素脆性により生じるものであることが知られている。この水素脆性の原因となる水素は、ほとんどの場合、外部環境から鋼中に侵入、拡散した水素であると考えられている。
　鋼材中に侵入した水素を、鋼材から放出（離脱）させるための処理として、ベーキング処理が知られている（例えば特許文献１）。このベーキング処理では、水素が侵入した鋼材を所定の温度（例えば２００℃前後）で加熱することにより、水素を拡散させて鋼材表面から放出（離脱）させる。特許文献２には、溶融亜鉛系めっき鋼板を水蒸気雰囲気中でベーキング処理する方法が示されている。
　しかしながら、溶融めっきは電気めっきに比べてめっき層が厚いため、溶融亜鉛系めっき鋼板を単にベーキング処理（加熱処理）しただけでは、鋼板表面から水素を効率的に放出させることは難しい。このため、耐遅れ破壊特性の改善が不十分となりやすく、また、水素膨れの発生やベーキング処理の長時間化という問題も生じる。
　また、一般に鋼板の高強度化は延性の低下を伴うため、延性を低下させることなく高強度化する技術が数多く開発されている。そのなかでも、オーステナイト相による加工誘起変態を利用して高延性と高強度化を実現させた鋼板は、いわゆるＴＲＩＰ鋼板として広く知られている。このＴＲＩＰ鋼板は、最終組織に準安定相であるオーステナイト相を残留させるため、オーステナイト安定化元素であるＭｎを多量に含有した高Ｍｎ添加鋼板の開発が行われている（例えば特許文献３)。しかし、本発明者らが高Ｍｎ添加量の高強度・高延性材について開発を進めたところ、冷延鋼板では所望の特性が得られたのに対して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、説明の便宜上「ＧＡ鋼板」という場合がある。）では、延性（全伸び）および穴拡げ性（限界穴拡げ率）が冷延鋼板に比べ著しく劣る結果となった。
特開平７－１７３６４６号公報 特開２０１７－１４５４４１号公報 特開２００７－１５４２８３号公報
　本発明の目的は、以上のような従来技術の課題を解決し、拡散性水素量が少なく、優れた耐遅れ破壊特性を有する高強度溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法を提供することにある。また、本発明の他の目的は、さらに延性および穴拡げ性にも優れた高強度溶融亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法を提供することにある。
　本発明者らは、溶融亜鉛系めっき鋼板に含まれる拡散性水素を適切に除去することができる方法を見出すべく鋭意検討を行った。そのなかで、ＧＡ鋼板のめっき層を構成するＦｅ－Ｚｎ金属間化合物が脆性材料である点に着目し、この脆性材料であるＦｅ－Ｚｎ金属間化合物（めっき層）に外力を作用させて微細な亀裂を導入することにより水素の離脱経路を確保し、その上でベーキング処理を施すことにより、鋼板に含まれる拡散性水素をその離脱経路を通じて放出させるという着想を得た。そこで、このような着想に基づきさらに検討を進めた結果、めっき層が所定のＦｅ濃度を有するＧＡ鋼板では、これを圧延（比較的軽圧下の圧延でよい）することによりめっき層に微細な亀裂を導入することができ、この圧延されたＧＡ鋼板を所定の条件でベーキング処理することにより、鋼板から拡散性水素を適切に除去することができ、鋼板中の拡散性水素量を所定のレベルまで低減できることが判った。すなわち、ＥＧ鋼板（電気めっき鋼板）やＧＩ鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板）とは異なるＧＡ鋼板のめっき層の性質を利用して、鋼板中の拡散性水素を効果的に除去することができる方法を見出したものである。
　また、ＧＡ鋼板に含まれる拡散性水素は、主にＣＧＬの焼鈍工程で侵入し、その後に施される溶融亜鉛めっきにより拡散性水素の離脱が阻害されているものと、一般には考えられる。本発明者らは、高強度・高延性を狙いとした高Ｍｎ添加鋼板を母材とするＧＡ鋼板の延性（全伸び）と穴拡げ性（限界穴拡げ率）が冷延鋼板に比べ著しく劣るのも、鋼板中の拡散性水素に起因しているものと推定した。そこで、本発明者らは、高Ｍｎ添加鋼板を母材とし、めっき層が所定のＦｅ濃度を有するＧＡ鋼板に対して、圧延を実施してめっき層に微細な亀裂を導入した上でベーキング処理する方法を適用したところ、延性および穴拡げ性を大幅に改善できることが判った。
　また、以上のような方法では、ベーキング処理を比較的低温で行うことができ、しかも雰囲気の制御も特段必要ないことが判った。
　また、以上のような方法によれば、ベーキング処理を比較的低温で行うことができ、しかも雰囲気の制御も特段必要ないことが判った。
　本発明は、以上のような知見に基づきなされたもので、以下を要旨とするものである。
［１］　高強度鋼板を母材とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
　Ｆｅ濃度が８～１７質量％のめっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を圧延する圧延工程（ｘ）と、該圧延工程（ｘ）を経ためっき鋼板を下記（１）式および（２）式を満たす条件で加熱する加熱処理工程（ｙ）を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　（２７３＋Ｔ）×（２０＋２× ｌｏｇ１０（ｔ））≧８０００　　・・・（１）
　４０≦Ｔ≦１６０　　・・・（２）
　　但し、Ｔ：めっき鋼板の加熱温度（℃）
　　　　　ｔ：加熱温度Ｔでの保持時間（ｈｒ）
［２］前述の圧延工程（ｘ）の前に、鋼板の焼鈍工程（ａ）と、該焼鈍工程（ａ）を経た鋼板に溶融亜鉛めっきを施すめっき処理工程（ｂ）と、該めっき処理工程（ｂ）で得られためっき層に合金化処理を施し、前述のＦｅ濃度が８～１７質量％のめっき層とする合金化処理工程（ｃ）とを有する［１］に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［３］前述の圧延工程（ｘ）では、めっき鋼板を圧下率０．１０～１％で軽圧下圧延する［１］または［２］に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［４］前述の鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０３～０．３５％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：２．０～１０．０％、Ａｌ：０．００１～１．０００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、引張強度が９８０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）の積（ＴＳ×ＥＬ）が１６０００ＭＰａ・％以上であり、めっき層のめっき付着量が片面当たり２０～１２０ｇ／ｍ２である［１］～［３］のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［５］前述の鋼板が、さらに、質量％で、Ｂ：０．００１～０．００５％、Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、Ｔｉ：０．００５～０．０８０％、Ｃｒ：０．００１～１．０００％、Ｍｏ：０．０５～１．００％、Ｃｕ：０．０５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～１．００％、Ｓｂ：０．００１～０．２００％の中から選ばれる１種以上を含有する［４］に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［６］前述の焼鈍工程（ａ）では、鋼板のＡｃ１点およびＡｃ３点に応じて鋼板温度（℃）を［Ａｃ１＋（Ａｃ３－Ａｃ１）／６］～９５０℃とし、当該温度における保持時間を６０～６００秒とし、合金化処理工程（ｃ）では、合金化処理温度を４６０～６５０℃とする［２］～［５］のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［７］前述の焼鈍工程（ａ）では、鋼板温度が６００～９００℃の領域をＨ２濃度が３～２０ｖｏｌ％、露点が－６０℃～－３０℃の雰囲気とする［２］～［６］のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［８］高強度鋼板を母材とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、めっき層のＦｅ濃度が８～１７質量％であり、鋼板中に存在する水素のうち、鋼板を２００℃まで昇温した際に放出される水素量が０．３５質量ｐｐｍ以下である高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
［９］前述の鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０３～０．３５％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：２．０～１０．０％、Ａｌ：０．００１～１．０００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、引張強度が９８０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）の積（ＴＳ×ＥＬ）が１６０００ＭＰａ・％以上であり、めっき層のめっき付着量が片面当たり２０～１２０ｇ／ｍ２である［８］に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
［１０］前述の鋼板が、さらに、質量％で、Ｂ：０．００１～０．００５％、Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、Ｔｉ：０．００５～０．０８０％、Ｃｒ：０．００１～１．０００％、Ｍｏ：０．０５～１．００％、Ｃｕ：０．０５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～１．００％、Ｓｂ：０．００１～０．２００％の中から選ばれる１種以上を含有する［９］に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
［１１］前述の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、鋼板表面のめっき層に入った微細な亀裂の単位面積当たりの長さの平均値（Ｌ）が０．０１０μｍ／μｍ２以上０．０７０μｍ／μｍ２以下であり、このうち、圧延方向に対して略直角方向に延びる亀裂の割合が亀裂の長さ全体の６０％以下である［８］～［１０］のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
　本発明によれば、拡散性水素量が少なく、優れた耐遅れ破壊特性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安定して提供することができる。また、本発明において、高Ｍｎ添加の所定の成分組成を有する母材鋼板を用いることにより、さらに延性および穴拡げ性にも優れた高強度・高延性合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安定して提供することができる。
図１は、本発明に係る加熱処理工程（ｙ）において、（１）式を満足する加熱温度Ｔと加熱温度Ｔでの保持時間との関係を示すグラフである。 図２は、実施例のＮｏ．１５における、本発明に係る鋼板表面の一例を示す図である。
　以下に、本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法について、詳細に説明する。
　本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、高強度鋼板を母材とし、Ｆｅ濃度が８～１７質量％のめっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を圧延する圧延工程（ｘ）と、圧延工程（ｘ）を経ためっき鋼板を所定の加熱条件で加熱する加熱処理工程（ｙ）を有する。
　本発明において、ＧＡ鋼板の母材となる高強度鋼板の強度などに特別な制限はないが、一般に引張強度が５９０ＭＰａ以上の鋼板を対象とすることが好ましい。また、その中でも、特に引張強度が９８０ＭＰａ以上の鋼板を母材とする場合に拡散性水素による問題を生じやすいので、本発明は、特に引張強度が９８０ＭＰａ以上の鋼板を母材とするＧＡ鋼板に、より有用であると言える。更により有用と言えるのは、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の鋼材を母材とするＧＡ鋼板である。
　また、本発明の製造方法は、さらに、ＣＧＬなどで行われる焼鈍工程・めっき処理工程・合金化処理工程を含むことができる。すなわち、この製造方法は、鋼板の焼鈍工程（ａ）と、焼鈍工程（ａ）を経た鋼板に溶融亜鉛めっきを施すめっき処理工程（ｂ）と、めっき処理工程（ｂ）で得られためっき層に合金化処理を施し、Ｆｅ濃度が８～１７質量％のめっき層とする合金化処理工程（ｃ）と、合金化処理工程（ｃ）を経ためっき鋼板を圧延する圧延工程（ｘ）と、圧延工程（ｘ）を経ためっき鋼板を所定の加熱条件で加熱する加熱処理工程（ｙ）を有する。
　本発明の製造方法は、ＧＡ鋼板のめっき層を構成するＦｅ－Ｚｎ金属間化合物の脆性を利用し、圧延工程（ｘ）でＧＡ鋼板に圧延を施すことにより、めっき層に水素の離脱経路となる微細な亀裂を導入し、その上でベーキング処理を行うものである。圧延工程（ｘ）は比較的低い圧下率（軽圧下）の圧延でよく、この圧延でめっき層を圧潰することにより亀裂を生じさせる。
　ここで、圧延工程（ｘ）での圧延によりめっき層に水素の離脱経路となる微細な亀裂を導入するには、めっき層（合金化溶融亜鉛めっき層）のＦｅ濃度が重要である。Ｚｎは金属であるため延性を有し、圧延などの加工を加えても、その加工度が極端に大きなものでなければ、めっき層に亀裂が発生することはない。一方、めっき層のＺｎとＦｅ（母材）との合金化が進むに従い、延性を有するＺｎ相の比率が低下し（すなわちＦｅ－Ｚｎ金属間化合物の比率が増す）、めっき層が脆性となるため亀裂が入りやすくなる。比較的小さい圧下率で十分な亀裂量を導入するためには、めっき層のＦｅ濃度は８質量％以上とすることが好ましい。一方、めっき層のＺｎとＦｅ（母材）との合金化が過剰に進むと鋼板－めっき界面に脆弱なΓ相が形成され、パウダリング不良を生じる恐れがあるので、このような問題を回避するには、めっき層のＦｅ濃度を１７質量％以下とすることが好ましい。以上より、本発明では、圧延工程（ｘ）に供されるＧＡ鋼板のめっき層のＦｅ濃度を８～１７質量％とする。めっき層のＦｅ濃度は、より好ましくは９質量％以上である。これは、延性を有するＺｎ相が完全に消失し、めっき層全体に均一に微細亀裂を入れることができ、水素の効率的な離脱を促進できるためである。めっき層のＦｅ濃度は、より好ましくは１５質量％以下である。これは、めっき層のＦｅ濃度が１５質量％を超えると鋼板－めっき界面に脆弱なΓ相が部分的に形成する場合があり、該当箇所に亀裂が集中し、亀裂が入りにくい部分での水素離脱速度が低下する可能性があるためである。
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板の圧延工程（ｘ）での圧下率は特に制限はないが、圧下率が小さすぎるとめっき層への亀裂の導入が不十分となり、一方、圧下率が大きすぎると加工性の低下（歪の導入による延性の低下）を招くため、一般には０．１０～１％程度の圧下率で圧延（軽圧下圧延）することが好ましい。なお、圧延工程（ｘ）で使用する圧延手段は、一般的な圧延機や圧延ロールでよい。圧下率は、より好ましくは０．２％以上である。圧下率は、より好ましくは１．０％以下であり、更により好ましくは、後述する亀裂導入の目的から、０．５％以下である。
　圧延によりめっき層へ亀裂を導入した場合、亀裂の導入方向は圧延方向に対して直角に入る場合が多い。しかしながら、同じ方向に入った亀裂が多いと自動車用部品としてプレス加工を受けた際に、めっきの剥離が多くなり、パウダリング不良となる場合がある。また、パウダリング不良に至らない場合でも、亀裂導入方向が一定ではない場合と比較して、耐パウダリング性は劣化する。このような問題を回避するためには、圧延方向に対して略直角方向に延びる亀裂の長さの割合が亀裂の長さ全体の６０％以下であることが好ましい。圧延方向に対して略直角方向に延びる亀裂の長さが、亀裂の長さ全体の５５％以下であることがより好ましく、５０％以下であることが、さらにより好ましい。なお、本発明において、「圧延方向」とは、圧延される鋼板の通板される方向である、また、「圧延方向に対して略直角方向」とは、後述する実施例でも述べるとおり、圧延される鋼板の通板方向に対して８０～１００°の範囲の方向である。
　さらに、水素の離脱経路を確保しつつ、耐パウダリング性の劣化を抑制するためには、めっき層に入った微細な亀裂の単位面積当たりの長さの平均値（Ｌ）が０．０１０μｍ／μｍ２以上０．０７０μｍ／μｍ２以下であることが好ましい。平均値（Ｌ）は、より好ましくは０．０２０μｍ／μｍ２以上であり、更により好ましくは０．０３０μｍ／μｍ２以上である。平均値（Ｌ）は、より好ましくは０．０７５μｍ／μｍ２以下であり、更により好ましくは０．０６０μｍ／μｍ２以下である。
　このような亀裂を導入するためには、圧下率は０．１０～０．５％とし、さらに圧延（軽圧下圧延）する場合のワークロール径を６００ｍｍ以下とすることが好ましい。圧下率が０．１％未満であると、微細な亀裂の導入が不十分となり、一方、圧下率が０．５％を超えると微細な亀裂の単位面積当たりの長さの平均値（Ｌ）が０．０７μｍ／μｍ２を超えるため、耐パウダリング性が劣化するためである。圧下率は、より好ましくは０．２％以上である。圧下率は、より好ましくは０．４％以下である。また、ワークロール径が６００ｍｍを超えると、圧下時に鋼板とロールの接触面積が増加し、これにより、ロールから剪断方向（圧延方向）の力を受ける時間が増大し、亀裂が圧延方向に対して直角方向に入りやすくなるためである。ワークロール径は、より好ましくは５００ｍｍ以下である。
　圧延（軽圧下圧延）に用いるワークロール表面の粗さは、好ましくは１．５μｍ以下である。圧延（軽圧下圧延）に用いるワークロール表面の粗さは、好ましくは１．０μｍ以上である。
　圧延工程（ｘ）を経たＧＡ鋼板には、加熱処理工程（ｙ）において、拡散性水素の除去を目的とした加熱処理（ベーキング処理）が施される。
　加熱処理工程（ｙ）では、加熱温度が比較的高い場合には、コイル内の温度が不均一となってコイル内で機械的特性のばらつきが生じるおそれがあり、また、拡散性水素を適切に排出するには、加熱温度が低いほど加熱時間（保持時間）を長くすることが必要である。これらの観点から、本発明では下記（１）式および（２）式を満たす条件でめっき鋼板を加熱する。また、下記（１）式および（３）式を満たす条件でめっき鋼板を加熱することがより望ましい。図１は、（１）式を満足する加熱温度Ｔと加熱温度Ｔでの保持時間ｔとの関係を示している。
　（２７３＋Ｔ）×（２０＋２×ｌｏｇ１０（ｔ））≧８０００　　・・・（１）
　４０≦Ｔ≦１６０　　・・・（２）
　６０≦Ｔ≦１２０　　・・・（３）
　　但し、Ｔ：めっき鋼板の加熱温度（℃）
　　　　　ｔ：加熱温度Ｔでの保持時間（ｈｒ）
　本発明では、加熱処理工程（ｙ）での加熱条件は上記（１）式および（２）式に従うことが望ましいが、より広い加熱条件で加熱処理してもよく、例えば、加熱温度に関わりなく保持時間を１～５００時間程度としてもよい。加熱時間は、より好ましくは５時間以上であり、更により好ましくは８時間以上である。加熱時間は、より好ましくは３００時間以下であり、更により好ましくは１００時間以下である。
　本発明では、圧延工程（ｘ）でめっき層に水素の離脱経路となる微細な亀裂を導入してあるため、比較的低温の加熱温度でも拡散性水素を適切に離脱させることができるが、上記（２）式の条件において、加熱温度Ｔが４０℃未満では、水素の拡散が十分に生じないため、鋼板中の拡散性水素を十分に低減させることができないか、若しくは加熱処理に多大な日数を要し、生産性が低下する。一方、加熱温度Ｔが１６０℃を超えると、コイル内の温度が不均一になってコイル内で機械的特性のばらつきが生じる可能性がある。また、上記（１）式の条件を満足することで、加熱温度に応じた加熱時間を確保することができる。したがって、上記（１）式および（２）式を満たす条件、より好ましくは上記（１）式および（３）式を満たす条件でめっき鋼板を加熱することにより、ＧＡ鋼板に機械的特性のばらつきを生じさせることなく、拡散性水素量を十分に低い所望のレベルまで低減させることができる。
　加熱処理工程（ｙ）は雰囲気の制御も特段必要なく、大気雰囲気で実施することができる。また、使用する加熱設備も特に制限はなく、例えば、電気炉やガス加熱炉を備えた倉庫などを利用してもよい。
　以下、本発明の詳細と好ましい条件について説明する。
まず、ＧＡ鋼板の母材となる高強度鋼板について説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量の単位は「質量％」であるが、便宜上「％」で示す。
　本発明において、ＧＡ鋼板の母材となる高強度鋼板の成分組成に特に制限はないが、高Ｍｎ添加の高強度・高延性ＧＡ鋼板とする場合には、基本成分として、Ｃ：０．０３～０．３５％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：２．０～１０．０％、Ａｌ：０．００１～１．０００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下を含有することが好ましく、さらに必要に応じて、Ｂ：０．００１～０．００５％、Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、Ｔｉ：０．００５～０．０８０％、Ｃｒ：０．００１～１．０００％、Ｍｏ：０．０５～１．００％、Ｃｕ：０．０５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～１．００％、Ｓｂ：０．００１～０．２００％の中から選ばれる１種以上を含有することができる。以下、これらの限定理由について説明する。
・Ｃ：０．０３～０．３５％
Ｃは鋼板の強度を高める効果を有する元素であり、このためＣ含有量は０．０３％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．３５％を超えると自動車や家電の素材として用いる場合に必要な溶接性が劣化するので、Ｃ含有量は０．３５％以下とすることが好ましい。Ｃは、より好ましくは０．０５％以上、更により好ましくは０．０８％以上である。Ｃは、より好ましくは０．３０％以下、更により好ましくは０．２８％以下である。
・Ｓｉ：０．０１～２．００％
　Ｓｉは鋼を強化し、延性を向上させるのに有効な元素であり、このためＳｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、Ｓｉが鋼板表面に酸化物を形成し、めっき外観が劣化するので、Ｓｉ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。Ｓｉは、より好ましくは０．０２％以上、更により好ましくは０．０５％以上である。Ｓｉは、より好ましくは１．８０％以下、更により好ましくは１．７０％以下である。
・Ｍｎ：２．０～１０．０％
　Ｍｎはオーステナイト相を安定化させ、延性を大きく向上させる元素であり、高強度・高延性ＧＡ鋼板において重要な元素である。そのような効果を得るために、Ｍｎ含有量は０．１％以上、望ましくは２．０％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が１０．０％を超えるとスラブ鋳造性や溶接性が劣化するので、Ｍｎ含有量は１０．０％以下とすることが好ましい。Ｍｎは、より好ましくは２．５０％以上、更により好ましくは３．００％以上である。Ｍｎは、より好ましくは８．５０％以下、更により好ましくは８．００％以下である。
・Ａｌ：０．００１～１．０００％
　Ａｌは溶鋼の脱酸を目的に添加されるが、Ａｌ含有量が０．００１％未満では、その目的が達成されない。一方、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると、Ａｌが鋼板表面に酸化物を形成し、めっき外観（表面外観）が劣化する。このためＡｌ含有量は０．００１～１．０００％とすることが好ましい。Ａｌは、より好ましくは０．００５％以上、更により好ましくは０．０１０％以上である。Ａｌは、より好ましくは０．８００％以下、更により好ましくは０．５００％以下である。
・Ｐ：０．１０％以下
　Ｐは不可避的に含有される元素のひとつであり、Ｐの増加に伴いスラブ製造性が劣化する。さらに、Ｐの含有は合金化反応を抑制し、めっきムラを引き起こす。このためＰ含有量は０．１０％以下とすることが好ましく、０．０５％以下とすることがより好ましい。一方、Ｐ含有量を０．００５％未満にするには、コストの増大が懸念されるため、Ｐ含有量は０．００５％以上が望ましい。Ｐは、より好ましくは０．０５％以下、更により好ましくは０．０１％以下である。Ｐは、より好ましくは０．００７％以上、更により好ましくは０．００８％以上である。
・Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは製鋼過程で不可避的に含有される元素であるが、多量に含有すると溶接性が劣化するので、Ｓ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。Ｓは、より好ましくは０．０８％以下、更により好ましくは０．００６％以下である。Ｓは、より好ましくは０．００１％以上、更により好ましくは０．００２％以上である。
・Ｂ：０．００１～０．００５％
　Ｂは０．００１％以上で焼き入れ促進効果が得られる。一方、０．００５％を超えると化成処理性が劣化する。このためＢを含有する場合には、その含有量は０．００１～０．００５％とすることが好ましい。Ｂを含有する場合には、その含有量は０．００２％以上がより好ましい。Ｂを含有する場合には、その含有量は０．００４％以下がより好ましい。
・Ｎｂ：０．００５～０．０５０％
　Ｎｂは０．００５％以上で強度調整（強度向上）の効果が得られる。一方、０．０５０％を超えるとコストアップを招く。このためＮｂを含有する場合には、その含有量は０．００５～０．０５０％とすることが好ましい。Ｎｂを含有する場合には、その含有量は０．０１％以上がより好ましく、０．０２％以上が更により好ましい。Ｎｂを含有する場合には、その含有量は０．０４５％以下がより好ましく、０．０４０％以下が更により好ましい。
・Ｔｉ：０．００５～０．０８０％
　Ｔｉは０．００５％以上で強度調整（強度向上）の効果が得られる。一方、０．０８０％を超えると化成処理性の劣化を招く。このためＴｉを含有する場合には、その含有量は０．００５～０．０８０％とすることが好ましい。Ｔｉを含有する場合には、その含有量は０．０１０％以上がより好ましく、０．０１５％以上が更により好ましい。Ｔｉを含有する場合には、その含有量は０．０７０％以下がより好ましく、０．０６０％以下が更により好ましい。
・Ｃｒ：０．００１～１．０００％
　Ｃｒは０．００１％以上で焼き入れ性効果が得られる。一方、１．０００％を超えるとＣｒが鋼板表面に濃化するため、溶接性が劣化する。このためＣｒを含有する場合には、その含有量は０．００１～１．０００％とすることが好ましい。Ｃｒを含有する場合には、その含有量は０．００５％以上がより好ましく、０．１００％以上が更により好ましい。Ｃｒを含有する場合には、その含有量は０．９５０％以下がより好ましく、０．９００％以下が更により好ましい。
・Ｍｏ：０．０５～１．００％
　Ｍｏは０．０５％以上で強度調整（強度向上）の効果が得られる。一方、１．００％を超えるとコストアップを招く。このためＭｏを含有する場合には、その含有量は０．０５～１．００％とすることが好ましい。Ｍｏを含有する場合には、その含有量は０．０８％以上がより好ましい。Ｍｏを含有する場合には、その含有量は０．８０％以下がより好ましい。
・Ｃｕ：０．０５～１．００％
　Ｃｕは０．０５％以上で残留γ相形成促進効果が得られる。一方、１．００％を超えるとコストアップを招く。このためＣｕを含有する場合には、その含有量は０．０５～１．００％とすることが好ましい。Ｃｕを含有する場合には、その含有量は０．０８％以上がより好ましく、０．１０％以上が更により好ましい。Ｃｕを含有する場合には、その含有量は０．８０％以下がより好ましく、０．６０％以下が更により好ましい。
・Ｎｉ：０．０５～１．００％
　Ｎｉは０．０５％以上で残留γ相形成促進効果が得られる。一方、１．００％を超えるとコストアップを招く。このためＮｉを含有する場合には、その含有量は０．０５～１．００％とすることが好ましい。Ｎｉを含有する場合には、その含有量は０．１０％以上がより好ましく、０．１２％以上が更により好ましい。Ｎｉを含有する場合には、その含有量は０．８０％以下がより好ましく、０．５０％が更により好ましい。
・Ｓｂ：０．００１～０．２００％
　Ｓｂは鋼板表面の窒化、酸化、或いは酸化により生じる鋼板表面の数十ミクロン領域の脱炭を抑制する観点から含有させることができる。窒化や酸化を抑制することで鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、疲労特性や表面品質が改善する。このような効果は、０．００１％以上で得られる。一方、０．２００％を超えると靭性が劣化する。このためＳｂを含有する場合には、その含有量は０．００１～０．２００％とすることが好ましい。Ｓｂを含有する場合には、その含有量は０．００３％以上がより好ましく、０．００５％以上が更により好ましい。Ｓｂを含有する場合には、その含有量は０．１００％以下がより好ましく、０．０８０％以下が更により好ましい。
　以上述べた基本成分および任意添加成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
　また、高強度・高延性ＧＡ鋼板とするために、鋼板（母材鋼板）は、引張強度が９８０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）の積（ＴＳ×ＥＬ）が１６０００ＭＰａ・％以上であることが好ましい。
　ここで、引張強度（ＴＳ)、全伸び（ＥＬ）は引張試験により測定する。この引張試験では、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して行い、引張強度（ＴＳ)、全伸び（ＥＬ）を測定する。
　次に、本発明の製造方法における工程（ａ）～（ｃ）について説明する。
・焼鈍工程（ａ）
　焼鈍工程（ａ）の焼鈍条件に特別な制限はないが、最適な強度・延性バランス、特に上述した成分組成を有する高Ｍｎ添加鋼板を母材とするＧＡ鋼板の強度・延性バランスを確保するために、鋼板のＡｃ１点とＡｃ３点に応じた鋼板温度（℃）を［Ａｃ１＋（Ａｃ３－Ａｃ１）／６］～９５０℃とするとともに、当該温度における保持時間を６０～６００秒とすることが好ましい。また、鋼板温度（℃）は［Ａｃ１＋（Ａｃ３－Ａｃ１）／６］～９００℃とすることがより好ましい。鋼板温度（℃）は８７０℃以下とすることがさらにより好ましい。鋼板温度（℃）は６５０℃以上とすることが、より好ましく、６７０℃以上とすることがさらにより好ましい。
　なお、鋼板のＡｃ１点（℃）とＡｃ３点（℃）は、それぞれ下記式により求めることができる。
　Ａｃ３点（℃）＝９３７．２－４３６．５Ｃ＋５６Ｓｉ－１９．７Ｍｎ－１６．３Ｃｕ－２６．６Ｎｉ－４．９Ｃｒ＋３８．１Ｍｏ＋１２４．８Ｖ＋１３６．３Ｔｉ－１９．１Ｎｂ＋１９８．４Ａｌ＋３３１５Ｂ
　Ａｃ１点（℃）＝７５０．８－２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ－１１．６Ｍｎ－２２．９Ｃｕ－２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ－３９．７Ｖ－５．７Ｔｉ＋２３２．４Ｎｂ－１６９．４Ａｌ－８９４．７Ｂ
　ここで、上記式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｂは、鋼板中でのそれぞれの元素の含有量（質量％）である。
　ＣＧＬなどにおける焼鈍の主目的は、鋼板の加工組織の再結晶による加工性の向上および冷却前の組織形成である。鋼板温度（℃）を［Ａｃ１＋（Ａｃ３－Ａｃ１）／６］以上とすることにより、焼鈍時のオーステナイト相の量を２０ｖｏｌ％以上とすることができ、その後冷却することでマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイト組織が形成され、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトが強度を、残留オーステナイトが伸びを担うことで優れた強度および伸びを達成できる。一方、鋼板温度（℃）が９５０℃を超えると、鋼板の結晶粒の粗大化により強度・延性バランスが低下する。このため、鋼板温度（℃）は［Ａｃ１＋（Ａｃ３－Ａｃ１）／６］～９５０℃とすることが好ましい。鋼板温度（℃）は９００℃以下とすることがより好ましく、８７０℃以下とすることがさらにより好ましい。鋼板温度（℃）は６５０℃以上とすることが、より好ましく、６７０℃以上とすることがさらにより好ましい。
　また、上記鋼板温度（℃）での保持時間が６０秒未満では、再結晶が十分に進行しないことにより、鋼板の加工性が低下するおそれがある。一方、保持時間が６００秒を超えると、鋼板中に侵入する水素量が増大し、圧延工程（ｘ）と加熱処理工程（ｙ）を実施しても鋼板中の拡散性水素量を十分低減することができなくなるおそれがある。このため、上記鋼板温度（℃）での保持時間は６０～６００秒とすることが好ましい。上記鋼板温度（℃）での保持時間は５００秒以下とすることがより好ましい。上記鋼板温度（℃）での保持時間は３０秒以上とすることがより好ましい。
　さらに、焼鈍工程（ａ）では、鋼板温度が６００～９００℃の領域をＨ２濃度が３～２０ｖｏｌ％、露点が－６０℃～－３０℃の雰囲気とすることが好ましい。また、Ｈ２濃度は５～１５ｖｏｌ％がより好ましい。Ｈ２濃度は１２ｖｏｌ％以下とすることがさらにより好ましい。露点は－１５℃以下とすることがさらにより好ましい。露点は－２０℃以上とすることがさらにより好ましい。
　ＣＧＬなどにおける焼鈍では、還元性雰囲気において鋼板を加熱することで表面酸化を防ぎ、溶融亜鉛に対する濡れ性の低下を抑えることが可能である。このような還元性雰囲気での焼鈍は、鋼板温度を反応速度が大きい６００～９００℃の範囲として実施すれば十分に効果がある。その効果を得るために、焼鈍雰囲気のＨ２濃度は３ｖｏｌ％以上であることが好ましい。一方、Ｈ２濃度が２０ｖｏｌ％超えでは、鋼板中に侵入する水素量が増大し、圧延工程（ｘ）と加熱処理工程（ｙ）を実施しても鋼板中の拡散性水素量を十分低減することができなくなるおそれがある。
　また、鋼板温度を反応速度が大きい６００～９００℃の範囲として焼鈍雰囲気の露点を管理することにより、鋼板の内部酸化を制御することが可能である。水蒸気により内部酸化が生じる反応は、酸化される合金元素をＭとすると、以下のように表される。なお、鋼板温度（℃）は８７０℃以下とすることがより好ましく、８６０℃以下とすることがさらにより好ましい。鋼板温度（℃）は６２０℃以上とすることが、より好ましく、６４０℃以上とすることがさらにより好ましい。
　Ｍ＋ＸＨ２Ｏ＝ＭＯＸ＋ＸＨ２
　この反応により発生する水素は鋼中に残存しやすい。焼鈍雰囲気の露点が－３０℃よりも大きいと、内部酸化により発生する水素量が多くなり、圧延工程（ｘ）と加熱処理工程（ｙ）を実施しても鋼板中の拡散性水素量を十分低減することができなくなるおそれがある。一方、露点を－６０℃未満にしても、露点を制御することによる効果は飽和するので、却って経済性を損なう。
　以上の理由から、焼鈍工程（ａ）の鋼板温度が６００～９００℃の領域では、Ｈ２濃度を３～２０ｖｏｌ％、露点を－６０℃～－３０℃の雰囲気とすることが好ましい。Ｈ２濃度は５ｖｏｌ％以上とすることがより好ましい。Ｈ２濃度は１５ｖｏｌ％以下とすることがより好ましい。露点は－５５℃以上とすることがより好ましく、－５０℃以上とすることがさらにより好ましい。露点は－３５℃以下とすることがより好ましい。
なお、その他の領域での雰囲気は任意であり、非酸化性の雰囲気であればよい。
・めっき処理工程（ｂ）
　めっき処理工程（ｂ）では、焼鈍工程（ａ）で焼鈍後、所定温度まで冷却された鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施す。溶融亜鉛めっき浴を出ためっき鋼板に対して、通常、ガスワイピングなどによりめっき目付量の調整がなされる。めっき処理条件に特別な制限はないが、めっき付着量（片面当たりの付着量）は、耐食性およびめっき付着量制御上の観点から２０ｇ／ｍ２以上とすることが好ましく、また、密着性の観点から１２０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。めっき付着量は２５ｇ／ｍ２以上とすることがより好ましく、３０ｇ／ｍ２以上とすることがさらにより好ましい。めっき付着量は１００ｇ／ｍ２以下とすることがより好ましく、７０ｇ／ｍ２以下とすることがさらにより好ましい。
　溶融亜鉛めっき浴の組成としては、従来のものと同じく、Ｚｎ以外のめっき成分として、例えば、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓｉなどの１種以上を適量含有する（残部はＺｎおよび不可避不純物）ことができる。具体的には、浴中Ａｌ濃度は０．００１～０．２質量％程度とすることが望ましい。浴中Ａｌ濃度は０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０５％以上とすることがさらにより好ましい。浴中Ａｌ濃度は０．１７％以下とすることがより好ましく、０．１５％以下とすることがさらにより好ましい。さらに、めっき浴中にＡｌ、Ｍｇ、Ｓｉ以外にＰｂ、Ｓｂ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｓｎ等の元素が混入していても本発明の効果は変わらない。
・合金化処理工程（ｃ）
　　合金化処理工程（ｃ）では、めっき処理工程（ｂ）を経た鋼板を加熱し、溶融亜鉛めっき層を合金化処理する。合金化処理条件に特別な制限はないが、合金化処理温度（鋼板最高到達温度）は４６０～６５０℃が望ましく、４８０～５７０℃がより好ましい。合金化処理温度が４６０℃未満では合金化反応の速度が遅くなり、めっき層の所望のＦｅ濃度が得られなくなるおそれがあり、一方、６５０℃を超えると、過合金により地鉄界面に硬くて脆いＺｎ－Ｆｅ合金層が厚く生成してめっき密着性が劣化するおそれがあるとともに、残留オーステナイト相が分解することにより強度・延性バランスも低下してしまうおそれがある。合金化処理温度（鋼板最高到達温度）は５５０℃以下とすることがさらにより好ましい。合金化処理温度（鋼板最高到達温度）は４９０℃以上とすることがさらにより好ましい。
　以上の焼鈍工程（ａ）、めっき処理工程（ｂ）、合金化処理工程（ｃ）を経て得られたＧＡ鋼板は、さきに述べたような条件で圧延工程（ｘ）と加熱処理工程（ｙ）に付される。これにより、拡散水素量が十分に低いレベルまで低減され、優れた耐遅れ破壊特性を有する高強度ＧＡ鋼板が得られる。また、上述したように、高Ｍｎ添加の所定の成分組成を有する母材鋼板を用いることにより、さらに延性および穴拡げ性にも優れた高強度・高延性ＧＡ鋼板が得られる。
　次に、本発明の高強度ＧＡ鋼板の構成について説明する。
　本発明の高強度ＧＡ鋼板は、上述した本発明の製造方法で得られるものであって、高強度鋼板を母材とするＧＡ鋼板である。その構成は、めっき層のＦｅ濃度が８～１７質量％であり、さらに、鋼板中に存在する水素のうち、鋼板を２００℃まで昇温した際に放出される水素量が０．３５質量ｐｐｍ以下であるものである。
　まず、本発明の高強度ＧＡ鋼板において、めっき層のＦｅ濃度が８～１７質量％であることの限定理由は、さきに述べたとおりである。また、鋼板の好ましい引張強度（ＴＳ）やその理由についても、さきに述べたとおりである。
　また、ＧＡ鋼板の母材（鋼板）に含まれる拡散性水素量の指標として、「鋼板中に存在する水素のうち、鋼板を２００℃まで昇温した際に放出される水素量が０．３５質量ｐｐｍ以下」であるということは、拡散性水素量が十分に低減されているということであり、これにより優れた耐遅れ破壊特性を有するものとなる。また、上述したように、高Ｍｎ添加の所定の成分組成を有する鋼板を母材鋼板とすることにより、さらに延性および穴拡げ性にも優れたものとなる。放出される水素量は０．２０質量ｐｐｍ以下とすることが好ましい。放出される水素量は０．１０質量ｐｐｍ以下とすることがさらにより好ましい。放出される水素量は可能な限り０とすることが好ましいが、長時間の熱処理は生産コストの増加を招く。したがって、材質に大きな影響を及ぼさない０．０２質量ｐｐｍ以下の水素量残留は認められる。
　ここで、「鋼板中に存在する水素のうち、鋼板を２００℃まで昇温した際に放出される水素量」は、以下のようにして測定することができる。まず、ＧＡ鋼板の表裏のめっき層を除去する。除去の方法としては、リューター等を用いて物理的に削ってもよいし、アルカリを用いて化学的にめっき層を溶解除去してもよい。ただし、物理的に削る場合、鋼板の研削量は板厚の５％以下とする。めっき層の除去後、試験片中の水素量をガスクロマトグラフィーによる昇温分析により測定するが、この分析における試験片の昇温時到達温度を２００℃とする。昇温速度は特に限定しないが、大きすぎると正確に測定できないおそれがあるので、５００℃／ｈｒ以下が好ましく、特に２００℃／ｈｒ程度が好ましい。昇温速度は１００℃／ｈｒ程度とすることがさらにより好ましい。このようにして測定された水素量を鋼板の質量で除した値を、「鋼板中に存在する水素のうち、鋼板を２００℃まで昇温した際に放出される水素量（質量ｐｐｍ）」とする。なお、昇温は、通常、室温から開始される。室温の具体的な値として、例えば２０℃が挙げられる。
　また、本発明の高強度ＧＡ鋼板のなかでも、先に述べたような高Ｍｎ添加の高強度・高延性ＧＡ鋼板は、上記の構成に加えて、鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０３～０．３５％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：２．０～１０．０％、Ａｌ：０．００１～１．０００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下を含有し、必要に応じてさらに、Ｂ：０．００１～０．００５％、Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、Ｔｉ：０．００５～０．０８０％、Ｃｒ：０．００１～１．０００％、Ｍｏ：０．０５～１．００％、Ｃｕ：０．０５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～１．００％、Ｓｂ：０．００１～０．２００％の中から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、引張強度が９８０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）の積（ＴＳ×ＥＬ）が１６０００ＭＰａ・％以上であり、めっき層のめっき付着量が片面当たり２０～１２０ｇ／ｍ２であることが好ましい。このＧＡ鋼板において、母材の成分組成および機械的特性値、めっき付着量の限定理由は、さきに述べたとおりである。
　また、本発明のＧＡ鋼板は、圧延工程（ｘ）を経たものであるので、めっき層は微細な亀裂を有している。
　また、本発明のＧＡ鋼板は、圧延工程（x）を経たものであるので、めっき層は軽度に圧潰された圧潰組織であり、このため微細な亀裂を有している。
　また、本発明の高強度ＧＡ鋼板のなかで、上述したような特定の成分組成を有する高Ｍｎ添加の高強度・高延性ＧＡ鋼板は穴拡げ性に優れている。ここで、穴拡げ性に優れるとは、引張強度ＴＳに応じて、限界穴拡げ率λ（この限界穴拡げ率λの測定方法は後述する実施例で記載してある）が以下のような値であるということである。
　　９８０≦ＴＳ＜１１８０の場合、λ≧３０％
　　１１８０≦ＴＳ＜１４７０の場合、λ≧２０％
　　１４７０≦ＴＳの場合、λ≧１５％
　本発明のＧＡ鋼板が有するめっき層（合金化溶融亜鉛めっき層）は、合金化処理によるＦｅ濃度が８～１６質量％であるが、従来のＧＡ鋼板と同じく、Ｚｎ以外のめっき成分として、例えば、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓｉなどの１種以上を適量含有する（残部はＺｎ及び不可避不純物）ことができる。さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｓｎ等の１種以上が含有される場合がある。
　本発明のＧＡ鋼板は、車体の軽量化・高強度化を図ることができる表面処理鋼板として自動車用途に好適なものであるが、それ以外にも、素材鋼板に防錆性を付与した表面処理鋼板として、家電や建材用途をはじめとする広範な用途に適用することができる。
　以下に本発明の実施例を示す。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
　表１に示す鋼組成のスラブを加熱炉にて１２６０℃で６０分間加熱した後、板厚２．８ｍｍまで熱間圧延し、５４０℃で巻き取った。この熱延鋼板を酸洗して黒皮スケールを除去した後、板厚１．６ｍｍまで冷間圧延し、冷延鋼板を得た。
　入側から順に還元炉（ラジアントチューブ式加熱炉）、冷却帯、溶融亜鉛ポット、合金化用ＩＨ炉および軽圧下圧延装置を備えた連続溶融亜鉛めっき設備において、表２および表４に示す条件で、上記冷延鋼板に焼鈍（焼鈍工程（ａ））、めっき処理（めっき処理工程（ｂ））、合金化処理（合金化処理工程（ｃ））および軽圧下圧延（圧延工程（ｘ））を順次施した後、巻き取った。次いで、ガス加熱により雰囲気温度の調整が可能な加熱設備において、そのＧＡ鋼板（コイル）に表２および表４に記載の条件で加熱処理（加熱処理工程（ｙ））を施した。この加熱処理は、雰囲気の温度以外の制御は特に行わず、大気雰囲気で実施した。軽圧下圧延に用いたワークロールのロール径は５３０ｍｍであり、ワークロールの表面の粗さは、１．３μｍであった。
　連続溶融亜鉛めっき設備では、還元炉の雰囲気ガスとしてＨ２－Ｎ２混合ガスを用い、その雰囲気の露点は加湿ガスを還元炉内に導入することで制御した。また、溶融亜鉛ポットに保持された溶融亜鉛めっき浴は、浴温度を５００℃とし、浴組成をＡｌが０．１質量％で残部がＺｎおよび不可避不純物となるように調整した。鋼板は溶融亜鉛めっき浴に浸漬した後、ガスワイピングによりめっき付着量を制御した。溶融亜鉛めっき後の合金化処理は、鋼板をＩＨヒーターで加熱することで行った。
　以上のようにして得られたＧＡ鋼板について、引張強度（ＴＳ)、全伸び（ＥＬ)、限界穴拡げ率（λ）、めっき付着量及びめっき層のＦｅ濃度、「鋼板中に存在する水素のうち、鋼板を２００℃まで昇温した際に放出される水素量」を測定した。それぞれの測定方法を以下に示す。
・引張強度（ＴＳ)および全伸び（ＥＬ）の測定
　引張強度（ＴＳ)、全伸び（ＥＬ）は引張試験により測定した。この引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して行い、引張強度（ＴＳ)、全伸び（ＥＬ）を測定した。ここで、高強度・高延性ＧＡ鋼板としては、ＴＳ≧９８０ＭＰａ以上かつ引張強度(ＴＳ）×全伸び(ＥＬ)が１６０００ＭＰａ・％以上が“好ましい特性”であるといえる。
・限界穴拡げ率（λ）の測定
　限界穴拡げ率（λ）は、穴拡げ試験により測定した。この穴拡げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ２２５６（２０１０）に準拠して行った。ＧＡ鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍのサイズに切断して供試体とし、この供試体にクリアランス１２％±１％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、６０°円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定した。ポンチの押し込み速度は１０ｍｍ／ｍｉｎとした。下記の式から限界穴拡げ率を求め、この限界穴広げ率から穴拡げ性を評価した。
　限界穴拡げ率（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
　　但し、Ｄｆ：亀裂発生時の穴径（ｍｍ）
　　　　　Ｄ０：初期穴径（ｍｍ）
　ここで、高強度・高延性ＧＡ鋼板としては、限界穴拡げ率（λ）が以下の場合が“好ましい特性”であるといえる。
　　９８０≦ＴＳ＜１１８０の場合、λ≧３０％
　　１１８０≦ＴＳ＜１４７０の場合、λ≧２０％
・めっき付着量およびめっき層のＦｅ濃度の測定
　鉄に対する腐食抑制剤（朝日化学工業（株）製「イビット」（登録商標））を添加した１０質量％塩酸中に供試体（ＧＡ鋼板）を浸漬し、めっき層を溶解させた。溶解に伴う供試体の質量減少量を測定し、その値を鋼板の表面積で規格化した値をめっき付着量（ｇ／ｍ２）とした。また、ＩＣＰ発光分光分析法を使用して塩酸に溶解したＺｎ、Ｆｅの量を測定し、{Ｆｅ溶解量／（Ｆｅ溶解量＋Ｚｎ溶解量）}×１００をめっき層のＦｅ濃度（質量％）とした。
・「鋼板中に存在する水素のうち、鋼板を２００℃まで昇温した際に放出される水素量」の測定
　ＧＡ鋼板の試験片の表裏のめっき層を、リューターを用いて物理的に削って除去した。この際の鋼板の研削量は板厚の５％以下とした。めっき層の除去後、試験片中の水素量をガスクロマトグラフィーによる昇温分析により測定した。この分析における試験片の昇温時到達温度を２００℃とし、昇温速度は２００℃／ｈｒとした。このようにして測定された水素量を鋼板の質量で除した値を、「鋼板中に存在する水素のうち、鋼板を２００℃まで昇温した際に放出される水素量（質量ｐｐｍ）」とした。
・めっき外観の評価
　ＧＡ鋼板のめっき外観を以下のように評価した。
　ＧＡ鋼板のめっき表面の外観観察を行い、不めっきの有無およびめっき表面に色調差として認められる模様の有無によりめっき外観を評価した。すなわち、ＧＡ鋼板について１ｍ２の範囲を無作為に５箇所選び、目視で不めっきの有無と色調差として認められる模様の有無を調べ、めっき外観を以下のように評価した。
　○：５箇所すべてにおいて不めっきおよび模様が認められない（優良)
　△：５箇所すべてにおいて不めっきが認められないが、１箇所以上で模様が認められる（良好）
　×：１箇所以上で不めっきが認められる（不良）
・ＧＡ鋼板の亀裂の確認
　ＧＡ鋼板の亀裂の確認は以下のように行った。走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）でＧＡ表面を観察し、領域内に存在する亀裂の長さを測定して、観察領域の面積で割った数値を計算した。これを任意の領域１０か所で行い、その平均値をＬとした。さらに、亀裂の方向が圧延方向に対して８０～１００°の範囲にあるものを、圧延方向に対して直角に進展した亀裂として、その長さを測定し全体の亀裂に対する割合を計算した。この割合が６０％超のものを不良（×）、６０％以下のものを良好（○）とした。Ｌが０．０１０μｍ／μｍ２未満または０．０７０μｍ／μｍ２以上のものについては、亀裂割合の計算は行わなかった。
・耐パウダリング性の測定
　ＧＡ鋼板の耐パウダリング性は以下のように測定した。ＧＡ鋼板にセロテープ（登録商標）を貼り、テープ面に９０度曲げ、曲げ戻しを施し、テープを剥がす。剥がしたテープに付着した鋼板から剥離しためっきの量を、蛍光Ｘ線によるＺｎカウント数として測定し、下記基準に照らしてランク２以下のものを特に良好（○）、ランク３のものを良好（△）、４以上のものを不良（×）と評価し、ランク３以下を合格とした。またＦｅ濃度が８質量％未満の鋼板については、耐パウダリング試験は行わなかった。
蛍光Ｘ線カウント数　　　　　ランク
０以上２０００未満　　　　：１　（良）
２０００以上５０００未満　：
５０００以上８０００未満　：
８０００以上１２０００未満：
１２０００以上　　　　　：５　（劣）
・耐遅れ破壊性の評価
　ＧＡ鋼板の耐遅れ破壊性を以下のようにして評価した。予備加工で得られた試験片に研削加工を施して３０ｍｍ×１００ｍｍの二次試験片を得た。この二次試験片を曲率半径１０ｍｍＲで１８０°曲げ加工し、板間を１２ｍｍ絞め込み、遅れ破壊評価用試験片とした。この遅れ破壊評価用試験片を、ｐＨ１とｐＨ３の塩酸水溶液中にそれぞれ浸漬し、９６時間後の割れの発生の有無を調査した。本試験は、各鋼板３検体ずつ実施し、１検体でも割れが発生した場合は、割れ発生とした。この試験結果を以下のように評価した。
　◎：ｐＨ１の塩酸水溶液による試験とｐＨ３の塩酸水溶液による試験のいずれでも割れ発生無し（優良）
　○：ｐＨ１の塩酸水溶液による試験では割れ発生。ｐＨ３の塩酸水溶液による試験では割れ発生無し（良好）
　×：ｐＨ１の塩酸水溶液による試験とｐＨ３の塩酸水溶液による試験のいずれでも割れ発生（不良）
　以上の測定・評価結果を製造条件とともに表２～表５に示す。
　表２～表５から明らかなように、本発明例の高強度ＧＡ鋼板は、いずれも拡散性水素量が低く抑えられているため耐遅れ破壊性に優れており、さらに延性、穴拡げ性、めっき外観にも優れている。これに対して、比較例の高強度ＧＡ鋼板は、拡散性水素量が多いため耐遅れ破壊性に劣り、また延性、穴拡げ性、めっき外観の１つ以上が劣っている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005

Claims (11)

  1. 　高強度鋼板を母材とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
    　Ｆｅ濃度が８～１７質量％のめっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を圧延する圧延工程（ｘ）と、
    　該圧延工程（ｘ）を経ためっき鋼板を下記（１）式および（２）式を満たす条件で加熱する加熱処理工程（ｙ）を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    　（２７３＋Ｔ）×（２０＋２× ｌｏｇ１０（ｔ））≧８０００　　・・・（１）
    　４０≦Ｔ≦１６０　　・・・（２）
    　　但し、Ｔ：めっき鋼板の加熱温度（℃）
    　　　　　ｔ：加熱温度Ｔでの保持時間（ｈｒ）
  2. 　前記圧延工程（ｘ）の前に、
    　鋼板の焼鈍工程（ａ）と、
    　該焼鈍工程（ａ）を経た鋼板に溶融亜鉛めっきを施すめっき処理工程（ｂ）と、
    　該めっき処理工程（ｂ）で得られためっき層に合金化処理を施し、前記Ｆｅ濃度が８～１７質量％のめっき層とする合金化処理工程（ｃ）とを有する請求項１に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  3. 　前記圧延工程（ｘ）では、めっき鋼板を圧下率０．１０～１％で軽圧下圧延する請求項１または２に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  4. 　前記鋼板が、質量％で、
    Ｃ：０．０３～０．３５％、
    Ｓｉ：０．０１～２．００％、
    Ｍｎ：２．０～１０．０％、
    Ａｌ：０．００１～１．０００％、
    Ｐ：０．１０％以下、
    Ｓ：０．０１％以下を含有し、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、
    引張強度が９８０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）の積（ＴＳ×ＥＬ）が１６０００ＭＰａ・％以上であり、めっき層のめっき付着量が片面当たり２０～１２０ｇ／ｍ２である請求項１～３のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  5. 　前記鋼板が、さらに、質量％で、
    Ｂ：０．００１～０．００５％、
    Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、
    Ｔｉ：０．００５～０．０８０％、
    Ｃｒ：０．００１～１．０００％、
    Ｍｏ：０．０５～１．００％、
    Ｃｕ：０．０５～１．００％、
    Ｎｉ：０．０５～１．００％、
    Ｓｂ：０．００１～０．２００％の中から選ばれる１種以上を含有する請求項４に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  6. 　前記焼鈍工程（ａ）では、鋼板のＡｃ１点およびＡｃ３点に応じて鋼板温度（℃）を［Ａｃ１＋（Ａｃ３－Ａｃ１）／６］～９５０℃とし、当該温度における保持時間を６０～６００秒とし、
    　合金化処理工程（ｃ）では、合金化処理温度を４６０～６５０℃とする請求項２～５のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  7. 　前記焼鈍工程（ａ）では、鋼板温度が６００～９００℃の領域をＨ２濃度が３～２０ｖｏｌ％、露点が－６０℃～－３０℃の雰囲気とする請求項２～６のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  8. 　高強度鋼板を母材とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
    めっき層のＦｅ濃度が８～１７質量％であり、鋼板中に存在する水素のうち、鋼板を２００℃まで昇温した際に放出される水素量が０．３５質量ｐｐｍ以下である高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  9. 　前記鋼板が、質量％で、
    Ｃ：０．０３～０．３５％、
    Ｓｉ：０．０１～２．００％、
    Ｍｎ：２．０～１０．０％、
    Ａｌ：０．００１～１．０００％、
    Ｐ：０．１０％以下、
    Ｓ：０．０１％以下を含有し、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、
    引張強度が９８０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）の積（ＴＳ×ＥＬ）が１６０００ＭＰａ・％以上であり、めっき層のめっき付着量が片面当たり２０～１２０ｇ／ｍ２である請求項８に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  10. 　前記鋼板が、さらに、質量％で、
    Ｂ：０．００１～０．００５％、
    Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、
    Ｔｉ：０．００５～０．０８０％、
    Ｃｒ：０．００１～１．０００％、
    Ｍｏ：０．０５～１．００％、
    Ｃｕ：０．０５～１．００％、
    Ｎｉ：０．０５～１．００％、
    Ｓｂ：０．００１～０．２００％の中から選ばれる１種以上を含有する請求項９に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  11. 　前記高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、鋼板表面のめっき層に入った微細な亀裂の単位面積当たりの長さの平均値（Ｌ）が０．０１０μｍ／μｍ２以上０．０７０μｍ／μｍ２以下であり、このうち、圧延方向に対して略直角方向に延びる亀裂の長さの割合が亀裂の長さ全体の６０％以下である請求項８～１０のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
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